DE3624669C2

DE3624669C2 - Verwendung eines 9%-Chromstahls als Werkstoff für Dampfgeneratoren in schnellen Brütern

Info

Publication number: DE3624669C2
Application number: DE3624669A
Authority: DE
Inventors: Nakatsugu Abe; Haruo Suzuki; Hiroaki Tsukamoto; Seishi Tsuyama; Moriyasu Nagae
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1985-07-25
Filing date: 1986-07-22
Publication date: 1997-10-02
Anticipated expiration: 2006-07-23
Also published as: DE3624669A1; US5116571A; JPS62103344A; IT1213455B; BE905177A; GB2179674A; GB2179674B; IT8621221A0; GB8616868D0; FR2585370A1; JPH0577743B2; FR2585370B1

Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung von einem hitzebeständigen 9%-Chromstahl hervorragender Zähigkeit, hoher Rißbeständigkeit und hoher Dauerstandfestigkeit bei Schweißverbindungen.

Mit zunehmendem Bedarf an elektrischer Energie werden immer mehr Kernkraftanlagen gebaut. Die meisten Kern reaktoren von in Betrieb befindlichen Kernkraftanlagen sind Leichtwasserreaktoren, die als Brennelemente Uran-235, das in Natururan in einer Menge von lediglich 0,7 Gew.-% enthalten ist, benutzen. Die Menge an Natururanlager stätten wird für die ganze Welt auf lediglich etwa 5 Millionen Tonnen geschätzt. Es besteht folglich ein erheblicher Bedarf an funktionsfähigen Kernkraftanlagen auf der Basis eines "schnellen Brüters", der eine wirk same Ausnutzung von hinsichtlich seines Vorkommens in der geschilderten Weise begrenztem Natururan gestattet.

Die Baukosten für Kernkraftanlagen mit einem schnellen Brüter sind mehr als doppelt so hoch wie für Kernkraft anlagen mit Leichtwasserreaktoren. Um nun Kernkraft anlagen mit schnellen Brütern in größerem Umfange ein führen und ausnutzen zu können, müssen deren Baukosten erheblich reduziert werden.

Eine Kernkraftanlage mit einem schnellen Brüter enthält den Brutreaktor, einen Dampfgenerator und einen Strom generator.

Der Überhitzer des Dampfgenerators besteht aus einem Kessel und in dem Kessel vorgesehenen Wärmetauscherrohren und Rohrwänden. Die Temperatur des Überhitzers erhöht sich durch den durch die Wärmetauscherrohre strömenden überhitzten Dampf auf etwa 550°C. Folglich werden als Werkstoff für den Kessel des Überhitzers üblicherweise gemäß den Japanischen Industriestandard-Vorschriften definierter SUS 304 austenitischer rostfreier Stahl und als Werkstoff für die Wärmetauscherrohre und die Rohrwände des Wärme tauschers gemäß diesen Japanischen Industriestandard-Vor schriften definierter SUS 321 austenitischer rost freier Stahl verwendet.

Der Verdampfer besteht ebenfalls aus einem Kessel und in dem Kessel vorgesehenen Wärmetauscherrohren und Rohrwänden. Die Temperatur des Verdampfers liegt unter derjenigen des Überhitzers. Üblicherweise wird folglich als Werkstoff für den Kessel, die Wärmetauscherrohre und die Rohrwände des Verdampfers 2 1/4Cr-1Mo-Stahl ver wendet.

Die übliche Verwendung von kostspieligem, austenitischem rostfreiem Stahl als Werkstoff für den Überhitzer ist für die hohen Baukosten einer Kernkraftanlage verant wortlich. Darüber hinaus unterscheidet sich der Werk stoff für den Überhitzer vom Werkstoff für den Ver dampfer. Wenn der Überhitzer mit dem Verdampfer zusammen geschweißt wird, tritt in der Schweißverbindung das folgende Problem auf: Der Kohlenstoffgehalt des austeni tischen rostfreien Stahls, der den Werkstoff für den Überhitzer bildet, liegt unter dem Kohlenstoffgehalt des 2 1/4Cr-1Mo-Stahls, der den Werkstoff für den Ver dampfer bildet. Die Kohlenstoffaktivität des austeniti schen rostfreien Stahls in dem durch den Überhitzer und den Verdampfer strömenden flüssigen Natrium unter scheidet sich von der Kohlenstoffaktivität des 2 1/4Cr-1Mo-Stahls. Folglich kommt es während des Betriebs auf der 2 1/4Cr-1Mo-Stahlseite in der Schweißverbindung zu einer Entkohlung und zu einer Aufkohlung auf der austenitischen rostfreien Stahlseite in der Schweißverbindung. Die Folge davon ist eine Zerstörung der Schweißverbindung.

