DE10062282B4

DE10062282B4 - Wärmebeständiger Stahlguss und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE10062282B4
Application number: DE10062282A
Authority: DE
Inventors: Ryuichi Ishii; Yoichi Tsuda; Masayuki Yokohama Yamada
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2000-07-13
Filing date: 2000-12-14
Publication date: 2005-05-25
Anticipated expiration: 2020-12-15
Also published as: US6494970B1; GB2364715B; DE10062282A1; GB0028567D0; GB2364715A

Abstract

Wärmebeständiger Stahlguss, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,01 bis 0,1 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, zum Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich von nicht mehr als 0,2 Masse-% Ni, nicht mehr als 0,03 Masse-% P und nicht mehr als 0,01 Masse-% S enthält und ein durch die später folgende Gleichung (1) definiertes B-Äquivalent von nicht mehr als 0,02 Masse-%, ein durch die später folgende Gleichung (2) definiertes Mo-Äquivalent im Bereich von 1,4 bis 2,0 Masse-% und ein durch die später folgende Gleichung (3) definiertes C-Äquivalent von nicht kleiner als 0,65 Masse-% aufweist: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 +...

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen als Werkstoff für ein Dampfturbinengehäuse sowie als Werkstoff für ein Dampfturbinenventilgehäuse geeigneten Stahlguss sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Ein niedrig legierter wärmebeständiger Stahlguss, z.B. 1,25Cr-0,5Mo-Gußstahl oder 1Cr-1Mo-0,25V-Gußstahl, wird in großem Umfang als wärmebeständiger Stahlgusswerkstoff zur Herstellung eines Dampfturbinengehäuses oder eines Dampfturbinenventilgehäuses in einem Wärmekraftwerk verwendet.

Andererseits macht in den vergangenen Jahren die Temperatursteigerung des Dampfes in dem Wärmekraftwerk rasche Fortschritte. Entsprechend der Temperatursteigerung des Dampfes erfährt die Änderung des Werkstoffs des Hochtemperaturteils in Richtung eines einen hohen Cr-Anteil aufweisenden wärmebeständigen Stahlgusses eine kräftige Förderung. Ein einen hohen Cr-Anteil aufweisender wärmebeständiger Stahlguss dieses Typs ist beispielsweise aus den japanischen Patentveröffentlichungen (KOKOKU) Nr. 4-53928 und 3-80865 bekannt. Da der einen hohen Cr-Anteil aufweisende wärmebeständige Stahlguss eine hohe mechanische Festigkeit und eine hervorragende Beständigkeit gegenüber der Hochtemperaturumgebung aufweist, kann trotz der Steigerung der Dampftemperatur auf eine Dickeerhöhung des Hochtemperaturteils verzichtet werden. Da ferner die Wärmespannung beim Anlassen und Abstoppen der Dampfturbine unterdrückt werden kann, kann die Dampfturbine wirksam betrieben werden.

Seit einiger Zeit muss das Wärmekraftwerk neben einem hohen thermischen Wirkungsgrad auch hervorragende wirtschaftliche Vorteile bieten. Folglich ist es für den Werkstoff des Wärmekraftwerks absolut erforderlich, dass er mechanische Eigenschaften und Herstellungseigenschaften aufweist, die denjenigen des üblichen Werkstoffs zumindest gleichwertig und von hohem wirtschaftlichem Wert sind. Ein diesen Erfordernissen genügender Werkstoff ist beispielsweise der aus den japanischen Patentveröffentlichungen (KOKAI) Nr. 2-217438 und 8-269616 bekannte Stahl.

Der als dickes Gussstück hergestellte Werkstoff für ein Hochtemperaturteil muss jedoch Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften und wirtschaftliche Eigenschaften aufweisen, die denjenigen der aus den japanischen Patentveröffentlichungen Nr. 2-217438 und 8-269616 bekannten Stählen überlegen sind.

KURZE ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Eine auf den gegebenen Umständen basierende Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften in einer von Hochtemperaturdampf durchströmten Umgebung und ferner hervorragenden wirtschaftlichen Eigenschaften sowie in der Angabe eines Verfahrens zur Herstellung des speziellen wärmebeständigen Stahlgusses.

Als Ergebnis umfangreicher Untersuchungen an einem niedrig legierten wärmebeständigen Stahlguss, der mit dem einen hohen Cr-Anteil aufweisenden Stahlguss in den Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften vollständig vergleichbar und darüber hinaus auch noch wirtschaftlich vorteilhaft ist, sind die Erfin der der vorliegenden Erfindung zu der im folgenden zusammengefassten Erfindung gelangt.

Gegenstand einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein wärmebeständiger Stahlguss, umfassend 0,15 bis 0,3 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,01 bis 0,1 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, verunreinigende Elemente einschließlich von nicht mehr als 0,2 Masse-% Ni, nicht mehr als 0,03 Masse-% P und nicht mehr als 0,01 Masse-% S, zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen, mit einem durch die später folgende Gleichung (1) bestimmten B-Äquivalent von nicht mehr als 0,02 Masse-%, einem durch die später folgende Gleichung (2) bestimmten Mo-Äquivalent im Bereich von 1,4 bis 2,0 Masse-% und einem durch die später folgende Gleichung (3) bestimmten C-Äquivalent von nicht kleiner als 0,65 Masse-%: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/14 + V/14 (3)wobei eine aus einem Carbid vom Typ M₂₃C₆ und vom Typ M₇C₃ sowie einem Carbonitrid vom Typ MX bestehende ausgeschiedene Phase als feines Gefüge in einer Matrixphase ausgeschiedene ist und das Verhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase im Bereich von 0,6 bis 1,0 Masse-% liegt.

In diesem Falle kann bei einem auf 0,23 bis 0,27 Masse-% eingestellten V-Gehalt und einem auf 0,01 bis 0,06 Masse-% eingestellten Nb-Gehalt das durch die später folgende Gleichung (4) bestimmte Nb-Äquivalent einen Wert von nicht mehr als 0,15 annehmen. Nb-Äquivalent = Nb + 0,4C (4)

Es ist auch möglich, den V-Gehalt auf 0,23 bis 0,27 Masse-% und den Ti-Gehalt auf 0,005 bis 0,01 Masse-% einzustellen.

Weiterhin kann der V-Gehalt auf 0,25 bis 0,3% eingestellt werden.

Gegenstand einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein wärmebeständiger Stahlguss, umfassend 0,15 bis 0,3 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,4 bis 0,7 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, verunreinigende Elemente einschließlich von nicht mehr als 0,5 Masse-% Ni, nicht mehr als 0,03 Masse-% P und nicht mehr als 0,01 Masse-% S, zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen, mit einem durch die später folgende Gleichung (1) bestimmten B-Äquivalent von nicht mehr als 0,02 Masse-%, einem durch die später folgende Gleichung (2) bestimmten Mo-Äquivalent im Bereich von 1,4 bis 2,0 Masse-% und einem durch die später folgende Gleichung (3) bestimmten C-Äquivalent von nicht kleiner als 0,65 Masse-% B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 (3)wobei eine aus einem Carbid vom Typ M₂₃C₆ und vom Typ M₇C₃ sowie ein Carbonitrid vom Typ Mx bestehende ausgeschiedene Phase als feines Gefüge in einer Matrixphase ausgeschieden ist und das Verhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase im Bereich von 0,6 bis 1,0 Masse-% liegt.

In diesem Falle kann das durch die später folgende Gleichung (4) bestimmte Nb-Äquivalent bei einem auf 0,23 bis 0,27 Masse-% eingestellten V-Gehalt und einem auf 0,01 bis 0,06 Masse-% eingestellten Nb-Gehalt auf einem Wert von nicht mehr als 0,15% gehalten werden. Nb-Äquivalent = Nb + 0,4C (4)

Es ist auch möglich, den V-Gehalt auf 0,23 bis 0,27 Masse-% und den Ti-Gehalt auf 0,01 bis 0,025 Masse-% einzustellen.

