DE3416521C2

DE3416521C2 -

Info

Publication number: DE3416521C2
Application number: DE3416521A
Authority: DE
Inventors: Takatoshi Yoshioka; Seishin Kirihara; Masao Hitachi Jp Siga; Mitsuo Ibaraki Jp Kuriyama; Takehiko Yoshida; Takanori Hitachi Jp Murohoshi
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1983-05-06
Filing date: 1984-05-04
Publication date: 1990-09-06
Also published as: JPH0443977B2; US4585478A; CA1224068A; DE3416521A1; AU2753784A; JPS59205449A; AU556634B2

Description

Die Erfindung betrifft einen warmfesten Stahl und dessen Verwendung. Zur Zeit müssen Dampfturbinen für die Energieerzeugung aus Wärme bei maximaler Dampftemperatur und maximalem Dampfdruck von 538°C bzw. 246 bar arbeiten. Um derart strengen Dampfbedingungen zu widerstehen, müssen das Gehäuse usw. der Dampfturbine aus einem Cr-Mo-V-Gußstahl hergestellt sein.

Andererseits werden im Hinblick auf den Mangel an fossilen Brennstoffen, wie Erdöl und Kohle, und auf den Trend zur Einsparung von natürlichen Vorräten die Verbesserungen des Energieerzeugungswirkungsgrads von Kraftwerken immer ausgeprägter.

Wirksame Maßnahmen zur Erzielung eines höheren Energieerzeugungswirkungsgrads bestehen in der Erhöhung der Dampftemperatur oder des Dampfdrucks und in der Vergrößerung der Abmessungen der Dampfturbine. Wenn diese Maßnahmen Anwendung finden, kann jedoch das für das Turbinengehäuse usw. verwendete herkömmliche Material, d. h. der oben angegebene Cr-Mo-V-Gußstahl, keine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit bieten. Dies gibt Anlaß zur Nachfrage nach einem Material mit höherer Hochtemperaturfestigkeit.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten eine Untersuchung aus an einem Stahl, der grundsätzlich aus einem Cr-Mo-V-Stahl mit Zusatz einer sehr geringen Menge von B als einem Material bestand, das sicher verwendbar ist, wenn die Dampfturbine groß ist und die Temperatur und der Druck des Dampfes erhöht sind. Wenn auch der Zusatz der sehr geringen Menge an B die Härtbarkeit des Stahls verbessert und eine bemerkenswerte Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit liefert, beeinträchtigt er die Schweißbarkeit und erhöht insbesondere in unerwünschter Weise die Rißbildungsempfindlichkeit (Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen), d. h. die Empfindlichkeit gegenüber Rißbildung, die in einer von Wärme beeinflußten Zone auftritt, wenn eine Schweißzone nach dem Schweißen einem Spannungsfreiglühen unterworfen wird. Das Material für das Gehäuse, das Dampfregelventil und das Hauptdampfabsperrventil der Dampfturbine für die Energieerzeugung aus Wärme muß einen hohen Widerstand gegenüber der Rißbildung beim Spannungsfreiglühen haben, weil diese Teile durch Schweißen miteinander verbunden und nach dem Schweißen einem Spannungsfreiglühen unterworfen werden.

Die japanische Offenlegungsschrift No. 41962/80 gibt einen Cr-Mo-B-Stahl an. Dieser Stahl enthält aber nur <0,1% V und hat daher eine geringe Hochtemperaturfestigkeit, insbesondere eine geringe Warmfestigkeit, und eignet sich nicht für einen Dampf mit der hohen Temperatur von 593°C. Insbesondere ist in dieser Offenlegungsschrift überhaupt nichts über die Schweißbarkeit ausgesagt.

Die Beschreibung der US-PS 33 16 084 gibt einen Cr-Mo-V-Stahl mit Al an. Dieser Stahl enthält aber nicht B und kann daher keine ausreichend hohe Warmfestigkeit liefern.

Aus der AT-PS 1 93 914 ist ein Stahl für Bewehrungszwecke im Bauwesen bekannt, der 0,1 bis 1,2% Kohlenstoff, etwa 0,1 bis 2,0% Mangan und Silizium, bis 1,5% Chrom, bis 1,0% Molybdän, bis 0,5% Vanadin, bis 0,5% Titan, bis 0,5% Aluminium, bis 0,1% Bor, Rest Eisen enthalten kann.