Im Hinblick darauf benötigt man als Werkstoff für den Überhitzer und den Verdampfer einen preisgünstigen hitzebeständigen Stahl einer Dauerstandfestigkeit, die mit der Dauerstandfestigkeit des genannten austenitischen rostfreien Stahls vergleichbar ist. Als diesen Erforder nissen genügender hitzebeständiger rostfreier Stahl kommt ein gemäß den ASTM-Standards spezifizierter A213-T91-hitzebeständiger 9%-Chromstahl der in der folgenden Tabelle I angegebenen Zusammensetzung in Frage:

Tabelle I

Nachteilig an diesem 9%-Chrom stahl ist jedoch, daß infolge des hohen Kohlenstoffgehalts von 0,10 Gew.-% die Tieftemperatur-Rißbeständigkeit in der Schweißverbindung gering ist und die Bildung einer α+γ-Phase bei der Verfestigung des erschmolzenen Metalls während des Schweißvorgangs zu einer niedrigen Hoch temperatur-Rißbeständigkeit in der Schweißverbindung führt. Da darüber hinaus die Dauerstandfestigkeit des Grundmetalls übermäßig hoch ist, ist auch der Unter schied in der Dauerstandfestigkeit zwischen der er weichten Zone der Schweißverbindung und dem Grundmetall groß, was zu einer Beschädigung der Schweißverbindung führt.

Als preisgünstigen hitzebeständigen Stahl einer Dauer standfestigkeit, die mit der Dauerstandfestigkeit des genannten austenitischen rostfreien Stahls vergleichbar ist, spezifiziert die Japanische Industriestandard-Vor schrift einen STBA-27-hitzebeständigen 9%-Chromstahl der in Tabelle II angegebenen chemischen Zusammen setzung (diese Stahlsorte ist noch nicht offiziell eingeführt):

Tabelle II

Nachteilig an diesem 9%-Chromstahl ist, daß sich infolge des hohen Molybdängehalts von 2,00 Gew.-% die Ferritmenge im Stahl erhöht, was eine geringe Zähigkeit zur Folge hat. Wenn ein solcher Stahl darüber hinaus während des Betriebs längere Zeit erhitzt wird, führt eine Ausfällung einer Laves-Phase Fe₂Mo zu einer weiteren Beeinträchtigung der Zähigkeit.

Um nun den hohen Baukosten zu begegnen, besteht ein erheblicher Bedarf an einem preisgünstigen hitzebeständigen 9%-Chromstahl hervorragender Zähigkeit, hoher Rißbeständigkeit und hoher Dauerstandfestigkeit bei Schweißverbindungen, der sich als Werkstoff für Dampfgeneratoren von Kernkraftanlagen mit schnellen Brütern eignet. Ein derartiger hitzebeständiger Stahl ist bis lang nicht vorgeschlagen worden.

Aus der US-PS 21 21 001 ist eine korrosionsbeständige Eisenlegierung mit einer Grundzusammensetzung von 9 bis 13% Chrom, 0,005 bis 0,035% Stickstoff, 0,02 bis 0,07% Kohlenstoff, Rest Eisen bekannt, die eine gute Duktilität und Schweißbarkeit aufweist und durch Wärmebehandlung nur unwesentlich härtbar ist.

In der US-PS 30 44 872 wird eine Legierung offenbart, die 0,4 bis 7,5% Chrom, 0,4 bis 4% Molybdän, 0,05 bis 0,4% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,5% Mangan, 0,1 bis 1,0% Niob, 0,1 bis 1,4% Titan umfaßt, wobei der Rest im wesentlichen Eisen ist.

Der GB-PS 11 89 347 ist ein Hochtemperaturstahl aus einer Legierung zu entnehmen, die aus 0,03 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 1% Silizium, 0,3 bis 1,2% Mangan, 5 bis 8% Chrom, 0,5 bis 1,5% Molybdän, 0,03 bis 0,15% Niob, 0,001 bis 0,012% Bor, Rest Eisen besteht.

Der in der GB-PS 795 471 beschriebene Legierungsstahl umfaßt 0,05 bis 0,3% Kohlenstoff, 0,1 bis 4% Mangan, 0,1 bis 1% Silicium, 9 bis 20% Chrom, 0,5 bis 10% Wolfram und/oder Molybdän, 0 bis 2% Niob und/oder Tantal, 0 bis 2% Vanadium, 0 bis 2% Titan, 0,05 bis 0,3% Stickstoff, 0,05 bis 2% Aluminium, 0 bis 0,05% Bor, 0,1 bis 1,7% Nickel, 2 bis 15% Cobalt und 0 bis 5% Kupfer, wobei der Rest aus Eisen und Verunreini gungen besteht.

Ferner ist aus der DE 32 12 185 eine Dampfturbinenrotorwelle bekannt, die aus einem Stahl besteht, der in Gewichtsprozent 1 bis 0,3 C, 0,4 bis 1,2 Mn, maximal 0,6 Si, maximal 1,2 Ni, 8 bis 13 Cr, 0,5 bis 1,5 Mo, 0,03 bis 0,15 Nb, 0,1 bis 0,3 V, 0,04 bis 0,2 N umfaßt, wobei der Rest aus Eisen besteht.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen eine hervorragende Zähigkeit, hohe Rißbeständigkeit und hohe Dauerstandfestigkeit bei Schweißverbindungen auf weisenden, hitzebeständigen 9%-Chromstahl anzugeben, der sich besonders gut als Werkstoff für Dampfgeneratoren von Kernanlagen mit schnellen Brütern eignet.

