DE602004005910T2

DE602004005910T2 - Wärmebeständiger Stahl sowie daraus hergestellte Gasturbine und Bauteile

Info

Publication number: DE602004005910T2
Application number: DE602004005910T
Authority: DE
Inventors: Masahiko Arai; Hirotsugu Kawanaka; Hiroyuki Doi; Isao Takehara; Hidetoshi Kuroki
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2003-04-04
Filing date: 2004-01-19
Publication date: 2007-12-06
Anticipated expiration: 2024-01-20
Also published as: US20050074356A1; EP1466993A1; DE602004005910D1; US20090068052A1; JP2004307910A; JP3921574B2; EP1466993B1

Description

Hintergrund der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen neuartigen wärmebeständigen Stahl, auf eine teilweise aus dem Stahl hergestellte Gasturbine sowie auf verschiedene Bauteile der Gasturbine.
Bislang wird Cr-Mo-V-Stahl und 12Cr-Mo-Ni-V-N-Stahl als Werkstoff für Gasturbinenscheiben verwendet. In den vergangenen Jahren entstand unter dem Gesichtspunkt der Energieeinsparung ein Bedarf an Gasturbinen mit einem besseren thermischen Wirkungsgrad. Wird Strom mit hohem Wirkungsgrad erzeugt, kann fossiler Brennstoff eingespart und die Abgasemissionsmenge reduziert werden, und dies kann global zum Schutz der Umwelt beitragen. Das effektivste Verfahren zur Verbesserung des thermischen Wirkungsgrades ist die Erhöhung der Temperatur und des Drucks des Gases. Wird die Gastemperatur von einer Größenordnung von 1.300 °C auf eine Größenordnung von 1.500 °C erhöht, ist eine erhebliche Verbesserung des Wirkungsgrades zu erwarten. Auch wenn die Verbrennungstemperatur nicht ansteigt, wird ein Teil einer Menge der zum Kühlen der Bauteile verwendeten Druckluft eingespart und daher ist eine Verbesserung des Wirkungsgrades zu erwarten.
Bei einem Anstieg von Temperatur/Druck weisen herkömmlicher Cr-Mo-V-Stahl und 12Cr-Mo-Ni-V-N-Stahl jedoch eine unzureichende Festigkeit auf, und daher sind Werkstoffe mit höheren Festigkeiten erforderlich. Was die Festigkeit angeht, so wird eine Zeitstandfestigkeit gefordert, die den größten Einfluss auf die Hochtemperatureigenschaften hat. Darüber hinaus werden für eine Gasturbinenscheibe neben der Zeitstandfestigkeit auch eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Zähigkeit gefordert, und insbesondere muss eine bei hoher Temperatur im Gebrauch auftretende Versprödung verhindert werden.
Als Werkstoffe mit hoher Zeitstandfestigkeit sind Austenitstahl, Legierungen auf Ni- oder Co-Basis, martensitischer Stahl und dergleichen allgemein bekannt. Die Legierungen auf Ni- und Co-Basis sind unter dem Gesichtspunkt der Warmformbarkeit, Bearbeitbarkeit und Schwingungsdämpfungseigenschaften nicht vorzuziehen. Austenitstahl weist bei etwa 400 bis 450 °C keine sehr hohe Festigkeit auf und ist daher im gesamten Gasturbinensystem nicht zu empfehlen. Dagegen zeigt martensitischer Stahl eine zufriedenstellende Übereinstimmung mit anderen entsprechenden Komponenten und außerdem eine hinreichende Warmfestigkeit.
In JP-A-2001-49398 ist ein wärmebeständiger Stahl mit hoher Festigkeit und Zähigkeit in Form eines integralen Hoch-/Niederdruck-Dampfturbinenrotors beschrieben. Darüber hinaus ist in JP-A-11-209851, PCT/JP97/04609 und JP-A-10-251809 ein wärmebeständiger Stahl als Werkstoff für eine Gasturbinenscheibe beschrieben.
Die in den genannten Veröffentlichungen beschriebenen wärmebeständigen Stähle können jedoch unter den Eigenschaften wie hohe Zeitstandfestigkeit, hohe Zugfestigkeit, hohe Zähigkeit und Verringerung der insbesondere die gleichzeitige Forderung nach hoher Zeitstandfestigkeit und geringer Versprödung nicht erfüllen und sind für die Gasturbinenscheibe mit einem höheren Wirkungsgrad nicht geeignet. Nur mit Verwendung des herkömmlichen Werkstoffs, der der hohen Temperatur bzw. dem hohen Druck der Gasturbine nur seine hohe Festigkeit entgegenzusetzen hat, kann die Gastemperatur nicht weiter steigen. Wird ein Hochtemperaturbereich durch eine große Menge Kühlluft gekühlt, ist ein weiterer Anstieg der Gastemperatur zu erwarten, während der thermische Wirkungsgrad erheblich sinkt. Daher muss zur Vermeidung eines Rückgangs des thermischen Wirkungsgrads Kühlluft eingespart werden, aber diese Einsparung ist erst mit Erreichen der vorstehend beschriebenen hohen Werkstoffeigen schaften realisierbar. Außerdem nimmt im Allgemeinen mit höherer Warmfestigkeit die Zähigkeit ab, und daher ist es schwierig, beide Eigenschaften gleichzeitig zu erreichen.
Zusammenfassung der Erfindung
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines wärmebeständigen Stahls, der eine hohe Zeitstandfestigkeit für eine mögliche Verwendung bei höheren Temperaturen sowie selbst nach längerem Erwärmen auf eine hohe Temperatur eine hohe Zähigkeit aufweist, einer unter Verwendung des wärmebeständigen Stahls hergestellten Gasturbine und verschiedener anderer Bauteile der Gasturbine. Dieses Ziel wird durch den in den unabhängigen Ansprüchen definierten Stahl erreicht. Die abhängigen Ansprüche beziehen sich auf bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung.
Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein wärmebeständiger martensitischer Stahl bereitgestellt, der nach Gewicht 0,05 bis 0,30 % C, nicht mehr als 0,50 % Si, nicht mehr als 0,60 % Mn, 8,0 bis 13,0 % Cr, 0,5 bis 3,0 % Ni, 1,0 bis 3,0 % Mo, 0,1 bis 1,5 % Wolfram (W), 0,5 bis 4 % Co, 0,05 bis 0,35 % Vanadium (V), insgesamt 0,02 bis 0,30 % Nb und/oder Ta sowie 0,02 bis 0,10 % Stickstoff (N) enthält, wobei ein Wert des Quadrats einer Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt und der Ni-Gehalt nicht oberhalb von Werten liegen, die durch eine gerade Linie bestimmt sind, die einen Punkt A (1,0, 2,7 %) und einen Punkt B (2,5, 1,0 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 2 gezeigt sind, die die Beziehung zwischen dem genannten Quadratwert und dem Ni-Gehalt darstellt, und wobei ein Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) nicht weniger als 0,5 beträgt. Der genannte Quadratwert beträgt vorzugsweise nicht mehr als 1,8.
Nach einem bevorzugten Merkmal des martensitischen Stahls nach der Erfindung mit der vorstehend genannten chemischen Zusammensetzung liegen das Gehaltsverhältnis W/Mo und der Mn-Gehalt nicht oberhalb von Werten, die durch eine gerade Linie bestimmt sind, die einen Punkt C (1,3, 0,15 %) und einen Punkt D (2,5, 0,37 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 4 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt.
