DE2809081B2 - Verwendung einer Legierung des Eisen-Nickel-Chrom-Molybdän-Systems - Google Patents
Verwendung einer Legierung des Eisen-Nickel-Chrom-Molybdän-SystemsInfo
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Description
Die Erfindung betrifft, eine Verwendung einer Legierung bestehend aus den nachstehenden Komponenten
in Gew.-%:
0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0,5 bis 3 Mn, 42 bis 70 Ni, w
15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti und/oder Nb,
7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare Verunreinigungen,
als Auskleidungs- und als Übergangsstück einer Gasturbinenkammer, wobei das Übergangsstück ein -n
verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases einer Gasturbinendüse aufweist, sowie als
Schweißzusatzwcrksloff.
Bevorzugte Legierungen für die Verwendungen haben in Gew.-% folgende Komponenten: -,0
0,06 C, 0,8 Si, 1,5 Mn, 47 Ni, 26,5 Cr, 6 Mo, 0,4 Ti, 0,4
Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sowie 0,1 C, 0,5 Si, 0,7 Mn, 46 Ni, 22 Cr, 9 Mo, 0,6
W, 1,5 Co, 0,4 Ti, 0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. -,->
Es sind bereits Nickelspeziallegierungen bekannt, die in oxydierenden Atmosphären eine ausgezeichnete
Hochtemperaturkorrosionsfestigkeit haben sollen. Die Nickellegierungen bestehen in Gew.-°/o aus 0,04 bis 0,25
C, 10,0 bis 25,0 Cr und sollen wenigstens eines der m
nachstehenden Elemente zusätzlich aufweisen, nämlich 0,1 bis 30,0 Fe, 0,1 bis 25 W.0,1 bis 10,0 Mo, 0,05 bis 30 Co.
Zusätzlich können noch vorhanden sein 0,4 bis 1,5 Mn, 0,05 bis 03 Si, wobei der Rest jeweils Nickel ist. Als
weitere Zusatzstoffe werden 0,001 bis 0,05 B, 0,01 bis 0,1 μ Zr ausgewiesen, wobei in diesen Zusammensetzungen
wenigstens zusätzlich 0,001 bis 0,02 Mg, 0,001 bis 0.05 Ca
und 0.001 bis 0.02 Seltene Erden vorhanden sein sollen.
Weitere Legierungszusätze können 0,001 bis 0,2 Al und
0,001 bis 0,05 Ti sein (DE-OS 26 38 793).
Die bekannte Legierung hat bei hohen Temperaturen eine ausgezeichnete Korrosionsfestigkeit und bildet an
ihrer Oberfläche einen Oxydfilm, der nicht abblättert und bei hohen Temperaturen nur sehr geringe
Korrosion durch Oxydation zeigt Eine selektive Oxydation der Korngrenzen und eine innere Oxydation
in einer Atmosphäre mit geringer Oxydationsfähigkeit, beispielsweise einer Inertgasatmosphäre aus Helium
oder Argon oder in Vakuum findet nicht statt, so daß die bekannte Legierung unter solchen Umgebungsbedingungen
im industriellen Maßstab eingesetzt wird.
Die Festigkeit bei hohen Temperaturen wird durch die Zeitstandfestigkeit festgelegt Die Duktilität bei
hohen Temperaturen nach einem langzeitigen Erhitzen wird durch die Prozentdehnung und die Prozentreduktion
der Fläche nach dem Kriechbruch bzw. dem Zeitstandsbruch beurteilt.
Eine übermäßige Abscheidung von Karbiden, von Chrom, Wolfram, Molybdän usw. wie sie bei der
bekannten Legierung eintreten kann, verringert nicht nur die Duktilität, sondern übt auch einen nachteiligen
Einfluß auf den Widerstand gegen die Korrosion bei hohen Temperaturen auch in Inertgasatmosphären oder
hinsichtlich Reparaturen durch Schweißen von Rissen aus, die sich während des Betriebs bilden. Bisher kennt
man keinen geeigneten Schweißzusatzwerkstoff für die Durchführung solcher Schweißreparaturen.
