DE112018005465T5

DE112018005465T5 - Stahl für ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk und Verfahren zur Herstellung desselben

Info

Publication number: DE112018005465T5
Application number: DE112018005465.9T
Authority: DE
Inventors: Suzhen LUO; Zhonghua Zhang; Ming Luo; Guoli Zhai
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2017-09-27
Filing date: 2018-09-26
Publication date: 2020-07-02
Also published as: WO2019062741A1; JP7009618B2; CN109554629A; JP2020535315A

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk und ein Verfahren zur Herstellung dersselben, wobei der Stahl der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: Cr: 8,0 - 10,0%; W: 2,0 - 3,2%; Co: 2,0 - 4,0%; V: 0,1 - 0,3%; Nb: 0,01 - 0,1%; B: 0,006 - 0,018%; Cu: 0,2 - 1,0%; Mn: 0,2 - 1,0%; Al: 0,005 - 0,08%; Si: 0,1 - 0,8%; C: 0,06 - 0,12%; N: 0,003 - 0,010%; P ≤ 0,02%, S ≤ 0,01%, Ni ≤ 0,01%, Re ≤ 0,01%, Ti ≤ 0,01%, und die Restmenge von Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, in der die unvermeidbare Verunreinigungen ≤ 0,015% betragen, wobei die obigen Elemente gleichzeitig die Gleichungen 1,6 ≤ (Cr+1,4W+1,5Si+2Nb+2V)/(Co+Cu+0,3Mn+ 30C+20N) ≤ 3,2 und 0,6 ≤ B/N ≤ 6 erfüllen müssen. Der Stahl weist eine gute Beständigkeit gegen Dampfoxidationskorrosion und eine gute Kriechfestigkeit bei einer hohen Temperatur auf, insbesondere eine Zeitstandfestigkeit von ≥ 100MPa über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C und eine Gewichtszunahme von ≤ 18 mg/cmnach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C. Deswegen ist er besonders für die Verwendung in einem Rohr eines Boilers eines ultra-überkritischen thermischen Kraftwerks oder anderen wärmebeständigen Vorrichtungen geeignet.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft das technische Gebiet von hitzebeständigen Stählen, insbesondere einen Stahl für ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk und ein Verfahren zur Herstellung desselben, und zwar einen Stahl für ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk, der gegen Dampfkorrosionsoxidation beständig ist und eine gute Kriechfestigkeit bei einer hohen Temperatur aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Stand der Technik
Mit der schnellen Entwicklung der Wirtschaft in China nehmen die Anforderungen an Ressource und Energie auch zu. Obwohl die Entwicklung neuartiger Energiequellen, wie Sonnen- und Windenergie, die Erwartung für Planung der elektrischen Energie erfüllt oder sogar übertrifft, ist die absolute Energiemenge aus diesen neuartigen Energiequellen noch geringfügig. In langer Zeit in der Zukunft wird das thermische Kraftwerk dennoch der dominante Teil, also bei einem Anteil von 70%, im chinesischen Kraftwerkssystem sein, was sich aus den Bedingungen und natürlichen Ressourcen in China ergibt. Während der Stromerzeugung im Kohlekraftwerk werden eine große Menge an Umweltschadstoff, wie Asche, Kohlendioxid, Schwefeldioxid und Stickstoffoxide, erzeugt und das Reservoir der Kohleressource ist begrenzt und nicht erneuerbar. Daher müssen effiziente, wirtschaftliche Anlage für thermisches Kraftwerk mit hoher Leistung und Kapazität entwickelt werden, um die Umwelt zu schützen und die Ressourcen zu sparen.
Es sollte dem Fachmann klar sein, dass die Erhöhung der Parameter des Dampfs (also des Drucks und der Temperatur) ein wichtiger und wirksamer Ansatz zur Verbesserung der Effizienz einer Kraftanlage ist. In den USA, Deutschland, Frankreich, und Japan wurden die ultra-überkritische Kraftanlage (U-USC) ausgestaltet, die eine überwiegende Dampftemperatur von 650°C und einen Druck von über 34,5 MPa aufweist. Mit den besseren Parametern werden eine höhere Effizienz der Stromerzeugung und wenigere Umweltbelastung erzielt, aber die Erhöhung der Parameter für den Dampf wird in gewissen Maße durch die einheitlichen Kosten und dergleichen, und zwar durch die verzögerte Entwicklung des Stahls mit hoher Festigkeit und Hitzebeständigkeit, beschränkt. Mit der Erhöhung der Parameter müssen die Eigenschaften der Materialien für die bei der erhöhten Temperatur belastete Komponente (z. B. das Rohr für Dampfleitung, das Ventil, der Boiler und die Turbine) auch entsprechend verbessert werden, deren sicherer Betrieb für die sichere Operation der gesamten Anlage von großer Bedeutung ist. Es ist dann erforderlich, dass das bei der erhöhten Temperatur belastete Material die folgenden Eigenschaften aufweist: 1) gute Zeitstand- und Kriechfestigkeit bei der erhöhten Temperatur, 2) ausgezeichnete Stabilität der Struktur bei der erhöhten Temperatur, 3) eine gute Beständigkeit gegen Dampfoxidationskorrosion bei der erhöhten Temperatur, 4) einen kleinen thermischen Ausdehnungskoeffizient, 5) eine gute kalte und heiße Behandelbarkeit, und 6) eine gute Schweißbarkeit.
Die auf Nickel basierende, hitzebeständige Legierung weist eine ausgezeichnete Festigkeit und Beständigkeit gegen Dampfoxidationskorrosion bei einer erhöhten Temperatur auf und findet bereits im Gebiet von Flugzeugmotoren, Turbinenschaufel und dergleichen, die bei einer Hochtemperatur betrieben werden, insbesondere in den Komponenten einer effizienteren Kraftanlage bei einer erhöhten Temperatur über 650°C erfolgreiche Anwendung. Jedoch muss die Entwicklung der Ausgestaltung der Anlage allmählich fortschreiten, währenddessen die Kosten der auf Nickel basierenden Legierung ihre Anwendung in dem Temperaturbereich von 600-650°C begrenzt. Bei dem hitzebeständigen austenischen Stahl entstehen trotz seiner relativ hohen Festigkeit bei einer erhöhten Temperatur zwischen 620-650°C die Probleme von einem großen thermischen Ausdehnungskoeffizient und einer niedrigen Wärmeleitfähigkeit, was seine Verbreitung in den thermischen Kraftwerken beschränkt. Der kommerziell erhältliche hitzebeständige martensitische Stahl T/P92 kann eine höchste Einsatztemperatur von 620°C erreichen, aber bisher liegt kein etablierter wirtschaftlicher hitzebeständiger martensitischer Stahl vor, welcher die Obergrenze der Einsatztemperatur bis zu 650°C erhöht. Diese Temperatur erreicht nahezu den Grenzwert der Temperatur für einen hitzebeständigen martensitischen/ferritischen Stahl, bei dem die Untersuchung des Verstärkungsmechanismus und die Entwicklung der Stahlart beispiellos anspruchsvoll sind.
