DE602005005922T2 - Ausscheidunggehärteter martensitischer rostfreier Stahl, dessen Herstellungsverfahren und damit hergestellte Turbinenlaufschaufel und diese benutzende Dampfturbine - Google Patents

Ausscheidunggehärteter martensitischer rostfreier Stahl, dessen Herstellungsverfahren und damit hergestellte Turbinenlaufschaufel und diese benutzende Dampfturbine Download PDF

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Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl mit hoher Festigkeit, hoher Zähigkeit und hoher Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung, ein Herstellungsverfahren dafür sowie eine Turbinenbewegungsschaufel und eine Dampfturbine, die den martensitischen rostfreien Stahl benutzt.
  • HINTERGRUND
  • Um den thermischen Wirkungsgrad einer Dampfturbine zu verbessern, ist es vorteilhaft, die Schaufellänge einer Niederdruckendstufenbewegungsschaufel zu erhöhen. Um die Länge einer Turbinenbewegungsschaufel zu erhöhen, ist ein Schaufelmaterial mit einer hohen spezifischen Länge vonnöten. Bei einer Dampfturbine mit 3600 Umdrehungen pro Minute ist jedoch gegenwärtig eine 40-Inch-Klasse eine Grenze für eine aus Stahl hergestellte Schaufel, und demnach wird eine Titanlegierung für die 45-Inch-Klasse verwendet (1 Inch = 2,54 cm).
  • Als ein hochfestes Stahlmaterial für eine Turbinenschaufel beschreibt die vorläufige japanische Patentveröffentlichung Nr. 2001-98349 einen martensitischen nichtrostenden Stahl mit einer Zusammensetzung in Gew.-% von 0,13 bis 0,40% C, 0,5% oder weniger Si, 1,5% oder weniger Mn, 2 bis 3,5% Ni, 8 bis 13% Cr, 1,5 bis 4% Mo, insgesamt 0,02 bis 0,3% Nb und Ta, 0,05 bis 0,35% V und 0,04 bis 0,15% N, wobei der Rest Fe ist.
  • Auch sind als ein ausscheidungsgehärteter nichtrostender Stahl mit hoher Festigkeit, hoher Zähigkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit eine große Anzahl von Techniken in der Patentliteratur offenbart worden. Darunter legt die Tabelle 1 in der japanischen Patentschrift Nr. 3251648 als einen nichtrostenden Stahl eines Einphasenmartensits einen ausscheidungsgehärteten nichtrostenden Stahl mit einer Zusammensetzung in Gew.-% von 0,8% oder weniger C, 0,7 bis 2,5% Si, 3,0% oder weniger Mn, 6,0 bis 7,2% Ni, 10,0 bis 17,0% Cr, 0,5 bis 2,0% Cu, 0,5 bis 3,0% Mo, 0,15 bis 0,45% Ti, 0,015% oder weniger N und 0,003% oder weniger S dar, wobei der Rest Fe ist.
  • Ein hochfestes Stahlmaterial für eine Turbinenbewegungsschaufel muß eine hohe Festigkeit haben, so daß die Zugfestigkeit eines Materials für eine Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse für eine Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute 1350 MPa oder höher ist und die Zugfestigkeit für ein Material für eine Schaufel mit einer Schaufellänge der 50-Inch-Klasse 1500 MPa oder höher ist, eine hohe Zähigkeit, so daß die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur 20 J oder höher ist, und eine hohe Beständigkeit gegen verzögerte Rißbildung (SCC). Für einen getemperten martensitischen Stahl, bei welchem die Festigkeit durch Abschrecken und Tempern gesteuert wird, wie dies in der vorläufigen japanischen Patentanmeldung Nr. 2001-98349 beschrieben ist, kann jedoch ein verzögerter Riß erzeugt werden, wenn die Zugfestigkeit auf 1350 MPa oder mehr erhöht wird, was später beschrieben wird. Andererseits liefert für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl, obwohl eine hohe Festigkeit, eine hohe Zähigkeit und eine hohe Korrosionsbeständigkeit erreicht werden, das Präzipitat von Cu, Nb oder Ti aus dem Stand der Technik alleine nicht eine ausreichende Festigkeit im Vergleich zu einem geforderten Wert von 1500 MPa oder mehr. Für die in der japanischen Patentschrift Nr. 3251648 beschriebene Technik ist es, obwohl eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit durch Verminderung der Kristallkorngröße erreicht werden, schwierig, eine feine Kornstruktur in einem dicken Abschnitt wie einem Turbinenschaufelfuß zu erhalten, was ein Problem unzureichender Festigkeit und Zähigkeit darstellt.
  • Die US-Patentschrift 3,888,449 offenbart, daß ausscheidungsgehärtete nichtrostende Stähle, die auf Streckgrenzenniveaus im Bereich von 200 ksi mit außergewöhnlich hoher Bruchzähigkeit wärmebehandelbar sind, in Legierungen erreicht werden, die im wesentlichen aus 12,25–13,25% Chrom, 7,5–8,5% Nickel, 2,0–2,5% Molybdän, 0,8–1,35% Aluminium, nicht über 0,05% Kohlenstoff, nicht über 0,10% Phosphor und mit besonders kritischen Mengen von nicht über 0,0020% Stickstoff, nicht über 0,0020% Schwefel, nicht über 0,0026% Stickstoff plus Schwefel, nicht über 0,04% Titan und dem Rest im wesentlichen Fe bestehen.
  • OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um die obengenannten Problem, und demnach liegt eine ihrer Aufgaben darin, einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl mit einer hohen Festigkeit, so daß die Zugfestigkeit 1500 MPa oder höher beträgt, einer hohen Zähigkeit, so daß die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur 20 J oder höher beträgt und einer hohen Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung, ein Herstellungsverfahren dafür und eine Turbinenbewegungsschaufel sowie eine Dampfturbine vorzusehen, die den ausscheidungsgehärteten martensitischen Stahl verwenden.
  • Zur Lösung dieser Aufgabe ist der ausscheidungsgehärtete martensitische nichtrostende Stahl nach der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß er in Gew.-% 12,25 bis 14,25% Cr, 7,5 bis 8,5% Ni, 1,0 bis 2,5% Mo, 0,05% oder weniger C, 0,2% oder weniger Si, 0,4% oder weniger Mn, 03% oder weniger P, 0,005% oder weniger S, 0,008% oder weniger N, mehr als 1,35% und höchstens 2,25% Al, wahlweise Nb oder Ta enthält, wobei der Rest im wesentlichen Fe ist, der Gesamtgehalt an Cr und Mo 14,25 bis 16,75% beträgt und der Gesamtgehalt an Nb und Ta bis zu 0,01% beträgt, wobei man den ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl erhält, indem er einer Alterungsbehandlung bei 550°C bis 580°C nach Einwirkung einer Lösungsglühbehandlung bei 910°C bis 940°C unterworfen wird.
  • Durch Begrenzung des Al-Gehalts auf einen solchen hohen Bereich kann ein ausscheidungsgehärteter martensitischer nichtrostender Stahl mit einer hohen Festigkeit, so daß die Zugfestigkeit 1500 MPa oder höher beträgt, einer hohen Zähigkeit, so daß die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur nicht weniger als 20 J beträgt, und einer hohen Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung vorgesehen werden. Ebenso kann durch Begrenzung des Al-Gehalts auf einen solchen hohen Bereich eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1500 MPa selbst bei einer hohen Alterungstemperatur von nicht weniger als 550°C erreicht werden, und da die Alterungstemperatur hoch ist, kann eine hohe Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung vorgesehen werden, selbst wenn der Gesamtgehalt von Cr und Mo noch in einem niedrigen Bereich von höchstens 15,5% liegt.
