DE19982874B4

DE19982874B4 - Elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr

Info

Publication number: DE19982874B4
Application number: DE19982874T
Authority: DE
Inventors: Taro Muraki; Yasushi Hasegawa; Junichi Okamoto
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-12-14
Filing date: 1999-12-14
Publication date: 2005-11-03
Anticipated expiration: 2019-12-15
Also published as: DE19982874T1; WO2000036173A1; KR100378786B1; JP2000234140A; KR20010040920A; JP3745567B2; US6406564B1

Abstract

Elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr, das bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber eingesetzt wird, wobei das Kesselbaustahlrohr in Gew.-% enthält:
C: 0,01 bis 0,20 %,
Si: 0,01 bis 1,0 %,
Mn: 0,10 bis 2,0 %, und
optional Cr: 0,5 bis 3,5 %,
wobei das Gewichtsverhältnis zwischen Si, Mn und Cr ((Si%)/(Mn% + Cr%)) 0,005 bis 1,5 beträgt,
wobei die folgenden Elemente in dem Kesselbaustahlrohr begrenzt sind:
P: auf nicht mehr als 0,030 %,
S: auf nicht mehr als 0,010 % und
O: auf nicht mehr als 0,020 %,
wobei das Kesselbaustahlrohr ferner optional die folgenden Elemente enthält:
Nb: 0,001 bis 0,5 %,
V: 0, 02 bis 1, 0 %,
N: 0,001 bis 0,08 %,
B: 0,0003 bis 0,01 % und
Al: nicht mehr als 0,01,
wobei das Kesselbaustahlrohr ferner optional mindestens eines der folgenden...

Description

Fachgebiet
Die Erfindung betrifft ein elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Kesselbaustahlrohr zur Verwendung in einer Hochtemperatur/Hochdruckumgebung, das eine ausgezeichnete Kriechbruchfestigkeit bzw. Zeitstandfestigkeit und elektrische Schweißbarkeit hat, und ein Kesselbaustahlrohr für eine Elektroeinheit, das ausgezeichnete Eigenschaften an den elektrisch geschweißten Abschnitten hat.
Hintergrund der Erfindung
Ein austenitischer nichtrostender Stahl, ein hochchromhaltiger ferritischer Stahl mit einem Cr-Gehalt von 9 bis 12% (der Begriff "%" bedeutet "Gew.-%"; nachstehend immer gleich), ein niedrigchromhaltiger ferritischer Stahl mit einem Cr-Gehalt von nicht mehr als 2,25% oder ein C-Stahl sind bisher im allgemeinen für hochtemperatur- und hochdruckbeständige Teile für Kessel und für Einrichtungen in der chemischen Industrie und in der Nukleartechnik verwendet worden. Diese Stähle werden zweckmäßig unter Berücksichtigung der Verwendung der Teile, z. B. der Temperatur, des Drucks usw. und der Wirtschaftlichkeit gewählt.
Unter diesen Materialien hat ein niedrigchromhaltiger ferritischer Stahl mit einem Cr-Gehalt von nicht mehr als 2,25% die folgenden Merkmale. Da dieser Stahl Cr enthält, ist er dem C-Stahl in bezug auf die Oxidationsbeständigkeit, die Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und die Hochtemperaturfestigkeit überlegen. Ein niedrigchromhaltiger ferritischer Stahl ist viel wirtschaftlicher als ein austenitischer nichtrostender Stahl. Er hat einen kleinen Wärmedehnungskoeffizien ten und ist nicht der Spannungsrißkorrosion ausgesetzt. Er ist auch wirtschaftlicher und hat eine ausgezeichnetere Zähigkeit, Wärmeleitfähigkeit und Schweißbarkeit als ein hochchromhaltiger ferritischer Stahl.

Typische Beispiele für einen solchen niedrigchromhaltigen ferritischer Stahl sind STBA20, STBA22, STBA23, STBA24 usw., die nach JIS (japanischer Industriestandard) festgelegt sind. Diese niedrigchromhaltige Ferritstähle werden normalerweise mit dem Sammelbegriff "Cr-Mo-Stähle" bezeichnet. Die niedrigchromhaltigen Ferritstähle, denen V, Nb, Ti, Ta oder B als Aushärtungselement hinzugesetzt sind, um die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern, werden in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen (Kokai 57-131 349, 57-131 350, 61-166 916, 62-54 062, 63-18 038, 63-62 848, 64-68 415, 1-29 853, 3-64 428, 3-87 332 usw.) vorgeschlagen.

