EP4752255A1

EP4752255A1 - Eisen-nickel-legierung, verfahren zu deren herstellung, dadurch erhältliches strangförmiges produkt sowie verwendung des strangförmigen produkts zur herstellung eines trägerseils für hochtemperaturleitungen

Info

Publication number: EP4752255A1
Application number: EP24216392.1A
Authority: EP
Inventors: Andreas KEPLINGER; Florian Dierer
Original assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Current assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Priority date: 2024-11-29
Filing date: 2024-11-29
Publication date: 2026-06-03
Also published as: WO2026115111A1

Abstract

Offenbart wird eine Eisen-Nickel-Legierung, die neben einem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten auch eine hohe Zugfestigkeit und Bruchdehnung aufweist, ein Verfahren zu deren Herstellung, ein mittels dieses Verfahrens erhältliches strangförmiges Produkt sowie eine Verwendung des strangförmigen Produkts zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen. Diese Eisen-Nickel-Legierung weist die folgenden Legierungselementen in Massenanteilen auf: C von 0,18 % - 0,30 %, optional Si mit weniger als oder gleich 0,50 %, optional Mn mit weniger als oder gleich 0,30 %, Cr von 0,01 % - 0,70 %, Ni von 36,00 % - 39,00 %, optional Al mit weniger als oder gleich 0,10 %, optional Mo mit weniger als oder gleich 0,50 %, optional Ti mit weniger als oder gleich 0,10 %, optional N mit weniger als oder gleich 0,01 %, optional B mit weniger als oder gleich 0,01 %, optional Co mit weniger als oder gleich 5,0 %, optional P mit weniger als oder gleich 0,015 %, optional S mit weniger als oder gleich 0,015 %, Cu von 0,01 % - 0,80 %, W von 0,30 % - 0,75 %, V von 0,50 % - 0,90 %, optional Nb mit weniger als oder gleich 0,10 % und Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

Technisches Gebiet

Die vorliegende Offenbarung betrifft eine Eisen-Nickel-Legierung, die neben einem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten auch eine hohe Zugfestigkeit und Bruchdehnung aufweist, ein Verfahren zu deren Herstellung, ein mittels dieses Verfahrens erhältliches strangförmiges Produkt sowie eine Verwendung des strangförmigen Produkts zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen.
Im Speziellen betrifft die vorliegende Offenbarung eine Invar-Legierung, die neben einem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten auch eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Bruchdehnung aufweist und somit insbesondere zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen geeignet ist.

Stand der Technik

Eisen-Nickel-Legierungen werden ab einem Massenanteil an Nickel von 35 % als Invar-Legierungen bezeichnet. Diese zeichnen sich vor allem durch eine sehr geringe Wärmeausdehnung aus. Invar-Legierungen, die speziell auf eine möglichst geringe Wärmeausdehnung optimiert sind, erreichen Wärmeausdehnungskoeffizienten je nach Temperaturbereich von weniger als 2,0·10^-6 K^-1.
Invar-Legierungen werden in einer Vielzahl von Bereichen eingesetzt, wie beispielsweise zur Herstellung von Lochmasken für Bildröhren, Tanks von Flüssiggasschiffen (Membrantanks), Lasergehäusen oder Drähten in Präzisionsnivellierlatten zum Einsatz in der Geodäsie. Zudem können diese als Formenmaterial bei der Herstellung von CFK-Bauteilen für die Luft- und Raumfahrt eingesetzt werden, um Verzüge und Verspannungen zwischen der Form und dem Bauteil aufgrund abweichender Wärmedehnung mit daraus resultierenden Beschädigungen zu vermeiden.
Mit der vorliegenden Erfindung ist eine Eisen-Nickel-Legierung gesucht, die insbesondere zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen geeignet ist. Diese müssen auf Dauer Temperaturen von bis zu 200 °C standhalten und neben einem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten auch eine sehr hohe Zugfestigkeit und ausreichend hohe Bruchdehnung aufweisen.
Ein Herstellungsverfahren für eine drahtförmige Eisen-Nickel-Legierung mit besonderen mechanischen Eigenschaften ist in der EP 2 279 274 B1 offenbart. Bei der Herstellung drahtförmiger Vorprodukte aus der Eisen-Nickel-Legierung durch Kaltziehen wird zwischen den Ziehstufen eine Glühbehandlung durchgeführt.
In der EP 1 979 501 B1 wird die Verwendung einer kriechbeständigen und ausdehnungsarmen Eisen-Nickel-Legierung mit höherer mechanischer Festigkeit im CFK-Formenbau offenbart. Es können zwar hohe Zugfestigkeitswerte von R_m = 1200 MPa oder mehr erreicht werden, allerdings sind dann die Dehnwerte bei nur noch 2 % bis 3 %.
Die EP 4 194 121 A1 offenbart eine Eisenlegierung, die von 25-42 % an Nickel enthalten kann und als verstärkender Stahlkern in einem Aluminium-Litzenkabel für Überlandleitungen verwendet werden kann. Die Legierung zeichnet sich dadurch aus, dass Oxide fein verteilt in der Matrix vorliegen.
Eine Invar-Legierung und ein daraus hergestellter Draht werden in der JP 2022 138809 A2 offenbart. Bei dieser Legierung werden gezielt (VCr)-basierte Verbundkarbide eingesetzt werden, um die Festigkeit zu verbessern. Bei dem während der Herstellung des Drahtes durchgeführten Lösungsglühen kommt es zu einer Entkohlung der Randschicht, so dass ein Verhältnis von Zentrumshärte zu Oberflächenhärte des Drahtes gemäß der Formel Zentrumshärte + 10 ≥ Oberflächenhärte des Drahtes erreicht wird.
In der CN 1743490 A werden Invar-Legierungen offenbart, bei denen gezielt W, V und C zulegiert werden, um eine ausreichende Festigkeit zu gewährleisten. Es wird ein Verhältnis W/V > 1,5 eingestellt, um feine Karbide vom Typ MC, M₂C oder M₈C₇ auszuscheiden, die verhindern, dass die Karbide zu groben Partikeln werden, wodurch die Festigkeit der Invar-Legierung mit geringer Ausdehnung effektiv erhöht wird.
Die bekannten Invar-Legierungen, die eine ausreichend hohe Zugfestigkeit für ein strangförmiges Produkt aufweisen, zeichnen sich im Allgemeinen durch eine niedrige Bruchdehnung aus, was zum Teil darauf zurückzuführen ist, dass die Größe der Karbide, die den Bruch verursachen, über 20 µm liegt und dass die Korngröße durch das Lösungsglühen bei der Herstellung des strangförmigen Produktes zunimmt. Diese sind für Anwendungen bei denen neben einer hohen Zugfestigkeit auch eine ausreichend hohe Bruchdehnung gefordert ist nicht geeignet.

