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Die vorliegende Erfindung betrifft
einen hochzähen
hitzebeständigen
Stahl, einen Turbinenrotor und ein Verfahren zur Herstellung desselben,
und insbesondere Verbesserungen des Materials des hochzähen hitzebeständigen Stahls,
der für
einen Turbinenrotor des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs und dergleichen verwendet
wird, der besonders für
ein Kraftwerk geeignet ist, das auf eine hohe Kapazität und eine
hohe Effizienz abzielt.
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Im Allgemeinen werden in einer Dampfturbine,
in der eine Mehrzahl von Turbinenrotoren mechanisch miteinander
gekoppelt sind, die Materialien für die Rotoren gemäß den von
der Hochdruckseite zur Niederdruckseite eingesetzten Dampfbedingungen
ausgewählt.
Beispielsweise wird CrMoV-Stahl (ASTM-A470 (Klasse 8)) oder 12Cr-Stahl
(japanische Patentanmeldung mit der Veröffentlichungsnummer 60-54385)
als Material für
einen Turbinenrotor eingesetzt, der auf der Seite mit hoher Temperatur
(550 bis 600°C)
und hohem Druck verwendet wird, und NiCrMoV-Stahl (ASTM-A471 (Klassen
2 bis 7)), der 2,5% oder mehr Ni umfasst, wird als Material für einen
Turbinenrotor eingesetzt, der auf der Seite mit niedriger Temperatur
(400°C oder weniger)
und hohem Druck verwendet wird.
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In neueren Kraftwerken, die eine
große
Kapazität
und eine hohe Effizienz anstreben, hat ein so genannter Turbinenrotor
des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs, bei dem ein Abschnitt einer
Hochdruckseite und ein Abschnitt einer Niederdruckseite integral
aus dem gleichen Material ausgebildet sind, im Hinblick auf die
Verkleinerung der Dampfturbine und der Vereinfachung der Struktur
Aufmerksamkeit erlangt.
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Da jedoch der herkömmliche
Stahl für
den vorstehend beschriebenen Turbinenrotor kein Material ist, das
unter Bedingungen verwendet werden soll, die alle Anforderungen
von der Hochdruckseite bis zur Niederdruckseite erfüllen, treten
die folgenden Probleme auf, wenn ein solcher herkömmlicher
Stahl zur Bildung des Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
verwendet wird:
- 1) Im Fall des CrMoV-Stahls
sind die Zugfestigkeit und die Zähigkeit
in einem Niedertemperaturbereich nicht immer zufrieden stellend,
obwohl dieser in einem Hochtemperaturbereich von etwa 550°C eine hervorragende
Zeitstandfestigkeit aufweist, wodurch ein Verformungsbruch, ein
Sprödbruch
oder dergleichen auftreten können.
Daher ist es als Gegenmaßnahme
erforderlich, die Belastung zu vermindern, die auf den Niederdruckabschnitt
des Turbinenrotors einwirkt. Als Folge davon wird die Größe einer
Schaufel, die an der Niederdruckstufe montiert ist, insbesondere
an der Endstufe beschränkt.
Diesbezüglich
ist es schwierig, die Kapazität
eines Kraftwerks zu erhöhen.
Ferner erfüllt
der CrMoV-Stahl auch bezüglich
einer Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit nicht immer die Bedingungen
einer hohen Temperatur (etwa 600°C)
und eines hohen Drucks von Dampf am Eintritt der Turbine, die zur
Verstärkung
der Effizienz der neueren Kraftwerke erforderlich sind.
- 2) Der 12Cr-Stahl ist dem CrMoV-Stahl bezüglich der Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit überlegen
und kann folglich die vorstehend beschriebenen Bedingungen für den Dampf
am Eintritt der Turbine erfüllen.
Da dieser Stahl jedoch keine genügende
Zähigkeit
aufweist, ist ebenso wie im Fall des CrMoV-Stahls eine Gegenmaßnahme erforderlich
und die Größe einer
Schaufel, die an der Niederdruckstufe montiert werden kann, ist
beschränkt.
- 3) Im Fall des NiCrMoV-Stahls ist, obwohl dieser Stahl eine
hervorragende Zugfestigkeit und Zähigkeit im Niedertemperaturbereich
aufweist, dessen Zeitstandfestigkeit nicht immer zufrieden stellend,
und da die Festigkeit dieses Stahls nicht ausreichend ist, ist es
erforderlich, die hohe Temperatur des Dampfs am Eintritt der Turbine
zu beschränken
und es ist schwierig, die Effizienz des Kraftwerks zu verbessern.
