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EP2678458A1 - Nickel-chrom-eisen-aluminium-legierung mit guter verarbeitbarkeit - Google Patents

Nickel-chrom-eisen-aluminium-legierung mit guter verarbeitbarkeit

Info

Publication number
EP2678458A1
EP2678458A1 EP12720397.4A EP12720397A EP2678458A1 EP 2678458 A1 EP2678458 A1 EP 2678458A1 EP 12720397 A EP12720397 A EP 12720397A EP 2678458 A1 EP2678458 A1 EP 2678458A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy according
content
max
alloy
chromium
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP12720397.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2678458B1 (de
Inventor
Heike Hattendorf
Jutta KLÖWER
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
VDM Metals International GmbH
Original Assignee
Outokumpu VDM GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Outokumpu VDM GmbH filed Critical Outokumpu VDM GmbH
Priority to SI201231001T priority Critical patent/SI2678458T1/sl
Publication of EP2678458A1 publication Critical patent/EP2678458A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2678458B1 publication Critical patent/EP2678458B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Definitions

  • Nickel-chromium-iron-aluminum alloy with good processability
  • the invention relates to a nickel-chromium-iron-aluminum alloy having excellent high-temperature corrosion resistance, creep resistance and improved processability.
  • Austenitic nickel-chromium-iron-aluminum alloys with different nickel, chromium and aluminum contents have long been used in furnace construction and in the chemical process industry. For this application, a good high temperature corrosion resistance and a good heat resistance / creep resistance is required even at temperatures above 1000 ° C.
  • the high temperature corrosion resistance of the alloys listed in Table 1 increases with increasing chromium content. All these alloys form a chromium oxide layer (Cr 2 O 3 ) with an underlying, more or less closed, Al 2 O 3 layer. Small additions of strongly oxygen-affinitive elements such. B. Y or Ce improve the oxidation resistance. The content of chromium is slowly consumed in the course of use in the application area for the formation of the protective layer. Therefore, a higher chromium content increases the life of the material, because a higher content of the protective layer-forming element chromium retards the time at which the Cr content is below the critical limit and forms oxides other than Cr 2 O 3 , eg ferrous and nickel containing oxides are. A further increase in high temperature corrosion resistance can be achieved by adding aluminum and silicon. From a certain minimum content, these elements form a closed layer below the chromium oxide layer and thus reduce the consumption of chromium.
  • the heat resistance / creep resistance at the indicated temperatures is u. a. improved by a high carbon content.
  • alloys examples include N06025, N06693 or N06603 are known for their excellent corrosion resistance compared to N06600, N06601 or N06690 due to their high aluminum content. Also, alloys such as N06025 or N06603 show excellent hot strength / creep resistance even at temperatures above 1000 ° C due to the high carbon content.
  • z. B. by these high aluminum contents the workability, eg. B. formability and weldability, the deterioration is the stronger, the higher the aluminum content is (N06693). The same applies to an increased degree for silicon, which forms low-melting intermetallic phases with nickel. For N06025 could z. B.
  • EP 0 508 058 A1 discloses an austenitic nickel-chromium-iron alloy consisting of (in% by weight) C 0.12-0.3%, Cr 23-30%, Fe 8-11%, Al 1, 8 - 2.4%, Y 0.01 - 0.15%, Ti 0.01 - 1, 0%, Nb 0.01 - 1, 0%, Zr 0.01 - 0.2%, Mg 0.001 - 0.015%, Ca 0.001-0.01%, N max. 0.03%, Si max. 0.5%, Mn max. 0.25%, P max. 0.02%, S max. 0.01%, Ni balance including unavoidable melting impurities.
  • EP 0 549 286 discloses a high temperature resistant Ni-Cr alloy including 55-65% Ni, 19-25%, Cr 1-5.5% Al, 0.045-0.3% Y, 0.15-1% Ti , 0.005-0.5% C, 0.1-1.5% Si, 0-1% Mn and at least 0.005% in total of at least one of the elements of the group containing Mg, Ca, Ce, ⁇ 0.5% in Sum Mg + Ca, ⁇ 1% Ce, 0.0001 - 0.1% B, 0 - 0.5% Zr, 0.0001 - 0.2% N, 0 - 10% Co, balance iron and impurities.
  • a heat-resistant nickel-based alloy comprising ⁇ 0.1% C, 0.01-2% Si, ⁇ 2% Mn, 0.005% S, 10-25% Cr, 2.1- ⁇ 4.5% AI, ⁇ . 0.055% N, in total 0.001-1% of at least one of the elements B, Zr, Hf, where the said elements may be present in the following contents: B ⁇ 0.03%, Zr ⁇ 0.2%, Hf ⁇ 0.8% , Mo 0.01 - 15%, W 0.01 - 9%, whereby a total content Mo + W of 2.5 - 15% may be given, Ti 0 - 3%, Mg 0 - 0.01%, Ca 0 - 0.01%, Fe 0-10%, Nb 0-1%, V 0-1%, Y 0-0.1%, La 0-0.1%, Ce 0 0.01%, Nd 0 0, 1%, Cu 0 - 5%, Co 0 - 5%, remainder nickel.
  • Mo and W the following formula must be given
  • the object underlying the invention is to design an alloy which, with sufficiently high nickel-chromium and aluminum contents
  • This object is achieved by a nickel-chromium-aluminum-iron alloy, with (in wt .-%) 12 to 28% chromium, 1, 8 to 3.0% aluminum, 1, 0 to 15% iron, 0, 01 to 0.5% silicon, 0.005 to 0.5% manganese, 0.01 to 0.20% yttrium, 0.02 to 0.60% titanium, 0.01 to 0.2% zirconium, 0.0002 to 0.05% magnesium, 0.0001 to 0.05% calcium, 0.03 to 0.11% carbon, 0.003 to 0.05% nitrogen, 0.0005 to 0.008% boron, 0.0001 to 0.010% oxygen, 0.001 to 0.030% phosphorus, max. 0.010% sulfur, max. 0.5% molybdenum, max. 0.5% tungsten, balance nickel and the usual process-related impurities, wherein the following relationships must be fulfilled:
  • the spreading range for the element chromium is between 12 and 28%, whereby, depending on the application, chromium contents can be given as follows and adjusted depending on the application in the alloy.
  • the aluminum content is between 1, 8 and 3.0%, although here too, depending on the area of use of the alloy, aluminum contents can be given as follows:
  • the iron content is between 1, 0 and 15%, whereby, depending on the field of application, defined contents can be set within the spread range:
  • Si 7,0- 11, 0%
  • the silicon content is between 0.01 and 0.50%.
  • Si can be adjusted within the spreading range in the alloy as follows:
  • the subject matter of the invention is preferably based on the fact that the material properties can essentially be adjusted with the addition of the element yttrium in amounts of from 0.01 to 0.20%.
  • Y within the spreading range can be set in the alloy as follows:
  • yttrium can also be wholly or partially replaced by
  • the respective substitute within its spreading range can be set in the alloy as follows:
  • the titanium content is between 0.02 and 0.60%.
  • Ti within the spreading range can be adjusted in the alloy as follows:
  • titanium can also be wholly or partially replaced by
  • the substitute within the spreading range can be adjusted in the alloy as follows:
  • titanium can also be wholly or partially replaced by
  • the substitute within the spreading range can be adjusted in the alloy as follows:
  • the zirconium content is between 0.01 and 0.20%.
  • Zr may preferably be adjusted within the spreading range in the alloy as follows:
  • zirconium can also be replaced in whole or in part by
  • magnesium is contained in contents of 0.0002 to 0.05%. It is preferably possible to adjust this element in the alloy as follows:
  • the alloy further contains calcium in amounts between 0.0001 and 0.05%, in particular 0.0005 to 0.02%.
  • the alloy contains 0.03 to 0.11% carbon. Preferably, this can be set within the spreading range in the alloy as follows: 0.04 - 0.10%.
  • the elements boron and oxygen are contained in the alloy as follows:
  • the alloy further contains phosphorus at levels between 0.001 and 0.030%, especially 0.002 to 0.020%.
  • the element sulfur can be given in the alloy as follows:
  • Molybdenum and tungsten may be contained singly or in combination in the alloy each at a maximum content of 0.50%. Preferred contents can be given as follows:
  • X (1.0 Ti + 1.06 Zr + 0.605 Hf) / (0.251 * Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf) (3c-1)
  • PN 0.251 Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf- 0.857 N (4-1) and Ti, Zr, Hf, N, C are the concentration of the respective elements in mass%.