Nach einem weiteren bevorzugten Merkmal des martensitischen Stahls nach der Erfindung mit der vorstehend genannten chemischen Zusammensetzung liegen das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) und der Mn-Gehalt nicht unterhalb von Werten, die durch eine gerade Linie bestimmt sind, die einen Punkt E (0,25, 0,4 %) und einen Punkt F (0,7, 0,15 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 6 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt.
Der Stahl nach der Erfindung kann nach Gewicht nicht mehr als 1,5 % Re und/oder 0,001 bis 0,015 % Bor (B) enthalten. Der Stahl nach der Erfindung kann nach Gewicht nicht mehr als 0,5 % Cu, nicht mehr als 0,5 % Ti, nicht mehr als 0,2 % Al, nicht mehr als 0,1 % Zr, nicht mehr als 0,1 % Hf, nicht mehr als 0,01 % Ca, nicht mehr als 0,01 % Mg, nicht mehr als 0,01 % Yttrium (Y) und/oder nicht mehr als 0,01 % eines Seltenerdelements enthalten.
Die chemische Zusammensetzung des wärmebeständigen Stahls nach der Erfindung ist vorzugsweise so eingestellt, dass das Cr-Äquivalent nach der folgenden Gleichung nicht mehr als 10 beträgt und der Stahl im Wesentlichen keine δ-Ferritphase enthält:
Cr-Äquivalent = Cr + 6Si + 4Mo + 1,5W + 11V + 5Nb – 40C - 30N – 30B – 2Mn – 4Ni – 2Co + 2,5Ta (wobei jedes Element nach Gewichtsprozent in dem wärmebeständigen Stahl enthalten ist).
Der Stahl nach der Erfindung weist eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur von nicht weniger als 1.180 MPa und vorzugsweise nicht weniger als 1.200 MPa, eine Zeitstandfestigkeit bei 510 °C für die Dauer von 10⁵ Stunden von nicht weniger als 420 MPa und vorzugsweise nicht weniger als 430 MPa sowie nach Erwärmung auf 530 °C für die Dauer von 10⁴ Stunden eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² auf.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Gasturbine bereitgestellt, aufweisend:
eine Turbinenflanschwelle,
mehrere Turbinenscheiben, die über Turbinenabstandshalter mittels Turbinenstapelbolzen mit der Turbinenflanschwelle verbunden sind,
Turbinenschaufeln, die zur Drehung durch in einer Brennvorrichtung erzeugtes Hochtemperatur-Verbrennungsgas jeweils in der entsprechenden Scheibe verankert sind,
ein mit den Turbinenscheiben verbundenes Distanzstück,
mehrere mit dem Distanzstück verbundene Kompressorrotoren,
Kompressorschaufeln, die an den Kompressorscheiben verankert sind, die den entsprechenden Kompressorrotor bilden, und Luft komprimieren, und
eine mit den Kompressorrotoren verbundene Kompressorflanschwelle,
wobei von den Turbinenscheiben, dem Distanzstück, den Turbinenabstandshaltern, der Kompressorscheibe der letzten Stufe und den Turbinenstapelbolzen mindestens eines aus dem vorstehend beschriebenen wärmebeständigen Stahl hergestellt ist.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Scheibe für eine Gasturbine bereitgestellt, die ein Scheibenelement mit einem Umfangs-Verankerungsabschnitt für eine Turbinenschaufel und mit mehreren Bohrungen zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen, mittels der mehrere der Scheibenelemente fest miteinander verbunden werden, darstellt, wobei die Scheibe aus dem wärmebeständigen Stahl mit der vorstehend genannten chemischen Zusammensetzung und den erwähnten Eigenschaften hergestellt ist. Das Scheibenelement kann eine mittig angeordnete Bohrung aufweisen.
Die Gasturbinenscheibe sollte eine hohe Dauerfestigkeit sowie eine hohe Zugfestigkeit aufweisen, um den aufgrund der hohen Drehzahlen entstehenden großen Zentrifugal- und Schwingungsbelastungen standhalten zu können. Weist die Gasturbinenscheibe ein Metallgefüge auf, das das nachteilige Delta- oder δ-Ferrit enthält, verschlechtert sich die Dauerfestigkeit erheblich. Aus diesem Grund ist das Cr-Äquivalent derart eingestellt, dass es nicht über 10 liegt, so dass der Stahl ein vollständig angelassenes Martensitgefüge aufweist.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Gasturbinen-Distanzstück bereitgestellt, das ein zylindrisches Element mit Vorsprüngen an seinen beiden gegenüberliegenden Enden, mehreren Bohrungen in einem der Vorsprünge zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen, mit denen das zylindrische Element fest an Turbinenscheiben befestigt wird, und mehreren anderen Bohrungen in dem anderen Vorsprung zur Aufnahme mehrerer anderer Stapelbolzen, mit denen das zylindrische Element fest an Kompressorscheiben befestigt wird, darstellt, wobei das Gasturbinen-Distanzstück aus dem vorstehend beschriebenen wärmebeständigen Stahl mit den gleichen vorstehend erwähnten Eigenschaften hergestellt ist.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden Gasturbinen-Kompressorscheiben bereitgestellt, die jeweils ein Scheibenelement mit einem Umfangs-Verankerungsabschnitt für Kompressorschaufeln und mehreren Bohrungen zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen, mit denen mehrere der Scheibenelemente fest aneinander befestigt werden, darstellen, wobei die Gasturbinen-Kompressorscheiben aus dem vorstehend beschriebenen wärmebeständigen Stahl mit den gleichen vorstehend erwähnten Eigenschaften hergestellt sind.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Gasturbinen-Stapelbolzen bereitgestellt, der ein Stabelement mit einem Schraubbereich an seinem einen Ende und einem polygonalen Kopfbereich an seinem anderen Ende darstellt, wobei der Gasturbinen-Stapelbolzen aus dem vorstehend beschriebenen wärmebeständigen Stahl mit den gleichen vorstehend erwähnten Eigenschaften hergestellt ist.
Weitere Ziele, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden aus der nachstehenden Beschreibung der Ausführungsformen der Erfindung in Verbindung mit den anliegenden Zeichnungen ersichtlich.
Kurzbeschreibung der verschiedenen Ansichten in den Zeichnungen
1 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen der Zeitstandfestigkeit und einem Wert des Quadrats der Differenz zwischen dem Ni- und dem Co-Gehalt.
2 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Ni-Gehalt und dem Quadratwert, wobei die Gerade einen Stahl darstellt, der eine Zeitstandfestigkeit nach 10⁵ Stunden bei 510 °C von nicht weniger als 420 MPa auf der Grundlage der in 1 gezeigten Beziehung aufweist.
3 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen der Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C und dem Gehaltsverhältnis W/Mo nach einer Versprödungsbehandlung.
4 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis W/Mo und dem Mn-Gehalt, wobei die Gerade einen Stahl darstellt, der nach der Versprödungsbehandlung eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² aufweist.
5 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen der Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C und dem Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) nach der Versprödungsbehandlung.
6 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) und dem Mn-Gehalt, nach deren Gerade nach der Versprödungsbehandlung eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² erreicht wird.
7 zeigt einen Querschnitt eines Rotationsabschnitts einer Gasturbine nach der vorliegenden Erfindung.