Aufgabe der Erfindung

Vor diesem Hintergrund ist es die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Eisen-Nickel-Legierung, die zum einen eine möglichst geringe Wärmeausdehnung aber dennoch eine sehr hohe Zugfestigkeit und möglichst hohe Bruchdehnung aufweist, ein Verfahren zur Herstellung eines strangförmigen Produkts aus der Eisen-Nickel-Legierung und ein durch dieses Verfahren erhältliches strangförmiges Produkt bereitzustellen, wobei das erfindungsgemäße strangförmige Produkt zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen verwendbar ist.

Beschreibung der Erfindung

Gelöst wurde diese Aufgabe durch Bereitstellen einer Eisen-Nickel-Legierung mit den folgenden Legierungselementen in Massenanteilen:

C von 0,18 % - 0,30 %,
optional Si mit weniger als oder gleich 0,50 %,
optional Mn mit weniger als oder gleich 0,30 %,
Cr von 0,01 % - 0,70 %,
Ni von 36,00 % - 39,00 %,
optional Al mit weniger als oder gleich 0,10 %,
optional Mo mit weniger als oder gleich 0,50 %,
optional Ti mit weniger als oder gleich 0,10 %,
optional N mit weniger als oder gleich 0,01 %,
optional B mit weniger als oder gleich 0,01 %,
optional Co mit weniger als oder gleich 5,0 %,
optional P mit weniger als oder gleich 0,015 %,
optional S mit weniger als oder gleich 0,015 %,
Cu von 0,01 % - 0,80 %,
W von 0,30 % - 0,75 %,
V von 0,50 % - 0,90 %,
optional Nb mit weniger als oder gleich 0,10 % und

Die erfindungsgemäße Eisen-Nickel-Legierung zeichnet sich zum einen durch eine niedrige Wärmeausdehnung mit einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von weniger als oder gleich 3,5·10^-6 K^-1 aus und zum anderen durch sehr hohe Zugfestigkeitswerte von über 1100 MPa bei einer Bruchdehnung von mehr als 10 %. Zudem zeigte sich, dass der Wärmeausdehnungskoeffizient der erfindungsgemäßen Eisen-Nickel-Legierung bis deutlich über 200 °C nahezu konstant bleibt.
Aus diesem Grund ist die erfindungsgemäße Eisen-Nickel-Legierung hervorragend als Trägerseil für Hochtemperaturleitungen geeignet. Bei der Übertragung großer Strommengen über Freileitungen (Überlandleitungen) können Temperaturen von über 200 °C auftreten, was dazu führt, dass der Seildurchhang zwischen den Masten um bis zu 20 % im Vergleich zu herkömmlichen Leitern zunehmen kann. Mit der erfindungsgemäßen Eisen-Nickel-Legierung können somit Trägerseile hergestellt werden, die aufgrund ihrer geringen Wärmeausdehnung den Durchhang bei Hochtemperaturleitungen verringern helfen bei gleichzeitig hoher Zugfestigkeit und Bruchdehnung.
Möglich gemacht wurde dies, indem der Kohlenstoffgehalt angehoben wurde, um das Festigkeitsmaximum zu steigern bei gleichzeitiger Steuerung der Karbidausscheidung. Erfindungsgemäß beträgt der Massenanteil an C von 0,18 % - 0,30 %, weiter bevorzugt von 0,20 % - 0,28 %.
Durch eine Steuerung der Karbidausscheidung wurde das Auftreten grober Karbide (> 20 µm) minimiert ohne gleichzeitig die absolute Menge an Karbiden zu verringern. Dies wurde zum einen erreicht durch die Begrenzung des Massenanteils an V auf < 1,0 %, was zu einer Absenkung der Triebkraft für die Ausscheidung/Wachstum des Karbids VC führt. Zudem würde bei einem Massenanteil an V von > 1 % die Wärmedehnung ansteigen, was unerwünscht ist. Eine weitere Maßnahme war das Zulegieren von W, um gezielt das Karbid WC einzubringen, wodurch die Zugfestigkeit gesteigert werden konnte.
Ein weiterer Aspekt war das Erreichen einer ausreichend hohen Bruchdehnung, um die Kaltumformbarkeit zu verbessern, was erreicht werden kann, wenn die Korngröße klein gehalten wird. Zu diesem Zweck ist es vorteilhaft, die Legierung direkt aus der Walzhitze zu verarbeiten, so dass keine zusätzliche Wärmebehandlung erforderlich ist.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform enthält die erfindungsgemäße Eisen-Nickel-Legierung die folgenden Legierungselemente in Massenanteilen:

C von 0,18 % - 0,30 %,
optional Si mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,50 %,
optional Mn mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,30 %,
Cr von 0,01 % - 0,70 %,
Ni von 36,00 % - 39,00 %,
optional Al mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,10 %,
optional Mo mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,50 %,
optional Ti mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,10 %,
optional N mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,01 %,
optional B mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,01 %,
optional Co mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 5,0 %,
optional P mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,015 %,
optional S mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,015 %,
Cu von 0,01 % - 0,80 %,
W von 0,30 % - 0,75 %,
V von 0,50 % - 0,90 %,
optional Nb mit mindestens 0,001 % und weniger als oder gleich 0,10 % und

