DE2262137A1 - Nickel-chrom-eisen-legierung mit hoher hitzebestaendigkeit und hoher zeitstandfestigkeit - Google Patents
Nickel-chrom-eisen-legierung mit hoher hitzebestaendigkeit und hoher zeitstandfestigkeitInfo
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Description
19. Dezember 1972 A 35372 B/Fr
Firma SANDVIK AKTIEBOLAG, Pack, 81101 Sandviken 1>
Schweden
Niekel-Chrom-Eisen-Legierung mit hoher Hitzebeständigkeit
und hoher Zeitstandfestigkeit
Die Erfindung betrifft eine Ni-Cr-Fe-Legierung, die bei
hohen Temperaturen verwendbar ist.
Legierungen auf der Basis von 20$ Cr und 30$ Ni, Rest
im wesentlichen Eisen werden in den petrochemischen und Kohlenwasserstoff
verarbeitenden Industrien insbesondere für Rohre und Ofen bzw. Kesselteile verwendet.
Es ist bereits versucht worden, die ständig steigenden Anforderungen
bezüglich Zeitstandfestigkeit und Hitzebeständigkeit solcher Legierungen, z.B. durch zusätzliche Legierungsbestandteile
oder höhere Legierungszusätze, zu erfüllen.
309827/0790
So ist es z.B. bekannt, daß ein Zusatz an-W durch Lösungshärtung die Zeitstandfestigkeit bei Legierungen auf der Basis
von 20$ Cr und j50 % Ni erhöht. Unter anderem wurde mit Hilfe
von Dauerstandversuchen bei verhältnismäßig kurzen Zeiten (z.B. etwa 1000 Stunden)festgestellt, daß die Dauerstandfestigkeit
bei 9000C besonders stark bei W-Gehalten über 4 % anstjqg.
Auf Grund dieser Ergebnisse sind Legierungen mit verhältnismäßig hohen W-Gehalten und erhöhten Gehalten an hauptsächlich
Ni und Co hergestellt worden, die im Vergleich zu den früher bekannten Legierungen auf der Basis von 20 % Cr und 30 % Nl eine
verbesserte Zeitstandfestigkeit aufweisen.
Ein Nachteil dieser neueren Legierungen bestand jedoch in den verhältnismäßig hohen Kosten in-folge der erhöhten Legierungsbestandteile und ln-folge der verhältnismäßig umständlichen Herstellung.
Nach einem anderen Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit
der Legierungen auf der Basis von 20$ Cr und ~*>0% Ni
wurde der C-Gehalt erhöht, und zwar zum Teil in Verbindung mit einem erhöhten Ti-Gehalt. Dieses verfahren zur Verbesserung der
Zeitstandfestigkeit ist verhältnismäßig billig und führt zu einem beträchtlichen Anstieg der Zeitstandfestigkeit bei kurzen
Betrieftszeiten. Ein Nachteil dieser Legierungsarten ist jedoch,
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daß bei längeren Betriebszeiten die Zeitstandfestigkeit schnell abnimmt, zumindest bei höheren Betriebstemperaturen, die normalerweise
wegen der Überalterung der Karbid-Partikel von Interesse sind. Somit ergibt sich für die normalerweise geforderten BetrJebszeiten
nur eine unbedeutende Verbesserung der Zeitstandfestigkeit. Es ist nun festgestellt worden, daß es möglich ist,
lediglich durch Zusatz von nur etwa 2 bis K% W zumindest die
gleiche Zeitstandfestigkeit wie bei denjenigen Legierungen zu erreichen, die, basierend auf der Lösungshärtung, höhere Gehalte an W, Ni und Co enthalten. Der Grund hierfür Itegt wahrscheinlich darin, daß die höheren Gehalte an Ni und Co, die
zur Verbesserung der Löslichkeit von W zugefügt wurden, die
Zeitstandfestigkeit durch Erhöhung der Beweglichkeit der Zersetzungen verringern. Es wurde festgestellt, daß durch Zusatz von höchstens 3,5$>;W, vorzugsweise wenigstens 2S5$ W, zu den
20 Co - 30 Ni - Basislegierungen die Zeitstandfestigkeit verbessert wurde, wobei aber keine Verminderung der Kriechdehnung beobachtet wurde.
