DE10244972B4

DE10244972B4 - Wärmefester Stahl und Verfahren zur Herstellung desselben

Info

Publication number: DE10244972B4
Application number: DE10244972A
Authority: DE
Inventors: Ryuichi Ishii; Yoichi Tsuda; Masayuki Yamada; Tsukasa Azuma; Kazuhiro Miki
Original assignee: Toshiba Corp; Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Toshiba Energy Systems and Solutions Corp; Japan Steel Works M&E Inc
Priority date: 2002-03-26
Filing date: 2002-09-26
Publication date: 2013-02-28
Anticipated expiration: 2022-09-27
Also published as: GB0222366D0; GB2386906A; GB2386906B; DE10244972A1; US20030185700A1

Abstract

Werkstück aus wärmefestem Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, mehr als 0,3 bis einschließlich 0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 0,002–0,008 Masse-% N, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Werkstück aus wärmefestem Stahl, das in einer Hochtemperaturumgebung verwendet wird, insbesondere einem wärmefesten Stahl, der zur Bildung einer Dampfturbine in beispielsweise einem Kraftwerk verwendet wird.
Metallmaterialien, die in einer Hochtemperaturumgebung in einem Kraftwerk verwendet werden, umfassen niedriglegierte wärmefeste Stähle, wie 1Cr-1Mo-0,25V-Stahl und wärmefeste Stähle mit hohem Cr-Gehalt, wie 12Cr-1Mo-VNbN-Stahl. Die Stähle werden heutzutage in weitem Umfang verwendet. In den vergangenen Jahren wurde die Dampftemperatur in Wärmekraftwerken höher und höher. In diesem Zusammenhang wurde ein wärmefester Stahl mit hohem Cr-Gehalt mit einer hohen mechanischen Festigkeit und beispielsweise hervorragender Umgebungsbeständigkeit zunehmend in weitem Umfang verwendet. Die Verwendung eines derartigen hochfesten Stahls ermöglichte den Bau von Kraftwerken höherer Leistung.
EP 1091010 A1 offenbart einen wärmefesten Stahl mit 0,20–0,35 Masse-% an C, 0,005–0,35 Masse-% an Si, 0,05–1,0 Masse-% an Mn, 0,05–0,3 Masse-% an Ni, 0,8–2,5 Masse-% an Cr, 0,1–1,5 Masse-% an Mo, 0,1–2,5 Masse-% an W, 0,05–0,3 Masse-% an V, nicht mehr als 0,012 Masse-% an P oder im wesentlichen keinem P, nicht mehr als 0,005 Masse-% an S oder im wesentlichen keinem S, nicht mehr als 0,10 Masse-% an Cu oder im wesentlichen keinem Cu, nicht mehr als 0,01 Masse-% an Al oder im wesentlichen keinem Al, nicht mehr als 0,01 Masse-% an As oder im wesentlichen keinem As, nicht mehr als 0,01 Masse-% an Sn oder im wesentlichen keinem Sn, nicht mehr als 0,003 Masse-% an Sb oder im wesentlichen keinem Sb, als Rest Fe und beiläufigen Verunreinigungen und dessen Herstellung und Verwendung in einem Turbinenrotor.
DE 10124393 A1 offenbart einen hitzebeständigen Stahl, bestehend aus 0,15–0,30 Masse-% C, 0,05–0,3 Masse-% Si, 0,01–0,7 Masse-% Mn, 1,8–2,5 Masse-% Cr, 1,8–2,5 Masse-% W, 0,005–0,03 Masse-% N, 0,001–0,015 Masse-% B, 0,15–0,35 Masse-% V, 0–0,03 Masse-% Ti, 0–0,08 Masse-% Nb, 0–0,8 Masse-% Mo, 0–3,0 Masse-% Ni oder Cu, und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Rest und aus diesem hergestellte Komponenten.
EP 1123984 A2 offenbart eine Legierung einer Zusammensetzung mit 0,20–0,35 Masse-% an C, 0,15 Masse-% oder weniger an Si, 0,05–1,0 Masse-% an Mn, 0,3–1,5 Masse-% an Ni, 1,0–3,0 Masse-% an Cr, 0,5–1,5 Masse-% an Mo, 0,1–0,3 Masse-% an V, nicht mehr als 0,012 Masse-% an P oder im wesentlichen keinem P, nicht mehr als 0,005 Masse-% an S oder im wesentlichen keinem S, nicht mehr als 0,15 Masse-% an Cu oder im wesentlichen keinem Cu, nicht mehr als 0,01 Masse-% an Al oder im wesentlichen keinem Al, nicht mehr als 0,01 Masse-% an As oder im wesentlichen keinem As, nicht mehr als 0,01 Masse-% an Sn oder im wesentlichen keinem Sn, nicht mehr als 0,003 Masse-% an Sb oder im wesentlichen keinem Sb, als Rest Fe und beiläufigen Verunreinigungen und deren Verwendung zur Herstellung eines Turbinenrotors.
Jedoch wurden nicht nur ein hoher thermischer Wirkungsgrad, sondern auch hervorragende wirtschaftliche Vorteile für Wärmekraftwerke in den vergangenen Jahren erforderlich. Auch ist es für die zum Bau eines Kraftwerks verwendeten Materialien unverzichtbar, dass diese mechanische Eigenschaften und eine Verarbeitbarkeit, die mit denen von herkömmlichen Baumaterialien in günstiger Weise vergleichbar sind, aufweisen und hervorragende wirtschaftliche Vorteile bieten.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Werkstücks aus wärmefestem Stahl, das stabil in einer Hochtemperaturdampfumgebung verwendet werden kann und hervorragende wirtschaftliche Vorteile bieten kann.
Der wärmefeste Stahl des erfindungsgemäßen Werkstücks hat eine wie in Patentanspruch 1 angegebene Zusammensetzung.