Ein 1Cr-1Mo-0,25V-Stahl als Turbinenmaterial und ein 2,25Cr-1Mo-Nb-Stahl als Baumaterial für einen schnellen Brüter sind als Aushärtungsferritstahl mit niedrigem Cr-Gehalt bekannt. Diese niedrigchromhaltigen Cr-Ferritstähle sind dem hochchromhaltigen ferritischer Stahl und dem austenitischen nichtrostenden Stahl in bezug auf die Oxidationsbeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen überlegen und haben eine niedrigere Hochtemperaturfestigkeit. Deshalb haben diese Stähle Probleme, wenn sie bei einer Temperatur von über 550 °C verwendet werden.

Um die Zeitstand- bzw. Kriechfestigkeit bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber zu verbessern, schlagen die ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen (Kokai 2-217 438 und 2-217 439) niedrigchromhaltige Ferritstähle vor, denen große Mengen W hinzugesetzt oder Cu und Mg in zusammengesetzter Form hinzugesetzt sind. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung (Kokai) 4-268 040 schlägt niedrigchromhaltige Ferritstähle vor, denen eine sehr geringe Menge B hinzugesetzt ist, nachdem der N-Gehalt begrenzt worden ist, um die Zeitstandfestigkeit bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber zu verbessern und die Abnahme der Zähigkeit einzuschränken, die aus der Zunahme der Festigkeit resultiert.

Wenn diese Materialien elektrisch geschweißt werden, werden während des elektrischen Schweißens eine große Anzahl von hochschmelzenden Oxiden im elektrisch geschweißten Abschnitt ausgebildet und in der Innenfläche eingeschlossen. Folglich ist ein Defektflächenverhältnis des elektrisch geschweißten Abschnitts als eine der Eigenschaften des elektrisch geschweißten Abschnitts hoch, und die Eigenschaften des elektrisch geschweißten Abschnitts, z. B. die Zeitstandfestigkeit, die Zähigkeit usw., können in einer Hochtemperaturumgebung von 550 °C oder darüber nicht erfüllt werden. Daher kann man diese Materialien nicht als geeignete Materialien für elektrisch geschweißte Stahlrohre bezeichnen. Aus diesen Gründen kann der niedrigchromhaltige ferritische Stahl, der bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber verwendet werden kann, für ein nahtloses Stahlrohr eingesetzt werden. Die Herstellungskosten für das nahtlose Stahlrohr sind jedoch hoch, und dieses Material ist unter dem Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit kein geeignetes Material.

Angesichts des oben beschriebenen technischen Hintergrunds ist es eine Aufgabe der Erfindung, einen Stahl für einen Kessel bereitzustellen, der ein normaler Stahl ohne Cr (normaler Kesselbaustahl) und ein niedrigchromhaltiger ferritischer Stahl mit einem Cr-Gehalt von nicht mehr als 3,5% (niedrigchromhaltiger Ferritkesselbaustahl) ist, der nach Verwendung bei einer hohen Temperatur für eine lange Zeit eine hohe Zeitstandfestigkeit aufweist, der besonders ausgezeichnet in bezug auf die elektrische Schweißbarkeit ist, wobei weniger Defekte in einem elektrisch geschweißten Abschnitt ausgebildet werden, und ein elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr, das weniger Defekte in dem elektrisch geschweißten Abschnitt aufweist und das unter Verwendung dieses Stahls erzeugt wird.

Offenbarung der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr, das bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber verwendet werden kann, mit niedrigeren Herstellungskosten hergestellt werden kann, jedoch einen besseren wirtschaftlichen Nutzen als herkömmliche nahtlose Stahlrohre hat.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben intensive Untersuchungen durchgeführt, um einen Stahl und ein Stahlrohr herzustellen, bei dem weniger Defekte in einem elektrisch geschweißten Abschnitt entstehen und die bessere Eigenschaften, z. B. Zeitstandfestigkeit und Zähigkeit, haben als normale Kesselbaustähle und niedrigchromhaltige ferritische Kesselbaustähle. Im Ergebnis haben die Erfinder festgestellt, daß ein Zweistoffsystemmischoxid aus SiO₂ und MnO, das während des elektrischen Schweißens entsteht, bei normalen Kesselbaustählen einen großen Einfluß auf die Schweißdefekte ausübt und ein Dreistoffsystemmischoxid aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃ einen großen Einfluß auf das Auftreten von Schweißdefekten bei niedrigchromhaltigen ferritischen Kesselbaustählen ausübt. Die Erfinder haben ferner geklärt, daß, wenn die Schmelzpunkte der entsprechenden Mischoxide herabgesetzt werden, die Oxide während des elektrischen Schweißens schmelzen und als Schlackekomponenten aus dem Schweißabschnitt herausgedrückt werden können, und dadurch werden die aus den Mischoxiden resultierenden Schweißdefekte des elektrisch geschweißten Abschnitts reduziert.

