DE69018658T2

DE69018658T2 - Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Bearbeitbarkeit.

Info

Publication number: DE69018658T2
Application number: DE69018658T
Authority: DE
Inventors: Nobuyuki Maruyama; Yoshiatsu Sawaragi
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-01-30
Filing date: 1990-01-29
Publication date: 1996-01-04
Anticipated expiration: 2010-01-30
Also published as: JPH02200756A; DE69018658D1; JP2760004B2; EP0381121A1; US5021215A; EP0381121B1; KR920010120B1; KR900011910A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft hitzebeständige Stähle, welche selbst bei hohen Temperaturen von 700 - 1150ºC eine hohe Festigkeit aufweisen und welche ebenfalls eine vorzügliche Verformbarkeit aufweisen.
HK 40-Stähle (hitzebeständige 25Cr-20Ni-Gußstähle) sind in der chemischen Industrie in Hochtemperaturvorrichtungen in breitem Umfang verwendet worden. Zum Beispiel wurden sie als Rohre für Crack-Öfen von Ethylen-herstellenden Fabriken und als Rohre für Reformieröfen zur Herstellung von Wasserstoffgas verwendet. Da derartige Rohre jedoch durch Zentrifugalgießen hergestellt werden, ist es ziemlich schwierig, Rohre kleinen Durchmessers, dünnwandige Rohre und lange Rohre herzustellen, und die resultierenden Rohre leiden unter geringer Dehnbarkeit und Zähigkeit.
Die Legierung 800H (0,08C-20Cr-32Ni-0,4Ti-0,4Al) war als ein Material zur Herstellung von geschmiedeten Rohren bekannt. Jedoch besitzt diese Legierung keine zufriedenstellende Hochtemperaturfestigkeit.
Seit kurzem werden Crack-Öfen von Ethylenfabriken bei höheren Temperaturen betrieben als in der Vergangenheit, um die Erträge der Produkte zu steigern. Deshalb müssen die Materialien, aus denen Crack-Öfen bestehen, eine höhere Hochtemperaturfestigkeit als in der Vergangenheit aufweisen.
Es gibt viele neue Materialien zur Verwendung in zentrifugalgegossenen Rohren, welche einen höheren Grad an Festigkeit als HK 40-Stähle besitzen. Einige Beispiele dieser Legierungen sind HP, HP-Nb, HP-Nb,W und BST. Materialien für geschmiedete Rohre, welche diesen neuen Legierungen entsprechen sind Legierungen auf Nickel-Basis, wie etwa Hastelloy X (0,06C-21Cr-9Mo-1Co-Rest Ni), Inconel 617 (0,06C-21Cr-8,5Mo-12Co-1Al-Rest Ni) und Inconel 625 (0,04C-21Cr-9Mo-3,5Nb-Rest Ni). Da diese Legierungen auf Ni-Basis jedoch eine große Menge der sehr teuren Elemente Mo und Ni enthalten, weisen diese Legierungen Probleme hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit und der Verformbarkeit auf.
Um die Reaktionseffizienz zu erhöhen und Reaktionen unter stabilen Bedingungen in verschiedenen Hochtemperaturvorrichtungen durchzuführen, besteht ein Bedarf für ein Material für geschmiedete Rohre, welches eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit besitzt und welches verwendet werden kann, um lange Rohrleitungen mit einem kleinen Durchmesser herzustellen.
Materialien zur Verwendung in Crack-Öfen und Reformierungsöfen müssen Hochtemperaturfestigkeit und eine besonders hohe Kriechbruchfestigkeit aufweisen, da derartige Materialien bei extrem hohen Temperaturen von etwa 700 - 1150 ºC verwendet werden. Deswegen wurde ein zentrifugalgegossenes Rohr für derartige Zwecke verwendet, zumal es zufriedenstellende Hochtemperaturfestigkeit aufweist und wirtschaftlich ist.