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Wie es vorstehend beschrieben worden
ist, besteht dann, wenn unter Verwendung des herkömmlichen
Stahls ein Turbinenrotor des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
hergestellt wird, das Problem, dass eine starke Einschränkung nicht
vermieden werden kann, wenn Anstrengungen dahingehend unternommen werden,
die Kapazität
und die Effizienz in einer Dampfturbine zu erhöhen, in der eine lange Niederdruck-Endstufenschaufel
montiert ist.
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Die
EP 0 639 691 A1 beschreibt einen hitzebeständigen Stahl,
der 0,05 bis 0,3 Gew.-% C, 1,0 Gew.-% oder weniger Si, 1,0 Gew.-%
oder weniger Mn, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, 1,5 Gew.-% oder weniger
Mo, 0,1 bis 0,5 Gew.-% V, 2,0 Gew.-% oder weniger Ni, 0,03 bis 0,25
Gew.-% Nb, 0,025 bis 0,10 Gew.-% N, 0 bis 0,05 Gew.-% B, 0,5 bis
5,0 Gew.-% W umfasst, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
sind.
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Die
EP 0 333 129 A2 beschreibt einen hitzebeständigen Stahl,
der 0,05 bis 0,2 Gew.-% C, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Si, nicht mehr
als 1,5 Gew.-% Mn, 8 bis 13 Gew.-% Cr, 1,5 bis 3,0 Gew.-% Mo, 0,05
bis 0,3 Gew.-% V, nicht mehr als 3 Gew.-% Ni, 0,02 bis 0,2 Gew.-%
Nb, 0,02 bis 0,1 Gew.-% N, nicht mehr als 0,01 Gew.-% B, nicht mehr
als 1 Gew.-% W umfasst, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
sind.
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Die
EP 0 867 523 A1 , die Stand der Technik gemäß Art. 54(3)
EPÜ ist,
beschreibt einen hitzebeständigen
Stahl, der 1,0 bis 5,0 Gew.-% Co umfasst.
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Die vorliegende Erfindung wurde im
Hinblick auf die bestehenden Probleme gemacht und es ist eine Aufgabe
der Erfindung, einen hitzebeständigen
Stahl mit hervorragenden Eigenschaften sowohl bezüglich der Zugfestigkeit
als auch der Zähigkeit
in einem relativ niedrigen Temperaturbereich und auch bezüglich der
Zeitstandfestigkeit in einem Hochtemperaturbereich bereitzustellen.
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Ferner ist es eine weitere Aufgabe
der Erfindung, einen Turbinenrotor wie z. B. einen Turbinenrotor des
kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs bereitzustellen, der für ein Kraftwerk
geeignet ist, das eine hohe Kapazität und eine hohe Effizienz erfordert.
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Die vorstehenden Aufgaben werden
durch einen hochzähen
hitzebeständigen
Stahl nach Anspruch 1, einen Turbinenrotor nach Anspruch 9 und das
Verfahren nach Anspruch 10 gelöst.
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Der Grund zur Beschränkung der
Gehaltsbereiche der Zusammensetzungen jedes der Elemente in dem
erfindungsgemäßen hochzähen hitzebeständigen Stahl
wird nachstehend beschrieben. Dabei sollte beachtet werden, dass
das Zeichen %, das die Zusammensetzung (den Gehalt) jedes der Elemente
zeigt, für Gew.-%
steht, falls nichts anderes angegeben ist.
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C ist an Elemente wie z. B. Cr, Nb
und V unter Bildung von Carbiden gebunden und trägt zur Verfestigungsausfällung bei
und ist ein unverzichtbares Element zur Verbesserung der Härtungseigenschaften
oder zur Unterdrückung
der Erzeugung von δ-Ferrit.
Wenn die Menge an zugegebenem C geringer als 0,05% ist, kann eine
gewünschte
Zeitstandfestigkeit nicht erreicht werden und wenn die Menge an
zugegebenem C 0,30% übersteigt,
erleichtert dies die Vergröberung
des Carbids und die Zeitstandfestigkeit über einen langen Zeitraum wird
abgesenkt. Daher sollte der C-Gehalt im Bereich von 0,12 bis 0,16%
liegen.
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Si ist ein notwendiges Element als
Desoxidationsmittel zum Zeitpunkt des Schmelzens. Wenn jedoch eine
große
Menge an Si zugegeben wird, dann bleibt ein Teil desselben in dem
Stahl als Oxid zurück
und vermindert die Zähigkeit
und daher wird der Si-Gehalt in einem Bereich von 0,05 bis 0,13%
eingestellt.
