DE10124393A1 - Hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur thermischen Behandlung von hitzebeständigem Stahl, und Kompenten aus hitzebeständigem Stahl - Google Patents
Hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur thermischen Behandlung von hitzebeständigem Stahl, und Kompenten aus hitzebeständigem StahlInfo
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Abstract
Hitzebeständiger Stahl, bestehend aus 0,15 C 0,30 Gew.-%, 0,05 Si 0,3 Gew.-%, 0,01 Mn 0,7 Gew.-%, 1,8 Cr 2,5 Gew.-%, 1,5 W 2,5 Gew.-%, 0,005 N 0,03 Gew.-%, 0,001 B 0,015 Gew.-%, 0,15 V 0,35 Gew.-%, 0 Ti 0,03 Gew.-%, 0 Nb 0,08 Gew.-%, 0 Mo 0,8 Gew.-%, 0 X 3,0 Gew.-%, worin X entweder Ni oder Cu bedeutet, und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest; und ein hitzebeständiger Stahl, erhalten durch Unterwerfen der hitzebeständigen Stähle einer Hitzebehandlung, umfassend die Schritte: Normalisieren des hitzebeständigen Stahls und Ölkühlen des normalisierten hitzebeständigen Stahls auf eine Temperatur von 300 DEG C oder niedriger. Diese hitzebeständigen Stähle besitzen sowohl eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit als auch Schlageigenschaften.
Description
Diese Erfindung betrifft hitzebeständigen Stahl. Genauer
betrifft diese Erfindung hitzebeständige Materialien, die für
Anwendungen geeignet sind, bei denen hohe Hitzebeständigkeit
und gute mechanische Festigkeit benötigt werden, wie
Dampfturbinenrotoren.
Früher wurde niedriglegierter hitzebeständiger Stahl wie
1Cr-1Mo-0,25-V-Stahl, und hochlegierter hitzebeständiger
Chromstahl wie 12Cr-1Mo-VNbN-Stahl häufig verwendet, um
Komponenten von Wärmekraftwerken herzustellen, die hohen
Temperaturen widerstehen müssen. In den letzten Jahren wurden
jedoch häufiger höhere Dampftemperaturen während des Betriebs
von Wärmekraftwerken verwendet, so daß die Verwendung von
hochlegiertem hitzebeständigem Chromstahl, der
niedriglegierter hitzebeständigem Stahl bzgl. Festigkeit und
Umgebungseinflüssen überlegen ist, zugenommen hat. Es ist
durch die Verwendung solcher hochfesten Stähle möglich
geworden, Kraftwerke mit einer höheren Leistung zu
konstruieren.
Wärmekraftwerke müssen heutzutage sowohl eine hohe
thermische Effizienz besitzen und äußerst profitabel sein. Es
ist deshalb für Komponenten dieser Kraftwerke essentiell
geworden, daß sie gleiche oder bessere mechanische
Eigenschaften und Verarbeitbarkeit, als die üblicherweise
verwenden besitzen, und außerdem müssen sie äußerst
profitabel sein.
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, hitzebeständigen
Stahl bereitzustellen, der selbst bei hoher Dampftemperatur
stabil ist und äußerst profitabel ist.
Wir haben Untersuchungen durchgeführt, um
niedriglegierten hitzebeständigen Stahl mit
Hochtemperaturfestigkeit, die mit der von hochlegiertem
hitzebeständigem Chromstahl vergleichbar ist zu entwickeln,
und haben als Ergebnis letztendlich diese Erfindung gemacht.
Ein erster erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl
besteht aus: 0,15 ≦ C ≦ 0,30 Gew.-%, 0,05 ≦ Si ≦ 0,3 Gew.-%,
0,01 ≦ Mn ≦ 0,7 Gew.-%, 1,8 ≦ Cr ≦ 2,5 Gew.-%, 1,5 ≦ W ≦ 2,5 Gew.-%,
0,005 ≦ N ≦ 0,03 Gew.-%, 0,001 ≦ B ≦ 0,015 Gew.-%,
0,15 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%, 0 ≦ Ti ≦ 0,03 Gew.-%, 0 ≦ Nb ≦ 0,08 Gew.-%,
0 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%, 0 ≦ X ≦ 3,0 Gew.-%, worin X
entweder Ni oder Cu ist.