Es ist jedoch schwierig, ein langes Rohr mit einer dünnen Wand und einem kleinen Durchmesser durch Zentifugalgießen herzustellen. Darüberhinaus besitzen zentrifugalgegossene Rohre ein ungenügende Dehnbarkeit und Beständigkeit, obwohl zentrifugalgegossene Rohre mit einem hohen Kohlenstoffgehalt (0,4-0,5 %) eine hervorragende Kriechbruchfestigkeit aufweisen. Dies beruht darauf, daß eutektisches Carbid entlang der Korngrenzen präzipitiert.
In geschmiedeten Rohren mit einem hohen Kohlenstoffgehalt werden derartige präzipitierte eutektische Carbide während der Bearbeitung, einschließlich Schmieden und Strangpressen, zerbrochen, was zu einem großen Anteil von in der Matrix zurückbleibenden ungelösten Carbiden führt, ohne auf irgendeine Weise die Kriechbruchfestigkeit zu verbessern. Mit anderern Worten ist es nötig, einen anderen Typ der Festigung für geschmiedetes Rohrleitungsmaterial durchzuführen, da die Gegenwart dieser eutektischen Carbide nicht zur Festigung genutzt werden kann.
In der ungeprüften japanischen Patentanmeldungs-Schrrit Nr. 23050/1982 schlugen die Erfinder der vorliegenden Erfindung einen hitzebeständigen Schmiedestahl vor, in dem eine hohe Festigkeit durch Verwendung von Korngrenzen-festigenden Elementen als auch Elementen, welche die feste Lösung festigen, erreicht wird. Der vorgeschlagene Stahl kann größere Hochtemperaturfestigkeit aufweisen als geschmiedetes Rohrmaterial, wie etwa die Legierung 800H und zentrifugalgegossenes Rohrmaterial wie etwa HK 40. Seine Kriechbruchfestigkeit hat ein Maximum von 21,56 N/mm² (2,20 kgf/mm²) bei 1000 ºC nach 1000 Stunden, und besitzt insbesondere eine Festigkeit 16,66 N/mm² (1,70 kgf/mm²) für den Stahl (0,27C-0,52Si-1,16Mn-24,42Cr-24,8Ni-0,48Ti-0,34Al-0,0040B-Rest Fe). Darüber hinaus kann er ebenfalls zufriedenstellende Beständigkeit aufweisen und kann verwendet werden, um lange dünnwandige Rohre mit kleinem Durchmesser herzustellen. Jedoch ist es nötig, den Gehalt von Mo und W zu erhöhen, um den Stahl weiter zu festigen, obwohl die Verformbarkeit durch Eröhen des Gehalts dieser Elemente vermindert wird. Deshalb muß der Ni- Gehalt erhöht werden, um eine stabilisierte Struktur zu erreichen, und als Ergebnis ist die Legierung weniger wirtschaftlich. In der obenstehend beschriebenen Patentveröffentlichung findet sich keinerlei Hinweis auf den Stickstoffgehalt.
Die ungeprüfte japanische Patentanmeldungs-Schrift Nr. 21922/1975 beschreibt Stahlzusammensetzungen, welche ähnlich zu den obenstehend erwähnten sind. In dieser Patentanmeldung werden 0,005-0,05 % Magnesium zugegeben, um die Hochtemperatur-Eigenschaften weiter zu verbessern, und es wird keine Bemerkting über den Stickstoffgehaft gemacht. Die resultierende Kriechbruchfestigkeit beträgt lediglich höchstens 45,08 N/mm² (4,6 kgf/mm²) nach 10³ Stunden und höchstens 29,4 N/mm² (3,0 kgf/mm²) nach 10&sup4; Stunden bei 900ºC. Auf Grundlage dieser Daten wird geschätzt, daß die Kriechbruchzeit bei 1000 ºC und 19,6 N/mm² (2 kgf/mm²) 391 Stunden (Minimum) - 2185 Stunden (Maximum) beträgt. Insbesondere beträgt die Kriechbruchzeit 391 Stunden (Minimum) - 966 Stunden (Maximum) für den Stahl (0,20C-0,52Si-1,1Mn-22,8Cr-25,1Ni-0,53Ti-0,56Al-0,005B-0,012Mg-Rest Fe).