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Mn ist ein notwendiges Element als
Desoxidations- oder Entschwefelungsmittel zum Zeitpunkt des Schmelzens.
Wenn jedoch eine große
Menge an Mn zugegeben wird, dann wird die Zeitstandfestigkeit des Stahls
vermindert und daher sollte der Mn-Gehalt im Bereich von 0,09 bis
0,23% liegen.
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Cr ist ein notwendiges Element als
Komponentenelement der Ausfällung
des M23C6-Typs, welche die Antioxidationseigenschaften und die Antikorrosionseigenschaften
verbessert und zur Verstärkung
der festen Lösung
und der Ausfällung
beiträgt.
Wenn jedoch die Menge des zugesetzten Cr geringer als 8,0% ist,
ist dieser Effekt gering, und wenn die zugesetzte Menge an Cr 14,0% übersteigt,
ist es wahrscheinlich, dass δ-Ferrit gebildet
wird, der für
die Zähigkeit
und die Zeitstandfestigkeit schädlich
ist. Daher sollte der Cr-Gehalt im Bereich von 10,15 bis 11,67%
liegen.
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Mo ist ein notwendiges Element als
Komponentenelement eines Verstärkungselements
für die
feste Lösung
und eines Carbids. Wenn jedoch die Menge des zugesetzten Mo geringer
als 0,5% ist, sind diese Effekte gering, und wenn die zugesetzte
Menge an Mo 3,0% übersteigt,
wird die Zähigkeit
stark vermindert und es ist wahrscheinlich, dass δ-Ferrit gebildet
wird. Daher sollte der Mo-Gehalt im Bereich von 0,10 bis 1,40% liegen.
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W (das nachstehend beschrieben wird),
das im Wesentlichen die gleiche Funktion wie das Mo ausübt, wird
zugesetzt. Wenn in diesem Fall die zugesetzte Menge an Mo geringer
als 0,1% ist, dann sind dessen Effekte als Verstärkungselement für die feste
Lösung
und eines Carbidelements gering, und wenn die Menge an zugesetztem
Mo 1,40% übersteigt,
wird die Zähigkeit
sehr stark vermindert und es ist wahrscheinlich, dass δ-Ferrit gebildet
wird.
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V ist ein Element, das zur Verstärkung der
festen Lösung
und zur Bildung von V-Carbid beiträgt. Wenn die Menge an V gleich
oder größer 0,10%
ist, dann wird die Feinausfällung
beim Kriechen vorwiegend auf der Martensitgefügegrenze stattfinden, wodurch
die Gewinnung unterdrückt
wird. Wenn die Menge des V jedoch 0,50% übersteigt, ist es wahrscheinlich,
dass δ-Ferrit
gebildet wird. Wenn ferner die Menge an V geringer als 0,10% ist,
dann sind die Menge der festen Lösung
und die Ausfällungsmenge
gering und die vorstehend genannten Effekte können nicht erhalten werden.
Daher sollte der V-Gehalt im Bereich von 0,18 bis 0,26% liegen.
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Ni ist ein Element, das die Härtungseigenschaften
und die Zähigkeit
stark verbessert und die Ausfällung
von δ-Ferrit
unterdrückt.
Wenn jedoch die Menge an zugesetztem Ni geringer als 1,5% ist, sind
diese Effekte gering und wenn die Menge an zugesetztem Ni 5,0% übersteigt,
sinkt die Kriechbeständigkeit.
Daher sollte der Ni-Gehalt im Bereich von 2,31 bis 2,71% liegen.
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Nb ist ein Element, das ein feines
Kohlenstoffnitrid aus Nb(C, N) durch Binden an C und N bildet und das
zur Verstärkung
der Ausfällungsdispersion
beiträgt.
Wenn jedoch die Menge an zugesetztem Nb geringer als 0,01% ist,
ist die Ausfällungsdichte
niedrig und die vorstehend genannten Effekte können nicht erhalten werden,
und wenn die Menge an zugesetztem Nb 0,50% übersteigt, kann grobes Nb(C,
N) gebildet werden, das noch nicht verfestigt ist, und die Verformbarkeit
und die Zähigkeit
werden vermindert. Daher sollte der Nb-Gehalt im Bereich von 0,05
bis 0,09% liegen.