Beschrieben wird ferner ein wärmefester Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,26–0,35 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst.
Es ist günstig, wenn der wärmefeste Stahl gemäß der vorliegenden Beschreibung ferner 0,002–0,008 Masse-% N umfasst.
Es ist ferner günstig, wenn der wärmefeste Stahl gemäß der vorliegenden Beschreibung ferner 0,001–0,004 Masse-% B umfasst.
Es ist ferner günstig, wenn der wärmefeste Stahl gemäß der vorliegenden Beschreibung ferner 0,002–0,008 Masse-% N und 0,001–0,004 Masse-% B umfasst.
Beschrieben wird ferner ein wärmefester Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst.
Es ist günstig, wenn der wärmefeste Stahl gemäß der vorliegenden Beschreibung ferner 0,002–0,008 Masse-% N umfasst.
Beschrieben wird ferner ein wärmefester Stahl mit Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs, die in den Kristallkörnern oder an den Kristallkorngrenzen infolge einer Heißschmiedebehandlung, einer Anlassbehandlung, einer Normalisierungsbehandlung, einer Abschreckbehandlung und einer Temperbehandlung, die in der angegebenen Reihenfolge an einem Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,26–0,35 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, durchgeführt wurden, ausgeschieden wurden, wobei die Summe der Ausscheidungen in einen Bereich von 0,5–2,0 Masse-% fällt.
Beschrieben wird ferner ein wärmefester Stahl mit Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs, die in den Kristallkörnern oder an den Kristallkorngrenzen infolge einer Heißschmiedebehandlung, einer Anlassbehandlung, einer Normalisierungsbehandlung, einer Abschreckbehandlung und einer Temperbehandlung, die in der angegebenen Reihenfolge an einem Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, durchgeführt wurden, ausgeschieden wurden, wobei die Summe der Ausscheidungen in einen Bereich von 0,5–2,0 Masse-% fällt.
Beschrieben wird ferner ein Verfahren zur Herstellung eines wärmefesten Stahls, das die Herstellung eines Stahls, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,26–0,35 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, durch ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren umfasst.
Beschrieben wird ferner ein Verfahren zur Herstellung eines wärmefesten Stahls, das die Herstellung eines Stahls, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 1,3–1,4 Masse-% Mo 4 – W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, durch ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren umfasst.
Beschrieben wird ferner ein Verfahren zur Herstellung eines wärmefesten Stahls, das die Durchführung einer Abschreckbehandlung an einem Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,26–0,35 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, wobei die Anfangs(start)temperatur der Abschreckbehandlung in den Bereich von 970°C bis 1020°C fällt, umfasst.
Beschrieben wird ferner ein Verfahren zur Herstellung eines wärmefesten Stahls, das die Durchführung einer Abschreckbehandlung an einem Stahl, der 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, 0,3–0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst, wobei die Anfangs(start)temperatur der Abschreckbehandlung in den Bereich von 1020°C bis 1050°C fällt, umfasst.
Es ist günstig, wenn die Abkühlrate bei der Äbschreckbehandlung nicht niedriger als 100°C/h ist.
Weitere Aufgaben und Vorteile der Erfindung sind in der folgenden Beschreibung angegeben und sind teilweise aus der Beschreibung offensichtlich oder können durch Durchführen der Erfindung gelernt werden. Die Aufgaben und Vorteile der Erfindung können mittels der im folgenden speziell herausgestellten Einrichtungen und Kombinationen realisiert und erhalten werden.
In der vorliegenden Erfindung ist die Zusammensetzung des wärmefesten Stahls, wie im folgenden beschrieben, sehr wichtig. In der folgenden Beschreibung steht das Symbol ”%” für ”Masse-%”, falls nicht anders angegeben.

(a) Kohlenstoff (C): Kohlenstoff (C) ist günstig zur Gewährleistung der Härtbarkeit und auch günstig als Aufbauelement des Carbids, das zur Ausscheidungshärtung beiträgt. Die speziellen Wirkungen können nicht erzeugt werden, wenn der C-Gehalt des Stahls weniger als 0,25% beträgt. Andererseits wird, wenn der C-Gehalt des Stahls 0,35% übersteigt, eine Kornvergröberung des Carbids gefördert. Ferner wird die Seigerungstendenz in der Erstarrungsstufe des Blocks verstärkt. Unter diesen Umständen wird der C-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,25–0,35% fällt.
(b) Silicium (Si): Silicium (Si) ist als Desoxidationsmittel günstig und es dient zur Verbesserung der Beständigkeit des Stahls gegenüber einer Dampfoxidation. Wenn der Si-Gehalt übermäßig hoch ist, wird jedoch die Zähigkeit des Stahls verringert und die Sprödigkeit des Stahls gefördert. Daher ist es günstig, wenn der Si-Gehalt möglichst niedrig gehalten wird. Wenn der Si-Gehalt 0,15% übersteigt, ist die Zähigkeit des Stahls deutlich vermindert und daher wird der Si-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er nicht mehr als 0,15% beträgt.
(c) Mangan (Mn): Mangan (Mn) ist als Entschwefelungsmittel günstig. Wenn der Mn-Gehalt des Stahls weniger als 0,2% beträgt, kann die Entschwefelungswirkung jedoch nicht erreicht werden. Wenn andererseits Mn in einer Menge von über 0,8% zugegeben wird, ist die Kriechfestigkeit des Stahls vermindert. Unter diesen Umständen wird der Mn-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,2–0,8% fällt.
d) Chrom (Cr): Chrom (Cr) besitzt die Wirkung, dass es dem Stahl Beständigkeit gegenüber Oxidation und Korrosion verleiht, und es ist auch günstig als Aufbauelement der Ausscheidungen, die zur Ausscheidungshärtung beitragen. Im Stahl in der vorliegenden Erfindung soll Cr hauptsächlich die Wirkung der Verbesserung der Zähigkeit des Stahls besitzen. Wenn der Cr-Gehalt des Stahls weniger als 1,6% beträgt, kann eine Verbesserung der Zähigkeit des Stahls nicht erwartet werden. Wenn andererseits der Cr-Gehalt des Stahls 1,9% übersteigt, ist die Beständigkeit des Stahls gegenüber einem Erweichen durch die Temperbehandlung vermindert, wodurch die Kriechfestigkeit schlecht wird. Unter diesen Umständen wird der Cr-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 1,6–1,9% fällt.