Ausführliche Beschreibung der Erfindung
Nachstehend sind Gründe für Einschränkungen bezüglich der Gehaltsbereiche der verwendeten Elemente von wärmebeständigem Stahl nach der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Der Kohlenstoff- oder C-Gehalt ist auf nicht weniger als 0,05 % eingestellt, um eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Streckgrenze zu erzielen. Liegt der C-Gehalt jedoch über 0,30 %, wird das Metallgefüge instabil, wenn es über längere Zeit hohen Temperaturen ausgesetzt ist, und seine Zeitstandfestigkeit und Zähigkeit werden beeinträchtigt. Daher wird der Gehalt auf nicht mehr als 0,30 %, vorzugsweise auf 0,07 bis 0,23 % und besser noch auf 0,10 bis 0,20 % eingestellt.
Si ist ein Desoxidationsmittel und Mn ein Entschwefelungs-/Reduktionsmittel. Diese Elemente werden beim Schmelzen von wärmebeständigem Stahl zugefügt und sind selbst in kleinen Mengen wirksam. Si ist ein δ-Ferrit bildendes Element. Wird dieses Element in großer Menge zugegeben, entsteht nachteiliges δ-Ferrit, was zu einer Verringerung der Dauerfestigkeit und Zähigkeit führt. Daher wird der Gehalt auf 0,50 % oder weniger eingestellt. Es sei darauf hingewiesen, dass Si bei einem Vakuumdesoxidationsverfahren mit Kohlenstoff und einem Elektroschlacke-Umschmelzverfahren nicht hinzugefügt zu werden braucht, und vorzugsweise wird kein Si zugegeben. Der Gehalt beträgt vorzugsweise 0,10 % oder weniger, besser noch 0,05 % oder weniger.
Bei Zugabe einer geringen Menge Mn wird die Zähigkeit erhöht. Wird jedoch eine große Menge zugegeben, sinkt die Zähigkeit. Daher wird der Gehalt auf 0,60 % oder weniger eingestellt. Insbesondere weil Mn als Entschwefelungsmittel wirksam ist, beträgt der Gehalt unter dem Gesichtspunkt einer Steigerung der Zähigkeit vorzugsweise 0,30 % oder weni ger, besser noch 0,25 % oder weniger und am besten 0,20 % oder weniger. Unter dem Aspekt der Zähigkeit beträgt der Gehalt vorzugsweise 0,05 % oder mehr.
Cr erhöht die Korrosionsbeständigkeit und die Zugfestigkeit, aber bei einer Zugabemenge von über 13 % entsteht jedoch ein δ-Ferritgefüge. Liegt die Zugabemenge unter 8 %, sind die Korrosionsbeständigkeit und Warmfestigkeit unzureichend, und daher wird der Cr-Gehalt auf 8 bis 13 % eingestellt. Der Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 10,0 und 12,8 %, besser noch zwischen 10,5 und 12,5 %.
Mo ist ein wirksames Mittel zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit aufgrund von Festlösungsverfestigen und Ausscheidungshärten mit Carbid/Nitrid. Beträgt der Mo-Gehalt nicht mehr als 1,0 %, so ist die Wirkung von Mo in Bezug auf die Erhöhung der Zeitstandfestigkeit unzureichend. Liegt der Mo-Gehalt nicht unter 3 %, entsteht Delta-Ferrit (δ). Daher wird der Mo-Gehalt auf 1,0 bis 3,0 %, vorzugsweise auf 1,2 bis 2,7 % und besser noch auf 1,3 bis 2,5 % eingestellt.
W hat eine ähnliche Wirkung wie Mo. Zur Erzielung einer höheren Festigkeit kann der Gehalt dem von Mo entsprechen. Bei einem Gehalt von 0,1 % oder weniger zeigt W eine unzureichende Wirkung in Bezug auf die Erhöhung der Zeitstandfestigkeit. Bei einem Gehalt von über 1,5 % nimmt die Zähigkeit ab, und daher wird der Gehalt auf 0,1 bis 1,5 % eingestellt. Der Gehalt beträgt vorzugsweise 0,2 bis 1,4 %, besser noch 0,3 bis 1,3 %.
Da Co bei höheren Temperaturen eine höhere Festigkeit bewirkt, empfiehlt es sich, den Gehalt bei einer Temperaturerhöhung ebenfalls zu steigern. Bei einem Gehalt von weniger als 0,5 % ist die Wirkung nicht ausreichend. Bei einem Gehalt von mehr als 4,0 % wird die thermische Versprödung begünstigt, und daher wird bei 4 % eine Obergrenze festgelegt. Der Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 0,8 und 3,5 %.
V und Nb fällen Carbid aus, erhöhen die Zugfestigkeit und bewirken außerdem eine Erhöhung der Zähigkeit. Bei nicht mehr als 0,05 % V oder nicht mehr als 0,02 % Nb ist die Wirkung unzureichend. Unter dem Gesichtspunkt der Verringerung der δ-Ferrit-Bildung ist ein Gehalt von nicht mehr als 0,35 % V und nicht mehr als 0,3 % Nb zu empfehlen. Insbesondere der V-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,15 bis 0,30 %, besser noch 0,20 bis 0,30 %. Der Nb-Gehalt liegt zwischen 0,04 und 0,22 % und vorzugsweise zwischen 0,10 und 0,20 %. Anstelle von Nb kann Ta in gleicher Weise zugegeben werden, und der Gesamtgehalt entspricht dem genannten Gehalt, auch bei Zugabe beider Elemente.
Ni erhöht die Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen und verhindert außerdem die δ-Ferrit-Bildung. Diese Wirkung wird vorzugsweise bei einem Gehalt von nicht weniger als 0,5 % Ni erzielt, und die Wirkung lässt bei einer Zugabemenge von über 3,0 % nach. Bei Zugabe einer großen Ni-Menge verringert sich die Zeitstandfestigkeit. Der Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 0,5 und 2,5 %, besser noch zwischen 0,7 und 2,3 %.
N bewirkt eine Erhöhung der Zeitstandfestigkeit und ei ne Verhinderung der δ-Ferrit-Bildung. Die Wirkung ist jedoch bei einem Gehalt von weniger als 0,02 % unzureichend, und die Zähigkeit nimmt bei einem Gehalt von über 0,10 % ab. Bessere Eigenschaften werden vor allem im Bereich von 0,04 bis 0,080 % erzielt.
Re bewirkt durch Festlösungsverfestigen eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit. Da eine zu große Zugabemenge die Versprödung begünstigt, empfiehlt sich eine Zugabe von nicht mehr als 2 %. Weil Re jedoch ein Seltenerdelement ist, ist in der Praxis ein Gehalt von nicht mehr als 1,5 %, besser noch nicht mehr als 1,2 % vorzuziehen.
B verbessert die Korngrenzenfestigkeit und erhöht die Zeitstandfestigkeit. Diese Wirkung ist bei einem Gehalt von nicht mehr als 0,001 % unzureichend, und bei einer Zugabe menge von über 0,015 % verringert sich die Zähigkeit. Der Gehalt liegt somit vorzugsweise zwischen 0,002 und 0,008 %.
Die Reduktion von P und S bewirkt eine Verbesserung der Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, ohne die Zeitstandfestigkeit zu beeinträchtigen, und daher empfiehlt sich eine möglichst weitgehende Reduktion. Unter dem Gesichtspunkt einer Verbesserung der Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen empfiehlt sich ein Gehalt von nicht mehr als 0,015 % Phosphor (P) und nicht mehr als 0,015 % Schwefel (S). Der Gehalt beträgt vorzugsweise nicht mehr als 0,010 % Phosphor (P) bzw. nicht mehr als 0,010 % Schwefel (S).