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N ist ein Element, das ein Nitrid
oder Kohlenstoffnitrid bildet und das zur Verstärkung der Ausfällungsdispersion
beiträgt,
und das in der Basisphase verbleibt und so auch zur Verstärkung der
festen Lösung
beiträgt.
Wenn jedoch die Menge an zugesetztem N geringer als 0,01% ist, können diese
Effekte nicht erhalten werden, und wenn die Menge an zugesetztem
N 0,08% übersteigt,
erleichtert dies die Vergröberung
des Nitrids oder des Kohlenstoffnitrids und die Kriechbeständigkeit
sowie die Verformbarkeit und die Zähigkeit werden vermindert.
Daher sollte der N-Gehalt im Bereich von 0,021 bis 0,026% liegen.
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B ist ein Element, das bei einer
geringen zugesetzten Menge an B die Ausfällung auf der Kristallkorngrenze
erleichtert und die Stabilität
von Kohlenstoffnitrid bei hohen Temperaturen für einen langen Zeitraum verbessert.
Wenn jedoch die Menge an zugesetztem B geringer als 0,001% ist,
können
diese Effekte nicht erhalten werden, und wenn die Menge an zugesetztem
B 0,020% übersteigt,
wird die Zähigkeit
stark vermindert und die Warmbearbeitungseigenschaften werden verschlechtert.
Daher sollte der B-Gehalt im Bereich von 0,006 bis 0,010% liegen.
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W ist ein Element, das einen Beitrag
als Verstärkungselement
für die
feste Lösung
und als Carbid liefert und das auch zur Bildung einer intermetallischen
Verbindung beiträgt,
die Fe, Cr und W und dergleichen umfasst. Daher wird W derart zugegeben,
dass eine bessere Zeitstandfestigkeit erhalten wird. Wenn jedoch die
Menge an zugesetztem W geringer als 0,3 ist, kann ein solcher Effekt
nur in einem geringen Maß erhalten werden,
und wenn die Menge an zugesetztem W 5,0% übersteigt, kann δ-Ferrit erzeugt
werden und die Zähigkeit
und die Wärmebrucheigenschaften
werden beträchtlich
vermindert. Daher sollte der W-Gehalt im Bereich von 1,17 bis 3,99%
liegen.
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Co ist ein Element, das einen Beitrag
als Verstärkungselement
für die
feste Lösung
liefert und die Erzeugung von δ-Ferrit
unterdrückt.
Co wird jedoch lediglich in den Vergleichsbeispielen zugesetzt.
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Wenn jedes der vorstehend beschriebenen
Elemente und Fe zugesetzt werden, dann ist es bevorzugt, die Menge
an Verunreinigungen, die begleitend zugemischt werden können, maximal
zu vermindern.
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Ein erfindungsgemäßer Turbinenrotor ist dadurch
gekennzeichnet, dass er aus dem erfindungsgemäßen hochzähen hitzebeständigen Stahl
hergestellt wird.
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Das Verfahren zur Herstellung eines
erfindungsgemäßen Turbinenrotors
umfasst die Schritte des Herstellens eines Stahlmaterials mit der
erfindungsgemäßen chemischen
Zusammensetzung, des Formens eines Rohkörpers des Turbinenrotors unter
Verwendung des Materials, des Härtens
des Turbinenrotor-Rohkörpers bei
einer Erwärmungstemperatur
von 950°C
bis 1120°C
und anschließend
des Anlassens des Turbinenrotor-Rohkörpers bei einer Erwärmungstemperatur
von 550°C
bis 740°C.
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Vorzugsweise wird die Erwärmungstemperatur
in dem Härtungsschritt
für einen
Hochdruckabschnitt oder einen Mitteldruckabschnitt des Turbinenrotor-Rohkörpers in
einem Bereich von 1030°C
(einschließlich) bis
1120°C (einschließlich) und
für einen
Niederdruckabschnitt des Turbinenrotor-Rohkörpers in einem Bereich von
950°C (einschließlich) bis
1030°C (einschließlich) eingestellt.
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Vorzugsweise wird die Erwärmungstemperatur
in dem Anlassschritt für
einen Hochdruckabschnitt oder einen Mitteldruckabschnitt des Turbinenrotor-Rohkörpers in
einem Bereich von 550°C
(einschließlich)
bis 630°C
(einschließlich)
und für
einen Niederdruckabschnitt des Turbinenrotor-Rohkörpers in
einem Bereich von 630°C
(einschließlich)
bis 740°C
(einschließlich)
eingestellt.