(e) Vanadium (V): Vanadium (V) trägt zur Mischkristallverfestigung und zur Bildung feiner Carbonitride bei. Da V eine Wirkung, die ähnlich der von Niob (Nb) erzeugten ist, besitzt, muss die Menge von zugegebenem V entsprechend der Menge von zugegebenem Nb geändert werden.

Wenn Nb nicht zugegeben wird, werden feine Ausscheidungen in ausreichender Weise ausgeschieden, und die Wiederherstellung der Matrix wird im Falle der Zugabe von V in einer Menge von nicht weniger als 0,26% unterdrückt. Wenn der V-Gehalt des Stahls andererseits 0,35% übersteigt, wird die Zähigkeit des Stahls vermindert. Auch wird eine Kornvergröberung der Carbonitride gefördert.
Wenn sowohl V als auch Nb zusammen zugegeben werden, hat ein Teil des V eine zu der von Nb erzeugten Wirkung ähnliche Wirkung. Daher können die im vorhergehenden beschriebenen Wirkungen durch die Zugabe von V in einer Menge von nicht weniger als 0,23% erwartet werden. Wenn andererseits die Menge von zugegebenem V 0,30% übersteigt, wird die Zähigkeit des Stahls vermindert und die Kornvergröberung der Carbonitride gefördert. Unter diesen Umständen wird der V-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung, in der Nb zusammen mit V zugegeben wird, so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,23–0,30% fällt.

(f) Wolfram (W): Wolfram (W) trägt zur Mischkristallverfestigung bei und wird in ein Carbid substituiert, so dass es zur Ausscheidungshärtung bzw. -verfestigung beiträgt. Um zu gewährleisten, dass W einen Mischkristall in einer erforderlichen Menge für den Fall, dass der Stahl über einen langen Zeitraum einer hohen Temperatur ausgesetzt wird, bildet, ist es notwendig, W in einer Menge von nicht weniger als 0,6% zuzugeben. Wenn der W-Gehalt des Stahls jedoch 1,4% übersteigt, wird die Zähigkeit des Stahls vermindert und eine Ferritbildung gefördert. Außerdem kommt es gerne zu einer Seigerung des Blocks. Unter diesen Umständen wird der W-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,6–1,4% fällt.
(g) Molybdän (Mo): Molybdän (Mo) trägt zur Mischkristallverfestigung bei und wird in ein Carbid substituiert, so dass es zur Ausscheidungshärtung beiträgt. Um zu gewährleisten, dass Mo einen Mischkristall in einer erforderlichen Menge für den Fall, dass der Stahl über einen langen Zeitraum einer hohen Temperatur ausgesetzt ist, bildet, ist es notwendig, Mo in einer Menge von nicht weniger als 0,6% zuzugeben. Wenn der Mo-Gehalt des Stahls jedoch 1,1% übersteigt, wird die Zähigkeit des Stahls vermindert und eine Ferritbildung gefördert. Außerdem kommt es gerne zu einer Seigerung des Blocks. Unter diesen Umständen wird der Mo-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,6 bis 1,1% fällt.
(h) Bor (B): Die Härtbarkeit des Stahls wird durch die Zugabe von Spuren von Bor (B) verbessert. Auch können Carbonitride über einen langen Zeitraum unter hohen Temperaturen durch die Zugabe von Spuren von B stabilisiert werden. Die speziellen Wirkungen können durch die Zugabe von Bor in einer Menge von nicht weniger als 0,001% erzeugt werden. Genauer gesagt, besitzt die Zugabe von B in einer Menge von nicht weniger als 0,001% die Wirkung der Unterdrückung der Kornvergröberung der Carbidteilchen, die an den Kristallkorngrenzen und in deren Nachbarschaft ausgeschieden sind. Wenn der B-Gehalt des Stahls jedoch 0,004% übersteigt, wird die Bildung von groben Teilchen gefördert. Unter diesen Umständen ist der B-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung vorzugsweise so gelegen, dass er in einen Bereich von 0,001–0,004% fällt.
(i) Stickstoff (N): Stickstoff (N) bildet ein Nitrid oder Carbonitrid, so dass es zur Ausscheidungshärtung beiträgt. Auch trägt N, das in der Stammphase verbleibt, zur Mischkristallverfestigung bei. Im Stahl in der vorliegenden Erfindung können diese Wirkungen nicht erkannt werden, wenn die Menge des zugegebenen N weniger als 0,002% beträgt. Wenn andererseits die Menge des zugegebenen N 0,008% übersteigt, wird die Kornvergröberung der Nitrid- oder Carbonitridteilchen gefördert, so dass die Kriechfestigkeit vermindert wird. Unter diesen Umständen wird der N-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,002–0,008% fällt.
(j) Niob (Nb): Niob (Nb) bildet feine Carbonitridteilchen, so dass es zur Ausscheidungshärtung beiträgt. Die spezielle Wirkung kann nicht erreicht werden, wenn die Menge des zugegebenen Nb weniger als 0,001% beträgt. Wenn andererseits die Menge des zugegebenen Nb 0,008% übersteigt, wird eine Seigerung erzeugt, so dass der Volumenanteil von groben Nb-Carbonitridteilchen, die keinen Mischkristall bilden, zunimmt. Unter diesen Umständen wird der Nb-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von 0,001–0,008% fällt. Im Stahl in der vorliegenden Erfindung kann eine Wirkung, die ähnlich zu der durch die Zugabe von Nb erzeugten ist, erhalten werden, wenn die Menge des zugegebenen V erhöht wird.