Die bekannter, wärmebeständigen Legierungen mit einem hohen Nickel- und Chromgchalt und einem
Anteil an Molybdän, Wolfram und Kobalt haben zwar eine relativ gute Zeitstandsfestigkeit, jedoch eine
niedrige Duktilität, die nach einem Erhitzen auf hohe Temperaturen während eines langen Zeitraums sehr
schlecht wird. Aufgrund thermischer Ermüdung entstehen Risse. Wenn solche Lgierungen für Zwecke
eingesetzt werden, bei denen wiederholt eine thermische Beanspruchung während eines langen Zeitraums
auftritt, wie dies beispielsweise bei Gasturbinenbrennkammern der Fall ist, treten an deren Schlitzlöcher für
den Einlaß von Kühlluft Risse auf, die die Gasturbinenbrennkammer unbrauchbar machen. Diese Risse sind
auch mangels eines brauchbaren Schweißzusatzwerkstoffes nicht durch Schweißen reparabel.
Wenn die bekannte Legierung bei hohen Temperaturen über lange Zeiträume benutzt wird, scheidet sich
Chromkarbid in übermäßigen Mengen ab, wodurch der an sich hohe Chromgehalt stark reduziert wird, was zu
einem Absinken des Korrosionswiderstands bei hohen Temperaturen während längerer Einsatzzeiten führt,
insbesondere stellt sich eine sehr starke Korrosion aufgrund von Schwefelverbindungen im Verbrennungsgas
ein. so daß sich eine solche Legierung auch aus diesem Grund für die Verwendung in einer Gasturbinenbrennkammer
nicht eignet, da die Lebensdauer zu kurzware.
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht deshalb darin, den Legierungen der genannten
Art bei hohen Temperaturen eine hohe Festigkeit und eine hohe, auch während langer Einsatzzeiten konstant
bleibenden Duktilität zu geben, damit sie für die erfindungsgemäßen Verwendungszwecke als thermisch
nicht ermüdende Werkstoffe eingesetzt werden können, wobei gleichzeitig eine gute Schweißbarkeit gewährleistet
sein soll.
Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen haben insgesamt eine hohe Festigkeit bei hohen
Temperaturen, eine hohe Duktilüät auch bei langzeitigem
Erhitzen auf sehr hohe Temperaturen und weisen einen ausgezeichneten Widerstand gegen thermische
Ermüdung und Korrosion in den korrosiven Atmosphären auf, wie sie beispielsweise in Gasturbinenbrennkammern
vorliegen. Eine besonders hohe Duktiiität und
einen besonders guten Korrosionswiderstand erhält man, wenn die Legierung nur Titan, aber kein Niob
enthält Wenn stattdessen die Legierung kein Titan aber Niob enthält, erhält man eine sehr hohe Duktiiität und
eine hohe Festigkeit bei den genannten Einsatztemperaturen. Wenn beide Elemente in der Legierung
vorhanden sind, sind sowohl die Duktiiität auch bei sehr langen Einsatzzeiträumen, die Festigkeit und der
Korrosionswiderstand bei den hohen Einsatztemperaturen sehr gut Durch die gute Duktiiität ergibt sich
zunächst eine gute Formbarkeit der Werkstoffe, so daß Auskleidungen für Gasturbinenbrennkammern und
Übergangsstücke für die Gasturbinen hergestellt werden können, wobei ein solches Übergangsstück ein
verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases aufweist. Die in den Auskleidungen
vorgesehenen Luftschlitze bleiben während iehr langer Einsatzzeiten aufgrund der hohen Ermüdungsbeständigkeit
im wesentlichen rißfrei. Der Werkstoff ist gut schweißbar und eignet sich als Schweißzusatzwerkstoff.
Der Anteil von Titan und Niob in einem Bereich von 0,05 bis 1,0 Gew.-°/o kann die Festigkeit der Duktiiität
der Legierungen verbessern. Es ist bekannt, daß diese Elemente, ebenso wie Molybdän und Wolfram. Karbid
bildende Elemente sind. Solange sie jedoch in einer sehr
kleinen Menge vorhanden sind, können sie die Wanderung von Kohlenstoff verzögern, die Abscheidung
von Kohlenstoff zusammen mit Chrom, Wolfram und Molybdän als Karbide unterbrechen und die
Steigerung der Duktiiität bei erhöhten Temperaturen beeinflussen. Das bedeutet, daß die Zugabe einer sehr
kleinen Menge an Titan und Niob eine Verzögerangswirkung
hinsichtlich der Karbidabscheidung hat. Bisher hat man bei wärmefesten Stählen eine Verbesserung der
Zeitstandfestigkeit durch die Abscheidung von Karbiden und dadurch eine Verstärkung ei reicht. Diese
Verstärkung durch die Abscheidung der Karbide ist jedoch nur bei niedrigen Temperaturen, beispielsweise
bei 500 bis 700°C, oder auch bei einer Temperatur von 700 bis ICOO0C während eines kürzeren Zeitraums
wirksam, während das Wachstum der Karbide und die Bildung von zusammennängenden größeren gröberen
Körnern bei erhöhten Temperaturen während eines Langzeiteinsatzes begünstigt wird, wodurch die Legierungen
spröd und ihre Festigkeit reduziert werden. Die Karbide scheiden sich vorzugsweise an den Korngrenzen
ab. Somit verspröden die Legierungen, die viel Molybdän und Wolfram enthalten, sofort an den
Korngrenzen, wenn sie erhöhten Temperaturen ai'.sgesetzt werden. Sie unterliegen somit dem Kriechbruch
ohne irgendeine Verbesserung der Duktiiität. Somit ist es ideal, die Karbide während der Inbetriebnahme mit
Zielrichtung auf die tatsächliche Betriebszeit langsam abzuscheiden, um den besten Zustand der Karbidabscheidung
herbeizuführen.