Weiterhin kann der V-Gehalt auf 0,25 bis 0,3% eingestellt werden.

Die Funktion der einzelnen zuvor beschriebenen Komponenten und die Gründe für die Spezifizierung der Zusammensetzung sind unter den folgenden Punkten (a) bis (p) beschrieben. Sofern nicht anders angegeben, bedeutet in der folgenden Beschreibung "%" – "Masse-%".

(a) C: 0,15 bis 0,3%: Kohlenstoff (C) dient zur Sicherstellung der Härtbarkeit, zur Unterdrückung der Ferritbildung und zur Ausscheidung eines einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung liefernden Carbids oder Carbonitrids. Um die mechanischen Eigenschaften eines dicken Bereichs bei einem Gussstück, insbesondere eines großen Stücks, sicherzustellen, muss die Härtbarkeit gewährleistet und die Ferritbildung unterdrückt werden. Wenn der C-Gehalt unter 0,15% liegt, ist es unwahrscheinlich, dass diese Funktionen in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn andererseits der C-Gehalt 0,3% übersteigt, werden eine Anhäufung des ausgeschiedenen Carbids gefördert und die Schweißeigenschaften verschlechtert.
(b) Si: 0,1 bis 0,3%: Dem Silicium (Si) kommen die Funktion eines Entsäuerungsmittels, die Gewährleistung guter Gießeigenschaften und die Erhöhung der Beständigkeit gegenüber Dampfoxidationseigenschaften zu. Wenn der Si-Gehalt unter 0,1% liegt, kommen diese Funktionen nicht in ausreichendem Maße zur Geltung. Wenn andererseits der Si-Gehalt 0,3% übersteigt, verschlechtert sich die Zähigkeit unter Verstärkung der Bruch- oder Sprödigkeitsneigung.
(c) Mn: 0,01 bis 0,1% bzw. 0,4 bis 0,7%: Mangan (Mn) dient als Entschwefelungsmittel. Wenn der Mn-Gehalt unter 0,01% liegt, ist es schwierig, eine ausreichende Entschwefelungswirkung herbeizuführen. Wenn andererseits der Mn-Gehalt 0,1% übersteigt, verschlechtert sich die Dauerstandfestigkeit. Wenn der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss als großes und dickes Teil verwendet wird, sollte zweckmäßigerweise mehr Mn zulegiert werden, da in dem dicken Bereich durch die Verlangsamung der Abkühlgeschwindigkeit beim Härten die Ferritbildungsneigung zunimmt. Um die Ferritbildung in dem dicken Bereich vollständig zu unterdrücken, muss Mn in einer Menge von nicht weniger als 0,4% zulegiert werden. In diesem Falle ist die Dauerstandfestigkeit des Gussstahls mit mindestens 4% an zulegiertem Mn etwas geringer als diejenige des Gussstahls mit 0,01 bis 0,1% an zulegiertem Mn. Eine deutliche Verschlechterung der Dauerstandfestigkeit kann jedoch verhindert werden, wenn die Menge an zulegiertem Mn nicht größer als 0,7% ist.
(d) Cr: 2,0 bis 2,5%: Chrom (Cr) dient einer Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit und scheidet sich gleichzeitig als einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung lie fernde Ausscheidung aus. Wenn der Cr-Gehalt unter 2,0% liegt, können diese Funktionen nicht in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn andererseits der Cr-Gehalt 2,5% übersteigt, kann es zu einer Verschlechterung der Zähigkeit und Gefügestabilität kommen.
(e) Mo: 0,3 bis 0,8 Molybdän (Mo) leistet einen Beitrag zur Verstärkung eines Mischkristalls und scheidet sich als einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung lieferndes Carbid aus. Wenn der Mo-Gehalt unter 0,3% liegt, können diese Funktionen nicht in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn andererseits der Mo-Gehalt 0,8% übersteigt, können einerseits die Zähigkeit schlechter und andererseits die Ferritbildung gefördert werden.
(f) W: 1,6 bis 2,%: Wie Mo trägt auch Wolfram (W) zur Verstärkung eines Mischkristalls bei und scheidet sich als einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung leistendes Carbid aus. Wenn der Gussstahl neben Mo auch W enthält, kommt die Funktion einer Verstärkung des Mischkristalls noch ausgeprägter zur Geltung. Um einen einen Mischkristall über lange Zeit hinweg bildenden hohen W-Gehalt zu gewährleisten, muss dieser mindestens 1,6% betragen. Wenn jedoch der W-Gehalt 2,6% übersteigt, können die Zähigkeit schlechter und die Ferritbildung gefördert werden.
(g) B: 0,001 bis 0,004: Bor (B) verstärkt die Härtbarkeit und stabilisiert das an der Kristallgrenze und in deren Nachbarschaft ausgeschiedene Carbonitrid selbst bei hohen Temperaturen derart, dass eine Vergrößerung und Vergröberung des ausgeschiedenen Carbonitrids unterdrückt wird. Wenn der B-Gehalt unter 0,001 liegt, kön nen diese Funktionen nicht in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn andererseits der B-Gehalt 0,004 übersteigt, kann die Schweißbarkeit beeinträchtigt werden.
(h) N: 0,005 bis 0,03: Stickstoff (N) bildet innerhalb der Matrixphase einen Mischkristall und trägt damit zur Verstärkung des Mischkristalls bei. Darüber hinaus bildet er ein einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung leistendes Nitrid oder Carbonitrid. Wenn der N-Gehalt 0,005% übersteigt, können diese Funktionen nicht in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn andererseits der N-Gehalt 0,03% übersteigt, werden die Vergrößerung und Vergröberung des Nitrids oder Carbonitrids derart gefördert, dass die Dauerstandfestigkeit verschlechtert und die Bildung großer und grober Produkte gefördert wird. Zweckmäßigerweise sollte der N-Gehalt im Bereich von 0,01% bis 0,025% liegen. Liegt der N-Gehalt innerhalb des bevorzugten Bereichs, kann das Gefüge unter weiterer Verbesserung der Dauerstandfestigkeit weiter stabilisiert werden.
(i) V: 0,23 bis 0,3%: (i-1) V: 0,23 bis 0,27% (wenn V zusammen mit Nb oder Ti) zulegiert wird) (i-2) V: 0,25 bis 0,3% (wenn lediglich V zulegiert wird) (i-3) V: 0,23 bis 0,25 (wenn V zusammen mit 0,01 bis 0,025% Ti zulegiert wird) Vanadium (V) wird als einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung leistendes feines Carbonitrid ausgeschieden. Wenn V – wie später noch näher erläutert werden wird – zusammen mit Niob (Nb) oder Titan (Ti) zulegiert wird, entsteht neben dem Carbonitrid von V auch ein Carbonitrid von Nb oder Ti. Dadurch wird die durch das Carbonitrid von V ausgeübte Funktion einer Verstärkung der Ausscheidung ergänzt bzw. unterstützt. Erfindungsgemäß wird V im Falle, dass es zusammen mit Nb oder Ti zulegiert wird, in einer Menge von mindestens 0,23% zule giert. In diesem Falle kann eine Ausscheidung eines Carbonitrids von V in hoher Dichte und in geeigneter Menge zusammen mit einer Ausscheidung eines Carbonitrids von Nb oder Ti erfolgen. Dadurch kann die Wiederherstellung unterdrückt werden. Wenn jedoch der V-Gehalt im Falle eines gemeinsamen Zulegierens von V zusammen mit Nb oder Ti 0,27% übersteigt, neigt das Carbonitrid von V zu einer unangemessenen Vergrößerung und Vergröberung. Wenn V zusammen mit Ti zulegiert wird, kann eine ausreichende Ausscheidungsmenge durch Absenken des V-Gehalts auf 0,25 oder weniger und Erhöhen des Ti-Gehalts sichergestellt werden. Wenn andererseits V ohne Nb oder Ti (alleine) zulegiert wird, muss die Menge an zulegiertem V im Vergleich zu dem Fall, in dem zusammen mit V Ti oder Nb zulegiert werden, erhöht werden, um eine Ausscheidung des Carbonitrids von V in zusätzlicher Menge entsprechend der ausgeschiedenen Menge an Nb- oder Ti-Carbonitrid zu ermöglichen. Folglich wird der V-Gehalt im Falle seiner alleinigen Zulegierung auf 0,25% bis 0,3% festgelegt.
(j) Nb: 0,01 bis 0,06: Wie V und ähnlich wie Ti (vgl. später) ermöglicht Nb die Ausscheidung eines einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung leistenden feinen Carbonitrids. Wenn der Nb-Gehalt 0,01% unterschreitet, kann die beschriebene Funktion nicht in ausreichendem Maße zur Geltung kommen. Wenn jedoch der Nb-Gehalt 0,06% übersteigt, wird großes und grobes Carbonitrid in großer Menge ausgeschieden und damit die Funktion einer Verstärkung der Ausscheidung nicht erreicht.
(k) Ti: 0,005 bis 0,01% bzw. 0,01 bis 0,025%: Titan (Ti) erfüllt eine desoxidierende Funktion und wird als einen Beitrag zur Verstärkung der Ausscheidung leistendes feines Carbonitrid ausgeschieden. Diese Funktionen können in ausreichendem Maße erfüllt werden, wenn der Ti-Gehalt nicht weniger als 0,005% beträgt. Wenn jedoch der Ti-Gehalt im Falle eines gemeinsamen Zulegierens von V und Ti 0,01% übersteigt, kommt es zu einer Ausscheidung von großem und grobem Carbonitrid in großer Menge, so dass die Funktion einer Verstärkung der Ausscheidung nicht erfüllt werden kann. Wenn jedoch die Menge an zusammen mit Ti zulegiertem V auf 0,25% oder weniger beschränkt wird, kann Ti in einer 0,01% übersteigenden Menge zulegiert werden, da die Ausscheidungsverstärkungsfunktion des feinen Carbonitrids wirksam zur Geltung kommt.
(l) Sonstige Elemente: Zweckmäßigerweise sollte der Gehalt an beiläufigen Verunreinigungen (abgesehen von den zuvor beschriebenen Komponenten und der Hauptkomponente Fe) so gering wie möglich sein. Es ist insbesondere unvermeidlich, dass verunreinigende Elemente, wie P, S und Ni, aus den Rohmaterialien in den Gussstahl gelangen. Es ist sicherlich möglich, den Gehalt an diesen beiläufigen Verunreinigungen durch strikte Wahl der Rohmaterialien und durch Einsatz stark verbesserter Lösungs- und Stahlherstellungstechnologien zu senken. Diese Maßnahmen empfehlen sich jedoch aus wirtschaftlichen Gründen nicht. Unter diesen Umständen werden der Ni-Gehalt auf 0,2% oder weniger, der P-Gehalt auf 0,03% oder weniger und der S-Gehalt auf 0,01% oder weniger eingestellt. Wenn der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss als großes und dickes Teil verwendet wird, sollte zweckmäßigerweise die Menge an zulegiertem Ni erhöht werden, da die Ferritbil dungsneigung in dem dicken Bereich durch Verlangsamung der Abkühlgeschwindigkeit in der Härtungsstufe steigt. Unter dem Gesichtspunkt, wirtschaftliche Vorteile zu erreichen, kann die Grenzmenge an in das Rohmaterial eingemischtem Ni auf einen hohen Wert eingestellt werden, obwohl bei einer 0,5% übersteigenden Ni-Menge die Dauerstandfestigkeit verschlechtert werden kann. Unter diesen Umständen sollte die Ni-Menge nicht größer als 0,2% bzw. nicht größer als 0,5% sein. Wünschenswerterweise sollte die P-Menge nicht größer als 0,3% sein. Wünschenswerterweise sollte die S-Menge nicht größer als 0,01% sein.
(m) B + 0,5N ≦ 0,02%: B neigt zu einer Reaktion mit insbesondere N unter Bildung von Bornitrid. Das entstandene Bornitrid verbleibt in dem Gussstück in Form eines Bandes oder Stücks unter Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften. Erfindungsgemäß wird die Summe aus dem Borgehalt und dem 0,5-fachen des N-Gehalts als B-Äquivalent definiert. Die Obergrenze für das B-Äquivalent wird erfindungsgemäß auf 0,02% eingestellt, um die Bildung der BN-Verbindung zu unterdrücken.
(n) 1,4% ≦ Mo + 0,5W ≦ 2,0%: Wie bereits ausgeführt, kommt die Funktion einer Verstärkung des Mischkristalls deutlich zur Geltung, wenn der Gussstahl sowohl Mo als auch W enthält. Erfindungsgemäß wird die Summe aus dem Mo-Gehalt und dem 0,5-fachen des W-Gehalts als Mo-Äquivalent definiert. Dessen Wert fällt in den Bereich von 1,4% bis 2,0%. Wenn das Mo-Äquivalent in den angegebenen Bereich fällt, kommt die Funktion einer Verstärkung des Mischkristalls unter wirksamer Unterdrückung der Ferritbildung deutlich zur Geltung.
(o) 0,65 ≦ C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14: Wie bereits im Zusammenhang mit dem C-Gehalt ausgeführt, ist es im Hinblick auf eine Verbesserung der mechanischen Eigen schaften des dicken Gussstücks wichtig, die Härtbarkeit zu gewährleisten und die Ferritbildung zu unterdrücken. Erfindungsgemäß wird der C-Gehalt an in den bei Punkt (a) angegebenen Bereich fallend definiert. Der aus der Gleichung (3) ermittelte Wert C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 ist als C-Äquivalent definiert. Dessen Untergrenze wird mit 0,65 festgelegt. Damit kann die Härtbarkeit ohne Beeinträchtigung der Schweißfähigkeit gewährleistet werden. Ferner kann die Ferritbildung unterdrückt werden.
(p) Nb + 0,4C ≦ 0,15: Bekanntlich wird im Falle des Zulegierens von Nb großes und grobes Nb-Carbid beim Koagulieren eines großen Gussstücks ausgeschieden. Wenn das Nb-Carbid in dem Gussstück verbleibt, werden die mechanischen Eigenschaften beeinträchtigt. Erfindungsgemäß wird die Summe aus dem Nb-Gehalt und dem 0,4-fachen des C-Gehalts als Nb-Äquivalent definiert. Im Falle des Zulegierens von Nb wird das Nb-Äquivalent mit 0,15 oder weniger festgelegt, um die Bildung von großem und grobem Nb-Carbid zu unterdrücken.