Gegenstand der Erfindung ist somit die Verwendung von hitzebeständigem 9%-Chromstahl hervorragender Zähigkeit, hoher Rißbe ständigkeit und hoher Dauerstandfestigkeit bei Schweiß verbindungen, welcher im wesentlichen aus:

0,04-0,09 Gew.-% Kohlenstoff;
0,01-0,50 Gew.-% Silizium;
0,25-1,50 Gew.-% Mangan;
7,0-9,2 Gew.-% Chrom;
0,50-1,50 Gew.-% Molybdän;
0,005-0,060 Gew.-% löslichen Aluminiums;
0,001-0,060 Gew.-% Stickstoff,
wobei die Gesamtmenge an Stickstoff und Kohlenstoff bis zu 0,13 Gew.-% beträgt;
0,01-0,30 Gew.-% Vanadium und
0,005-0,200 Gew.-% Niob,

wobei die Gesamtmenge an Vanadium und dem 1,5fachen an Niob bis zu 0,30 Gew.-% beträgt, und
zum Rest Eisen oder unvermeidlichen Verunreinigungen besteht und bei dem die Menge an Ferrit (δ_F) in dem hitzebeständigen 9%-Chromstahl bis zu -5 Gew.-%, be rechnet aus der Gleichung:

δ_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,9Si - 49,5Mn + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nb

beträgt, als Werkstoff für einen Dampfgenerator einer Kernenergieanlage mit einem schnellen Brüter.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnungen näher erläu tert. Im einzelnen zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung des Einflusses des Chromgehalts auf die Hochtemperatur-Rißbeständig keit bei einer Schweißverbindung;

Fig. 2 eine graphische Darstellung des Einflusses der Vanadium- und Niobgehalte auf die Hochtemperatur-Riß beständigkeit bei einer Schweißverbindung;

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Dauerstand festigkeit bei einer Schweißverbindung eines erfindungsgemäß verwendeten Stahlprüflings und

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Dauerstand festigkeit bei einer Schweißverbindung eines außerhalb der Erfindung liegenden Stahlprüflings.

Bei den der Erfindung zugrundeliegenden Entwicklungs arbeiten hat es sich gezeigt, daß man

1. die Zähigkeit verbessern und die Dauerstandfestigkeit bei einer Schweißverbindung ohne Beeinträchtigung der Rißbeständigkeit in einer Schweißverbindung erhöhen kann, wenn man den Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,04-0,09 Gew.-% hält;
2. die Dauerstandfestigkeit bei der Schweißverbindung ohne Verminderung der Zähigkeit verbessern kann, wenn man den Molybdängehalt im Bereich von 0,50-1,50 Gew.-% hält;
3. die Dauerstandfestigkeit bei der Schweißverbindung ohne Beeinträchtigung der Hochtemperatur-Rißbe ständigkeit verbessern kann, wenn man 0,01-0,30 Gew.-% Vanadium und 0,005-0,200 Gew.-% Niob zulegiert und dabei die Gesamtmenge an Vanadium und dem 1,5fachen Niobgehalt auf einem Wert bis zu 0,30 Gew.-% hält, und
4. eine Beeinträchtigung der Zähigkeit verhindern kann, indem man die Ferritmenge (δ_F) in einem hitzebe ständigen 9%-Chromstahl auf einem Wert bis zu -5 Gew.-%, errechnet aus folgender Gleichung: δ_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,9Si - 49,5Mn + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nbhält.

Im folgenden wird detailliert dargelegt, warum die Mengen der verschiedenen Legierungsbestandteile und die Ferritmenge (δ_F) in dem erfindungsgemäß verwendeten hitze beständigen 9%-Chromstahl auf die angegebenen Bereiche beschränkt sind:

1. Kohlenstoff

Kohlenstoff dient einer Verbesserung der Dauerstand festigkeit durch Bildung von Carbiden in Kombination mit Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob und verbessert die Zähigkeit durch Verminderung der Ferritmenge im Stahl. Bei einem Kohlenstoffgehalt von unter 0,04 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Kohlenstoffgehalt von über 0,09 Gew.-% werden anderer seits die Tieftemperatur-Rißbeständigkeit und die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißver bindung beeinträchtigt. Folglich muß der Kohlenstoff gehalt auf einen Bereich von 0,04-0,09 Gew.-% be schränkt sein.

2. Silizium

Silizium besitzt eine desoxidierende Wirkung und ver bessert die Härtbarkeit. Bei einem Siliziumgehalt von unter 0,01 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Siliziumgehalt von über 0,50 Gew.-% erhöht sich andererseits die Ferritmenge im Stahl, was zu einer Verschlechterung der Zähigkeit führt. Folg lich muß der Siliziumgehalt auf einen Bereich von 0,01-0,50 Gew.-% beschränkt werden.

3. Mangan

Mangan besitzt eine desoxidierende Wirkung und ver bessert die Härtbarkeit und Festigkeit. Bei einem Mangangehalt von unter 0,25 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Mangangehalt über 1,50 Gew.-% wird andererseits der Stahl über mäßig hart, gleichzeitig wird die Tieftemperatur-Riß beständigkeit in der Schweißverbindung beein trächtigt. Folglich muß der Mangangehalt auf einen Bereich von 0,25-1,50 Gew.-% beschränkt werden.