Die Zugabe von Titan und Niob kann die Abscheidung der Karbide verzögern, wobei ein langsames
Abscheiden der Karbide in einem gleichförmig dispergieren Zustand in der Grundmasse erfolgt, ohne daß
eine dauernde Karbidabscheidung an den Korngrenzen eintritt, was zur Versp.-ödung führen würde. Somit kann
die Deformierbarkeit der Korngrenzen sowie der Matrix gesteigert werden, d. h. man erhält eine größere
Zeitstandsduktilität Gleichzeitig erfolgt das Abscheiden langsam, so daß man eine höhere Festigkeit auch nach
langer Einsatzzeit erhält
■5 Titan hat auch eine starke Wirkung hinsichtlich der
Desoxydation und der Denitrierung. Es senkt den Sauerstoff- und Stickstoffgehalt der Legierung. Dadurch
wird die Duktiiität des Grundmaterials bzw. der Matrix verbessert und somit wird die Grenze der Kohlenstoff-Feststofflösung
in den Zwischenräumen gesteigert Diese Auswirkungen durch das Titan und das Niob
können in zufriedenstellendem Ausmaß nicht erreicht werden, wenn ihr Gehalt geringer als 0,05 Gew.-% ist
Solange ihr Gehalt mehr als 1,0 Gew.-% beträgt ist die Duktiiität reduziert, auch wenn Titan und Niob einzeln
oder in Kombination zugesetzt sind. Ein besonders günstiger Einfluß auf die Duktiiität wird bei einem
Zusatz von Titan und Niob einzeln oder in Kombination von 0,2 bis 0,6 Gew.-°/o erreicht Der stärkere Effekt
durch die Kombination des Zusat?r .s von Titan und Niob
gegenüber dem Zusatz eines einzelne1"1 dieser Elemente
ist bereits erläutert
Das verzögerte Abscheiden von Karbiden des Chroms als Hauptkomponente und anderer Karbide
gewährleistet, daß eine große Chrommenge in der Grundmatrix vorhanden bleibt, so daß der Widerstand
gegen Oxydation und Korrosion bei hohen Temperaturen gleichzeitig gesteigert wird. Bei der Reparatur von
Rissen, die sich während der Betriebszeit einstellen,
jo haben die erfindungsgemäßen Legierungen eine gute
Schweißbarkeit, wodurch diese Reparaturen sehr leicht ausgeführt werden können.
Kohlenstoff wird zugesetzt, um die Festigkeit zu erhöhen. Zuviel Kohlenstoff führt zu einer Begünsti-
j-, gung der Karbidabscheidung. Deshalb liegt die obere
Grenze bei 0,2 Gew.-%. Hinsichtlich der Duktiiität möchte man jedoch den Kohlenstoffgehalt so niedrig
wie möglich halten. Ein Bereich von 0,05 bis 0,15 Gew.-% ist besonders günstig hinsichtlich der Festigkeit
und Duktiiität, ein spezieller Bereich für den Kohlen-Stoffgehalt liegt zwischen 0,08 und 0,15 Gew.-%.
Silizium wird in einem Bereich von nicht mehr als 3 Gew.-% als Desoxydationsmittel zugesetzt. Es ist
erforderlich, wenigstens 0,3 Gew.-°/o Silizium zuzugeben, um eine ausreichende Desoxydationswirkung zu
erreichen. Um eine Absenkung der Duktiiität und ein Abscheiden der Sigma-Phase zu verhindern, was bei
einem Aufheizen auf hohe Temperaturen eintritt, wird ein Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% Silizium besonders
-,o bevorzugt.