Die Erfindung wurde auf der Grundlage der oben beschriebenen Ermittlungen gemacht. Was die normalen Kesselbaustähle betrifft, so wird die Verhältnisformel zwischen Si und Mn auf der Grundlage des Zweistoffsystems abgeleitet, und die entsprechenden Anteile werden festgelegt, um den Schmelzpunkt des Zweistoffsystemmischoxids aus SiO₂ und MnO zu verringern. Was die niedrigchromhaltigen ferritischen Kesselbaustähle betrifft, so wird die Verhältnisformel zwischen Si, Mn und Cr auf der Grundlage des Dreistoffsystems von SiO₂, MnO und Cr₂O₃ abgeleitet, und die entsprechenden Anteile werden festgelegt, um die Schmelzpunkte des Dreistoffsystemmischoxids von SiO₂, MnO und Cr₂O₃ herabzusetzen. Auf diese Weise reduziert die Erfindung die Anzahl der Schweißdefekte in dem elektrisch geschweißten Abschnitt und verhindert eine Verschlechterung der Zeitstandkennwerte und der Zähigkeit des elektrisch geschweißten Abschnitts.

Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Patentanspruchs gelöst.

Kurzbeschreibung der Zeichnungen

1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einem Schweißdefektflächenverhältnis und dem Si-, Mn- und Cr-Gehalt zeigt.

2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den Schweißdefektflächenverhältnis und der Zähigkeit zeigt.

Beste Ausführungsform der Erfindung

Nachstehend wird die Erfindung ausführlich beschrieben. Das Merkmal der Erfindung liegt im folgenden Punkt. Wenn ein normaler Kesselbaustahl und ein niedrigchromhaltiger Ferritkesselbaustahl elektrisch geschweißt werden, werden insbesondere der Schmelzpunkt eines Mischoxids aus SiO₂ und MnO und der Schmelzpunkt eines Mischoxids aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃, die den Defekt und die Eigenschaften des elektrisch geschweißten Abschnitts stark beeinflussen, durch die Verhältnisformel für die Zusatzmengen von Si und Mn, die auf der Grundlage des Zweistoff-Phasendiagramms festgelegt wird, und die Verhältnisformel der Zusatzmengen von Si, Mn und Cr, die auf der Grundlage des Dreistoff-Phasendiagramms festgelegt wird, so gesteuert, daß das Schweißdefektflächenverhältnis des elektrisch geschweißten Abschnitts extrem reduziert werden kann und die Verschlechterung der Zeitstandkennwerte und der Zähigkeit der elektrisch geschweißten Abschnitte vermieden werden kann.

Die Erfindung betrifft normale Kesselbaustähle, niedrigchromhaltige Ferritkesselbaustähle und elektrisch geschweißte Kesselbaustahlrohre aus diesen Stählen. Die Gründe dafür, warum die Zusammensetzung der Bestandteile dieser Stähle so festgelegt sind, wie oben beschrieben, sind folgende.

Kohlenstoff (C) bildet mit Cr, Fe, W, Mo, V und Nb Carbide und trägt zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Kohlenstoff selbst stabilisiert das austenitische Gefüge.

Die erfindungsgemäßen Stähle werden in ein Mischgefüge aus Ferrit, Martensit, Bainit und Perlit umgewandelt, wenn die Stähle geglüht und angelassen werden. Der C-Gehalt ist wichtig zur Steuerung des Gleichgewichts dieser Gefüge.

Wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01% ist, ist die Ausscheidungsmenge der Carbide nicht ausreichend, und die δ-Ferritmenge wird übermäßig groß, so daß sich sowohl die Festigkeit als auch die Zähigkeit verschlechtern. Wenn dagegen der C-Gehalt 0,20% überschreitet, werden die Carbide übermäßig ausgeschieden. Folglich wird der Stahl deutlich härter, und die Formbarkeit und Schweißbarkeit verschlechtern sich. Deshalb ist der C-Gehalt auf 0,01% bis 0,20% begrenzt.

Silicium (Si) ist das Element, das als Desoxidationsmittel fungiert und auch die Dampfoxidationsbeständigkeit der Stähle verbessert. Wenn der Si-Gehalt kleiner als 0,01% ist, ist die Wirkung nicht ausreichend, und wenn er 1,0% überschreitet, sinkt die Zähigkeit deutlich, und ein solcher Si-Gehalt ist auch nachteilig für die Zeitstandfestigkeit. Deshalb ist der Si-Gehalt auf 0,01 bis 1,0% begrenzt.

Mangan (Mn) ist das Element, das nicht nur zur Desoxidation, sondern auch zur Erhaltung der Festigkeit notwendig ist. Um eine ausreichende Wirkung zu erreichen, müssen mindestens 0,10% Mn hinzugesetzt werden. Wenn der Mn-Gehalt 2,0% überschreitet, sinkt die Zeitstandfestigkeit in bestimmten Fällen. Deshalb ist der Mn-Gehalt auf 0,10% bis 2,0% begrenzt.