4. Chrom

Chrom verbessert die Oxidationsbeständigkeit. Bei einem Chromgehalt von unter 7,0 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Chromge halt von über 9,2 Gew.-% geht andererseits die Hoch temperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung verloren. Gleichzeitig erhöht sich die Ferritmenge im Stahl, was zu einer verschlechterten Zähigkeit führt.

Der Einfluß des Chromgehalts auf die Hochtemperatur-Riß beständigkeit bei der Schweißverbindung wird wie folgt getestet: Die Oberflächen von Prüflingen einer vorgegebenen Dicke werden teilweise verschweißt. Die Schweißverbindungen der Prüflinge während des Schweißens werden unter einer 1% verstärkten Span nung zwangsweise gebogen, worauf die Gesamtlänge an in den einzelnen Schweißverbindungen entstandenen Hochtemperatur-Rißlängen gemessen werden. Die Er gebnisse dieses Tests sind in Fig. 1 graphisch darge stellt. In Fig. 1 stehen die Zeichen "○" für die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen der Chrom stahlprüflinge mit voneinander verschiedenen Chrom gehalten und 0,24 Gew.-% Vanadium und 0,11 Gew.-% Niob und die Zeichen "⚫" für die Gesamtlänge an Hoch temperatur-Rißlängen der Chromstahlprüflinge mit voneinander verschiedenen Chromgehalten und 0,17 Gew.-% Vanadium und 0,22 Gew.-% Niob. Aus Fig. 1 geht hervor, daß ein Chromgehalt über 9,2 Gew.-% zu einer größeren Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen und einer ge ringeren Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung führt. Folglich muß der Chromgehalt auf einen Bereich von 7,0-9,2 Gew.-% beschränkt werden.

5. Molybdän

Molybdän dient zu einer Steigerung der Dauerstand festigkeit bei der Schweißverbindung. Bei einem Molybdängehalt unter 0,50 Gew.-% stellt sich die ge wünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Molybdängehalt von über 1,50 Gew.-% führt andererseits die erhöhte Ferritmenge des Stahls zu einer Verschlechterung der Zähigkeit. Bei längerdauerndem Erhitzen während des Betriebs verschlechtert darüber hinaus auch noch eine Ausfällung einer Laves-Phase Fe₂Mo die Zähigkeit. Folglich muß der Molybdängehalt auf 0,50-1,50 Gew.-% beschränkt werden.

6. Lösliches Aluminium

Lösliches Aluminium dient einer Verbesserung der Zähigkeit, indem eine Vergröberung austenitischer Körner verhindert wird. Bei einem Gehalt an lös lichem Aluminium unter 0,005 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Gehalt an löslichem Aluminium über 0,060 Gew.-% kommt es anderer seits infolge der erhöhten Ferritmenge im Stahl zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit. Folglich muß der Gehalt an löslichem Aluminium auf einen Bereich von 0,005-0,060 Gew.-% beschränkt werden.

7. Stickstoff

Stickstoff vermindert die Ferritmenge im Stahl und verbessert folglich die Zähigkeit. Bei einem Stickstoff gehalt unter 0,001 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Stickstoffgehalt über 0,060 Gew.-% kommt es andererseits zu einer übermäßigen Erhöhung der Härtbarkeit. Folglich muß der Stickstoff gehalt auf einen Bereich von 0,001-0,060 Gew.-% be schränkt werden. Bei einer Gesamtmenge Stickstoff plus Kohlen stoff von über 0,13 Gew.-% werden die Tieftemperatur-Riß beständigkeit und die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung beeinträchtigt. Folglich muß die Gesamtmenge an Stickstoff plus Kohlenstoff auf bis zu 0,13 Gew.-% beschränkt werden.

8. Vanadium

Vanadium liefert in Kombination mit Kohlenstoff ein Carbid und verbessert folglich die Dauerstandfestigkeit. Bei einem Vanadiumgehalt von unter 0,01 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Vana diumgehalt von über 0,30 Gew.-% muß man andererseits die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung zur Auflösung des in Kombination mit Kohlenstoff ge bildeten Carbids erhöhen. Darüber hinaus beeinträchtigt die erhöhte Ferritmenge des Stahls nicht nur dessen Zähigkeit, sondern auch die Hochtemperatur-Rißbeständig keit bei der Schweißverbindung. Folglich muß der Vana diumgehalt auf einen Bereich von 0,01-0,30 Gew.-% be schränkt werden.

9. Niob

Niob bildet ähnlich wie Vanadium in Kombination mit Kohlenstoff ein Carbid und verbessert dadurch die Dauerstandfestigkeit. Aus denselben Gründen, die auch für Vanadium genannt wurden, sollte der Niobgehalt auf einen Bereich von 0,005-0,200 Gew.-% beschränkt werden.

Vanadium und Niob dienen, wie bereits erwähnt, einer Erhöhung der Dauerstandfestigkeit. Bei gleichzeitigem Zulegieren von Vanadium und Niob kommt diese Wirkung noch deutlicher zum Ausdruck.