Schließlich ist aus der DE-OS 32 07 032 ein warmfester Stahl für Anwendung unter Naßdampfbedingungen bis 250°C, insbesondere für Speisewassererwärmer eines Kernkraftwerks bekannt, der 0,02 bis 0,14% Kohlenstoff, bis zu 0,9% Silizium, 0,3 bis 0,8% Mangan, 0,7 bis 1,6% Chrom, 0,3 bis 0,8% Molybdän, bis zu 0,08% Vanadin, bis zu 0,5% Nickel, 0,005 bis 0,08% Titan, 0,005 bis 0,08% Aluminium, bis zu 0,005% Bor, 0,005 bis 0,08% Zirkonium, Rest Eisen enthalten kann. Die Verarbeitung dieses Stahls erfolgt nach dem Abgießen entweder durch Auswalzen bzw. Ausschmieden, Normalisierung und nachfolgendes Anlassen oder durch eine Glühbehandlung.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen warmfesten Stahl mit hoher Widerstandsfähigkeit gegenüber der Rißbildung beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen zu entwickeln, der auch als Gußwerkstoff zu Dampfturbinenteilen verarbeitbar ist, die in Berührung mit Dampf einer Temperatur von mindestens 538°C und eines Drucks von mindestens 316 bar eine gute Warmfestigkeit aufweisen, und vorteilhafte Verwendungen dieses Stahls anzugeben.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch den im Patentanspruch 1 gekennzeichneten Stahl gelöst.

Vorteilhafte Ausgestaltungen dieses Stahls sind in den Ansprüchen 2 und 3 gekennzeichnet.

Vorteilhafte Verwendungen dieses Stahls sind in den Ansprüchen 4-6 angegeben.

Der Stahl nach der Erfindung kann gegossen oder geschmiedet werden, obwohl die Vorteile der Erfindung insbesondere dann bemerkenswert sind, wenn der Stahl für Gußstücke verwendet wird.

Der Stahl der Erfindung kann zweckmäßig zum Gießen verwendet werden. Für gewöhnlich besteht ein Dampfturbinengehäuse aus Hauptteilen einschließlich eines Gehäusekörpers, eines Hauptdampfabsperrventils und eines Dampfregelventils. Der warmfeste Stahl der Erfindung kann bei wenigstens einem dieser Hauptteile des Dampfturbinengehäuses angewendet werden. Der Stahl der Erfindung eignet sich zur Verwendung als Material eines Dampfturbinengehäuses, das bei Dampftemperaturen von 538°C, 593°C und 650°C bei einem Dampfdruck von 316 bar verwendet wird. Der Gehäusekörper wird durch Gießen hergestellt, während das Hauptdampfabsperrventil und das Dampfregelventil durch Gießen oder Schmieden hergestellt werden. Das Gehäuse wird vorzugsweise nach dem Härten oder Normalisieren einem Tempern ausgesetzt, um eine vollständig getemperte Bainit-Struktur zu haben. Das aus Stahl nach der Erfindung hergestellte Gehäuse hat eine Rißgeschwindigkeit von höchstens 20×10⁻³ (mm/h) bei 550°C.