Ein zweiter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
der obige erste hitzebeständige Stahl, worin: 0,15 ≦ V 0,23 Gew.-%,
0,01 ≦ Ti ≦ 0,02 Gew.-%, und 0,01 ≦ Nb ≦ 0,08 Gew.-%.
Ein dritter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
der obige erste hitzebeständige Stahl, worin 0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
0,02 ≦ Ti ≦ 0,03 Gew.-%, und kein Nb außer
unvermeidbaren Verunreinigen vorhanden ist.
Ein vierter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
der obige erste hitzebeständige Stahl, worin: 0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
und weder Ti noch Nb außer unvermeidbaren
Verunreinigungen vorhanden ist.
Ein fünfter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
mindestens einer der obigen zweiten bis vierten
hitzeständigen Stähle, worin kein Mo außer unvermeidbaren
Verunreinigungen vorhanden ist.
Ein sechster erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl
ist mindestens einer der obigen zweiten bis vierten
hitzebeständigen Stähle, worin 0,3 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%.
Ein siebter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
mindestens einer der obigen zweiten bis sechsten
hitzebeständigen Stähle, worin weder Ni noch Cu außer
unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist.
Ein achter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist
mindestens einer der obigen zweiten bis sechsten
hitzebeständigen Stähle, worin 0,1 ≦ X ≦ 3,0 Gew.-%.
Ein neunter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl
wird erhalten durch Unterwerfen mindestens einen der obigen
ersten bis achten hitzebeständigen Stähle einer
Hitzebehandlung, umfassend die Schritte: Normalisieren des
hitzebeständigen Stahls, und Ölkühlen des normalisierten
hitzebeständigen Stahls auf einer Temperatur von 300°C oder
niedriger.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung wird
ein hitzebeständiger Stahl gemäß mindestens einem der obigen
ersten bis neunten hitzebeständigen Stähle für die
Herstellung von Dampfturbinenrotoren verwendet.
Die erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle besitzen
chemische Zusammensetzungen, die in die unten beschriebenen
Bereiche fallen. Nachstehend bedeutet "%": "Gewichtsprozent"
sofern nichts anderes angegeben ist.
C stellt Härtbarkeit sicher und ist außerdem ein
wichtiger Bestandteil von Carbiden, die an der
Ausscheidungshärtung beteiligt sind. In den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen können sich die obigen Eigenschaften
von C nicht vollständig ausbilden, wenn der Kohlenstoffgehalt
kleiner als 0,15% ist. Andererseits erleichtern
Kohlenstoffgehalte über 0,30% nicht nur die Koagulation von
Carbiden, sondern sie erhöhen auch die Segregation, die
auftritt, wenn die Stähle verfestigt werden. Aus diesem Grund
ist der Kohlenstoffgehalt bevorzugt im Bereich von 0,15 bis
0,30%.
Si dient als ein Reduktionsmittel und erhöht außerdem
den Widerstand gegenüber Wasserdampfoxidation. Jedoch
vermindern hohe Si-Gehalte die Zähigkeit (toughness) und
erleichtern das Auftreten von Sprödigkeit. Deshalb ist es
bevorzugt, den Si-Gehalt so gering wie möglich zu machen. In
den erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stählen können sich
die obigen vorteilhaften Eigenschaften von Si kaum
entwickeln, wenn der Si-Gehalt größer als 0,3% ist. Deshalb
ist der Si-Gehalt bevorzugt im Bereich von 0,05 bis 0,3%.
Mn ist ein Element mit einem Entschweflungseffekt.
Jedoch kann dieser Effekt nicht beobachtet werden, wenn der
Mn-Gehalt kleiner als 0,01% ist. Andererseits erniedrigt die
Zugabe von mehr als 0,7% Mn die Kriechfestigkeit. Der Mn-
Gehalt ist deshalb bevorzugt im Bereich von 0,01 bis 0,7%.
