HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Gebiet der Erfindung
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Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung ferritischer Gußstähle mit niedrigem Cr-Gehalt und
hervorragender Hochtemperaturfestigkeit, Schweißbarkeit, Oxidationsbeständigkeit und
Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit als Gußwerkstoffe, insbesondere zur Verwendung in einer
Hochtemperatur-Umgebung bei 450ºC oder mehr, auf den Gebieten der Boiler, der Kernkraftindustrie,
der chemischen Industrie und dergleichen.
Beschreibung des Standes der Technik
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Materialien zur Verwendung als wärmebeständige und druckdichte Teile in verschiedenenartigen
Einrichtungen auf den Gebieten der Boiler, der Kernkraftindustrie, der chemischen Industrie und
dergleichen, umfassen austenitische Stähle, ferritische Stähle mit einem hohen Cr-Gehalt von 9 bis
12%, ferritische Stähle mit einem niedrigen Cr-Gehalt von 3,5% oder weniger (z. B. 2·1/4Cr-1Mo-
Stahl) und Kohlenstahl. Diese Materialien werden in geeigneter Weise abhängig von
Betriebstemperatur, -druck und -atmosphäre des jeweiligen Teils und unter Berücksichtigung der
Wirtschaftlichkeit gewählt. Unter anderem wurden ferritische Stähle mit einem hohen Cr-Gehalt von 9
bis 12% und ferritische Stähle mit einem niedrigen Cr-Gehalt von 3,5% oder weniger im
Zusammenhang mit Legierungssystemen, die verschiedene Spurenelemente enthalten, eingehend
untersucht. Dies führte dazu, daß ferritische Stähle mit einer ebenso hohen oder höheren
Hochtemperaturfestigkeit als austenitische Stähle entwickelt wurden. Die meisten von ihnen sind
jedoch dazu bestimmt, nach ihrer Bearbeitung durch Schmieden, Walzen oder dergleichen verwendet
zu werden, und es gibt sehr wenige Materialien (wie z. B. Gußstähle), die verwendet werden können,
ohne ein Schmieden und Walzen zu erfordern. Der Grund hierfür besteht wohl darin, daß es schwierig
war, ein Material zu entwickeln, das unter dem Gesichtspunkt der Hochtemperaturfestigkeit,
Schweißbarkeit, Kerbschlagzähigkeit, Wirtschaftlichkeit und dergleichen eine hervorragende
Gesamtleistung zeigt.
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Verglichen mit Schmiedestählen haben Gußstähle den Vorteil, daß sie einfach zu Gegenständen mit
komplizierten Formen geformt werden können, ohne einen Schmiedeschritt zu benötigen, und daher
einen geringeren Arbeitsaufwand bedeuten. Mit dem jüngsten Fortschritt der Gußtechniken wurde
eine deutliche Verbesserung der Zuverlässigkeit von Gußstählen, die früher zu erwarten war, erzielt.
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Daher wird ein kostengünstiger Gußstahl mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit und
Schweißbarkeit benötigt.
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Wie zuvor beschrieben, weisen die bestehenden Cr-haltigen, ferritischen Gußstähle die folgenden
Probleme auf: (1) Gußstähle mit niedrigem Cr-Gehalt neigen dazu, durch das Entstehen von Porosität
und Rißbildung bei hohen Temperaturen, insbesondere bei dickwandigen Teilen, Materialschäden zu
entwickeln. (2) Ihre Hochtemperatur-Kriechfestigkeit bei 450ºC oder mehr ist gering. (3) Sie weisen
eine schlechte Schlagbeständigkeit auf. (4) Sie müssen vor dem Schweißen vorgewärmt werden.
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EP-A-0505732, JP-A-02 217439, JP-A-02 217438 und EP-A-0560375 beschreiben alle ferritische
Stähle mit niedrigem Chromgehalt. Diesen Druckschriften ist jedoch nichts über die
Wechselbeziehung zwischen Magnesium, Sauerstoff, Schwefel und Aluminium zu entnehmen, und
ferner erfordern alle eine mechanische Bearbeitung nach dem Gießen, z. B. durch Schmieden oder
Walzen, um geeignete Eigenschaften zu erzielen.