Wenn in der vorliegenden Anmeldung der Anteil eines Legierungselements mit beispielsweise der Angabe "weniger als oder gleich 0,10 %" angegeben ist, so bedeutet dies, dass dieses Legierungselement mit "maximal 0,10 %" oder mit einem Anteil von "weniger als 0,10 %" enthalten sein kann.
Es zeigte sich darüber hinaus als vorteilhaft, Niob mit einem Massenanteil von weniger als oder gleich 0,10 % zuzulegieren, was kornfeinend wirkt und wodurch außerdem das Karbid NbC ausgeschieden wird. Aufgrund der kleineren Korngrößen, kann eine bessere Duktilität erreicht werden. Dies wird bereits ab einem Massenanteil an Nb von 0,01 % erreicht. Vorzugsweise beträgt der Massenanteil von Niob daher 0,01 % oder mehr und weniger als oder gleich 0,10 %, weiter bevorzugt 0,01 % bis 0,08 % und besonders bevorzugt 0,01 % bis 0,05 %.
Es zeigte sich ferner, dass die Massenanteile an W und V einen noch nicht vollständig geklärten symbiotischen Effekt zeigen. Ein geeignetes Verhältnis von W/V hilft, die Karbidausbildung zu verstärken, wobei gleichzeitig eine Vergröberung der Karbide verhindert werden kann. Durch das Vermeiden größerer Schmelzkarbide kann das Auftreten von Defektstellen, die einen frühzeitigen Bruch auslösen können, minimiert werden.
Dabei ist ein Absenken des Massenanteils an V vorteilhaft, da ansonsten vermehrt Primärkarbide aus der Schmelze gebildet werden, die durch eine Glühbehandlung nicht mehr aufgelöst werden können. Das Absenken des Massenanteils an V führt andererseits zu einer Abnahme der Zugfestigkeit, was wiederum ausgeglichen werden kann durch gezieltes Zulegieren von C und W, so das sehr hohe Zugfestigkeitswerte von über 1100 MPa erreicht werden können, was über den üblichen Festigkeitswerten von Invar-Legierungen liegt.
Somit beträgt gemäß einer bevorzugen Ausführungsform das Verhältnis der Massenanteile W/V von 0,45 bis 1,3. Weiter bevorzugt beträgt das Verhältnis der Massenanteile W/V von 0,45 bis 1,2 und noch weiter bevorzugt von 0,48 bis 1,1 und insbesondere von 0,48 bis 1,0. Besonders bevorzugt beträgt das Verhältnis der Massenanteile W/V von 0,50 bis 0,95 und insbesondere von 0,50 bis 0,90.
Bei der Verarbeitung der erfindungsgemäßen Eisen-Nickel-Legierung konnte gegebenenfalls auf ein Lösungsglühen verzichtet werden, wodurch es möglich wurde, eine noch vorteilhaftere Kombination aus Zugfestigkeit und Zähigkeit zu erreichen. Infolgedessen konnte das Material im warmgewalzten Zustand verarbeitet werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Eisen-Nickel-Legierung beträgt der Massenanteil von Mo weniger als oder gleich 0,40 %, vorzugsweise weniger als oder gleich 0,20 % und weiter bevorzugt 0,01 % - 0,08 %.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Eisen-Nickel-Legierung betragen die Massenanteile von Al und Ti unabhängig voneinander jeweils 0,01 % - 0,08 %.
Die vorliegende Erfindung betriff ferner ein Verfahren zur Herstellung eines strangförmigen Produkts aus der erfindungsgemäßen Eisen-Nickel-Legierung, bei dem nach dem Aufschmelzen der Legierungsbestandteile, einer optionalen sekundärmetallurgischen Behandlung der erhaltenen Schmelze und dem Guss eines Halbzeugs, eine Warmumformung durchgeführt wird, das dadurch erhaltene Zwischenprodukt, nach einem optionalen Lösungsglühen, einer Kaltumformung unterzogen wird, um ein strangförmiges Produkt auszubilden, und das strangförmige Produkt einer abschließenden Wärmebehandlung unterzogen wird.
Entsprechende Schmelzverfahren und sekundärmetallurgischen Behandlungen sind beispielsweise in EP 3 899 063 B1 und EP 3 899 065 A1 beschrieben und können auch im vorliegenden Verfahren eingesetzt werden.
Es zeigte sich, dass es nicht unbedingt notwendig ist, das Halbzeug vor der Warmumformung einem Umschmelzen zu unterziehen. Somit ist das erfindungsgemäße Verfahren gemäß einer bevorzugten Ausführungsform dadurch charakterisiert, dass das Halbzeug vor der Warmumformung keinem Umschmelzen unterzogen wird.
Es zeigte sich ferner, dass das durch Warmumformung erhaltene Zwischenprodukt vor der Kaltumformung nicht notwendigerweise einem Lösungsglühen unterzogen werden muss. Somit ist das erfindungsgemäße Verfahren gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform dadurch charakterisiert, dass das durch Warmumformung erhaltene Zwischenprodukt vor der Kaltumformung keinem Lösungsglühen unterzogen wird.
Wenn das durch Warmumformung erhaltene Zwischenprodukt vor der Kaltumformung dennoch einem Lösungsglühen unterzogen wird, so war es vorteilhaft, dies bei 900 °C bis 1200 °C für 1 s bis 10 h durchzuführen, gefolgt von einem Abschrecken auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate von mehr als 20 K/s. Zudem kann nach dem Abschrecken auf Raumtemperatur gegebenenfalls ein Beizen durchgeführt werden.