Mangan wird in einem Bereich von nicht mehr als 3,0 Gew.-°/o zugegeben, um eine Desoxydation und eine
Ep'schwefelung zu bewirken. Es ist erforderlich, wenigstens 0,5 Gew.-% Mangan zuzusetzen, um eine
■->-> ausreichende Deoxydation und Entschwefelung zu
erreichen. Bevorzugt wird ein Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-% Mangan, um ein Absinken des Oxydationswiderstandes und um die Abscheidung der Sigma-Phase
zu verhindern.
U) Dir Zugabe von Chrom im Bereich von 15 bis 35
Gew.-% ist erforderlich, um den Widerstrnd gegen Oxydation und Korrosion bei hohei. Temperaturen
sowie bei niedrigen Temperaturen durch korrosive Gase oder Stoffe wie SO2, Co, H2S, Cl -, V2O5, Na2SO4
br> und andere zu gewährleisten. Es ist erforderlich,
wenigstens 22 Gew.-% Chrom zuzusetzen, um einen ausreichenden Oxydations- und Korrosionswiderstand
bei 700°C oder bei höheren Temperaturen zu erhalten.
Vorteilhafterweise werden nicht mehr als 35 Gew.-% Chrom zugesetzt, um die Absenkung der Duktilität und
der Warmbearbeitbarkeit zu verhindern. Ein Bereich von 22 bis 30 Gew.-°/o Chrom ist bezüglich des
Abscheidens der Sigma-Phase günstig, was auftritt, wenn ein Einsatz bei hohen Temperaluren erfolgt und
wenn die Korrosionsfestigkeit bei erhöhten Temperaturen gewährleistet WPHen soll. 24 bis 27 Gew.-% Chrom
sind hinsichtlich des Einsatzes bei sehr hohen Temperaturen besonders günstig.
Durch einen Zusatz von 42 bis 70 Gew.-% Nickel kann eine Austenitstruktiir stabilisiert werden. Außerdem
erhält man eine hohe Festigkeit. Duktilität und einen guten Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen
neben der Möglichkeit, die Legierungen plastisch /u bearbeiten. Insbesondere bei hohen Temperaturen
wirkt das Nickel so. daß die Abscheidung der ."Mgnui-rmist-· vx'iiimucii witu. tun.) uas Auiucicir cii'rci
Versprödung ausgeschlossen wird, wenn eine langzeitige
Erhitzung erfolgt, und die Festigkeit und Duktilität
der Legierungen bei hohen Temperaturen, der Oxdü t;ons- und Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen
verbessert werden. Wenn weniger als 42 Gew.-% Nickel zugegeben werden, sinkt der Korrosionswiderstand
der Legierungen bei hohen Temperaturen ebenso wie ihre Festigkeit, ihre Duktilität und Bearbeitbarkeit.
Bei einem Nickelgehalt von über 70 Gew.-°/o sinkt der Korrosionswiederstand bei hohen Temperaturen. Die
Warmbearbeitba: ->eit wird schlechter. Der Einfluß auf
die Duktilität bei erhöhten Temperatu: on wird geringer. In einem Bereich von 44 bis 50 Gew.-% Nickel wird ein
besonders günstiger Korrosionswiederstand, eine sehr gute Duktiiität sowie Festigkeit bei jrhöhten Temperaturen
erreicht. Legierungen mit einem Nickelgehalt von 44 bis 50 Gew.-°/o haben bei hohen Temperaturen einen
guten Korrosionswiderstand gegenüber Verbrennungsgasen. Sie eignen sich somit als Materialien, die in
derartigen Atmosphären einsetzbar sind.
Molybdän wird in einem Bereich von 4.5 bis !5 Gew.-% zugegeben. Molybdän ist ein wesentliches
Element zur Steigerung der Festigkeit und Duktilität der Legierungen über die Kombination mit Titan und
Niob. Ein Zusatz in einem Bereich von wenigstens 4,5
Gew.-% verbessert die Zeitstandsfestigkeit und die Zeitstandsdehnung beträchtlich. Eine Zugabe von über
! 5 Gew.-°/o verschlechtert die Bearbeitbarkeit und senkt insbesondere den Oxydationswiderstand bei erhöhten
Temperaturen. Um die Gefahr einer Abscheidung der Sigma-Phase oder überschüssiger Karbide und eine
Entstehung ei"er Versprödung zu vermeiden, wird ein
Bereich von 5 bis 10 Gew.-°/o Molybdän besonders bevorzugt.
Zur Verstärkung durch Karbidbildung oder zur Intensivierung der Feststofflösung können geringe
Mengen Wolfram und Kobalt zugesetzt werden.