Die Gründe für numerische Beschränkungen der Gehaltsbereiche der jeweiligen Komponenten sind die folgenden:
C ist ein Element, das zur Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit wesentlich ist. Zur Erzielung eines zufriedenstellenden Ergebnisses muß der C-Gehalt mindestens 0,08 Gew.-% betragen. Um hohe Festigkeit und Zähigkeit zu sichern, wird der C-Gehalt im Bereich von 0,08 bis 0,15 Gew.-% gewählt.
Si und Mn werden im allgemeinen als Desoxidatoren zugesetzt, wobei der Si-Gehalt 0,15 bis 0,75 Gew.-% ist, während der Mn-Gehalt im Bereich von 0,2 bis 0,6 Gew.-% liegt. Diese Elemente sind wirksam bei der Verbesserung der Härtungsfähigkeit, erhöhen jedoch in unerwünschter Weise die Empfindlichkeit gegenüber Tempersprödigkeit, wenn die oben erwähnten Bereiche in ihren Gehalten überschritten werden. Zusätzlich wird der Si-Gehalt vorzugsweise zu höchstens 0,35 Gew.-% gewählt, da ein Si-Gehalt von über 0,35 Gew.-% die Rißgeschwindigkeit in nachteiliger Weise erhöht.
Ni ist ein Element, das bei der Erhöhung der Zähigkeit wirksam ist. Zur Erzielung einer hohen Festigkeit und Zähigkeit beträgt der Ni-Gehalt 0,1 bis 0,3 Gew.-%.
Cr ist ein Carbidbildner und ein wesentliches Element, da es die Hochtemperaturfestigkeit erhöht und den Oxidationswiderstand verbessert. Zur Erzielung einer optimalen Wirkung des Zusatzes an Cr beträgt der Cr-Gehalt 0,9 bis 1,7 Gew.-%.
Mo ist ein Element, das die Warmfestigkeit durch Verfestigung mittels fester Lösung und Kaltaushärtung erhöht und ferner die Temperversprödung verhindert. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestigkeit wird der Mo-Gehalt so gewählt, daß er im Bereich von 0,8 bis 1,3 Gew.-% liegt.
V ist ein Element, das die Warmfestigkeit durch Bildung von Carbiden bei Reaktion mit C erhöht. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestigkeit und Verformbarkeit liegt der V-Gehalt im Bereich von 0,10 bis 0,35 Gew.-%.
B ist ein Element, daß die Härtbarkeit verbessert und die Warmfestigkeit merklich erhöht. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestigkeit und geringen Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen wird der B-Gehalt so gewählt, daß er im Bereich von 0,0005 bis 0,0020 Gew.-% liegt.
Al ist ein Element, das N im Stahl bindet, um eine Reaktion zwischen B und N zu verhindern, wodurch die durch B erzeugte Verfestigungswirkung auf ein Höchstmaß gebracht wird. Zur Verminderung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen bei der Erzielung einer Hochtemperaturfestigkeit liegt der Al-Gehalt im Bereich von 0,005 bis 0,07 Gew.-%. Zur Erzielung einer merklichen Verringerung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen sollte unabhängig vom Gehalt an Verunreinigungen im Stahl bei der Erzielung einer hohen Festigkeit der Al-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,020 Gew.-% liegen.
Ti ist ein Element, das, wie im Fall von Al, N bindet, um die durch B erzeugte Verfestigungswirkung zu fördern. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Festigkeit liegt der Ti-Gehalt im Bereich von 0,045 bis 0,15 Gew.-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,12 Gew.-%.

Zur Erzielung hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen wird ein kombinierter Zusatz von Al und Ti vorgesehen. In diesem Fall liegt die Summe der Al- und Ti-Gehalte vorzugsweise im Bereich von 0,06 bis 0,15 Gew.-%, vorzugsweise 0,07 bis 0,13 Gew.-%.

Wechselbeziehung zwischen Al und Ti

Wie oben ausgeführt, üben Al und Ti ähnliche Wirkungen auf die Verfestigung des Stahls aus, so daß eine definierte Beziehung zwischen den Al- und Ti-Gehalten besteht.

Die Hochtemperaturfestigkeit wird nämlich durch die Summe der Al- und Ti-Gehalte beeinflußt. Insbesondere wird eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur erzielt, wenn die Summe im Bereich von 0,06 bis 0,15 Gew.-% liegt, wobei eine größere Wirkung erzielt wird, wenn diese Bereiche zwischen 0,07 und 0,13 Gew.-% liegen.

Die Hochtemperaturfestigkeit wird auch durch das Verhältnis von Ti/Al beeinflußt. Eine hohe Warmfestigkeit wird erzielt, wenn das Verhältnis einen Wert im Bereich von 0,8 bis 14 annimmt, wobei eine höhere Wirkung erzielt wird, wenn diese Bereiche zwischen 0,9 und 9,5 liegen.

Das Verhältnis Al/Ti ist auch ein Faktor, der die Hochtemperaturfestigkeit beeinflußt. Dieses Verhältnis nimmt vorzugsweise einen Wert im Bereich von 0,07 bis 1,25, insbesondere 0,105 bis 1,15 an.

Weitere Elemente

Zr und Nb sind Elemente, die mit N reagieren und die Bildung von Nitriden von B verhindern, wodurch, wie in den Fällen von Al und Ti, die Warmfestigkeit erhöht wird.

Zr wirkt auch beim Binden von S und verhindert das Abscheiden von S in den Korngrenzen in der durch Wärme beeinflußten Zone, der Schweißzone. Der Zusatz von Zr verhindert daher die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen, die auf die Absonderung von Verunreinigungen wie S in den Korngrenzen zurückzuführen ist. Eine merkliche Wirkung des Zusatzes an Zr wird erzielt, wenn der Zr-Gehalt unter 0,2 Gew.-% liegt. Ein Zr-Gehalt von über 0,2 Gew.-% vermindert in unerwünschter Weise die Zähigkeit. Der Zr-Gehalt sollte daher höchstens 0,2 Gew.-% betragen.