Es hat sich zudem als vorteilhaft erwiesen, im Verlauf des erfindungsgemäßen Verfahrens zumindest einmal nach einer Wärmebehandlung eine Oberflächenbehandlung durchzuführen. Dies kann ein Beizen, Schleifen und/oder Schälen, insbesondere ein Ziehschälen sein. Eine derartige Oberflächenbehandlung kann während des Verfahrens einmal nach einer von mehreren Wärmebehandlungen, oder jeweils nach einer Wärmebehandlung und somit auch mehrmals durchgeführt werden. Die Oberflächenbehandlung erleichtert die Weiterverarbeitung des Produkts oder Zwischenprodukts, so dass beispielsweise nachfolgend aufgebrachte Beschichtungen besser haften.
Bei dem Schritt der Kaltumformung wird vorzugsweise ein Umformgrad von 20 % bis 80 % verwendet.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren kann gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform die abschließende Wärmebehandlung des strangförmigen Produkts bei 500 °C bis 750 °C, vorzugsweise bei 550 °C bis 700 °C, für 1 bis 30 h durchgeführt werden.
Die abschließende Wärmebehandlung kann auch als Anlassen oder Alterung bezeichnet werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens kann als ein weiterer Behandlungsschritt ein Schleifen des durch die Kaltumformung erhaltenen Drahtes durchgeführt werden. Dieses findet vor der abschließenden Wärmebehandlung statt.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein strangförmiges Produkt aus einer Eisen-Nickel-Legierung, welches durch das oben beschriebene erfindungsgemäße Verfahren erhältlich ist. Dabei weist das erfindungsgemäße strangförmiges Produkt eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa im angelassenen Zustand und einen Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 15-230 °C von weniger als oder gleich 3,5×10^-6 K^-1 auf. Die Untergrenze des Wärmeausdehnungskoeffizienten liegt vorzugsweise bei 1,5×10^-6 K^-1.
Gemäß einer bevorzugte Ausführungsform weist das erfindungsgemäße strangförmige Produkt eine Bruchdehnung von mehr als 10 % auf.
Es zeigte sich, dass bei dem erfindungsgemäßen strangförmigen Produkt der Wärmeausdehnungskoeffizient bis 200 °C einen Wert von weniger als oder gleich 3,5×10^-6 K^-1 beibehält und somit die Knicktemperatur über 200 °C liegt und vorzugsweise im Bereich von 200 °C bis 350 °C liegt. Weiter bevorzugt liegt die Knicktemperatur bei 220 °C bis 320 °C, besonders bevorzugt bei 230 °C bis 300 °C und noch mehr bevorzugt bei 240 °C bis 290 °C.
Grundsätzlich ist die Knicktemperatur abhängig von der Weiterverarbeitung des Produkts und gelten die oben angegebenen Werte und Bereiche vorzugsweise für das nach der abschließenden Wärmebehandlung erhaltene Produkt.
Als die Knicktemperatur eines Materials wird die Temperatur bezeichnet, bei der in einem Diagramm in dem die relative Wärmeausdehnung dL/L₀ eines aus dem Material hergestellten Körpers in Abhängigkeit von der Temperatur des Körpers dargestellt ist, der annähernd lineare Verlauf des Graphen sich ändert. Fig. 2 zeigt eine idealisierte Darstellung eines derartigen Diagramms, in dem die relative Wärmeausdehnung dL/L₀ gegen die Temperatur aufgetragen ist. Der in idealisierter Darstellung lineare Verlauf des Graphen unterhalb der Knicktemperatur T_K ändert sich beim Erreichen der Knicktemperatur T_K und verläuft im Temperaturbereich oberhalb der Knicktemperatur T_K wiederum linear, jedoch mit einer höheren Steigung. Das heißt, der Wärmausdehnungskoeffizient des Materials ist oberhalb der Knicktemperatur größer als darunter. Die auch als "kink temperature" bezeichnete Knicktemperatur ist zudem übereinstimmend mit der Curie-Temperatur eines Materials, die die Temperatur bezeichnet, bei deren Erreichen ein Material seine ferromagnetischen Eigenschaften verliert und paramagnetisch wird.
Bezogen auf die vorliegende Erfindung bedeutet dies, dass der Wärmeausdehnungskoeffizient des erfindungsgemäßen strangförmigen Produkts unterhalb der Knicktemperatur kleiner als 3,5×10^-6 K^-1 ist und oberhalb der Knicktemperatur Werte von mehr als 3,5×10^-6 K^-1 aufweist.
Gemäß einer weiteren bevorzugte Ausführungsform weist das erfindungsgemäße strangförmige Produkt eine austenitische Gefügestruktur mit mindestens 95 Vol.% Austenit und maximal 5 Vol.% Ausscheidungen und nichtmetallische Einschlüsse auf. Im Speziellen können bis zu 5 Vol.% der Karbide VC, WC, NbC und Cr₇C₃ enthalten sein. Dabei ist der Karbiddurchmesser vorzugsweise < 10 µm. Vorzugsweise weist das erfindungsgemäße strangförmige Produkt eine austenitische Gefügestruktur mit mindestens 97 Vol.% Austenit und maximal 3 Vol.% der wie beispielhaft genannten Ausscheidungen und nichtmetallische Einschlüsse auf.
Das oben beschriebene erfindungsgemäße strangförmige Produkt kann als ein Ausgangsprodukt für ein Trägerseil für Hochtemperaturleitungen verwendet werden.
Demgemäß ist ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung die Verwendung des erfindungsgemäßen strangförmigen Produkts zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform ist die genannte Verwendung, dadurch gekennzeichnet, dass das strangförmige Produkt einer weiteren Kaltumformung unterzogen wird.