(k) Nickel (Ni): Nickel (Ni) dient zur Verbesserung der Härtbarkeit und Zähigkeit des Stahls und besitzt die Wirkung, eine Ferritbildung zu unterdrücken. Die speziellen Wirkungen können erreicht werden, wenn Ni in einer Menge von nicht weniger als 0,3% zugegeben wird. Wenn die Menge des zugegebenen Ni 0,6% übersteigt, wird jedoch die Kriechfestigkeit vermindert. Unter diesen Umständen wird der Ni-Gehalt des Stahls in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass er in einen Bereich von mehr als 0,3 bis einschließlich 0,6% fällt.

Schließlich ist es bei der Zugabe der im vorhergehenden beschriebenen Komponenten und der Hauptkomponente Fe günstig, soweit wie möglich die unvermeidlicherweise eingemischten Verunreinigungen zu unterdrücken.

(l) (Mo + W/2): Die durch (Mo + W/2) dargestellte Menge soll in der vorliegenden Erfindung in einen Bereich von 1,3–1,4 fallen.

Zur Wiederholung, W und Mo, die im Stahl des Werkstücks der vorliegenden Erfindung enthalten sind, besitzen die in den obigen Punkten (f) und (g) beschriebenen Wirkungen. Es ist in diesem Zusammenhang anzumerken, dass, wenn W und Mo zusammen zugegeben werden, im Vergleich zu dem Fall, wenn Mo und W einzeln zugegeben werden, die Kriechfestigkeit verbessert und die Seigerungstendenz stark gefördert ist. Um eine gewünschte Kriechfestigkeit zu erhalten und eine Seigerung zu vermeiden, ist es notwendig, die Menge von Mo und W festzulegen. In diesem Fall ist es günstig, einen als Mo-Äquivalent bezeichneten Index zu verwenden. Im Falle des Stahls des Werkstücks der vorliegenden Erfindung ist die Kriechfestigkeit vermindert, wenn das Mo-Äquivalent kleiner als 1,3 ist. Wenn andererseits das Mo-Äquivalent 1,4 übersteigt, erfolgt unvermeidlich eine Seigerung. Unter diesen Umständen wird das Mo-Äquivalent in der vorliegenden Erfindung so festgelegt, dass es in einen Bereich von 1,3–1,4 fällt.
Ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren wird im hierin beschriebenen Verfahren zur Herstellung eines wärmefesten Stahls verwendet.
In diesem Zusammenhang ist anzumerken, dass bei der Bildung eines großen Teils, beispielsweise eines Dampfturbinenrotors, die Zusatzelemente zu einer Seigerung tendieren, wenn das geschmolzene Metall erstarrt, oder das Erstarrungsgefüge tendiert zur Heterogenität. Im allgemeinen kann ein wärmefester Stahl durch ein Vakuumkohledesoxidationsverfahren hergestellt werden. Es ist jedoch eine weitere Verbesserung der Eigenschaften des Blocks durch die Anwendung des Elektroschlacke-Umschmelzverfahrens möglich.
Die Anfangs(start)temperatur der Abschreckbehandlung, d. h. die Temperatur, bei der die Normalisierungstemperatur gehalten wird, ist in der vorliegenden Beschreibung spezifiziert. In dem hierin beschriebenen wärmefesten Stahl ist das Nb-Carbonitrid die stabilste Ausscheidung, die bei der hohen Temperatur vorhanden ist. Wenn Nb-Carbonitrid, das keine Mischkristalle bildet, in einer großen Menge im Stahl als gebildetes Produkt zurückbleibt, während das Normalisierungsglühen durchgeführt wird, ist die Ausscheidungsmenge von feinen Nb-Carbonitridteilchen, die zur Ausscheidungshärtung im anschließenden Temperverfahren beitragen, vermindert. Infolgedessen sind die mechanischen Eigenschaften des Stahls verschlechtert.
Unter diesen Umständen ist es in dem Nb enthaltenden Stahl notwendig, die Anfangs(start)temperatur der Abschreckbehandlung auf 1020°C oder mehr einzustellen, um die Menge von Nb-Carbonitrid, das keinen Mischkristall bildet, zu vermindern. Wenn die Anfangs(start)temperatur der Abschreckbehandlung jedoch 1050°C übersteigt, tendieren die Kristallkörner zur Vergrößerung. Folglich wird die Anfangs(start)temperatur der hierin beschriebenen Abschreckbehandlung so festgelegt, dass sie in einen Bereich von 1020–1050°C fällt.
Wenn andererseits ein Stahl vorliegt, in dem der V-Gehalt ohne die Zugabe von Nb erhöht ist, wird Nb-Carbonitrid, das keinen Mischkristall bildet, nicht gebildet, weshalb es unnötig ist, das Vorhandensein des speziellen gebildeten Produkts zu bedenken. Unter diesen Umständen wird die Anfangs(start)-temperatur der Abschreckbehandlung so festgelegt, dass sie den Transformationspunkt übersteigt und die Temperatur ist, bei der ein Kornwachstum unterdrückt werden kann. Genauer gesagt, wird die Starttemperatur der Abschreckbehandlung so festgelegt, dass sie in einen Bereich von 970–1020°C fällt.
Ferner ist es günstig, wenn die Abkühlrate bei der Abschreckbehandlung auf 100°C/h oder mehr eingestellt ist.