Die GB-A-2 138 446 beschreibt eine hitzebeständige Austenit-Legierung, welche (in Gew.-%) aus: 0,02-0,15 % C, 0,3-2,0 % Si, 0,3-1,5 % Mn, 18-25 % Cr, 20,5-50 % Ni, 0,5-3,0 % Mo, 0,03-0,3 % Ti, 0,05-0,6 % Nb, 0,003-0,01 % B, nicht mehr als 0,04 % P und nicht mehr als 0,005 % S besteht, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreingungen besteht, und welche die Bedingungen Nb/Ti = 0,5-3 (Atomverhältnis) und (Nb+Ti)/(C+N) = 0,2-0,85 (Atomverhältnis) erfällt. Man sagt, daß die Legierung besonders als ein Dampfkessel-Material verwendbar ist. Die Korngrößenzahl wird in diesem Dokument nicht erwähnt.
Die US-A-4 530 720 beschreibt einen Austenitstahl, der im wesentlichen aus den folgenden Legierungselementen besteht:
C: nicht mehr als 0,10 %; Si: mehr als 1 % aber nicht mehr als 5,0 %; Mn: nicht mehr als 3,0 %; Ni: 10-15 %; Cr: 15-25 %; wobei die Mengen dieser Legierungselemente eingestellt werden, um zu einer Austenit-Mikrostrukur zu führen, und einem Rest aus Eisen und Verunreinigungen, von welchen Schwefel auf nicht mehr als 0,003 % beschränkt ist. Die Korngrößenzahl ist in diesem Dokument nicht angegeben.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen hochfesten hitzebeständigen Stahl zur Verfügung zu stellen, welcher eine hervorragende Verformbarkeit aufweist und wirtschaftlich ist.
Ein anderes Ziel ist es, einen Stahl mit verbesserter Hochtemperaturfestigkeit zur Verfügung zu stellen, in dem teure Elemente wie etwa Mo, W und Ni, welche benötigt werden, um die Struktur zu stabilisieren, in geringeren Mengen zugegeben werden als in der Vergangenheit.
Es ist desweiteren ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen hochfesten hitzebeständigen Stahl zur Verfügung zu stellen, in dem der Gehalt der Verunreinigungen und die Korngrößenzahl so reguliert werden, daß Hochtemperaturfestigkeit, Dehnbarkeit und Verformbarkeit weiter verbessert werden.
Ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen hochfesten hitzebeständigen Stahl zur Verfügung zu stellen, welcher eine Kriechbruchzeit von 2000 Stunden oder mehr bei 1000ºC und 19,6 N/mm² (2,0 kgf/mm²) besitzt und welcher weniger teuer aber hinsichtlich der Zeitbruchdehnung und Verformbarkeit bei hohen Temperaturen und bei Raumtemperatur vorzüglich ist.
Folglich stellt die vorliegende Erfindung einen hochfesten hitzebeständigen Stahl mit verbesserter Verformbarkeit zur Verfügung, welcher, in Gew.-%, aus C: 0,05-0,30 %, Si: nicht mehr als 3,0 %, Mn: nicht mehr als 10 %, Cr: 15-35 %, Ni: 15-50 %, Mg: 0,001-0,02 %, B: 0,001-0,01 % und/oder Zr: 0,001-0,10 %, mindestens einem aus Ti: 0,05-1,0 %, Nb: 0,1-2,0 % und Al: 0,05-1,0 %, Mo: 0-3,0 %, W: 0-6,0 % (Mo+1/2W = 3,0 % oder weniger), einem Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht, wobei von den Verunreinigungen Sauerstoff und Stickstoff auf 50 ppm oder weniger bzw. 200 ppm oder weniger beschränkt sind, und die Austenit-Korngrößenzahl auf Nr. 4 oder gröber beschränkt ist.
Nach einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung umfaßt der Stahl 0,001- 0,01 % B und/oder 0,001-0,10 % Zr zusammen mit mindestens einem aus 0,05-1,0 % Ti, 0,1- 2,0 % Nb und 0,05-1,0 % Al.