Die Reduktion von Sb, Sn und As bewirkt außerdem eine Verbesserung der Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, und daher empfiehlt sich eine möglichst weitgehende Reduktion, aber unter dem Gesichtspunkt eines bekannten Stahlherstellungsverfahrens ist der Gehalt auf nicht mehr als 0,0015 % Sb, nicht mehr als 0,01 % Sn und nicht mehr als 0,02 % As begrenzt. Insbesondere ist ein Gehalt von nicht mehr als 0,001 % Sb, 0,005 % Sn und nicht mehr als 0,01 % As vorzuziehen.
Von den MC-Carbid bildenden Elementen wie Ti, Al, Zr, Hf und Ta ist mindestens eines vorzugsweise mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,5 % insgesamt enthalten. Der Gehalt an Al, das als Desoxidationsmittel und Kornverfeinerer verwendet wird, wird auf nicht weniger als 0,0005 % eingestellt. Liegt der Al-Gehalt über 0,2 %, wird Stickstoff, der die Zeitstandfestigkeit normalerweise verbessert, gebunden, so dass die Zeitstandfestigkeit beeinträchtigt wird. Daher sollte der Al-Gehalt nicht mehr als 0,2 % betragen.
Die Autoren der vorliegenden Erfindung haben sich um die Erzielung eines ausgeglichenen Gehalts der Zusatzstoffe Ni und Co bemüht. Daher wurden der Wert des Quadrats der Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt und der Ni-Gehalt so eingestellt, dass sie nicht oberhalb von Werten liegen, die von einer geraden Linie bestimmt sind, die einen Punkt A (1,0, 2,7 %) und einen Punkt B (2,5, 1,0 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 2 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem genannten Quadratwert und dem Ni-Gehalt darstellt, und daher wird ein Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) so eingestellt, dass es nicht weniger als 0,5 beträgt, wodurch die vorstehend genannten Eigenschaften erzielt werden können. Bemerkenswerte Eigenschaften lassen sich insbesondere erzielen, wenn der Wolframgehalt (W) nicht mehr als 1,5 % beträgt. Darüber hinaus wird der genannte Quadratwert vorzugsweise so eingestellt, dass er nicht mehr als 1,8 beträgt. Liegt der Wolframgehalt (W) über 1,5 %, lässt sich zwar die vorstehend erwähnte hohe Zeitstandfestigkeit erzielen, aber die Zähigkeit wird nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen beeinträchtigt. Daher ist ein Gehalt von mehr als 1,5 % Wolfram (W) nicht zu empfehlen.
Ni und Co tragen zu einer besseren Zähigkeit von martensitischem Stahl bei. Ni bewirkt eine Verbesserung der Zähigkeit, verschlechtert jedoch die Zeitstandfestigkeit. Co erhöht zwar die Zeitstandfestigkeit, begünstigt aber auch die Versprödung des Stahls während seines Einsatzes und beeinträchtigt seine Zähigkeit. Daher wurde, weil die Zähigkeit und Zeitstandfestigkeit aufrechterhalten bleiben und die thermische Versprödung gehemmt wird, festgestellt, dass die Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt ein wirksamer Indikator ist, der ein ausgewogenes Verhältnis zwischen den Ni- und Co-Zugabemengen in der vorliegenden Erfindung angibt.
Außerdem werden bei der vorliegenden Erfindung ein Gehaltsverhältnis W/Mo und der Mn-Gehalt so eingestellt, dass sie nicht oberhalb von Werten liegen, die von einer geraden Linie bestimmt sind, die einen Punkt C (1,3, 0,15 %) und einen Punkt D (2,5, 0,37 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 4 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt. Daher wird selbst nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen eine hohe Zähigkeit erzielt.
Das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) und der Mn-Gehalt werden vorzugsweise so eingestellt, dass sie nicht unterhalb von Werten liegen, die von einer geraden Linie bestimmt sind, die einen Punkt E (0,25, 0,4 %) und einen Punkt F (0,7, 0,15 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 6 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt. Daher wird die hohe Zähigkeit insbesondere selbst nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen erzielt.
Das bedeutet, dass bei der vorliegenden Erfindung auch in Bezug auf die Zugabe von Mo und W festgestellt wurde, dass ein bestimmtes Verhältnis der beiden Zugabemengen ein wirksamer Indikator ist, der eine erwünschte Ausgewogenheit anzeigt. Da die Elemente zu einer Verbesserung der Warmfestigkeit von martensitischem Stahl beitragen, fungieren Mo und W jeweils als Festlösungsverfestigungselement und die Wirkung wird durch das Mo-Äquivalent = (Mo(%) + 0,5W(%)) oder das Gehaltsverhältnis W/Mo dargestellt. Diese Elemente verringern jedoch nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen die Zähigkeit, aber ein geringer Mn-Gehalt hat eine wichtige Funktion in Bezug auf die Erhöhung der Zähigkeit nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen, und durch die Zugabe beider Elemente in einem bestimmten Gehaltsverhältnis bezogen auf den Mn-Gehalt wird eine beachtliche Wirkung erzielt. Mo und W unterscheiden sich in ihrer Wirkung, wobei die Zugabe von W in Bezug auf eine Erhöhung der Warmfestigkeit wirksamer ist. Ist das Gehaltsverhältnis von W groß, sinkt die Zähigkeit wie vorstehend beschrieben.
Insbesondere die Zugabe von W ist unter Einsatzbedingungen bei einer Temperatur von über 600 °C wirksam, die Einsatztemperatur der Gasturbinenscheibe ist jedoch niedriger, und eine hohe Zähigkeit ist gefordert. Daher ist die Zugabe von Mo bei der vorliegenden Erfindung vorzuziehen.
Somit wird, wenn das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) auf 0,5 oder mehr und vorzugsweise auf 0,6 bis 0,95 eingestellt ist, selbst nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen eine hohe Zähigkeit erreicht.
Bei einer vorteilhaften thermischen Behandlung des Werkstoffs nach der vorliegenden Erfindung wird der Werkstoff zunächst gleichmäßig auf eine Temperatur erwärmt, die für eine Umwandlung zu reinem Austenit ausreicht, das heißt mindestens auf 1.000 °C und höchstens auf 1.150 °C, abgeschreckt (vorzugsweise durch Kühlung mit Öl oder Besprühen mit Wasser) und sodann auf eine Temperatur von 540 bis 600 °C erwärmt/gehalten und gekühlt (erstes Anlassen). Anschließend wird der Werkstoff auf eine Temperatur von 550 bis 650 °C erwärmt/gehalten und gekühlt (zweites Anlassen), um einen vollständig angelassenen martensitischen Stahl zu erhalten. Die Temperatur der zweiten Anlassstufe wird so eingestellt, dass sie höher als die erste Anlasstemperatur ist. Beim Abschrecken empfiehlt es sich, die Kühlung knapp oberhalb eines Mf-Punkts zu stoppen, um die Entstehung von Rissen zu verhindern. Insbesondere die genannte Kühlungsunterbrechungstemperatur sollte vorzugsweise nicht unter 150 °C liegen. Beim ersten Anlassen wird der Werkstoff ausgehend von der vorstehend genannten Temperatur erwärmt.