Cr verleiht nicht nur Widerstandsfähigkeit gegenüber
Oxidation und Korrosion, sondern ist auch ein wichtiger
Bestandteil von Ausscheidungen, die an der
Ausscheidungshärtung beteiligt sind. In den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen können sich die obigen Eigenschaften
von Cr nicht genügend entwickeln, wenn der Cr-Gehalt kleiner
als 1,8% ist, wohingegen die Zähigkeit erniedrigt wird, wenn
der Cr-Gehalt größer als 2,5% ist. Aus diesem Grund ist der
Cr-Gehalt bevorzugt im Bereich von 1,8 bis 2,5%.
W ist an der Fest-Lösungshärtung beteiligt und dient
auch als Substituent von Carbiden bei der
Ausscheidungshärtung. Damit die Menge an fester Lösung über
einen längeren Zeitraum groß ist, ist es notwendig 1,5% oder
mehr W zuzugeben. Jedoch, wenn der W-Gehalt größer als 2,5%
ist, wird die Zähigkeit erniedrigt und die Bildung von Ferrit
erleichtert. Aus diesem Grund ist der W-Gehalt bevorzugt im
Bereich von 1,5 bis 2,5%.
N ist an der Ausscheidungshärtung durch Bildung von
Nitriden oder Carbonitriden beteiligt. Außerdem ist N, das in
der Mutterphase bleibt, an der Fest-Flüssighärtung beteiligt.
In den erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stählen können
diese Eigenschaften von N sich nicht ausbilden, wenn der N-
Gehalt niedriger als 0,05% ist. Andererseits, wenn der N-
Gehalt 0,03% oder größer ist, wird die Vergröberung von
Nitriden oder Carbonitriden erleichtert, was die
Kriechfestigkeit erniedrigt, und was auch die Bildung von
groben Produkten erleichtert. Aus diesem Grund ist der
Stickstoffgehalt bevorzugt im Bereich von 0,005% bis 0,03%.
B verbessert die Härtbarkeit und stabilisiert
Carbonitride bei höheren Temperaturen über einen längeren
Zeitraum, selbst wenn die zugegebene Menge an B extrem klein
ist. In den erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stählen werden
diese Effekte beobachtet, wenn der B-Gehalt 0,001% oder höher
ist. In diesem Fall kann die Vergröberung von Carbiden, die
an den Korngrenzen oder in der Nähe davon ausfallen,
verhindert werden. Jedoch, wenn der B-Gehalt größer als
0,015% ist, wird die Bildung von groben Produkten
erleichtert. Aus diesem Grund ist der B-Gehalt bevorzugt im
Bereich von 0,001 bis 0,015%.
V ist an der Fest-Lösungshärtung und trägt zur Bildung
von feinen Carbonitriden bei. In den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen scheiden sich feine Carbonitride
vollständig aus und unterdrücken die Erholung (recovery),
wenn 0,15% oder mehr V zugegeben wird. Jedoch, wenn der V-
Gehalt größer als 0,35% ist, wird in den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen nicht nur die Zähigkeit verringert,
sondern auch die Vergröberung von Carbonitriden erleichtert.
Deshalb ist der V-Gehalt bevorzugt im Bereich von 0,15 bis
0,35%. Im Fall, daß V in Kombination mit Nb zugegeben wird,
kann, wenn der V-Gehalt 0,23% übersteigt, die Zähigkeit
vermindert, und gleichzeitig die Vergröberung von
Carbonitriden erleichtert werden. Deshalb ist der V-Gehalt in
diesem Fall bevorzugt im Bereich von 0,15 bis 0,23%. Im Fall,
daß kein Nb außer unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden
ist, kann es notwendig sein, daß der V-Gehalt größer als
0,23% ist, um eine hohe Ausscheidungsdichte von feinen
Carbonitriden sicherzustellen, die am Ausscheidungshärten
beteiligt sind. Aus diesem Grund, für den Fall, daß kein Nb
außer unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist, ist der
V-Gehalt bevorzugt im Bereich von 0,23 ≦ V ≦ 0,35%.