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Ziel der vorliegenden Erfindung ist daher das Bereitstellen ferritischer Gußstähle mit niedrigem Cr-
Gehalt, die selbst bei dickwandigen Teilen keine Gußfehler aufweisen, verglichen mit herkömmlichen
Gußstählen eine deutlich verbesserte Hochtemperaturfestigkeit (insbesondere Hochtemperatur-
Kriechfestigkeit) bei 450ºC oder mehr zeigen, hinsichtlich Zähigkeit und Schweißbarkeit genauso
leistungsfähig wie oder noch leistungsfähiger als bekannte Schmiedestähle sind und eine hohe
Wirtschaftlichkeit ergeben.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Bei der vorliegenden Erfindung wurde versucht, die zuvor beschriebenen Probleme ausgehend von
den Grundüberlegungen zu lösen, daß (1) innere Fehler selbst bei dickwandigen Gußstählen
minimiert werden sollten, (2) die Kriechfestigkeit bei 450ºC oder mehr durch Präzipitationshärten mit V
und Nb und durch Mischkristallverfestigung mit W, Mo und Cu verbessert werden sollte, und (3) die
Schweißbarkeit durch Steuern der Gehalte an C, Mn und B verbessert werden sollte. Als Ergebnis
wurden die folgenden Erkenntnisse gewonnen.
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Ferritische Gußstähle mit niedrigem Cr-Gehalt neigen höchstwahrscheinlich dazu, der
Makrosegregation von S zu unterliegen, und diese Neigung wird bei großen Kokillen und schwach
deoxidierten Materialien deutlicher. Selbst wenn eine ausreichende Deoxidation durchgeführt wird,
konzentriert sich die Porosität meist auf die Teile, in denen die Makrosegregation von S auftritt.
Folglich muß die Makrosegregation von S ebenfalls unterdrückt werden, um die durch Porosität
bedingte Materialverschlechterung zu minimieren. Die Makrosegregation von S verursacht zudem die
folgenden Probleme: (1) die Förderung der Rißbildung bei hohen Temperaturen, z. B. beim
Schweißen, (2) eine Verminderung der Oxidationsbeständigkeit und Hochtemperatur-
Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Destabilisierung eines Cr&sub2;O&sub3;-Films und (3) eine Verringerung
der Korngrenzenfestigkeit.
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Daher wurden bei der vorliegenden Erfindung verschiedene Verfahren zum Unterdrücken der
Segregation von S in ferritischen Gußstählen mit niedrigem Cr-Gehalt untersucht, wobei die folgende
Lösung gefunden wurde.
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S kann durch eine ausreichende Reduktion mit Al unter gleichzeitiger Zugabe von Mg mit starker
Affinität für S stabilisiert werden. Damit können die Makrosegregation und die Mikrosegregation von S
deutlich unterdrückt werden. Dies führt dazu, daß innere Fehler und bei hohen Temperaturen während
des Schweißens gebildete Risse, die durch die Segregation von S verursacht werden, minimiert
werden können.
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Neben Mg, bewirken auch Ca und Seltenerdmetalle die Stabilisation von S. Bei den ferritischen
Gußstählen mit niedrigem Cr-Gehalt gemäß der vorliegenden Erfindung, die bei hohen Temperaturen
eingesetzt werden, ist es jedoch ebenfalls wichtig, die Dimensionsstabilität bei hohen Temperaturen
sicherzustellen. Da Mg ebenfalls eine Stabilisierung der Dimension von z. B. Cr&sub2;O&sub3; bewirkt, ist es
erwünscht, Mg zum Zweck der Stabilisierung von S zuzugeben. Wenn Mg zugegeben wird, hängt
seine Wirkung vom Gleichgewicht zwischen dem Mg-Gehalt und dem Gehalt von S, O und Al ab.
