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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Gebiet der Erfindung
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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.
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Stand der Technik
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Früher wurde niedriglegierter hitzebeständiger Stahl wie 1Cr-1Mo-0,25V 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.
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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.
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WO 00/36173 beschreibt einen Stahl für Rohrleitungen eines Heißwasserbereiters, der eine hervorragende Stoßnahtschweißbarkeit, Zeitbruchfestigkeit bei hohen Temperaturen und Härte aufweist. Der Stahl ist durch die folgende Zusammensetzung gekennzeichnet: 0,01 bis 0,20% C, 0,01 bis 1,0% Si, 0,10 bis 2,0% Mn, 0% oder 0,5 bis 3,5% Cr, ≤ 0,030% P, ≤ 0,010% S, ≤ 0,020% O, unter der Voraussetzung, dass 0,005 ≤ (Si%)/(Mn%) ≤ 1,5 beträgt, wenn kein Cr vorhanden ist, und 0,005 ≤ (Si%)/(Mn% + Cr%) ≤ 1,5 ist, wenn der Gehalt an Cr 0,5 bis 3,5% beträgt, sowie Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
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JP 62-192536 A beschreibt einen Rotor mit zufriedenstellender Zeitbruchfestigkeit und verbesserter Härte, der aus einer Legierung aufgebaut ist, die aus 0,1 bis 0,3 Gew.% C, ≤ 0,25 Gew.% Si, ≤ 1,3 Gew.% Mn, 1 bis 13 Gew.% Cr, 0,4 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,3 Gew.% V, 0,02 bis 0,3 Gew.% Nb und/oder Ta, ≤ 0,02 Gew.% Al und Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen als Rest besteht oder weiterhin einen oder mehrere der folgenden Bestandteile aufweist: 0,5 bis 4,0 Gew.% Ni, ≤ 2,0 Gew.% W, 0,02 bis 0,05 Gew.% N und 0,001 bis 0,04 Gew.% B.
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JP 08-246096 A offenbart einen niedriglegierten Stahl für einen Rotorkörper mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit. Der Stahl enthält 0,02 bis 0,2 Gew.% C, 0,05 bis 0,7 Gew.% Si, 0,1 bis 1,5 Gew.% Mn, 0,01 bis 1 Gew.% Ni, 0,8 bis 3,5 Gew.% Cr, 0,1 bis 3 Gew.% W, 0,01 bis 0,5 Gew.% V, 0,01 bis 0,2 Gew.% Nb, 0,005 bis 0,03 Gew.% N, 0,001 bis 0,01 Gew.% B und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest. Weiterhin kann der niedriglegierte Stahl 0,01 bis 0,2 Gew.% La, Ca, Y, Ce, Ti, Zr und/oder Ta enthalten.
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CH-PS 369481 offenbart einen Chromstahl mit erhöhter Kriechfestigkeit, der bei 1000 bis 1300°C mindestens 60% Ferrit enthält. Der Stahl weist die folgenden Bestandteile auf: 0,05 bis 0,3% C, 0,05 bis 2,0% Mn, bis 4% Ni, 0,05 bis 1,0% Si, bis 4% Co, 9 bis 20% Cr, 0,5 bis 3% W, 0,25 bis 3% Mo, 0,1 bis 2% V, wobei W, Mo und V in einer Gesamtmenge von mindestens 1,5% vorhanden sind, bis 2% Nb und Ta, bis 2% Ti, 0,001 bis 0,2% N und bis 0,05% B.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Es ist eine Aufgabe der Erfindung, hitzebeständigen Stahl bereitzustellen, der selbst bei hoher Dampftemperatur stabil ist und äußerst profitabel ist.
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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.
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Ein erster erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl besteht aus: 0,20 < 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 ≤ 0,23 Gew.%, 0,01 ≤ Ti ≤ 0,02 Gew.%, 0,01 ≤ Nb ≤ 0,08 Gew.%, 0 ≤ Mo ≤ 0,8 Gew.%, 0 ≤ X ≤ 0,49 Gew.%, worin X entweder Ni oder Cu ist.
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Ein zweiter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist der obige erste hitzebeständige Stahl, worin jedoch 0,02 < Ti ≤ 0,03 Gew.%, und kein Nb außer unvermeidbaren Verunreinigen vorhanden ist.
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Ein dritter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist der obige erste oder zweite hitzebeständige Stahl, worin kein Mo außer unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist.
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Ein vierter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist mindestens einer der obigen ersten bis zweiten hitzebeständigen Stähle, worin 0,3 ≤ Mo ≤ 0,8 Gew.%.
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Ein fünfter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist mindestens einer der obigen ersten bis vierten hitzebeständigen Stähle, worin weder Ni noch Cu außer unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist.
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Ein sechster erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl ist mindestens einer der obigen ersten bis vierten hitzebeständigen Stähle, worin 0,1 ≤ X ≤ 0,49 Gew.%.
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Ein siebter erfindungsgemäßer hitzebeständiger Stahl wird erhalten durch Unterwerfen mindestens einen der obigen ersten bis sechsten 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.