Ti wirkt als Reduktionsmittel und trägt zur Bildung von
feinen Carbonitriden bei. In den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen können diese Eigenschaften von Ti
beobachtet werden, wenn der Ti-Gehalt 0,01% oder größer ist.
Jedoch führt in den erfindungsgemäßen hitzebeständigen
Stählen ein Ti-Gehalt von mehr als 0,03% nicht nur zu einer
Verminderung der Zähigkeit, sondern erleichtert auch die
Vergröberung von Carbonitriden. Deshalb ist der Ti-Gehalt in
der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0 bis 0,03%,
bevorzugt im Bereich von 0,01 bis 0,03%. Jedoch, wenn Ti in
Kombination mit Nb zugegeben wird, ist die Bildung von groben
Carbonitriden erleichtert, wenn der Ti-Gehalt höher als 0,02%
ist. Deshalb ist der Ti-Gehalt in diesem Fall bevorzugt 0,01
bis 0,02%. Wenn kein Nb außer unvermeidbaren Verunreinigungen
vorhanden ist, ist es bevorzugt, daß der Ti-Gehalt größer als
0,02% ist, um eine hohe Ausscheidungsdichte von feinen
Carbonitriden für das Ausscheidungshärten sicherzustellen.
Aus diesem Grund ist der Ti-Gehalt wenn kein Nb außer
unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist, bevorzugt im
Bereich von 0,02 ≦ Ti ≦ 0,03%.
Nb ist Ausscheidungshärten beteiligt, da es feine
Carbonitride ergibt. Jedoch kann sich diese Eigenschaft von
Nb kaum entwickeln, wenn der Nb-Gehalt kleiner als 0,01% ist.
Andererseits wenn der Nb-Gehalt größer als 0,08% ist, steigt
die Segregation an und der Volumenanteil von grobem Nb (C, N),
das noch nicht fest-gelöst wurde, wird groß. Die Zähigkeit
und Kerbempfindlichkeit werden deshalb vermindert. Darum ist
der erfindungsgemäße Nb-Gehalt im Bereich von 0 bis 0,08%,
bevorzugt im Bereich von 0,01 bis 0,08%. Wenn Nb durch Fe
ersetzt wird, kann die obige Eigenschaft von Nb nicht
beobachtet werden. Jedoch ist es in den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen möglich, die Bildung von
Carbonitriden durch Zugabe von V und/oder Ti in einer
erhöhten Menge zu erreichen.
Mo ist als ein Element wichtig, das an der
Festflüssighärtung partizipiert, und auch als ein
konstituierendes Element von Carbiden. Diese Eigenschaften
von Mo werden vollständig entwickelt, wenn der Mo-Gehalt 0,3%
oder größer ist. In den erfindungsgemäßen hitzebeständigen
Stählen vermindert ein Mo-Gehalt von 0,8% oder mehr jedoch
nicht nur die Zähigkeit sondern erleichtert auch die Bildung
von Ferrit. Der erfindungsgemäße Mo-Gehalt ist deshalb im
Bereich von 0 bis 0,8%, bevorzugt im Bereich von 0,3 bis
0, 8%.
Ni oder Cu verbessern die Härtbarkeit bzw. Zähigkeit. In
den erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stählen können diese
Eigenschaften von Ni oder Cu beobachtet werden, wenn der Ni-
oder Cu-Gehalt 0,1% oder mehr ist. Jedoch vermindern Ni- oder
Cu-Gehalte größer als 3,0% die Dauerstandkriechgrenze oder
die Schmiedbarkeit. Deshalb ist es in den erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stählen nicht notwendig, daß Ni oder Cu
vorhanden sind, und der Ni- oder Cu-Gehalt ist im Bereich von
0 bis 3,0%, bevorzugt im Bereich von 0,1 bis 3,0%.
Bezüglich der Verunreinigungen, die in die Stähle
gelangen, wenn die oben beschriebenen Elemente zu Fe, dem
Hauptelement, gegeben werden, ist es bevorzugt, ihre Menge so
niedrig wie möglich zu machen.