Chrom (Cr) ist ein unentbehrliches Element zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit und der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit. Wenn der Cr-Gehalt kleiner als 0,5% ist, können diese Wirkungen nicht erreicht werden. Wenn der Cr-Gehalt jedoch 3,5% überschreitet, sinken die Zähigkeit, die Schweißbarkeit und die Wärmeleitfähigkeit mit dem Ergebnis, daß sich die Vorteile des niedrigchromhaltigen ferritischen Stahls verschlechtern. Deshalb ist der Cr-Gehalt auf 0,5 bis 3,5% begrenzt.

Niob (Nb) verbindet sich mit C und N, um feine Carbide und Nitride des Nb(C, N) zu bilden, und trägt zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Nb bildet insbesondere bei 625 °C oder darunter stabile feine Ausscheidungen und verbessert deutlich die Zeitstandfestigkeit. Ferner macht Nb die Kristallkörner fein und dient wirksam zur Verbesserung der Zähigkeit. Diese Wirkungen können jedoch nicht erreicht werden, wenn der Nb-Gehalt kleiner als 0,001% ist. Wenn der Nb-Gehalt dagegen 0,5% überschreitet, wird der Stahl äußerst hart, und die Zähigkeit, Formbarkeit und Schweißbarkeit sinkt. Deshalb ist der Mb-Gehalt auf 0,001% bis 0,5% begrenzt.

Vanadium (V) verbindet sich mit C und N auf die gleiche Weise wie Nb, bildet feine Carbide und Nitride des V(C, N) und trägt zur Zeitstandfestigkeit auf der Hochtemperaturseite für lange Zeit bei. Wenn der V-Gehalt kleiner als 0,02% ist, ist seine Wirkung nicht ausreichend. Wenn V in einer Menge hinzugesetzt wird, die 1,0% überschreitet, wird die Ausscheidungsmenge von V(C, N) jedoch übermäßig, und die Festigkeit und Zähigkeit verschlechtern sich dagegen. Deshalb ist der V-Gehalt auf 0,02% bis 1,0% begrenzt.

Stickstoff (N) wird in der Matrix als das Mischkristall oder die Nitride oder Kohlenstoffnitride ausgeschieden, kommt hauptsächlich in Form von VN, NbN oder der entsprechenden Kohlenstoffnitride vor und trägt sowohl zur Mischkristallhärtung als auch zur Aushärtung bei. Erfindungsgemäß verbindet sich N mit Ti, um TiN zu bilden, und verbindet sich weiter mit B und wird als BN ausgeschieden. Diese Nitride tragen zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Wenn der N-Gehalt kleiner als 0,001% ist, trägt er kaum zur Festigung bei, und wenn er 0,08% überschreitet, wird die Abnahme der Basismetallzähigkeit und der Festigkeit beachtlich. Deshalb ist der N-Gehalt auf 0,001% bis 0,08% begrenzt.

Bor (B) ist das Element, das hinzugesetzt wird, um die folgenden Wirkungen sicherzustellen. Bor wird zusammen mit C ausgeschieden und stabilisiert feine Carbide (konkret M₂₃C₆-Carbide). Wenn niedrigchromhaltiger ferritischer Stahl für eine lange Zeit auf eine hohe Temperatur erwärmt wird, konzentrieren sich W und Mo auf das M₂₃C₆-Carbid, um dieses Carbid in ein grobes M₆C-Carbid umzuwandeln und die Abnahme der Zeitstandfestigkeit und Zähigkeit zu bewirken. Wenn B hinzugesetzt wird, kann M₂₃C₆ jedoch stabilisiert werden. Infolgedessen kann die Ausscheidung des groben Carbids M₆C eingeschränkt werden, und die Abnahme der Zeitstandfestigkeit kann begrenzt werden. Wenn der B-Gehalt kleiner als 0,0003% ist, kann die oben beschriebene Wirkung jedoch nicht erreicht werden. Wenn dagegen der B-Gehalt 0,01% überschreitet, wird B übermäßig in den Kristallkorngrenzen ausgeschieden, und die Carbide bilden Aggregate und werden in einigen Fällen aufgrund der gemeinsamen Ausscheidung mit C grob, mit dem Ergebnis, daß sich die Formbarkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit beachtlich verschlechtern. Deshalb ist der B-Gehalt auf 0,0003% bis 0,01% begrenzt.

Aluminium (Al) ist als Desoxidationsmittel wirksam. Da jedoch die Hochtemperaturfestigkeit besonders abnimmt, wenn der Al-Gehalt 0,01% überschreitet, ist der Al-Gehalt auf nicht mehr als 0,01% begrenzt.