Nach einer anderern bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung umfäßt der Stahl ferner 0,5-3,0 % Mo und/oder 0,5-6,0 % W (Mo+1/2W = 0,5-3,0 %).
Somit wird nach der vorliegenden Erfindung die Zugabe von Mo und W, welche als festigende Elemente wirken, unterdrückt oder eingeschränkt, so daß die Verformbarkeit verbessert wird und der Stahl wirtschaftlicher gemacht wird, während der Gehalt an Verunreinigungen wie etwa Sauerstoff und Stickstoff auf nicht mehr als 50 ppm bzw. 200 ppm beschränkt ist und die Austenit-Korngrößenzahl auf nicht mehr als 4 beschränkt ist, um eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit bei extrem hohen Temperaturen von etwa 700-1150ºC zu erreichen.
Die Figur 1 ist eine Graphik, welche das Verhältnis zwischen dem Sauerstoffgehalt des Stahls und der Kriechbruchzeit bei 1000ºC und 19,6 N/mm² (2,0 kgf/mm²) und der Zeitbruchdehnung zeigt;
Die Figur 2 ist eine Graphik, welche das Verhältnis zwischen dem Stickstoffgehalt und der Korngröße des Stahls zur Kriechbruchzeit und der Zeitbruchdehnung unter denselben Bedingungen wie in Figur 1 zeigt; und
die Figur 3 ist eine Graphik, welche das Verhältnis zwischen dem Mg-Gehalt des Stahls und der Kriechbruchzeit unter denselben Bedingungen wie in Figur 1 zeigt.
Die Gründe, die Stahlzusammensetzung als auch die Austenit-Korngrößenzahl der vorliegenden Erfindung wie obenstehend beschrieben festzulegen, sind wie folgt.
Kohlenstoff (C) ist wirksam, um die Zugfestigkeit als auch die Kriechbruchzeit auf einen für hitzebeständige Stähle erforderlichen Wert zu erhöhen. In der vorliegenden Erfindung ist es notwendig, 0,05 % oder mehr Kohlenstoff einzubinden. Wenn jedoch der Kohlenstoffgehalt über 0,30 % beträgt, verbleiben ungelöste Carbide selbst nach Hitzebehandlung der festen Lösung ohne in irgendeiner Weise den Stahl zu festigen, und das Wachstum von Körnchen wird ebenfalls unterdrückt. Deshalb ist der Kohlenstoffgehalt auf 0,05-0,30 % beschränkt. Vorzugsweise beträgt er 0,08-0,27 %, worin zwei Gruppen eingeschlossen sind; C: 0,08- 0,20 % und C: 0,15-0,27 %.
Silicium (Si) ist als desoxidierendes Element notwendig und wirkt auch dahingehend, die Beständigkeit gegen Oxidierung und Karburierung zu fördern. Wenn jedoch der Si-Gehalt über 3,0 % liegt, werden die Verformbarkeit als auch die Schweißbarkeit und die Stabilisierung der Strüktur vermindert. Deshalb ist nach der vorliegenden Erfindung der Si-Gehalt auf nicht mehr als 3,0 % beschränkt. Insbesondere wenn die Beständigkeit gegen Karburierung weiter verbessert werden soll, wird es bevorzugt, daß der Si-Gehalt 1 % oder mehr beträgt.
Mangan (Mn) ist ein desoxidierendes Element, das ebenfalls zur Verbesserung der Verformbarkeit wirksam ist. Mn ist ein Austenitbildner, und Ni kann teilweise durch Mn ersetzt werden. Überschüßige Zugabe von Mn vermindert allerdings die Verformbarkeit, so daß der Mn-Gehalt auf 10,0 % oder weniger beschränkt ist.
Chrom (Cr) ist wichtig, um die Beständigkeit gegen Oxidation zu gewährleisten. Aus diesem Grund ist es notwendig, mindestens 15 % Cr und bevorzugt nicht weniger als 20 % einzubinden. Je höher der Cr-Gehalt, um so besser, um die Beständigkeit gegen Oxidation und Karburierung zu erhöhen. Wenn er jedoch höher als 35 % ist, werden die Verformbarkeit als auch die Stabilisierung der Strüktur vermindert. Somit ist nach der vorliegenden Erfindung der Cr-Gehalt auf 15-35 % und bevorzugt auf 20-30 % beschränkt. Der am meisten erwünschte Bereich ist 23-27 %.