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Daher muß der Mg-Gehalt die folgende Ungleichung erfüllen:
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(Mg-Gehalt) > (24/32) (S-Gehalt) + (24/16) [(O-Gehalt) - (8/9) (Al-Gehalt)]
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Somit bewirkt Mg nicht nur eine Stabilisierung von S in Form von MgS, sondern auch eine
Stabilisierung der Maßhaltigkeit an sich.
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Wie zuvor beschrieben, wurde die vorliegende Erfindung aufgrund des synergistischen Effektes einer
Maßnahme zum Unterdrücken der Segregation von S und einer Optimierung der Gehalte anderer
Legierungselemente gemacht.
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Somit bezieht sich die vorliegende Erfindung auf die Verwendung gemäß dem Anspruch.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Die Wirkung verschiedener Bestandteile in den ferritischen Gußstählen mit niedrigem Cr-Gehalt, die
bei der vorliegenden Erfindung verwendet werden, und die Gründe für die Wahl ihrer Anteilsbereiche
sind nachfolgend beschrieben. In der folgenden Beschreibung sind alle Prozentangaben
gewichtsbezogen.
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C verbindet sich mit Cr, Fe, W, V und Nb und mit gegebenenfalls zugegebenem Mo und Cu, um
Carbide zu bilden, und trägt dadurch zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Gleichzeitig
wirkt C selbst als ein Austenit-Stabilisierungselement zum Stabilisieren der Struktur. Wenn sein Gehalt
weniger als 0,03% beträgt, reicht die Präzipitation von Carbiden nicht aus, um eine angemessene
Hochtemperaturfestigkeit zu erzielen. Wenn sein Gehalt größer als 0,12% ist, werden überschüssige
Mengen an Carbiden präzipitiert, was zu einer deutlichen Härtung des Stahls führt. Daher liegt der
richtige C-Gehalt im Bereich von 0,03 bis 0,12%. In diesem Bereich ergeben niedrigere C-Gehalte
eine bessere Schweißbarkeit. Folglich sollte der C-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,05 bis
0,08% liegen.
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Si ist ein Element, das als Reduktionsmittel wirkt und die Dampfoxidationsbeständigkeit verbessert.
Wenn sein Gehalt größer als 0,7% ist, verursacht Si eine deutliche Verringerung der Zähigkeit und
wirkt sich nachteilig auf die Kriechfestigkeit aus. Wenn sein Gehalt bei weniger als 0,03% liegt,
verschlechtert sich das Schmefzfließvermögen während des Gießens. Daher sollte der Si-Gehalt im
Bereich von 0,03 bis 0,7 Gew.-% liegen. Wenn der Kriechfestigkeit größere Bedeutung beigemessen
wird als dem Schmelzfließvermögen, sollte der Si-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,03 bis 0,30
Gew.-% liegen.
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Mn hat entschwefelnde und reduzierende Effekte und bewirkt eine Stabilisierung der Struktur. Wenn
sein Gehalt weniger als 0,02% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt. Ist sein Gehalt größer
als 1%, härtet Mn den Stahl und verstärkt dessen Anfälligkeit zur Anlaßversprödung. Wenn der S-
Gehalt besonders niedrig ist, kann der Mn-Gehalt verringert werden. Daher sollte der Mn-Gehalt im
Bereich von 0,02 bis 1% liegen. Ist der S-Gehalt besonders niedrig, kann der Mn-Gehalt im Bereich
von 0,02 bis 0,30% liegen.
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Je nach Ablauf des Schmelzvorgangs kann Co als Stahlverunreinigung in einer Menge von bis zu
0,3% vorliegen. Co übt jedoch bei einem Gehalt von bis zu 0,3% keinen merklichen nachteiligen Effekt
aus. Daher sollte der Gehalt von Co als unvermeidbare Verunreinigung bis zu 0,3% betragen. Somit
muß Co nicht unbedingt während der Anpassung der Zusammensetzung zugegeben werden.