Der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss zeigt ein Gefüge, in dem ein Carbid vom Typ M₂₃C₆, ein Carbid vom Typ M₇C₃ und ein Carbonitrid vom Typ MX in der Matrixphase fein ausgeschieden sind. Hierbei steht M für eine Art eines Elements oder eine Kombination aus mindestens zwei Arten von Elementen, ausgewählt aus der Gruppe Cr, Mo, W, V und Nb. X steht für ein Element wie C oder N. Erfindungsgemäß wird das Massenverhältnis ausgeschiedene Phase, bestehend aus dem Carbid vom Typ M₂₃C₆, dem Carbid vom Typ M₇C₃ und dem Carbonitrid vom Typ MX/Matrixphase derart definiert, dass es in den Bereich zwischen 0,6 und 1,0% fällt. Die Gründe für diese Definition sind folgende:
Jedes der ausgeschiedenen Materialien wird in der beim Her stellungsverfahren durchgeführten Anlassstufe ausgeschieden. Wenn das Verhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase auf 0,6 Masse-% oder weniger eingestellt wird, bereitet es Schwierigkeiten, der Dauerstandfestigkeit einerseits und der Schlagfestigkeit nach Charpy andererseits zu genügen. Wenn andererseits das betreffende Verhältnis 1,0 Masse-% übersteigt, erschöpfen sich die das aus der Matrixphase während des Gebrauchs unter hoher Temperatur als Beitrag zur Erhaltung der Dauerstandfestigkeit neu ausgeschiedene Carbonitrid vom Typ MX bildenden Elemente, was die Stabilisierung der Dauerstandfestigkeitseigenschaften unter hohen Temperaturen erschwert.