  • Unter einem weiteren Gesichtspunkt sieht die vorliegende Erfindung ein Herstellungsverfahren für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl vor, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahlbarren, der eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von 12,25 bis 14,25% Cr, 7,5 bis 8,5% Ni, 1,0 bis 2,5 Mo, 0,05% oder weniger C, 0,2% oder weniger Si, 0,4% oder weniger Mn, 0,03 oder weniger P, 0,005% oder weniger S, 0,008% oder weniger N, mehr als 1,35% und höchstens 2,25% Al aufweist, wobei der Rest im wesentlichen Fe ist und der Gesamtgehalt an Cr und Mo 14,25 bis 16,75% beträgt, einer Alterungsbehandlung bei 550°C bis 580°C nach Einwirkung einer Lösungsglühbehandlung bei 910°C bis 940°C unterworfen wird. Bei dem oben beschriebenen Gesichtspunkt des Herstellungsverfahrens für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl ist bevorzugt, daß das Cr-Äquivalent weniger als 28,0 und das Ni-Äquivalent weniger als 10,5 betragen, mit
    Cr-Äquivalent = [Cr] + 2[Si] + 1,5[Mo] + 5,5[Al] + 1,75[Nb] + 1,5[Ti]
    Ni-Äquivalent = [Ni] + 30[C] + 0,5[Mn] + 25[N] + 25[N] + 0,3[Cu]
  • In den oben angegebenen Formeln sind die Einheiten in den Klammern Gew.-%.
  • Ebenso beträgt der Gesamtgehalt von Cr und Mo bevorzugt 15,5% bis 16,75%.
  • Unter einem weiteren Gesichtspunkt sieht die vorliegende Erfindung auch eine Turbinenbewegungsschaufel vor, die den oben beschriebenen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl verwendet. Dadurch kann eine lange Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse (für eine Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute), für die herkömmlicherweise eine Titanlegierung verwendet worden ist, auch aus Stahl hergestellt werden kann, so daß Kosten reduziert werden können.
  • Unter noch einem Gesichtspunkt sieht die vorliegende Erfindung eine Dampfturbine vor, die mit der Turbinenbewegungsschaufel unter Verwendung des oben beschriebenen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahls und einem Rotor versehen ist, wobei zumindest für einen Einsetzabschnitt für lange Schaufeln ein 9Cr-Stahl bis 12Cr-Stahl verwendet wird. Wie oben beschrieben, kann durch Verwendung des 9Cr-Stahls bis 12Cr-Stahl für den Einsetzabschnitt die SCC-Festigkeit einer Schaufelnut erhöht werden, so daß eine kostengünstige und hoch zuverlässige Dampfturbine vorgesehen werden kann.
  • Nach der vorliegenden Erfindung können ein ausscheidungsgehärteter martensitischer nichtrostender Stahl mit einer hohen Festigkeit, so daß die Zugfestigkeit 1500 MPa oder höher beträgt, einer hohen Zähigkeit, so daß die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur nicht weniger als 20 J beträgt, und einer hohen Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung, und ein Herstellungsverfahren dafür vorgesehen werden.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • 1 ist eine schematische Ansicht, die ein Beispiel einer langen Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse zeigt,
  • 2 ist eine Schnittansicht, die ein Beispiel eines integralen Niederdruckturbinenrotors zeigt,
  • 3 ist eine Schnittansicht, die ein Beispiel eines geschweißten Niederdruckturbinenrotors zeigt,
  • 4 ist eine Schnittansicht, die ein Beispiel eines schrumpfeingepaßten Niederdruckturbinenrotors zeigt,
  • 5 ist ein Graph, der eine Änderung in der Zugfestigkeit bezüglich der Alterungs-/Temper-Temperatur zeigt,
  • 6 ist ein Graph, der eine Änderung in der absorbierten Energie bezüglich der Alterungs-/Temper-Temperatur zeigt,
  • 7 ist ein Graph, der eine Änderung in der Zugfestigkeit bezüglich des Al-Gehalts zeigt,
  • 8 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen Zugfestigkeit und absorbierter Energie zeigt,
  • 9 ist ein Graph, der eine Änderung in der Grenzfestigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung bezüglich des Gesamtgehalts von Cr + Mo zeigt,
  • 10 ist ein Graph, der eine Änderung in der Grenzfestigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung bezüglich des Al-Gehalts zeigt, und
  • 11 ist ein Graph, der den Einfluß des Cr-Äquivalents und des Ni-Äquivalents auf die Struktur zeigt (Schaeffler-Phasendiagramm).
  • BESTE ART ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Nun werden in einem ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl nach der vorliegenden Erfindung enthaltene Komponenten und deren Gehalte erläutert. In der folgenden Erläuterung ist der Prozentsatz, der den Gehalt ausdrückt, ein Massenanteil in Prozent, falls nicht anders beschrieben.
  • Für Chrom (Cr) müssen wenigstens 12,25% Cr enthalten sein, um eine hohe Korrosionsbeständigkeit und hohe Beständigkeit gegen verzögerte Rißbildung vorzusehen. Wenn andererseits der Cr-Gehalt 14,5% überschreitet, fällt eine δ-Ferritphase in großen Mengen aus, was zu einem Abbau von mechanischen Eigenschaften wie Zugfestigkeit und Zähigkeit führt. Um auf der sicheren Seite zu sein, sollte deshalb die Obergrenze des Cr-Gehalts bei 14,25% liegen. Aus diesem Grund wurde der Cr-Gehalt in den Bereich von 12,25 bis 14,25% eingestellt.
  • Nickel (Ni) ist ein unerläßliches Element, das die Ausscheidung der δ-Ferritphase zurückhält und zur Ausscheidungshärtung beiträgt, indem eine intermetallische Verbindung mit Aluminium (Al) gebildet wird. Bei der vorliegenden Erfindung müssen wenigstens 7,5% Ni enthalten sein, um eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit vorzusehen. Wenn andererseits der Ni-Gehalt 8,5% überschreitet, wird eine Restaustenitphase abgegeben, so daß die notwendige Festigkeit nicht erhalten werden kann. Deshalb wurde der Ni-Gehalt in den Bereich von 7,5 bis 8,5% eingestellt.
  • Molybdän (Mo) ist ein Legierungselement, das zusammen mit Chrom (Cr) bei der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung (SCC) wirksam ist. Um diesen Effekt zu erreichen, müssen wenigstens 1,0% Mo erhalten sein. Wenn der Gehalt an Mo andererseits 2,5% überschreitet, wird die Ausscheidung der δ-Ferritphase beschleunigt, was zu einem Grund für eine Verminderung der Zähigkeit wird. Deshalb wurde der Mo-Gehalt in den Bereich von 1,0 bis 2,5% eingestellt.
  • Man hat auch herausgefunden, daß der Gesamtgehalt von Cr und Mo gut mit der Zugfestigkeit an einer Grenze korreliert, wo ein Riß durch einen verzögerten Rißbildungstest erzeugt wird (Grenzfestigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung). Um deshalb eine hohe Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung (SCC) mit einer Zugfestigkeit von 1350 MPa oder höher vorzusehen, wurde deshalb der Gesamtgehalt von Cr und Mo in den Bereich von 14,25 bis 16,25% eingestellt. Um ferner eine hohe SCC-Beständigkeit selbst mit einer Zugfestigkeit von 1500 MPa oder höher vorzusehen, ist der Gesamtgehalt von Cr und Mo bevorzugt auf den Bereich von 15,5 bis 16,25% begrenzt. Wie später beschrieben, kann in dem Fall, wo der Al-Gehalt hoch ist und die Zugfestigkeit 1500 MPa oder mehr selbst bei einer Alterungstemperatur von 550° oder höher beträgt, eine hohe Beständigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung vorgesehen werden, selbst wenn der Gesamtgehalt von Cr und Mo noch in einem niedrigen Bereich von weniger als 15,5% liegt.