gleiche Zeitstandfestigkeit wie bei denjenigen Legierungen zu erreichen, die, basierend auf der Lösungshärtung, höhere Gehalte an W, Ni und Co enthalten. Der Grund hierfür Itegt wahrscheinlich darin, daß die höheren Gehalte an Ni und Co, die
zur Verbesserung der Löslichkeit von W zugefügt wurden, die
Zeitstandfestigkeit durch Erhöhung der Beweglichkeit der Zersetzungen verringern. Es wurde festgestellt, daß durch Zusatz von höchstens 3,5$>;W, vorzugsweise wenigstens 2S5$ W, zu den
20 Co - 30 Ni - Basislegierungen die Zeitstandfestigkeit verbessert wurde, wobei aber keine Verminderung der Kriechdehnung beobachtet wurde.
Die Erfindung enthält auch eine Kombination, wie den Zusatz von W und eine Erhöhung der Gehalte an C und Ti. Diese
Variante der neuen Legierung kann verwendet werden, wenn eine noch höhere Zeitstandfestigkeit benötigt wird und wenn eine gewisse Verminderung der Kriechdehnung in Kauf genommen werden kann. Die überraschende Eigenschaft dieser Legierung besteht darin, daß
Variante der neuen Legierung kann verwendet werden, wenn eine noch höhere Zeitstandfestigkeit benötigt wird und wenn eine gewisse Verminderung der Kriechdehnung in Kauf genommen werden kann. Die überraschende Eigenschaft dieser Legierung besteht darin, daß
die durch die erhöhten Gehalte an C und Ti erhaltene verbesserte Zeitstandfestigkeit nicht bei verlängerten Betriebszeiten abnimmt, im Gegensatz zu den früher bekannten Legierungen
mit erhöhtem Gehalt an C und Ti, jedoch ohne Zusatz an W* Offenbar
verhindert durch irgendeinen Zusammenhang der W-Zusatz die Geschwindigkeit der Überalterung der Karbidteilchen oder verringert
diese zumindest. Der W-Zusatz bei den Legierungen mit hohem C-und Ti-Gehaltyerhöht somit die Zeitstandfestigkeit auf
zwei Wegen, nämlich durch Mischkristallhärtung und durch Gegenwirkung gegen die Überalterung der Karbidteilchen.
Die erfindungsgemäße Legierung enthält in Gewichtsprozent folgende Bestandteile:
von Spuren bis zu 0,40^ C, 20 - 35^ Ni, 15 - 25$ Cr, 2 - 4$ W,
0,2 - l,6# Ti, 0,2 - 1,0$ Al, höchstens 1% Si, höchstens ~5% Mn,
0 - 0,\% B und Rest Eisen neben normalen Verunreinigungen. Neben
einer guten Hitzebeständigkeit und hoher Zeitstandfestigkeit besitzt die Legierung eine gute Verformbarkeit, und es sind versprödende
Phasen in merkbarem Maße nicht vorhanden.
Es ist festgestellt worden, daß der optimale W-Gehalt bei
Arbeitstemperaturen um 9000C bei etwa 3% liegt. Bei höheren Gehalten
an W wird eine erhöhte Zeitstandfestigkeit bei kurzen
- 5 . 309827/0790
Arbeitszeiten erreicht, aber bei längeren Arbeitszeiten ist die Zeitstandfestigkeit im Vergleich zu der Legierung mit
W verringert, und zwar wegen der Ausscheidung von versprödenden Phasen. Bei Arbeitstemperaturen über 10000C kann der W-Gehalt
auf etwa k% erhöht werden. Ein niedrigerer W-Gehalt als
ergibt normalerweise kei ne vollständige Mischkristallhärtung.