Im folgenden wird beschrieben, warum die obigen
hitzebeständigen Stähle bevorzugt einer Behandlung
unterworfen werden, das die Schritte umfaßt: Normalisieren
des hitzebeständigen Stahls und Ölkühlen des normalisierten
hitzebeständigen Stahls auf eine Temperatur von 300°C oder
niedriger.
Die erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle enthalten
relativ große Mengen an Ferrit-bildenden Elementen, so daß
sie im Vergleich zu üblichen Stählen Ferrit schneller
entwickeln können. Deshalb, wenn die erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle, nachdem sie normalisiert wurden, in
Luft abgekühlt werden, wie im Fall von üblichen
hitzebeständigen Stählen, wird Ferrit, das nachteilige
Auswirkungen auf strukturelle Stabilität und Eigenschaften
ausübt, während des Abkühlungsschritts gebildet. Um dieses
Phänomen zu vermeiden, wird eine Behandlung wie Ölkühlen nach
der Normalisierungsbehandlung in der Erfindung durchgeführt.
Außerdem wird die Umwandlung der Struktur der
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle in Bainit bei
ungefähr 300°C vervollständigt, so daß es möglich wird,
hitzebeständige Stähle mit einer stabileren metallischen
Struktur zu erhalten, wenn die erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle auf diese Temperatur oder niedriger
abgekühlt werden.
In der Erfindung wird die Normalisierungsglühbehandlung
auf die Weise ausgeführt, daß der hitzebeständige Stahl auf
eine Temperatur zwischen 950°C und 1070°C, bevorzugt auf
970°C bis 1070°C, für eine vorherbestimmte Zeitdauer erhitzt
wird. Wenn der hitzebeständige Stahl auf einer Temperatur
kleiner als 950°C erhitzt wird, verbleiben grobe
Carbonitride, die sich noch nicht gelöst haben. Andererseits,
wenn der hitzebeständige Stahl auf eine Temperatur größer als
1070°C erhitzt wird, entwickelt der Stahl schädliches
δ-Ferrit. Aus diesem Grund ist der obige Temperaturbereich
bevorzugt.
Die Erfindung wird nun durch die folgenden Beispiele
genauer beschrieben, worin hitzebeständige Stähle mit
chemischen Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 verwendet
wurden.
30 kg einer Stahlprobe wurde Vakuuminduktionsschmelzen
und dann Gießen unterworfen. Der Gußblock wurde bei einer
hohen Temperatur geschmiedet, geglüht, und dann normalisiert.
Anschließend wurde Öl-abgeschreckt, gefolgt von tempern. Die
chemischen Zusammensetzungen der auf diese Weise erhaltenen
Stähle sind in Tabelle 1 gezeigt.
Von den in der Tabelle angegebenen hitzebeständigen
Stählen handelt es sich bei F1 bis P8 um hitzebeständige
Stähle, deren chemischen Zusammensetzungen in die
erfindungsgemäßen Bereiche fallen (nachstehend als
erfindungsgemäße hitzebeständige Stähle bezeichnet), und C1,
C2, C4 und C5 sind hitzebeständige Stähle, deren chemische
Zusammensetzungen nicht in die erfindungsgemäßen Bereiche
fallen (nachstehend als hitzebeständige Vergleichsstähle
bezeichnet). Diese Stähle wurden alle auf eine Zugspannung
von ungefähr 750 MPa eingestellt.
Die Zeitstandzeit dieser hitzebeständigen Stähle,
gemessen durch Durchführen eines Zeitstandversuchs, ist in
Tabelle 2 angegeben. Der Bruch der erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle dauert länger als das der
hitzebeständigen Vergleichsstähle C1, C2, C4 und C5. Die
Schlagaufnahmeenergien der hitzebeständigen Stähle, bestimmt
durch Durchführen eines Charpy-Schlagtests bei einer
Temperatur von 20°C, sind in Tabelle 2 angegeben. Die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle zeigten höhere
Schlagaufnahmeenergien verglichen mit den hitzebeständigen
Vergleichsstählen C1, C2, C4 und C5.