  • Unter dem Gesichtspunkt von hoher Festigkeit, hoher Zähigkeit und anderen hohen mechanischen Eigenschaften liegt die Ausscheidung der δ-Ferritphase bevorzugt innerhalb von 1% in Volumenanteil. Die Ausscheidung der δ-Ferritphase kann vermieden werden, indem das Cr-Äquivalent 28,0 oder weniger gemacht wird. Ebenso kann dann, wenn die Restaustenitphase ausfällt, selbst wenn die Ausscheidung der δ-Ferritphase vermieden wird, eine wünschenswerte Festigkeit nicht erhalten werden. Die Ausscheidung der Restaustenitphase kann vermieden werden, indem das Ni-Äquivalent 10,5 oder weniger gemacht wird. D. h., indem man das Cr-Äquivalent 28,0 oder weniger macht und das Ni-Äquivalent 10,5 oder weniger macht, können sowohl die δ-Ferritphase als auch die Restaustenitphase vermieden werden. Das Cr-Äquivalent und das Ni-Äquivalent sind durch die folgenden Formeln ausgedrückt.
    Cr-Äquivalent = [Cr] + 2[Si] + 1,5[Mo] + 5,5[Al] + 1,75[Nb] + 1,5[Ti]
    Ni-Äquivalent = [Ni] + 30[C] + 0,5[Mn] + 25[N] + 25[N] + 0,3[Cu]
  • Kohlenstoff (C) ist ein Element, das wirksam ist, um die δ-Ferritphase zurückzuhalten. Wenn jedoch der C-Gehalt zunimmt, wird die Restaustenitphase abgegeben, so daß eine ausreichende Festigkeit nicht erhalten werden kann, weil keine martensitische Einphasenstruktur durch Abkühlung nach der Lösungsglühbehandlung gebildet wird. Ebenso übt die Ausscheidung von Carbid einen ungünstigen Einfluß auf die Korrosionsbeständigkeit aus. Deshalb wurde die Obergrenze des C-Gehalts auf 0,05% eingestellt. Noch günstiger beträgt die Obergrenze 0,01 bis 0,05%.
  • Aluminium (Al), das eine intermetallische Verbindung mit Nickel (Ni) bildet und dadurch zur Ausscheidungshärtung beiträgt, ist ein unerläßliches und wichtiges Element. Um eine wirksame Ausscheidungshärtungsleistung zu erreichen, müssen wenigstens 0,90% Al enthalten sein. Wenn andererseits der Al-Gehalt 2,25% überschreitet, werden die Zähigkeit und die Warmschmiedeeigenschaft durch übermäßige Ausscheidung oder Abgabe der δ-Ferritphase merklich reduziert.
  • Ebenso hat man herausgefunden, daß die Zugfestigkeit zunimmt, wenn der Al-Gehalt zunimmt. Insbesondere lassen sich, indem der Al-Gehalt auf einen solch hohen Bereich begrenzt wird, daß er mehr als 1,35% und höchstens 2,25% beträgt, selbst unter einer hohen Alterungstemperaturbedingung von 550°C, was eine ausreichend übermäßige Alterungsbedingung ist, eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit erreichen, so daß die Zugfestigkeit 1350 MPa oder höher ist und die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur 20 J oder höher ist. Ebenso kann durch Begrenzung des Al-Gehalts auf den oben erwähnten hohen Bereich und durch Begrenzung der Alterungstemperatur auf einen hohen Bereich von 550°C oder höher die Erzeugung von verzögerten Rissen selbst in einem Zustand zurückgehalten werden, in welchem der Gesamtgehalt von Cr und Mo noch auf einen niedrigen Bereich von 15,5% oder weniger begrenzt ist. Ferner kann durch Begrenzung des Gesamtgehalts von Cr und Mo auf den oben beschriebenen niedrigen Bereich die Ausscheidung der δ-Ferritphase zurückgehalten, und demnach kann die Phasenstabilität eines großen Stahlgußblocks verbessert werden.
  • Mangan (Mn) ist ein Element, das wirksam beim Zurückhalten der Abgabe der δ-Ferritphase ist. Wenn jedoch der Mn-Gehalt zunimmt, wird die Restaustenitphase abgegeben, so daß eine ausreichende Festigkeit nicht erhalten werden kann. Deshalb wurde die Obergrenze des Mn-Gehalts auf 0,4% eingestellt, welcher ein Grenzgehalt ist, so daß der Stahl durch ein atmosphärisches Schmelzverfahren hergestellt werden kann, und die Ziele von Festigkeit und Zähigkeit können erreicht werden. Die Zugabe von Mn ist nicht unbedingt nötig, wenn ein Vakuuminduktionsschmelzverfahren, ein Vakuumlichtbogenschmelzverfahren, ein Elektroschlackenumschmelzverfahren oder ein ähnliches Verfahren verwendet wird. Deshalb kann der Mn-Gehalt auf 0,1% oder weniger, bevorzugt 0,05% oder weniger, eingestellt werden.
  • Silizium (Si) ist ein wirksames Element als ein Desoxidationsmittel für geschmolzenen Stahl. Wenn jedoch der Si-Gehalt zunimmt, wird die Abgabe der δ-Ferritphase beschleunigt, und damit werden die Festigkeit und Zähigkeit vermindert. Deshalb wurde die Obergrenze des Si-Gehalts auf 0,2% eingestellt, was ein Grenzgehalt ist, so daß der Stahl durch ein atmosphärisches Schmelzverfahren hergestellt werden kann und die Ziele von Festigkeit und Zähigkeit erreicht werden können. Die Zugabe von Si ist nicht unbedingt nötig, wenn ein Vakuuminduktionsschmelzverfahren, ein Elektroschlackenumschmelzverfahren oder ein ähnliches Verfahren verwendet wird. Deshalb kann der Mn-Gehalt auf 0,1% oder weniger, bevorzugt 0,05% oder weniger, eingestellt werden.
  • Phosphor (P) trägt nicht zu der Erhöhung der Festigkeit bei und übt umgekehrt einen ungünstigen Einfluß auf die Zähigkeit auf. Deshalb ist unter dem Gesichtspunkt der Gewährleistung von Zähigkeit der P-Gehalt bevorzugt soweit wie möglich reduziert. Die Obergrenze des P-Gehalts wurde auf 0,03% eingestellt, was ein Grenzgehalt ist, so daß der Stahl durch ein atmosphärisches Schmelzverfahren hergestellt werden kann und die Ziele von Festigkeit und Zähigkeit erreicht werden können. Ein günstiger Bereich ist 0,005 % oder weniger. In diesem Fall liegt der Si-Gehalt bevorzugt bei 0,1% oder weniger und der Mn-Gehalt bei 0,1% oder weniger.
  • Schwefel (S) liegt in Stahl als ein nichtmetallischer Einschluß vor und übt einen ungünstigen Einfluß auf die Dauerfestigkeit, Zähigkeit, Korrosionsbeständigkeit u. ä. aus. Deshalb ist der S-Gehalt bevorzugt soweit wie möglich reduziert. Die Obergrenze des S-Gehalts wurde auf 0,005% eingestellt.
  • Stickstoff (N) ist ein Element, das wirksam beim Zurückhalten der Abgabe der δ-Ferritphase ist. Wenn jedoch der N-Gehalt zunimmt, ergibt die Abgabe der Restaustenitphase einen Mangel an Festigkeit. Ferner übt wie bei Phosphor eine Zunahme des N-Gehalts einen ungünstigen Einfluß auf die Zähigkeit aus. Deshalb wurde die Obergrenze des N-Gehalts auf 0,008% eingestellt. Als andere Elemente können Niobium und Tantal zugegeben werden. Nb und Ta bilden Karbide und erreichen damit einen Effekt der Verbesserung von Festigkeit und bauen andererseits die Zähigkeit und Warmschmiedeeigenschaft ab. Deshalb sollte bei Zugabe dieser Elemente die Obergrenze des Gesamtgehalts von Nb und Ta auf 0,01% eingestellt werden. Obwohl der Zusammensetzungsrest des Stahls nach der vorliegenden Erfindung im wesentlichen Fe ist, ist der Stahl auch unvermeidlich durch Verunreinigungen kontaminiert.