Zu diesem Zweck führten die Fachleute relevante Forschungen und Entwicklungen durch. Das amerikanische Patent US 5591391 A veröffentlicht ein Hochleistungsmaterial mit verbessertem Kriechverhalten bei einer erhöhten Temperatur, guter Schweißbarkeit und Beständigkeit gegen Dampfoxidationskorrosion, welches in dem Gebiet von thermischen Kraftwerken Anwendung findet. Hinsichtlich seiner Zusammenfassung wird die Verstärkung durch einen hohen Anteil an Cr, W und Co verwendet. Dazu werden auch seltsame Elemente wie Rd und Ta zugegeben. Der Anteil von N beträgt 0,02-0,12%, welcher für einen hitzebeständigen ferritischen Stahl so hoch ist, dass die Produktion wesentlich erschwert. Darüber hinaus würde das restliche N nach der Nitridbildung durch die Reaktionen mit V und Nb ebenfalls eine große Menge an Cr und W verbrauchen, so dass der Effekt der Mischkristallverfestigung geschwächt würde.
Inhalt der Erfindung
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk und ein Verfahren zur Herstellung desselben anzugeben. Der Stahl soll eine gute Beständigkeit gegen Dampfoxidationskorrosion und eine gute Kriechfestigkeit bei einer hohen Temperatur, insbesondere eine Zeitstandfestigkeit von ≥ 100 MPa über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C und eine Gewichtszunahme von ≤ 18 mg/cm2 nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C, aufweisen. Deswegen soll er besonders für die Verwendung in einem Rohr eines Boilers eines ultra-überkritischen thermischen Kraftwerks oder anderen wärmebeständigen Vorrichtungen geeignet sein.
Um die obige Aufgabe zu lösen, wird in der vorliegenden Erfindung die folgende technische Lösung verwendet:
In der Erfindung werden gemäß der kombinierten synergistischen Verstärkungstheorien der Mischkristallverfestigung, Ausscheidungshärtung, Versetzungshärtung und Substrukturshärtung die Mischkristallverfestigung von Cr, W und Co, die Versetzungshärtung von Co und Cu, die Dispersionsverfestigung der feinen Ausscheidungen von Cr, V, Nb, C und N, sowie die feststeckende Verstärkung von B an den Kristallgrenzen und an den Phasengrenzflächen zwischen Karbid und Matrix ausgenutzt. Für die Anpassung der einzelnen Legierungselemente werden die Herstellbarkeit und die Kriechfestigkeit bei einer erhöhten Temperatur gleichzeitig berücksichtigt. Die konkrete technische Lösung ist wie folgt:
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk, mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gew.-%: Cr: 8,0 - 10,0%, W: 2,0 - 3,2%, Co: 2,0 - 4,0%, V: 0,1 - 0,3%, Nb: 0,01 - 0,1%, B: 0,006 - 0,018%, Cu: 0,2 - 1,0%, Mn: 0,2 - 1,0%, Al: 0,005 - 0,08%, Si: 0,1 - 0,8%, C: 0,06 - 0,12%, N: 0,003 - 0,010%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,01%, Ni ≤ 0,01%, Re ≤ 0,01%, Ti ≤ 0,01%, und die Restmenge von Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, in der die unvermeidbare Verunreinigungen ≤ 0,015% betragen, wobei die obigen Elemente gleichzeitig die Gleichungen 1,6 ≤ (Cr+1,4W+1,5Si+2Nb+2V)/(Co+Cu+0,3Mn+30C+20N) ≤ 3,2 und 0,6 ≤ B/N ≤ 6 erfüllen müssen.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Cr 8,5 - 9,5%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk W 2,5 - 3,0%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Co 2,5 - 3,5%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk V 0,15 - 0,25%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Nb 0,05 - 0,09%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk B 0,008 - 0,013%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Cu 0,2 - 0,5%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Mn 0,3 - 0,8%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Al 0,01 - 0,05%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Si 0,2 - 0,6%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk C 0,08 - 0,10%.
Bevorzugt beträgt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk N 0,005 - 0,008%.
Bevorzugt gilt in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk 1 ≤ B/N ≤ 3.
Weiterhin weist der Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk eine Zeitstandfestigkeit von ≥ 100 MPa über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C und eine Gewichtszunahme von ≤ 18 mg/cm² nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C auf. In einigen Ausführungsformen soll der Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk eine oder mehrere der folgenden Eigenschaften aufweisen: Grenze Rp 0,2 ≥ 600 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 800 MPa, Ausdehnung A₅₀ ≥ 15%; Schlagarbeit bei 20-25°C ≥ 25 J, und Schlagarbeit bei -20°C ≥ 15 J; Streckgrenze Rp 0,2 ≥ 250 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 290 MPa und Ausdehnung A₅₀ ≥ 20%, bei 600-675°C; Zeit der Standfestigkeit ≥ 15600h bei 650°C und 120 MPa; und einen thermischen Ausdehnungskoeffizient von 10-15 × 10^-6 K. Bevorzugt weist der Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk alle oben genannten Eigenschaften auf.
In die Ausgestaltung der Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlplatte:
Cr: Das Element Cr verbessert die Durchhärtbarkeit des Stahls. Wegen des Effekts der Mischkristallverfestigung ist die Dispersion- und Ausscheidungsverfestigung des Karbids aus Cr und C die hauptsächliche Verstärkungsform im Stahl, was die Kriechfestigkeit bei einer erhöhten Temperatur des Stahls begünstigt. Eine bestimmte Menge an Element Cr ermöglicht die Ausbildung eines durchgängigen Oxidfilms aus Cr₂O₃ oder (CrFe)₃O₄ an der Oberfläche des hitzebeständigen Stahls, welcher dem hitzebeständigen Stahl eine gute Beständigkeit gegen die durch den Hochtemperaturdampf bedingte Oxidationskorrosion verleiht. Bei einem zu niedrigen Gehalt von Cr kann die Mischkristallverfestigung und Ausscheidungshärtung nicht erzielt werden, und zudem ist es dabei nicht möglich, einen durchgängigen Cr₂O₃- oder (CrFe)₃O₄-Film auszubilden, was für die Beständigkeit des Materials gegen die durch den Dampfkorrosion bei einer erhöhten Temperatur nachteilig ist. Dagegen wird bei einem zu hohen Gehalt von Cr die Produktion und Behandlung des hitzebeständigen Stahls schwieriger, bei der ein Hochtemperatur-δ-Ferrit leicht erzeugt wird, was für die Kriech- und Zeitstandfestigkeit bei einer erhöhten Temperatur nachteilig ist. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Cr zwischen 8,0-10%, bevorzugt zwischen 8,5-9,5% kontrolliert.