Der zuvor beschriebene erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss, bei dem es sich um einen niedriglegierten Gussstahl handelt, zeigt bei Verwendung als Werkstoff für das Dampfturbinengehäuse und ein Dampfturbinenventilgehäuse, die während des Normalbetriebs einer maximalen Temperatur von 538 °C ausgesetzt werden, hervorragende Eigenschaften. Er besitzt eine höhere Zeitstandfestigkeit als der übliche 1% CrMoV niedriglegierte wärmebeständige Stahlguss. Wenn folglich der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss zur Herstellung eines Dampfturbinengehäuses und eines Dampfturbinenventilgehäuses, die während des Normalbetriebs einer maximalen Temperatur von 538 °C ausgesetzt werden, verwendet wird, können die Wandstärke der Vehikelkammer und des Ventilkastens verringert werden. Genauer gesagt, kann die Wandstärke auf etwa 75% der Wandstärke im Falle der Verwendung des üblichen 1% CrMoV niedriglegierten wärmebeständigen Stahlgusses gesenkt werden.

Es sei darauf hingewiesen, dass der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss anstelle des üblichen, einen hohen Cr-Anteil aufweisenden wärmebeständigen Stahlgusses als Werkstoff für das Dampfturbinengehäuse und das Dampfturbinenventilgehäuse, die bei Normalbetrieb einer maximalen Temperatur von 566 °C ausgesetzt werden, verwendet werden kann. Es ist ferner möglich, den erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlguss als Werkstoff für das während des Normalbetriebs einer maximalen Temperatur von 593 °C ausgesetzte Dampfturbinengehäuse zu verwenden. Im Ergebnis ist eine deutliche Einsparung an Rohmaterialkosten möglich, da der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss niedriglegiert ist. Dies gilt trotz der im Vergleich zur Verwendung des üblichen, einen hohen Cr-anteil aufweisenden wärmebeständigen Stahlgusses erforderlichen etwa 25%igen Erhöhung der Wandstärke. Daraus folgt, dass die genannte Vehikelkammer und der genannte Ventilkasten mit geringeren Herstellungskosten als bisher hergestellt werden können.

Weiterhin ist es möglich, bei der Herstellung des während des Normalbetriebs einer maximalen Temperatur von 593 °C ausgesetzten Dampfturbinengehäuses eine Kombination aus dem erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlguss und dem üblichen, einen hohen Cr-Anteil aufweisenden wärmebeständigen Stahlguss zu verwenden. Genauer gesagt wird der erfindungsgemäße wärmebeständige Stahlguss zur Herstellung des Hochtemperaturdampfeinlassbereichs des Dampfturbinengehäuses, der Dampf einer Temperatur von 570 °C oder mehr ausgesetzt wird, verwendet. Der übliche, einen hohen Cr-Anteil aufweisende wärmebeständige Stahlguss oder ein niedriglegierter wärmebeständiger Stahlguss wird dann zur Bildung der sonstigen Bereiche eingesetzt. In diesem Falle wird das aus dem erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlguss hergestellte Teil an das aus dem üblichen, einen hohen Cr-Anteil aufweisenden wärmebeständigen Stahlguss oder dem niedriglegierten wärmebeständigen Stahlguss angrenzen gelassen und angeschweißt, um das gewünschte Dampfturbinengehäuse herzustellen.

Der in Kombination mit dem erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlguss verwendete, einen hohen Cr-Anteil aufweisende wär mebeständige Stahlguss umfasst beispielsweise 0,12 bis 0,16% C, 0,2 bis 0,35 Si, 0,5 bis 0,7% Mn, 0,3 bis 0,6% Ni, 9,6 bis 10,6% Cr, 0,7 bis 1,0% Mo, 0,2 bis 0,35% V, 0,07 bis 0,13% Nb, 0,03 bis 0,06% N, P in einer Menge von 0,02% oder weniger, S in einer Menge von 0,02 oder weniger, Al in einer Menge von 0,01 oder weniger und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

Andererseits umfasst der in Kombination mit dem erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlguss verwendbare niedriglegierte wärmebeständige Stahlguss beispielsweise 0,12 bis 0,18% C, 0,2 bis 0,6% Si, 0,5 bis 0,9% Mn, 1,0 bis 1,5% Cr, 0,9 bis 1,2% Mo, V in einer Menge von 0,2 bis 0,35, P in einer Menge von 0,02 oder weniger, S in einer Menge von 0,012% oder weniger, Ni in einer Menge von 0,5% oder weniger, Al in einer Menge von 0,01% oder weniger und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

Im folgenden wird die Herstellung des erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlgusses beschrieben.

Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren für den wärmebeständigen Stahlguss umfasst folgende Stufen:
Halten eines Gussmaterials, umfassend 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,3 Masse-% Si, 0,01 bis 0,1 Masse-% Mn, 2,0 is 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, verunreinigende Elemente einschließlich von 0,2 Masse-% oder weniger Ni, von 0,03 Masse-% oder weniger P und von 0,01 Masse-% S, zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen mit einem durch die später folgende Gleichung (1) definierten B-Äquivalent von 0,02 Masse-% oder weniger, einem durch die später folgende Gleichung (2) definierten Mo-Äquivalent von 1,4 bis 2,0 Masse-% und einem durch die später folgende Gleichung (3) definierten C-Äquivalent von 0,65 Masse-% oder mehr B + 0,5N (1) Mo + 0,5W (2) C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/4 + Mo/15 + V/14 (3) innerhalb eines Temperaturbereichs von 1030 °C bis 1070 °C, anschließend
Abschrecken des erwärmten Gussmaterials, und
Anlassen des Gussmaterials bei 680 bis 740 °C.

In diesem Fall ist es möglich, den V-Gehalt auf 0,23 bis 0,27 Masse-%, den Nb-Gehalt auf 0,01 bis 0,06 Masse-% und das durch die Gleichung (4) Nb + 0,4C (4) definierte Nb-Äquivalent auf 0,15% oder weniger einzustellen und das Anlassen bei 720 bis 780 °C durchzuführen.

Ferner ist es möglich, den V-Gehalt auf 0,23 bis 0,27 Masse-% und den Ti-Gehalt auf 0,005 bis 0,01 Masse-% einzustellen und das Anlassen bei 720 bis 780 °C durchzuführen.

Weiterhin ist es möglich, den V-Gehalt auf 0,25 bis 0,3 Masse-% einzustellen.

Bei Durchführung des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens wird eine die Komponenten der angegebenen Zusammensetzung enthaltende Schmelze in eine Sandform gegossen, worauf der erhaltene Block geglüht wird. Schließlich wird der Block einer Normalglühbehandlung (Lösungsbehandlung) unterworfen.