Kurzbeschreibung der Figuren

Fig. 1 ist eine schematische Darstellung der einzelnen Verfahrensschritte des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines strangförmigen Produkts.
Fig. 2 ist ein Diagramm zur Erläuterung der Knicktemperatur T_K, wobei in dem Diagramm die relative Wärmeausdehnung dL/L₀ gegen die Temperatur in °C aufgetragen ist;

Begriffsdefinitionen und Messverfahren

Mit dem Begriff Wärmeausdehnungskoeffizient wird in der vorliegenden Offenbarung der thermischen Längenausdehnungskoeffizienten α bezeichnet, der auch als linearer Wärmeausdehnungskoeffizient bezeichnet werden kann, in der Einheit 10^-6 K^-1 angegeben wird und für den Temperaturbereich von 15 - 230 °C gilt. Gemessen wird dieser Parameter gemäß DIN 51045-1:2005-08.
Die Zugfestigkeit kennzeichnet den maximale Spannungswert, den ein Material aushalten kann, während es gezogen wird, bevor es bricht. Sie wird in Kraft pro Flächeneinheit (z.B. Megapascal, MPa) angegeben.
Die Bruchdehnung ist ein Maß dafür, wie stark ein Material gestreckt werden kann, bevor es bricht. Sie wird in Prozent ausgedrückt und gibt die Längenänderung im Verhältnis zur ursprünglichen Länge des Materials an.
Die in der vorliegenden Offenbarung genannten Materialkennwerte der Zugfestigkeit und Bruchdehnung wurden gemäß ISO 6892-1 Rev.11.19 bestimmt. Dabei wurden die Messungen an wie in der Norm definierten Zugproben durchgeführt und sind daher nicht ohne weiteres gleichzusetzen mit Kennwerten, die bei Zugversuchen an anders geformten Endprodukten, wie einem Draht beliebiger Abmessung, erhalten werden.
Zugproben, die die in der oben genannte Norm ISO 6892-1 festgelegten Angaben erfüllen, sind in der DIN 50125 (2016) beschrieben. Für die vorliegende Offenbarung wurden die darin beschriebenen Zugproben der Form B verwendet, die charakterisiert sind durch eine Anfangsmesslänge L₀, die dem fünffachen des Probendurchmessers d₀ entspricht, d.h. L₀ = 5 d₀.
Nach einem Warmumformen wird in der Regel ein sogenanntes Kaltumformen durchgeführt. Darunter versteht man das plastische Umformen von Legierungen unterhalb der Rekristallisationstemperatur, wodurch eine Festigkeitssteigerung, die sogenannte Kaltverfestigung eintritt. Der Umformgrad beim plastischen Umformen (auch Kaltverfestigungsgrad genannt) ist wie folgt definiert:
(Ausgangsfläche A0 - Endfläche A1) / Ausgangsfläche A0.
Wenn beispielsweise die Ausgangsfläche 100 mm² beträgt, und die Endfläche 40 mm² beträgt. Berechnet sich der Umformgrad nach der Formel: (100-40) / 100 = 0,6 oder 60 %.
Der Verfahrensschritt des Lösungsglühens erfolgt zur Beseitigung von Restausscheidungen und ausgeprägten Texturen aus der Produktion. Zu diesem Zweck wird das umgeformte Vorprodukt bei einer hohen Temperatur (z.B. gleich oder größer als 1000 °C) für eine ausreichend lange Zeitdauer (z.B. 3 Std. oder mehr) in Lösung gebracht.
Bei der Alterungsbehandlung können gezielt Ausscheidungen (Karbide) gezüchtet werden. Ausscheidungen haben festigkeitssteigernde Wirkung. Die Alterungsbehandlung des abgekühlten umgeformten Vorproduktes kann bei einer Temperatur zwischen 500 °C und 750 °C, insbesondere 550 °C und 700 °C erfolgen. Insbesondere kann die Alterungsbehandlung bei Temperaturen von mindestens 560°C, 570°C, 580°C, 590°C oder 600°C und nicht mehr als 680 °C, 660 °C, 650°C oder 640 °C, durchgeführt werden. Die Zeitdauer der Alterungsbehandlung kann zwischen 1 Std. und 30 Std., insbesondere zwischen 2 Std. und 20 Std., zwischen 3 Std. und 15 Std., zwischen 5 Std. und 10 Std. und zwischen 8 Std. und 10 Std. betragen.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird die Alterungsbehandlung in einem Temperaturbereich von 600 °C bis 650 °C über einen Zeitraum von 1 bis 4 Stunden durchgeführt.
Nach der Alterungsbehandlung kann ein optionaler zusätzlicher Bearbeitungsschritt erfolgen. Dieser kann unter anderem ein Drehen, Schleifen, Polieren oder Ziehschälen sein.
Mit dem Begriff "unvermeidbare Verunreinigungen", wie er in der vorliegenden Offenbarung bei der Definition der Legierungszusammensetzung verwendet wird, werden die Anteile an Elementen in der Legierung bezeichnet, die bei der Herstellung einer Legierung nicht bewusst zulegiert werden sondern aufgrund der Verwendung üblicher Rohstoffe als Verunreinigungen enthalten sein können oder bei den üblichen Schritten der Herstellung unbeabsichtigt eingebracht werden. Diese können unter anderem auch als "erschmelzungsbedingte Verunreinigungen" oder "erschmelzungsbedingte unvermeidbare Verunreinigungen" bezeichnet werden.

Beschreibung der Ausführungsbeispiele

Nachstehend werden Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung auf der Basis der zugehörigen Figuren beschrieben.
Im Speziellen wurden zwei erfindungsgemäße Legierungen hergestellt und gemäß dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zu dem Materialproben der Beispiele 1 und 2 verarbeitet. Die Legierungszusammensetzung der Beispiele 1 und 2 ist in nachfolgender Tabelle 1 aufgeführt.

Gemäß demselben Verfahren wurden Materialproben der Vergleichsbeispiele 1 bis 3 hergestellt. Die Legierungszusammensetzung der Vergleichsbeispiele 1 bis 3 ist ebenfalls in nachfolgender Tabelle 1 aufgeführt.