Anhand der Zeichnungen wird die Erfindung beispielsweise näher erläutert. Es zeigt
Fig. I schematisch eine Gasturbinenbrennkammer aus einer erfindungsgemäß verwendeten Legierung,
Fig. 2 in einem Spannungs-Zeit-Diagramm die Ergebnisse der Zeitstandsversuche bei 800"C,
Fig.3 in einem Diagramm die Beziehung zwischen
der Zeitstandsfestigkeit bei 8000C für eine Dauer von 1000 h, abhängig vom Molybdängchalt.
F i g. 4 in einem Diagramm die (Ergebnisse der
Zeitstandsbriichdehnungcn bei 800rC.
Fig. 5 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Zeitstandsbruchdehnung bei 800°C tind bei einer
Dauer von 100 h und dem Molybdängehalt,
F ι g. 6 in einem Diagramm die Beziehung zwischen
dem Korrosionsverlust und dem Nickclgchalt bei INiJi i'uSiUMSnCMjVerSüCnC-M 'tiHu
F i g. 7 anhand von Querschnittsformen von Probestücken die Ergebnisse von Wärmezyklus-Ermüdungsversuchen.
Die in F i g. 1 gezeigte Gasturbinenbrennkammer besteht aus einer Auskleidung 3. einem Übergangsstück
4 und einer Brennstoffdüse 5. Die Auskleidung 3 und das Übergangsstück 4 sind ineinandergesctzt, um ein
Ausströmen von Verbrennungsgas zu verhindern. Die Ausk'.iJung 3 wird so hergestellt, daß eine Platte zu
einem Zylinder gebogen wird, wobei die Verbindungsstelle geschweißt wird. Außerdem werden Luftschlitze t
und eine Öffnung 2 zum Anbringen eines Querfeuerrohres vorgesehen. Bei der Herstellung des Übergangsstücks
4 wird eine Platte in die in F i g. 1 gezeigte Form gebogen. Die Verbindungsstellen werden verschweißt.
Der Werkstoff für die Auskleidung und das Übergangsstück ist sehr gut plastisch bearbeitbar und schweißbar
und hat einen hohen Oxydationswiderstand, einen hohen Korrosionswiderstand, einen hohen Widerstand
gegen thei misches Ermüden und einen hohen Widerstand
gegen Versprödung sowie eine gute Duktilität.
In der nachstehenden Tabelle sind in Gewichtsprozent
die chemischen Zusammensetzungen der bei Versuchen verwendeten Legierungen zusammengestellt.
Bei den Versuchsproben wurden die Proben I, 2, 5 bis 12 und 14 bis 21 in der Atmosphäre in einem
Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen. Die Proben 3.4 und 13 wurden unter Vakuum in dem Hochfrequenzinduktionsschmelzofen
verschmolzen und anschließend geschmiedet. Alle Proben werden auf 11000C eine
Stunde lang erhitzt und einer Feststofflösungsbehandlung durch Tauchkühlung in Wasser, ausgehe.id von
dieser Temperatur, unterworfen. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind die Legierungen 12 bis 21.
Vergleichslegierungen sind die übrigen.
Mn
Cr
Ni
Co
Ti
Nb
I | 0.08 | 0,7 | 1,0 | 20,3 | 31,8 |
2 | 0.06 | U | 1,5 | 26,1 | 46,1 |
3 | 0.09 | 0,2 | Ll | 26,1 | 66,7 |
4 | 0,10 | 1,2 | 1.0 | 18,9 | 78,6 |
5 | 0.08 | 1.4 | 1,5 | 28.2 | 45.0 |
4,1
3,0
C | Si | 7 | Mn | Cr | 28 | 09 081 | W | Co | 8 | Ti | Nb | Fe | |
0.09 | 0,6 | 0,7 | 21,6 | 0,8 | 1,6 | 18,5 | |||||||
0,16 | 0,9 | 1,0 | 24,5 | 3,8 | 4,3 | - | - | 7,4 | |||||
0,05 | 0,8 | 1,5 | 25,9 | Ni | Mo | - | - | 0,2 | - | 21,5 | |||
Fortsetzung | 0.07 | 1.2 | 1.5 | 284 | 47,8 | 8,4 | - | - | 0.5 | 0,4 | 21,7 | ||
Nr. | 0.05 | 0,7 | 1.6 | 26.3 | 55,9 | 2,1 | - | 0.2 | 0.3 | 22,8 | |||
6 | 0.07 | 0.6 | 1,3 | 19,8 | 47,9 | 2,2 | 2,6 | 2,3 | 0.3 | 0,4 | 28,5 | ||