AUSFÜHRUNGSFORMEN
Beispiel 1
In Tabelle 1 ist die chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent) von wärmebeständigem 12 %igem Cr-Stahl als Werkstoff für eine Gasturbinenscheibe aufgeführt; der Rest ist Eisen (Fe). Jede Probe mit einem Gewicht von 150 kg wurde im Vakuumlichtbogen geschmolzen, auf 1.150 °C erwärmt und zu einem Ausgangsmaterial geschmiedet. Der Ausgangsmaterial wurde zwei Stunden lang auf 1.050 °C erwärmt und anschließend mit Öl gekühlt sowie für das erste Anlassen fünf Stunden lang auf 560 °C erwärmt und sodann mit Luft gekühlt und als Nächstes für das zweite Anlassen fünf Stunden lang auf 580 °C erwärmt und sodann im Ofen abgekühlt. Nach der Wärmebehandlung wurde von dem Ausgangsmaterial jeweils eine Probe zur Untersuchung der Zeitstandfestigkeit, Zugfestigkeit und Charpy-Kerbschlagbiegefestigkeit genommen und den entsprechenden Versuchen unterzogen. In Bezug auf das wärmebehandelte Material und ein 10.000 Stunden lang auf 530 °C erwärmtes/versprödetes Material wurde ein Kerbschlagbiegeversuch durchgeführt. Das versprödete Material zeigte Eigenschaften, die auf der Grundlage des Larson-Miller-Parameters mit denen eines 100.000 Stunden lang auf 510 °C erwärmten Materials vergleichbar sind.
In Tabelle 2 sind die mechanischen Eigenschaften dieser Proben aufgeführt. Die Proben Nr. 7 bis 13 bestehen aus dem Stahl nach der Erfindung und zeigen eine für den Werkstoff für eine Hochtemperatur-/Hochdruck-Gasturbinenscheibe erforderliche Raumtemperatur-Zugfestigkeit von nicht weniger als 1.180 MPa, eine Zeitstandfestigkeit nach 10⁵ Stunden bei 510 °C von nicht weniger als 420 MPa und eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² nach einer Versprödungsbehandlung. Damit wurde bestätigt, dass die Proben hinreichend zufriedenstellende Eigenschaften aufweisen. Dagegen können die Proben Nr. 1 bis 6, die aus einem vergleichbaren Stahl bestehen, die für den Werkstoff für eine Hochtemperatur-/Hochdruck-Gasturbinenscheibe erforderlichen mechanischen Eigenschaften nicht alle gleichzeitig erfüllen. Bei jeder der aus einem vergleichbaren Stahl bestehenden Proben Nr. 1, 3, 4 und 5 steigt der genannte Quadratwert, und dies weist darauf hin, dass die Zugabemenge eines der Elemente Ni und Co hoch ist. Bei den Vergleichsproben Nr. 1 und 5 mit einem hohen Ni-Gehalt sind die geforderten Werte für die Zugfestigkeit und die Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C vor/nach der thermischen Versprödung zwar erfüllt, die geforderte Zeitstandfestigkeit wird jedoch nicht erreicht. Bei den Vergleichsproben Nr. 3 und 4 mit hohem Co-Gehalt ist die geforderte Zeitstandfestigkeit erfüllt, aber der Wert der Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C ist nach der thermischen Versprödung erheblich verschlechtert.
Die Proben Nr. 3 und 6, bei denen das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) eines Mo-Äquivalents weniger als 0,5 beträgt, weisen eine geringe Kerbschlagbiegefestigkeit auf. Die Probe Nr. 2, der nur Mo zugegeben wurde (W-Gehalt = 0) weist eine niedrige Zeitstandfestigkeit auf.
Außerdem wurden die Proben mit der in Tabelle 3 angegebenen chemischen Zusammensetzung durch Schmelzen und Schmieden hergestellt und für die Versuche derselben Wärmebehandlung unterzogen. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 4 aufgeführt. Wie aus Tabelle 4 ersichtlich, wurde für die aus den Werkstoffen nach der vorliegenden Erfindung bestehenden Proben Nr. 17 bis 19 bestätigt, dass die erzielten Eigenschaften die für den Werkstoff der Hochtemperatur-/Hochdruck-Gasturbinenscheibe geforderte Raumtemperatur-Zugfestigkeit von nicht weniger als 1.180 MPa, die Zeitstandfestigkeit nach 10⁵ Stunden bei 510 °C von nicht weniger als 420 MPa und die Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C nach der Versprödungsbehandlung von nicht weniger als 19,6 J/cm² hinreichend erfüllen. Dagegen sind bei den Proben Nr. 14 und 15 der Vergleichswerkstoffe, die B in großen Mengen enthalten, die Dehnung und die Kerbschlagbiegefestigkeit gering, und die für die Hochtemperatur-/Hochdruck-Gasturbinenscheibe geforderten mechanischen Eigenschaften können nicht alle gleichzeitig erfüllt werden. Die Probe Nr. 14 des Vergleichswerkstoffs, dem nur Mo zugegeben wurde (W-Gehalt = 0), weist eine etwas niedrige Zeitstandfestigkeit auf. Die Probe Nr. 16 des Vergleichswerkstoffs, der eine große Menge an Re enthält, zeigt zwar eine hinreichende Zeitstandfestigkeit, jedoch ist der Wert der Streckgrenze niedrig.
1 zeigt ein Diagramm der Beziehung zwischen der Zeitstandfestigkeit und dem Quadrat der Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt. Wie in 1 gezeigt, sinkt die Zeitstandfestigkeit mit steigendem Quadratwert der Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt erheblich. Die Abhängigkeit vom Ni-Gehalt ist besonders groß. Beträgt der Ni-Gehalt 1,0 bis 1,2 %, ist die Zeitstandfestigkeit in Vergleich zu einem Gehalt von 2,2 bis 3,2 % hoch. Bei einem hohen Ni-Gehalt sinkt die Zeitstandfestigkeit mit steigendem Quadratwert jedoch rasch.
Insbesondere wenn der Co-Gehalt größer ist als der Ni-Gehalt, nimmt die Zeitstandfestigkeit nur geringfügig ab, und der Einfluss des Quadratwerts ist gering.
2 zeigt ein lineares Diagramm der Beziehung zwischen dem Quadratwert und dem Ni-Gehalt [des Stahls] mit einer Zeitstandfestigkeit nach 10⁵ Stunden bei 510 °C von nicht weniger als 420 MPa auf der Grundlage der in 1 gezeigten Beziehung. Wie vorstehend in Bezug auf die Zeitstandfestigkeit beschrieben, weist der genannte Quadratwert eine enge Beziehung zum Ni-Gehalt auf. Wenn der durch die Beziehung zwischen dem Quadratwert und dem Ni-Gehalt dargestellte Wert so eingestellt wird, dass er nicht oberhalb des Werts liegt, der von einer geraden Linie bestimmt ist, die einen Punkt A (1,0, 2,7 %) und einen Punkt B (2,5, 1,0 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 2 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem genannten Quadratwert und dem Ni-Gehalt darstellt, wird eine Zeitstandfestigkeit von 420 MPa oder mehr erzielt.