Molybdän (Mo) ist das Element, das verfestigende Funktion durch Mischkristallhärtung und durch Ausscheidung feiner Carbide hat, ist zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit wirksam und kann enthalten sein immer dann, wenn es notwendig ist. Wenn jedoch der Mo-Gehalt kleiner als 0,01% ist, kann die Wirkung nicht erreicht werden. Wenn der Mo-Gehalt 2,0% überschreitet, geht die Wirkung zur Sättigung über, und außerdem verschlechtern sich die Schweißbarkeit und die Zähigkeit. Wenn Mo hinzugesetzt wird, beträgt die Zusatzmenge vorzugsweise 0,01% bis 2,0%. Wenn Mo und W in Kombination hinzugesetzt werden, kann im übrigen die Festigkeit des Stahls weit mehr verbessert werden, als wenn die Elemente einzeln hinzugesetzt werden, und insbesondere kann die Hochtemperaturzeitstandfestigkeit verbessert werden.

Wolfram (W) ist das Element, das eine Verfestigung durch Mischkristallhärtung und durch Ausscheidung feiner Carbide entfaltet und zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit wirksam ist. Wenn der W-Gehalt kleiner als 0,01% ist, können diese Wirkungen nicht erreicht werden. Wenn der W-Gehalt dagegen 3,0% überschreitet, wird der Stahl bei Abnahme der Zähigkeit, Formbarkeit und Schweißbarkeit beachtlich verfestigt. Deshalb ist der W-Gehalt auf 0,01% bis 3,0% begrenzt. Wenn W und Mo in Kombination hinzugesetzt werden, wird die festigkeitsverbessernde Wirkung des Stahls beachtlich, wie oben beschrieben.

Phosphor (P), Schwefel (S) und Sauerstoff (O) mischen sich als Verunreinigungselemente in den erfindungsgemäßen Stahl. Um die erfindungsgemäßen Wirkungen darzustellen, sind die oberen Grenzen von P, S und O auf 0,030%, 0,010% bzw. 0,020% begrenzt, da P und S die Festigkeit verringern und O als Oxide ausgeschieden wird und die Zähigkeit verringert.

Titan (Ti) verbindet sich mit C und N und bildet Ti(C, N). Da insbesondere Ti eine starke Bindekraft mit N hat, ist es zur Bindung des Mischkristalls von N wirksam. Obwohl B auch di e Funktion zum Binden des Mischkristalls N hat, wie später beschrieben wird, ist seine Bindungsform mit C deutlich anders als die von Ti. Das heißt, B wird mit Wahrscheinlichkeit zu Carbiden geseigert, die Fe, Cr und W als die Hauptkomponenten enthalten, und wenn B im Übermaß vorhanden ist, fördert B in bestimmten Fällen die Aggregation und Vergröberung dieser Carbide. Im Gegensatz dazu verbindet sich Ti einzeln mit C und erfährt eine gemeinsame Ausscheidung als TiN, läßt aber keinen Fortgang der Aggregation und Vergröberung zu. Deshalb wird Ti insofern bevorzugt, als es N effektiv bindet und gleichseitig die Phasenstabilität der Carbide nicht beeinträchtigt.

Ferner verbessert Ti die Härtbarkeit durch Einschränkung der Menge des Mischkristalls von N und verbessert auch die Zähigkeit und Zeitstandfestigkeit. Diese Wirkungen können jedoch nicht erreicht werden, wenn der Ti-Gehalt kleiner als 0,001% ist. Wenn der Ti-Gehalt dagegen 0,05% überschreitet, wird die Ausscheidungsmenge des Ti(C, N) so groß, daß sich die Zähigkeit beachtlich verschlechtert. Deshalb beträgt der Ti-Gehalt vorzugsweise 0,001% bis 0,05%.

Kupfer (Cu), Nickel (Ni) und Kobalt (Co) sind alle starke austenitstabilisierende Elemente. Sie sind notwendig und nützlich zur Erreichung des Härtungs- oder des Vergütungsgefüge, insbesondere wenn große Menge von ferritstabilisierenden Elementen, d. h. Cr, W, Mo, Ti, Si usw. hinzugesetzt sind. Gleichzeitig ist Cu zur Verbesserung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit, Ni zur Verbesserung der Zähigkeit und Co zur Verbesserung der Festigkeit geeignet. Wenn deren Gehalt nicht größer als 0,1% ist, ist die Wirkung nicht ausreichend, und wenn sie in Mengen hinzugesetzt sind, die 2,0% überschreiten, ist eine Versprödung, die aus einer Ausscheidung grober zwischenmetallischer Verbindungen oder einer Einseigerung in die Korngrenzen resultiert, nicht vermeidbar. Deshalb sind der Cu-, Ni- und Co-Gehalt jeweils auf 0,1 bis 2,0% begrenzt.