Tabelle 1

Legierungs-element	Beispiel 1	Beispiel 2	Vergleichs-beispiel 1	Vergleichs-beispiel 2	Vergleichs-beispiel 3
C	0,26	0,22	0,22	0,55	0,216
Si	0,05	0,05	0,05	0,05	0,24
Mn	0,03	0,03	0,03	0,06	0,13
Cr	0,53	0,03	< 0,01	1,69	0,71
Ni	37,49	37,58	37,56	35,78	39,17
Al	0,01	0,01	0,01	0,01	0,03
Mo	0,02	0,02	< 0,01	0,02	0,02
Ti	< 0,02	< 0,02	< 0,02	< 0,02	< 0,02
N	< 0,01	< 0,01	< 0,01	< 0,01	< 0,01
B	< 0,01	< 0,01	< 0,01	< 0,01	< 0,01
Co	0,05	0,05	0,05	0,05	0,05
P	0,005	0,010	0,010	0,005	0,010
S	0,002	0,003	0,003	0,002	0,001
Cu	0,71	0,02	0,02	0,67	0,04
W	0,41	0,40	0,05	0,40	---
V	0,67	0,68	0,79	0,67	0,83
W/V	0,61	0,59	0,06	0,6	---
Nb	0,04	0,04	< 0,02	0,05	< 0,02
Rest	Fe +*	Fe +*	Fe +*	Fe +*	Fe +*

Fe +*: Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Die einzelnen Proben wurden in einer Vakuumschmelzanlage erschmolzen, danach zu Gussblöcken vergossen und anschließend warmumgeformt. Die Umformung erfolgte in einem Temperaturfenster zwischen 1000 - 1200 °C von einem Ausgangsquerschnitt mit einem Durchmesser von 250 mm auf einen finalen Durchmesser von 13,5 mm. Nach dem Warmumformen erfolgte für alle Proben eine Lösungsglühbehandlung bei 1150 °C für 1 Stunde, wobei die Wärmebehandlung durch ein schnelles Abschrecken mit > 20 K/s auf Raumtemperatur beendet wurde. Danach wurde das Material in einer Durchlaufbeizanlage gebeizt, um Oxidanhaftungen zu entfernen. Danach erfolgte eine Kaltumformung durch eine Drahtziehanlage von einem Durchmesser von 13,5 auf einem Durchmesser von 8,5 mm. Der finale Kaltumfomgrad für alle Proben betrug 60 %.
Anschließend wurde im Temperaturbereich zwischen 600 °C bis 650 °C für 3 Stunden eine abschließende Wärmebehandlung durchgeführt.
Die nacheinander ausgeführten Verfahrensschritte sind in Fig. 1 schematisch dargestellt. In Fig. 1 ist zudem auch eine optionale sekundärmetallurgische Behandlung abgebildet, die vorzugsweise dann durchgeführt wird, wenn die Ausgangsmaterialien in einem Lichtbogenofen (EAF) erschmolzen werden. Hier sind beispielhaft eine Vacuum Oxygen Decarburisation (VOD), eine Argon Oxygen Decarburisation (AOD) und ein Ladle Refining (LF) zu nennen. Ergänzend wird hierbei auf die in EP 3 899 063 B1 und EP 3 899 065 A1 beschriebenen sekundärmetallurgischen Behandlungen verwiesen, die auch im vorliegenden Verfahren eingesetzt werden können.

Von den am Ende des Verfahrens erhaltenen Materialproben der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurden die Materialkennwerte Zugfestigkeit, Bruchdehnung, Wärmeausdehnungskoeffizient und die Knicktemperatur bestimmt. Die erhaltenen Werte sind in nachfolgender Tabelle 2 aufgeführt.

Tabelle 2

Materialkennwert	Beispiel 1	Beispiel 2	Vergleichsbeispiel 1	Vergleichsbeispiel 2	Vergleichsbeispiel 3
Zugfestigkeit Rm [MPa]	1135	1135	1055	1250	1140
Bruchdehnung [%]	12	16	15	8	14
Wärmeausdehnungskoeffizient α [10^-6 K^-1]	3,0	2,7	2,3	4,1	4,0
Knicktemperatur [°C]	270	270	270	260	230

Die Materialproben der erfindungsgemäßen Beispiele 1 und 2 zeigten hohe Zugfestigkeiten von über 1100 MPa bei gleichzeitig ausreichend hohen Werten der Bruchdehnung von über 10 %. Zudem waren die Wärmeausdehnungskoeffizienten geringer als 3,5·10^-6 K^-1. Bei der Legierungszusammensetzung dieser beiden Beispiele lag das Verhältnis der Massenanteile W/V mit ~0,6 innerhalbe des bevorzugten Bereichs von 0,45 bis 1,3.
Hierbei zeigte die Probe des Beispiels 2 die besten Ergebnisse mit einer hohen Zugfestigkeit von 1135 MPa, einer Bruchdehnung von 16 % und einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von 2,7·10^-6 K^-1. Dieses Beispiel ist unter anderem dadurch charakterisiert, dass die Legierung relativ wenig Cr und Cu enthält und verglichen mit Beispiel 1 bei einem geringeren Massenanteil an C die gleiche Zugfestigkeit, einen geringeren Wärmeausdehnungskoeffizienten und eine bessere Bruchdehnung bereitstellte.
Die Probe des Vergleichsbeispiels 1 erreichte nicht eine Zugfestigkeit von 1100 MPa, was wahrscheinlich darauf zurückzuführen ist, dass sie sehr geringe Massenanteile an W enthielten. Infolgedessen lag auch das Verhältnis W/V mit 0,06 außerhalb des bevorzugten Bereichs von 0,45 - 1,3.
Die Probe des Vergleichsbeispiels 2 weist hohe Massenanteile an C und Cr auf, erreichte dadurch zwar eine hohe Zugfestigkeit von 1250 MPa, jedoch war die Bruchdehnung mit lediglich 8 % ungenügend.
Die Probe des Vergleichsbeispiels 3 erreichte eine vergleichbare Zugfestigkeit wie die Proben der erfindungsgemäßen Beispiele 1 und 2, jedoch war hier die Wärmeausdehnung mit einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von 4·10^-6 K^-1 unzureichend. Dies dürfte auf den hohen Massenanteil an Cr und V zurückzuführen sein, wodurch mehr Karbide ausgebildet werden und die Wärmeausdehnung ansteigt. Da hier kein W enthalten war, lag auch hier das Verhältnis W/V außerhalb des bevorzugten Bereichs von 0,45 - 1,3.
An den am Ende des Verfahrens erhaltenen Materialproben der Beispiele 1 und 2 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 3 wurde zudem eine Gefügecharakterisierung einschließlich einer Bestimmung der einzelnen Phasen durchgeführt. Dies wurde anhand von Aufnahmen mittels eines Rasterelektronenmikroskops (REM) mit 20.000-facher Vergrößerung beurteilt. Hierzu wurde eine Probe aus einem strangförmigen Produkt des jeweiligen Beispiels herausgeschnitten und anschließend der Probenquerschnitt geschliffen und poliert. Zur besseren Identifizierung der Phasen kann zudem die Oberfläche geätzt werden.