  • the alloy may contain between 0.01 to 5.0% cobalt, which may be further limited as follows:
  • a maximum of 0.1% of vanadium may be contained in the alloy.
  • impurities can still contain the elements copper, lead, zinc and
  • Tin in contents can be given as follows:
  • the content of copper may be further limited as follows:
  • the alloy of the invention is preferably melted open, followed by treatment in a VOD or VLF plant. After casting in blocks or as continuous casting, the alloy is hot-formed into the desired semifinished product, with intermediate annealing between 900 ° C and 1270X for 2 h to 70 h, if necessary.
  • the surface of the material may optionally (also several times) be removed chemically and / or mechanically in between and / or at the end for cleaning.
  • After the end of the hot forming can optionally be a cold forming with degrees of deformation up to 98% in the desired semi-finished mold, possibly with intermediate anneals between 800 * 0 and 1250 ⁇ C for 0.1 min to 70 h, possibly under inert gas such.
  • the alloy according to the invention can be produced and used well in the product forms strip, sheet metal, rod wire, longitudinally welded tube and seamless tube.
  • the alloy according to the invention is preferably intended for use in furnace construction, e.g. used as a muffle for annealing furnaces, oven rolls or carrier racks.
  • Another field of application is the use as a pipe in the petrochemical industry or in solar thermal power plants.
  • the alloy can be used as a jacket in glow plugs, as a catalyst carrier film and as a component in exhaust systems.
  • the alloy according to the invention is well suited for the production of deep drawn parts.
  • the deformability is determined in a tensile test according to DIN EN ISO 6892-1 at room temperature.
  • the yield strength R P o, 2, the tensile strength R m and the elongation A until breakage are determined.
  • the elongation A is determined on the broken sample from the extension of the original measuring section L 0 :
  • the elongation at break is provided with indices:
  • the experiments were carried out on round samples with a diameter of 6 mm in the measuring range and a measuring length of 30 mm. The sampling took place transversely to the forming direction of the semifinished product.
  • the forming speed was R 10 , 2 10 MPA / s and R m 6,7 10 ⁇ 3 1 / s (40% / min).
  • the amount of elongation A in the tensile test at room temperature can be taken as a measure of the deformability.
  • a good workable material should have an elongation of at least 50%.
  • Hot crack susceptibility was assessed with the Modified Varestraint Transvarestraint Test (MVT-Test) at the Federal Institute for Materials Research and Testing (see DVS Merkblatt 1004-2).
  • MVT-Test Modified Varestraint Transvarestraint Test
  • a TIG seam with a constant feed rate is placed fully mechanized on the top side of a material sample measuring 100 mm x 40 mm x 10 mm. As the arc passes the center of the sample, a defined amount of bending strain is applied to it by bending the sample around a female mold of known radius.
  • hot cracks form in a localized test zone on the MVT sample.
  • the samples were bent lengthwise to the welding direction (Varestraint).
  • Varestraint welding direction
  • a die speed of 2 mm / s with a yield energy of 7.5 kJ / cm under argon 5.0 and argon with 3, respectively % Nitrogen performed.
  • the hot crack resistance is quantified as follows: the lengths of all solidification and reflow cracks that are visible in a light microscope at 25x magnification on the sample are summed.
  • the cracks are determined by ductility dip cracks (DDC). Based on these results, the material can then be divided into the categories "hot crack-resistant", “increasing hot crack tendency" and "hot-crack hazard" as follows.
  • the hot strength is determined in a hot tensile test according to DIN EN ISO 6892-2.
  • the yield strength R p0 , 2, the tensile strength R m and the elongation A to break are determined analogously to the tensile test at room temperature (DIN EN ISO 6892-1).
  • the experiments were carried out on round samples with a diameter of 6 mm in the measuring range and an initial measuring length of 30 mm. The sampling took place transversely to the forming direction of the semifinished product.
  • the strain rate was at R p o, 28,33 10 "5 1 / s (0.5% / min) and R m 8.33 10 -4 1 / s (5% / min).
  • the sample is installed at room temperature in a tensile testing machine and heated to a desired temperature without load with a tensile force. After reaching the test temperature, the sample is held without load for one hour (600 ° C) or two hours (700 ° C to 1100 ° C) for temperature compensation. Thereafter, the sample is loaded with a tensile force to maintain the desired strain rates, and the test begins.
  • the creep resistance is determined by a slow strain rate test (SSRT).
  • SSRT slow strain rate test
  • the yield strength R p0 , 2, the tensile strength R m and the elongation A to break are determined analogously to the method described for the tensile test at room temperature (DIN EN ISO 6892-1).
  • the experiments were terminated after about 30% elongation when R m has been reached, otherwise after exceeding the elongation A for R m .
  • the experiments were carried out on round samples with a diameter of approx. 8 mm in the measuring range and a measuring length of 40 mm. The sampling took place transversely to the forming direction of the semifinished product.
  • the sample is installed at room temperature in a tensile testing machine and heated to a desired temperature without load with a tensile force. After reaching the test temperature, the sample is held without load for two hours (700 ° C to 1100 ° C) for temperature compensation. Thereafter, the sample is loaded with a tensile force to maintain the desired strain rates, and the test begins
  • Tables 2a and 2b show the composition of the alloys studied.
  • Alloys N06025 and N06601 are prior art alloys.
  • the alloy according to the invention is designated "E.”
  • the analyzes of the alloys N06025 and N06601 are in the ranges given in Table 1.
  • the alloy "E” according to the invention has a C content which lies in the middle between N06025 and N06601.
  • PN and 7.7 C - x ⁇ a are given in accordance with Formulas 2 and 4. PN is greater than zero for all alloys in Table 2a. 7.7 C - x ⁇ a lies with 0.424 for the alloy according to the invention exactly in the preferred range 0 ⁇ 7.7 C - x ⁇ a ⁇ 1.0.
  • 7.7 C - x ⁇ a is greater than 1.0, and therefore too large.
  • 7.7 C - x • a is less than zero and therefore too small.
  • Table 3 shows the results of the tensile test at room temperature.
  • the invention alloy "E” with an elongation of over 80% elongation, which is much greater than that of N06025 and N06601. This is not surprising for N06025 due to the high carbon content of 0, 17% of the two examples batches 163968 and Both batches show their inferior ductility by stretching less than 50%, but this is notable for N06601 because lots 314975 and 156656 have a carbon content of 0.045 and 0.053% respectively, which is significantly lower than that of the alloy of the invention with 0.075%, and also, as expected, have an elongation greater than 50%, demonstrating that, while maintaining the range for limits for 0 ⁇ 7.7 C - x »a ⁇ 1.0, one is above the prior art beyond deformability results.
  • Table 4 shows the results of the MVT tests. N06601 is weldable with both argon and argon gases at 3% nitrogen, as all measured total crack lengths are less than 7.5 mm for 1% flexural strain and all measured total crack lengths for 4% flexure are less than 30 mm.
  • the measured total crack lengths are greater than 7.5 mm (1% bend elongation) and 30 mm (4% bend elongation), so that these alloys are not weldable with argon, for argon with 3% nitrogen
  • the measured total crack lengths clearly below 7.5 mm (1% bending strain) or 30 mm (4% bending strain), so that N06025 and the inventive alloy "E” can be welded with argon with 3% nitrogen.
  • Figure 1 shows the results of the oxidation test at 1100 ° C in air. Plotted is the specific (net) mass change of the samples (average of the 3 samples of each batch) as a function of the removal time.
  • the N06601 batch shows a negative specific mass change from the beginning, which is caused by heavy flaking and evaporation of chromium oxide.
  • N06025 and the alloy "E” according to the invention a slight increase in the mass change initially occurs, followed by a very moderate decrease with time, showing that both alloys have a low oxidation rate and only a few flaking at 1100 ° C. Behavior of the alloy "E” according to the invention is, as required, comparable to that of N06025.
  • Table 5 shows the results of the hot tensile tests at 600 ° C, 700 ° C, 800 ° C, 900 ° C and 1100 ° C.
  • the highest values for both R p0 , 2 and R m are expected to be N06025 and the lowest values N06601.
  • the values of the alloy "E” according to the invention lie in between, with the values of the alloy “E” according to the invention being greater than those of N06025 at 800X both for R p o , 2 and for R m .