Das Vorhandensein von Vanadium und/oder Niob beein trächtigt die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung. Folglich wurden Untersuchungen be züglich des Einflusses der Mengen an Vanadium und Niob auf die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung durchgeführt. Diese Untersuchungen erfolgten nach dem trans-varestraint-Test. Die Ober flächen der Chromstahlprüflinge jeweils einer ge gebenen Dicke mit unterschiedlichen Gehalten an Vandium und Niob und 0,05 Gew.-% Kohlenstoff, 9 Gew.-% Chrom und 1 Gew.-% Molybdän werden teilweise ver schweißt. Die Schweißverbindungen der Prüflinge wer den während des Schweißvorgangs unter einer 1% ver mehrten Belastung zwangsweise gebogen, worauf bei sämtlichen Schweißverbindungen die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen gemessen wird. Das Ergebnis dieses Tests ist in Fig. 2 dargestellt. In Fig. 2 stehen die Zeichen " " für einen Fall, in dem die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen unter 0,5 mm liegt. Das Zeichen " " steht für einen Fall, in dem die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen zwischen 0,5 mm und unter 1,0 mm liegt. Das Zeichen " " steht für einen Fall, in dem die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Riß längen mindestens 1,0 mm beträgt. In Fig. 2 ent spricht der durch eine schräg laufende Linie festge legte Bereich (I) einem Bereich, in dem die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen unter 0,5 mm liegt, der durch zwei schräglaufende Linien festgelegte Bereich (II) einem Bereich, in dem die Gesamtlänge an Hoch temperatur-Rißlängen zwischen 0,5 mm und unter 1,0 mm liegt und der restliche Bereich (III) einem Bereich, in dem die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen mindestens 1,0 mm beträgt. Der Bereich (I) umfaßt auch die Gesamtlänge an Hochtemperatur-Rißlängen unter 0,5 mm des austenitischen rost freien Stahls SUS 304, der bei der Schweißverbindung keine Probleme hinsichtlich der Hochtemperatur-Rißbeständig keit aufweist. Zur Erfüllung der Bedingungen des Be reichs (I) sollte die Gesamtmenge an Vanadium und der 1,5fachen Niobmenge bis zu 0,30 Gew.-% ausmachen. Folg lich ist also die Gesamtmenge an Vanadium und der 1,5fachen Niobmenge auf bis zu 0,30 Gew.-% begrenzt.

10. Kupfer

Kupfer verbessert die Festigkeit. Folglich kann einem erfindungsgemäß verwendeten Chromstahl zusätzlich Kupfer zule giert werden. Bei einem Kupfergehalt unter 0,01 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Kupfergehalt über 0,50 Gew.-% wird andererseits die Be- bzw. Verarbeitbarkeit beeinträchtigt,und gleich zeitig sinkt die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei Schweißverbindungen. Folglich sollte der Kupfergehalt auf einen Bereich von 0,01-0,50 Gew.-% begrenzt wer den.

11. Nickel

Nickel dient einer Verbesserung der Härtbarkeit und einer Verminderung der Ferritmenge des Stahls, wodurch die Zähigkeit verbessert wird. Aus diesem Grunde kann einem erfindungsgemäß verwendeten Chromstahl gegebenenfalls zu sätzlich Nickel zulegiert werden. Bei einem Nickelge halt unter 0,01 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Nickelgehalt über 0,50 Gew.-% steigt andererseits die Härte der durch die Erwärmung beeinflußten Zone nahe der Schweißverbindung übermäßig stark an, was zu einer geringeren Tief temperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung führt. Folglich sollte der Nickelgehalt auf einen Be reich von 0,01-0,50 Gew.-% beschränkt werden.

12. Titan

Titan bildet zusammen mit Kohlenstoff ein Carbid, was zur Verbesserung der Dauerstandfestigkeit führt. Folglich kann einem erfindungsgemäß verwendeten Stahl gegebenenfalls zusätzlich Titan zulegiert werden. Bei einem Titangehalt von unter 0,005 Gew.-% stellt sich die gewünschte Wirkung nicht ein. Bei einem Titangehalt von über 0,030 Gew.-% wird andererseits durch die erhöhte Ferritmenge des Stahls dessen Zähigkeit beeinträchtigt. Folglich sollte der Titangehalt auf einen Bereich von 0,005-0,030 Gew.-% beschränkt werden.

13. Ferritmenge (δ_F) des Stahls

In dem grobkörnigen Bereich der durch die Erwärmung beeinflußten Zone nahe der Schweißverbindung existiert Ferrit in größerer Menge als in dem Grundmetall, da Ferrit bei hohen Temperaturen während des Schweißens gebildet wird. Wenn darüber hinaus ein Chromstahlblech einer Stärke von beispielsweise 300 mm einer Normal glühung unterworfen wird, wird das auf eine Temperatur von etwa 800°C erwärmten Chromstahlblech anschließend mit langsamer Abkühlungsgeschwindigkeit von etwa 2°C/min auf eine Temperatur von etwa 500°C abgekühlt. Dieses Normalglühen bedingt eine Ar₃-Umwandlung und führt so mit zur Bildung von Ferrit im Stahl. Ferrit seinerseits beeinträchtigt die Zähigkeit. Folglich sollte die aus folgenden Gleichungen A oder B errechnete Ferritmenge (δ_F) des Stahls auf bis zu -5 Gew.-% begrenzt werden:

A. Der Stahl enthält weder Nickel noch Bor als zu sätzliche Legierungsbestandteile: δ_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,9Si - 49,5Mn + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nb.
B. Der Stahl enthält Nickel als zusätz lichen Legierungsbestandteil: δ_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,9Si - 49,5Mn - 28,7Ni + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nb.