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Der Grund für die Definition der erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsbedingungen
wird nachstehend beschrieben.
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Die Härtungsbehandlung ist eine notwendige
Wärmebehandlung
zur Bereitstellung eines Turbinenrotor-Rohkörpers mit hervorragender Festigkeit.
Wenn die Erwärmungstemperatur
jedoch geringer als 950°C
ist, dann ist die Austenitbildung nicht ausreichend und die Härtung kann
nicht durchgeführt
werden, und wenn die Erwärmungstemperatur
1120°C übersteigt,
werden die austenitischen Kristallkörner übermäßig vergröbert und die Verformbarkeit
wird vermindert und daher wird die Erwärmungstemperatur in einem Bereich
von 950°C
bis 1120°C
eingestellt.
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Da die Zeitstandfestigkeit für den Abschnitt
des Rotor-Rohkörpers,
der dessen Hochdruck- oder
Mitteldruckabschnitt entspricht, besonders wichtig ist, ist es bevorzugt,
dass jede der Ausfällungen
durch Härten bei
einer hohen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 1030°C
bis 1120°C
in ausreichender Weise in der festen Lösung gebildet wird, und dann
durch Anlassen erneut ausgefällt
wird. Da ferner die Zugfestigkeit und die Zähigkeit für den Abschnitt des Rotor-Rohkörpers, der
dessen Niederdruckabschnitt entspricht, besonders wichtig sind,
ist es bevorzugt, die Kristallkörner
durch Härten
bei einer niedrigen Erwärmungstemperatur in
einem Bereich von 950°C
bis 1030°C
fein zu pulverisieren.
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Die Anlassbehandlung ist eine Wärmebehandlung,
die notwendigerweise einmal oder mehrmals durchgeführt werden
muss, um dem Turbinenrotor-Rohkörper
die gewünschte
Festigkeit zu verleihen. Wenn die Erwärmungstemperatur beim Anlassen
jedoch niedriger als 550°C
ist, kann ein ausreichender Anlasseffekt nicht erhalten werden und
folglich kann keine hervorragende Zähigkeit erhalten werden, und
wenn die Erwärmungstemperatur
740°C übersteigt,
kann die gewünschte
Festigkeit nicht erhalten werden. Daher wird die Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 550°C
bis 740°C
eingestellt.
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Da die Zeitstandfestigkeit für die Abschnitte
des Rotor-Rohkörpers,
die dessen Hochdruck- oder
Mitteldruckabschnitt entsprechen, besonders wichtig ist, ist es
bevorzugt, dass die Anlassbehandlung bei einer hohen Erwärmungstemperatur
im Bereich von 630°C
bis 740°C
mindestens einmal durchgeführt
wird und dass eine Ausfällung,
die durch die Härtung
in der festen Lösung
ausgebildet worden ist, erneut in ausreichender Weise ausgefällt wird.
Da ferner die Zugfestigkeit und die Zähigkeit für den Abschnitt des Rotor-Rohkörpers, der
dessen Niederdruckabschnitt entspricht, besonders wichtig sind,
ist es bevorzugt, die Anlassbehandlung mindestens einmal bei einer
niedrigen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 550°C
bis 630°C
durchzuführen,
wodurch sowohl die gewünschte
Zugfestigkeit als auch eine hervorragende Zähigkeit erhalten werden.
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Als Verfahren zur Bildung des Turbinenrotor-Rohkörpers wird
vorzugsweise ein Verfahren verwendet, bei dem ein Stahlbarren für den Turbinenrotor-Rohkörper unter
Verwendung des Elektroschlacke-Umschmelzverfahrens hergestellt worden
ist.
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In einem großen Rohkörper, typischerweise für einen
Dampfturbinenrotor, kann dann, wenn der Stahlbarren verfestigt wird,
die Abscheidung zugesetzter Elemente stattfinden oder der verfestigte
Verbund kann uneinheitlich werden. Insbesondere dann, wenn verschiedene
Elemente zugesetzt werden, die auf die Verbesserung der Materialeigenschaften
zielen, wird eine Tendenz zur Abscheidung an einem Mittelabschnitt
des Stahlbarrens erhöht
und die Verformbarkeit oder die Zähigkeit an dem Mittelabschnitt
des Rotor-Rohkörpers neigt
dazu, abgesenkt zu werden. Wenn daher das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren
als Herstellungsverfahren des Stahlbarrens zur Ausbildung des Turbinenrotor-Rohkörpers verwendet
wird, kann ein homogenerer und saubererer Stahlbarren erhalten werden.