  • Als nächstes wird eine Wärmebehandlung des ausscheidungsgehärteten martensitischen Stahls nach der vorliegenden Erfindung erläutert. Ein ausscheidungsgehärter martensitischer Stahl mit der oben angegebenen chemischen Zusammensetzung wird zunächst geschmolzen und in eine vorbestimmte Form geschmiedet. Danach wird der geschmiedete Stahl bevorzugt auf eine Temperatur von 910 bis 940°C erwärmt und danach wassergekühlt oder zwangsbelüftet und einer Lösungsglühbehandlung unterworfen. Indem die Lösungsglühbehandlungstemperatur 910°C oder höher gemacht wird, wird das Präzipitat zu einer festen Lösung geformt, während das Präzipitat, das nicht zu einer festen Lösung geformt wird, vermindert wird, um dadurch die Zähigkeit zu sichern. Auch wird dadurch, daß die Temperatur der Lösungsglühbehandlung 940°C oder niedriger gemacht wird, durch die Zurückhaltung der Vergröberung von Kristallkörnern eine Mikrostruktur erhalten, und dadurch läßt sich eine hohe Zähigkeit erhalten. Die Erwärmungszeit für die Alterungsbehandlung ist nicht einer speziellen Einschränkung unterworfen, liegt aber bevorzugt bei 0,5 bis 3 Stunden.
  • Auch wird in dem Fall, wo der Al-Gehalt 1,35% überschreitet, nach der Lösungsglühbehandlung der Stahl bevorzugt auf eine Temperatur von 550 bis 600°C erwärmt und dann luftgekühlt und einer Alterungsbehandlung unterworfen. Indem die Erwärmungstemperatur für die Alterungsbehandlung 550 bis 600°C gemacht wird, kann die Zugfestigkeit des erhaltenen Stahls 1350 MPa oder höher gemacht werden, und die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur des erhaltenen Stahls kann 20 J oder höher gemacht werden, so daß eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit erreicht werden können. Insbesondere kann durch Begrenzung der Temperatur für die Alterungsbehandlung auf 550 bis 580°C die Zugfestigkeit 1350 oder höher gemacht werden, so daß eine höhere Festigkeit erhalten werden kann. Die Erwärmungszeit für die Alterungsbehandlung ist nicht einer speziellen Einschränkung unterworfen, liegt aber bevorzugt bei 3 bis 5 Stunden.
  • Als nächstes wird eine Turbinenbewegungsschaufel erläutert, welche den ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl nach der vorliegenden Erfindung verwendet. 1 zeigt ein Beispiel einer langen Schaufel mit einer Schaufellänge der 40-Inch-Klasse für eine Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute (1 Inch = 2,54 cm). Wie in 1 gezeigt ist, hat eine lange Schaufel 1 einen Kerbungsschaufelfuß 4. Dieser Schaufelfuß 4 ist auf eine seitlich eintretende Weise in einen (nicht gezeigten) Rotor eingesetzt. Mehrere lange Schaufeln 1 sind derart vorgesehen, daß sie in einer radialen Form am Außenumfang des Rotors eingesetzt sind, und angrenzende lange Schaufeln 1 sind mittels eines Schaufelversteifungsbandes 2 und eines Stutzens 3 kombiniert, wodurch ein ringförmiges Turbinenschaufelgitter gebildet ist.
  • Ein Erosionsschild 5 verhindert durch Wassertropfen bewirkte Erosion. Das Erosionsschild 5 wird gewöhnlich gebildet, indem eine Hartmetallplatte aus einer Legierung auf der Basis von Co hartgelötet wird. Dieses Erosionsschild 5 kann auch gebildet werden, indem eine gehärtete Schicht verwendet wird, die durch Laser oder Dezimeterwellen gebildet ist. Da der ausscheidungsgehärtete martensitische Stahl eine Härte von etwa 450 Hv hat, kann das Erosionsschild 5 in einer milden Umgebung weggelassen sein. Obwohl 1 eine integrale Bewegungsschaufel mit Schaufelversteifungsband zeigt, bei welcher das Schaufelversteifungsband 2 einstückig mit der Schaufel geformt ist, ist die Erfindung nicht auf diese beschränkt. Die vorliegende Erfindung kann auf eine herkömmliche Schaufel angewandt werden.
  • Durch Anwendung des ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahls nach der vorliegenden Erfindung auf diese Weise auf die Turbinenbewegungsschaufel kann die herkömmliche Titanschaufel der 45-Inch-Klasse durch eine Stahlschaufel ersetzt werden, wodurch die Kosten signifikant verringert werden können. Die Turbinenbewegungsschaufel nach der vorliegenden Erfindung ist nicht auf eine lange Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse beschränkt (für die Dampfturbine mit 3600 Umdrehungen pro Minute) (1 Inch 0 2,54 cm). Wie oben beschrieben, kann auch z. B. durch Änderung der chemischen Zusammensetzung und der Wärmebehandlungsbedingungen, indem der Gesamtgehalt von Cr und Mo 15,5 bis 16,75% gemacht wird und die Alterungsbedingung 510 bis 530°C in dem Fall gemacht wird, wo der Al-Gehalt höchstens 1,35% beträgt, und die Alterungsbedingung 550 bis 580°C in dem Fall gemacht wird, wo der Al-Gehalt 1,35% überschreitet, eine Zugfestigkeit von 1500 MPa oder höher erhalten werden, so daß auch eine lange Schaufel mit einer Schaufellänge der 50-Inch-Klasse (für die Dampfturbine mit 3600 Umdrehungen pro Minute) hergestellt werden kann. Ebenso kann die vorliegende Erfindung auf verschiedene Typen von langen Schaufeln angewandt werden; z. B. nicht nur eine lange Schaufel der 54-Inch-Klasse oder der 60-Inch-Klasse für die Dampfturbine von 3000 Umdrehungen pro Minute, sondern auch eine längere Schaufel für die Dampfturbine von 1500/1800 Umdrehungen pro Minute (1 Inch = 2,54 cm).
  • Als nächstes wird eine Dampfturbine erläutert, die mit einer Turbinenbewegungsschaufel nach der vorliegenden Erfindung versehen ist. Wie oben erläutert, können durch Verwendung des ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahls nach der vorliegenden Erfindung für die Turbinenbewegungsschaufel auch lange Schaufeln der 45-Inch-Klasse und der 50-Inch-Klasse für die Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute hergestellt werden (1 Inch = 2,54 cm). Da jedoch die Erhöhung des Schaufelgewichts im Vergleich zu der Titanlegierungsschaufel auch die Zentrifugalbelastung der Nut erhöht, ist die SCC-Festigkeit der Schaufelnut ungenügend für das herkömmliche niedriglegierte Stahlrotormaterial. Deshalb wird ein hochfester 9Cr-Stahl bis 12Cr-Stahl mit einer höheren SCC-Festigkeit als derjenigen des niedriglegierten Stahls als ein Rotormaterial verwendet, und eine lange Schaufel, die den martensitischen nichtrostenden Stahl der vorliegenden Erfindung verwendet, wird mit dem Rotor kombiniert, wodurch eine Dampfturbine vorgesehen werden kann, die mit einer aus Stahl hergestellten langen Schaufel der 45-Inch-Klasse oder der 50-Inch-Klasse versehen ist (1 Inch = 2,54 cm).