In der niedrigen C-Qualität der neuen Legierung beträgt
der C-Gehalt höchstens 0,15$ und mindestens 0,05$.» was in der
gleichen Größenordnung liegt wie für die normale Legierung 800. Bei diesem Kohlenstoffgehalt ist die Kriechdehnung etwa die
gleiche wie für die Legierung 800. Bei diesem Kohlenstoffgehalt
sollte das Lösungsglühen bei einer Temperatur von etwa 11500C erfolgen, damit die TiC-Teilchen vollständig aufgelöst
werden.
Bei höheren C-Gehalten als etwa 0,15$* vorzugsweise,bei
C-Gehalten von höchstens 0,>5$ und mindestens 0,20$, muß die
Temperatur für das Lösungsglühen für die Lösung des TiC erhöht werden, um eine maximale Zeitstandfestigkeit zu erhalten.
So sollte bei einem C-Gehalt von etwa 0,2$ die Temperatur
für das Lösungsglühen etwa 12500C betragen.
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-υ-
ΤΙ sollte vorzugsweise in stöchiometrischem Verhältnis
zum C-Gehalt zugefügt werden, also etwa k χ C, um eine maximale
Zeitstandfestigkeit und Verformbarkeit zu erhalten.
Eine entsprechende Wirkung bezüglich der Lösungshärtung
und des Oxydationswiderstandes kann auch erreicht werden durch einen Zusatz an Al. Ein besonders geeigneter Gehalt liegt bei
0,3 - o,8#.
Im Hinblick auf die Hauptlegierungselemente Ni und Cr ist
zu sagen, daß insbesondere Nickel zu einer stabilen austenitischen Struktur beiträgt, während Chrom der Legierung im wesentlichen
einen guten Oxydationswiderstand und einen hohen Widerstand gegen Aufkohlen gibt. Ni-Gehalte unterhalb etwa 20$ werden
im allgemeinen nicht verwendet wegen der Gefahr der Instabilität und der Bildung von versprödender Sigma-Phase. Bei geringen
Anforderungen an den Oxydationswiderstand hat es sich aber als ausreichend herausgestellt, einen Nickel-Gehalt von 20 - 25#
vorzusehen. Bei den normalerweise bestehenden hohen Anforderungen muß aber ein Ni-Gehalt von wenigstens 25$ verwendet werden. Der
Gehalt an Cr muß gut eingestellt werden im Hinblick auf die Tatsache, daß ein erhöhter Gehalt zu einer ungünstigen Bildung von
Sigma-Phase führt. Ein optimaler Gehalt in Bezug auf den Oxydationswiderstand
und auch in Bezug auf die Bildung von Sigma-Phase liegt, wie sich herausgestellt hat, bei wenigstens 19# und vorzugsweise
höchstens 27>% Cr.
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Silizium und"Mangan können in Gehalten vorhanden sein,
die für diese Art von Legierungen normal ist. Es hat sich gezeigt, daß insbesondere Si einen günstigen Einfluß auf den
Oxydationswiderstand hat. Jedes Legierungselement sollte wenigstens in einer Menge von 0,3$ vorhanden sein. Der Mangangehalt
sollte vorzugsweise bei höchstens 1,5$ liegen.
die für diese Art von Legierungen normal ist. Es hat sich gezeigt, daß insbesondere Si einen günstigen Einfluß auf den
Oxydationswiderstand hat. Jedes Legierungselement sollte wenigstens in einer Menge von 0,3$ vorhanden sein. Der Mangangehalt
sollte vorzugsweise bei höchstens 1,5$ liegen.