Lanthan (La), Calcium (Ca), Yttrium (Y), Cerium (Ce), Zirconium (Zr), Tantal (Ta), Hafnium (Hf), Rhenium (Re), Platin (Pt), Iridium (Ir), Palladium (Pd) und Antimon (Sb) werden alle bei Bedarf hinzugesetzt, um die Formen der Verunreinigungselemente (P, S, O) und deren Ausscheidungen (Einschlüsse) zu steuern. Wenn mindestens eines dieser Elemente in der Menge von mindestens 0,001 % hinzugesetzt ist, können die oben beschriebenen Verunreinigungen als stabile und harmlose Ausscheidungen gebunden sein, und die Festigkeit und Zähigkeit können verbessert werden. Wenn die Zusatzmenge kleiner als 0,001% ist, kann die Wirkung nicht erreicht werden, und wenn die Menge 0,2% überschreitet, nimmt die Menge der Einschlüsse zu, und die Zähigkeit verschlechtert sich dagegen. Deshalb ist der Gehalt dieser Elemente auf 0,001 bis 0,2% begrenzt.

Die Erfindung legt die Bestandteile der normalen Kesselbaustähle und der niedrigchromhaltigen ferritischen Kesselbaustähle fest, wie oben beschrieben. Um die Defekte, die in den elektrisch geschweißten Abschnitten auftreten, zu reduzieren und um die Zeitstandfestigkeit und Zähigkeit zu verbessern, legt die Erfindung ferner den Si- und Mn-Gehalt als die Bildungselemente eines Mischoxids aus SiO₂ und MnO für die normalen Kesselbaustähle (Si-Mn-Zweistoffsystem) nach der folgenden Formel (1) fest und legt auch den Si-, Mn- und Cr-Gehalt als die Bildungselemente des Mischoxids aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃ für die niedrigchromhaltigen ferritischen Kesselbaustähle (Si-Mn-niedrig-Cr-Dreistoffsystem) nach der folgenden Formel (2) fest. 0,005 ≤ (Si%)/(Mn%) ≤ 1,5 (1) 0,005 ≤ (Si%)/(Mn% + Cr%) ≤ 1,5 (2)wobei (Si%), (Mn%) und (Cr%) den Si-, Mn- bzw. Cr-Gehalt darstellen.

Die Ergebnisse der von den Erfindern durchgeführten Experimente haben gezeigt, daß das Mischoxid aus SiO₂ und MnO großen Einfluß auf das Auftreten der Defekte bei den normalen Kesselbaustählen (Si-Mn-Zweistoffsystem) ausübt, während das Mischoxid aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃ diesen Einfluß bei den niedrigchromhaltigen ferritischen Kesselbaustählen (Si-Mn-niedrig-Cr-Dreistoffsytem) ausübt, aber wenn die Schmelzpunkte dieser Mischoxide niedriger als 1 600 °C sind, verbleiben diese Oxide während des elektrischen Schweißens nicht als die Oxide in den geschweißten Abschnitten, sondern schmelzen und werden als Schlackekomponenten herausgedrückt, so daß die Schweißdefekte der elektrisch geschweißten Abschnitte nicht so leicht auftreten.

Wenn das Phasendiagramm dieser Oxide herangezogen wird, wird der Schmelzpunkt des Mischoxids niedriger, wenn der SiO₂-Gehalt größer wird, und höher, wenn der MnO- und/oder Cr₂O₃-Gehalt größer wird. Angesichts dieser Tatsache steuert die Erfindung die Ausbildung der Mischoxide, die die Defekte und Eigenschaften der elektrisch geschweißten Abschnitte stark beeinflussen, indem die Zusatzmengen von Si, Mn und Cr als die Bildungselemente von SiO₂, MnO und Cr₂O₃ nach der oben beschriebenen Formel (1) für den normalen Kesselbaustahl und nach der Formel (2) für den niedrigchromhaltigen Ferritkesselbaustahl begrenzt werden.

1 zeigt die Beziehung zwischen (Si%)/(Mn%) oder (Si%)/(Mn% + Cr%) und das Schweißdefektflächenverhältnis des elektrisch geschweißten Abschnitts bei normalem Kesselbaustahl und bei niedrigchromhaltigen Ferritkesselbaustahl bei den erfindungsgemäßen Stählen im Vergleich zu den bekannten Stählen. 2 zeigt die Beziehung zwischen der Zähigkeit des elektrisch geschweißten Abschnitts und dem Schweißdefektflächenverhältnis zu dieser Zeit. Hierbei wird das Schweißdefektflächenverhältnis des elektrisch geschweißten Abschnitts berechnet, indem der elektrisch geschweißte Abschnitt mit einem Mikroskop betrachtet wird, die Gesamtfläche des Mischoxids, das bei dem normalen Kesselbaustahl hauptsächlich aus SiO₂ und MnO und bei dem niedrigchromhaltigen Ferritkesselbaustahl aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃ besteht, gemessen wird und das Flächenverhältnis pro Einheitsfläche berechnet wird, um das Schweißdefektflächenverhältnis zu ermitteln. Die Zähigkeit wird gemessen, indem ein Charpy-Prüfling in einer C-Richtung (Umfangsrichtung) des e lektrisch geschweißten Abschnitts genommen wird und der Charpy-Schlagversuch bei 100 °C durchgeführt wird.