Nickel (Ni) ist ein Austenitbildner, welcher zu einem unter Berücksichtigung der Gesamtmenge an Ferrit-Bildnern wie etwa Cr, Si, Mo und W festgelegten Gehalt zugegeben wird, um eine stabile Austenit-Pliase zu bilden. Jedoch macht die Zugabe einer großen Menge an Ni den resultierenden Stahl unwirtschaftlich. Somit ist nach der vorliegenden Erfindung der Ni-Gehalt auf 15-50 Gew.-% festgelegt. Vorzugsweise beträgt der Ni-Gehalt 23-42 %, worin drei Gruppen eingeschlossen sind; Ni: 23-27 %, Ni: 30-40 % und Ni: 32-42 %.
Titanium (Ti), Niobium (Nb) und Alunium (A1) sind dahingehend wirksam, die Hochtemperaturfestigkeit und insbesondere die Kriechbruchfestigkeit zu verbessern. Um wirksam zu sein, ist es notwendig, daß Ti in einem Gehalt von 0,05 % oder mehr, Nb in einem Gehalt von 0, 1 % oder mehr und A1 in einem Gehalt von 0,05 % oder mehr zugegeben wird. Wenn jedoch mehr als l % Ti oder A1 oder mehr als 2,0 % Nb zugegeben werden, besteht keine weitere Verbesserung in der Hochtemperaturfestigkeit, während die Verformbarkeit als auch die Schweißbarkeit vermindert werden. Deshalb ist der Gehalt an Ti, Nb und A1 auf 0,05-1,0 %, 0,1-2,0 % bzw. 0,05-1,0 ºma festgelegt. Jedes einzelne dieser Elemente kann allein oder in Kombination mit einem oder zwei der anderen zugegeben werden.
Bor (B) und Zirconium (Zr) sind wirksam, um die Korngrenzen zu festigen. Insbesondere wird das Zerbrechen in einem Hochtemperaturbereich von etwa 700maC und mehr von dem intergranulären Brechen dominiert (oder hauptsächlich verursacht), und die Zugabe dieser Elemente ist wirksam, um das Auftreten von intergranulärem Zerbrechen zu unterdrücken. Aus diesem Grunde ist es erwünscht, daß eines dieser Elemente in einer Menge von 0,001 % oder jeweils mehr zugegeben wird. Jedoch führt die Zugabe einer überschüßigen Menge dieser Elemente zur Verminderung der Schweißbarkeit, so daß der Gehalt an B auf 0,001-0,01 % und an Zr auf 0,001-0,10 % beschränkt ist. Diese Elemente können allein oder in Kombination zugegeben werden.
Magnesium (Mg) ist wirksam, urn die Verformbarkeit zu verbessern. Es kann auch die Kriechbruchfestigkeit verbessern. Um derartige Eigenschaften zu verbessern, ist es notwendig, Mg in einer Menge von 0,001 % oder mehr zugegeben. Wenn jedoch Mg in einer Menge von mehr als 0,02 % zugegeben wird, nimmt die Kriechbruchfestigkeit wieder ab, so daß der Mg- Gehaft auf 0,001-0,02 % festgelegt ist.
P und S sind als unvermeidbare Verunreinigungen vorhanden. Es wird bevorzugt, daß P in einem Gehalt von 0,015 % oder weniger und S in einem Gehalt von 0,003 % oder weniger vorhanden sind.