An normalerweise vorhandenen Verunreinigungen können S und P üblicherweise in Gehalten von höchstens je 0,015$ vorhanden
sein. Die Gehalte anderer möglicher Legierungselemente sollten
ebenfalls niedrig sein und als Verunreinigungen betrachtet werden. Es hat sich herausgestellt, daß Niob eine geringere Stabilisiernngswirkung hat als Ti und dazu neigt, versprödende Phasen zu bilden. Ein normaler Verunreinigungsgehalt ist etwa 0,1$ Nb. In den erfindungsgemäßen Legierungen ist Kobalt als Legierungszusatz von geringem Interesse. Es sind weder positive noch negative Wirkungen festgestellt worden. Infolge der hohen Kosten dieses Legierungselements sollten die Gehalte somit so niedrig wie möglich gehalten werden. Ein normaler Verunreinigungsgehalt liegt bei maximal 0,1$ Co.
sein. Die Gehalte anderer möglicher Legierungselemente sollten
ebenfalls niedrig sein und als Verunreinigungen betrachtet werden. Es hat sich herausgestellt, daß Niob eine geringere Stabilisiernngswirkung hat als Ti und dazu neigt, versprödende Phasen zu bilden. Ein normaler Verunreinigungsgehalt ist etwa 0,1$ Nb. In den erfindungsgemäßen Legierungen ist Kobalt als Legierungszusatz von geringem Interesse. Es sind weder positive noch negative Wirkungen festgestellt worden. Infolge der hohen Kosten dieses Legierungselements sollten die Gehalte somit so niedrig wie möglich gehalten werden. Ein normaler Verunreinigungsgehalt liegt bei maximal 0,1$ Co.
Es ist an sich bekannt, daß B in geringen Mengen die Zeitstandfestigkeit
normaler Legierungen verbessern kann. Ferner verbessert es die Verformbarkeit bei der Warmverformung und es beeinflußt
die Karbidausscheidung in günstiger Weise. Es ist fest-
30982^/0790
gestellt worden, daß ein geeigneter Gehalt bei maximal 0,005$ B
liegt.
Die erfindungsgemäße Legierung ist insbesondere verwendbar
für die Herstellung plastisch verformter Gegenstände, wie Rohre, Stäbe, Bleche, Schmiedestücke usw.
Wie früher erwähnt, sind die petrochemische und die Wasserstoff
verarbeitende Industrie wichtige Verbraucher. Es hat sich gezeigt, daß die erfindungsgemäße Legierung hier besonders hochwertige
Eigenschaften hat, und zwar insbesondere bei der Verwendung für Rohre für die Dampfumformung von Kohlenwasserstoff, in
welchem Prozeß Wasserstoff und Kohlenstoffmonoxyd gebildet wird. Das Material hat ähnliche Anwendung gefunden für sogenannte Ausgleichsrohre
("pig tail".tubes) und für Rohre in Äthylenöfen.
Charakteristisch für die erfindungsgemäße Legierung ist der besonders hohe Widerstand gegen Kriechen bei Temperaturen oberhalb
7000C und vorzugsweise auch 800°C unter erheblicher mechanischer
Beanspruchung und stark korrosiven Bedingungen gewesen. Es ist auch festgestellt worden, daß die Legierung den gleichen
guten Widerstand gegen thermische Ermüdung und eine hohe Verformbarkeit aufweist wie die Basislegierungen mit 20 Cr - 30 Ni, d.h.
"Legierung 8OO".
- 9 309827/0790
Das folgende Beispiel zeigt die Ergebnisse, die bei der Dauerstanduntersuchung der erfindungsgemäßen Legierungen erreicht
wurden. Die Legierungen (Nr. 1 und Nr. 2) wurden verglichen mit der Standardlegierung "Legierung 800" auf der Basis
von 20Cr - 30 Ni. Die Zusammensetzung des Untersuchungsmaterials
ergibt sich aus Tabelle I.