Wenn, wie in 1 und 2 gezeigt, der Wert von (Si%)/(Mn%) oder (Si%)/(Mn% + Cr%), dargestellt durch die Formeln (1) oder (2), kleiner als 0,005 ist, verbleibt das Oxid, nämlich MnO oder/und Cr₂O₃ in dem elektrisch geschweißten Abschnitt und führt zu dem Schweißdefekt. Deshalb nehmen die Zeitstandfestigkeit und die Zähigkeit des elektrisch geschweißten Abschnitts ab. Wenn der ermittelte Wert 1,5 überschreitet, verbleibt das SiO₂-Oxid im elektrisch geschweißten Abschnitt und führt zu dem Schweißdefekt. Deshalb nehmen die Zeitstandfestigkeit und die Zähigkeit des elektrisch geschweißten Abschnitts auch ab. Daher sind der obere und der untere gemäß den Formeln (1) und (2) ermittelte Grenzwert auf 1,5 bzw. 0,005 begrenzt.

Das Flächenverhältnis des Mischoxids aus SiO₂ und MnO im elektrisch geschweißten Abschnitt darf bei dem elektrisch geschweißten Kesselbaustahlrohr aus dem normalen Kesselbaustahl nicht größer als 0,1% sein, und das Flächenverhältnis des Mischoxids aus SiO₂, MnO und Cr₂O₃ darf bei dem elektrisch geschweißten Kesselbaustahlrohrs aus dem niedrigchromhaltigen Ferritkesselbaustahl nicht größer als 0,1% sein. Wenn das Flächenverhältnis des Zweistoff-Mischoxids oder des Dreistoff-Mischoxids 0,1% überschreitet, überschreitet das Schweißdefektflächenverhältnis des elektrisch geschweißten Abschnitts 0,1%, und sowohl die Zeitstandfestigkeit als auch die Zähigkeit nehmen ab. Deshalb ist die obere Grenze auf 0,1% begrenzt.