Die Ergebnisse sind in nachfolgender Tabelle 3 aufgezeigt.

Tabelle 3

Gefügecharakterisierung	Beispiel 1	Beispiel 2	Vergleichs-beispiel 1	Vergleichs beispiel 2	Vergleichs-beispiel 3
Austenit [Vol.-%]	98	98	98	96	98
Karbide [Vol.-%] WC, VC, NbC	2	2	2	2	2
CR7C3	nn	nn	nn	2	nn
MoC, M2C, M6C	nn	nn	nn	nn	nn

nn = nicht nachweisbar

Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass bei den erfindungsgemäßen Proben eine austenitische Gefügestruktur mit mindestens 95 Vol.-% Austenit und maximal 5 Vol.-% an Ausscheidungen und nichtmetallische Einschlüssen gegeben war.

Für den Fall, dass die Karbidvolumina sehr klein sind, so dass sie mittels REM nicht ausreichend auflösbar sind, können die Werte mittels einer thermodynamischen Simulation berechnet werden. Für die oben beschriebenen Proben der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurde eine entsprechende Simulation durchgeführt unter Verwendung der Software Thermo-Calc 2024a und der Datenbank TCNi08 (Temperatur 1150 °C, Single Equilibrium). Die erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle 4 aufgeführt.

Tabelle 4

	Lösungsglühkarbide (1150 °C)		Sekundärkarbide (625 °C)			Σ Lösungsglühkarbide + Sekundärkarbide	Sekundärkarbide / Lösungsglühkarbide
Legierung	Anteil (Vol.-%)	Typ	Anteil (Vol.-%)		Typ	Σ Lösungsglühkarbide + Sekundärkarbide	Sekundärkarbide / Lösungsglühkarbide
Beispiel 1	0,31	M(V, W)C		1,34	M(V, W, Cr)C
	99,69	Austenit		0,12	M(W)C
			Summe	1,46		1,77	4,7
Beispiel 2	0,16	M(V, W)C		1,30	M(V, W)C
	99,84	Austenit		0,09	M(W)C
			Summe	1,39		1,55	8,7
Vergleichsbeispiel 1	0,26	M(V)C		1,32	M(V)C
Vergleichsbeispiel 1	99,74	Austenit	Summe	1,32		1,58	5,1
Vergleichsbeispiel 2	0,74	M(V, W)C		0,90	M(V, W, Cr)C
	99,26	Austenit		2,05	M(Cr)7C3
				0,12	M(W)C
			Summe	3,07		3,81	4,1
Vergleichsbeispiel 3	0,32	M(V)C		1,37	M(V, Cr)C
Vergleichsbeispiel 3	99,68	Austenit	Summe	1,37		1,69	4,3

In einem ersten Schritt wurden für alle Proben Berechnungen für den Fall eines Lösungsglühens bei einer Temperatur von 1150°C durchgeführt. Die erhaltenen Legierungen weisen nur sehr geringe Anteile an Lösungsglühkarbiden auf, mit 0,16 Vol.-% bis 0,74 Vol.-%, wobei der Rest eine austenitische Phase ist.
Im Beispiel 1 ergibt sich ein Anteil von 0,31 Vol.-% Karbide vom Typ MC, wobei Wolfram und Vanadium in das Karbid eingebaut sind, und 99,69 Vol.-% für die austenitische Phase. Diese austenitische Phase beinhaltet damit alle gelösten anderen Elemente (wie beispielsweise Nickel, Chrom, Vanadium, Wolfram und dergleichen) und dient als Grundlage für das Ausscheidungspotential zur Ausbildung der Sekundärhärtekarbide.
Im nächsten Schritt wurden Berechnungen der Zustände nach einer Alterungsbehandlung bei 625 °C durchgeführt (eines Gleichgewichtszustands, der sich nach einer ausreichend langen Dauer der Alterungsbehandlung einstellt).
Für das Beispiel 1 ergibt sich hierbei ein Anteil an zusätzlich gebildeten Sekundärkarbiden von 1,46 Vol.-% in der Legierung, wobei es sich um MC-Karbide handelt mit 1,34 Vol.-% MC (mit eingebautem W, V, Cr) und mit 0,12 Vol.-% WC (Wolframkarbid).
Für das Beispiel 1 ergibt sich demnach eine Summe an Karbiden (Lösungsglühkarbide und Sekundärkarbide) von 1,77 Vol.-% und ein Verhältnis von Lösungsglühkarbiden zu Sekundärkarbiden von 4,7. Die Werte für das Beispiel 2 und die Vergleichsbeispiele sind aus der Tabelle 4 ersichtlich.
Bei einem Vergleich der Ergebnisse des Beispiels 2 und der Vergleichsbeispiele 1 und 3 zeigt sich überraschenderweise, dass trotz eines ähnlich großen Anteils der Summe aus Lösungsglühkarbiden und Sekundärkarbiden der Anteil an Lösungsglühkarbiden bei dem Beispiel 2 mit 0,16 Vol.-% deutlich geringer ist als bei den Vergleichsbeispielen 1 und 3 mit 0,26 Vol.-% bzw. 0,32 Vol.-%. Da die Legierung des Beispiels 2, wie oben gezeigt, die besten Ergebnisse hinsichtlich Zugfestigkeit, Bruchdehnung und Wärmeausdehnungskoeffizienten aufzeigt, kann geschlussfolgert werden, dass der relativ geringe Anteil an Lösungsglühkarbiden die Ausbildung hoher Werte der Bruchdehnung begünstigt, während ein ausreichend hoher Anteil an Sekundärkarbiden ausreichend hohe Werte der Zugfestigkeit sicherstellt.
Infolgedessen kann für die vorliegende Erfindung das in der Tabelle 4 gezeigte Verhältnis des Anteils an Sekundärkarbiden zum Anteil an Lösungsglühkarbiden als ein Parameter herangezogen werden, der charakterisierend für die ausgewogenen und guten Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung ist. Vorzugsweise liegt dieser Parameter über 4,5, weiter bevorzugt über 5,5 und besonders bevorzugt über 6,0.
Wenn das erfindungsgemäße strangförmige Produkt als Ausgangsmaterial zur Herstellung von beispielsweise eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen verwendet wird, so wird es einer weiteren und finalen Kaltumformung unterzogen mit einem Umformgrad von bis zu 95 %. Dies kann beispielsweise durch Ziehen oder Walzen geschehen.
Infolge einer weiteren Kaltumformung wird die Zugfestigkeit zunehmen und werden die Bruchdehnung und der Wärmeausdehnungskoeffizient abnehmen. Die Knicktemperatur wird dadurch jedoch kaum beeinflusst.