Ca ist ein kräftiger Desoxidator. Zusätzlich bindet Ca den Schwefel im Stahl bei einer Reaktion hiermit wie im Fall von Zr und unterdrückt hierdurch das Absondern von S an den Korngrenzen. Der Zusatz von Ca verhindert daher die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen. Ein Ca-Gehalt von über 0,1 Gew.-% vermindert jedoch in unerwünschter Weise die Hochtemperaturfestigkeit. Um die Wirkung einer Verringerung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen zu erzielen, wird daher der Ca-Gehalt vorzugsweise in einem Bereich von 0,002 bis 0,1 Gew.-% gewählt.

W ist ein Carbidbildner und erhöht die Temperaturfestigkeit, wenn sein Gehalt höchstens 0,2 Gew.-% beträgt. Eine Erhöhung des W-Gehalts über 0,2 Gew.-% hinaus verringert in unerwünschter Weise die Verformbarkeit bei hoher Temperatur. Der W-Gehalt wird daher so gewählt, daß er vorzugsweise 0,1 Gew.-% nicht übersteigt.

Wärmebehandlung

Der Stahl nach der Erfindung ist für geschmiedeten Stahl und Gußstahl anwendbar. Die Vorteile des Stahls nach der Erfindung sind besonders dann bemerkenswert, wenn der Stahl ein Gußstahl ist, der unter einer Bedingung verwendet wird, bei der die Verunreinigungselemente im abgesonderten Zustand vorliegen.

Der Stahl nach der Erfindung wird als Wärmebehandlung wenigstens dem Härten oder Normalisieren und Tempern unterworfen. Das Härten oder Normalisieren wird vorzugsweise dadurch ausgeführt, daß der Stahl bei einer Temperatur von 900 bis 1100°C bei über 2 Stunden gehalten und dann kräftig abgekühlt wird. Das Tempern erfolgt vorzugsweise durch Halten des Stahls auf einer Temperatur von 680 bis 730°C bei über 2 Stunden mit anschließendem langsamem Abkühlen. Eine merkliche Erhöhung der Zähigkeit wird durch zwei- oder mehrmaliges Wiederholen des Temperns erzielt. Es wird auch bevorzugt, den Prozeß einschließlich des Härtens und Temperns zweimal zu wiederholen.

Der Stahl nach der Erfindung hat vorzugsweise eine vollständige getemperte Bainit-Struktur. Bei dieser Struktur hat der Stahl nach der Erfindung eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur. Die Härte des Stahls nach der Erfindung, vorzugsweise als Brinell-Härte (H _B ) liegt im Bereich von 170 bis 260. Der Stahl nach der Erfindung mit dieser Härte hat eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur und auch eine geringe Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen.

Schweißen

Wenn eine Verbindung durch Schweißen von Teilen aus Stahl nach der Erfindung hergestellt wird oder wenn ein Teil aus Stahl nach der Erfindung durch Schweißen repariert wird, wird das Schweißen vorzugsweise nach einer Vorerhitzung auf 250°C oder mehr ausgeführt, wobei die Entspannungsbehandlung während des Abkühlens nach dem Schweißen vorzugsweise begonnen wird, wenn die Temperatur noch 150°C oder mehr beträgt. Die Kerbzähigkeit in der wärmebeeinflußten Zone der Schweißzone wird verbessert, wobei die Restspannung der Schweißzone durch Wiederholung des Spannungsfreiglühens verringert wird.

Das Schweißen erfolgt vorzugsweise mit einem Schweißstab des Cr-Mo-Systems. Wenn das Härten und Tempern nach dem Schweißen erfolgen, ist der Schweißstab vorzugsweise aus dem Cr-Mo-V-System im Hinblick auf die Warmfestigkeit. Das Schweißen kann durch verschiedene Schweißverfahren erfolgen, wie durch Schutzgasschweißen, halbautomatisches MIG-Schweißen, halbautomatisches Verbunddrahtschweißen und Unterpulverschweißen.

Im folgenden werden Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Zeichnung beschrieben. Es zeigt

Fig. 1 eine Draufsicht eines Probestücks für einen Versuch zur Feststellung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen;

Fig. 2 einen Schnitt A-A′ in Fig. 1;

Fig. 3 einen Schnitt A-A′ im Zustand nach dem Schweißen;

Fig. 4 eine Darstellung der Beziehung zwischen dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen und dem Al-Gehalt;

Fig. 5 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Al-Gehalt;

Fig. 6 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Ti-Gehalt;

Fig. 7 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Gehalt an Al+Ti;

Fig. 8 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Verhältnis Ti/Al;

Fig. 9 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Verhältnis Al/Ti;

Fig. 10 eine Darstellung der Art, in der die Warmfestigkeit durch den Ti-Gehalt und den Al-Gehalt beeinflußt werden;

Fig. 11 eine Darstellung der Beziehung zwischen Δ FATT und dem Si-Gehalt;

Fig. 12 einen Schnitt des Gehäusekörpers einer Dampfturbine zur Energieerzeugung aus Wärme;

Fig. 13 eine Draufsicht von Gehäusen eines Dampfregelventils und eines Hauptdampfabsperrventils;

Fig. 14 eine Darstellung eines Schweißen umfassenden Prozesses und einer Behandlung nach dem Schweißen; und

Fig. 15 eine Darstellung eines Schweißprozesses für die Reparatur.