Stähle mit chemischen Bestandteilen, die in Tabelle 1 bis 3 dargestellt sind, wurden in einem 150-kg-Vakuumschmelzofen geschmolzen, und die resultierenden Blöcke wurden bei 1 050 bis 1 300 °C erwärmt und warmgewalzt, um Bleche mit einer Dicke von 3, 5, 10, 15 und 20 mm herzustellen. Alle Warmwalzendtemperaturen wurden so gesteuert, daß sie in dem Bereich von 900 bis 1 000 °C fielen. Als nächstes wurde eine Lösungsglühung für alle Stähle durchgeführt, und es wurde eine Anlaßbehandlung bei 780 °C für eine Stunde mit Luftküh lung durchgeführt. Die Eigenschaften des Basismetalls und des elektrisch geschweißten Abschnitts jedes Stahls nach der Behandlung wurden anhand des Zeitstandversuchs, des Charpy-Schlagversuchs und der Messung des Schweißdefektflächenverhältnisses bewertet. In diesem Fall änderte sich das Bruchgefüge des elektrisch geschweißten Abschnitts usw. vor und nach der Anlaßbehandlung jedes Prüfstücks, das für die Schweißdefektflächenverhältnismessung verwendet wurde, nicht.
Im übrigen wurde beim Bewertungsversuch ein Zugprüfling mit einem Durchmesser von 6 mm × GL 30 mm für den Zeitstandversuch verwendet. Der Zeitstandversuch wurde längstens für 15 h bei 550 °C und 600 °C durchgeführt, und die Zeitstandfestigkeit bei 550 °C und 600 °C wurde für 100 000 h durch Extrapolation berechnet. Ein 2-mm-V-Kerbprüfling (JIS4 Prüfling) von 10 mm × 10 mm × 55 mm wurde für den Charpy-Schlagversuch verwendet, und die Duktil-/Sprödbruchübergangstemperatur (vTrs) wurde bestimmt. Das Schweißdefektflächenverhältnis wurde mit einem optischen Mikroskop unter Verwendung des Prüflings gemessen, der dem Charpy-Versuch bei 100 °C unterzogen worden war.
Die Tabellen 1 und 2 zeigen die chemischen Bestandteile der erfindungsgemäßen Stähle und ihre Bewertungsergebnisse. Tabelle 3 zeigt die chemischen Bestandteile der Vergleichsstähle und deren Bewertungsergebnisse. Es ist klar, daß die erfindungsgemäßen Stähle (Nr. 1 bis 84) den Vergleichsexemplaren (Nr. 101 bis 126) in allen Eigenschaften überlegen waren.
Bei den Vergleichsstählen Nr. 105, 109, 113, 121 und 125 war die Dampfoxidationsbeständigkeit der Stähle nicht ausreichend, wenn der Si-Gehalt kleiner als 0,01% war, und wenn der Si-Gehalt 1,0% überschritt, nahm die Zähigkeit beachtlich ab, und ein solcher Si-Gehalt für die Zeitstandfestigkeit nachteilig.
Bei den Vergleichsstählen Nr. 106, 110, 114, 115, 118, 122 und 126 war es notwendig, mindestens 0,10% Mn hinzuzusetzen, um eine ausreichende Festigkeit zu erhalten, und wenn der Mn-Gehalt 2,0% überstieg, nahm die Zeitstandfestigkeit in bestimmten Fällen ab.
Bei den Vergleichsstählen Nr. 103, 107, 115, 119 und 123 war Cr das unentbehrliche Element zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit und der Hochtemperaturbeständigkeit des niedrigchromhaltigen ferritischen Stahls. Wenn der Cr-Gehalt kleiner als 0,5 % war, konnten diese Wirkungen nicht erreicht werden. Wenn der Cr-Gehalt dagegen 3,5% überschritt, nahmen die Zähigkeit, die Schweißbarkeit und die Wärmeleitfähigkeit ab, so daß die Vorteile des niedrigchromhaltigen ferritischen Stahls kleiner wurden.
Wenn bei den Vergleichsstählen Nr. 102, 104, 108, 112, 116, 120, 123, 124 und 125 der Wert (Si%)/(Mn% + Cr%) kleiner als 0,005% war, verblieben Oxide, z. B. MnO und Cr₂O₃, im elektrisch geschweißten Abschnitt und führten zu Schweißdefekten. Außerdem verschlechterten sich die Eigenschaften des Schweißabschnitts, z. B. die Festigkeit und Zähigkeit. Wenn der Wert (Si%)/(Mn% + Cr%) 1,5% überstieg, verblieb das SiO₂ im elektrisch geschweißten Abschnitt und führte zu Schweißdefekten mit dem Ergebnis, daß sich die Eigenschaften des Schweißabschnitts, z. B. die Festigkeit und Zähigkeit, verschlechterten.
Wenn bei den Vergleichsstählen Nr. 101, 116, 117, 123, 124 und 126, der C-Gehalt kleiner als 0,01% war, wurde eine Ausscheidung der Carbide unzureichend, und die Menge des δ-Ferrits wurde so groß, daß die Festigkeit und die Zähigkeit schlechter wurden. Wenn der C-Gehalt dagegen 0,20% überschritt, wurden Carbide übermäßig ausgeschieden, und die Stähle wurden beachtlich härter. Infolgedessen wurde sowohl die Formbarkeit als auch die Schweißbarkeit schlechter.

Claims

Elektrisch geschweißtes Kesselbaustahlrohr, das bei einer Temperatur von 550 °C oder darüber eingesetzt wird, wobei das Kesselbaustahlrohr in Gew.-% enthält: C: 0,01 bis 0,20 %, Si: 0,01 bis 1,0 %, Mn: 0,10 bis 2,0 %, und optional Cr: 0,5 bis 3,5 %, wobei das Gewichtsverhältnis zwischen Si, Mn und Cr ((Si%)/(Mn% + Cr%)) 0,005 bis 1,5 beträgt, wobei die folgenden Elemente in dem Kesselbaustahlrohr begrenzt sind: P: auf nicht mehr als 0,030 %, S: auf nicht mehr als 0,010 % und O: auf nicht mehr als 0,020 %, wobei das Kesselbaustahlrohr ferner optional die folgenden Elemente enthält: Nb: 0,001 bis 0,5 %, V: 0, 02 bis 1, 0 %, N: 0,001 bis 0,08 %, B: 0,0003 bis 0,01 % und Al: nicht mehr als 0,01, wobei das Kesselbaustahlrohr ferner optional mindestens eines der folgenden Elemente enthält: Mo: 0,01 bis 2,0 %, W: 0,01 bis 3,0 %, Ti: 0,001 bis 0,05 %, Cu: 0,1 bis 2,0 %, Ni: 0,1 bis 2,0 % und Co: 0,1 bis 2,0 %, und wobei das Kesselbaustahlrohr ferner optional mindestens eines der folgenden Elemente enthält: 0,001 bis 0,2 % La, Ca, Y, Ce, Zr, Ta, Hf, Re, Pt, Ir, Pd und/oder Sb, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei der Schmelzpunkt eines während des elektrischen Schweißens des Kesselbaustahlrohrs entstandenen Mischoxids aus SiO₂, MnO und gegebenenfalls Cr₂O₃ nicht größer als 1 600 °C ist.