W: Da das W-Atom einen großen Durchmesser hat, führt dieses Element im Matrix zu einer großen Kristallgitterverzerrung und damit zu einer signifikanteren Mischkristallverfestigung als Mo. Gleizeitig kann W auch als Karbonitrid in einer Ausscheidungsphase ausfallen, um die Dispersion- und Ausscheidungsverfestigung zu bewirken. Dies ist sehr vorteilhaft für die Kriech- und Zeitstandfestigkeit des hitzebeständigen Stahls bei oder über 620°C. Bei einem zu niedrigen Gehalt von W kann nicht ausreichende Verstärkungsphase ausgebildet werden, aber bei einem zu hohen Gehalt von W wird das Wachsen der Hochtemperatur-δ-Ferritphase gefördert, so dass die spröde σ-Phase von W erzeugt wird, was zu der Verschlechterung der langfristigen Hochtemperatureigenschaften des Materials führt. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von W zwischen 2,0-3,2%, bevorzugt zwischen 2,5-3,0% kontrolliert.
Co: Das Element Co dient der Mischkristallverfestigung im Stahl. Co kann die Löslichkeit von Ti und Al in der Stahlmatrix reduzieren und die Löslichkeit von Cr und C im Stahl verändern, und die Wirkung der Mischkristallverfestigung von Cr erhöhen. Co erniedrigt die Stapelfehlerenergie der Metallmatrix und dient der Versetzungshärtung, außerdem kann Co die Erzeugung der Hochtemperatur-δ-Ferritphase unterdrücken. Daher kann die Zugabe von Co die Kriechbeständigkeit der Legierung signifikant erhöhen und die heiße Behandelbarkeit und die Beständigkeit des Stahls gegen Korrosion bei einer erhöhten Temperatur verbessern. Falls zu wenig Co zugegeben wird, kann die erwünschte Wirkung nicht realisiert werden. Jedoch gehört Co zu den Edelmetall und bei einer zu großen Einsatzmenge verliert der Stahl die Vorteil hinsichtlich der Kosten. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Co zwischen 2,0-4,0%, bevorzugt zwischen 2,5-3,5% kontrolliert.
V: Die Zugabe von V kann die Kriechfestigkeit des Materials bei einer erhöhten Temperatur verbessern. Im Stahl kann V feine Nitrid und/oder Karbonitrid bilden. Bei einem zu kleinen Gehalt von V kann die erwünschte Wirkung nicht realisiert werden. Falls V zu viel eingesetzt würde, würde das Karbonitrid und die Kristallkörner des Oxids an Oberfläche größer, was die Beständigkeit gegen Dampfkorrosion reduziert. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von V zwischen 0,1-0,3%, bevorzugt zwischen 0,15-0,25% kontrolliert.
Nb: Nb ist ein C und N stabilisierende Element. Es dient unter der Bildung eines Nb-Karbonitrid der Ausscheidungshärtung auf ähnliche Weise wie V. Bei einer zu kleinen Einsatzmenge von Nb kann die erwünschte Wirkung nicht realisiert werden. Bei einer zu großen Einsatzmenge von Nb senkt dagegen die Verarbeitbarkeit ab, was zu Vergrößerung des Karbonitrids und die Erniedrigung der thermischen Stabilität führen würde. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Nb zwischen 0,01-0,1%, bevorzugt zwischen 0,05-0,08% kontrolliert.
B: Die Zugabe von Element B dient der Verstärkung der Kristallgrenze und der Stabilisierung der Struktur, da B die leere Stellungen an dem Karbid besetzen und sein Wachstum unterdrücken kann. Bei einem zu kleinen Gehalt von B kann die erwünschte Verstärkung nicht realisiert werden. Falls dagegen der Gehalt von B zu hoch ist, werden die heiße Verarbeitbarkeit und Schweißbarkeit verschlechtert. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von B zwischen 0,006-0,018%, bevorzugt zwischen 0,008-0,013% kontrolliert.
N: Das Element N ist ein Austenit-bildendes Element. Eine bestimmte Menge an N kann zusammen mit anderen Austenit-bildendes Elementen die Bildung des Hochtemperatur-δ-Ferrits unterdrücken und kann zusammen mit weiteren Elementen wie Nb und V feines dispergierbares Nitrid bilden, welches eine Stabilität aufweist, die viel größer als das Karbid oder Karbonitrid der entsprechenden Legierung ist. Bei einem zu hohen Gehalt von N würde die Verarbeitbarkeit und Schweißbarkeit verschlechtert. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von B zwischen 0,003-0,01%, bevorzugt zwischen 0,005-0,008% kontrolliert.
C: Das Element C kann mit Cr, V, Nb, W usw. Karbid bilden und durch Dispersionsverfestigung die thermische Stabilität des Materials erhöhen. Bei einem zu niedrigen Gehalt des Karbids senkt sich die Menge an ausgefallen Karbid ab, so dass die erwünschte Verstärkung nicht erreicht und die thermische Verarbeitung durch die Bewegung des zweiten spröden Temperaturbereich des Stahls nach höherer Temperatur erschwert werden kann. Ein hoher Gehalt von C fördert die Unterdrückung der Bildung des Hochtemperatur-δ-Ferrits und verbessert die Thermoplastizität des Materials in dem zweiten spröden Temperaturbereich. Jedoch führt ein zu hoher Gehalt von C zur überschüssigen Ausscheidung des Karbids, was zu viel Elemente für Mischkristallverfestigung verbraucht und dadurch die gesamte Kriechfestigkeit erniedrigt. Zudem ist ein zu hoher Gehalt von C auch für die Schweißbarkeit nachteilig. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Nb zwischen 0,06-0,12%, bevorzugt zwischen 0,08-0,10% kontrolliert.
Si: Die Zugabe von Si kann die Beständigkeit des Materials gegen die durch den Hochtemperaturdampf bedingte Oxidationskorrosion verbessern. Eine überschüssige Menge an Si ist allerdings für die Schlagzähigkeit nachteilig. Beim Betrieb bei einer Hochtemperatur für lange Zeit bewirkt Si das Ausfallen und die Ausscheidung der spröden Phase, was die für Stabilität der Kriechfestigkeit nachteilig ist. Zudem kann die Effizienz des Wärmeaustausches beeinträchtigt werden, wenn das durch langfristige Oxidationskorrosion erzeugte SiO₂ stetig inneres Oxid bildet. Ein zu hoher Gehalt von Si verschlechtert die Thermoplastizität des Materials im ersten spröden Temperaturbereich bei Hochtemperatur und beeinträchtigt die heiße Verarbeitbarkeit des Materials. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Si zwischen 0,1-0,8%, bevorzugt zwischen 0,2-0,6% kontrolliert.