Tabelle I - Chemische Analysen des Testmaterials
| Legierung Nr. | C | 11 | Si | 60 | Mn | 55 | Cr | 5 | Ni | 9 | W | 95 | Ti | 45 | Al | 23 | B | 005 | Fe |
| lx | 0, | 21 | 0, | 58· | 0, | 55 | 20, | 7 | 29, | 9 | 2, | 14 | 0, | 92 | 0, | 28 | 0, | 011 | Rest |
| 2X | 0, | 05 | 0, | 55 | 0, | 55 | 21' | 0 | 30, | 0 | 5, | 0, | 35 | 0, | 30 | 0, | - | Rest | |
| Legierung 8Oc? I |
0, | 0, | 0,. | 21, | 31, | - | 0, | 0, | Rest | ||||||||||
x) Erfindungsgemäße Legierungen (mit geringem bzw» hohem Gehalt an Kohlenstoff),
xx) Im Bezugsmaterial (Nennanalyse)
xx) Im Bezugsmaterial (Nennanalyse)
Die Vorbereitung des Materials umfaßte zunächst das Schmelzen
und Gießen bei etwa l600°C, worauf die erhaltenden Blöcke (Durchmesser
etwa 150 mm) auf etwa 105O0C erhitzt und durch Schmieden
zu Stangen bearbeitet wurden (Durchmesser etwa 20 - 25 mm). Von
diesen Stangen wurden Untersuchungsproben für die Dauerstandfestigkeit hergestellt. Das Material wurde warmbehandelt mittels
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.10. 226213?
Lösungsglühen,gefolgt durch schnelle Abkühlung (11500C bzw.
12500C, 30 Min
Die Dauerstandsuntersuchung umfaßte unter anderem die Bestimmung der Zelt bis zum Bruch bei verschiedenen Belastungen
und die Messung der Dehnung und der Flächenreduktion nach dem Bruch.
Die Ergebnisse der Dauerstandsuntersuchung bei 9000C sind
in Tabelle II zusammengefaßt. Die Ergebnisse der Dauerstandsuntersuchung sind auch in dem Diagramm in Fig. 1 dargestellt,
das den Zusammenhang zwischen der Spannung ( <f ) in kp/mm und
der Zeit bis zum Bruch (t) in Stunden zeigt.
- 11 -
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Tabelle II - Ergebnisse der Dauerstandsuntersuchung bei 900 C
| Legierung Nr. |
Wärmebehandlung | Spannung kp/mm |
Zeit bis zum Bruch (Std.) |
Dehnung % |
Flächen reduktion |
| 1 1 |
Lösung 11500C 50 Min. Abschreit kung, H3O It |
4,0 3,0, |
I 255 1006 |
39,7 50', 3 |
62 57 |
| "1 | H | 2,5 | 2125 | 26,4 | 33 |
| 1 | tt | 2,0 | 5516 | 45,1 | 36 |
| 1 | tt | 1,5 | läuft noch |
||
| 2 | Lösung 12500C 50 Min. Ab schreckung HgO |
564 | 15,4 | 14 | |
| 2 | It | '3 | 1754 | 20,7 | 15 |
| 2 | It | • 9657 | 12,3 | 18 | |
| 2 | It | 2 | läuft noch |
||
| 2 | tt | 1,5 ■ | tt | ||
226213?
2 ' · In Pig. 2 ist die Dauerstandfestigkeit (d in kp/mm )
bei 90O0C bei einem Bruch nach 100 000 Stunden angegeben als
Funktion des Wolframgehaltes (W#). Die Untersuchungsmaterialien waren eine Legierung auf der Basis 20 Cr - JO Ni mit verschiedenen
Zusätzen an W (mit χ bezeichnete Punkte) und Legierung Nr. 1 ( mit ο bezeichneter Punkt.)
Aus den Ergebnissen zeigt sich, daß ein Zusatz von nur etwa 3$ W bei langen Zeiten (oberhalb 10 000 Stunden) die
höchste Zeitstandfestigkeit ergeben hat. Es ist somit möglich gewesen, eine um etwa 60# höhere Zeitstandfestigkeit
(für 100 000 Stunden bei 9000C) im Vergleich zu der Legierung
mit 20Cr - 30 Ni bei einer sehr mäßigen Erhöhung des Legierungsbestandteiles (d.h. des Preises) zu erhalten. Die erfindungsgemäße
Legierung mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (Nr. l) hat ungefähr die gleiche Zeitstandfestigkeit gezeigt wie beträchtlich
teurere und kompliziertere Legierungen.