7 | 0,09 | 1,0 | 1,2 | 25,0 | 46.2 | - | - | - | 0.3 | - | 15,7 | ||
8 | 0,06 | 1,0 | 1.3 | 17,5 | 48.1 | - | - | - | 0,3 | 8,8 | |||
9 | 0,07 | 0.8 | 0,9 | 25,2 | 40.3 | 3.8 | 5.7 | - | 0,4 | - | 16,3 | ||
IO | 0,09 | 1.3 | I,I | 24.6 | 49.4 | 7.3 | - | 2,7 | - | 0,4 | 14,0 | ||
Il | 0,06 | 0.8 | 1.5 | 26.5 | 65,3 | 5,7 | - | - | 0.4 | 0,4 | 17,3 | ||
12 | 0,05 | 0,9 | 1.5 | 27,2 | 45,1 | 5.5 | 0.5 | - | 0,3 | 0,5 | 18,6 | ||
13 | 0,10 | 0,8 | 1,0 | 23,6 | 43,5 | 12.3 | - | 6.9 | 0.4 | 0,3 | 14,2 | ||
14 | 0,08 | 1.0 | 1.3 | 30,7 | 47,0 | 6,0 | 0,8 | 1.4 | 0.5 | - | 10,7 | ||
15 | 0,10 | 0,5 | 0,7 | 22,0 | 44,9 | 6.0 | 0,6 | 1.5 | 0,4 | 0,4 | 18,5 | ||
16 | 0,08 | 0.7 | 0.8 | 22.8 | 45.3 | 7.4 | 0.6 | 1.3 | 0.3 | 0,5 | 20,2 | ||
17 | 47.2 | 6,3 | |||||||||||
18 | 46,3 | 9,0 | |||||||||||
19 | 44,2 | 8.5 | |||||||||||
20 | |||||||||||||
21 | |||||||||||||
Das Diagramm von Fig. 2 zeigt die Ergebnisse von Zei'-tandsversuchen. Die erfindungsgemäßen Legierungen
12, 16 und 20, die mehr als 4.5 Gew.-°/o Molybdän und Titan oder sowohl Titan als auch Niob enthalten,
haben eine höhere Zeitstandsfestigkeit als die Vergleichslegierungen 2, 5, 6, 7, 8, 10 und 11, die weniger als
4,5 Gew.-% Molybdän enthalten. Bei den erfindungsgemäßen
Legierungen wird die Zeitstandsfestigkeit mit steigendem Molybdängehalt höher, beispielsweise steigend
von 16 über 12 zu 20. Somit kann die Festigkeit dadurch verbessert werden, daß der Molybdängehalt
erhönt wird, was eine Verwendung als Materialien gewährleiste', die höhere Festigkeit als eine wärmebeständige
Legierung erfordern.
Das Diagramm von F i g. 3 zeigt die Beziehung zwischen der Zeitstandsfestigkeit bei 8000C während
1000 h abhängig vom Molybdängehalt. Mit A sind die Legierungen bezeichnet, die Titan und Niob enthalten,
während mit B Legierungen bezeichnet sind, die weder Titan noch Niob enthalten. Bei den Legierungen gemäß
A ist die Festigkeit bei einem Molybdängehalt von etwa 2 Gew.-% geringer, steigt jedoch drastisch mit
zunehmendem Molybdängehalt über 2 Gew.-%, wie dies in F i g. 2 gezeigt ist. Bei den Legierungen gemäß B
steigt die Festigkeit ebenfalls mit zunehmendem Molybdängehalt Insbesondere die erfindungsgemäßen
Legierungen, die Molybdän, Titan und Niob in Kombination enthalten und einen Molybdängehalt von
mehr als 4,5 Gew.-% aufweisen, zeigen aufgrund des Molybdänzusatzes einen gegenüber den Vergleichslegierungen
beträchtlich gesteigerten Effekt, die kein Titan und Niob enthalten und den gleichen Molybdängehalt
aufweisen.
Fig.4 zeigt die Prozentdehnung von Kriechbruchversuchen
bei 8000C Die erfindungsgemäßen Legierungen
12, 16 und 20, die mehr als 4,5 Gew.-% Molybdän
sowie Titan und Niob enthalten, haben eine merklich höhere Prozentdehnung als die Vergleichslegierungen
2, 5, 6, 7, 8, 10 und 11, die weniger als 4,5 Gew.-%
Molybdän aufweisen. Die Prozentdehnung der Ver-
gleichslegierungen sinkt bei steigender Zeit, während
die Prozentdehnung der erfindungsgemäßen Legierungen mit größer werdender Zeit zunimmt. Es wird
angenommen, daß die erfindungsgemäßen Legierungen einen höheren Versp-ödungswiderstand durch Erhitzen
während eines langen Zeitraums aufweisen.