Claims

Eisen-Nickel-Legierung mit den folgenden Legierungselementen in Massenanteilen:
C von 0,18 % - 0,30 %,

optional Si mit weniger als oder gleich 0,50 %,

optional Mn mit weniger als oder gleich 0,30 %,

Cr von 0,01 % - 0,70 %,

Ni von 36,00 % - 39,00 %,

optional Al mit weniger als oder gleich 0,10 %,

optional Mo mit weniger als oder gleich 0,50 %,

optional Ti mit weniger als oder gleich 0,10 %,

optional N mit weniger als oder gleich 0,01 %,

optional B mit weniger als oder gleich 0,01 %,

optional Co mit weniger als oder gleich 5,0 %,

optional P mit weniger als oder gleich 0,015 %,

optional S mit weniger als oder gleich 0,015 %,

Cu von 0,01 % - 0,80 %,

W von 0,30 % - 0,75 %,

V von 0,50 % - 0,90 %,

optional Nb mit weniger als oder gleich 0,10 % und
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Eisen-Nickel-Legierung nach Anspruch 1, wobei das Verhältnis der Massenanteile W/V von 0,45 bis 1,3 beträgt.
Eisen-Nickel-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Massenanteile von Al und Ti unabhängig voneinander jeweils 0,01 % - 0,08 % betragen.
Eisen-Nickel-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Massenanteil von C 0,20 % - 0,28 % beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines strangförmigen Produkts aus der Eisen-Nickel-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem nach dem Aufschmelzen der Legierungsbestandteile, einer optionalen sekundärmetallurgischen Behandlung der erhaltenen Schmelze und dem Guss eines Halbzeugs, eine Warmumformung durchgeführt wird, das dadurch erhaltene Zwischenprodukt, nach einem optionalen Lösungsglühen, einer Kaltumformung unterzogen wird, um ein strangförmiges Produkt auszubilden, und das strangförmige Produkt einer abschließenden Wärmebehandlung unterzogen wird.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei das Halbzeug vor der Warmumformung keinem Umschmelzen unterzogen wird.
Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, wobei das durch Warmumformung erhaltene Zwischenprodukt vor der Kaltumformung keinem Lösungsglühen unterzogen wird.
Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, wobei das durch Warmumformung erhaltene Zwischenprodukt vor der Kaltumformung einem Lösungsglühen bei 900 °C bis 1200 °C für 1 s bis 10 h und einem Abschrecken auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate von mehr als 20 K/s unterzogen wird und gegebenenfalls nach dem Abschrecken auf Raumtemperatur ein Beizen oder Schälen durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, wobei die abschließende Wärmebehandlung des strangförmigen Produkts bei 500 °C bis 750 °C, vorzugsweise bei 550 °C bis 700 °C, für 1 bis 30 h durchgeführt wird.
Strangförmiges Produkt aus einer Eisen-Nickel-Legierung, erhältlich durch ein Verfahren gemäß einem der Ansprüche 5 bis 9, dass eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa nach der abschließenden Wärmebehandlung und einen Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 15-230 °C von weniger als oder gleich 3,5×10^-6 K^-1 aufweist.
Strangförmiges Produkt nach Anspruch 10, das eine Bruchdehnung von mehr als 10 % aufweist.
Strangförmiges Produkt nach Anspruch 10 oder 11, bei dem die Knicktemperatur über 200 °C liegt und vorzugsweise im Bereich von 200 °C bis 350 °C liegt.
Strangförmiges Produkt nach einem der Ansprüche 10 bis 12, das eine austenitische Gefügestruktur mit mindestens 95 Vol.-% Austenit und maximal 5 Vol.-% Ausscheidungen und nichtmetallische Einschlüsse aufweist.
Strangförmiges Produkt nach einem der Ansprüche 10 bis 13, wobei das strangförmige Produkt ein Ausgangsprodukt für ein Trägerseil für Hochtemperaturleitungen ist.
Verwendung des strangförmigen Produkts gemäß einem der Ansprüche 10 bis 14 zur Herstellung eines Trägerseils für Hochtemperaturleitungen, dadurch gekennzeichnet, dass das strangförmige Produkt einer weiteren Kaltumformung unterzogen wird.