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Sowohl P als auch S sind Elemente, die der Zähigkeit schaden. Da selbst eine sehr geringe Menge an
S die Korngrenzen und den Cr&sub2;O&sub3;-Gußhautfilm destabilisiert und dadurch eine Verringerung der
Hochtemperaturfestigkeit und -zähigkeit bewirkt, sollte sein Gehalt innerhalb der vorgennanten
Grenzen vorzugsweise so niedrig wie möglich sein. Daher sollte der Gehalt von P und S als
unvermeidbare Verunreinigungen bis zu 0,025% bzw. bis zu 0,015% betragen.
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Cr ist ein Element, das vom Standpunkt der Oxidationsbeständigkeit und der Hochtemperatur-
Korrosionsbeständigkeit niederlegierter Stähle unverzichtbar ist. Wenn sein Gehalt bei weniger als
0,8% liegt, bewirkt Cr keine ausreichende Oxidationsbeständigkeit und Hochtemperatur-
Korrosionsbeständigkeit. Andererseits vermindert Cr, das in einer Menge von mehr als 3% zugegeben
wird, die Festigkeit und Zähigkeit. Daher sollte der Cr-Gehalt im Bereich von 0,8 bis 3 Gew.-% liegen.
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Ni ist ein austenitstabilisierendes Element und trägt zur Verbesserung der Zähigkeit bei. Wenn sein
Gehalt jedoch weniger als 0,01% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt. Liegt sein Gehalt
bei mehr als 1%, vermindert Ni die Hochtemperatur-Kriechfestigkeit. Zudem ist die Zugabe großer
Mengen an Ni auch vom wirtschaftlichen Standpunkt her von Nachteil. Daher sollte der Ni-Gehalt im
Bereich von 0,01 bis 1 Gew.-% liegen.
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V verbindet sich mit C und N, um ein feines Präzipitat zu bilden, das V(C,N) und dergleichen umfaßt.
Dieses Präzipitat trägt stark zur Verbesserung der Langzeitkriechfestigkeit bei hohen Temperaturen
bei. Wenn sein Gehalt jedoch weniger als 0,01% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt.
Wenn sein Gehalt größer als 0,5% ist, nimmt die Präzipitation von V(C,N) überhand und vermindert im
Gegenteil die Kriechfestigkeit und Zähigkeit. Daher liegt der geeignete V-Gehalt im Bereich von 0,01
bis 0,5%.
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W wirkt als Element zur Mischkristallverfestigung und zur Präzipitationsverfestigung von feinem
Carbid und verbessert wirksam die Kriechfestigkeit. Mo hat zwar einen ähnlichen Effekt, aber W hat
eine niedrigere Diffusionsrate in Fe und ist somit hinsichtlich der Hochtemperatur-Stabilität seines
feinen Carbids herausragender, was zur Verbesserung der Kriechfestigkeit beiträgt. Bei Zugabe in
Kombination mit Mo bewirkt W eine größere Verbesserung der Festigkeit, insbesondere der
Hochtemperatur-Kriechfestigkeit, als bei einzelner Zugabe. Wenn sein Gehalt weniger als 0,1%
beträgt, wird keine Wirkung erzielt, und wenn sein Gehalt größer als 3% ist, härtet W den Stahl und
vermindert seine Zähigkeit. Daher sollte der W-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 3% liegen. In diesem
Bereich sollte der W-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 1,0 bis 2,0% liegen.
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Nb verbindet sich wie V mit C und N, um Nb(C,N) zu bilden, und trägt damit zur Verbesserung der
Kriechfestigkeit bei. Insbesondere zeigt Nb eine deutliche festigkeitsverbessernde Wirkung bei relativ
niedrigen Temperaturen von 600ºC oder weniger. Liegt sein Gehalt bei weniger als 0,01%, wird die
zuvor beschriebene Wirkung nicht erzielt. Wenn sein Gehalt mehr als 0,2% beträgt, härtet Nb den
Stahl merklich und vermindert seine Zähigkeit und Schweißbarkeit. Daher sollte der Nb-Gehalt
geeigneterweise im Bereich von 0,01 bis 0,2% liegen. Um eine zufriedenstellende Kombination von
Schweißbarkeit und Kriechfestigkeit zu erzielen, sollte der Nb-Gehalt wunschgemäß im Bereich von
0,03 bis 0,15% liegen.