Das folgende Beispiel soll die Erfindung näher veran schaulichen, wobei insbesondere erfindungsgemäß verwendete Stähle mit außerhalb der Erfindung liegenden Stählen verglichen werden.

Beispiel

Prüflinge aus erfindungsgemäß verwendeten Stählen Nr. 2-6 einer chemischen Zusammensetzung und einer Ferritmenge (δ_F) innerhalb der erfindungsgemäß verwendeten und in Tabelle III ange gebenen Bereiche werden mit Vergleichsprüflingen Nr. 1-4 einer chemischen Zusammensetzung und einer Ferritmenge (δ_F), von denen mindestens eine außerhalb der erfindungs gemäß einzuhaltenden Bereiche liegt, verglichen. Die Vergleichsprüflinge Nr. 1 und 2 besitzen eine chemische Zusammensetzung und einen Ferritgehalt (δ_F), die beide außerhalb der erfindungsgemäß einzuhaltenden Bereiche liegen. Die Vergleichsprüflinge Nr. 3 und 4 besitzen eine chemische Zusammensetzung außerhalb des erfin dungsgemäß einzuhaltenden Bereichs, jedoch einen Ferritgehalt innerhalb des erfindungsgemäß einzuhalten den Bereichs. Die chemische Zusammensetzung des austenitischen rostfreien Stahls SUS 304 sind ebenfalls in Tabelle III angegeben.

Von den erfindungsgemäß verwendeten Prüflingen Nr. 2-6 und den Vergleichsprüflingen Nr. 1-4 werden im Rahmen der verschiedenen noch beschriebenen Tests die Tieftempera tur-Rißbeständigkeit in der Schweißverbindung (Hv_10max und yT_stop, die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit in der Schweißverbindung und die Zähigkeit im Grundmetall und in der Schweißverbindung bestimmt. Die Ergebnisse dieser Tests finden sich in Tabelle IV.

1. Tieftemperatur-Rißbeständigkeit (Hv_10max)

Die Tieftemperatur-Rißbeständigkeit in der Schweißverbindung wird mit Hilfe des in der Japanischen Industriestandard-Vorschrift Z3101 erläuterten Tests auf die maximale Härte bestimmt. Hierbei erfolgt eine teil weise Verschweißung der Oberfläche eines Prüflings unter gegebenen Bedingungen, worauf der maximale Härtewert in der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone nach dem Vickers-Härtetest unter einer Belastung von 10 kg ermittelt wird.

2. Niedrigtemperatur-Rißbeständigkeit (yT_stop)

Die Niedrigtemperatur-Rißbeständigkeit der Schweißverbindung wird mit Hilfe des in der Japanischen Industriestandard-Vorschrift Z3158 spezifizierten y-Schlitzrißtests bestimmt. Hierbei wird in einem Prüfling eine diagonale y-förmige Einkerbung gebildet, worauf der in der geschilderten Weise eingekerbte Prüfling auf verschiedene Temperaturen vorgewärmt, dann die Einkerbung unter gegebenen Bedingungen geschweißt und schließlich diejenige Vorwärmtemperatur, bei der keine Rißbildung am Grund der Einkerbung erfolgt, bestimmt. Bei diesem Test werden als erfindungsgemäß verwendete Prüflinge Nr. 4, 5 und 6 jeweils 50 mm dicke Prüf linge verwendet.

3. Hochtemperatur-Rißbeständigkeit

Die Hochtemperatur-Rißbeständigkeit in der Schweißver bindung wird o. a. bestimmt.

Schweißverfahren: Gas/Wolfram-Lichtbogenschweißen (GTAW)
Schweißstrom: 150 A
Bogenspannung: 15 V
Schweißgeschwindigkeit: 7 cm/min.

4. Zähigkeit (vE_o)

Die Zähigkeit des Grundmetalls und der Schweißverbindung wird im Rahmen eines Schlagzähigkeitstests bestimmt. Bei diesem Test wird die Oberfläche eines Prüflings unter folgenden Bedingungen:
Ausbilden einer V-förmigen Kerbe im Grundmetall und in der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone 2 mm von der Schweißnahtverbindung entfernt und
Messen eines Schlagwerts bei 0°C für das Grundmetall und die durch die Schweißwärme beeinflußte Zone 2 mm von der Schweißnaht entfernt, teilweise geschweißt.

Schweißverfahren: Gas/Wolfram-Lichtbogenschweißen (GTAW)
Schweißdraht: Er besitzt dieselbe chemische Zu sammensetzung wie das Grundmetall
Vorwärmtemperatur und Zwischenlauftemperatur des Prüflings: 150°C
Schweißwärmezufuhr: 14,4 kJ/cm
Wärmebehandlungstemperatur nach dem Schweißen: 710°C
Wärmebehandlungsdauer nach dem Schweißen: 8,5 h.