  • the strains in the hot tensile tests are sufficiently large for all alloys. At 1100 ° C, no differences between the inventive alloy "E" and N06601 can be determined on account of the measuring accuracy.
  • Table 6 shows the results of the slow tensile tests at 700 ° C, 800 ° C and 1100 ° C.
  • the highest values for both R p0 , 2 and R m are , as expected, N06025 and the lowest values N06601.
  • the values of the alloy "E” according to the invention are in between for R p0 , 2, for R m at 700 ° C. and 800 ° C. they are better or nearly as good as in N06025
  • the elongations in the low-speed tensile tests are sufficient for all alloys large.
  • no differences between the inventive alloy "E" and N06601 can be determined on account of the measuring accuracy.
  • R m is comparable to the slow pull tests of N06025 and the invention alloy "E", ie it can be expected that at these temperatures the creep resistance of N06025 and that of the invention alloy "E” is comparable. This shows that for alloys in the preferred range 0 ⁇ 7.7 C - x ⁇ a ⁇ 1, 0 R is the creep resistance comparable to that of m Nicrofer® 6025 HT, along with good processability of the alloy of the invention "E” in comparison to N06025 ,
  • Too low Cr contents mean that the Cr concentration drops very quickly below the critical limit. That's why 12% Cr is the lower limit for chromium. Too high Cr contents deteriorate the workability of the alloy. Therefore, 28% Cr is considered the upper limit.
  • Si is needed in the production of the alloy. It is therefore necessary a minimum content of 0.01%. Too high contents in turn affect the processability. The Si content is therefore limited to 0.5%.
  • Mn manganese is limited to 0.5% because this element also reduces oxidation resistance.
  • additions of oxygen-affine elements improve the oxidation resistance. They do this by incorporating them into the oxide layer and blocking the diffusion paths of the oxygen there on the grain boundaries.
  • a minimum content of 0.01% Y is necessary to obtain the oxidation resistance-enhancing effect of Y.
  • the upper limit is set at 0.20% for cost reasons.
  • Y can be replaced in whole or in part by Ce and / or La, since these elements as well as the Y increase the oxidation resistance. Replacement is possible from 0.001%.
  • the upper limit is set for cost reasons at 0.20% Ce or 0.20% La.
  • Titanium increases the high-temperature strength. At least 0.02% is necessary to achieve an effect. From 0.6%, the oxidation behavior can be worsened.
  • Titanium can be wholly or partially replaced by niobium, as niobium also increases high-temperature strength. Replacement is possible from 0,001%. higher Salaries increase costs very much. The upper limit is therefore set at 0.6%.
  • Titanium can also be wholly or partially replaced by tantalum, as tantalum also increases high-temperature strength. Replacement is possible from 0,001%. Higher levels increase costs very much. The upper limit is therefore set at 0.6%.
  • a minimum content of 0.01% Zr is necessary to obtain the high-temperature strength and oxidation resistance-enhancing effect of Zr.
  • the upper limit is set at 0.20% Zr for cost reasons.
  • Zr can be wholly or partially replaced by Hf, since this element, such as Zr, also increases high-temperature strength and oxidation resistance. Replacement is possible from 0.001%.
  • the upper limit is set at 0.20% Hf for cost reasons.
  • Mg manganese-based nickel-semiconductor
  • a minimum content of 0.0002% is required.
  • Excessively high levels can lead to intermetallic Ni-Mg phases, which significantly impair processability.
  • the Mg content is therefore limited to 0.05%.
  • N is limited to 0.05% because this element reduces the oxidation resistance.
  • the oxygen content must be less than 0.010% to ensure the manufacturability of the alloy. Too small oxygen levels cause increased costs. The oxygen content should therefore be greater than 0.0001%.
  • the content of phosphorus should be less than 0.030% since this surfactant affects the oxidation resistance. Too low a P content increases costs. The P content is therefore £ 0.001%.
  • the levels of sulfur should be adjusted as low as possible, since this surfactant affects the oxidation resistance. It will therefore max. 0.010% S set.
  • Molybdenum is reduced to max. 0.5% limited as this element reduces the oxidation resistance.
  • Tungsten is limited to max. 0.5% limited as this element also reduces oxidation resistance.
  • Ti, Zr, N, C are the concentration of the respective elements in mass%.
  • 7.7 C - x ⁇ a is greater than 1.0, so many primary carbides are formed that affect formability.
  • 7.7 C - x ⁇ a is less than 0, heat resistance and creep resistance deteriorate.
  • Cobalt can be contained in this alloy up to 5.0%. Higher levels significantly reduce the oxidation resistance chain. Too low a cobalt content increases the cost. The Co content is therefore z 0.01%.
  • Vanadium is reduced to max. 0.1% limited because this element reduces the oxidation resistance.
  • Copper is heated to max. 0.5% limited as this element reduces the oxidation resistance.
  • Pb is set to max. 0.002% limited because this element reduces the oxidation resistance.
  • Zn and Sn are set to max. 0.002% limited because this element reduces the oxidation resistance.
  • Zn and Sn are set to max. 0.002% limited because this element reduces the oxidation resistance.
  • Table 2a Composition of the alloys tested, part 1. All figures in% by mass
  • Table 2b Composition of the alloys tested, part 2. All figures in% by mass
  • Table 3 Results of tensile tests at room temperature. The forming speed was at R p o, ⁇ , 1 / s (0.5% / min) and at R m 8.33 KT 4 1 / s (5% / min)
  • Table 5 Results of the hot tensile tests.
  • the forming speed was R p o , 28.33 10 ⁇ 5 1 / s (0.5% / min) and R m 8,33 10 ⁇ 1 / s (5% / min)
  • Table 6 Results of the slow hot tensile test.
  • the forming speed was 1.0 10 "6 1 / s (6.0 10 ⁇ 3 % / min) on the whole test The experiment was stopped when an elongation of 33% and R m was reached.

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Abstract

Nickel-Chrom-Aluminium-Eisen-Legierung, mit (in Gew.-%) 12 bis 28 % Chrom, 1,8 bis 3,0 % Aluminium, 1,0 bis 15 % Eisen, 0,01 bis 0,5 % Silizium, 0,005 bis 0,5 % Mangan, 0,01 bis 0,20 % Yttrium, 0,02 bis 0,60 % Titan, 0,01 bis 0,2 % Zirkon, 0,0002 bis 0,05 % Magnesium, 0,0001 bis 0,05 % Kalzium, 0,03 bis 0,11 % Kohlenstoff, 0,003 bis 0,05 % Stickstoff, 0,0005 bis 0,008 % Bor, 0,0001 - 0,010 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 0,5 % Molybdän, max. 0,5 % Wolfram, Rest Nickel und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen: 7,7C - x•a < 1,0 mit a = PN, wenn PN > 0, bzw. a=0, wenn PN ≤ 0. Dabei sind x = (1,0 Ti + 1,06 Zr)/(0,251 Ti + 0,132 Zr), PN = 0,251 Ti + 0,132 Zr - 0,857 N und Ti, Zr, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.

Description

Nickel-Chrom-Eisen-Aluminium-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit
Die Erfindung betrifft eine Nickel-Chrom-Eisen-Aluminium-Legierung mit hervorragender Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit, guter Kriechbeständigkeit und verbesserter Verarbeitbarkeit.
Austenitische Nickel-Chrom-Eisen-Aluminium-Legierungen mit unterschiedlichen Nickel-, Chrom- und Aluminiumgehalten werden seit langem im Ofenbau und in der chemischen Prozessindustrie eingesetzt. Für diesen Einsatz ist eine gute Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und eine gute Warmfestigkeit/ Kriechbeständigkeit auch bei Temperaturen oberhalb 1000°C erforderlich.
Generell ist zu bemerken, dass die Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit der in Tabelle 1 angegebenen Legierungen mit zunehmendem Chromgehalt steigt. Alle diese Legierungen bilden eine Chromoxidschicht (Cr2O3) mit einer darunter liegenden, mehr oder weniger geschlossenen, AI2O3-Schicht. Geringe Zugaben von stark Sauerstoff affinen Elementen wie z. B. Y oder Ce verbessern die Oxidationsbeständigkeit. Der Chromgehalt wird im Verlauf des Einsatzes im Anwendungsbereich zum Aufbau der schützenden Schicht langsam verbraucht. Deshalb wird durch einen höheren Chromgehalt die Lebensdauer des Werkstoffs erhöht, da ein höherer Gehalt des die Schutzschicht bildenden Elementes Chrom den Zeitpunkt hinauszögert, an dem der Cr-Gehalt unter der kritischen Grenze ist und sich andere Oxide als Cr2O3 bilden, was z.B. eisenhaltige und nickelhaltige Oxide sind. Eine weitere Steigerung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit lässt sich durch Zugaben von Aluminium und Silizium erreichen. Ab einem gewissen Mindestgehalt bilden diese Elemente eine geschlossene Schicht unterhalb der Chromoxidschicht und verringern so den Verbrauch an Chrom.