Die oben beschriebenen Resultate zeigen, daß die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle deutlich besser in
ihrer Zeitstandeigenschaft und Schlageigenschaft als die
hitzebeständigen Vergleichsstähle sind, wenn sie unter der
gleichen Zugspannung stehen.
Dieses Beispiel zeigt die hervorragenden Eigenschaften
der erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle, worin kein Nb
und kein Ni oder Cu vorhanden ist, mit Ausnahme von
unvermeidbaren Verunreinigungen.
Das gleiche Herstellungsverfahren wie in Beispiel 1
wurde angewendet, um hitzebeständige Stähle zu erhalten. Die
chemischen Zusammensetzungen dieser Stähle sind in Tabelle 1
angegeben.
Von den in der Tabelle angegebenen hitzebeständigen
Stählen handelt es sich bei P9 bis P18 um hitzebeständige
Stähle, deren chemischen Zusammensetzungen in die
erfindungsgemäßen Bereiche fallen (nachstehend als
erfindungsgemäße hitzebeständige Stähle bezeichnet), und
C1 bis C3, C6 und C7 sind hitzebeständige Stähle, deren
chemische Zusammensetzungen nicht in die erfindungsgemäßen
Bereiche fallen (nachstehend als hitzebeständige
Vergleichsstähle bezeichnet). Diese Stähle wurden alle auf
eine Zugspannung von ungefähr 750 MPa eingestellt.
Die Zeitstandzeit dieser hitzebeständigen Stähle,
gemessen durch Durchführen eines Zeitstandversuchs, ist in
Tabelle 2 angegeben. Der Bruch der erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle dauert länger als das der
hitzebeständigen Vergleichsstähle C1 bis C3, C6 und C7. Die
Schlagaufnahmeenergien der hitzebeständigen Stähle, bestimmt
durch Durchführen eines Charpy-Schlagtests bei einer
Temperatur von 20°C, sind in Tabelle 2 angegeben. Die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle zeigten höhere
Schlagaufnahmeenergien verglichen mit den hitzebeständigen
Vergleichsstählen C1 bis C3, C6 und C7.
Die oben beschriebenen Resultate zeigen, daß die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle deutlich besser in
ihrer Zeitstandeigenschaft und Schlageigenschaft als die
hitzebeständigen Vergleichsstähle sind, wenn sie unter der
gleichen Zugspannung stehen.
Das gleiche Herstellungsverfahren wie Beispiel 1 wurde
angewendet, um hitzebeständige Stähle zu erhalten. Die
chemischen Zusammensetzungen dieser Stähle sind in Tabelle 1
angegeben.
Von den in der Tabelle gezeigten hitzebeständigen
Stählen handelt es sich bei P19 bis P24 um hitzebeständige
Stähle, deren chemischen Zusammensetzungen in die
erfindungsgemäßen Bereiche fallen (nachstehend als
erfindungsgemäße hitzebeständige Stähle bezeichnet), und C1
bis C9 sind hitzebeständige Stähle, deren chemische
Zusammensetzungen nicht in die erfindungsgemäßen Bereiche
fallen (nachstehend als hitzebeständige Vergleichsstähle
bezeichnet). Diese Stähle wurden alle auf eine Zugspannung
von ungefähr 750 MPa eingestellt.
Die Zeitstandzeit dieser hitzebeständigen Stähle,
gemessen durch Durchführen eines Zeitstandversuchs, und die
Schlagaufnahmeenergien der hitzebeständigen Stähle, bestimmt
durch Durchführen eines Charpy-Schlagtests bei einer
Temperatur von 20°C, sind in Tabelle 2 angegeben. Die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle sind besser als die
Vergleichsstähle sowohl hinsichtlich der Bruchzeit als auch
der Schlagaufnahmeenergien, oder zumindest hinsichtlich der
Schlagaufnahmeenergie, selbst wenn sie schlechter als die
Vergleichsstähle in der Bruchzeit sind.