In der Abkühlstufe während des Gießens bleiben V, Ti und Nb als großes und grobes Carbonitrid zurück. Erfindungsgemäß werden diese großen und groben Carbonitride in der Austenitmatrix durch die Normalglühbehandlung gelöst. Wenn die Temperatur während des Normalglühens unter 1030 °C liegt, bereitet die Auflösung der großen und groben Carbonitride in der Austenitmatrix Schwierigkeiten. Wenn andererseits die Temperatur während des Normalglühens 1070 °C übersteigt, fällt die Matrix aus dem Austeniteinzelphasenbereich heraus. Dies hat zur Folge, dass das nach der Härtungsstufe erhaltene Metallgefüge ungleichmäßig wird. Unter diesen Umständen wird die Temperatur beim Normalglühen auf einen Wert im Bereich zwischen 1030 °C und 1070 °C eingestellt.

Nach der Normalglühbehandlung wird das Gussmaterial angelassen. Erfindungsgemäß wird im Falle des alleinigen Zulegierens von V ohne Zulegieren von Ti oder Nb die Anlasstemperatur auf einen Wert im Bereich zwischen 680 °C und 740 °C eingestellt. Wenn die Anlasstemperatur nicht unter 680 °C sinkt, erfolgt eine feine Ausscheidung von V-Carbonitrid. Auf diese Weise wird eine ausreichende Ausscheidungsmenge sichergestellt. Wenn die Anlasstemperatur jedoch 740 °C übersteigt, sinkt die Ausscheidungsdichte des V-Carbonitrids.

Wenn andererseits zusammen mit V, Ti oder Nb zulegiert wird, wird die Anlasstemperatur auf einen Wert im Bereich zwischen 720 °C und 780 °C eingestellt. In diesem Falle erfolgt eine feine Ausscheidung von Nb- oder Ti-Carbonitrid. Damit wird es möglich, eine ausreichend große Ausscheidungsmenge zu gewährleisten. Wenn jedoch die Anlasstemperatur unter 720 °C sinkt, bereitet es Schwierigkeiten, für eine ausreichend große Ausscheidungsmenge an feinem Nb- oder Ti-Carbonitrid zu sorgen. Wenn andererseits die Anlasstemperatur 780 °C übersteigt, wird die A₃-Umwandlungstemperatur erreicht oder überschritten. In diesem Falle verschlechtert sich die Gefügestabilität. Andererseits erfolgt eine übermäßige Anlassbehandlung unter Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften. Unter diesen Umständen wird bei gemeinsamem Zulegieren von V mit Ti oder Nb die Anlasstemperatur auf einen Wert im Bereich zwischen 720 °C und 780 °C eingestellt.

Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung näher veranschaulichen.
Beispiel 1
In einem Elektroofen hergestellte Schmelzen verschiedener Zusammensetzungen wurden in Sandformen zu verschiedenen Blöcken gegossen. Die einzelnen Blöcke wurden danach einer Glühbehandlung und schließlich einer Normalglühbehandlung unterworfen. Letztendlich wurde eine Anlassbehandlung durchgeführt, um Gussstahlproben P1 bis P25 bzw. C1 bis C9 herzustellen (vgl. Tabelle 1). Die Normalglühbehandlung erfolgte in der Weise, dass die Blocktemperatur bei 1070 °C gehalten wurde. Anschließend wurde der Block mit einem Öl abgeschreckt. Die Anlasstemperatur änderte sich entsprechend der Art der Gussstahlprobe. Genauer gesagt wurde die Anlasstemperatur im Falle der Stahlproben mit lediglich zulegiertem V (P8 bis P13, P19 bis P25, C1, C6 und C7) auf 740 °C eingestellt. Im Falle der Stahlproben mit zulegiertem V und Ti oder Nb (P1 bis P7, P14 bis P18, C2 bis C5, C8 und C9) wurde die Anlasstemperatur auf 760 °C eingestellt. Die Anlasstemperaturen für die Stahlproben P1 bis P25 fallen in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich. Andererseits fallen die Anlasstemperaturen für die Stahlproben C1 bis C25 nicht in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich.
Aus den Stahlproben wurden zur Bestimmung der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur Prüflinge gewonnen. Es hat sich gezeigt, dass die Zugfestigkeit im Bereich zwischen 720 und 770 MPa liegt. Dies belegt, dass die Gussstahlproben im wesentlichen die gleiche Zugfestigkeit bei Raumtemperatur aufwiesen.
Ferner wurden aus den Stahlproben zur Durchführung eines Zeitstandversuchs unter Erwärmen auf 600 °C und eines Dauerstandversuchs bei 600 °C – 147 MPa (zur Bestimmung der zum Bruch des Testprüflings führenden Zeitstanddauer) weitere Testprüflinge gewonnen. Schließlich wurde mit aus den Gussstahlproben gewonnenen Testprüflingen für einen Schlagtest nach Charpy mit V-Kerbe (Japanische Industriestandardvorschriften Nr. 4) ein Schlagtest nach Charpy bei 20 °C durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Bewertungen finden sich in Tabelle 2. Tabelle 2 zeigt ferner die aktuellen Meßwerte für die Zugfestigkeit (MPa) bei Raumtemperatur der Gußstahlproben.
Aus Tabelle 2 geht hervor, dass die Gussstähle der Prüflinge 1 bis 25 (Stähle P1 bis P25) eine lange Zeitstanddauer von 3368 bis 6327 h, eine hohe Schlagabsorptionsenergie von 52 bis 92 J, hervorragende Dauerstandfestigkeitseigenschaften und eine hervorragende Zähigkeit aufweisen. Andererseits zeigen die Gussstähle des Prüflings 26 (Stahl C1), des Prüflings 28 (Stahl C3) und des Prüflings 34 (Stahl C9) eine kurze Zeitstanddauer von 512 h, 684 h bzw. 2820 h, eine geringe Schlagabsorptionsenergie von 29 J, 35 J bzw. 35 J und schlechtere Dauerstandfestigkeitseigenschaften sowie eine schlechtere Zähigkeit. Auch zeigen die Gussstähle des Prüflings 27 (Stahl C2) und des Prüflings 31 (Stahl C6), die zugegebenermaßen eine lange Zeitstanddauer von 9312 h bzw. 3524 h aufweisen, eine nur geringe Schlagabsorptionsenergie von 48 J bzw. 34 J und eine schlechtere Zähigkeit. Ferner zeigen die Gussstähle des Prüflings 29 (Stahl C4), des Prüflings 30 (Stahl C5), des Prüflings 32 (Stahl C7) und des Prüflings 33 (Stahl C8), die zugegebenermaßen eine hohe Schlagabsorptionsenergie von 80 J, 82 J, 120 J bzw. 80 J aufweisen, eine nur kurze Zeitstanddauer von 1756 h, 2978 h, 2460 h bzw. 2128 h. Dies zeigt, dass die Gussstähle dieser Prüflinge in den Dauerstandfestigkeitseigenschaften unterlegen sind.
Wie bereits ausgeführt, wird die Temperatur für die Normalglühbehandlung innerhalb eines vorgegebenen Bereichs festgelegt. Auch die Anlasstemperatur wird im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses auf einen Wert innerhalb eines vorgegebenen Bereichs eingestellt. Es hat sich gezeigt, dass im Falle, dass die Normalglühbehandlung und die Anlassbehandlung bei Temperaturen innerhalb der erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereiche durchgeführt werden, die Stähle P1 bis P25 (Prüflinge 1 bis 25) einer Zusammensetzung innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur aufweisen, die im wesentlichen derjenigen der Stähle C1 bis C9 (Prüflinge 27 bis 34) einer Zusammensetzung außerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs entspricht. Darüber hinaus zeigen die Stahlsorten P1 bis P25 sowohl hervorragende Dauerstandfestigkeitseigenschaften als auch eine ausgezeichnete Zähigkeit.
Beispiel 2
Bei der Herstellung von Gussstählen aus der Stahlprobe P3 (mit zulegiertem V und Nb), aus der Stahlprobe P11 (lediglich V ist zulegiert), aus der Stahlprobe P15 (V und Ti sind zulegiert) und aus der Stahlprobe P20 (lediglich V ist zulegiert) wurde die Temperatur für die Normalglühbehandlung und die Anlassbehandlung entsprechend den Angaben in Tabelle 3 geändert.
Durch Betrachten des Gefüges der erhaltenen Gussstähle wurden die Ferritbildung und die Bildung großer Ausscheidungen geprüft. Weiterhin wurde entsprechend Beispiel 1 bei 20 °C ein Schlagtest nach Charpy durchgeführt, um die Schlagabsorptionsenergie (J) zu ermitteln. Die Tabelle 3 zeigt die hierbei erhaltenen Ergebnisse.
Bei den Prüflingen 35 bis 38 (Stahlproben P3, P11, P15, P20), bei denen die Normalglühbehandlung bei der unter der erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturuntergrenze liegenden Temperatur von 1020 °C durchgeführt wurde, waren zwar keine Ferritbildung, aber grobe Ausscheidungen feststellbar. Andererseits hatte bei den Prüflingen 55 bis 58 (Stahlproben P3, P11, P15, P20), bei denen die Normalglühbehandlung bei der die erfindungsgemäß einzuhaltende Temperaturobergrenze übersteigenden Temperatur von 1080 °C durchgeführt worden war, eine Ferritbildung stattgefunden. Grobe Ausscheidungen waren aber nicht feststellbar. Es hat sich gezeigt, dass bei den Proben 35 bis 38 und 55 bis 58, die unbestritten eine hohe Schlagabsorptionsenergie aufwiesen, das Gefüge ungleichmäßig und die mechanischen Eigenschaften außer der Zähigkeit schlechter waren.
Die Prüflinge 39 (Stahlprobe P3), 43 (Stahlprobe P3), 47 (Stahlprobe P11) und 51 (Stahlprobe P15), bei denen die Normalglühbehandlung bei der innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturbereichs liegenden Temperatur von 1050 °C und die Anlassbehandlung bei einer unterhalb der erfindungsgemäß einzuhaltenden Untergrenze liegenden Erwärmungstemperatur durchgeführt worden waren, hat es sich gezeigt, dass sie eine niedrige Schlagabsorptionsenergie von (nur) 45 J, 27 J, 25 J bzw. 48 J aufwiesen. Dies belegt, dass diese Prüflinge trotz fehlender Ferritbildung und fehlender Bildung grober Ausscheidungen eine schlechte Zähigkeit aufwiesen. Auch die Prüflinge 42 (Stahlprobe P3), 46 (Stahlprobe P11), 50 (Stahlprobe P15) und 54 (Stahlprobe P20), bei denen die Normalglühbehandlung bei der innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturbereichs liegenden Temperatur von 1050 °C und die Anlassbehandlung bei einer die erfindungsgemäß einzuhaltende Obergrenze übersteigenden Erwärmungstemperatur durchgeführt worden waren, besaßen eine sehr niedrige Schlagabsorptionsenergie von nur 15 J, 12 J, 12J bzw. 15 J. Dies belegt, dass diese Prüflinge trotz fehlender Ferritbildung und fehlender Bildung grober Ausscheidungen eine sehr schlechte Zähigkeit aufwiesen.
Andererseits zeigte es sich bei den Prüflingen 40 (Stahlprobe P3), 41 (Stahlprobe P3), 44 (Stahlprobe P11), 45 (Stahlprobe P11), 48 (Stahlprobe P15), 49 (Stahlprobe P15), 52 (Stahlprobe P20) und 53 (Stahlprobe P20), bei denen die Normalglühbehandlung bei der innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturbereichs liegenden Temperatur von 1050 °C und die Anlassbehandlung bei einer innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs liegenden Erwärmungstemperatur durchgeführt wurden, dass sie ein gleichförmiges Bainitgefüge ohne Ferritbildung und Bildung grober Ausscheidungen und darüber hinaus eine hohe Schlagabsorptionsenergie von 70 J, 85 J, 68 J, 75 J, 58 J, 75 J, 76 J bzw. 89 J und damit eine hervorragende Zähigkeit aufwiesen. Aus den Versuchsergebnissen geht hervor, dass ein Gussstahl einer Zusammensetzung innerhalb des erfindungsgemäß angegebenen Bereichs bei einer Normalglühbehandlung bei einer innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs liegenden Temperatur und einer Anlassbehandlung bei einer innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs liegenden Erwärmungstemperatur von keinen Mischkristall bildenden groben Ausscheidungen frei ist und keine Ferritbildung zeigt. Somit weist er ein gleichförmiges Gefüge und akzeptable mechanische Eigenschaften auf.
Beispiel 3
In diesem Beispiel wurden Gussstähle aus den in Tabelle 1 aufgeführten Stahlsorten P3, P11, P15 und P20 hergestellt. Dabei wurde die Temperatur für die Normalglühbehandlung auf 1050 °C eingestellt. Die Erwärmungstemperatur für die Anlassbehandlung wurde dagegen verschiedentlich geändert.
Die Masse der aus den erhaltenen Gussstahlproben gewonnenen Testprüflinge wurde zuvor bestimmt. Danach wurden die Testprüflinge in eine methanolische Lösung mit 10 Vol.-% Acetylaceton und 1 Vol.-% Tetramethylammoniumchlorid getaucht und schließlich die Matrixphase in der methanolischen Lösung durch Elektrolyse weggelöst. Nachdem der Rest der Testprüflinge aus der Lösung gewonnen worden war, wurde dessen Masse bestimmt. Die Masse der Matrixphase erhielt man durch Subtrahieren der Masse des (jeweiligen) Testprüflingrests von der Masse des Testprüflings vor dem Eintauchen in die methanolische Lösung. Das Massenverhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase wurde durch Dividieren der Masse des (jeweiligen) Testprüflingrests durch die Masse der Matrixphase berechnet.
Ferner wurden entsprechend Beispiel 1 zur Bestimmung der Zeitstanddauer und der Schlagabsorptionsenergie der Zeitstandversuch und der Schlagtest nach Charpy durchgeführt. Hierbei wurde allerdings eine Belastung von 196 MPa gewählt. Tabelle 4 enthält Angaben über die gewonnenen Ergebnisse.