Die Warmfestigkeit / Kriechbeständigkeit bei den angegebenen Temperaturen wird u. a. durch einen hohen Kohlenstoffgehalt verbessert.
Beispiele zu diesen Legierungen sind in Tabelle 1 aufgelistet. Legierungen wie N06025, N06693 oder N06603 sind für ihre hervorragende Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu N06600, N06601 oder N06690 auf Grund des hohen Aluminiumgehalts bekannt. Auch zeigen Legierungen wie N06025 oder N06603 auf Grund des hohen Kohlenstoffgehalts eine hervorragende Warmfestigkeit/Kriechbeständigkeit selbst bei Temperaturen oberhalb von 1000 °C. Allerdings wird z. B. durch diese hohen Aluminiumgehalte die Verarbeitbarkeit, z. B. Umformbarkeit und Schweißbarkeit, beeinträchtigt, wobei die Beeinträchtigung umso stärker ist, je höher der Aluminiumgehalt ist (N06693). Gleiches gilt in erhöhtem Maß für Silizium, das niedrig schmelzende intermetallische Phasen mit Nickel bildet. Für N06025 konnte z. B. die Schweißbarkeit durch die Verwendung eines speziellen Schweißgases (Ar mit 2% Stickstoff) erreicht werden (Datenblatt Nicrofer 6025 HT, ThyssenKrupp VDM). Der hohe Kohlenstoffgehalt in N06025 und N06603 hat einen hohen Gehalt an Primärkarbiden zur Folge, der z. B. bei großen Umformgraden, wie sie z. B. beim Tiefziehen vorkommen, zur Rissbildung, ausgehend von den Primärkarbiden, führt. Ähnliches passiert bei der Herstellung von nahtlosen Rohren. Auch hier verschärft sich das Problem mit steigendem Kohlenstoffgehalt, insbesondere bei N06025.
Die EP 0 508 058 A1 offenbart eine austenitische Nickel-Chrom-Eisen-Legierung, bestehend aus (in Gewichts-%) C 0,12 - 0,3 %, Cr 23 - 30 %, Fe 8 - 11 %, AI 1 ,8 - 2,4 %, Y 0,01 - 0,15 %, Ti 0,01 - 1 ,0 %, Nb 0,01 - 1 ,0 %, Zr 0,01 - 0,2 %, Mg 0,001 - 0,015 %, Ca 0,001 - 0,01 %, N max. 0,03 %, Si max. 0,5 %, Mn max. 0,25 %, P max. 0,02 %, S max. 0,01 %, Ni Rest einschließlich unvermeidbarer erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.
Die EP 0 549 286 offenbart eine hochtemperaturbeständige Ni-Cr-Legierung, beinhaltend 55 - 65 % Ni, 19 - 25 %, Cr 1 - 4,5 % AI, 0,045 - 0,3 % Y, 0,15 - 1 % Ti, 0,005 - 0,5 % C, 0,1 - 1 ,5 % Si, 0 - 1 % Mn und mindestens 0,005 % in Summe mindestens eines der Elemente der Gruppe die Mg, Ca, Ce enthält, < 0,5 % in Summe Mg + Ca, < 1 % Ce, 0,0001 - 0,1 % B, 0 - 0,5 % Zr, 0,0001 - 0,2 % N, 0 - 10 % Co, Rest Eisen und Verunreinigungen. Durch die DE 600 04 737 T2 ist eine hitzebeständige Nickelbasislegierung bekannt geworden, beinhaltend < 0,1 % C, 0,01 - 2 % Si, < 2 % Mn, 0,005 % S, 10 - 25 % Cr, 2,1 - < 4,5 % AI, <. 0,055 % N, insgesamt 0,001 - 1 % mindestens eines der Elemente B, Zr, Hf, wobei die genannten Elemente in folgenden Gehalten vorhanden sein können: B < 0,03 %, Zr < 0,2 %, Hf< 0,8 %. Mo 0,01 - 15 %, W 0,01 - 9 %, wobei ein Gesamtgehalt Mo+W von 2,5 - 15 % gegeben sein kann, Ti 0 - 3 %, Mg 0 - 0,01 %, Ca 0 - 0,01 %, Fe 0 - 10 %, Nb 0 - 1 %, V 0 - 1 %, Y 0 - 0,1 %, La 0 - 0,1 %, Ce 0 - 0,01 %, Nd 0 - 0, 1 %, Cu 0 - 5 %, Co 0 - 5 %, Rest Nickel. Für Mo und W muss die folgende Formel erfüllt sein:
2,5 < Mo + W < 15 (1)
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht darin, eine Legierung zu konzipieren, die bei ausreichend hohen Nickel-Chrom- und Aluminium-Gehalten
• eine gute Verarbeitbarkeit, d.h. Umformbarkeit, Tiefziehbarkeit und Schweißbarkeit
• eine gute Korrosionsbeständigkeit ähnlich der von N06025
• eine gute Warmfestigkeit / Kriechbeständigkeit
aufweist.
Diese Aufgabe wird gelöst durch eine Nickel-Chrom-Aluminium-Eisen-Legierung, mit (in Gew.-%) 12 bis 28 % Chrom, 1 ,8 bis 3,0 % Aluminium, 1 ,0 bis 15 % Eisen, 0,01 bis 0,5 % Silizium, 0,005 bis 0,5 % Mangan, 0,01 bis 0,20 % Yttrium, 0,02 bis 0,60 % Titan, 0,01 bis 0,2 % Zirkon, 0,0002 bis 0,05 % Magnesium, 0,0001 bis 0,05 % Kalzium, 0,03 bis 0,11 % Kohlenstoff, 0,003 bis 0,05 % Stickstoff, 0,0005 bis 0,008 % Bor, 0,0001- 0,010 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 0,5 % Molybdän, max. 0,5 % Wolfram, Rest Nickel und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen:
0 < 7,7 C - x * a < 1 ,0 (2) mit a = PN, wenn PN > 0 (3a) bzw. a = 0, wenn PN < 0 (3b) und x = (1 ,0 Ti + 1 ,06 Zr)/(0,251 Ti + 0,132 Zr) (3c) wobei PN = 0,251 Ti + 0,132 Zr - 0,857 N (4) und Ti, Zr, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
Vorteilhafte Weiterbildungen des Erfind ungsgegen Standes sind den zugehörigen Unteransprüchen zu entnehmen.
Der Spreizungsbereich für das Element Chrom liegt zwischen 12 und 28 %, wobei in Abhängigkeit vom Einsatzfall Chromgehalte wie folgt gegeben sein können und abhängig vom Einsatzfall in der Legierung eingestellt werden.
Bevorzugte Bereiche werden wie folgt wiedergegeben:
16 bis 28 %
20 bis 28 %
> 24 bis 27 %
19 bis 24%
Der Aluminiumgehalt liegt zwischen 1 ,8 und 3,0 %, wobei auch hier, je nach Einsatzbereich der Legierung, Aluminiumgehalte wie folgt gegeben sein können:
1 ,9 bis 2,9 %
1 ,9 bis 2,5 %
> 2,0 bis 2,5 %
Der Eisengehalt liegt zwischen 1 ,0 und 15 %, wobei, abhängig vom Anwendungsbereich, definierte Gehalte innerhalb des Spreizungsbereiches eingestellt werden können:
1 ,0 - 11 ,0 %
1 ,0 - 7,0 %
7,0- 11 ,0 % Der Siliziumgehalt liegt zwischen 0,01 und 0,50 %. Bevorzugt kann Si innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,01 - 0,20 %
0,01 -< 0,10%
Gleiches gilt für das Element Mangan, das mit 0,005 bis 0,5 % in der Legierung enthalten sein kann. Alternativ ist auch folgender Spreizungsbereich denkbar:
0,005 - 0,20 %
0,005-0,10%
0,005 -< 0,05%
Der Erfindungsgegenstand geht bevorzugt davon aus, dass die Werkstoffeigenschaften im Wesentlichen mit der Zugabe des Elements Yttrium in Gehalten von 0,01 bis 0,20 % eingestellt werden können. Bevorzugt kann Y innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,01 -0,15%
0,02-0,15%
0,01 -0,10%
0,02-0,10%
0,01 - <0,045 %.