Das Diagramm von Fig. 5 zeigt die Beziehung
zwischen der Prozentdehnung bei einem Bruch bei 100 h nach Zeitstands versuchen von 800° C gemäß
F i g. 4 und dem Molybdängehalt. Aus F i g. 5 sieht man, daß durch den Gehalt an Titan und Niob (Kurve C) die
Prozentdehnung drastisch steigt, wenn der Molybdängehalt 4 Gew.-% überschreitet. Die Wirkung der
kombinierten Zugabe von Molybdän sowie Titan und Niob ist merkbar, während bei den Legierungen, die
kein Titan und Niob enthalten (Kurve D) kein starker Anstieg der Prozentdehnung mit zunehmendem Molybdängehalt
erkennbar ist. Bei einem Vergleich der erfindungsgemäßen Legierung bei gleichem Molybdängehalt
geht die Legierung 12, die Titan allein enthält, durch einen Punkt, der niedriger liegt als der
entsprechende Punkt auf der Linie, die zwischen den Legierungen 16 und 20 aufgetragen ist und sowohl Titan
als auch Niob in Kombination enthält. Die Legierungen, welche sowohl Titan als auch Niob in Kombination
enthalten, können somit eine besonders hohe Duktilität haben.
Die Prozentreduzierung der Querschnittsfläche der erfindungsgemäßen Legierungen nach dem Kriechbruch
ist geringer als 40%, während die bei den Vergleichslegierungen weniger als 3C% beträgt
Die erfindungsgemäßen Legierungen haben eine hohe Zeitstandsfestigkeit und eine hohe Zeitstandsduktilität,
so daß sie sich in zufriedenstellender Weise für den Einsatz als Material eignen, das hohe Temperaturen
aushält
Zur Untersuchung der Eigenschaften, die für die Verwendung als Auskleidung und Übergangsstück bei
Gasturbinen erforderlich sind, werden Korrosionsversuche
und thermische Ermüdungsversuche ausgeführt
Das Diagramm von Fig.6 zeigt die Beziehungen zwischen dem Korrosionsverlust der Probestücke und
dem Nickelgehalt der Legierungen, wenn die Oberflächen der Probestücke, die 5 mm stark, 8 mm breit und
50 mm lang sind, mit einer Salzmischung überzogen sind, die aus 25 Gew.-% Natriumchlorid und 75 Gew.-%
Natriumsulfat besteht, wobei ein Überzug von 10 mg/cm2 während des Erhitzens und Schmelzens
vorhanden ist Die überzogenen Probestücke werden in der Atmosphäre 50 h lang zur Durchführung des
Heißkorrosionstestes erhitzt. Aus Fig. 6 ersieht man, daß die Legierungen gemäß der Erfindung, die 43 bis 70
Gew.-% Nickel enthalten, den geringsten Korrosionsverlust haben und daß eier Korrosionsverlust stark
ansteigt bei einem Nickelgehalt außerhalb des genannten Bereiches, d. h. bei weniger als 43 Gew.-% und bei
mehr als 70 Gew.-%.
Die Heißkorrosion entwickelt sich auf Materialien, die den Verbrennungsgasen von Leichtöl, Kerosin usw.
ausgesetzt sind, was beispielsweise bei einer Brennkammerauskleidung und beim Übergangsstück einer
Gasturbine der Fall ist. Die erfindungsgemäßen Legierungen haben somit einen guten Widerstand
gegen Heißkorrosion und bilden Materialien, die für Auskleidungen und Übergangsstücke verwendet werden
können.
In F i g. 7 sind die Ergebnisse von thermischen Ermüdungsversuchen gezeigt. Der thermische Ermüdungsversuch
wird so ausgeführt, daß unter einem vertikalen elektrischen Ofen ein Wasserbad angeordnet
ist. Das Probenstück wird abwechselnd in das Wasserbad und in den auf 8000C erhitzten elektrischen
Ofen gelegt Die Dauer, während der sich das Probestück im elektrischen Ofen befindet, beträgt 6 min.