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Al ist ein unverzichtbares Reduktionselement und bildet ein Carbonitrid. Ferner bewirkt Al auch eine
Verfeinerung der Struktur. Wenn sein Gehalt weniger als 0,001% beträgt, wird keine Wirkung erzielt,
und wenn sein Gehalt größer als 0,05 Gew.-% ist, vermindert Al die Kriechfestigkeit und
Bearbeitbarkeit. Folglich sollte der Al-Gehalt im Bereich von 0,001 bis 0,05 Gew.-% liegen.
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Die Zugabe von B in einer sehr geringen Menge bewirkt ein Dispergieren und Stabilisieren von
Carbiden und trägt dadurch zur Verbesserung der Langzeit-Kriechfestigkeit bei. Wenn sein Gehalt bei
weniger als 0,0001% liegt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt, und wenn sein Gehalt größer als
0,02% ist, vermindert B die Bearbeitbarkeit. Daher sollte B so zugegeben werden, daß ein B-Gehalt
im Bereich von 0,0001 bis 0,02% erhalten wird. In diesem Bereich bewirkt die Zugabe von B auch
eine Verbesserung der Härtbarkeit. Folglich ist es vom Standpunkt der Struktursteuerung her
notwendig, die zugegebene Menge an B nach Bedarf einzustellen.
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N ist zur Bildung von Carbonitriden durch Kombination mit V und Nb erforderlich. Wenn sein Gehalt
weniger als 0,001% beträgt, wird keine Wirkung erzielt. Wenn sein Gehalt jedoch ansteigt, nimmt N in
einer Feststofflösung zu, und die Nitride werden grob, was zu einer Verminderung der Kriechfestigkeit
führt. Ferner kann N, wenn sein Gehalt größer als 0,05% ist, die Bildung von Gußblasen während des
Gießens verursachen. Daher sollte der N-Gehalt im Bereich von 0,001 bis 0,05% liegen.
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O verstärkt Gußschäden, wie Gaseinschlüsse oder Gußblasen, und übt auch einen nachteiligen
Einfluß auf die Zähigkeit und Heißverarbeitbarkeit aus. Daher sollte der O-Gehalt bis zu 0,03% und
vorzugsweise bis zu 0,02% betragen.
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Mg ist ein Element, das S stabilisiert, die aus der Abscheidung von S während des Gießens
resultierende Porosität und Schweißschäden unterdrückt sowie die Stärkung der Korngrenzen bewirkt.
Ferner ist Mg auch ein wichtiges Element, das Cr&sub2;O&sub3;-Filme und, im Falle der weiter unten
beschriebenen Zugabe von Cu, auch Cu-O-Filme stabilisiert. Wenn sein Gehalt jedoch weniger als
0,0005% beträgt oder nicht die folgende in Gew.-% ausgedrückte Ungleichung erfüllt:
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(Mg-Gehalt) > (24/32) (S-Gehalt) + (24/16) [(O-Gehalt) - (8/9) (Al-Gehalt)],
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stellt sich der gewünschte Effekt nicht ein. Andererseits wird die Wirkung von Mg, selbst wenn es in
einer Menge von mehr als 0,05% zugegeben wird, gesättigt. Daher sollte der Mg-Gehalt im Bereich
von 0,0005 bis 0,05% liegen und gleichzeitig folgende Ungleichung erfüllen:
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(Mg-Gehalt) > (24/32) (S-Gehalt) + (24/16) [(O-Gehalt) - (8/9) (Al-Gehalt)]
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Die vorstehende Ungleichung bedeutet, daß es erforderlich ist, eine bestimmte Menge an Mg
sicherzustellen, die nicht durch S oder O gebunden ist, sondern in einer Feststofflösung als freies
Metall vorliegt. Diese Ungleichung wurde unter Berücksichtigung der jeweiligen Atomgewichte von
Mg, S, O und Al, nämlich 24, 32, 16 und 27, formuliert.