Wahlweise kann Yttrium auch ganz oder teilweise ersetzt werden durch
0,001- 0,20 % Lanthan und / oder 0,001- 0,20 % Cer.
Bevorzugt kann das jeweilige Substitut innerhalb seines Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,001 -0,15%.
Der Titangehalt liegt zwischen 0,02 und 0,60 %. Bevorzugt kann Ti innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,03 - 0,30 %,
0,03-0,20%. Wahlweise kann Titan auch ganz oder teilweise ersetzt werden durch
0,001 bis 0,60 % Niob.
Bevorzugt kann das Substitut innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,001 % bis 0,30 %.
Wahlweise kann Titan auch ganz oder teilweise ersetzt werden durch
0,001 bis 0,60 % Tantal.
Bevorzugt kann das Substitut innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
0,001 % bis 0,30%.
Der Zirkongehalt liegt zwischen 0,01 und 0,20 %. Bevorzugt kann Zr innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
' 0,01 - 0,15 %.
0,01 - 0,08 %.
0,01 - 0,06 %.
Wahlweise kann Zirkon auch ganz oder teilweise ersetzt werden durch
0,001 - 0,2 % Hafnium.
Auch Magnesium ist in Gehalten 0,0002 bis 0,05 % enthalten. Bevorzugt besteht die Möglichkeit, dieses Element wie folgt in der Legierung einzustellen:
0,0005 - 0,03 %.
Die Legierung enthält des Weiteren Kalzium in Gehalten zwischen 0,0001 und 0,05 %, insbesondere 0,0005 bis 0,02 %.
Die Legierung enthält 0,03 bis 0,11 % Kohlenstoff. Bevorzugt kann dieser innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden: 0,04 - 0,10 %.
Dies gilt in gleicher Weise für das Element Stickstoff, das in Gehalten zwischen 0,003 und 0,05 % enthalten ist. Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
0,005 - 0,04 %.
Die Elemente Bor und Sauerstoff sind wie folgt in der Legierung enthalten:
Bor 0,0005 - 0,008 %
Sauerstoff 0,0001 - 0,010 %.
Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
Bor 0,0015 - 0,008 %
Die Legierung enthält des Weiteren Phosphor in Gehalten zwischen 0,001 und 0,030 %, beinhaltet insbesondere 0,002 bis 0,020 %.
Das Element Schwefel kann wie folgt in der Legierung gegeben sein:
Schwefel max. 0,010 %
Molybdän und Wolfram können einzeln oder in Kombination in der Legierung mit einem Gehalt von jeweils maximal 0,50 % enthalten sein. Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
Mo max. 0,20 %
W max. 0,20 %
Mo max. 0,10 %
W max. 0,10 %
Mo max. 0,05 %
W max. 0,05 %
Es müssen die folgenden Beziehungen, die die Wechselwirkungen zwischen Ti, Zr, N und C beschreiben, erfüllt sein: • 0 < 7,7 C-x »a < 1,0 (2) mit a = PN, wenn PN > 0 (3a) bzw. a = 0, wenn PN < 0 (3b) und x = (1,0Ti + 1,06 Zr)/(0,251 *Ti + 0,132 Zr) (3c) wobei PN = 0,251 Ti + 0,132 Zr - 0,857 N (4) und Ti, Zr, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Ein bevorzugter Bereich kann eingestellt werden mit:
0 «7,7 C-x»a < 0,90 (2a)
Wenn Zr ganz oder teilweise durch Hf ersetzt wird sind die Formeln 3c und 4 wie folgt zu verändern:
• x = (1,0 Ti + 1,06 Zr + 0,605 Hf)/(0,251 *Ti + 0,132 Zr + 0,0672 Hf) (3c-1) wobei PN =0,251 Ti + 0,132 Zr + 0,0672 Hf- 0,857 N (4-1) und Ti, Zr, Hf, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
Des Weiteren kann die Legierung zwischen 0,01 bis 5,0 % Kobalt enthalten, der darüber hinaus noch wie folgt eingeschränkt werden kann:
0,01 bis 2,0 %
0,1 bis 2,0%
0,01 bis 0,5 %.
Des Weiteren kann in der Legierung maximal 0,1% Vanadium enthalten sein.
Schließlich können an Verunreinigungen noch die Elemente Kupfer, Blei, Zink und
Zinn in Gehalten wie folgt gegeben sein:
Cu max.0,50 %
Pb max.0,002 %
Zn max.0,002 %
Sn max.0,002 %. Der Gehalt an Kupfer kann darüber hinaus wie folgt eingeschränkt werden:
Cu kleiner 0,015 %
Die erfindungsgemäße Legierung wird bevorzugt offen erschmolzen, gefolgt von einer Behandlung in einer VOD oder VLF Anlage. Nach Abguss in Blöcken oder als Strangguss wird die Legierung in die gewünschte Halbzeugform warm umgeformt, ggf. mit Zwischenglühungen zwischen 900°C und 1270X für 2 h bis 70 h. Die Oberfläche des Materials kann ggf. (auch mehrmals) zwischendurch und/oder am Ende zur Säuberung chemisch und/oder mechanisch abgetragen werden. Nach Ende der Warmformgebung kann ggf. eine Kaltformgebung mit Umformgraden bis zu 98% in die gewünschte Halbzeugform, ggf. mit Zwischenglühungen zwischen 800*0 und 1250ÖC für 0,1 min bis 70 h, ggf. unter Schutzgas, wie z. B. Argon oder Wasserstoff, gefolgt von einer Abkühlung an Luft, in der bewegten Glühatmosphäre oder im Wasserbad erfolgen. Danach findet eine Glühung im Temperaturbereich von 800°C bis 1250X für 0,1 min bis 70 h, ggf. unter Schutzgas, wie z. B. Argon oder Wasserstoff, gefolgt von einer Abkühlung an Luft, in der bewegten Glühatmosphäre oder im Wasserbad statt. Ggf. können zwischendurch chemische und/oder mechanische Reinigungen der Materialoberfläche erfolgen.
Die erfindungsgemäße Legierung lässt sich gut in den Produktformen Band, Blech, Stange Draht, längsnaht geschweißtes Rohr und nahtloses Rohr herstellen und verwenden.
Die erfindungsgemäße Legierung soll bevorzugt für den Einsatz im Ofenbau, z.B. als Muffel für Glühöfen, Ofenrollen oder Trägergestelle verwendet werden.
Ein weiteres Anwendungsgebiet ist der Einsatz als Rohr in der Petrochemischen Industrie oder in Solarthermiekraftwerken.
Desgleichen lässt sich die Legierung als Mantel in Glühstiftkerzen, als Katalysatorträgerfolie und als Bauteil in Abgasanlagen verwenden. Die erfindungsgemäße Legierung ist gut geeignet für die Herstellung von Tiefziehteilen.
Durchgeführte Tests:
Die Verformbarkeit wird in einem Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 bei Raumtemperatur bestimmt. Dabei wird die Dehngrenze RPo,2, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A bis zum Bruch bestimmt. Die Dehnung A wird an der gebrochenen Probe aus der Verlängerung der ursprünglichen Messstrecke L0 bestimmt:
A = (Lu- )/Lo 100 % = AU L0 100%
Mit Lu = Messlänge nach dem Bruch.
Je nach Messlänge wird die Bruchdehnung mit Indizes versehen:
Z. B. ist für A5 die Messlänge U = 5 do mit do = Anfangsdurchmesser einer Rundprobe
Die Versuche wurden an Rundproben mit einen Durchmesser von 6 mm im Messbereich und einer Messlänge von 30 mm durchgeführt. Die Probennahme erfolgte quer zur Umformrichtung des Halbzeuges. Die Umformgeschwindigkeit betrug bei Rp0,2 10 MPA/s und bei Rm 6,7 10~3 1/s (40%/min).
Die Größe der Dehnung A im Zugversuch bei Raumtemperatur kann als Maß für die Verformbarkeit genommen werden. Ein gut verarbeitbarer Werkstoff sollte eine Dehnung von mindestens 50 % haben.