Bei den Gussstählen von Prüfling 59 (Stahlprobe P3; Anlasstemperatur: 690 °C), von Prüfling 64 (Stahlprobe P11; Anlasstemperatur: 660 °C), von Prüfling 68 (Stahlprobe P15; Anlasstemperatur: 670 °C) bzw. von Prüfling 73 (Stahlprobe P20; Anlasstemperatur: 670 °C), bei denen die Anlasstemperatur unter der erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturuntergrenze lag, betrugen die Massenverhältnisse ausgeschiedene Phase/Matrixphase 0,55 Masse-%, 0,49 Masse-%, 0,58 Masse-% bzw. 0,51 Masse-%. Diese Massenverhältnisse lagen eindeutig unter der erfindungsgemäß einzuhaltenden einschlägigen Untergrenze. Bei den Gussstählen dieser Prüflinge 59, 64, 68 bzw. 73 wurde eine lange Zeitstanddauer von 1830, 1451, 1389 bzw. 1562 h gefunden. Dies belegt deren hervorragende Dauerstandeigenschaften. Als Schlagabsorptionsenergien der Gussstähle dieser Prüflinge 59, 64, 68 bzw. 73 wurden Schlagabsorptionsenergien von 25 J, 27 J, 25 J bzw. 28 J gefunden. Diese belegen eine sehr schlechte Zähigkeit.
Bei den Gussstählen von Prüfling 63 (Stahlprobe P3; Anlasstemperatur: 790 °C), von Prüfling 67 (Stahlprobe P11; Anlasstemperatur: 780 °C), von Prüfling 72 (Stahlprobe P15; Anlasstemperatur: 790 °C) und von Prüfling 76 (Stahlprobe P20; Anlasstemperatur: 780 °C), bei welchen die Anlasstemperatur über der erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturobergrenze lag, wurden Massenverhältnisse ausgeschiedene Phase/Matrixphase von 1,05 Masse-%, 1,03 Masse-%, 1,10 Masse-% bzw. 1,08 Masse-% gefunden. Diese Massenverhältnisse lagen eindeutig über der erfindungsgemäß einzuhaltenden einschlägigen Obergrenze. Für die Gussstähle dieser Prüflinge 63, 67, 72 bzw. 76 wurden Schlagabsorptionsenergien von 115 J, 150 J, 135 J bzw. 120 J ermittelt. Diese belegen eine hervorragende Zähigkeit. Allerdings zeigten die Gussstähle dieser Prüflinge 63, 67, 72 bzw. 76 (nur) eine sehr kurze Zeitstanddauer von 597, 424, 289 bzw. 480 h. Diese belegen sehr schlechte Dauerstandeigenschaften.
Andererseits wurden bei den Gussstählen der Prüflinge 60 bis 62 (Stahlprobe P3; Anlasstemperatur: 720 °C, 730 °C bzw. 770 °C), der Prüflinge 65 und 66 (Stahlprobe jeweils P11; Anlasstemperatur: 730 °C bzw. 740 °C), der Prüflinge 69 bis 71 (Stahlprobe jeweils P15; Anlasstemperatur: 730 °C, 770 °C bzw. 775 °C) und der Prüflinge 74 und 75 (Stahlprobe jeweils P20; Anlasstemperatur: 730 °C bzw. 740 °C), bei denen die Anlasstemperatur innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs lag, Massenverhältnisse ausgeschiedene Phase/Matrixphase von 0,63 Masse-%, 0,75 Masse-%, 0,92 Masse-%, 0,64 Masse-%, 0,88 Masse-%, 0,69 Masse-%, 0,81 Masse-%, 0,95 Masse-%, 0,71 Masse-% bzw. 0,95 Masse-% gefunden. Diese Massenverhältnisse fallen eindeutig in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich. Die Gussstähle dieser Prüflinge 60 bis 62, 65, 66, 69 bis 71, 74 bzw. 75 zeigten eine lange Zeitstanddauer von 1721, 1656, 1023, 1292, 1201, 1338, 1243, 1033, 1486 bzw. 1178 h sowie eine hohe Schlagabsorptionsenergie von 65 J, 70 J, 85 J, 68 J, 96 J, 58 J, 75 J, 80 J, 76 J bzw. 92 J. Diese Werte belegen hervorragende Dauerstandfestigkeitseigenschaften und eine ausgezeichnete Zähigkeit.
Beispiel 4
In einem Elektroofen hergestellte Schmelzen verschiedener Zusammensetzungen wurden in Sandformen gegossen, um Blöcke von Gussstahlproben P26 bis P33 bzw. C10 bis C12 herzustellen (vgl. Tabelle 5). Die Normalglühbehandlung wurde durchgeführt, indem die Gussstücktemperatur bei 1040 °C gehalten wurde. Diese Temperatur fällt in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich. Danach wurden die Gussstücke durch Aufblasen von Luft gekühlt. Die Anlasstemperatur wurde entsprechend der Art der Gussstahlprobe geändert. Genauer gesagt wurde die Anlasstemperatur im Falle der Stahlproben mit lediglich zulegiertem V, d.h. der Stahlproben P26 bis P29 und C10 bis C12, auf 730 °C eingestellt. Im Falle der Stahlproben mit zule giertem V und Ti, d.h. der Stahlproben P30 bis P33, wurde die Anlasstemperatur auf 740 °C eingestellt. Die Anlasstemperaturen für die Stahlproben P26 bis P33 fallen in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich. Andererseits lagen die Anlasstemperaturen für die Stahlproben C10 bis C12 außerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs.
Aus den Stahlproben wurden zur Bestimmung der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur Testprüflinge gewonnen. Es zeigte sich, dass deren Zugfestigkeit im Bereich von 720 bis 770 MPa lag. Diese Werte belegen, dass die Gussstahlproben in der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur einander im wesentlichen entsprechen. Weiterhin wurden aus den Stahlproben Testprüflinge zur Durchführung eines Schlagtests nach Charpy mit V-förmiger Kerbe (japanische Industriestandardvorschrift Nr. 4) gewonnen. Mit diesen wurde zur Ermittlung der Schlagabsorptionsenergie (J) bei 20 °C ein Schlagtest nach Charpy durchgeführt.
Mit weiteren aus den Gussstahlproben gewonnenen Testprüflingen wurde zur Bestimmung der zum Bruch des Testprüflings führenden Zeitstanddauer ein Zeitstandversuch bei 600 °C-147 MPa durchgeführt. Im Zentralbereich des Testprüflings einer Dicke von 500 mm wurde keine Ferritbildung festgestellt. Tabelle 6 enthält Angaben über die Ergebnisse der durchgeführten Versuche.
Wie aus Tabelle 6 hervorgeht, besitzen die Gussstähle der Prüflinge 77 bis 84 (Stahlproben P26 bis P33) eine lange Zeitstanddauer von 3189 bis 4301 h, eine hohe Schlagabsorptionsenergie von 72 bis 96 J, ausgezeichnete Dauerstandfestigkeitseigenschaften und eine hervorragende Zähigkeit. Andererseits zeigen die Gussstähle von Prüfling 85 (Stahlprobe C10), von Prüfling 86 (Stahlprobe C11) und von Prüfling 87 (Stahlprobe C12) (nur) eine kurze Zeitstanddauer von 2145, 2196 bzw. 2098 h. Diese Werte belegen, dass die betreffenden Prüflinge schlechte Dauerstandfestigkeitseigenschaften aufweisen, und zwar trotz ihrer hohen Schlagabsorptionsenergie von 120 J, 98 J bzw. 105 J.
Anschließend wurde der Gussstahl einer Zusammensetzung entsprechend der Stahlprobe P30 gemäß Beispiel 3 einer Normalglühbehandlung unterworfen. Von dem normalgeglühten Stahl, bei dessen Anlassbehandlung die Erwärmungstemperatur in verschiedener Art und Weise geändert worden war, wurde der Extraktionsrest sichergestellt, um nach der Anlassbehandlung das Massenverhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase zu bestimmen. Tabelle 7 zeigt die gewonnenen Ergebnisse.
Der Gussstahl von Prüfling 88, bei dem die Anlasstemperatur auf den unter der erfindungsgemäß einzuhaltenden Temperaturuntergrenze liegenden Wert von 690 °C eingestellt worden war, zeigte ein Massenverhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase von lediglich 0,52%. Dieses lag unter der erfindungsgemäß einzuhaltenden einschlägigen Untergrenze. Es hat sich ferner gezeigt, dass der Gussstahl von Prüfling 88, der zugegebenermaßen eine lange Zeitstanddauer von 1722 h aufwies, eine ausgesprochen niedrige Schlagabsorptionsenergie von nur 29 J aufwies. Dies belegt, dass dieser Gussstahl eine schlechte Schlagbeständigkeit besitzt.
Der Gussstahl von Prüfling 91, bei dem die Anlasstemperatur auf einen über der erfindungsgemäß einzuhaltenden einschlägigen Temperaturobergrenze liegenden Wert von 790 °C eingestellt worden war, zeigte ein über der erfindungsgemäß einzuhaltenden einschlägigen Obergrenze liegenden Wert für das Massenverhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase von 1,10. Es hat sich ferner gezeigt, dass der Gussstahl von Prüfling 91, der zwar eine ausgezeichnete Schlagabsorptionsenergie von 150 J und damit eine hervorragende Schlagbeständigkeit auf wies, eine ausgesprochen kurze Zeitstanddauer von nur 508 h und damit eine sehr schlechte Dauerstandfestigkeit besaß.
Andererseits wurden bei den Gussstählen von Prüfling 89 (Anlasstemperatur: 720 °C) und von Prüfling 90 (Anlasstemperatur: 740 °C), bei denen die Anlasstemperaturen in den erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereich fielen, Massenverhältnisse ausgeschiedene Phasel/Matrixphase von 0,65 bzw. 0,89%, hervorragende Dauerstandfestigkeitseigenschaften (1690 h bzw. 1329 h) und eine hervorragende Schlagbeständigkeit (72 J bzw. 95 J) gefunden.
Wie bereits ausgeführt, hat es sich gezeigt, dass bei der Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses unter Einhaltung einer Normalglühtemperatur innerhalb eines vorgegebenen Temperaturbereichs und einer Anlasstemperatur innerhalb eines vorgegebenen Temperaturbereichs Stahlproben P26 bis P33 jeweils einer Zusammensetzung innerhalb eines erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs keinen Anlass für eine Ferritbildung selbst in dicken Bereichen liefern und eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur aufweisen, die im wesentlichen derjenigen der Stahlproben C10 bis C12, die in ihrer Zusammensetzung nicht innerhalb des erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereichs liegen, entspricht. Darüber hinaus besitzen obige Stahlproben P26 und P33 hervorragende Dauerstandfestigkeitseigenschaften und eine ausgezeichnete Zähigkeit.
Wie zuvor detailliert beschrieben, wird erfindungsgemäß ein wärmebeständiger Stahlguss hervorragender mechanischer Eigenschaften in einer Umgebung, die von Hochtemperaturdampf durchströmt wird, sowie wirtschaftlicher Gestehungskosten bereitgestellt. Ferner wird ein Verfahren zur Herstellung des betreffenden wärmebeständigen Stahlgusses angegeben. Folglich besitzt das unter Verwendung des erfindungsgemäßen wärmebeständigen Stahlgusses hergestellte Dampfturbinengehäuse oder Dampfturbinenventilgehäuse eine hohe Zuverlässigkeit selbst unter drastischen Hochtemperaturdampfbedingungen. Auf diese Weise sind ausgesprochen gute Effekte zu erzielen. So trägt beispielsweise die vorliegende Erfindung zur Verbesserung der Leistung, des Betriebs und der Wirtschaftlichkeit der Dampfturbine bei.