Zusätzlich zu diesen Verunreinigungen ist die Beschränkung des Gehaltes von Sauerstoff und Stickstoff als Verunreingungen ausschlaggebend für die vorliegende Erfindung. Eine Verminderung im Sauerstoffgehalt ist äußerst wirksam zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit und der Kriechbruchdehnbarkeit. Wie in den folgenden Beispielen ausführlich gezeigt, können die obenstehend angegebenen Eigenschaften bemerkenswert verbessert werden, wenn der Sauerstoffgehalt auf nicht mehr als 50 ppm beschränkt wird. Man nimmt auf der Grundlage von Beobachtungen der Struktur nach einem Zerbrechen an, daß das intergranuläre Brechen drastisch abnimmt, wenn der Sauerstoffgehalt abnimmt. Man vermutet, daß dies darauf beruht, daß die Korngrenzen durch eine Verringerung des Sauerstoffgehalts gefestigt werden.
Gewöhnlich ist Stickstoff bei diesem Stahltyp in einer Menge von 250-400 ppm enthalten. Nach der vorliegenden Erfindung jedoch wurde festgestellt, daß, wenn der Stickstoffgehalt auf 200 ppm oder weniger verringert wird, die Kriechbruchfestigkeit als auch die Dehnbarkeit ausgesprochen verbessert werden. Weil der Stahl der vorliegenden Erfindung Ti, Nb und Al als festigende Elemente enthält, wird die Bildung von nichtmetallischen Einschlüssen unterdrückt, wenn der Stickstoffgehalt auf einen geringeren Wert gesenkt wird und der Gehalt an effektivem Ti, Nb und Al merklich erhöht wird, was zu einer weiteren Festigung des Stahles führt. Es ist erwünscht, daß der Stickstoffgehalt auf 150 ppm oder weniger beschränkt ist.
Die obenstehenden Befunde sind unerwartet, da man dachte, daß die Zugabe von Stickstoff zur weiteren Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften, wobei die Kriechbrucheigenschaften eingeschlossen sind, wirksam wäre, wenn der Stickstoff im Stahl gelöst oder in Form von feinen Carbiden präzipitiert ist.
Molybdän (Mo) und Wolfram (W) sind wahlfreie Elemente, welche als die feste Lösung härtende Elemente wirken und welche ebenfalls zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit wirksam sind. Aus diesem Grund ist es notwendig, daß mindestens eines dieser Elemente in einer Menge von jeweils 0,5 % oder mehr zugegeben wird. Je höher der Gehalt dieser Elemente, um so stärker kann man die Hochtemperaturfestigkeit verbessern. Jedoch führt die Zugabe dieser Elemente zu einer Verringerung in der Verformbarkeit, und es ist ebenfalls notwendig, den Ni-Gehalt zu erhöhen, um eine Austenit-Phase zu stabilisieren, was den resultierenden Stahl weniger wirtschaftlich macht. Somit ist nach der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Mo auf 0,5-3,0 % und an W auf 0,5-6,0 % festgelegt. Wenn beide zugegeben werden, ist Mo + 1/2 W gleich 0,5-3,0 %.
Wenn Stähle von diesem Typ auf 700ºC oder mehr erhitzt werden, wird der Kriechbruch von dem intergranulären Zerbrechen dominiert. Um die Kriechbruchfestigkeit zu verbessern, ist es somit erwünscht, daß die Austenit-Korngröße grob ist. Auf der Grundlage einer Reihe von Experimenten wurde festgestellt, daß, wenn die Austenit-Korngröße auf Nr. 4 oder weniger festgelegt wird (ASTM-Korngrößenzahl), ein zufriedenstellender Wert der Hochtemperaturfestigkeit für einen Stahl erreicht werden kann, welcher eine in der vorliegenden Erfindung definierte Stahl-Zusammensetzung besitzt.
Die Austenit-Korngrößenzähl kann zum Beispiel durch Verändern der Behandlungs- Temperatur der festen Lösung eingestellt werden.
Die vorliegende Erfindung wird nun in Verbindung mit Arbeitsbeispielen weiter beschrieben, welche lediglich aus Zwecken der Veranschaulichung angegeben sind.