Wie aus Tabellen III und IV hervorgeht, zeigt der Ver gleichsprüfling 1 einen hohen Molybdängehalt außer halb der Erfindung ohne Vanadium oder Niob und eine große Ferritmenge (δ_F) im Stahl außerhalb der Erfin dung und eine schlechte Zähigkeit in der Schweißverbindung, der Vergleichsprüfling 2 mit hohem Chromgehalt, einer großen Gesamtmenge an Vanadium und der 1,5fachen Niob menge und einer großen Ferritmenge (δ_F) im Stahl, die sämtlich außerhalb der Erfindung liegen, eine niedrige Hochtemperatur-Rißbeständigkeit und eine niedrige Zähig keit bei der Schweißverbindung.

Der Vergleichsprüfling 3 hohen Kohlenstoffgehalts und einer großen Gesamtmenge an Vanadium und der 1,5fachen Niobmenge, die außerhalb der Erfindung liegen, zeigt eine niedrige Tieftemperatur-Rißbeständigkeit und eine niedrige Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbindung. Der Vergleichsprüfling 4 eines hohen Kohlenstoffgehalts außerhalb der Erfindung und ohne Vanadium und/oder Niob zeigt eine niedrige Tief temperatur-Rißbeständigkeit und eine geringe Hochtemperatur-Rißbeständigkeit bei der Schweißverbin dung.

Sämtliche erfindungsgemäß verwendeten Prüflinge 2 bis 6 zeigen dagegen eine hohe Tieftemperatur-Rißbeständigkeit, eine hohe Hochtemperatur-Rißbeständigkeit und eine hohe Zähigkeit in der Schweißverbindung.

Danach wird bei den erfindungsgemäß verwendeten Prüflingen und Vergleichsprüflingen die Dauerstandfestigkeit in der Schweißverbindung bestimmt.

Fig. 3 veranschaulicht in graphischer Form Dauerstand festigkeitswerte in der Schweißverbindung bei den er findungsgemäß verwendeten Prüflingen 3 und 4 und dem Vergleichsprüfling 1′. In Fig. 3 stehen die dreieckigen Zeichen für Dauerstandfestigkeitswerte in der Schweißverbindung für Vergleichsprüfling 1′ und für erfindungsgemäß verwendete Prüflinge, die durch Gas/Metall-Lichtbogenschweißung (GMAW) ge schweißt wurden, und die kreisförmigen Zeichen für Dauer standfestigkeitswerte in den Schweißverbindungen für er findungsgemäß verwendeten Prüflinge und für Vergleichs prüfling 1′, die durch Gas/Wolfram-Licht bogenschweißung (GTAW) geschweißt wurden. In Fig. 3 ver anschaulichen die Zeichen "∆" und "○" den Fall der Durchführung des Dauerstandversuchs bei einer Temperatur von 500°C, die Zeichen " " und " " die Durchführung des Dauerstandtests bei einer Temperatur von 550°C, die Zeichen " " und " " die Durchführung des Dauerstand tests bei einer Temperatur von 600°C und die Zeichen " " und "⚫" die Durchführung des Dauerstandtests bei einer Temperatur von 650°C. In Fig. 3 entspricht der durch die beiden durchgezogenen Linien festgelegte Bereich Dauerstandfestigkeitswerten in dem Grundmetall der erfindungsgemäß verwendeten Prüflinge und des Vergleichsprüflings 1′, der durch die beiden gestrichelten Linien festgelegte Bereich Dauerstandfestigkeitswerten in der Schweißverbindung bei erfindungsgemäß verwendeten Prüflingeen und bei Vergleichsprüfung 1′.

ig. 4 zeigt in graphischer Form Dauerstandfestigkeits werte in der Schweißverbindung des Vergleichsprüflings 1. In Fig. 4 stehen die dreieckigen Zeichen für Dauerstand festigkeitswerte in der Schweißverbindung von Vergleichs prüflingen, die durch Gas/Wolfram-Lichtbogenschweißung (GTAW) geschweißt wurden, und die kreisförmigen Zeichen für Dauerstandfestigkeitswerte in der Schweißverbindung von Vergleichsprüflingen, die durch Lichtbogenschweißung unter Schutzgas (SMAW) geschweißt wurden. In Fig. 4 ent sprechen das Zeichen "○" einem Fall, in dem der Dauer standversuch bei einer Temperatur von 550°C durchgeführt wird, die Zeichen " " und " " einer Dauerstandversuchs temperatur von 600°C, das Zeichen " " einer Dauerstand versuchstemperatur von 650°C und das Zeichen "⚫" einer Dauerstandversuchstemperatur von 700°C. In Fig. 4 ent spricht der durch die beiden durchgezogenen Linien fest gelegte Bereich Dauerstandfestigkeitswerten im Grund metall der Vergleichsprüflinge, der durch die beiden ge strichelten Linien festgelegte Bereich Dauerstandfestig keitswerten in der Schweißverbindung der Vergleichs prüflinge.

In den Fig. 3 und 4 ist auf der Abszisse ein Parameter aufgetragen, der zusammenfassend über die Formel [T × (30+log tr) × 10^-3] die Dauerstandversuchs temperatur (T) und die Zeitstanddauer (tr) zum Aus druck bringt. Auf der Ordinate sind Werte für die Dauerstandfestigkeit aufgetragen. Der rautenförmige Rahmen in den Fig. 3 und 4 dient zur graphischen Er mittlung des beschriebenen Parameters aus der Dauer standversuchstemperatur und der Dauerstandzeit.