Die Schweißbarkeit wird hier über das Ausmaß der Bildung von Heißrissen beurteilt (siehe DVS Merkblatt 1004-1 ). Je größer die Gefahr der Bildung von Heißrissen, desto schlechter ist ein Werkstoff schweißbar. Die Heißrissanfälligkeit wurde mit dem Modifizierte Varestraint Transvarestraint Test (MVT-Test) an der Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung getestet (siehe DVS Merkblatt 1004-2). Bei einem MVT Test wird auf der Oberseite einer Werkstoffprobe mit den Maßen 100 mm x 40 mm x 10 mm der Länge nach vollmechanisiert eine WIG-Naht mit konstanter Vorschubgeschwindigkeit gelegt. Wenn der Lichtbogen die Mitte der Probe passiert, wird auf diese eine definierte Biegedehnung aufgebracht, indem die Probe mittels Gesenken um eine Matrize mit bekanntem Radius gebogen wird. In dieser Phase des Biegens bilden sich Heißrisse in einer örtlich begrenzten Prüfzone auf der MVT-Probe. Für die Messungen wurden die Proben längs zur Schweißrichtung gebogen (Varestraint) Es wurden Versuche mit 1 % und 4 % Biegedehnung, einer Gesenkgeschwindigkeit von 2 mm/s, mit einer Streckenenergie von 7,5 kJ/cm jeweils unter Argon 5.0 und Argon mit 3 % Stickstoff durchgeführt. Die Heißrissresistenz wird wie folgt quantifiziert: es werden die Längen aller Erstarrungs- und Wiederaufschmelzrisse, die in einem Lichtmikroskop bei 25facher Vergrößerung auf der Probe sichtbar sind, aufsummiert. Auf die gleiche Art und Weise werden die Risse durch Verformbarkeitsabfall (DDC = Ductility Dip Cracks) ermittelt. Anhand dieser Ergebnisse lässt sich dann der Werkstoff wie folgt in die Kategorien „heißrisssicher",„zunehmende Heißrissneigung" und„heißrissgefährdet" einteilen.
Alle Werkstoffe, die beim MVT Test im Bereich„heißrisssicher" und„zunehmende Heißrissneigung" liegen, gelten in den folgenden Untersuchungen als schweißbar. Die Korrosionsbeständigkeit bei höheren Temperaturen wurde in einem Oxidationstest bei 1100°C an Luft bestimmt, wobei der Versuch alle 96 Stunden unterbrochen und die Massenänderungen der Proben durch die Oxidation bestimmt wurde (Nettomassenänderung ΠΙΝ). Die spezifische (Netto-) Massenänderung ist die auf die Oberfläche der Proben bezogene Massenänderung. Es wurden von jeder Charge 3 Proben ausgelagert.
Die Warmfestigkeit wird in einem Warmzugversuch nach DIN EN ISO 6892-2 bestimmt. Dabei wird die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A bis zum Bruch analog zum Zugversuch bei Raumtemperatur (DIN EN ISO 6892- 1) bestimmt.
Die Versuche wurden an Rundproben mit einem Durchmesser von 6 mm im Messbereich und einer Anfangsmesslänge von 30 mm durchgeführt. Die Probennahme erfolgte quer zur Umformrichtung des Halbzeuges. Die Umformgeschwindigkeit betrug bei Rpo,28,33 10"5 1/s (0,5 %/min) und bei Rm 8,33 10'4 1/s (5 %/min).
Die Probe wird bei Raumtemperatur in eine Zugprüfmaschine eingebaut und ohne Belastung mit einer Zugkraft auf die gewünschte Temperatur aufgeheizt. Nach Erreichen der Prüftemperatur wird die Probe ohne Belastung eine Stunde (600 °C) bzw. zwei Stunden (700 °C bis 1100 °C) für einen Temperaturausgleich gehalten. Danach wird die Probe mit einer Zugkraft so belastet, dass die gewünschten Dehngeschwindigkeiten eingehalten werden, und die Prüfung beginnt.
Die Kriechbeständiqkeit wird über einen Langsam-Zugversuch (SSRT = Slow Strain Rate Test) bestimmt. Dafür wird ein Warmzugversuch nach DIN EN ISO 6892-2 mit sehr geringen Umformgeschwindigkeiten von 1 ,0 x 10"6 1/s durchgeführt. Diese Dehngeschwindigkeit liegt schon im Bereich der Kriechgeschwindigkeiten, so dass mit Hilfe eines Vergleichs von Dehngrenze und insbesondere Zugfestigkeit aus einem Langsam-Zugversuch ein Ranking von Werkstoffen in Bezug auf die Kriechfestigkeit durchgeführt werden kann. Die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A bis zum Bruch werden analog zu dem beim Zugversuch bei Raumtemperatur (DIN EN ISO 6892- 1) beschriebenen Verfahren bestimmt. Zur Reduzierung der Versuchszeiten wurden die Versuche nach ca. 30 % Dehnung abgebrochen, wenn Rm erreicht worden ist, sonst nach Überschreitung der Dehnung A für Rm. Die Versuche wurden an Rundproben mit einen Durchmesser von ca. 8 mm im Messbereich und einer Messlänge von 40 mm durchgeführt. Die Probennahme erfolgte quer zur Umformrichtung des Halbzeuges.
Die Probe wird bei Raumtemperatur in eine Zugprüfmaschine eingebaut und ohne Belastung mit einer Zugkraft auf die gewünschte Temperatur aufgeheizt. Nach Erreichen der Prüftemperatur wird die Probe ohne Belastung zwei Stunden (700 °C bis 1100 °C) für einen Temperaturausgleich gehalten. Danach wird die Probe mit einer Zugkraft so belastet, dass die gewünschten Dehngeschwindigkeiten eingehalten werden, und die Prüfung beginnt
Beispiele:
Die Tabellen 2a und 2b zeigen die Zusammensetzung der untersuchten Legierungen.
Die Legierungen N06025 und N06601 sind Legierungen nach dem Stand der Technik. Die erfindungsgemäße Legierung ist mit„E" bezeichnet. Die Analysen der Legierungen N06025 und N06601 liegen in den in Tabelle 1 angegebenen Bereichen. Die erfindungsgemäße Legierung„E" hat einen C-Gehalt der in der Mitte zwischen N06025 und N06601 liegt. In der Tabelle 2a ist außerdem PN und 7,7 C - x · a gemäß der Formeln 2 und 4 angegeben. PN ist für alle Legierungen in Tabelle 2a größer Null. 7,7 C - x · a liegt mit 0,424 für die erfindungsgemäße Legierung genau im bevorzugtem Bereich 0 < 7,7 C - x · a < 1 ,0.
Für die Legierung nach dem Stand der Technik N06025 ist 7,7 C - x · a größer 1 ,0 und damit zu groß. Für die Legierung nach dem Stand der Technik N06601 ist 7,7 C - x · a kleiner Null und damit zu klein.
Für diese Beispielchargen werden die folgenden Eigenschaften verglichen:
Die Umformbarkeit anhand des Zugversuches bei Raumtemperatur
Die Schweißbarkeit mit Hilfe des MVT-Testes
Die Korrosionsbeständigkeit mit Hilfe eines Oxidationstestes
Die Warmfestigkeit mit Warmzugversuchen
Die Kriechbeständigkeit mit Hilfe eines Rankings von Ergebnissen aus Langsam-Zugversuchen.
Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse des Zugversuchs bei Raumtemperatur. Die erfindungsgemäße Legierung „E" zeigt mit einer Dehnung von über 80% eine Dehnung, die weitaus größer ist, als die von N06025 und N06601. Dies ist für N06025 nicht erstaunlich auf Grund des hohen Kohlenstoffgehaltes von 0, 17 % der beiden Beispielschargen 163968 und 160483. Beide Chargen zeigen ihre schlechtere Verformbarkeit durch eine Dehnung kleiner 50 %. Für N06601 ist dies aber bemerkenswert, da die Chargen 314975 und 156656 einen Kohlenstoff- Gehalt von 0,045 bzw. 0,053 % haben, was deutlich niedriger ist, als der der erfindungsgemäßen Legierung mit 0,075%, und auch, wie zu erwarten, eine Dehnung größer 50% haben. Dies zeigt, dass bei Einhaltung des Bereichs für Grenzen für 0 <7,7 C - x » a < 1,0 sich eine über den Stand der Technik hinausgehende Verformbarkeit ergibt.
Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse der MVT Tests. N06601 ist mit beiden Gasen Argonr und Argon mit 3% Stickstoff schweißbar, da alle gemessenen Gesamtrisslängen für 1 % Biegedehnung kleiner 7,5 mm und alle gemessenen Gesamtrisslängen für 4 % Biegedehnung kleiner 30 mm sind. Für N06025 und die erfindungsgemäße Legierung„E" sind die gemessenen Gesamtrisslängen größer 7,5 mm (1 % Biegedehnung) bzw. 30 mm (4 % Biegedehnung), so dass diese Legierungen mit Argon nicht schweißbar sind. Für Argon mit 3% Stickstoff liegen die gemessenen Gesamtrisslängen aber deutlich unterhalb von 7,5 mm (1 % Biegedehnung) bzw. 30 mm (4 % Biegedehnung), so dass sich N06025 und die erfindungsgemäße Legierung„E" mit Argon mit 3% Stickstoff schweißen lassen.
Bild 1 zeigt die Ergebnisse des Oxidationsversuchs bei 1100 °C an Luft. Aufgetragen ist die spezifische (Netto-) Massenänderung der Proben (Mittelwert der 3 Proben einer jeden Charge) in Abhängigkeit von der Auslagerungszeit. Die N06601 Charge zeigt von Anfang an eine negative spezifische Massenänderung, was durch starke Abplatzungen und Abdampfungen von Chromoxid verursacht wird. Bei N06025 und der erfindungsgemäßen Legierung„E" zeigt sich zu Anfang ein leichter Anstieg in der Massenänderung, gefolgt von einer sehr mäßigen Abnahme mit der Zeit. Dies zeigt, dass beide Legierungen bei 1100°C eine geringe Oxidationsrate und nur wenige Abplatzungen haben. Das Verhalten der erfindungsgemäßen Legierung „E" ist, wie gefordert, dem von N06025 vergleichbar.
Tabelle 5 zeigt die Ergebnisse der Warmzugversuche bei 600°C, 700 °C, 800 °C, 900 °C und 1100 °C. Die höchsten Werte sowohl beim Rp0,2als auch bei Rm zeigen, wie zu erwarten, N06025 und die niedrigsten Werte N06601. Die Werte der erfindungsgemäßen Legierung„E" liegen dazwischen, wobei bei 800X sowohl bei Rpo,2 als auch bei Rm die Werte der erfindungsgemäßen Legierung„E" größer sind, als die von N06025. Die Dehnungen bei den Warmzugversuchen sind für alle Legierungen ausreichend groß. Bei 1100°C lassen sich auf Grund der Messgenauigkeit keine Unterschiede zwischen der erfindungsgemäßen Legierung „E" und N06601 mehr feststellen.
Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse der Langsam-Zugversuche bei 700 °C, 800 °C und 1100 °C. Die höchsten Werte sowohl beim Rp0,2 als auch bei Rm zeigt, wie zu erwarten, N06025 und die niedrigsten Werte N06601. Die Werte der erfindungsgemäßen Legierung„E" liegen für Rp0,2 dazwischen, für Rm bei 700 °C und 800 °C sind sie besser oder nahezu gleich gut wie bei N06025. Die Dehnungen bei den Langsamzugversuchen sind für alle Legierungen ausreichend groß. Bei 1100 °C lassen sich auf Grund der Messgenauigkeit keine Unterschiede zwischen der erfindungsgemäßen Legierung„E" und N06601 mehr feststellen.
Bei 700 °C und 800 °C ist Rm aus den Langsamzugversuchen von N06025 und der erfindungsgemäßen Legierung „E" vergleichbar, d.h. es kann erwartet werden, dass bei diesen Temperaturen die Kriechfestigkeit von N06025 und die der erfindungsgemäßen Legierung „E" vergleichbar ist. Dies zeigt, dass für Legierungen in dem bevorzugten Bereich 0 <7,7 C - x · a < 1 ,0 Rm die Kriechbeständigkeit vergleichbar der von Nicrofer 6025 HT ist, bei gleichzeitig guter Verarbeitbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung „E" im Vergleich zu N06025.
Die beanspruchten Grenzen für die erfindungsgemäße Legierung„E" lassen sich daher im Einzelnen wie folgt begründen:
Die Kosten für die Legierung steigen mit der Reduzierung des Eisen-Gehalts. Unterhalb von 1 % steigen die Kosten überproportional, da spezielles Vormaterial eingesetzt werden muss. Deshalb ist 1 % Fe aus Kostengründen als untere Grenze anzusehen.
Mit Erhöhung des Eisengehalts verringert sich die Phasenstabilität (Bildung von versprödenden Phasen), insbesondere bei hohen Chrom- und Aluminiumgehalten. Deshalb ist 15 % Fe eine sinnvolle obere Grenze für die erfindungsgemäße Legierung.
Zu geringe Cr-Gehalte bedeuten, dass die Cr-Konzentration sehr schnell unter die kritische Grenze sinkt. Deshalb ist 12 % Cr die untere Grenze für Chrom. Zu hohe Cr-Gehalte verschlechtern die Verarbeitbarkeit der Legierung. Deshalb ist 28 % Cr als obere Grenze anzusehen.
Die Bildung einer Aluminiumoxidschicht unterhalb der Chromoxidschicht verringert die Oxidationsrate. Unterhalb von 1 ,8 % AI ist die Aluminiumoxidschicht zu lückenhaft, um ihre Wirkung voll zu entfalten. Zu hohe AI-Gehalte beeinträchtigen die Verarbeitbarkeit der Legierung. Deshalb bildet ein AI-Gehalt von 3,0 % die obere Grenze.
Si wird bei der Herstellung der Legierung benötigt. Es ist deshalb ein Mindestgehalt von 0,01 % notwendig. Zu hohe Gehalte wiederum beeinträchtigen die Verarbeitbarkeit. Der Si-Gehalt ist deshalb auf 0,5 % beschränkt.
Es ist ein Mindestgehalt von 0,005 % Mn zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit notwendig. Mangan wird auf 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit ebenfalls reduziert.
Wie schon erwähnt verbessern Zusätze von Sauerstoff affinen Elementen die Oxidationsbeständigkeit. Sie tun dies, indem sie in die Oxidschicht mit eingebaut werden und dort auf den Korngrenzen die Diffusionswege des Sauerstoffs blockieren.
Es ist ein Mindestgehalt von 0,01 % Y notwendig, um die die Oxidationsbeständigkeit steigernde Wirkung des Y zu erhalten. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % gelegt.
Y kann ganz oder teilweise durch Ce und/oder La ersetzt werden, da auch diese Elemente wie das Y die Oxidationsbeständigkeit steigern. Das Ersetzen ist ab Gehalten von 0,001 % möglich. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % Ce bzw. 0,20 % La gelegt.
Titan steigert die Hochtemperaturfestigkeit. Es sind mindestens 0,02 % notwendig, um eine Wirkung zu erzielen. Ab 0,6 % kann das Oxidationsverhalten verschlechtert werden.
Titan kann ganz oder teilweise ersetzt werden durch Niob, da auch Niob die Hochtemperaturfestigkeit steigert. Das Ersetzen ist ab 0,001% möglich. Höhere Gehalte erhöhen die Kosten sehr stark. Die Obergrenze wird deshalb auf 0,6 % festgesetzt.
Titan kann auch ganz oder teilweise ersetzt werden durch Tantal, da auch Tantal die Hochtemperaturfestigkeit steigert. Das Ersetzen ist ab 0,001 % möglich. Höhere Gehalte erhöhen die Kosten sehr stark. Die Obergrenze wird deshalb auf 0,6 % festgesetzt.
Es ist ein Mindestgehalt von 0,01 % Zr notwendig, um die die Hochtemperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit steigernde Wirkung des Zr zu erhalten. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % Zr gelegt.
Zr kann bedarfsweise ganz oder teilweise durch Hf ersetzt werden, da auch dieses Element, wie das Zr, die Hochtemperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit steigert. Das Ersetzen ist ab Gehalten von 0,001 % möglich. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % Hf gelegt.
Schon sehr geringe Mg-Gehalte verbessern die Verarbeitung durch das Abbinden von Schwefel, wodurch das Auftreten von niedrig schmelzenden NiS Eutektika vermieden wird. Für Mg ist deshalb ein Mindestgehalt von 0,0002 %erforderlich. Bei zu hohen Gehalten können intermetallische Ni-Mg-Phasen auftreten, die die Verarbeitbarkeit wieder deutlich verschlechtern. Der Mg-Gehalt wird deshalb auf 0,05 % begrenzt.