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Ca, Ti, Zr, Y, La, Ce und Ta vereinigen sich mit P, O und S. die Verunreinigungen sind. Um die
Morphologie der resultierenden Präzipitate (oder Einschlüsse) zu steuern, wird/werden eines oder
mehrere dieser Elemente in sehr geringen Mengen zugegeben. Die Zugabe vorn 0,01% jedes
Elementes ermöglicht es, den Stahl von Verunreinigungen, wie z. B. P, O und S, zu befreien und
dadurch seine Festigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Dies wirkt sich insbesondere auf die
Verbesserung der Kriechfestigkeit aus. Wenn der Gehalt jedes Elementes jedoch größer als 0,2% ist,
verstärkt sich der resultierende Einschluß, und die Zähigkeit wird im Gegensatz dazu vermindert.
Daher sollte der Gehalt jedes dieser Elemente im Bereich von 0,01 bis 0,2% liegen.
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Mo bewirkt, ebenso wie W, die Verbesserung der Kriechfestigkeit. Mo muß jedoch nicht unbedingt zu
den erfindungsgemäßen Stählen gegeben werden, die eine große Menge an W enthalten. Dennoch
zeigt Mo eine festigkeitsverbessernde Wirkung, wenn es in Kombination mit W zugegeben wird, und
bewirkt auch eine Verbesserung der Zähigkeit, wenn es in kleinen Mengen zugegeben wird. Wenn der
Mo-Gehalt weniger als 0,01% beträgt, werden die zuvor beschriebenen Wirkungen nicht erzielt. Ist
sein Gehalt größer als 3%, werden bei hohen Temperaturen intermetallische Verbindungen
präzipitiert, was nicht nur zu einer Verminderung der Zähigkeit, sondern auch zum Verlust seiner
Wirkung auf die Festigkeit führt. Wenn Mo zugegeben wird, sollte sein Gehalt daher im Bereich von
0,01 bis 3% liegen.
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Cu verbessert nicht nur die Festigkeit des Stahls durch Stärkung einer Feststofflösung und
Präzipitationshärten, sondern trägt auch zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit bei. Ferner
ändert Cu die Struktur zu Martensit oder Bainit und bewirkt damit eine Verbesserung der Zähigkeit.
Durch die Zugabe überschüssiger Cu-Mengen wird der Stahl jedoch übermäßig gehärtet. Wenn Cu zu
den erfindungsgemäßen Stählen gegeben wird, die nicht durch Schmieden, Walzen oder dergleichen
bearbeitet werden müssen, sollte der Cu-Gehalt bis zu 2,5% betragen und seine Untergrenze bei
0,1% liegen.
Beispiel
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Je 30 kg Stähle mit den entsprechenden in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen
wurden in einem Vakuumschmelzofen geschmolzen, in Form von Y-Prüfstücken gegossen und dann
langsam abgekühlt. Die Stähle A und B sind typische herkömmliche Gußstahlmaterialien mit
chemischen Zusammensetzungen, die SCPH 21 bzw. SCPH 32 gemäß JIS (Japanese Industrial
Standards) entsprechen. Die Stähle C und D weisen chemische Zusammensetzungen auf, die denen
wärmebeständiger Stähle für Rohre mit kleinem Durchmesser entsprechen, die in Boilern und
dergleichen verwendet werden. Die Stähle E bis M sind Vergleichsstähle, bei denen der Gehalt einiger
Legierungsbestandteile so verändert ist, daß er außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung
liegt. Die Stähle 1 bis 24 sind Stähle, die gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet werden.
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Als herkömmliche Wärmebehandlung wurden die Stähle A bis D durch Erwärmen auf 950ºC während
2 Stunden unter Luftkühlung normalisiert und dann durch Erwärmen auf 730ºC während 2 Stunden
mit Luftkühlung getempert. Die Stähle E bis M und die erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 24 wurden
durch Erwärmen bei 1 050ºC während 2 Stunden unter Luftkühlung normalisiert und dann durch
Erwärmen auf 770ºC während 1,5 Stunden mit Luftkühlung getempert.