Die oben beschriebenen Resultate zeigen, daß die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle deutlich besser in
ihrer Zeitstandeigenschaft und Schlageigenschaft als die
hitzebeständigen Vergleichstähle sind, wenn sie unter der
gleichen Zugspannung stehen; oder die erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle besitzen deutlich erhöhte
Schlagaufnahmeenergien als die Vergleichsstähle.
Dieses Beispiel dient zur Erklärung, warum die
hitzebeständigen Stähle bevorzugt auf eine Temperatur von
300°C oder niedriger ölgekühlt werden. Die erfindungsgemäßen
hitzebeständigen Stähle P1, P7, P9, P16, P19 und P22, und der
beständige Vergleichsstahl C1, wurden einer Härtebehandlung
unterworfen, die die Schritte umfaßt: Erhitzen des
hitzebeständigen Stahls auf 1050°C und Öl- oder Luftkühlen
auf eine Temperatur von 300°C oder niedriger. Die Strukturen
der so behandelten hitzebeständigen Stähle sind in Tabelle 3
gezeigt.
Der erfindungsgemäße hitzebeständige Stahl P1, und der
hitzebeständige Vergleichsstahl C1, selbst wenn sie lediglich
eine kleine Menge eines Ferrit-bildenden Elements enthielten,
entwickelten kein α-Ferrit, selbst wenn sie in Luft
abgekühlt wurden. P7, P9, P16, P19 und P22, die alle eine
relativ große Menge eines Ferrit-bildenden Elements enthielt,
ergaben sowohl Bainit als auch Ferrit, wenn sie in Luft
abgekühlt wurden. Diese erfindungsgemäßen hitzebeständigen
Stähle entwickelten lediglich Bainit, wenn sie Ölkühlen nach
der Normalisierungshitzebehandlung unterworfen wurden.
Es kann deshalb geschlossen werden, daß die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle nie Ferrit
entwickeln, sondern gleichmäßig Bainit entwickeln, wenn sie
dem erfindungsgemäßen Hitzebehandlungsverfahren unterworfen
werden.
Die erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle können
aufgrund ihrer großen Hitzebeständigkeit und guten
mechanischen Festigkeit für eine Vielzahl von Anwendungen
verwendet werden. Es ist besonders bevorzugt, die
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle als Materialen zur
Herstellung von Dampfturbinenrotoren zu verwenden. In diesem
Fall können die Zusammensetzungen der hitzebeständigen Stähle
und die Bedingungen, unter denen die Stähle normalisiert
werden, in den oben angegebenen Bereichen verändert werden,
abhängig von verschiedenen Eigenschaften, Verarbeitbarkeit,
Haltbarkeit, Profitabilität, usw. die für Materialien
benötigt werden, die zur Herstellung von Dampfturbinenrotoren
verwendet werden.
Die hitzebeständigen Stähle, deren chemische
Zusammensetzung sich in den erfindungsgemäßen Bereichen
befinden, und Dampfturbinenrotoren, die aus den
erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stählen hergestellt
wurden, die mit dem erfindungsgemäßen
Hitzebehandlungsverfahren behandelt wurden, besitzen
hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und
Schlageigenschaften. Diese Erfindung kann deshalb Leistung,
Betriebsbedingungen und Profitabilität von
Dampfturbinenrotoren verbessern, was zeigt, daß diese
Erfindung industriell vorteilhaft ist.
Claims (10)
1. Hitzebeständiger Stahl bestehend aus:
0,15 ≦ C ≦ 0,30 Gew.-%,
0,05 ≦ Si 50,3 Gew.-%,
0,01 ≦ Mn 0,7 Gew.-%,
1,8 ≦ Cr 2,5 Gew.-%,
1,5 ≦ W 2,5 Gew.-%,
0,005 ≦ N ≦ 0,03 Gew.-%,
0,001 ≦ B ≦ 0,015 Gew.-%,
0,15 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
0,15 ≦ Ti ≦ 0,03 Gew.-%,
0 ≦ Nb ≦ 0,08 Gew.-%,
0 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%,
0 ≦ X 53,0 Gew.-%,
worin X entweder Ni oder Cu bedeutet,
und Fe und unvermeidliche Verunreinigungen als Rest.