  • Als der hochfeste 9 bis 12Cr-Stahl kann der 9 bis 12Cr-Stahl verwendet werden, der z. B. in der vorläufigen japanischen Patentveröffentlichung Nr. 2001-98349 oder der japanischen Patentschrift Nr. 3251648 beschrieben ist. Insbesondere ein hochfester wärmebeständiger Stahl, in welchem 0,05 bis 0,2% C, 2,5% oder weniger Ni, 8 bis 11% Cr, 0,3 bis 2% Mo, 0,1 bis 0,3% V, 0,01 bis 0,08% N und 0,02 bis 0,15% Nb enthalten sind, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und die unvermeidbaren Verunreinigungen enthalten 0,1% oder weniger Si, 0,3% oder weniger Mn, 0,015% oder weniger P und 0,008% oder weniger S; oder ein hochfester und hochzäher wärmebeständiger Stahl, der aus einem wärmebeständigen Stahl gebildet ist, bei welchem für den wärmebeständigen Stahl, der 0,08 bis 0,25% C, 0,10% oder weniger Si, 0,01 oder weniger Mn, 0,05 bis 1,0 Ni, 10,0 bis 12,5% Cr, 0,6 bis 1,9% Mo, 1,0 bis 1,95% W, 0,10 bis 0,35% V, 0,02 bis 0,10% Nb, 0,01 bis 0,08% N, 0,001 bis 0,01% B und 2,0 bis 8,0% Co enthält, wobei der Rest im wesentlichen F ist, und das Gefüge aus einem getemperten Martensitsubstrat besteht, das Cr-Äquivalent, das durch die Formel (Cr-Äquivalent = Cr + 6Si + 4Mo + 1,5W + 11V + 5Nb – 40C – 2Mn – 4Ni – 2Co – 30N) bestimmt ist, 7,5% oder weniger ist, das als (B + 0,5 N) ausgedrückte B-Äquivalent 0,030% oder weniger ist, das als (Nb + 0,4 C) ausgedrückte Nb-Äquivalent 0,12% oder weniger ist und das als (Mo + 0,5 W) ausgedrückte Mo-Äquivalent 1,40 bis 2,45% ist, aus den Verunreinigungselementen S unter 0,01% gehalten wird und P unter 0,03% gehalten wird, M23C6-Carbid und intermetallische Verbindungen hauptsächlich an der Kristallkorngrenze und der Martensitgefügegrenze ausgeschieden werden und MX-Karbonitrid in dem Martensitgefüge ausgeschieden wird, wobei der Gesamtgehalt der Präzipitate bevorzugt 1,8 bis 4,5% beträgt.
  • 2 zeigt ein Beispiel der Dampfturbine nach der vorliegenden Erfindung. 2 ist eine Schnittansicht eines integralen Niederdruckturbinenrotors, der aus einem einzigen Rotormaterial ausgebildet ist. Wie in 2 gezeigt, ist ein integraler Rotor 20, der Einsatzabschnitte 21 für lange Schaufeln umfaßt, insgesamt aus einem 9 bis 12Cr-Stahl ausgebildet, so daß die SCC-Festigkeit der Schaufelnut auf eine Festigkeit erhöht werden kann, die einer langen Schaufel der 45-Inch-Klasse oder 50-Inch-Klasse widerstehen kann, wobei der Stahl der vorliegenden Erfindung verwendet wird. Da jedoch das 9 bis 12Cr-Rotormaterial kostspieliger als ein niedriglegiertes Stahlmaterial ist, besteht eine Möglichkeit, daß ein Kostennutzen, der durch die Verwendung einer aus Stahl hergestellten langen Schaufel anstelle einer aus Titan hergestellten langen Schaufel reduziert werden kann. Deshalb lassen sich Kosten reduzieren, indem nur die Schaufelnut an der Turbinenendstufe, an der die Schaufel der 45-Inch-Klasse oder 50-Inch-Klasse für die Turbine von 3600 Umdrehungen pro Minute oder die Schaufel der 54-Inch-Klasse oder 60-Inch-Klasse für die Turbine von 3000 Umdrehungen pro Minute eingesetzt ist, aus einem 9 bis 12Cr-Stahl gebildet ist, und indem andere Abschnitte aus einem herkömmlichen niedriglegierten Stahl ausgebildet werden (1 Inch = 2,54 cm). Beispiele dafür sind in 3 und 4 gezeigt.
  • 3 ist eine Schnittansicht eines geschweißten Niederdruckturbinenrotors, bei welchem Abschnitte, die einen Einsetzabschnitt für lange Schaufeln umfassen, und andere Abschnitte miteinander verscheißt sind. Wie in 3 gezeigt, umfaßt ein geschweißter Rotor 30 an beiden Enden Abschnitte, die einen Einsetzabschnitt 31 für lange Schaufeln umfassen, der aus einem 9 bis 12Cr-Stahlrotormaterial 33 ausgebildet ist, und einen zentralen Rotorabschnitt, der aus einem niedriglegierten Stahlrotormaterial 75 ausgebildet ist, und diese Abschnitte sind durch Schweißen über einen Schweißabschnitt 37 miteinander verbunden. Durch diese Konfiguration können die Kosten reduziert werden, da das 9 bis 12Cr-Stahlrotormaterial 33 nur in etwa der Hälfte des ganzen geschweißten Rotors 30 verwendet wird.
  • 4 ist eine Schnittansicht eines schrumpfeingepaßten Niederdruckturbinenrotors, bei welchem Abschnitte, die einen Einsetzabschnitt für lange Schaufeln umfassen, und andere Abschnitte aneinander schrumpfeingepaßt sind. Wie in 4 gezeigt, ist bei einem schrumpfeingepaßten Rotor 40 eine 9 bis 12Cr-Stahlscheibe 45, die einstückig mit einem Einsetzabschnitt 41 für lange Schaufeln ausgebildet ist, durch Schrumpfpassung mit einem Rotorkörper verbunden, der durch ein niedriglegiertes Stahlrotormaterial 43 ausgebildet ist. Durch diese Konfiguration können die Kosten deutlicher reduziert werden, da das 9 bis 12Cr-Stahlrotormaterial 33 nur in einem Teil des ganzen schrumpfeingepaßten Rotors 40 verwendet wird.
  • Beispiel 1
  • Im Folgenden wird die vorliegende Erfindung auf der Basis von Beispielen erläutert. Tabelle 1 gibt die chemische Zusammensetzung (Gew.-%) eines hochfesten Stahls bezüglich eines Materials für eine lange Schaufel einer Dampfturbine an. In Tabelle 1 besteht der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Nach der Einwirkung eines 50 kg Hochfrequenzvakuumschmelzens wurde jede Probe zu einem Vierkantstahl oder Rundstahl warmgeschmiedet und der folgenden Wärmebehandlung unterworfen. Tabelle 1
    Figure 00150001
  • Die Proben 1 und 2 sind 12Cr-Basis-Stähle mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit. Diese Proben wurden nach Erwärmung mit 1100°C für 2 Stunden ölabgeschreckt, und sie wurden nach Erwärmung mit einer beliebigen Temperatur im Bereich von 400 bis 650°C für 3,5 Stunden luftgekühlt und getempert. Die Probe 3 ist ein 17-4PH-Stahl, was ein aktuell verwendetes Material für lange Schaufeln ist. Diese Probe wurde nach Erwärmung mit 1038°C für 1 Stunde luftgekühlt und abgeschreckt, und sie wurde nach Erwärmung mit einer beliebigen Temperatur im Bereich von 450 bis 650°C für 3 Stunden luftgekühlt und einer Alterungsbehandlung unterworfen. Die Probe 4 ist ein im Handel erhältlicher Stahl, der martensitaushärtender Stahl heißt. Diese Probe wurde nach Erwärmung mit 820°C für 2 Stunden luftgekühlt und abgeschreckt, und sie wurde nach Erwärmung mit einer beliebigen Temperatur im Bereich von 410 bis 550°C für 5 Stunden luftgekühlt und einer Alterungsbehandlung unterworfen. Die Proben 7 bis 10 sind Stähle nach der vorliegenden Erfindung. Die Proben 5–6 sind Vergleichsstähle. Die Proben 5 bis 11 wurden nach Erwärmung mit 925°C für 1 Stunde luftgekühlt und abgeschreckt, und sie wurden nach Erwärmung mit einer beliebigen Temperatur im Bereich von 450 bis 620°C für 4 Stunden luftgekühlt und einer Alterungsbehandlung unterworfen. Die Proben 12 und 13 sind Vergleichsstähle zum Vergleich mit dem Stahl der vorliegenden Erfindung. Diese Proben wurden nach Erwärmung mit 925°C für 1 Stunde luftgekühlt und abgeschreckt, und sie wurden nach Erwärmung mit 925°C für 1 Stunde luftgekühlt und einer Alterungsbehandlung unterworfen.