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Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung wird ein hitzebeständiger Stahl gemäß mindestens einem der obigen ersten bis siebten hitzebeständigen Stähle für die Herstellung von Dampfturbinenrotoren verwendet.
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AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Die erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle besitzen chemische Zusammensetzungen, die in die unten beschriebenen Bereiche fallen. Nachstehend bedeutet ”%”: ”Gewichtsprozent” sofern nichts anderes angegeben ist.
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(a) C
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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. Erfindungsgemäß ist der Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,20 bis 0,30%.
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(b) Si
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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%.
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(c) Mn
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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%.
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(d) Cr
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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%.
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(e) W
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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%.
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(f) N
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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%.
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(g) B
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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%.
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(h) V
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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 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 im Bereich von 0,23 < V ≤ 0,35%.
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(i) Ti
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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 0,01 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 0,01 bis 0,02%. Wenn kein Nb außer unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden ist, ist 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, im Bereich von 0,02 < Ti ≤ 0,03%.
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(j) Nb
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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.
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(k) Mo
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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%.
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(l) Ni, Cu
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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. Der Ni- oder Cu-Gehalt ist im Bereich von 0 bis 0,49%, bevorzugt im Bereich von 0,1 bis 0,49%.
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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.
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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.
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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.
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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.
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Beispiele
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Die Erfindung wird nun durch die folgenden Beispiele genauer beschrieben, worin hitzebeständige Stähle mit chemischen Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 verwendet wurden.
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<Beispiel 1>
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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.
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Von den in der Tabelle angegebenen hitzebeständigen Stählen handelt es sich bei P1 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.
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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.
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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.
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<Beispiel 2>
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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.
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Das gleiche Herstellungsverfahren wie in Beispiel 1 wurde angewendet, um hitzebeständige Stähle zu erhalten. Die chemischen Zusammensetzungen dieser Stähle sind in Tabelle 1 angegeben.
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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.
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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.
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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.
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<Beispiel 3>
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Das gleiche Herstellungsverfahren wie Beispiel 1 wurde angewendet, um hitzebeständige Stähle zu erhalten. Die chemischen Zusammensetzungen dieser Stähle sind in Tabelle 1 angegeben.
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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.
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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.
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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.
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<Beispiel 4>
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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.
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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.
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Es kann deshalb geschlossen werden, daß die erfindungsgemäßen hitzebeständigen Stähle nie Ferrit entwickeln, sondern gleichmäßig Bainit entwickeln, wenn sie dem erfindungsgemäßen Hitzebehandlungsverfahren unterworfen werden.
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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.
Tabelle 2
| | Art des Stahls | Zugspannung bei normaler Temperatur (MPa) | Zeit bis Kriechbruch bei 600°C und 196 MPa (h) | Schlagaufnahmeenergie bei 20°C (J) |
| Beispiel | P1 | 764 | 887 | 163 |
| P2 | 748 | 992 | 128 |
| P3** | 736 | 839 | 135 |
| P4** | 735 | 1050 | 102 |
| P5 | 770 | 1508 | 92 |
| P6 | 738 | 1397 | 86 |
| P7** | 732 | 1460 | 152 |
| P8** | 730 | 1342 | 117 |
| P9** | 745 | 1163 | 121 |
| P10 | 752 | 1282 | 148 |
| P11 | 750 | 1433 | 166 |
| P12 | 738 | 1345 | 160 |
| P13 | 735 | 1068 | 78 |
| P14** | 748 | 1367 | 168 |
| P15** | 733 | 1460 | 72 |
| P16** | 758 | 1120 | 155 |
| P17** | 768 | 1132 | 128 |
| P18** | 740 | 1303 | 150 |
| P19 | 765 | 1158 | 147 |
| P20** | 725 | 1093 | 165 |
| P21** | 740 | 382 | 254 |
| P22** | 738 | 1120 | 142 |
| P23** | 740 | 1075 | 128 |
| P24 | 753 | 1021 | 108 |
| Vergleichsbeispiel | C1 | 732 | 56 | 29 |
| C2 | 772 | 588 | 47 |
| C3 | 768 | 636 | 68 |
| C4 | 752 | 812 | 35 |
| C5 | 740 | 625 | 82 |
| C6 | 762 | 925 | 94 |
| C7 | 765 | 785 | 105 |
| C8 | 756 | 112 | 235 |
| C9 | 772 | 725 | 32 |
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**: Vergleichsbeispiel Tabelle 3
| | Art des Stahls | Struktur |
| Ölkühlen (Beispiel) | P1 | Bainit |
| P7 | Bainit |
| P9 | Bainit |
| P16 | Bainit |
| P22 | Bainit |
| C1 | Bainit |
| Luftkühlen (Vergleichsbeispiel) | P1 | Bainit |
| P7 | Bainit + Ferrit |
| P9 | Bainit + Ferrit |
| P16 | Bainit + Ferrit |
| P19 | Bainit + Ferrit |
| P22 | Bainit + Ferrit |
| C1 | Bainit |
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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.