Cu: Das Element Cu ist ein Austenit-bildendes Element, welches die Bildung des δ-Ferrits verhindert. Die Zugabe von Cu kann die Beständigkeit des Stahls gegen die durch den Hochtemperaturdampf bedingte Oxidationskorrosion verbessern. Die heiße Verarbeitbarkeit wird bei einem zu hohen Gehalt von Cu verschlechtert. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Cu zwischen 0,2-1,0%, bevorzugt zwischen 0,2-0,5% kontrolliert.
Mn: Das Element Mn ist ein Austenit-bildendes Element, welches die Bildung des Hochtemperatur-δ-Ferrits unterdrückt. Zudem stabilisiert Mn die Elemente P und S, um die Bildung der Sulfide mit niedrigem Schmelzpunkt zu verhindern und die heiße Verarbeitbarkeit des Materials zu erhöhen. Bei einem zu niedrigen Gehalt von Mn können die Elemente P und S nicht gut stabilisiert und die erwünschte Wirkung nicht realisiert werden. Ein zu hoher Gehalt von Mn beeinträchtigt die Schlagzähigkeit und verringert die Kriechfestigkeit des Stahls bei einer erhöhten Temperatur. Deswegen wird erfindungsgemäß der Gehalt von Mn zwischen 0,2-1,0%, bevorzugt zwischen 0,3-0,8% kontrolliert.
Al: Al ist für die Erhöhung der Beständigkeit des Stahls gegen die durch den Hochtemperaturdampf bedingte Oxidationskorrosion von großer Bedeutung, aber Al kann leicht mit N im Stahl zur Bildung von AlN gebunden werden, was für die Kriechfestigkeit des Materials nachteilig ist. Daher soll erfindungsgemäß Al nicht als Legierungselement, sondern als restliche Element zugegeben werden, da während des Schmiedens in der Regel Al zur Desoxidation oder Al zusammen mit Si zur kombinierten Desoxidation verwendet wird. Daher muss während der Produktion der Gehalt von Al streng kontrolliert werden, vorzugsweise zwischen 0,005-0,08%, bevorzugt 0,01-0,05%.
P, S: P und S sind Verunreinigungen, die im Rohmaterial oder Hilfsmittel für den Stahl vorhanden sind oder im Produktionsvorgang eingeführt sind. P kann zur Versprödung an Kristallgrenzen führen und damit die Zähigkeit und Verarbeitbarkeit des Materials verschlechtern. Das Element S bildet Sulfide mit niedrigem Schmelzpunkt, die die Verarbeitbarkeit und mechanischen Eigenschaften des Materials erniedrigen. Außerdem kann die Elemente P und S die durch den Hochtemperaturdampf bedingte Oxidationskorrosion beschleunigen, so dass sich die Beständigkeit des hitzebeständigen Stahl gegen Dampfkorrosion absenkt. Daher soll P und S so kontrolliert, dass P ≤ 0,02% und S ≤ 0,01%, bevorzugt P ≤ 0,01% und S ≤ 0,005% gelten.
Die Elemente Re, Ti und Ni werden nicht als Legierungselemente zugegeben. Obwohl das Element Re die Beständigkeit des Materials gegen Dampfkorrosion sowie die Thermoplastizität verbessert, ergibt sich die Bildung der Einschüsse von Seltenerdoxide leicht bei dem praktischen Schmieden aus den Seltenerdelemente, was zur Kernbildung für Risswachstum bei Hochtemperatur und dann zur Erniedrigung der Kriechfestigkeit des Stahls führt. Ti kann leicht mit N TiN bilden, und TiN kann nur bei einer sehr hohen Temperatur Mischkristall formieren. Sobald der Mischkristall ausgebildet ist, kann er nur schwer durch thermische Behandlung angesteuert werden. Durch Untersuchungen wird es gezeigt, dass Ni einen negativen Einfluss für die Zeitstandfestigkeit des hitzebeständigen ferritischen Stahls hat. Daher sollen in Massenproduktion, in der keine Produktion mit feinen Stoffen möglich ist, die Elemente Ni, Ti und Re im Rohmaterial und Hilfsmittel streng kontrolliert werden, so dass die Gehalte von Ni, Ti und Re unter 0,01% betragen.
Darüber hinaus kann der erfindungsgemäße Stahl auch andere unvermeidbare Verunreinigungselemente enthalten, wie z. B. den Rest, der aus dem Rohmaterial und Hilfsmittel stammt und der während der Produktion aus der Schlacke und flammwidrigen Materialien erzeugt wurde, wie beispielsweise die Schadstoff von Sn, Pb, As, Sb und Zn. Die Gehalte dieser Elemente müssen auch streng gesteuert werden, deren Gesamtmenge 0,015% nicht überschreiten darf.
Um erfindungsgemäß den negative Einfluss des Hochtemperatur-δ-Ferrits auf die Herstellbarkeit und die Kriechfestigkeit des Stahls bei einer erhöhten Temperatur zu kontrollieren, betrachtet die Ausgestaltung der Zusammensetzung auch die Steuerung des Verhältnis von Äquivalent des Ferrits zu Äquivalent des Austenits, was die durch das Hochtemperatur-δ-Ferrit bedingte Gefahr hinsichtlich der Qualität, wie Rissbildung, während der Produktion fundamental vermeidet oder verringert und bei dem nachfolgenden Verfahren sicherstellt, ausschließlich eine temperierte martensitische Struktur im erfindungsgemäßen Stahl zu erhalten. Daher sollen die Legierungskomponenten des erfindungsgemäßen Stahls weiterhin die Gleichungen $1,6 \leq (Cr + 1,4 W + 1,5 Si + 2 Nb + 2 V) / (Co + Cu + 0,3 Mn + 30 C + 20 N) \leq 3,2$
erfüllen.
In der Erfindung werden B dazu verwendet, die Kristallgrenzen zu verstärken und das Aufwachsen von Karbid zu unterdrücken, um die Eigenschaften des Materials bei einer erhöhten Temperatur zu verbessern. Jedoch darf N nicht überschüssig zugegeben werden, welches ansonsten mit B zu BN umsetzt und damit die Wirkung des B-Element vernichtet. Daher soll bei der Ausgestaltung der Zusammensetzung der Erfindung die sämtliche Steuerung von B/N ausreichend berücksichtigt werden, so dass die chemische Zusammensetzung auch die Gleichung 0,6 ≤ B/N ≤ 6, vorzugsweise 1 ≤ B/N ≤ 3 erfüllt.
Es sollte verstanden werden, dass die Bereiche der Gehalten der einzelnen Elemente hierin beliebig miteinander kombiniert werden können. In einigen Ausführungsformen soll beispielsweise die chemische Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk eine oder mehrere der folgenden Merkmale erreichen: Cr: 8,5 - 9,5%; W: 2,5 - 3,0%; Co: 2,5 - 3,5%; V: 0,15 - 0,25%; Nb: 0,05 - 0,09%; B: 0,008 - 0,013%; Cu: 0,2 - 0,5%; Mn: 0,3 - 0,8%; Al: 0,01 - 0,05%; Si: 0,2 - 0,6%; C: 0,08 - 0,10%; N: 0,005 - 0,008%; und 1 ≤ B/N ≤ 3. In einigen Ausführungsformen gelten in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Cr: 8,5 - 9,5%; W: 2,5 - 3,0%; Co: 2,5 - 3,5%; V: 0,15 - 0,25%; Nb: 0,05 - 0,09%; B: 0,008 - 0,013%; Cu: 0,2 - 0,5%; Mn: 0,3 - 0,8%; Al: 0,01 - 0,05%; Si: 0,2 - 0,6%; C: 0,08 - 0,10%; N: 0,005 - 0,008%; und 1 ≤ B/N ≤ 3.
Das Verfahren zur Herstellung eines Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk umfasst die folgenden Schritte:

1) Schmieden der oben genannten chemischen Komponenten mittels eines Vakuuminduktionsofens, Gießen als Ingot, Einhalten der Temperatur des Ingots bei 1000-1180°C für 1 bis 6 Stunden, und Verarbeiten zur erwünschten Größe durch Hochtemperatur-Umformung zwischen 920-1150°C; und
2) thermische Behandlungen

Normalisierung: Normalisieren bei 1000-1140°C für 0,5 bis 4 Stunden und Kühlen mit Luft bis Raumtemperatur.
Temperierung: Temperieren bei 700-820°C für 1 bis 5 Stunden und Kühlen mit Luft bis Raumtemperatur.
Bei dem oben genannten erfindungsgemäßen Komponentensystem befindet sich der Ingot bei einem Erwärmungstemperatur von > 1200°C in einem ersten spröden Temperaturbereich und bei einem Erwärmungstemperatur von < 900°C in einem zweiten spröden Temperaturbereich, so dass eine zu niedrige Thermoplastizität des Stahls in dem ersten und dem zweiten spröden Temperaturbereich während der thermischen Behandlung vermieden wird, wenn erfindungsgemäß die Erwärmungstemperatur für den Ingot 1000-1180°C gewählt ist.
Erfindungsgemäß erfolgt die Normalisierung im Temperaturbereich von 1000-1140°C und die Tempierung im Temperaturbereich von 700-820°C, so dass der erfindungsgemäße Stahl die optimale Wirkung der Ausscheidungshärtung, Versetzungshärtung und Latte-Substrukturshärtung aufweist. Um eine ausreichende Zeitstandfestigkeit bei der erhöhten Temperatur zu gewährleisten, erfolgt daher erfindungsgemäß schließlich die oben genannte thermische Behandlungen.
Der erfindungsgemäß hergestellte Stahl weist gute Eigenschaften bei Raumtemperatur und bei einer erhöhten Temperatur sowie eine ausgezeichnete Zeitstandfestigkeit bei erhöhter Temperatur und die Beständigkeit gegen Dampfkorrosion bei erhöhter Temperatur. Die konkrete Kriterien für seine Eigenschaften sind wie folgt: die mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur sind: Streckgrenze Rp 0,2 ≥ 600 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 800 MPa, Ausdehnung A₅₀ ≥ 15%; Schlagarbeit bei 20-25°C ≥ 25 J, und Schlagarbeit bei -20°C ≥ 15 J; und die mechanischen Eigenschaften bei 600-675°C sind: Streckgrenze Rp 0,2 ≥ 250 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 290 MPa, Ausdehnung A₅₀ ≥ 20%; Zeit der Standfestigkeit ≥ 15600h bei 650°C und 120 MPa; Gewichtszunahme von nicht größer als 18 mg/cm² nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C, Zeitstandfestigkeit über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C größer als 100 MPa, und ein thermischer Ausdehnungskoeffizient von 10-15 × 10^-6 K; und eine gute Herstellbarkeit, insbesondere geeignet für die Herstellung der hitzebeständigen Komponenten, wie z. B. eines Rohrs eines Boilers eines ultra-überkritischen thermischen Kraftwerk bei einer Temperatur von 620-650°C. Der Stahl kann trotzdem auch in andere Umgebung als das ultra-überkritische thermische Kraftwerk, bei der die Hitzebeständigkeit benötigt ist, angewandt sein. Die Ausgestaltung der Zusammensetzung und des Herstellungsprozesses wird unter Berücksichtigung der Fähigkeit der vorhandenen Produktionsanlage für industrielle Röhre vorgenommen und kann industrialisiert werden.
Die Erfindung weist die folgenden vorteilhaften Aspekte auf:
Im Vergleich zum Stand der Technik wird der Gehalt von Cu in der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls optimiert und auf die Zugabe von Seltenerdelementen verzichtet, was die Schwierigkeit für die Steuerung der Nichtmetalleinschlüsse während des Schmiedens reduziert und den Gehalt von N erniedrigt, so dass die Schalgzähigkeit und Schweißbarkeit des Stahls sicherstellt. Gleichzeitig müssen die chemischen Komponenten die Gleichung 1,6 ≤ (Cr+1,4W+1,5Si+2Nb+2V)/(Co+Cu+0,3Mn+30C+20N) ≤ 3,2 und 0,6 ≤ B/N ≤ 6 erfüllen. Das chemische Komponentensystem kombiniert mit dem erfindungsgemäßen Erwärmungsprozess, bei dem die Erwärmungstemperatur 1000-1180°C und die Umformungstemperatur 920-1150°C beträgt, kann die Bildung des δ-Ferrits in dem Stahl bei Hochtemperatur kontrollieren, die Thermoplastizität verbessern, die Gefahr der Defektbildung bei der thermischen Behandlung reduzieren und gleichzeitig die Kriechfestigkeit bei einer erhöhten Temperatur des Stahls gewährleisten.
Figurenliste