3 zeigt ein lineares Diagramm der Beziehung zwischen dem Wert für die Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C und einem Gehaltsverhältnis W/Mo nach der Versprödungsbehandlung. Wie in 3 gezeigt, nimmt die Kerbschlagbiegefestigkeit mit steigendem Gehaltsverhältnis W/Mo rasch ab. Im Vergleich zu einem Mn-Gehalt von 0,15 % ist die Kerbschlagbiegefestigkeit bei einem hohen Mn-Gehalt von 0,32 bis 0,4 % hoch und bei einem großen C-Gehalt noch höher. Außerdem sinkt die Kerbschlagbiegefestigkeit bei steigendem W/Mo-Gehaltsverhältnis unabhängig von der Höhe des Mn-Gehalts erheblich.
4 zeigt ein lineares Diagramm der Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis W/Mo und dem Mv-Gehalt [des Stahls] mit einer Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von 19,6 J/cm² oder mehr nach der Versprödungsbehandlung. Wie in 4 gezeigt, wird, wenn der durch die Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis W/Mo und dem Mn-Gehalt dargestellte Wert so eingestellt ist, dass er nicht oberhalb des Werts liegt, der von einer geraden Linie bestimmt ist, die einen Punkt C (1,3, 0,15 %) und einen Punkt D (2,5, 0,37 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 4 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt, eine Charpy-Kerbschlagbiegefestigkeit bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² erzielt. Es sei darauf hingewiesen, dass 4 bei einem Kohlenstoff-Gehalt von nicht mehr als 0,17 % gilt.
5 zeigt ein lineares Diagramm der Beziehung zwischen der Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C und einem Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) nach der Versprödungsbehandlung. Wie in 5 gezeigt, wird die hohe Zähigkeit bei weiter steigendem Gehaltsverhältnis auch nach längerer Erwärmung auf hohe Temperaturen erzielt. Im Vergleich zu einem Mn-Gehalt von 0,15 % ist die Kerbschlagbiegefestigkeit bei einem hohen Mn-Gehalt von 0,32 bis 0,4 % hoch und bei einem großen Kohlenstoffgehalt (C) weiter hoch und steigt mit zunehmendem Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W). Bei einem Mn-Gehalt von 0,15 % beträgt der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als 0,15 %. Liegt der Mn-Gehalt bei 0,32 bis 0,4 %, beträgt der Kohlenstoffgehalt 0,11 bis 0,17 %.
6 zeigt ein lineares Diagramm der Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) und dem Mn- Gehalt, wobei nach der Versprödungsbehandlung eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy bei 25 °C von nicht weniger als 19,6 J/cm² erzielt wird. Ist der durch diese Beziehung dargestellte Wert so eingestellt, dass er nicht unterhalb des Werts liegt, der von einer geraden Linie bestimmt ist, die einen Punkt E (0,25, 0,4 %) und einen Punkt F (0,7, 0,15 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in der anliegenden Zeichnung 6 gezeigt sind, die eine Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt, wird der genannte Wert für die Kerbschlagbiegefestigkeit erzielt. Es sei darauf hingewiesen, dass 6 bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,17 % oder weniger gilt.
Beispiel 2
7 zeigt einen Querschnitt der oberen Hälfte einer dreistufigen Druckluftturbine mit Luftkühlung. Wie in 7 gezeigt, besteht eine Gasturbine nach dem vorliegenden Beispiel aus einem Gehäuse 80, einem Kompressor, der einen Kompressorrotor 2 und eine Schaufelreihe an einem äußeren Randbereich umfasst, einer Brennvorrichtung 84, abwechselnd angeordneten Turbinendüsen 81 bis 83 und Turbinenschaufeln 51 bis 53, einem Turbinenrotor 1 und dergleichen. Der Turbinenrotor 1 umfasst drei Turbinenscheiben 11, 12 und 13 und eine Turbinenflanschwelle 4 und ist als Hochleistungs-Rotationsbauteil fest verankert. Die Turbinenschaufeln 51 bis 53 sind jeweils am äußeren Rand der zugehörigen Turbinenscheibe angeordnet, mit dem Kompressorrotor 2 und der Turbinenflanschwelle über ein Distanzstück 3 verbunden und drehbar gelagert. Bei dem hier beschriebenen Aufbau wird die vom Kompressor komprimierte Luft verwendet, und ein von der Brennvorrichtung 84 erzeugtes Hochtemperatur-/Hochdruck-Verbrennungsgas dehnt sich beim Ausströmen aus. Dadurch wird der Turbinenrotor 1 gedreht und Bewegungsenergie erzeugt. Das aus dem Turbinenabschnitt ausströmende Ver brennungsgas wird zum Erzeugen von Dampf zu einem Abhitzekessel (HRSG) geleitet.
Obwohl abgesehen von dem vorstehend beschriebenen Aufbau auch einige Abschnitte nicht gezeigt sind, umfasst der Aufbau der Gasturbine nach der vorliegenden Erfindung im Wesentlichen die Turbinenflanschwelle 4, Turbinenstapelbolzen 5, Turbinenabstandshalter 18, das Distanzstück 3, einen Kompressorrotor bildende Kompressorscheiben 17, Kompressorschaufeln, Kompressor-Stapelbolzen und eine Kompressorflanschwelle. Die Kompressorscheiben 17 sind in mindestens siebzehn Stufen und die Turbinenschaufeln in drei Stufen angeordnet. Der Aufbau kann in gleicher Weise auch für vier Stufen angewendet werden.
Bei der vorliegenden Ausführungsform wird jedes Bauteil mit der vom Kompressor komprimierten Luft durch einen mittels eines Pfeils in 7 gezeigten Luftstrom gekühlt. Die Luft strömt über eine äußere Seitenwand in die Turbinendüse 81 der ersten Stufe und die Turbinendüse 82 der zweiten Stufe ein und wird aus einem Schaufelabschnitt nach außen abgegeben. Die Turbinendüse 82 der zweiten Stufe wird über eine innere Seitenwand gekühlt. In die Turbinendüse 83 der dritten Stufe strömt die Luft über die äußere Seitenwand ein und über die innere Seitenwand wieder aus und wird über den Abstandshalterabschnitt nach außen abgegeben. Bei der Turbinenschaufel 51 der ersten Stufe strömt komprimierte Luft von einem zentralen Bereich der Turbinenscheibe 11 durch die Seitenwand. Die Luft strömt durch einen Abschnitt des Abstandshalters 18 und durch in der Schaufel vorgesehene Kühlbohrungen und wird zur Kühlung der Schaufel und der Scheibe über das spitze Schaufelende und einen hinteren Bereich eines Schaufelabschnitts abgegeben. In der Schaufel ist das Verbrennungsgas mittels einer im Schaftbereich angeordneten Dichtrippe eingeschlossen, so dass es nicht in das Innere strömen kann. Gleichermaßen strömt bei der Turbinenschaufel 52 der zweiten Stufe Luft von der Turbinenscheibe 12 durch den Abstandshalter 18 und durch die in der Schaufel vorgesehene Kühlbohrung und wird über das spitze Schaufelende abgegeben und gekühlt. Die Turbinenschaufel 53 der dritten Stufe weist keinerlei Kühlbohrungen auf, die Luft strömt jedoch von dem zentralen Bereich der Turbinenscheibe 13 durch die Seitenwand, durch die Dichtrippen zur Kühlung derselben und wird zusammen mit dem Verbrennungsgas in den Abhitzekessel geleitet. In dem Kessel wird Dampf als Antriebskraft für eine Dampfturbine erzeugt.