0,15 ≦ C ≦ 0,30 Gew.-%,
0,05 ≦ Si 50,3 Gew.-%,
0,01 ≦ Mn 0,7 Gew.-%,
1,8 ≦ Cr 2,5 Gew.-%,
1,5 ≦ W 2,5 Gew.-%,
0,005 ≦ N ≦ 0,03 Gew.-%,
0,001 ≦ B ≦ 0,015 Gew.-%,
0,15 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
0,15 ≦ Ti ≦ 0,03 Gew.-%,
0 ≦ Nb ≦ 0,08 Gew.-%,
0 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%,
0 ≦ X 53,0 Gew.-%,
worin X entweder Ni oder Cu bedeutet,
und Fe und unvermeidliche Verunreinigungen als Rest.
2. Hitzebeständiger Stahl gemäß Anspruch 1, worin
0,15 ≦ V ≦ 0,23 Gew.-%,
0,01 ≦ Ti 0,02 Gew.-%, und
0,01 ≦ Nb 0,08 Gew.-%.
0,15 ≦ V ≦ 0,23 Gew.-%,
0,01 ≦ Ti 0,02 Gew.-%, und
0,01 ≦ Nb 0,08 Gew.-%.
3. Hitzebeständiger Stahl gemäß Anspruch 1, worin
0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
0,02 ≦ Ti 0,03 Gew.-%,
und kein Nb vorhanden ist, mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungen.
0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
0,02 ≦ Ti 0,03 Gew.-%,
und kein Nb vorhanden ist, mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungen.
4. Hitzebeständiger Stahl gemäß Anspruch 1, worin
0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
und kein Ti oder Nb vorhanden ist mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungen.
0,23 ≦ V ≦ 0,35 Gew.-%,
und kein Ti oder Nb vorhanden ist mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungen.
5. Hitzebeständiger Stahl gemäß mindestens einem der
Ansprüche 2 bis 4, worin kein Mo vorhanden ist mit Ausnahme
von unvermeidbaren Verunreinigungen.
6. Hitzebeständiger Stahl gemäß einem der Ansprüche 2 bis
4, worin
0,3 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%.
0,3 ≦ Mo ≦ 0,8 Gew.-%.
7. Hitzebeständiger Stahl gemäß mindestens einem der
Ansprüche 2 bis 6, worin kein Ni oder Cu vorhanden ist mit
Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungen.
8. Hitzebeständiger Stahl gemäß mindestens einem der
Ansprüche 2 bis 6, worin
0,1 ≦ X ≦ 3,0 Gew.-%.
0,1 ≦ X ≦ 3,0 Gew.-%.
9. Hitzebeständiger Stahl, erhalten durch Unterwerfen eines
hitzebeständigen Stahls gemäß mindestens einem der Ansprüche
1 bis 8 einer Hitzebehandlung, umfassend die Schritte:
Normalisieren des hitzebeständigen Stahls und Ölkühlen des normalisierten hitzebeständigen Stahls auf eine Temperatur von 300°C oder niedriger.
Normalisieren des hitzebeständigen Stahls und Ölkühlen des normalisierten hitzebeständigen Stahls auf eine Temperatur von 300°C oder niedriger.
10. Verwendung des hitzebeständigen Stahls gemäß mindestens
einem der Ansprüche 1 bis 9 für die Herstellung von
Dampfturbinenrotoren.
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00-227213 | 2000-07-27 | ||
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE10124393A1 true DE10124393A1 (de) | 2002-02-21 |
DE10124393B4 DE10124393B4 (de) | 2013-02-21 |
DE10124393B8 DE10124393B8 (de) | 2013-08-14 |
Family
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- 2000-07-27 JP JP2000227213A patent/JP3955719B2/ja not_active Expired - Lifetime
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- 2000-11-30 GB GB0029247A patent/GB2365022B/en not_active Expired - Fee Related
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