1 ist eine schematische Darstellung der Hochtemperatur-Thermoplastizität der Stähle aus Beispiel 3 und Beispiel 10 der Erfindung bei unterschiedlichen Temperaturen.

Ausführliche Ausführungsformen
Die vorliegende Erfindung wird im Zusammenhang mit den Beispielen und den Figuren weiter beschrieben.
Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung des Stahls aus dem Ausführungsbeispiel der Erfindung und des Stahls aus dem Vergleichsbeispiel, Tabelle 2 zeigt die kritischen Herstellungsprozessparameter für den Stahl aus dem Ausführungsbeispiel der Erfindung und den Stahl aus dem Vergleichsbeispiel, und Tabelle 3 zeigt die Gesamteigenschaften des Stahls aus dem Ausführungsbeispiel der Erfindung und des Stahls aus dem Vergleichsbeispiel.
Beispiel 1
50 - 100 Kg Ingot mit der in der Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzung wurde mittels eines Vakuuminduktionsofens geschmiedet, geformt, auf 1180°C erhitzt, und zu einer warmgewalzten Platte mit einer Dicke von 16 mm warmgewalzt. Die Temperatur der warmgewalzten Platte wurde bei 1020°C für 1,5 Stunden gehalten, bis Raumtemperatur mit Luft abgekühlt, bei 760°C für 2 Stunden gehalten, und bis Raumtemperatur mit Luft abgekühlt. Aus der thermisch behandelten Stahlplatte wurden Proben für die Beurteilung der mechanischen Eigenschaften bei normaler Temperatur, des langfristigen Ausfalls sowie die Kriech- und Zeitstandfestigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur genommen, und die gemissten Eigenschaften wurden in Tabelle 3 dargestellt.
Die Herstellung und Beurteilung der anderen Ausführungsbeispiele erfolgte ähnlich wie Beispiel 1, wobei die ausführlichen Herstellungsparameter Tabelle 2 und die Eigenschaften Tabelle 3 entnommen werden.
Aus Tabelle 3 ist bekannt, dass die mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur für den erfindungsgemäßen Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk wie folgt sind: Streckgrenze Rp 0,2 ≥ 600 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 800 MPa, Ausdehnung A₅₀ ≥ 15%; Schlagarbeit bei 20-25°C ≥ 25 J, und Schlagarbeit bei -20°C ≥ 15 J; und die mechanischen Eigenschaften bei 600-675°C sind: Streckgrenze Rp 0,2 ≥ 250 MPa, Zugfestigkeit Rm ≥ 290 MPa, Ausdehnung A₅₀ ≥ 20%; Zeit der Standfestigkeit ≥ 15600h bei 650°C und 120 MPa; Gewichtszunahme von nicht größer als 18 mg/cm² nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C. Aus der Berechnung der Daten in Tabelle 3 ist bekannt, dass die Zeitstandfestigkeit über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C größer als 100 MPa beträgt. Die Stahlplatte weist eine ausgezeichnete Zeitstandfestigkeit bei erhöhter Temperatur und die Beständigkeit gegen Dampfkorrosion bei erhöhter Temperatur sowie eine gute Herstellbarkeit auf, und ist für die Herstellung eines Rohrs eines Boilers eines ultra-überkritischen thermischen Kraftwerks oder anderen wärmebeständigen Vorrichtungen sehr geeignet.

Aus 1 ist ersichtlich, dass sich der Ingot bei dem oben genannten erfindungsgemäßen Komponentensystem bei einem Erwärmungstemperatur von > 1250°C in einem ersten spröden Temperaturbereich und bei einem Erwärmungstemperatur von < 900°C in einem zweiten spröden Temperaturbereich befindet, so dass eine zu niedrige Thermoplastizität des Stahls in dem ersten und dem zweiten spröden Temperaturbereich während der thermischen Behandlung vermieden wird, wenn die Erwärmungstemperatur für den Ingot 1000-1180°C gewählt ist. Tabelle 1 (in Gew.-%)