Als Werkstoff für die Turbinenscheiben 11, 12 und 13 bei der vorliegenden Ausführungsform wurde eine große Probe der in Tabelle 1 von Beispiel 1 aufgeführten Zusammensetzung Nr. 1 geschmolzen, auf 1.150 °C erwärmt und zu einem Versuchsmaterial geschmiedet. Das Material wurde acht Stunden lang auf 1.050 °C erwärmt und mit Gebläseluft gekühlt, und die Kühlung wurde bei einer Temperatur von 150 °C gestoppt. Sodann wurde das Material für das erste Anlassen 12 Stunden lang auf 580 °C erwärmt und mit Luft wieder abgekühlt. Als Nächstes wurde das Material für das zweite Anlassen fünf Stunden lang auf 605 °C erwärmt und im Ofen wieder abgekühlt. Nach der Wärmebehandlung wurde von dem Material jeweils eine Probe zur Bestimmung der Zeitstandfestigkeit, Zugfestigkeit und Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy genommen und bei den entsprechenden Versuchen verwendet. Der Kerbschlagbiegeversuch mit dem wärmebehandelten Material wurde in Bezug auf das erwärmte/versprödete Material in der gleichen Weise durchgeführt wie in Beispiel 1. Die genannten Eigenschaften der vorliegenden Ausführungsform stimmen mit denen von Beispiel 1 überein.
Bei dem vorliegenden Beispiel kann jeder der in Beispiel 1 gezeigten vollständig angelassenen martensitischen Stähle Nr. 7 bis 13 und Nr. 17 bis 19 als Werkstoff nicht nur für die Turbinenscheiben 11, 12 und 13, sondern auch für das Distanzstück 3 und die Turbinenstapelbolzen 5 verwendet werden.
Darüber hinaus weisen diese martensitischen Stähle eine Ferrit-Kristallstruktur auf, der ferritische Werkstoff hat jedoch einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten im Vergleich zu austenitischen Werkstoffen wie Legierungen auf Ni-Basis. Wird der wärmebeständige Stahl nach der vorliegenden Ausführungsform anstelle der Ni-Legierung als Werkstoff für die Turbinenscheibe verwendet, bleibt der Wärmeausdehnungskoeffizient des Scheibenwerkstoffs gering. Dadurch wird die in der Scheibe entstehende thermische Spannung verringert und die Bildung von Rissen verhindert, und die Wahrscheinlichkeit des Zusammenbrechens kann verringert werden. Die Kompressorschaufel umfasst 17 Stufen und als Luftverdichtungsverhältnis wird ein Wert von 18 erzielt.
Bei dem vorliegenden Beispiel wird außerdem eine Superlegierung auf Ni-Basis für die Turbinendüse 81 der ersten Stufe und die Turbinenschaufel 51 der ersten Stufe der Gasturbine verwendet. Abhängig von der Temperatur des Verbrennungsgases wird im 1.300 °C-Bereich ein polykristalliner Gusswerkstoff und im 1.500 °C-Bereich ein monokristalliner Gusswerkstoff verwendet. Bei dem monokristallinen Gusswerkstoff kommt eine Superlegierung auf Ni-Basis zum Einsatz, die nach Gewicht 4 bis 10 % Cr, 0,5 bis 1,5 % Mo, 4 bis 10 % W, 1 bis 4 % Re, 3 bis 6 % Al, 4 bis 10 % Ta, 0,5 bis 10 % Co und 0,03 bis 0,2 % Hf enthält. Bei dem polykristallinen Gusswerkstoff wird eine gleichwertige Legierung mit einem Cr-Gehalt von 10 bis 15 % verwendet.
Die Turbinendüsen der zweiten und dritten Stufe bestehen jeweils aus der Superlegierung auf Ni-Basis, die nach Gewicht 21 bis 24 % Cr, 18 bis 23 % Co, 0,05 bis 0,20 % C, 1 bis 8 % W, 1 bis 2 % Al, 2 bis 3 % Ti, 0,5 bis 1,5 % Ta und 0,05 bis 0,15 % B enthält. Diese Düsen weisen ein durch herkömmliches Gießen erzieltes gleichachsiges Gefüge auf.
Für die Turbinenschaufel 52 der zweiten Stufe und für die Turbinenschaufel 53 der dritten Stufe wird die Ni-Superlegierung verwendet. Abhängig von der Temperatur des Verbrennungsgases wird im 1.300 °C-Bereich ein polykristalliner Gusswerkstoff und im 1.500 °C-Bereich ein Gusswerkstoff aus einer gerichtet erstarrten prismatischen Ni- Superlegierung verwendet. Beide Werkstoffe bestehen aus der Ni-Superlegierung, die nach Gewicht 5 bis 18 % Cr, 0,3 bis 6 % Mo, 2 bis 10 % W, 2,5 bis 6 % Al, 0,5 bis 5 % Ti, 1 bis 4 % Ta, 0,1 bis 3 % Nb, 0 bis 10 % Co, 0,05 bis 0,21 % C, 0,005 bis 0,025 % B, 0,03 bis 2 % Hf und 0,1 bis 5 % Re enthält. Die Schaufel aus der gerichtet erstarrten prismatischen Ni-Superlegierung entsteht durch vom spitzen Ende aus schwalbenschwanzförmig in einer Richtung erfolgendes vollständiges Erstarren.
Darüber hinaus ist die Zähigkeit selbst bei einer Erhöhung der Zugfestigkeit und Durchführung einer thermischen Versprödungsbehandlung hoch. Daher kann, da insbesondere die Werkstofftemperatur der Turbinenscheibe auf hohe Werte eingestellt werden kann, die vorstehend beschriebene Kühlung verringert werden. Außerdem kann die Dicke oder der Durchmesser des vorstehend beschriebenen Bauteils verringert werden, wodurch eine Gewichtsreduzierung und eine Verbesserung der Anlaufeigenschaften erzielt werden.
Mit dem vorstehend beschriebenen Aufbau erhält man eine im Großen und Ganzen ausgewogene Gasturbine von hoher Zuverlässigkeit. Auf diese Weise lässt sich eine Gasturbine zur Stromerzeugung erzielen, bei der Erdgas, Leichtöl und ähnliche Brennstoffe eingesetzt werden und die Temperatur des Gases beim Eintritt in die Turbinendüse der ersten Stufe 1.500 °C, die Metalltemperatur der Turbinenschaufel der ersten Stufe 900 °C, die Abgastemperatur der Gasturbine 650 °C und die Energieerzeugungseffizienz 37 % oder mehr in Bezug auf die Heizwertangabe beträgt. Dies gilt auch bei einer Gaseintrittstemperatur in die Turbinendüse der ersten Stufe von 1.300 °C.
Darüber hinaus ist es mit der vorliegenden Ausführungsform möglich, ein mehrachsiges Kombi-Kraftwerk zu bauen, das eine Kombination aus einer Gasturbine und einer integralen Hoch-/Mittel-/Niederdruck-Dampfturbine mit einer Dampfeintrittstemperatur in die Turbinenschaufel der ersten Stufe von 566 °C umfasst. Beide Turbinen weisen einen Stromgenerator auf. Auf diese Weise kann eine höhere Energieerzeugungseffizienz erzielt werden.