Die Ergebnisse zeigen auch, daß die Variante mit hohem Kohlenstoffgehalt (Nr. 2) eine um 45$ höhere Zeitstandfestigkeit
erreicht hat als die Variante (Nr. 1) mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Die Verformbarkeit ist natürlich niedriger
(von Nr. 2), jedoch durchaus annehmbar. Eine notwendige Bedingung für eine ausreichende Verformbarkeit sollte ein Zusatz
von Ti in stöchiometrischem Verhältnis sein.
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Claims (11)
1. Nickel-Chrom-Eisen-Legierung mit hoher Hitzebeständigkeit
und hoher Zeitstandfestigkeit in Verbindung mit guter Verformbarkeit bei Langzeitbeanspruchung, dadurch gekennzeichnet,
daß die Legierung in Gewichtsprozenten enthält;
von Spuren bis zu 0,40$ C,
20 - 35$ Ni
15 - 25$ Cr
2 - 4$ W
0,2 - 1,6$ Ti
0,2 - 1,0$ Al höchstens 1$ Si
höchstens ,3$ Mn
höchstens ,3$ Mn
0 - 0,01$ B Rest Eisen und normale Verunreinigungen.
2. . Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß der W-Gehalt höchstens 3,5$ und vorzugsweise mindestens 2,5$ beträgt.
- 14 309827/0790
- i4 - ·
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
daß der C-Gehalt höchstens 0,15$ beträgt.
4. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß der C-Gehalt mindestens 0,05$
beträgt.
5. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche»
dadurch gekennzeichnet, daß der Ti-Gehalt etwa 4 χ so hoch
wie der C-Gehalt ist.
6. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Al-Gehalt 0,3 - Qß% beträgt.
7. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß der Ni-Gehalt mindestens 25$ beträgt.
8. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß der Cr-Gehalt wenigstens 19$ und
vorzugsweise höchstens 23$ beträgt.
9. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Si-Gehalt wenigstens 0,3$ beträgt.
309827^0"79O
10. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß der Mn-Gehalt wenigstens 0,3$
und höchstens 1,5$ beträgt.
11. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 2 und 5 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß der C-Gehalt höchstens 0,35$
und mindestens 0,20$ beträgt.
309827/0790
Leerseite
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE16378/71A SE355825B (de) | 1971-12-21 | 1971-12-21 |
Publications (1)
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|---|---|
| DE2262137A1 true DE2262137A1 (de) | 1973-07-05 |
Family
ID=20302150
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| DE2262137A Pending DE2262137A1 (de) | 1971-12-21 | 1972-12-19 | Nickel-chrom-eisen-legierung mit hoher hitzebestaendigkeit und hoher zeitstandfestigkeit |
Country Status (5)
| Country | Link |
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| DE (1) | DE2262137A1 (de) |
| FR (1) | FR2170521A5 (de) |
| GB (1) | GB1398010A (de) |
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|---|---|---|---|---|
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| US4077801A (en) * | 1977-05-04 | 1978-03-07 | Abex Corporation | Iron-chromium-nickel heat resistant castings |
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| US8313593B2 (en) * | 2009-09-15 | 2012-11-20 | General Electric Company | Method of heat treating a Ni-based superalloy article and article made thereby |
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- 1971-12-21 SE SE16378/71A patent/SE355825B/xx unknown
-
1972
- 1972-12-08 US US00313322A patent/US3826649A/en not_active Expired - Lifetime
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- 1972-12-20 GB GB5878872A patent/GB1398010A/en not_active Expired
- 1972-12-21 FR FR7245613A patent/FR2170521A5/fr not_active Expired
Also Published As
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| GB1398010A (en) | 1975-06-18 |
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