Beispiel 1

Ein Stahl nach der Erfindung wurde in einem Hochfrequenz-Induktionsschmelzofen erschmolzen und in Sandformen gegossen zur Bildung von Barren von 130 mm Dicke, 400 m Länge und 400 mm Breite. Die Proben wurden einer Wärmebehandlung ausgesetzt, die aus einem Normalisieren bestand, bei dem der Stahl 15 Stunden lang auf 1050°C gehalten wurde, und dann mit einer Geschwindigkeit von 400°C/h abgekühlt, gefolgt von einem Tempern, bei dem der Stahl 15 Stunden lang auf 730°C gehalten wurde, und gefolgt von einer Ofenabkühlung.

Die Tabelle I zeigt die chemischen Zusammensetzungen der beim Versuch verwendeten Versuchsmaterialien. Die Zusammensetzungen sind in Gewichtsprozent ausgedrückt. Alle Versuchsmaterialien hatten eine gleichmäßige vollständige getemperte Bainit-Struktur.

Die Probe Nr. 1 ist ein Stahl mit 0,0003 Gew.-% B, was unter der unteren Grenze des B-Gehalts im Stahl nach der Erfindung ist, während die Gehalte der anderen Elemente in die Bereiche von denjenigen von Cr-Mo-V-Gußstahl fallen, der für gewöhnlich als Material von Dampfturbinengehäusen verwendet wird.

Die Proben Nr. 2 bis 9 dienen zur Prüfung der Einflüsse von Al und Ti, während die Proben Nr. 10 bis 12 zur Prüfung der Einflüsse von Verunreinigungen, wie P, Sb, Sn und As, dienen. Die Proben Nr. 13 bis 15 dienen zur Prüfung des Einflusses des Si-Gehalts, während die Proben Nr. 16 und 17 zur Prüfung der Einflüsse eines Zusatzes an Zr bzw. Ca dienen. Die Proben Nr. 1, 3, 7, 10, 14 und 15 betreffen Vergleichsmaterial, während die Proben Nr. 2, 4 bis 6, 8, 9, 11 bis 13, 16 und 17 die Stähle nach der Erfindung betreffen.

Es wurde ein Versuch zur Rißbildung beim Spannungsfreiglühen gemäß dem in JIS Z 3158 spezifizierten Versuchsverfahren unter Verwendung eines Y-förmigen Schweißrißprobestücks (30 mm dick) gemäß Fig. 1 durchgeführt. Eine einlagige Schweißung von etwa 5 mm Dicke wurde unter der Schweißbedingung gemäß Tabelle III durchgeführt unter Verwendung einer im Handel erhältlichen beschichteten Elektrode (Durchmesser 4 mm) für Cr-Mo-Stähle.

Fig. 2 ist ein Schnitt A-A′ in Fig. 1 mit der Darstellung der Form der Nut, während Fig. 3 ein Schnitt A-A′ in Fig. 1 ist und insbesondere die Beziehung zwischen dem Schweißmaterial und der Rißbildung beim Spannungsfreiglühen erläutert.

Das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen in Prozent ist durch die folgende Formel gegeben:

Das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen wurde als Mittelwert aus den Rißbildungsverhältnissen erzielt, die durch fünf Segmente des Nutteils gebildet wurden. Der Riß ist bei dem Bezugszeichen 3 bezeichnet. Die chemische Zusammensetzung des Schweißmetalls ist in Tabelle II in Gewichtsprozent dargestellt, wobei der Rest Fe ist.

Tabelle II

Strom\|170 (A)
Spannung	22 (V)
Schweißgeschwindigkeit	11 (cm/min)
Vorheiztemperatur	350 (°C)
Ausgangstemperatur b. Spannungsfreiglühen	350 (°C)
Spannungsfreiglühen	700°C, 9 h

Ein Warmfestigkeitsversuch wurde durchgeführt unter Verwendung eines Warmfestigkeits-Probestücks mit einem Durchmesser im parallelen Teil von 10 mm und einer Länge im parallelen Teil von 50 mm, wobei die Versuchstemperatur innerhalb einer Fehlergrenze von ±1°C gehalten wurde.