Beispiele

Die chemischen Zusammensetzungen der in diesem Beispiel verwendeten Proben sind in Tabelle 1 gezeigt, worin die Stähle A bis T die Stähle der vorliegenden Erfindung sind, und die Stähle Nr. 1 bis 18 Vergleiche sind. Diese Stähle wurden unter Verwendung eines Vakuum- Schmelzofens mit einer Kapazität von 17 kg geschmolzen. Nach Schmieden und Kaltwalzen wurde eine Behandlung der festen Lösung durchgeführt. Die Behandlung der festen Lösung wurde bei einer Temperatur durchgeführt, bei der die Austenit-Korngrößenzähl Nr. 4 oder eine kleinere Zahl, d.h. gröber, wurde. Für den Stahl A wurde die Temperatur eingestellt, um eine Korngrößenzahl Nr. 4 oder eine kleinere oder größere Zahl zu erreichen. Für die anderen Stähle wurde die Korngrößenzahl kleiner als Nr. 4, d.h. gröber, eingestellt.
Die resultierenden Proben wurden einem Zeitstandversuch bei 1000ºC bei einer Belastung von 1,96 N/mm² (2,0 kgf/mm²) unterzogen. Die Test-Ergebnisse sind in der Tabelle 2 und in der Figur 1 gezeigt. Die Symbole von Figur 1 sind dieselben wie die in Tabelle 2.
Die Figur 1 ist eine Graphik, welche für drei Typen von Stahl-Zusammensetzungen das Verhältnis der Kriechbruchfestigkeit und der Zeitbruchdehnung zum Sauerstoffgehalt zeigt. Wie aus der Figur 1 ersichtlich, zeigten Stähle der vorliegenden Erfindung mit einem Sauerstoffgehalt von 50 ppm oder weniger eine Kriechbruchzeit als auch eine Zeitbruchdehnung, welche im Vergleich zu denen des Vergleichs-Stahls, der mehr als 50 ppm Sauerstoff enthielt. ausgesprochen verbessert waren. Derartige Vorteile, wie die durch eine Senkung des Sauerstoffgehaltes erreichten, sind für andere Typen von Stahl der vorliegenden Erfindung aus der Tabelle 2 ersichtlich. Siehe die Stähle L bis R der vorliegenden Erfindung und Vergleichs- Stahl Nr. 9 bis 15.
Um die Überlegenheit der vorliegenden Erfindung über Stahl nach dem Stand der Technik zu zeigen, wurden die Eigenschaften des zuvor erwähnten Stahls (0,20C-0,52Si-1,1Mn-22,8Cr- 25,1Ni-0,53Ti-0,56Al-0,005B-0,012Mg-Rest Fe) der ungeprüften japanischen Patentanmeldungs-Schrift Nr. 21922/1975 mit denen des Stahls S der vorliegenden Erfindung verglichen. Wie bereits erwähnt, schätzt man, daß die Bruchzeit dieses Stahls nach dem Stand der Technik höchstens 966 Stunden bei 1000 ºC und 1,96 N/mm² (2,0 kgf/mm²) beträgt, und diejenige des Stahls S beträgt 2423 Stunden. Somit sind die Kriechbrucheigenschaften des Stahls der vorliegenden Erfindung denjenigen des Stahls nach dem Stand der Technik klar überlegen.
Wie zuvor erwähnt, sagt man, daß die Kriechbruchzeit des herkömmlichen Stahls (0,27C- 0,52Si-1,16Mn-0,016P-0,005S-24,42Cr-24,8Ni-0,48Ti-0,34Al-0,0040B-Rest Fe) der ungeprüften japanischen Patentanmeldungs-Schrift Nr. 23050/1982 bei 1000ºC und 16,66 N/mm² (1,7 kgf/mm²) 1000 Stunden beträgt. Man bemerke, daß der Stahl S der vorliegenden Erfindung eine stark überlegene Kriechbruchzeit aufweist, sogar obwohl die Belastung, welche auf den Stahl S ausgeübt wurde, um 4,9 N/mm² (0,5 kgf/mm²) größer ist als diejenige bei diesem herkömmlichen Stahl. Somit sind die Kriechbrucheigenschaften des Stahls der vorliegenden Erfindung denjenigen dieses herkömmlichen Stahls ebenfalls klar überlegen.
Die Figur 2 ist eine Graphik, die das Verhältnis der Kriechbruchfestigkeit und der Zeitbruchdehnung zum Stickstoffgehalt zeigt. Die Figur 2 zeigt für den Stahl A ebenfalls das Verhältnis zwischen der Kristall-Korngrößenzahl und der Kriechbruchzeit.
Aus der Figur 2 ist ersichtlich, daß, wenn der Stickstoffgehalt auf nicht mehr als 200 ppm beschränkt ist, die Kriechbruchzeit als auch die Zeitbruchdehnung ausgesprochen verbessert werden, und, daß wenn die Kristall-Korngrößenzahl auf nicht größer als 4 beschränkt wird, die Kriechbruchzeit erhöht wird.
Die Figur 3 zeigt die Wirksamkeit der Zugabe von Mg zur Verbesserung der Kriechbruchzeit. Aus der Figur 3 ist ersichtlich, daß, wenn der Mg-Gehalt 0,001 % oder mehr beträgt, die Zeitstandlebensdauer verbessert wird. Wenn der Mg-Gehalt über 0,02 % beträgt, wird die Lebensdauer wieder vermindert. Ein effektiver Bereich für den Mg-Gehalt ist deshalb 0,001-0,02 %.
Die Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse von Tests, welche ausgeführt wurden, um die Verformbarkeit von Stählen der vorliegenden Erfindung und von Vergleichsstählen unter Hitze- und Kälte-Bedingungen auszuwerten. Die Teststücke (Durchmesser von 10 mm und Länge von 130 mm) wurden aus durch Vakuumschmelzen hergestellten Ingots von 17 kg geschnitten. Diese Teststücke wurden bei 1200 ºC bei einer Belastungsrate von 5 s&supmin;¹ dem Greeble-Test unterzogen. Die Kälte-Bearbeitbarkeit wurde auf Grundlage der Zug- Zeitbruchdehnung während einem bei Raumtemperatur mit Teststücken (Durchmesser von 6 mm, Meßdistanz von 30 mm), die nach Kaltwalzen und anschließender Behandlung der festen Lösung erhalten wurden, durchgeführten Zugversuch ausgewertet.
Aus der Tabelle 3 ist ersichtlich, daß die Verformbarkeit des Stahls der vorliegenden Erfindung unter Hitze- und Kälte-Bedingungen im Vergleich mit derjenigen der Vergleichsstähle stark verbessert ist. Tabelle 1 Korngrößenzahl Vorliegende Erfindung (wird fortgesetzt) Tabelle 1 (fortzetzung) Korngrößenzahl Vergleiche Tabelle 2 Vorliegende Erfindung Vergleiche Kriechbruchzeit (h) Zeitbruchdehnung (%) Tabelle 3 Hitzearbeitbarkeit Kältebearbeitbarkeit Dehnung im Greeble-Test bei 1200ºC (%) Dehnung im Zugversuch bei Raumtemperatur (%) Vorliegende Erfindung Vergleiche