  • Diese Proben 1 bis 13 wurden einem Zugversuch und einem Charpy-Kerbschlagbiegeversuch bei Zimmertemperatur (20°C) unterworfen. Die Ergebnisse sind in 5 und 6 gezeigt. 5 ist ein Graph, der die Änderung der Zugfestigkeit bezüglich der Alterungs-/Temper-Temperatur jeder Probe zeigt. 6 ist ein Graph, der die Änderung der Charpy-absorbierten Energie bezüglich der Alterungs-/Temper-Temperatur jeder Probe zeigt. Wie in 5 und 6 gezeigt, erreichten die Vergleichsproben 5 und 6 aufgrund der Alterung mit etwa 550°C Eigenschaften einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 1350 Mpa und einer Charpy-absorbierten Energie von nicht weniger als 20 J, die für ein Schaufelmaterial für die Schaufellänge der 45-Inch-Klasse (für die Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute) erforderlich waren. Ebenso erreichten diese Proben aufgrund der Alterung mit etwa 510°C, die für ein Schaufelmaterial für die Schaufellänge der 50-Inch-Klasse (für die Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute) erforderlich waren (1 Inch = 2,54 cm).
  • Auch die Probe 7 des Stahls nach der vorliegenden Erfindung, der 1,36% Aluminium enthält, erreichte aufgrund der Alterung mit etwa 580°C Eigenschaften einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 1500 Mpa und einer Charpy-absorbierten Energie von nicht weniger als 20 J, wie dies in 5 und 6 gezeigt ist. Die Probe 10 des Stahls nach der vorliegenden Erfindung, der 2,13% Aluminium enthält, erreichte aufgrund der Alterung mit etwa 580°C Eigenschaften einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 1500 Mpa und einer Charpy-absorbierten Energie von nicht weniger als 20 J, wie dies in 5 und 6 gezeigt ist. Zum Vergleich von Ergebnissen in dem Fall, wo der Al-Gehalt erhöht ist, fassen 7 und 8 die Ergebnisse für die Probe 5 und die Proben 7 bis 11 zusammen.
  • Wie in 7 gezeigt, nahm bei der Alterungstemperatur von 550°C die Zugfestigkeit zu, wenn der Al-Gehalt zunahm. Unter dem Gesichtspunkt verzögerter Risse sollte die Alterungstemperatur bevorzugt so hoch wie möglich sein, um eine übermäßige Alterungsbedingung zu ergeben, und es wurde herausgefunden, daß bei einer Alterungstemperatur von 550°C, welche ausreichend die übermäßige Alterungstemperatur ergibt, eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1500 MPa erhalten werden kann, indem der Al-Gehalt auf 1,35% oder höher erhöht wird. Wie in 8 gezeigt, besteht auch eine Tendenz, daß die Charpy-absorbierte Energie abnimmt, wenn die Zugfestigkeit zunimmt. Es wurde herausgefunden, daß eine Charpy-absorbierte Energie von nicht weniger als 20 J selbst bei Zugfestigkeiten von 1350 MPa und 1500 MPa erreicht wird, und der Stahl dieser Erfindung erreicht eine Charpy-absorbierte Energie von nicht weniger als 20 J, wenn er eine Zugfestigkeit von höchstens etwa 1580 MPa hat.
  • Auch die Probe 11, die 0,39% Mn, 0,19% Si und 0,024% P enthält, könnte eine hohe Zugfestigkeit und Charpy-absorbierte Energie erreichen, wie dies in 5 und 6 gezeigt ist, wie Proben der Stähle nach der vorliegenden Erfindung, bei welchen die Gehalte von Mn, Si und P vermindert sind.
  • Andererseits zeigte die Probe 12, die ein Vergleichsstahl ist und ein Cr-Äquivalent hat, das 28,0 übersteigt, eine sehr niedrige Zugfestigkeit von etwa 800 MPa und erreichte damit nicht die erforderlichen Festigkeitseigenschaften, da eine δ-Ferritphase in großen Mengen ausfällte. Auch die Probe 13, die ein Vergleichsstahl ist und ein Ni-Äquivalent hat, das 10,5 übersteigt, zeigte eine Charpy-absorbierte Energie von weniger als 20 J unter der Alterungsbedingung von 550°C, unter welcher die Zugfestigkeit 1350 Mpa betrug, da eine Restaustenitphase abgegeben wurde, so daß eine notwendige Zähigkeit nicht erreicht werden konnte.
  • Auch die Probe 1 aus einem 12Cr-basierten Stahl, die aus einem Stahltyp besteht, der sich von dem Stahl nach der vorliegenden Erfindung unterscheidet, erreichte den Sollwert der 1350 MPa-Klasse, so daß die Zugfestigkeit nicht weniger als 1500 MPa war und die Charpy-absorbierte Energie nicht niedriger als 20 J war, und zwar wegen Tempern bei einer Temperatur von höchstens etwa 500°C, erreichte aber nicht die Zugfestigkeit der 1500 MPa-Klasse. Die Probe 2 hatte eine Zugfestigkeit von nicht höher als 1350 MPa beim Tempern bei einer Temperatur von über 500°C, und sie hatte eine Charpy-absorbierte Energie von nicht mehr als 20 J beim Tempern mit einer Temperatur von höchstens etwa 500°C, so daß die Probe 2 nicht einmal den Sollwert der 1350-MPa-Klasse erreichte.
  • Die Probe 3 aus einem 17-4PH-Stahl, der ein ausscheidungsgehärteter nichtrostender Stahl gleich dem Stahl nach der vorliegenden Erfindung ist, erreichte den Sollwert der 1350-MPa-Klasse, so daß die Zugfestigkeit nicht weniger als 1500 MPa war, und die Charpy-absorbierte Energie nicht weniger als 20 J war, und zwar wegen Tempern bei einer Temperatur von etwa 480°C, erreichte aber nicht die Zugfestigkeit der 1500-MPa-Klasse. Auch für die Probe 4, die ein im Handel erhältlicher martensitaushärtender Stahl ist, erreichten die Zugfestigkeit und die Charpy-absorbierte Energie den Sollwert der 1350-MPa-Klasse und den Sollwert der 1500-MPa-Klasse, und zwar wegen Tempern bei einer Temperatur von etwa 480 bis 550°C.
  • Als nächstes wurden verzögerte Rißbildungstests an den Proben 5 bis 10 der Stähle nach der vorliegenden Erfindung und den Proben 1 bis 4 von anderen Stahltypen durchgeführt. Bei dem verzögerten Rißbildungstest wurde geprüft, ob ein Riß an einer Probe erzeugt wurde oder nicht, die in Wasser mit einer Temperatur von 80°C und einer gelösten Sauerstoffkonzentration von 8,0 ppm für 500 Stunden eingetaucht wurde. Die Ergebnisse sind in 9 und 10 gezeigt. 9 ist ein Graph, der die Änderung der Zugfestigkeit an einer Grenze zeigt, an welcher ein Riß durch einen verzögerten Rißbildungstest erzeugt wird (Grenzfestigkeit gegenüber verzögerter Rißbildung), nämlich bezüglich des Gesamtgehalts von Cr + Mo für die Proben 1 bis 6.