Andererseits wurde ein Stoßversuch unter Verwendung eines Probestücks durchgeführt, das gemäß der Nr. 5 der JIS Z2202 bereitet wurde.

Fig. 4 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Al-Gehalt und dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen, erhalten bei einem Stahl mit einem Si-Gehalt im Bereich von 0,26 bis 0,52 Gew.-%. Wie aus Fig. 4 ersichtlich ist, wird das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen stark erhöht, wenn der Al-Gehalt 0,015 Gew.-% übersteigt. Um dieses Rißbildungsverhältnis unter 20% zu halten, wird der Al-Gehalt vorzugsweise zu höchstens 0,04 Gew.-% gewählt. Um das angegebene Rißbildungsverhältnis unter 10 und 5% zu halten, sollte der Al-Gehalt höchstens 0,028 bzw. 0,019 Gew.-% betragen.

Fig. 5 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit bei Stählen mit einem Ti-Gehalt im Bereich von 0,059 bis 0,071 Gew.-%. Die übermäßige Menge an Al verursacht eine starke Verringerung der Festigkeit. Eine Festigkeit in der Höhe von 80 N/mm² ist erzielbar, wenn der Al-Gehalt im Bereich von 0,002 bis 0,07 Gew.-% liegt. Eine noch höhere Festigkeit von 90 N/mm² ist bei einem Al-Gehalt im Bereich von 0,005 und 0,065 Gew.-% erzielbar. Eine Festigkeit von mindestens etwa 45 N/mm² ist bei einem Al-Gehalt von höchstens 0,1 Gew.-% erzielbar. Eine höhere Festigkeit ist durch Vergrößern der Ti- und B-Gehalte erzielbar.

Fig. 6 zeigt die Beziehung zwischen der 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit und dem Ti-Gehalt bei Stählen mit einem Al-Gehalt im Bereich von 0,012 bis 0,018 Gew.-%. Die Warmfestigkeit kann durch Zusatz von Ti merklich erhöht werden. Insbesondere eine hohe Festigkeit von 70 N/mm² oder mehr wird mit einem Ti-Gehalt im Bereich von 0,04 bis 0,16 Gew.-% erzielt. Höhere Festigkeiten von mindestens 80 N/mm² und mindestens 90 N/mm² sind mit Ti-Gehalten im Bereich von 0,045 bis 0,14 Gew.-% bzw. 0,05 bis 0,12 Gew.-% erzielbar. Bei diesen Ti-Gehalten kann eine höhere Festigkeit durch Wählen des Al-Gehalts im Bereich von 0,01 bis 0,065 Gew.-% erzielt werden.

Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit und dem (Al+Ti)-Gehalt bei Stählen, deren Al-Gehalt höchstens 0,025 Gew.-% beträgt. Die Festigkeit kann merklich durch Zusatz von Al und Ti in Kombination verbessert werden. Festigkeiten von mindestens 80 N/mm² und mindestens 90 N/mm² werden erzielt, wenn der (Al+Ti)-Gehalt im Bereich von 0,06 bis 0,15 Gew.-% bzw. 0,09 bis 0,13 Gew.-% liegt. Wenn der (Al+Ti)-Gehalt 0,056 Gew.-% oder mehr beträgt, wird eine Festigkeit von 70 N/mm² oder mehr erzielt.

Fig. 8 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit und dem Verhältnis Ti/Al bei Stählen mit einem (Al+Ti)-Gehalt von 0,073 bis 0,143 Gew.-%. Die Warmfestigkeit wird durch das Verhältnis Ti/Al ausgeprägt beeinflußt. Eine Festigkeit von mindestens 80 N/mm² ist erzielbar durch Wählen des Verhältnisses Ti/Al im Bereich von 0,8 bis 14. Die Festigkeit kann weiter auf 90 N/mm² oder mehr erhöht werden durch Vergrößern des Verhältnisses auf ein Niveau im Bereich von 0,9 bis 9,5.

Fig. 9 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit und dem Verhältnis Al/Ti bei Stählen mit einem (Al+Ti)-Gehalt im Bereich von 0,073 bis 0,143 Gew.-%. Die Warmfestigkeit wird auch durch das Verhältnis Al/Ti ausgeprägt beeinflußt. Es sind nämlich Festigkeiten von mindestens 80 N/mm² und mindestens 90 N/mm² mit einem Verhältnis Al/Ti im Bereich von 0,07 bis 1,25 bzw. 0,10 bis 1,15 erzielbar.