Aus Fig. 3 geht hervor, daß nahezu sämtliche Dauerstand festigkeitswerte in der Schweißverbindung der erfindungs gemäß verwendeten Prüflinge 3 und 4 in dem durch die beiden durchgezogenen Linien festgelegten Bereich, der für Dauerstandfestigkeitswerte im Grundmetall steht, liegen, d. h. sich auf demselben Niveau befinden, wie diejenigen im Grundmetall. Obwohl in Fig. 3 nicht dargestellt, zeigen die anderen erfindungsgemäß verwendeten Prüflinge 2 und 5 bis 6 ähnliche Tendenzen wie die erfindungsgemäß verwendeten Prüflinge 3 und 4.

Aus Fig. 4 geht dagegen hervor, daß nahezu sämtliche Dauerstandfestigkeitswerte in der Schweißverbindung des Vergleichsprüflings 1 an oder unter der Untergrenze des durch die beiden durchgezogenen Linien festgelegten Bereichs der Dauerstandfestigkeitswerten im Grundmetall liegen, d. h. die betreffenden Werte sind niedriger als die entsprechenden Werte im Grundmetall. Darüber hinaus sind im Temperaturbereich von 500-550°C, der dem Temperaturbereich des Überhitzers des Dampf generators entspricht, die Dauerstandfestigkeitswerte in der Schweißverbindung des Vergleichsprüflings 1 niedriger als die entsprechenden Werte in der Schweißverbindung der erfindungsgemäß verwendeten Prüflinge 3 und 4. Obwohl in Fig. 4 nicht dargestellt, zeigen die anderen Vergleichsprüflinge 2 bis 4 ähnliche Tendenzen wie der Vergleichsprüfling 1.

Wie in allen Einzelheiten beschrieben, besitzt der er findungsgemäß verwendete hitzebeständige 9%-Chromstahl eine her vorragende Zähigkeit, eine hohe Rißbeständigkeit und eine hohe Dauerstandfestigkeit in bzw. bei der Schweiß verbindung. Er eignet sich besonders gut als Werkstoff für den Dampfgenerator von Kernkraftanlagen mit schnellen Brütern. Seine Verwendung ermöglicht eine Verminderung der Baukosten solcher Kernkraftanlagen.

Claims

1. Verwendung von hitzebeständigem 9%-Chromstahl hervor ragender Zähigkeit, hoher Rißbeständigkeit und hoher Dauerstand festigkeit bei Schweißverbindungen, im wesentlichen bestehend aus: 0,04-0,09 Gew.-% Kohlenstoff;
0,01-0,50 Gew.-% Silizium;
0,25-1,50 Gew.-% Mangan;
7,0-9,2 Gew.-% Chrom;
0,50-1,50 Gew.-% Molybdän;
0,005-0,060 Gew.-% löslichen Aluminiums;
0,001-0,060 Gew.-% Stickstoff,
wobei die Gesamtmenge an Stickstoff und Kohlenstoff bis zu 0,13 Gew.-% beträgt;
0,01-0,30 Gew.-% Vanadium und
0,005-0,200 Gew.-% Niob,
wobei die Gesamtmenge an Vanadium und dem 1,5fachen an Niob bis zu 0,30 Gew.-% beträgt, und
zum Rest Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei die Menge an Ferrit (δ_F) in dem hitzebestän digen 9%-Chromstahl bis zu -5 Gew.-%, berechnet aus der Gleichung:δ_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,951 - 49,5Mn + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nbbeträgt, als Werkstoff für einen Dampfgenerator einer Kernenergie anlage mit einem schnellen Brüter.

2. Verwendung von hitzebeständigem 9%-Chromstahl hervor ragender Zähigkeit, hoher Rißbeständigkeit und hoher Dauerstand festigkeit bei Schweißverbindungen, im wesentlichen bestehend aus: 0,04-0,09 Gew.-% Kohlenstoff;
0,01-0,50 Gew.-% Silizium;
0,25-1,50 Gew.-% Mangan;
7,0-9,2 Gew.-% Chrom;
0,50-1,50 Gew.-% Molybdän;
0,005-0,060 Gew.-% löslichen Aluminiums,
0,001-0,060 Gew.-% Stickstoff,
wobei die Gesamtmenge an Stickstoff und Kohlenstoff bis zu 0,13 Gew.-% beträgt;
0,01-0,30 Gew.-% Vanadium und
0,005-0,200 Gew.-% Niob,
wobei die Gesamtmenge an Vanadium und dem 1,5fachen an Niob bis zu 0,30 Gew.-% beträgt,
0,01-0,50 Gew.-% Kupfer und/oder
0,01-0,50 Gew.-% Nickel und/oder
0,005-0,030 Gew.-% Titan und
zum Rest Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei die Menge an Ferrit (δ_F) in dem hitzebestän digen 9%-Chromstahl bis zu -5 Gew.-%, berechnet aus der Gleichung:w_F (Gew.-%) = -104 - 555 (C + 6/7N) + 32,951 - 49,5Mn - 28,7Ni + 12,1Cr + 39,1Mo + 46,1V + 83,5Nbbeträgt, als Werkstoff für einen Dampfgenerator einer Kern energieanlage mit einem schnellen Brüter.