In dem wärmefesten Stahl der vorliegenden Beschreibung zeigen sich die gewünschten mechanischen Eigenschaften für den Fall, dass die Matrix aus einer Bainiteinzelphase gebildet ist. Jedoch steigt die Tendenz zur Ferritbildung in Stahl, der eine relativ große Menge von ferritbildenden Elementen enthält, wie der Stahl der vorliegenden Beschreibung. Insbesondere steigt die Tendenz zur Ferritbildung deutlich für den Fall, dass die Abkühlrate bei der Abschreckbehandlung niedrig ist. Wenn Ferrit im Stahl gebildet wird, konzentrieren sich die als Härtungselemente zugesetzten Mo und W im Ferrit, so dass die Kriechfestigkeit und Zähigkeit des Stahls vermindert wird. Es ist besonders wichtig, eine Ferritbildung im Kern eines Stahls, wo die Abkühlrate gerne verlangsamt ist, wenn es sich um einen großen Block, wie ein Turbinenrotormaterial, handelt, vollständig zu vermeiden. Unter diesen Umständen wird in dem wärmefesten Stahl der vorliegenden Beschreibung die Abkühlrate bei der Abschreckbehandlung so festgelegt, dass sie mindestens 100°C/h beträgt und vorzugsweise in einen Bereich von 100°C/h bis 1000°C/h fällt. Wenn die Abschreckbehandlung mit der in der vorliegenden Beschreibung festgelegten Abkühlrate durchgeführt wird, kann eine Ferritbildung auch im Zentralbereich eines großen Blocks vermieden werden. Die Abschreckbehandlung wird durch beispielsweise Lufthärten, wie Windkühlung, Abschrecken mit einem Kühlmittel, wie Aufsprühen von Wasser, oder Abschrecken mit Öl durchgeführt.
In der vorliegenden Erfindung werden die Ausscheidungen des M₇C₃-TYPS, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs durch eine Wärmebehandlung in den Kristallkörnern oder an den Korngrenzen ausgeschieden. Es ist günstig, wenn die Menge dieser Ausscheidungen in einen Bereich von 0,5–2,0 Masse-% fällt.
Als Ergebnis der Ausscheidungshärtungsfunktion, die durch die Ausscheidungen der im vorhergehenden bezeichneten Arten erfolgt, ist die Zeitstandbruchfestigkeit des wärmefesten Stahls der vorliegenden Beschreibung verbessert. Wenn die Menge der im vorhergehenden angegebenen Ausscheidungen weniger als 0,5 Masse-% beträgt, ist die Ausscheidungshärtungsfunktion unzureichend, was dazu führt, dass der Stahl nicht die gewünschte Zeitstandbruchfestigkeit zeigt.
Wenn andererseits die Menge der Ausscheidungen 2,0 Masse-% übersteigt, ist der Anteil von groben Ausscheidungen, die zur Erzeugung der Festigkeitshaltewirkung unfähig sind, erhöht, was dazu führt, dass der Stahl nicht die gewünschte Zeitstandbruchfestigkeit zeigt. Auch ist eine Wärmebehandlung bei hohen Temperaturen über einen langen Zeitraum für den Fall erforderlich, dass die Ausscheidungsmenge 2,0 Masse-% übersteigt. Infolgedessen ergibt sich der Nachteil, dass die Festigkeit der Matrix selbst verringert wird. Unter diesen Umständen wird die Summe der Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs in der vorliegenden Beschreibung so festgelegt, dass sie in einen Bereich von 0,5–2,0 Masse-% fällt.
Die Ausscheidung wird wie folgt gemessen. Genauer gesagt, wird ein Prüfling in eine Mischlösung, die Methanol, Acetylaceton und Tetramethylammoniumchlorid enthält, gegeben, um die Stammphase durch Elektrolyse zu lösen. Danach wird die gelöste Stammphase filtriert und der Rückstand weggewaschen und danach die Masse ermittelt. Das Ergebnis wird als ”Masse-%” angegeben. Ferner werden M₇C₃, MX und M₂₃C₆ u. dgl. im Hinblick auf den Rückstand unter Verwendung von beispielsweise Röntgenanalyse bewertet.
Es ist möglich, den durch die im vorhergehenden beschriebenen Maßnahmen erhaltenen wärmefesten Stahl zur Bildung einer Dampfturbinenrotors zu verwenden. Bei der Bildung einer Dampfturbine unter Verwendung des Stahls der vorliegenden Beschreibung kann ein Stab des Stahls mit einem Durchmesser von etwa 1 m und einer Länge von etwa 10 m verwendet werden. Wenn die im vorhergehenden beschriebene Wärmebehandlung an dem Stahl mit der im vorhergehenden beschriebenen Zusammensetzung durchgeführt wird, kann der Stahl zur Verwendung als Material eines Dampfturbinenrotors, der einer maximalen Dampftemperatur von 566–593°C während des normalen Betriebs ausgesetzt ist, ausreichende Eigenschaften aufweisen. Ein Werkstück aus Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung wird jedoch, wenn es Temperaturen von höher als 593°C ausgesetzt wird, deutlich weich, weshalb eine Deformation des Stahls während des Betriebs oft verstärkt wird. Auch genügt es bei Temperaturen von weniger als 566°C, herkömmlichen 1Cr-1Mo-0,25V-Stahl zu verwenden.