Claims

1. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit, welcher, in Gew.-%, aus

C: 0,05-0,30%, Si: nicht mehr als 3,0%, Mn: nicht mehr als 10%, Cr: 15-35%, Ni: 15-50 %, Mg: 0,001-0,02 %, B: 0,001-0,01 % und/oder Zr: 0,001-0,10%, mindestens einem aus Ti: 0,05-1,0%, Nb: 0,1-2,0% undAl: 0,05-1,0%, Mo: 0-3,0%, W: 0-6,0 %, (Mo+1/2W=3,0 % oder weniger, einem Rest aus Fe und zufällig Verunreinigungen besteht, wobei von den Verunreinigungen Sauerstoff und Stickstoff auf 50 ppm oder weniger bzw. 200 ppm oder weniger beschränkt sind, und die Austenit-Korngrößenzahl auf Nr. 4 oder gröber beschränkt ist.

2. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach Anspruch 1, weicher frei an Mo und W ist.

3. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach Anspruch 1, worin:

Mo: 0,5-3,0 % und/oder W: 0,5-6,0 %,

(Mo+1/2W=0,5-3,0 %).

4. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach den Ansprüchen 1-3, wobei der Stickstoffgehalt 150 ppm oder weniger beträgt.

5. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach den Ansprüchen 1-3, wobei der Cr-Gehalt 20-30 % beträgt.

6. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach den Ansprüchen 1-3, wobei der C-Gehalt 0,08-0,27 %, der Cr-Gehalt 20-30% und der Ni-Gehalt 23-42 % beträgt.

7. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach Anspruch 2, wobei der C-Gehalt 0,15-0,27 %, der Cr-Gehalt 23-27 % und der Ni- Gehalt 23-27 % beträgt.

8. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach Anspruch 2, wobei der C-Gehalt 0,08-0,20%, der S1-Gehalt 1,0-3,0%, der Cr-Gehalt 23-27 % und der Ni-Gehalt 30-40 % beträgt.

9. Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Verformbarkeit nach Anspruch 3, wobei der C-Gehalt 0,08-0,20%, der Si-Gehalt 1,0-3,0%, der Cr- Gehalt 23-27 % und der Ni-Gehalt 32-42 % beträgt.