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Bei jedem Stahl wurde das Vorliegen oder das Fehlen innerer Fehler mittels Durchführung eines
Farbstofftests an Abschnitten untersucht, die ¹/&sub4; und ¹/&sub2; der Kokillendicke entsprechen. Beim
Vergleichsstahl N mit einem Mg-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung wurden
bei beiden Profilen, die ¹/&sub4; und ¹/&sub2; der Kokillendicke entsprachen, Fehler festgestellt. Ferner waren
auch seine Kriechfestigkeit und Schweißbarkeit unzureichend. Andererseits wurde bei den gemäß der
vorliegenden Erfindung verwendeten Gußstählen kein innerer Fehler festgestellt.
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Um die mechanischen Eigenschaften zu vergleichen, wurden Zugversuche bei Raumtemperatur,
Charpy-Kerbschlagzähigkeitsversuche und -Kriechbruchversuche mit den Vergleichsstählen und
gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten Stählen durchgeführt. Zudem wurden Y-
Schweißbruchversuche durchgeführt, um die Schweißbarkeit zu bestimmen. Zur Verwendung bei den
Raumtemperatur-Zugversuchen und den Kriechbruchversuchen wurden Teststücke mit einem
Durchmesser von 6 mm und einer Meßlänge von 30 mm aus dem unteren Ende der Y-förmigen
Teststücke senkrecht zur Verfestigungsrichtung ausgeschnitten. Die Zugversuche wurden bei
Raumtemperatur durchgeführt. Bei den Kriechbruchversuchen wurden Langzeit-Bruchversuche bei
500ºC, 550ºC, 600ºC und 650ºC über einen Zeitraum von bis zu etwa 10.000 Stunden durchgeführt
und die Kriechbruchfestigkeit bei 600ºC · 10.000 Stunden bestimmt. Die Charpy-Kerbschlagversuche
wurden gemäß JIS Z2202 durchgeführt. Dabei wurde unter Verwendung von Nr. 4-Teststücken
dreimal der Kerbschlagwert bei 0ºC bestimmt und der Mittelwert der drei Kerbschlagwerte gebildet.
Die Y-Schweißbruchversuche wurden gemäß JIS Z3158 bei einer Plattendicke von 20 mm und ohne
Vorwärmen (d. h. bei 20ºC) durchgeführt. Die Schweißbarkeit wurde hinsichtlich der Längsschnitt-
Rißbildungsrate bestimmt.
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Die dabei erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben. Bei den Zugversuchen zeigen die bei
der vorliegenden Erfindung verwendeten Stähle eine Zugfestigkeit im Bereich von 600 bis 700 MPa
und eine Dehnung von 20% oder mehr. Bezüglich der 600ºC · 10.000 Stunden-Kriechbruchfestigkeit,
die auf die Hochtemperaturfestigkeit hinweist, haben die Vergleichsstähle einschließlich
herkömmlicher Stähle einen Wert von höchstens 84 MPa. Im Gegensatz dazu weisen die bei der
vorliegenden Erfindung verwendeten Stähle einen Wert von 130 MPa oder mehr auf, was eine
deutliche Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit um einen Faktor von mehr als dem 1,5-Fachen
anzeigt. Dabei weisen die Stähle 4 und 5, die Mo enthalten, eine höhere Kriechbruchfestigkeit auf als
die Stähle 1 bis 3, und der Stahl Nr. 11, der zusätzlich Cu enthält, zeigt eine weitere Erhöhung der
Kriechbruchfestigkeit. Die Stähle 16 bis 24, die eines oder mehrere der Elemente Ca, Ti, Zr, Y, La, Ce,
Ta und Mg enthalten, zeigen keine Verminderung der Kriechbruchfestigkeit und weisen daher sogar in
Gegenwart relativ großer Mengen an Verunreinigungen, wie P und S, eine hervorragende
Hochtemperaturfestigkeit auf.