Ein Werkstück aus wärmefestem Stahl gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und das Herstellungsverfahren desselben wird nun unter Bezug auf Beispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Beispiel 1
Ein Werkstück aus wärmefestem Stahl gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt hervorragende Eigenschaften. Genauer gesagt wurden 30 kg eines Stahlprüflings durch Vakuuminduktionsschmelzen erschmolzen und anschließend wurde der geschmolzene Stahl gegossen, wobei eine Gußluppe erhalten wurde, und anschließend wurde die Gußluppe einem Warmwalzen unterzogen. Ferner wurde der warmgewalzte Stahl einer Anlassbehandlung, einer Normalisierungsbehandlung, einer Abschreckbehandlung und einer Temperbehandlung in der angegebenen Reihenfolge unterzogen. Die in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflinge P14 bis P18 stehen für Beispiele der vorliegenden Erfindung, die auf wärmefeste Stahlprüflinge mit einer chemischen Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich fällt, gerichtet sind. Andererseits stehen die Stahlprüflinge C1 bis C9, die in Tabelle 1 angegeben sind, für Vergleichsprüflinge, die auf Stahlprüflinge mit einer Zusammensetzung, die nicht in den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich fällt, gerichtet sind
Insbesondere entspricht Stahlprüfling C4 für das in Tabelle 1 angegebene Vergleichsbeispiel dem herkömmlichen Stahl mit der Bezeichnung 1Cr-1Mo-0,25V-Stahl. Alle Stahlprüflinge wurden so eingestellt, dass sie eine 0,02%-Dehngrenze bei Raumtemperatur von etwa 650–690 MPa, wie in 2 angegeben, unter der Annahme, dass der Stahl zur Bildung eines Turbinenrotors verwendet wird, aufwiesen. Auch wurde der Stahlprüfling einem Charpy-Schlagtest unter Verwendung eines 2-mm-V-Kerbe-Charpy-Schlagteststücks nach JIS (japanische Industrienorm) 4 unterzogen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. TABELLE 2
Anmerkung: ⁺⁺ Stahlprüflinge gemäß der Erfindung
Wie in Tabelle 2 angegeben, zeigten die Stahlprüflinge P14 bis P18 für die Beispiele der vorliegenden Erfindung mit einer Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereiche fällt, eine Schlagabsorptionsenergie von 40–60 J bei 20°C, wenn die Stahlprüflinge so eingestellt waren, dass sie im wesentlichen die gleiche 0,02-%-Dehngrenze aufwiesen. Andererseits zeigten die Stahlprüflinge C1 bis C8 für die Vergleichsbeispiele mit Ausnahme von Stahlprüfling C9 eine Schlagabsorptionsenergie von weniger als 40 J bei 20°C, was relativ gering im Vergleich zu den Stahlprüflingen der Beispiele der vorliegenden Erfindung war.
Ferner wurde ein Zeitstandbruchtest an jedem der in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflinge bei 600°C und unter einer Last von 196 MPa durchgeführt. Tabelle 2 zeigt ebenfalls die Zeitstandbruchzeit für jeden Stahlprüfling, die bei diesem Test erhalten wurde. Es wurde ermittelt, dass die Stahlprüflinge P14 bis P18 für die Beispiele der vorliegenden Erfindung eine Zeitstandbruchzeit von 1700–2600 h aufwiesen. Andererseits wurde ermittelt, dass die Zeitstandbruchzeit für die Stahlprüflinge C1 bis C9 für die Vergleichsbeispiele 700–1700 h betrug. Genauer gesagt, zeigten die Stahlprüflinge C6 und C7 für die Vergleichsbeispiele eine mit den Stahlprüflingen der Beispiele der vorliegenden Erfindung vergleichbare Zeitstandbruchzeit. Die Schlagabsorptionsenergie bei 20°C für die Stahlprüflinge C6 und C7 für die Vergleichsbeispiele war deutlich niedriger als die der Stahlprüflinge der Beispiele der vorliegenden Erfindung.
Tabelle 2 zeigt ferner, dass die Zeitstandbruchzeit in Stahl mit einem Mo-Äquivalent von weniger als 1,3, wie Stahlprüfling C9, und Stahl mit einem Mo-Äquivalent von mehr als 1,4, beispielsweise Stahlprüfling C2, deutlich verkürzt ist. Ferner wurde ermittelt, dass die Zeitstandbruchzeit für den Fall kurz ist, dass die Zugabemengen der anderen Elemente nicht in die in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereiche fielen, auch wenn das Mo-äquivalent des Stahls in einen Bereich von 1,3 bis 1,4 fiel.
Wie im vorhergehenden ausgeführt, ist, wenn die Stahlprüflinge so eingestellt sind, dass sie im wesentlichen die gleiche 0,02-%-Dehngrenze bei Raumtemperatur aufweisen, der wärmefeste Stahl in der vorliegenden Erfindung den Stahlprüflingen für die Vergleichsbeispiele, bei denen die Zugabemengen der Elemente nicht in die in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereiche fallen, sowohl hinsichtlich Schlagabsorptionsenergie als auch Zeitstandbruchzeit überlegen. Auch zeigt der wärmefeste Stahl in der vorliegenden Erfindung gegenüber dem Stahlprüfling C4 für das Vergleichsbeispiel bessere Eigenschaften.
Beispiel 2
Dieses Beispiel soll klarstellen, dass, wenn eine Normalisierungsbehandlung in einem vorgeschriebenen Temperaturbereich an dem wärmefesten Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereich fällt, durchgeführt wird, es möglich ist, das grob geformte Produkt so zu vermindern, dass der gefertigte Stahl eine hohe Gefügereinheit aufweisen kann, und es auch möglich ist, eine Kornvergröberung der Kristallkörner zu unterdrücken. Die in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflinge P5, P13 und P15 wurden in Beispiel 2 verwendet. Ferner wurden diese Stahlprüflinge wie in Beispiel 1 hergestellt.
Jeder der Stahlprüflinge P5 und P13 wurde einer Normalisierungsbehandlung bei 950°C, 970°C, 1020°C und 1030°C unterzogen. Andererseits wurde der Stahlprüfling P15 einer Normalisierungsbehandlung bei 970°C, 1020°C und 1060°C unterzogen. Teststahlbleche wurden von den Stahlprüflingen nach der Normalisierungsbehandlung genommen. Nach dem Polieren jedes Teststahlprüflings wurde die Reinheit des Teststahlprüflings auf der Basis des in JIS G 0555 spezifizierten Testverfahrens bewertet. Tabelle 3 zeigt das Ergebnis. Substanzen, die als Einschluss bewertet wurden, umfassen MnS, Nb-Carbonitrid, das keinen Mischkristall bildet, BN und dergleichen.
Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass die Einschlusssumme 0,017 für die Fälle betrug, dass jeder der Stahlprüflinge P5 und P13 einer Normalisierungsbehandlung bei 950°C unterzogen wurde und dass ein Stahlprüfling P15 einer Normalisierungsbehandlung bei 970°C unterzogen wurde. Auch war die Einschlusssumme kleiner als 0,012 für die Fälle, dass jeder der Stahlprüflinge P5 und P13 einer Normalisierungsbehandlung bei einer Temperatur von nicht weniger als 970°C unterzogen wurde und dass Stahlprüfling P15 einer Normalisierungsbehandlung bei Temperaturen von nicht weniger als 1020°C unterzogen wurde. Es ist anzumerken, dass die Einschlusssumme verringert ist, wenn die Normalisierungsbehandlung bei Temperaturen über der Untergrenze des in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Normalisierungstemperaturbereichs durchgeführt wird. Die Verminderung von Einschlüssen ermöglicht, dass Nb, N, B und dergleichen ihre Wirkungen hervorragend zur Geltung bringen.
Die Korngröße der einzelnen in Tabelle 3 angegebenen Stahlprüflinge wurde durch das in JIS G 0551 spezifizierte Testverfahren ermittelt. Tabelle 3 zeigt auch die relative Korngröße, d. h. den Wert, der durch Division der erhaltenen Korngrößenzahl für jeden Stahlprüfling durch die Korngrößenzahl des Stahlprüflings mit der niedrigsten Normalisierungstemperatur erhalten wurde. Wie in Tabelle 3 angegeben ist, zeigten die Stahlbleche, die durch die Vergleichsbeispielverfahren 2 und 4 erhalten wurden, bei denen die Normalisierungsbehandlung bei 1030°C durchgeführt wurde, eine relative Korngröße von etwa 0,5. Andererseits zeigte das Stahlblech, das durch das Vergleichsbeispielverfahren 6 erhalten wurde, wobei die Normalisierungsbehandlung bei 1060°C durchgeführt wurde, eine relative Korngröße von etwa 0,25. Es ist anzumerken, dass die Körner deutlich vergröbert sind, wenn die Normalisierungsbehandlung bei einer Temperatur, die die Obergrenze des in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereichs der Normalisierungstemperaturen (Starttemperatur der Abschreckbehandlung) überschreitet, durchgeführt wird.
Wie im vorhergehenden ausgeführt, ermöglicht der wärmefeste Stahl der vorliegenden Beschreibung, bei dem die Normalisierungsbehandlung innerhalb eines vorgeschriebenen Temperaturbereichs durchgeführt wird, die Gewährleistung einer hohen Gefügereinheit und auch eine Unterdrückung der Kornvergröberung.
Beispiel 3
Dieses Beispiel soll klarstellen, dass es möglich ist, die Eigenschaften des Blocks im Falle der Verwendung des ESR (Elektroschlacke-Umschmelzverfahren) zur Herstellung eines Blocks eines wärmebeständigen Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereich fällt, weiter zu verbessern. Die Teststahlprüflinge wurden so hergestellt, dass sie nach dem Gießen eine Zusammensetzung gleich der des in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflings P23 aufwiesen. Nach dem Schmelzen wurde der Teststahlprüfling in eine Form für die Abbrandelektrode des ESR gegossen, wonach die Stahlluppe als Abbrandelektrode umgeschmolzen wurde und anschließend eine Schmiedebehandlung durchgeführt wurde. Infolgedessen wurde ein Stahlstab mit einem Durchmesser von etwa 500 mm und einer Länge von etwa 700 mm gebildet. Ferner wurde ein Stahlstab von wesentlich der gleichen Form durch ein Vakuumkohledesoxidationsverfahren hergestellt. Jeder dieser Stahlstäbe wurde einer Abschreckbehandlung unterzogen, die bei 1000°C gestartet wurde, was in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Temperaturbereich fällt, worauf eine Temperbehandlung des Stahlstabs bei 680°C während 20 h durchgeführt wurde.
Ein Zugtest wurde bei Raumtemperatur an der Oberflächenschicht und dem Zentralbereich von jedem dieser Stahlstäbe durchgeführt. Danach wurde ein 2-mm-V-Kerbe-Charpy-Schlagtest bei 20°C an der Oberflächenschicht und dem Zentralbereich von jedem dieser Stahlstäbe durchgeführt. Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse. Die zwei Stahlstäbe waren auf im wesentlichen die gleiche 0,02-%-Dehngrenze bei Raumtemperatur und die gleiche Zugfestigkeit eingestellt. Es zeigte sich jedoch, dass der durch die ESR hergestellte Stahlstab gegenüber dem durch das Vakuumkohledesoxidationsverfahren hergestellten hinsichtlich Dehnung, Ziehen und Schlagabsorptionsenergie etwas überlegen war.
Die Versuchsdaten belegen deutlich, dass der wärmefeste Stahl mit einer Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereich fällt, der durch Verwendung des ESR-Verfahrens hergestellt wird, ferner verbesserte Duktilität und Zähigkeit im Vergleich zu dem Fall, dass das ESR-Verfahren beim Herstellungsprozess nicht verwendet wird, zeigt.