Nach der vorliegenden Erfindung erhält man eine hocheffiziente Hochtemperatur-Gasturbine, bei der die Werte für die Zeitstandfestigkeit und die Kerbschlagbiegefestigkeit nach thermischer Versprödungsbehandlung, die insbesondere für eine Gasturbine in einem Gastemperaturbereich von 1.300 bis 1.500 °C gefordert werden, hoch sind. Darüber hinaus kann die vorliegende Erfindung auch auf einen Turbinenstapelbolzen, einen Turbinenabstandshalter und ein Distanzstuck angewendet werden, die einer hohen Temperatur in einem thermischen Versprödungsbereich ausgesetzt sind. Daher kann nach der vorliegenden Erfindung die Kühlung in einem Hochtemperaturabschnitt verringert werden, da die Verbrennungs- und Bauteiltemperaturen in einem Gasturbinen-Kraftwerk erhöht werden können. Andererseits kann auch das Gewicht eines Rotationsabschnitts verringert werden, so dass eine weitere Erhöhung der Effizienz erreicht wird. Darüber hinaus lassen sich eine Einsparung von fossilen Brennstoffen, eine Verringerung der erzeugten Abgasmenge und ein Beitrag zum globalen Umweltschutz erzielen.
Für den Fachmann ist ersichtlich, dass sich die vorstehende Beschreibung zwar auf Ausführungsformen der Erfindung bezieht, die Erfindung jedoch nicht darauf beschränkt ist und verschiedene Änderungen und Modifikationen innerhalb des Umfangs der anliegenden Ansprüche vorgenommen werden können.

Claims

Wärmebeständiger martensitischer Stahl, der nach Gewicht 0,05 bis 0,30 % C, nicht mehr als 0,50 % Si, nicht mehr als 0,60 % Mn, 8,0 bis 13,0 % Cr, 0,5 bis 3,0 % Ni, 1,0 bis 3,0 % Mo, 0,1 bis 1,5 % W, 0,5 bis 4 % Co, 0,05 bis 0,35 % V, insgesamt 0,02 bis 0,30 % Nb und/oder Ta, 0,02 bis 0,10 % N; wahlweise: nicht mehr als 1,5 % Re, 0,001 bis 0,015 % B, nicht mehr als 0,5 % Cu, nicht mehr als 10,5 % Ti, nicht mehr als 0,2 % Al, nicht mehr als 0,1 % Zr, nicht mehr als 0,1 % Hf, nicht mehr als 0,01 % Ca, nicht mehr als 0,01 % Mg, nicht mehr als 0,01 % Y und/oder nicht mehr als 0,01 % eines Seltenerdelements; und im Rest im wesentlichen Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei der Wert des Quadrats der Differenz zwischen dem Ni-Gehalt und dem Co-Gehalt und der Ni-Gehalt nicht oberhalb von Werten liegt, die durch eine gerade Linie bestimmt sind, die einen Punkt A (1,0, 2,7 %) und einen Punkt B (2,5, 1,0 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in 2 gezeigt sind, die die Beziehung zwischen dem genannten Quadratwert und dem Ni-Gehalt darstellt, und wobei das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) nicht weniger als 0,5 beträgt.
Stahl nach Anspruch 1, wobei der Quadratwert nicht mehr als 1,8 beträgt.
Wärmebeständiger martensitischer Stahl, der nach Gewicht 0,05 bis 0,30 % C, nicht mehr als 0,50 % Si, nicht mehr als 0,60 % Mn, 8,0 bis 13,0 % Cr, 0,5 bis 3,0 % Ni, 1,0 bis 3,0 % Mo, 0,1 bis 1,5 % W, 0,5 bis 4 % Co, 0,05 bis 0,35 % V, insgesamt 0,02 bis 0,30 % Nb und/oder Ta, 0,02 bis 0,10 % N; wahlweise: nicht mehr als 1,5 % Re, 0,001 bis 0,015 % B, nicht mehr als 0,5 % Cu, nicht mehr als 10,5 % Ti, nicht mehr als 0,2 % Al, nicht mehr als 0,1 % Zr, nicht mehr als 0,1 % Hf, nicht mehr als 0,01 % Ca, nicht mehr als 0,01 % Mg, nicht mehr als 0,01 % Y und/oder nicht mehr als 0,01 % eines Seltenerdelements; und im Rest im wesentlichen Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei das Gehaltsverhältnis W/Mo und der Mn-Gehalt nicht oberhalb von Werten liegen, die von einer geraden Linie bestimmt sind, die einen Punkt C (1,3, 0,15 %) und einen Punkt D (2,5, 0,37 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in 4 gezeigt sind, die die Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt.
Stahl nach Anspruch 3, wobei das Gehaltsverhältnis Mo/(Mo + 0,5W) und der Mn-Gehalt nicht unterhalb von Werten liegen, die von einer geraden Linie bestimmt sind, die einen Punkt E (0,25, 0,4 %) und einen Punkt F (0,7, 0,15 %) in den orthogonalen Koordinaten schneidet, die in 6 gezeigt sind, die die Beziehung zwischen dem Gehaltsverhältnis und dem Mn-Gehalt darstellt.
Gasturbine, aufweisend: eine Turbinenflanschwelle (4), mehrere Turbinenscheiben (11, 12, 13), die über Turbinenabstandshalter (18) mittels Turbinenstapelbolzen (5) mit der Turbinenflanschwelle (4) verbunden sind, Turbinenschaufeln, die zur Drehung durch in einer Brennvorrichtung erzeugtes Hochtemperatur-Verbrennungsgas jeweils in einer entsprechenden Scheibe verankert sind, ein mit den Turbinenscheiben verbundenes Distanzstück (3), mehrere mit dem Distanzstück (3) verbundene Kompressorrotoren (2), Kompressorschaufeln, die an Kompressorscheiben (17) verankert sind, die den entsprechenden Kompressorrotor bilden, und Luft komprimieren, und eine mit den Kompressorrotoren verbundene Kompressorflanschwelle, wobei von den Turbinenscheiben (11, 12, 13), dem Distanzstück, den Turbinenabstandshaltern (18), der Kompres sorscheibe (17) der letzten Stufe und den Turbinenstapelbolzen mindestens eines aus dem martensitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.
Scheibe für eine Gasturbine, die ein Scheibenelement mit einem Umfangs-Verankerungsabschnitt für eine Turbinenschaufel (51, 52, 53) und mit mehreren Bohrungen zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen (5), mittels der mehrere der Scheibenelemente fest miteinander verbunden werden, darstellt, wobei die Scheibe (11; 12; 13) aus einem martensitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.
Gasturbinen-Distanzstück, das ein zylindrisches Element mit Vorsprüngen an seinen beiden gegenüberliegenden Enden, mehreren Bohrungen in einem der Vorsprünge zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen (5), mit denen das zylindrische Element fest an Turbinenscheiben (11, 12, 13) befestigt wird, und mehreren anderen Bohrungen in dem anderen Vorsprung zur Aufnahme mehrerer anderer Stapelbolzen, mit denen das zylindrische Element fest an Kompressorscheiben (17) befestigt wird, darstellt, wobei das Gasturbinen-Distanzstück (3) aus einem martensitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.
Gasturbinen-Kompressorscheibe, die ein Scheibenelement mit einem Umfangs-Verankerungsabschnitt für eine Kompressorschaufel und mehreren Bohrungen zur Aufnahme mehrerer Stapelbolzen, mit denen mehrere der Scheibenelemente fest aneinander befestigt werden, darstellt, wobei die Gasturbinen-Kompressorscheibe (17) aus einem martensitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.
Gasturbinen-Stapelbolzen, der ein Stabelement mit einem Schraubbereich an seinem einen Ende und einem polygonalen Kopfbereich an seinem anderen Ende darstellt, wobei der Gasturbinen-Stapelbolzen (5) aus einem martensitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.