  • 10 ist ein Graph, der die Änderung der Grenzfestigkeit über dem Al-Gehalt für die Proben 5 und 7 bis 10 zeigt. In 9 und 10 gibt eine schwarze Markierung an, daß ein Riß erzeugt wurde, und eine umrißartige Markierung gibt an, daß kein Riß erzeugt wurde.
  • Wie in 9 gezeigt, wurde an den Proben 1, 2 und 4 von anderen Stahltypen ein verzögerter Riß auf dem Festigkeitsniveau der 1350-MPa-Klasse oder mehr erzeugt. Andererseits wurde an der Probe 3 an anderen Stahltypen und der Probe 5 des Stahls nach der vorliegenden Erfindung selbst in der 1350-MPa-Klasse kein verzögerter Riß erzeugt. In dem Falle, wo jedoch eine Festigkeit der 1500 MPa-Klasse erforderlich war, wurde ein verzögerter Riß erzeugt. An der Probe 6 eines Vergleichsstahls wurde in der Soll-1350-MPa-Klasse kein verzögerter Riß erzeugt, und ferner wurde selbst in der 1500-MPa-Klasse kein verzögerter Riß erzeugt. Ein verzögerter Riß wird also wahrscheinlicher erzeugt, wenn die Zugfestigkeit zunimmt, und es wird auch erkannt, daß die Grenzfestigkeit gegenüber verzögerter Rißerzeugung gut mit dem Gesamtgehalt von Cr + Mo korreliert, was ein Parameter ist, der allgemein die Korrosionsbeständigkeit darstellt. Deshalb ist zu sehen, daß ein verzögerter Riß weniger wahrscheinlich erzeugt wird, wenn der Gesamtgehalt von Cr + Mo zunimmt. D. h., nach 9 kann die Erzeugung eines verzögerten Risses selbst in der 1500-MPa-Klasse verhindert werden, indem der Gesamtgehalt von Cr + Mo 15,5 Gew.-% oder höher gemacht wird.
  • Ebenso ist aus 10, in welcher verzögerte Rißbildungseigenschaften in dem Fall verglichen werden, wo der Al-Gehalt erhöht wird, zu ersehen, daß an den Proben 7 bis 10 des Stahls nach der vorliegenden Erfindung, bei denen der Al-Gehalt 1,35% überschritt, kein verzögerter Riß bei einer Zugfestigkeit der 1500-MPa-Klasse erzeugt wurde. Wie in Tabelle 1 angegeben, konnte, obwohl diese Proben einen niedrigen Gesamtgehalt von Cr + Mo von etwa 14,5% hatten, die Erzeugung eines verzögerten Risses selbst in der 1500-MPa-Klasse verhindert werden. D. h., in dem Falle, wo der Al-Gehalt hoch ist und die Zugfestigkeit nicht geringer als 1500 MPa ist, können, selbst wenn die Alterungstemperatur nicht niedriger als 550°C im Überalterungsbereich ist, hohe verzögerte Rißbildungseigenschaften erreicht werden, selbst wenn der Gesamtgehalt von Cr + Mo noch in einem niedrigen Bereich von weniger als 15,5% liegt.
  • Ferner wurden Erfassungstests der δ-Ferritphasenausscheidung und der Restaustenitphasenausscheidung an der Probe 3 von anderen Stahltypen, den Proben 7 bis 10 der Stähle nach der vorliegenden Erfindung und den Proben 5, 6, 11, 12 und 13 von Vergleichsstählen durchgeführt. Bei den Erfassungstests wurde das Gefüge einer Probe, die der oben erwähnten Wärmebehandlung unterworfen wurde, unter einem optischen Mikroskop beobachtet. Als ein Ergebnis war, obwohl die Ausscheidung einer δ-Ferritphase von über 1% an der Probe 12 erfaßt wurde, die Ausscheidungsmenge der δ-Ferritphase an anderen Proben so klein wie 1% oder weniger. Ebenso wurde, obwohl die Restaustenitphasenausscheidung an der Probe 13 erfaßt wurde, sie nicht an anderen Proben erfaßt. 11 zeigt den Einfluß des Cr-Äquivalents und des Ni-Äquivalents auf das Gefüge (Schaeffler-Phasendiagramm) für die Proben 3 und 5 bis 13. Wie in 11 gezeigt, können in dem Falle, wo das Cr-Äquivalent kleiner als 28,0 und das Ni-Äquivalent kleiner als 10,5 ist, sowohl die δ-Ferritphasenausscheidung als auch die Restaustenitphasenausscheidung vermieden werden.
  • Die Tabelle 2 faßt die obigen Ergebnisse zusammen. Wie in 2 angegeben, erreichten die Proben 7 bis 10 der Stähle nach der vorliegenden Erfindung alle Sollwerte der 1350-MPa-Klasse. Die Probe 6, bei welcher der Gesamtgehalt von Cr + Mo 15,5 Gew.-% oder höher war, erreichte den Sollwert der 1500-MPa-Klasse. Die Proben 7 bis 10, bei welchen der Al-Gehalt höher als 1,35 Gew.-% war, erreichten ebenfalls den Sollwert der 1500 MPa-Klasse. Tabelle 2
    Probe Nr. Zugfestigkeit Charpyabsorbierte Energie Verzögerte Rißbildungseigenschaften (SCC-Eigenschaften) Gefüge, (δ-Ferrit-Restaustenitausscheidung Umfassende Bewertung
    Anderer Stahltyp 1 o o x o x
    2 o x x o x
    3 o o o o o
    4 ⦁ ⦁ x ⦁ x
    5 ⦁ ⦁ o ⦁ o
    6 ⦁ ⦁ ⦁ ⦁ ⦁
    Stahl dieser Erfindung 7 ⦁ ⦁ ⦁ ⦁ ⦁
    8 ⦁ ⦁ ⦁ ⦁ ⦁
    9 ⦁ ⦁ ⦁ ⦁ ⦁
    10 ⦁ ⦁ ⦁ ⦁ ⦁
    Vergleichbarer Stahl 11 ⦁ ⦁ o ⦁ o
    12 x o - x x
    13 o x - x x
    • o: Ziel von 1350 MPa erreicht
    • ⦁: Ziel von 1350 MPa auch erreicht
    • x: Ziel nicht erreicht
    • -: Ungetestet
  • Beispiele 7–10 sind Stähle dieser Erfindung
  • Beispiel 2
  • Im Folgenden wird ein Verfahren beschrieben, durch welches die lange Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse, die in 1 gezeigt ist (für die Dampfturbine von 3600 Umdrehungen pro Minute; 1 Inch = 2,54 cm) hergestellt wurde, indem der Stahl verwendet wird, der die chemische Zusammensetzung der im Beispiel 1 gezeigten Probe 6 aufweist. Zunächst wurde ein Stahl mit der chemischen Zusammensetzung der im Beispiel 1 gezeigten Probe einem Vakuuminduktionsschmelzen unterworfen und dann einem Vakuumlichtbogenumschmelzen unterworfen, wodurch ein rundstahlförmiges Rohmaterial mit einem Durchmesser von etwa 200 mm durch Warmschmieden hergestellt wurde. Danach wurde das Rohmaterial einem rohen Vorwalzen unterworfen, so daß eine Gestalt von Knödeln auf einem Spieß gebildet wurde, wobei die Gestalt je nach der Dicke jedes Abschnitts des Schaufelfußes unterschiedliche Durchmesser hat, und sie wurde nach Erwärmung auf eine hohe Temperatur durch Gesenkschmieden zu einer endformnahen Gestalt geformt, und dann einer Wärmebehandlung unterworfen. Für die Wärmebehandlung wurde nach der Durchführung der Erwärmung bei 925°C für 2 Stunden eine Zwangsluftkühlung durch geführt, und es wurde eine Lösungsglühbehandlung durchgeführt, so daß eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1350 MPa vorgesehen wurde. Dann, nach der Durchführung der Erwärmung bei 550°C für 4 Stunden, wurde eine Luftkühlung durchgeführt und eine Alterungsbehandlung durchgeführt. Die Endbearbeitung wurde durch Richten, Schleifen und spanabhebende Bearbeitung durchgeführt, wodurch eine lange Schaufel mit einer Schaufellänge der 45-Inch-Klasse hergestellt wurde.