Fig. 10 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die 600°C-10⁵-h-Warmfestigkeit durch die Al- und Ti-Gehalte beeinflußt wird. Im Hinblick auf die in Verbindung mit Fig. 5 bis 9 erläuterten Bedingungen ist es möglich, eine Festigkeit von mindestens 80 N/mm² dadurch zu erzielen, daß der Al-Gehalt und der Ti-Gehalt in den von den gestrichelten Linien umgebenen Bereich fallen. Eine höhere Festigkeit von mindestens 90 N/mm² ist dadurch erzielbar, daß diese Gehalte so gewählt werden, daß sie in den durch die strichpunktierten Linien umgebenen Bereich fallen. Im einzelnen ist der erstere Bereich durch die Linien definiert, die die folgenden Punkte verbinden: (0,056 Gew.-% Ti, 0,004 Gew.-% Al), (0,026 Gew.-% Ti, 0,034 Gew.-% Al), (0,058 Gew.-% Ti, 0,072 Gew.-% Al), (0,074 Gew.-% Ti, 0,072 Gew.-% Al) und (0,14 Gew.-% Ti, 0,01 Gew.-% Al), während der letztere Bereich durch gerade Linien definiert ist, die die folgenden Punkte verbinden: (0,063 Gew.-% Ti, 0,007 Gew.-% Al), (0,032 Gew.-% Ti, 0,038 Gew.-% Al), (0,056 Gew.-% Ti, 0,065 Gew.-% Al), (0,065 Gew.-% Ti, 0,065 Gew.-% Al) und (0,117 Gew.-% Ti, 0,012 Gew.-% Al). Durch Wählen des Verhältnisses Ti/Al in diesen Gebieten im Bereich von 0,8 bis 14 ist es möglich, eine zufriedenstellend hohe Festigkeit zu erzielen. Eine höhere Festigkeit kann durch Wahl desselben Verhältnisses im Bereich von 0,9 bis 9,5 erzielt werden.

Gegenwärtig müssen Gehäuse von Dampfturbinen zur Energieerzeugung aus Wärme eine 10⁵-h-Warmfestigkeit von wenigstens 90 N/mm² bei 538°C haben. Für höhere Dampftemperaturen sollte die Zusammensetzung so eingestellt werden, daß sie eine Warmfestigkeit von mindestens 90 N/mm² gemäß der erhöhten Dampftemperatur aufrechterhält.

Fig. 11 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und dem Wert Δ FATT, der gemäß der vorliegenden Formel aus durch einen Stoßversuch erzielten Werten bestimmt wird. Jedes der Probestücke wurde 3000 Stunden lang auf einer erhöhten Temperatur von 500°C gehalten und wurde bei Temperaturen von -20 bis +150°C einem Stoßversuch unterworfen. Dann wurde der Wert Δ FATT aus dem Bruch des Probestücks gemäß der folgenden Formel erhalten

Δ FATT = To - Tt,

wobei To die 50%-Versprödungsbruch-Übergangstemperatur in °C vor dem Erhitzen ist, während Tt die 50%-Versprödungsbruch-Übergangstemperatur in °C von durch Erhitzen versprödetem Material darstellt.

Wie aus Fig. 11 ersichtlich ist, wird der Wert Δ FATT gemäß der Verringerung des Si-Gehalts herabgesetzt. Zum Beispiel beträgt der Wert Δ FATT etwa 15°C, wenn der Si-Gehalt 0,06 Gew.-% beträgt. Dies bedeutet, daß das Maß der Versprödung merklich herabgesetzt ist. Der Si-Gehalt von Stahl nach der Erfindung sollte daher so klein wie möglich innerhalb des durch die Herstellung praktisch zugelassenen Bereichs gemacht werden.

Die Materialien der Proben Nr. 16 und 17 mit Zr und Ca zeigten keine Fehler wie Gasblasen im Barren auf Grund der durch Ca und Zr erzeugten Desoxidationswirkung. Somit waren die Barren aus diesen Materialien ziemlich gesund und zeigten keinerlei Rißbildung beim Spannungsfreiglühen. Diese Materialien zeigten zusätzlich hohe Warmfestigkeiten von mindestens 90 N/mm².

Einige der in der Tabelle gezeigten Probematerialien wurden einem bei Raumtemperatur ausgeführten Zugversuch unterworfen und zeigten Zugfestigkeiten von mindestens 560 N/mm², Dehnungen von wenigstens 15% und eine Querschnittsverringerung von wenigstens 50%.