Nr.	C	Si	Mn	P	S	Cr	W	Co	V	Nb	B	Cu	N	Al
Beispi el 1	0,085	0,13	0,74	0,008	0,004 4	9,47	2,08	3,27	0,130	0,020	0,012 2	0,627	0,007 0
Beispi el 2	0,078	0,21	0,24	0,005	0,009 0	9,44	2,49	2,28	0,173	0,056	0,006 4	0,256	0,004 8	0,060
Beispi el 3	0,080	0,45	0,32	0,013	0,004 0	9,25	2,55	3,85	0,214	0,070	0,008 8	0,965	0,004 0	0,060
Beispi el 4	0,099	0,58	0,43	0,018	0,004 3	8,28	2,94	3,24	0,153	0,079	0,009 9	0,325	0,003 4	0,025
Beispi el 5	0,074	0,53	0,64	0,013	0,007 4	8,94	2,86	2,18	0,133	0,027	0,008 6	0,518	0,004 2	0,052
Beispi el 6	0,076	0,77	0,31	0,005	0,006 2	8,74	2,58	3,13	0,210	0,078	0,010 9	0,479	0,007 7	0,016
Beispi el 7	0,117	0,64	0,74	0,003	0,003 9	8,65	2,37	2,67	0,172	0,016	0,017 2	0,871	0,006 0	0,020
Beispi el 8	0,095	0,36	0,84	0,004	0,003 2	8,56	2,48	2,38	0,284	0,089	0,010 0	0,768	0,004 0	0,006
Beispi el 9	0,075	0,50	0,37	0,008	0,004 1	9,09	2,54	2,18	0,192	0,094	0,016 7	0,571	0,005 0	0,043
Beispi el 10	0,110	0,36	0,83	0,000	0,009 5	8,92	2,28	2,46	0,252	0,057	0,014 7	0,886	0,007 2	0,009
Beispi el 11	0,116	0,28	0,59	0,014	0,004 6	8,90	2,66	3,33	0,216	0,069	0,017 0	0,532	0,006 4	0,045
Beispi el 12	0,084	0,26	0,75	0,020	0,000 0	9,86	2,24	2,36	0,284	0,028	0,013 1	0,711	0,004 3	0,059
Beispi el 13	0,100	0,20	0,57	0,018	0,001 1	9,66	3,14	2,14	0,103	0,081	0,016	0,295	0,003 5	'0,047
Beispi el 14	0,101	0,34	0,92	0,001	0,006 3	9,91	3,11	2,38	0,273	0,019	0,008 7	0,369	0,003 5	0,019
Beispi el 15	0,094	0,55	0,47	0,003	0,010 0	9,36	2,88	2,90	0,198	0,097	0,016 3	0,761	0,008 7	0,029
Beispi el 16	0,106	0,54	0,34	0,011	0,008 0	10,00	2,00	2,47	0,160	0,071	0,010 1	0,794	0,009 4	0,050
Beispi el 17	0,099	0,21	0,77	0,020	0,005 4	9,68	3,12	3,48	0,120	0,081	0,008 1	0,808	0,004 3	0,032
Beispi el 18	0,117	0,69	0,26	0,007	0,008 9	9,41	2,63	2,89	0,252	0,019	0,013 8	0,725	0,005 0	0,010
Beispi el 19	0,089	0,33 .	0,36 .	0,003	0,005 4	8,71	2,97	3,51	0,105	0,093	0,006 5	0,464	0,006 8	0,064
Beispi el 20	0,103	0,23	0,79	0,014	0,001 1	8,26	2,39	3,93	0,152	0,018	0,014 2	0,377	0,007 5	0,073
Vergle ichsbe ispiel 1	0,049	0,32	1,46	0,001	0,003 9	6,11	3,32	3,27	0,420	0,287	0,037 0	2,60	0,035 4	0,028
Vergle ichsbe ispiel 2	0,141	1,26	0,32	0,024	0,009 4	10,30	0,85	5,11	0,462	0,351	0,043 2	2,70	0,003 0	0,005
Vergle ichsbe ispiel 3	0,072	0,99	0,04	0,008	0,011 8	11,74	3,62	2,29	0,437	0,048	0,018 8	0,78	0,036 1	0,085
Vergle ichsbe ispiel 4	0,156	1,08	0,24	0,022	0,017 6	12,06	4,82	0,13	0,310	0,388	0,016 9	0,45	0,024 1	0,097
Vergle ichsbe ispiel 5	0,164	0,25	0,86	0,011	0,005 5	11,21	1,36	2,07	0,568	0,193	0,041 9	1,32	0,030 7	0,090
Vergle ichsbe ispiel 6	0,123	1,15	0,82	0,021	0,014 5	7,66	4,65	7,34	0,782	0,434	0,040 8	1,13	0,047 1	0,001
Vergle ichsbe ispiel 7	0,104	0,33	0,55	0,020	0,009 2	10,87	4,53	6,16	0,696	0,032	0,021 5	0,44	0,001 5	0,064
Vergle ichsbe ispiel 8	0,165	1,12	0,15	0,026	0,005 5	12,61	3,81	7,33	0,557	0,401	0,023 9	1,85	0,001 1	0,015
Vergle ichsbe ispiel 9	0,102	0,25	1,47	0,026	0,018 9	6,60	0,74	0,11	0,296	0,023	0,017 1	0,92	0,006 1	0,003
Vergle ichsbe ispiel 10	0,194	0,51	1,06	0,034	0,008 9	11,80	4,13	4,35	0,020	0,060	0,009 3	1,83	0,034 0	0,082

Tabelle 2

Nr.	Erwärmung des Ingots		Umformu ngstemper atur (°C)	Normalisierung		Temperierung
Nr.	Erwärmu ngstempe ratur (°C)	Zeitdau er für Temper aturhalt ung (h)	Umformu ngstemper atur (°C)	Normalisier ungstemper atur (°C)	Zeitdau er für Temper aturhalt ung (h)	Temperier ungstempe ratur (°C)	Zeitdau er für Temper aturhalt ung (h)
Beispie 11	1180	3,5	960	1020	1,5	760	2
Beispie 12	1140	2,8	1130	1040	2,2	810	4,2
Beispie 13	1115	3,2	1030	1030	4,0	790	4,2
Beispie 14	1080	3,5	1030	1020	2,4	715	4,6
Beispie 15	1130	2,9	1135	1125	0,8	730	3,8
Beispie 16	1170	3,8	1140	1090	2,5	755	3,4
Beispie 17	1100	2,8	1010	1110	3,0	770	4,4
Beispie 18	1090	2,0	955	1065	3,2	715	2,0
Beispie 19	1120	4,2	1015	1075	0,8	740	1,8
Beispie 110	1150	2,0	1150	1040	0,6	810	2,8
Beispie 111	1140	2,5	1000	1010	0,8	795	4,2
Beispie 112	1110	2,3	1130	1075	3,4	770	1,3
Beispie 113	1105	5,0	1020	1105	1,8	795	1,5
Beispie 114	1180	2,6	960	1065	1,0	745	1,4
Beispie 115	1165	5,4	1025	1020	1,4	760	3,2
Beispie 116	1130	4,5	1045	1115	1,5	770	4,2
Beispie 117	1170	5,6	1085	1105	3,2	745	4,0
Beispie 118	1120	2,3	1060	1005	3,7	715	1,4
Beispie 119	1155	6,0	965	1065	3,0	720	4,1
Beispie 120	1130	4,4	1110	1070	3,1	750	3,8
Verglei chsbeis piel 1	1255	1,8	1115	1040	3,9	685	3,2
Verglei chsbeis piel 2	1070	6,2	990	1110	4,8	835	0,8
Verglei chsbeis piel 3	1070	2,4	1020	1100	0,8	660	5,4
Verglei chsbeis piel 4	1200	6,6	1070	1010	0,6	830	0,7
Verglei chsbeis piel 5	1030	2,4	1130	1060	4,9	860	5,8
Verglei chsbeis piel 6	1200	2,1	1050	1100	0,8	830	0,8
Verglei chsbeis piel 7	1250	6,2	1055	1075	4,3	680	0,4
Verglei chsbeis piel 8	1260	1,9	1110	1005	0,4	840	5,6
Verglei chsbeis piel 9	1060	6,5	1040	1120	4,8	680	0,8
Verglei chsbeis piel 10	1070	2,1	1060	1040	0,1	700	5,2