  • Teststücke wurden aus Abschnitten (Schaufelspitzenende, Schaufelzentrum, Schaufelfluß) der hergestellten Schaufel ausgeschnitten. Und der Zugtest sowie der Charpy-Kerbschlagbiegeversuch wurden bei Zimmertemperatur (20°C) durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben. Die Teststücke aller Abschnitte erreichten den Sollwert, so daß die Zugfestigkeit nicht niedriger als 1350 MPa war und die Charpy-absorbierte Energie nicht niedriger als 20 J war. Ebenso wurde bestätigt, daß das Gefüge eine Mikrostruktur einer Martensiteinphase war, in welcher die Ausscheidung einer δ-Ferritphase nicht gefunden wurde, und die 45-Inch-Schaufel hatte einwandfreie Eigenschaften. Tabelle 3
    Teststückschnittposition Testrichtung 0,2% Dehngrenze (MpA) Zugfestigkeit (MPa) Dehnung (%) Querschnittsminderung (%) Absorbierte Energie (J)
    Schaufelspitzenende der Länge nach 1358 1411 18,6 59,5 49
    Schaufelzentrum der Länge nach 1362 1411 18,1 60,3 49
    Schaufelfuß der Länge nach 1298 1398 19,1 58,6 44
  • Industrielle Anwendbarkeit
  • Der ausscheidungsgehärtete martensitische nichtrostende Stahl nach der vorliegenden Erfindung hat eine hohe Festigkeit, so daß die Zugfestigkeit nicht weniger als 1350 ist, und eine hohe Zähigkeit, so daß die Charpy-absorbierte Energie bei Zimmertemperatur nicht niedriger als 20 J ist, und er hat auch eine hohe Korrosionsbeständigkeit. Deshalb kann dieser martensitische Stahl nicht nur für eine Turbinenbewegungsschaufel für eine Dampfturbine, sondern auch für eine Schaufel eines Gasturbinenkompressors und eines Chemiefabrikkompressors verwendet werden.
  • ÜBERSETZUNG DES TEXTES IN DEN ZEICHNUNGEN
  • Fig. 1
    LONG BLADE Lange Schaufel
    SHROUD Schaufelversteifungsband
    STUR Stutzen
    BLADE ROOT Schaufelfuß
    EROSION SHIELD Erosionsschild
    Fig. 2
    INTEGRAL ROTOR Integraler Rotor
    LONG BLADE IMPLANTING PORTION Einsetzabschnitt für lange Schaufeln
    9 TO 12 Cr ROTOR MATERIAL 9 bis 12Cr-Rotormaterial
    CENTER HOLE Mittelloch
    Fig. 3
    WELDED ROTOR Geschweißter Rotor
    LONG BLADE IMPLANTING PORTION Einsetzabschnitt für lange Schaufeln
    9 TO 12 Cr ROTOR MATERIAL 9 bis 12Cr-Rotormaterial
    LOW ALLOY STEEL ROTOR MATERIAL Niedriglegiertes Stahlrotormaterial
    WELDED PORTION Geschweißter Abschnitt
    Fig. 4
    SHRINKAGE FITTED ROTOR Schrumpfeingepaßter Rotor
    LONG BLADE IMPLANTING PORTION Einsetzabschitt für lange Schaufeln
    LOW ALLOY STEEL ROTOR MATERIAL Niedriglegiertes Stahlrotormaterial
    9 TO 12 Cr ROTOR MATERIAL 9 bis 12Cr-Rotormaterial
    CENTER HOLE Mittelloch
    Fig. 5
    TENSILE STRENGTH (MPa) Zugfestigkeit
    AGING/TEMPERING TEMPERATURE (°C) Alterungs-/Temper-Temperatur
    CLASS Klasse
    No. Nr.
    Fig. 6
    ABSORBED ENERGY (J) Absorbierte Energie
    AGING/TEMPERING TEMPERATURE (°C) Alterungs-/Temper-Temperatur
    No. Nr.
    Fig. 7
    TENSILE STRENGTH (MPa) Zugfestigkeit
    Fig. 8
    ABSORBED ENERGY (J) Absorbierte Energie
    TENSILE STRENGTH (MPa) Zugfestigkeit
    No. Nr.
    Fig. 9
    TENSILE STRENGTH (MPa) Zugfestigkeit
    CRACK (NOT) GENERATED Riß (nicht) erzeugt
    CLASS Klasse
    No. Nr.
    Fig. 10
    TENSILE STRENGTH (MPa) Zugfestigkeit
    CLASS Klasse
    NO. Nr.
    Fig. 11
    Ni EQUIVALENT Ni-Äquivalent
    Cr EQUIVALENT Cr-Äquivalent
    PRECIPITATION OF RESIDUAL Ausscheidung von Rest-γ
    PRECIPITATION OF δ FERRITE Ausscheidung von δ-Ferrit
    No. Nr.

Claims (6)

  1. Ausscheidungsgehärteter martensitischer nichtrostender Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß er in Gew.-% 12,25 bis 14,25% Cr, 7,5 bis 8,5% Ni, 1,0 bis 2,5% Mo, 0,05% oder weniger C, 0,2% oder weniger Si, 0,4% oder weniger Mn, 0,03% oder weniger P, 0,005% oder weniger S, 0,008% oder weniger N, mehr als 1,35% und höchstens 2,25% Al, wahlweise Nb oder Ta enthält, wobei der Rest im wesentlichen Fe ist, der Gesamtgehalt an Cr und Mo 14,25 bis 16,75% beträgt und der Gesamtgehalt an Nb und Ta bis zu 0,01% beträgt, wobei man den ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl erhält, indem er einer Alterungsbehandlung bei 550°C bis 580°C nach Einwirkung einer Lösungsglühbehandlung bei 910°C bis 940°C unterworfen wird.
  2. Herstellungsverfahren für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahlbarren, der eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von 12,25 bis 14,25% Cr, 7,5 bis 8,5% Ni, 1,0 bis 2,5% Mo, 0,05% oder weniger C, 0,2% oder weniger Si, 0,4% oder weniger Mn, 0,03% oder weniger P, 0,005% oder weniger S, 0,008% oder weniger N, mehr als 1,35% und höchstens 2,25% Al aufweist, wobei der Rest im wesentlichen Fe ist und der Gesamtgehalt an Cr und Mo 14,25 bis 16,75% beträgt, einer Alterungsbehandlung bei 550°C bis 580°C nach Einwirkung einer Lösungsglühbehandlung bei 910°C bis 940°C unterworfen wird.
  3. Herstellungsverfahren für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß in dem ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl das Cr-Äquivalent = [Cr] + 2[Si] + 1,5[Mo] + 5,5[Al] + 1,75]Nb] + 1,5[Ti] und das Ni-Äquivalent = [Ni] + 30[C] + 0,5[Mn] + 25[N] + 0,3[Cu], wobei das Cr-Äquivalent weniger als 28,0 und das Ni-Äquivalent weniger als 10,5 betragen.
  4. Herstellungsverfahren für einen ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß in dem ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl der Gesamtgehalt an Cr und Mo 15,5 bis 16,75% beträgt.
  5. Turbinenbewegungsschaufel, bestehend aus dem ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahl nach Anspruch 1.
  6. Dampfturbine, versehen mit einer Turbinenbewegungsschaufel unter Verwendung des ausscheidungsgehärteten martensitischen nichtrostenden Stahls nach Anspruch 1 und einem Rotor, wobei zumindest für einen Einsetzabschnitt für lange Schaufeln ein 9Cr-Stahl bis 12Cr-Stahl verwendet wird.
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