Claims

Wärmebeständiger Stahlguss, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,01 bis 0,1 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, zum Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich von nicht mehr als 0,2 Masse-% Ni, nicht mehr als 0,03 Masse-% P und nicht mehr als 0,01 Masse-% S enthält und ein durch die später folgende Gleichung (1) definiertes B-Äquivalent von nicht mehr als 0,02 Masse-%, ein durch die später folgende Gleichung (2) definiertes Mo-Äquivalent im Bereich von 1,4 bis 2,0 Masse-% und ein durch die später folgende Gleichung (3) definiertes C-Äquivalent von nicht kleiner als 0,65 Masse-% aufweist: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 (3)wobei eine aus einem Carbid vom Typ M₂₃C₆ und vom Typ M₇C₃ sowie einem Carbonitrid vom Typ MX bestehende ausgeschiedene Phase ein Ausscheidungsgefüge in einer Matrixphase bildet und das Verhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase im Bereich von 0,60 bis 1,00 Masse-% liegt.
Wärmebeständiger Stahlguss nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,23 bis 0,27 Masse-% V und ferner 0,005 bis 0,01 Masse-% Ti enthält.
Wärmebeständiger Stahlguss nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,25 bis 0,3 Masse-% V enthält.
Wärmebeständiger Stahlguss, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,4 bis 0,7 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, zum Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich von nicht mehr als 0,5 Masse-% Ni, von nicht mehr als 0,03 Masse-% P und von nicht mehr als 0,01 Masse-% S enthält und ein durch die später folgende Gleichung (1) definiertes B-Äquivalent von nicht mehr als 0,02 Masse-%, ein durch die später folgende Gleichung (2) definiertes Mo-Äquivalent im Bereich von 1,4 bis 2,0 Masse-% und ein durch die später folgende Gleichung (3) definiertes C-Äquivalent von nicht kleiner als 0,65 Masse-% aufweist: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 (3)wobei eine aus einem Carbid vom Typ M₂₃C₆ und vom Typ M₇C₃ sowie einem Carbonitrid vom Typ MX bestehende ausgeschiedene Phase ein Ausscheidungsgefüge in einer Matrixphase bildet und das Verhältnis ausgeschiedene Phase/Matrixphase im Bereich von 0,60 bis 1,00 Masse-% liegt.
Wärmebeständiger Stahlguss nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Masse-% und der Ti-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,025 Masse-% liegt.
Wärmebeständiger Stahlguss nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt im Bereich von 0,25 bis 0,3 Masse-% liegt.
Verfahren zur Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses in folgenden Stufen: Halten eines Gussmaterials, welches 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,01 bis 0,1 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, zum Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich von 0,2 Masse-% oder weniger Ni, von 0,03 Masse-% oder weniger P und von 0,01 Masse-% S enthält und ein durch die später folgende Gleichung (1) definiertes B-Äquivalent von 0,02 Masse-% oder weniger, ein durch die später folgende Gleichung (2) definiertes Mo-Äquivalent von 1,4 bis 2,0 Masse-% und ein durch die später folgende Gleichung (3) definiertes C-Äquivalent von 0,65 Masse-% oder mehr aufweist: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 (3)in einem Temperaturbereich von 1030 °C bis 1070 °C, anschließend Abschrecken des erwärmten Gussmaterials, und Anlassen des Gussmaterials bei 680 bis 740 °C.
Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Gussmaterial 0,23 bis 0,27 Masse-% V und ferner 0,005 bis 0,01 Masse-% Ti enthält und das Anlassen bei 720 bis 780 °C erfolgt .
Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Gussmaterial 0,25 bis 0,3 Masse-% V enthält und das Anlassen bei 680 bis 740 °C erfolgt.
Verfahren zur Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses in folgenden Stufen: Halten eines Gussmaterials, welches 0,15 bis 0,30 Masse-% C, 0,1 bis 0,30 Masse-% Si, 0,4 bis 0,7 Masse-% Mn, 2,0 bis 2,5 Masse-% Cr, 0,3 bis 0,8 Masse-% Mo, 0,23 bis 0,3 Masse-% V, 1,6 bis 2,6 Masse-% W, 0,005 bis 0,03 Masse-% N, 0,001 bis 0,004 Masse-% B, zum Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich von 0,5 Masse-% oder weniger Ni, von 0,03 Masse-% oder weniger P und von 0,01 Masse-% S enthält und ein durch die später folgende Gleichung (1) definiertes B-Äquivalent von 0,02 Masse-% oder weniger, ein durch die später folgende Gleichung (2) definiertes Mo-Äquivalent von 1,4 bis 2,0 Masse-% und ein durch die später folgende Gleichung (3) definiertes C-Äquivalent von 0,65 Masse-% oder mehr aufweist: B-Äquivalent = B + 0,5N (1) Mo-Äquivalent = Mo + 0,5W (2) C-Äquivalent = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/15 + V/14 (3)bei einer Temperatur im Bereich von 1030 °C bis 1070 °C, anschließendes Härten des erwärmten Gussmaterials und Anlassen des Gussmaterials bei 680 bis 740 °C.
Verfahren zur Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt in den Bereich von 0,23 bis 0,25 Masse-% und der Ti-Gehalt in den Bereich von 0,01 bis 0,0025 Masse-% fällt und das Anlassen bei einer Temperatur im Bereich von 720 °C bis 780 °C durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung eines wärmebeständigen Stahlgusses nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt im Bereich von 0,25 bis 0,3 Masse-% liegt und das Anlassen bei einer Temperatur im Bereich von 680 °C bis 740 °C durchgeführt wird.