Genauso wie Mg verbessern auch schon sehr geringe Ca-Gehalte die Verarbeitung durch das Abbinden von Schwefel, wodurch das Auftreten von niedrig schmelzenden NiS Eutektika vermieden wird. Für Ca ist deshalb ein Mindestgehalt von 0,0001 % erforderlich. Bei zu hohen Gehalten können intermetallische Ni-Ca-Phasen auftreten, die die Verarbeitbarkeit wieder deutlich verschlechtern. Der Ca-Gehalt wird deshalb auf 0,05 % begrenzt. Es ist ein Mindestgehalt von 0,03 % C für eine gute Kriechbeständigkeit notwendig. C wird auf 0,11 % begrenzt, da dieses Element die Verarbeitbarkeit reduziert.
Es ist ein Mindestgehalt von 0,003 % N erforderlich, wodurch die Verarbeitbarkeit des Werkstoffs verbessert wird. N wird auf 0,05 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
Bor verbessert die Kriechbeständigkeit. Deshalb sollte ein Gehalt von mindestens 0,0005 % vorhanden sein. Gleichzeitig verschlechtert dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit. Es werden deshalb max. 0,008 % Bor festgelegt.
Der Sauerstoffgehalt muss kleiner 0,010 % sein um die Herstellbarkeit der Legierung zu gewährleisten. Zu kleine Sauerstoff-Gehalte verursachen erhöhte Kosten. Der Sauerstoffgehalt sollte deshalb größer 0,0001 % sein.
Der Gehalt an Phosphor sollte kleiner 0,030 % sein, da dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt. Ein zu niedriger P-Gehalt erhöht die Kosten. Der P-Gehalt ist deshalb £ 0,001 %.
Die Gehalte an Schwefel sollten so gering wie möglich eingestellt werden, da dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt. Es werden deshalb max. 0,010 % S festgelegt.
Molybdän wird auf max. 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
Wolfram wird auf max. 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit ebenfalls reduziert.
Die folgende Formel beschreibt die Wechselwirkung von C, N, Ti, Zr und in der Legierung: 0 < 7,7 C - x » a < 1,0
mit a = PN, wenn PN > 0
bzw. a = 0, wenn PN < 0
und x = (1 ,0 Ti + 1 ,06 Zr)/(0,251 Ti + 0,132 Zr
PN = 0,251 Ti + 0,132 Zr - 0,857 N
und Ti, Zr, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
Wenn 7,7 C - x · a größer 1 ,0 ist, entstehen so viele Primärkarbide, die die Umformbarkeit beeinträchtigen. Wenn 7,7 C - x · a kleiner 0 ist verschlechtern sich Warmfestigkeit und Kriechbeständigkeit.
Kobalt kann in dieser Legierung bis zu 5,0 % enthalten sein. Höhere Gehalte reduzieren die Oxidationsbeständigkett merklich. Ein zu niedriger Kobalt-Gehalt erhöht die Kosten. Der Co-Gehalt ist deshalb z 0,01 %.
Vanadium wird auf max. 0,1 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
Kupfer wird auf max. 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
Pb wird auf max. 0,002 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert. Das Gleiche gilt für Zn und Sn.
Tabelle 1 : Legierungen nach ASTM B 168-08. Alle Angaben in Masse-%
Tabelle 2a: Zusammensetzung der untersuchten Legierungen, Teil 1. Alle Angaben in Masse-%
Tabelle 2b: Zusammensetzung der untersuchten Legierungen, Teil 2. Alle Angaben in Masse-%
Tabelle 3:Ergebnisse der Zugversuche bei Raumtemperatur. Die Umformgeschwindigkeit betrug bei Rpo,^, 1/s (0,5%/min) und bei Rm 8,33 KT4 1/s (5%/min)
Tabelle 4: Ergebnisse der MVT Tests.
Tabelle 5: Ergebnisse der Warmzugversuche. Die Umformgeschwindigkeit betrug bei Rpo,28,33 10~5 1/s (0,5%/min) und bei Rm 8,33 10^ 1/s (5%/min)
Tabelle 6: Ergebnisse des Langsam-Warmzugversuches. Die Umformgeschwindigkeit betrug 1,0 10"6 1/s (6,0 10~3 %/min) beim ganzen Versuch. Der. Versuch wurde abgebrochen, wenn eine Dehnung von 33% und Rm erreicht worden ist.

Claims

Patentansprüche
1. Nickel-Chrom-Aluminium-Eisen-Legierung, mit (in Gew.-%) 12 bis 28 % Chrom. ,8 bis 3,0 % Aluminium, 1 ,0 bis 15 % Eisen, 0,01 bis 0,5 % Silizium, 0,005 bis 0,5 % Mangan, 0,01 bis 0,20 % Yttrium, 0,02 bis 0,60 % Titan, 0,01 bis 0,2 % Zirkon, 0,0002 bis 0,05 % Magnesium, 0,0001 bis 0,05 % Kalzium, 0,03 bis 0,11 % Kohlenstoff, 0,003 bis 0,05 % Stickstoff, 0,0005 bis 0,008 % Bor, 0,0001 - 0,010 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 0,5 % Molybdän, max. 0,5 % Wolfram, Rest Nickel und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei die folgenden
Beziehungen erfüllt sein müssen:
0 < 7,7 C - x · a < 1 ,0
mit a = PN, wenn PN > 0
bzw. a = 0, wenn PN < 0
und x = (1 ,0 Ti + 1 ,06 Zr)/(0,251 Ti + 0, 32 Zr)
wobei PN = 0,251 Ti + 0,132 Zr - 0,857 N
und Ti, Zr, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
2. Legierung nach Anspruch 1 , mit einem Chromgehalt von 16 bis 28%.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, mit einem Chromgehalt von 20 bis 28 %.
4. Legierung einem der Ansprüche 1 bis 3, mit einem Aluminiumgehalt von 1 ,9 bis 2,9 %.
5. Legierung einem der Ansprüche 1 bis 4, mit einem Eisengehalt von 1 ,0 bis 11 ,0 %.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, mit einem Siliziumgehalt von 0,01 - 0,2 %, insbesondere 0,01 bis < 0,10 %.
7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, mit einem Mangangehalt von 0,005 bis 0,20 %.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 mit einem Yttriumgehalt von 0,01 bis < 0,045 %
9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, in der Yttrium ganz oder teilweise durch 0,001 bis 0,2 % Lanthan und/oder durch 0,001 bis 0,2 % Cer ersetzt wird.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, in der Titan ganz oder teilweise durch 0,001 bis 0,6 %. Niob ersetzt wird.
11. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, in der Zirkon ganz oder teilweise durch 0,001 bis 0,2 % Hafnium substituiert wird und die Formeln 3c und 4 durch die folgenden Formeln ersetzt werden:
x = (1 ,0 ΤΊ + 1 ,06 Zr + 0,605 Hf)/(0,251 *Ti + 0,132 Zr + 0,0672 Hf) (3c-1) wobei PN - 0,251 Ti + 0,132 Zr + 0,0672 Hf - 0,857 N . (4-1) und Ti, Zr, Hf, N, C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 , mit einem Magnesiumgehalt von 0,0005 bis 0,03 %.
13. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, mit einem Kalziumgehalt von 0,0005 bis 0,02 %.
14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13, mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,04 bis 0,10 %.
15. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 14, mit einem Stickstoffgehalt von 0,005 bis 0,04%.
16. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 15, des Weiteren enthaltend 0,01 bis 5,0 % Co.
17. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 16, des Weiteren enthaltend maximal 0,1 % Vanadium.
18. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 17, worin die Verunreinigungen in Gehalten von max. 0,5 % Cu, max. 0,002 % Pb, max. 0,002 % Zn, max. 0,002 % Sn eingestellt sind.
19. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18 als Band, Blech, Draht, Stange, längsnahtgeschweißtes Rohr und nahtloses Rohr.
20. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18 zur Herstellung von Tiefziehteilen aus Band, Draht oder Blech.
21. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18 zur Herstellung von nahtlosen Rohren aus stangenförmigen Materialien.
22. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 21 im Ofenbau, z.B. als Muffel, Ofenrollen oder Tragegestelle.
23. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 22 als Mantel für Glühstiftkerzen, in Abgasanlagen, als Katalysatorträgerfolie.
24. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 21 als Rohr in der petrochemischen Industrie.
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