Beispiel 4
Dieses Beispiel soll klarstellen, dass der wärmefeste Stahl mit einer Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereich fällt, günstige Eigenschaften für den Fall zeigt, dass vorgeschriebene Mengen der Summe der Ausscheidungen des M7C3-, MX- und M₂₃C₆-Typs gewährleistet sind. Die in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflinge P2, P9, P12 und P21 wurden als die Teststahlprüflinge verwendet. Diese Teststahlprüflinge wurden wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurde die Abschreckbehandlung für Stahlprüfling P9 bei 1030°C und für die anderen Stahlprüflinge bei 1010°C gestartet. Nach der Abschreckbehandlung wurde eine Temperbehandlung bei Temperaturen im Bereich von 620°C bis 700°C durchgeführt, um die Ausscheidungsmasse zu ermitteln. Tabelle 5 zeigt den Masseprozentgehalt der Summe der erhaltenen Ausscheidung für jeden Stahlprüfling. Ferner wurde eine Zeitstandbruchzeit des Stahlprüflings nach der Wärmebehandlung bei 650°C unter einer Last von 98 MPa ermittelt und die Schlagabsorptionsenergie bei 20°C für jeden der Stahlprüflinge nach der Wärmebehandlung ermittelt. Tabelle 5 zeigt ebenfalls die Ergebnisse.
Es wurde ermittelt, dass die Stahlprüflinge, in denen die Mengen der Summe der Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs geringer als 0,5 sind, eine kurze Zeitstandbruchzeit und eine geringe Schlagabsorptionsenergie aufweisen. Andererseits wurde ermittelt, dass die Stahlprüflinge, in denen die Mengen der Summe der Ausscheidungen des M7C3-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs 2,0% übersteigen, eine kurze Zeitstandbruchzeit aufwiesen, obwohl sich zeigte, dass diese Stahlprüflinge eine hohe Schlagabsorptionsenergie aufwiesen.
Aus den Versuchsdaten ist ersichtlich, dass die Eigenschaften des wärmefesten Stahls der vorliegenden Beschreibung von den Mengen der Summe der Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs nach der Wärmebehandlung abhängen. Auch wird, wenn vorgeschriebene Mengen der Summe der Ausscheidungen des M₇C₃-Typs, MX-Typs und M₂₃C₆-Typs nach der Wärmebehandlung gewährleistet sind, der wärmefeste Stahl hervorragend hinsichtlich sowohl Zeitstandbruchzeit und Schlagabsorptionsenergie.
Beispiel 5
Dieses Beispiel soll klarstellen, dass ein wärmefester Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die in den in der vorliegenden Beschreibung spezifizierten Bereich fällt, ein günstiges Metallgefüge und gute Eigenschaften für den Fall, dass eine Abschreckbehandlung des wärmefesten Stahls mit einer vorgeschriebenen Abkühlrate durchgeführt wird, zeigt. Die in Tabelle 1 angegebenen Stahlprüflinge P2, P9, P12 und P21 wurden als die Teststahlprüflinge verwendet. Diese Teststahlprüflinge wurden wie in Beispiel 1 hergestellt. Die Abschreckbehandlung wurde bei 1030°C für den Stahlprüfling P9 und bei 1010°C für die anderen Stahlprüflinge gestartet. Die Abkühlrate bei der Abschreckbehandlung wurde auf 80°C/h oder 100°C/h eingestellt und die Testprüflinge wurden auf 300°C oder weniger gekühlt.
Tabelle 6 zeigt die Situation im Hinblick auf eine Ferritbildung nach einer Abschreckbehandlung für jeden der Teststahlprüflinge. Eine Ferritbildung wurde in allen Teststahlprüflingen für den Fall, dass eine Abkühlrate von 80°C/h verwendet wurde, erkannt. Andererseits wurde das Gefüge einer Bainiteinzelphase für den Fall, dass eine Abkühlrate von 100°C/h verwendet wurde, beobachtet.
Danach wurde eine Temperbehandlung an dem Teststahlprüfling nach der Abschreckbehandlung so durchgeführt, dass die 0,02-%-Dehngrenze auf etwa 650 MPa eingestellt wurde. Ferner wurde ein Schlagtest bei 20°C an jedem dieser Teststahlprüflinge unter Verwendung eines 2-mm-V-Kerbe-Charpy-Schlagteststücks nach JIS 4 durchgeführt. Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse.
Eine Ferritbildung wurde bei einem Stahlprüfling, der unter Verwendung der Abschreckbehandlung bei einer niedrigen Abkühlrate hergestellt wurde, erkannt. Auch wies der spezielle Stahlprüfling eine niedrige Schlagabsorptionsenergie auf.
Aus den Versuchsdaten ist ersichtlich, dass eine Ferritbildung durch Erhöhen der Abkühlrate bei der Abschreckbehandlung vermieden werden kann, wodurch es möglich wird, dass der wärmefeste Stahl der vorliegenden Beschreibung zufriedenstellende Eigenschaften zeigt.
Wie im vorhergehenden detailliert beschrieben, erfolgt durch die vorliegende Erfindung die Bereitstellung eines Werkstücks aus wärmefestem Stahl, das stabil in einer Hochtemperaturdampfumgebung verwendet werden kann und hervorragende wirtschaftliche Vorteile bietet.
Weitere Vorteile und Modifikationen sind einem Fachmann ohne weiteres zugänglich. Daher ist die Erfindung in ihren breiteren Aspekten nicht auf die speziellen Details und repräsentativen Ausführungsformen, die hier angegeben und beschrieben sind, beschränkt. Daher können verschiedene Modifikationen ohne ein Abweichen von der Idee oder dem Umfang des allgemeinen erfinderischen Konzepts, das durch die angefügten Ansprüche und deren Äquivalente definiert ist, gemacht werden.

Claims

Werkstück aus wärmefestem Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl 0,25–0,35 Masse-% C, nicht mehr als 0,15 Masse-% Si, 0,2–0,8 Masse-% Mn, mehr als 0,3 bis einschließlich 0,6 Masse-% Ni, 1,6–1,9 Masse-% Cr, 0,23–0,30 Masse-% V, 0,6–1,1 Masse-% Mo, 0,6–1,4 Masse-% W, 0,001–0,008 Masse-% Nb, 0,002–0,008 Masse-% N, 1,3–1,4 Masse-% Mo + W/2 und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen umfasst.