Tabelle 3

	mechanische Eigenschaften bei normaler Temperatur			Schlagarbeit (Ak, J)		mechanische Eigenschaften bei erhöhter Temperatur (650°C)			Schlagarbeit bei normaler Temperatur nach Alterung bei 650°C (Ak, J)		Zeit der Standfe stigkeit (h) bei 650°C und 120 MPa	Gewichtszu nahme durch Oxidation (mg/cm²) unter gesättigtem Wasserdam pf bei 650°C über 1000 h
	Rp 0,2 (MPa)	Rm (MPa)	A₅₀ %	20-25°C	-20°C	Rp 0,2 (MPa)	Rm (MPa)	A₅₀ %	1000 h	3000h	Zeit der Standfe stigkeit (h) bei 650°C und 120 MPa
Beispiel 1	756	884	27	78	49	330	368	26	39	36	55880	15
Beispiel 2	707	827	28	94	40	317	327	25	43	30	36499	16
Beispiel 3	637	893	25	106	24	323	358	28	33	31	50932	18
Beispiel 4	763	885	17	39	49	365	323	28	45	37	37077	18
Beispiel 5	790	832	28	26	27	297	364	25	49	33	33296	14
Beispiel 6	747	965	21	75	26	331	376	25	47	37	24336	16
Beispiel 7	710	900	29	34	48	354	420	26	35	27	35973	15
Beispiel 8	626	929	20	78	35	386	364	21	50	32	49474	15
Beispiel 9	610	895	23	118	50	297	389	26	44	34	22557	14
Beispiel 10	707	878	16	105	39	349	344	29	48	29	37212	17
Beispiel 11	752	879	18	143	44	344	362	24	29	31	51929	16
Beispiel 12	696	879	20	106	25	368	402	28	51	38	31293	15
Beispiel 13	658	887	25	50	24	342	335	26	36	32	44932	16
Beispiel 14	635	945	20	149	20	340	365	30	46	31	29039	16
Beispiel 15	748	965	24	115	22	291	388	27	52	32	37308	14
Beispiel 16	660	822	29	48	38	269	315	29	36	32	54079	16
Beispiel 17	680	844	24	138	29	351	371	23	45	32	21627	14
Beispiel 18	702	916	29	31	45	372	318	28	42	34	49067	15
Beispiel 19	697	810	22	88	38	352	307	22	54	38	38681	15
Beispiel 20	678	816	18	150	23	352	334	27	45	29	28440	15
Vergleic hsbeispi el 1	672	949	22	45	11	216	226	17	31	23	4921	24
Vergleic hsbeispi el 2	824	935	15	47	20	224	312	17	20	15	3834	14
Vergleic hsbeispi el 3	734	806	13	46	10	238	263	20	28	24	5932	17
Vergleic hsbeispi el 4	828	760	7	24	12	299	339	16	33	24	4771	15
Vergleic hsbeispi el 5	794	874	17	16	19	225	276	25	27	14	6032	13
Vergleic hsbeispi el 6	595	986	20	35	22	241	295	24	27	23	4252	24
Vergleic hsbeispi el 7	668	897	19	37	26	321	262	21	34	14	6625	20
Vergleic hsbeispi el 8	656	764	22	49	7	280	331	21	27	17	4047	14
Vergleic hsbeispi el 9	592	1023	12	47	22	217	333	22	28	20	5353	25
Vergleic hsbeispi el 10	677	763	11	30	10	334	233	22	30	17	3817	15

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

US 5591391 A [0005]

Claims

Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk, mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gew.-%: Cr: 8,0 - 10,0%, W: 2,0 - 3,2%, Co: 2,0 - 4,0%, V: 0,1 - 0,3%, Nb: 0,01 - 0,1%, B: 0,006 - 0,018%, Cu: 0,2 - 1,0%, Mn: 0,2 - 1,0%, Al: 0,005 - 0,08%, Si: 0,1 - 0,8%, C: 0,06 - 0,12%, N: 0,003 - 0,010%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,01%, Ni ≤ 0,01%, Re ≤ 0,01%, Ti ≤ 0,01%, und die Restmenge von Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, in der die unvermeidbare Verunreinigungen ≤ 0,015% betragen, wobei die obigen Elemente gleichzeitig die Gleichungen 1,6 ≤(Cr+1,4W+1,5Si+2Nb+2V)/(C o+Cu+0,3Mn+30C+20N) ≤ 3,2 und 0,6 ≤ B/N ≤ 6 erfüllen müssen.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Cr 8,5 - 9,5% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk W 2,5 - 3,0% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-3, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Co 2,5 - 3,5% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-4, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk V 0,15 - 0,25% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-5, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Nb 0,05 - 0,09% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-6, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk B 0,008 - 0,013% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-7, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Cu 0,2 - 0,5% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-8, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Mn 0,3 - 0,8% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-9, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Al 0,01 - 0,05% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-10, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk Si 0,2 - 0,6% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-11, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk C 0,08 - 0,10% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-12, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk N 0,005 - 0,008% beträgt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-13, dadurch gekennzeichnet, dass in der chemischen Zusammensetzung des Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk 1 ≤ B/N ≤ 3 gilt.
Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-14, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk eine Zeitstandfestigkeit von ≥ 100MPa über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C und eine Gewichtszunahme von ≤ 18 mg/cm² nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C aufweist.
Verfahren zur Herstellung eines Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach einem der Ansprüche 1-15, umfassend die folgenden Schritte: 1) Schmieden der chemischen Komponenten gemäß einem der Ansprüche 1-14 mittels eines Vakuuminduktionsofens, Gießen als Ingot, Einhalten der Temperatur des Ingots bei 1000-1180°C für 1 bis 6 Stunden, und Verarbeiten zur erwünschten Größe durch Hochtemperatur-Umformung zwischen 920-1150°C; und 2) thermische Behandlungen Normalisierung: Normalisieren bei 1000-1140°C für 0,5 bis 4 Stunden und Kühlen mit Luft bis Raumtemperatur; und Temperierung: Temperieren bei 700-820°C für 1 bis 5 Stunden und Kühlen mit Luft bis Raumtemperatur.
Verfahren zur Herstellung eines Stahls für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl für ein ultra-überkritisches thermisches Kraftwerk eine Zeitstandfestigkeit von ≥ 100MPa über 100.000 Stunden (extrapoliert) bei 620-650°C und eine Gewichtszunahme von ≤ 18 mg/cm² nach 1000 Stunden unter Dampfoxidationskorrosion bei 650°C aufweist.