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Unter den Vergleichsstählen haben sogar diejenigen mit der herausragendsten Kerbschlagzähigkeit
einen Kerbschlagwert von 126 J/cm² oder weniger. Im Gegensatz dazu weisen die bei der
vorliegenden Erfindung verwendeten Stähle einen Kerbschlagwerk von 176 J/cm² oder mehr auf, was
darauf hinweist, daß sie bei niedrigen Temperaturen eine hervorragende Zähigkeit aufweisen.
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Die Y-Schweißbruchversuche zeigten, daß das Auftreten vollständiger oder teilweiser Risse bei allen
Vergleichsstählen zu beobachten war, während die bei der vorliegenden Erfindung verwendeten
Stähle selbst bei 20ºC keine Risse zeigen. Somit ist ersichtlich, daß die bei der vorliegenden
Erfindung verwendeten Stähle eine klar herausragende Schweißbarkeit aufweisen und auf ihr
Vorwärmen beim Schweißen verzichtet werden kann.
Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
Tabelle 1 (Forts.) Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
Tabelle 1 (Forts.) Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
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* Die anderen Legierungselemente, die bei den gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten
Gußstählen zum Einsatz kommen, sind Y = 0,03 für Stahl 1, Ce = 0,01 für Stahl 2, Ta = 0,02 für
Stahl 3, La = 0,03 für Stahl 16, Ca = 0,02 für Stahl 17, Zr = 0,03 für Stahl 18, Y = 0,17 für Stahl 19,
Ta = 0,19 für Stahl 20, Ce = 0,15 und Ti = 0,08 für Stahl 22, Ce = 0,02 und Y = 0,08 für Stahl 23,
sowie Zr = 0,01 und Ce = 0,02 für Stahl 24.
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** Die Werte der Mg-Formel für die gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten Gußstähle
sind -0,00500 für Stahl 1, -0,01550 für Stahl 2, -0,00375 für Stahl 3, -0,00425 für Stahl 4,
-0,00293 für Stahl 5, -0,00025 für Stahl 6, -0,05950 für Stahl 7, -0,08000 für Stahl 8, -0,02800
für Stahl 9, -0,01350 für Stahl 10, -0,01775 für Stahl 11, -0,00075 für Stahl 12, -0,04300 für
Stahl 13, -0,01150 für Stahl 14, -0,03175 für Stahl 15, -0,05400 für Stahl 16, -0,05725 für Stahl
17, -0,05100 für Stahl 18, -0,00225 für Stahl 19, -0,01150 für Stahl 20, -0,02450 für Stahl 21,
-0,04625 für Stahl 22, -0,05800 für Stahl 23, und -0,03325 für Stahl 24.
Tabelle 2 Versuchsergebnisse
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x: volle Rißbildung Δ: teilweise Rißbildung O: keine Rißbildung xx: Gußfehler
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festgestellt OO: kein Gußfehler festgestellt
Tabelle 2 (Fortsetzung) Versuchsergebnisse
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x: volle Rißbildung Δ: teilweise Rißbildung O: keine Rißbildung xx: Gußfehler
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festgestellt OO: kein Gußfehler festgestellt
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Die bei der vorliegenden Erfindung verwendeten ferritischen Stähle mit niedrigem Cr-Gehalt sind
Materialien, die eine gegenüber herkömmlichen ferritischen Stählen mit niedrigem Cr-Gehalt deutlich
verbesserte Hochtemperaturfestigkeit zeigen und auch eine hervorragende Schlagfestigkeit und
Schweißbarkeit aufweisen.
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Folglich können die bei der vorliegenden Erfindung verwendeten Stähle mit diesen hervorragenden
Eigenschaften für Schmiedestähle in Teilen ersetzt werden, die üblicherweise die Verwendung von
Schmiedestählen erforderten, was eine Kostensenkung und eine Erhöhung der Zuverlässigkeit
bewirkt. Die bei der vorliegenden Erfindung verwendeten Stähle können weitgehend für
Gußstahlartikel verschiedener Formen eingesetzt werden, die als wärmebeständige und druckdichte
Elemente auf den Industriegebieten der Boiler, der chemischen Industrie, der Kernkraftindustrie usw.
verwendet werden.