Anschließend wird das Versuchsstück 6 s lang in das Wasserbad gelegt. Dieser Zyklus wird in vorgegebener
Anzahl durchgeführt. Dann werden die Probestücke herausgenommen und in zwei Teile zerschnitten. Man
untersucht den Bruchzustand des Querschnittes. Das 5 mm starke, 9 mm breite und 20 mm lange Probestück
hat ein Loch mit einem Durchmesser von 2 mm und zwei weitere Löcher, die jeweils einen Durchmesser von
5 mm haben. In F i g. 7 bezieht sich die linke Spalte auf Legierungen, die sich direkt aus der Feststofflösungsbehandlung
ergeben. Die rechte Spalte bezieht sich auf die Legierungen, die 1000 h lang auf 850° C erhitzt sind, um
eine Versprödung nach der Feststofflösungsbehandlung zu bewirken. F i g. 7 zeigt, daß bei den Legierungen
gemäß der Erfindung, nämlich 12, 13 und 20, die Probestücke weniger rissig und verformt sind als bei den
ι Vergleichslegierungen 5 und 6. Das heißt, daß die Legierungen gemäß der Erfindung einen guten Widerstand
gegen Thermoschocks aufweisen, die durch schnelles Erhitzen und Abkühlen eintreten, und
außerdem einen guten Widerstand gegen eine Erhitzungsversprödung aufweisen.
Die Brennkammerauskleidiing und das Übergangsstück für die Gasturbine werden wiederholt einem
schnellen Erhitzen durch die heißen Verbrennungsgase beim Start und das schnelle Abkühlen beim Stoppen des
Einsatzes ausgesetzt, d. h. sie unterliegen einer thermischen Ermüdung. Es zeigt sich jedoch, daß die
erfindungsgemäßen Legierungen Eigenschaften haben, die ermöglichen, daraus hergestellte Mnlerialipn 7iifripdenstellend
für die genannten Zwecke einzusetzen.
Die erfindungsgemäße Legierung 21 wird zur Herstellung einer Platte warmgewalzt. Aus der
erhaltenen Platte werden eine Auskleidung und ein Übergangsstück durch Biegen und Lichtbogenschweißung
hergestellt, ohne daß irgendein Schweißzusatz-
2". werkstoff im Falle der Auskleidung benutzt wird. Bei der Lichtbogenschweißung des Übergangsstücks wird
ein Schweißzusatzwerkstoff benutzt, der dadurch hergestellt wird, daß die erfindungsgemäße Legierung
21 geschmiedet wird und daß anschließend die
to geschmiedete Legierung zu einem Draht von 1,6 mm Durchmesser gezogen wird. Die geschweißte Auskleidung
und das Übergangsstück haben keine Schweißfehler und weisen gute Schweißverluste auf.
Das Warmwalzen der erfindungsgemäßen Legierun-
Das Warmwalzen der erfindungsgemäßen Legierun-
n gen kann sehr einfach nach dem Heißschmieden ausgeführt werden, ohne daß Walzfehler auftreten. Die
erfindungsgemäßen Legierungen sind somit zufriedenstellend plastisch bearbeitbare Materialien, die gut
schweißbar sind und sich als Schweißzusatzwerkstoff eignen.
Die Auskleidung wird in eine übliche Gasturbine eingebaut und 10 000 h lang benutzt. Es zeigen sich nur
ganz kleine Risse an den Luftschlitzen. Die Abschnitte mit den feinen Rissen können ohne Schwierigkeiten
durch Verschweißen ohne irgendwelche Schweißzusatzwerkstoffe repariert werden.
Hierzu 4 Blatt Zeichnungen
Claims (4)
1. Verwendung einer Legierung bestehend aus den nachstehenden Komponenten in Gewichtsprozent: ·>
0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0,5 bis 3 Mn, 42 bis 70
Ni, 15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti
und/oder Nb, 7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare Verunreinigungen,
als Auskleidungs- und als Übergangsstück einer Gasturbinenkammer, wobei das Übergangsstück ein
verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases einer Gasturbinendüse aufweist
2. Verwendung einer Legierung bestehend aus den
nachstehenden Komponenten in Gewichtsprozent:
0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0,5 bis 3 Mn, 42 bis 70
Ni, 15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti und/oder Nb, 7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare
Verunreinigungen,
als Schweißzusatzwerkstoff.
als Schweißzusatzwerkstoff.
3. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung in Gewichtsprozent
folgende Komponenten aufweist:
0,06 C, 0,8 Si, 1,5 Mn, 47 Ni, 26,5 Cr, 6 Mo, 0,4 Ti,
0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
4. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung folgende Komponenten
in Gewichtsprozent aufweist:
0,1 C, 0,5 Si, 0,7 Mn, 46 Ni, 22 Cr, 9 Mo, 0,6 W, 1,5 jo
Co, 0,4 Ti, 0,4 Nb1 Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
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