Beispiel 2

Fig. 12 ist ein Schnitt des Körpers 5 eines Gehäuses einer Dampfturbine, während Fig. 13 ein Dampfregelventilgehäuse 4 und ein Hauptdampfabsperrventilgehäuse 7 am Turbinengehäuse zeigt. Der Gehäusekörper 5 wird durch Gießen hergestellt, während die Ventilgehäuse 4 und 7 durch Gießen oder Schmieden hergestellt werden.

Der Stahl nach der Erfindung kann zweckmäßig für die Materialien des Gehäusekörpers 5 und der Ventilgehäuse 4 und 7 verwendet werden. Die Erfinder haben beispielsweise die Verwendung von Stählen mit den in Tabelle IV gezeigten Zusammensetzungen in Betracht gezogen. In dieser Tabelle sind die Zusammensetzungen in Gewichtsprozent dargestellt. Im einzelnen wurde der Stahl mit B für das Hauptdampfabsperrventilgehäuse, das Dampfregelventilgehäuse und den inneren Gehäusekörper verwendet, während Stähle mit oder ohne B als Materialien für den äußeren Gehäusekörper verwendet wurden. Das Hauptdampfabsperrventilgehäuse und das Dampfregelventilgehäuse sind Schmiedeteile.

Das Schweißen wird an den Punkten 6 in der in Fig. 13 dargestellten Weise ausgeführt.

Fig. 14 ist ein Diagramm der Vorerhitzungstemperatur für das in Fig. 13 gezeigte Schweißen und der Spannungsfreiglühbehandlung (bei 690 bis 710°C während 8 Stunden) nach dem Schweißen. Bei diesem Schweißen wurde Schweißmaterial mit derselben Zusammensetzung wie in Tabelle II verwendet. Die Vorerhitzungstemperatur beträgt 350°C, während die Erhitzung beim Spannungsfreiglühen bei einer Temperatur von 350°C beginnt. Nach dem Spannungsfreiglühen wird das geschweißte Material im Ofen abgekühlt.

Fig. 15 ist ein Diagramm des Schweißvorgangs für Reparaturzwecke. Das Schweißen erfolgt nach dem Vorerhitzen auf 350°C. Nach dem Schweißen wird das geschweißte Material mit einer Geschwindigkeit von 110°C/h erhitzt und 8 Stunden lang auf 1025 bis 1075°C gehalten, gefolgt von einer Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 400°C/h. Wenn dann die Temperatur auf 200°C gefallen ist, erfolgt ein Tempern durch Halten des Materials während 8 Stunden auf 680 bis 730°C, gefolgt von einer Ofenabkühlung. Beim Reparaturschweißen wird Schweißmetall mit derselben Zusammensetzung wie in Tabelle V verwendet. In dieser Tabelle ist die Zusammensetzung in Gewichtsprozent dargestellt, wobei der Rest aus Fe besteht.

Tabelle V

Es ist klar, daß beim oben angegebenen Schweißvorgang keine Rißbildung beim Spannungsfreiglühen auftritt.

Aus der obigen Beschreibung ist ersichtlich, daß die Erfindung einen überlegenen warmfesten Stahl liefert, der beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen keine Rißbildung aufweist und nur eine geringe Rißausbreitungsgeschwindigkeit hat.

Claims

1. Warmfester Stahl, bestehend aus 0,08 bis 0,15% C, 0,15 bis 0,75% Si, 0,2 bis 0,6% Mn, 0,9 bis 1,7% Cr, 0,8 bis 1,3% Mo, 0,1 bis 0,35% V, 0,1 bis 0,3% Ni, 0,045 bis 0,15% Ti, 0,005 bis 0,07% Al, 0,0005 bis 0,0020 Gew.-% B und Eisen mit herstellungsbedingten Verunreinigungen als Rest.

2. Warmfester Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis Ti/Al im Bereich von 0,8 bis 14 liegt.

3. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, daß er zusätzlich höchstens 0,2% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1% Ca, höchstens 0,2% Zr, höchstens 0,2% Nb, höchstens 0,2% Mg und höchstens 0,2% W enthält.

4. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3 als bainitischer Werkstoff.

5. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3 als Gußwerkstoff.

6. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3 als Werkstoff, insbesondere Gußwerkstoff, zur Herstellung eines Gehäusekörpers (5) und/oder eines Dampfregelventils (4) und/oder eines Hauptdampfabsperrventils (7) einer Dampfturbine in Berührung mit Dampf einer Temperatur von mindestens 538°C und eines Drucks von mindestens 316 bar.