Als weitere Maßnahmen
kann eine Vakuum-Kohlenstoffdesoxidation und dergleichen eingesetzt
werden.
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Erfindungsgemäß ist es wie vorstehend beschrieben
möglich,
einen hochzähen
hitzebeständigen Stahl
mit einer hohen Zeitstandfestigkeit selbst unter Hochtemperaturdampfbedingungen
bereitzustellen, der auch unter Dampfbedingungen bei einer relativ
niedrigen Temperatur eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Zähigkeit
aufweist. Wenn daher ein Turbinenrotor und insbesondere ein Turbinenrotor
des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs unter Verwendung dieses hochzähen hitzebeständigen Stahls
hergestellt wird, ergibt sich der Vorteil, dass der Turbinenrotor
in einer Hochtemperaturdampfumgebung und einer langen Niederdruckendstufe
montiert werden kann, und dass es möglich ist, ein Kraftwerk mit
einer hohen Kapazität
und einer hohen Effizienz unter Verwendung eines Turbinenrotors
des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs zu konstruieren, der bisher
nicht realisiert worden ist.
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Nachstehend werden bevorzugte Ausführungsformen
eines hochzähen
hitzebeständigen
Stahls, eines Turbinenrotors und eines Verfahrens zur Herstellung
desselben beschrieben, wobei die erste Ausführungsform eine erfindungsgemäße Ausführungsform
ist.
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Erste Ausführungsform
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Beispiele 1 bis 44
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Als erfindungsgemäße Beispiele 31, 32, 34 und
36 bis 39 wurden Probenmaterialien mit chemischen Zusammensetzungen
(Probenmaterialien M31, M32, M34, M36 bis M39) hergestellt, wie
sie in der Tabelle 1 gezeigt sind. Ferner wurden die Beispiele 1
bis 30, 33, 35 und 40 bis 44 als Vergleichsbeispiele hergestellt, welche
die in der Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen aufwiesen,
die nicht von den Ansprüchen
umfasst sind. Dabei umfassen die Probenmaterialien M1 bis M30 kein
W und Co, die Materialien M31 bis M40 umfassen W und die Materialien
M41 bis M44 umfassen W und Co.
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50 kg jedes der Probenmaterialien
der Beispiele 1 bis 44 wurden unter Verwendung eines elektrischen Vakuum-Hochfrequenzinduktionsofens
geschmolzen und nach dem Gießen
wurde das Material auf 1200°C
erhitzt, pressgeschmiedet und gestreckt, wobei eine runde Stange
mit einem Durchmesser von 60 mm erhalten wurde. Danach wurde die
runde Stange den in der Tabelle 2 gezeigten Wärmebehandlungsbedingungen 2
unterworfen, d. h. einer Härtung
bei 1030°C
und anschließend
einem einmaligen Anlassen bei 630°C.
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Ein Prüfkörper wurde aus jedem der Probenmaterialien
der auf diese Weise erhaltenen runden Stangen herausgeschnitten
und ein Zugtest, ein Charpy-Schlagtest und ein Kriechbruchtest wurden
durchgeführt. Dabei
dient der Zugtest zur Ermittlung der Zugfestigkeit, der Dehngrenze,
der Dehnung, der Flächenreduktion und
dergleichen, um festzustellen, ob die Zugfestigkeit hervorragend
ist, da die Zugfestigkeit und die Dehngrenze größer sind, und ob die Verformbarkeit
hervorragend ist, da die Dehnung und die Flächenreduktion größer sind.
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Der Charpy-Schlagtest dient zur Ermittlung
des Schlagwerts, der FATT und dergleichen der Probenmaterialien
zur Bewertung, ob die Zähigkeit
hervorragend ist, da der Schlagwert größer oder der FATT-Wert kleiner
ist. Im Allgemeinen ist der Schlagwert ein Wert, der mit der Temperatur
variabel ist und der eine mangelnde Zerbrechlichkeit, d. h. eine
Zähigkeit
anzeigt, wenn eine Schlagkraft bei Raumtemperatur (20°C) auf das
Probenmaterial ausgeübt
wird. FATT steht für
eine Verformbarkeits-Sprödigkeits-Übergangstemperatur, die
durch das Bruchverhältnis
des Schlagprüfkörpers erhalten
wird, d. h. für
eine Temperatur, bei der ein Flächenverhältnis des
Verformungsbruchs, der in einem Hochtemperaturbereich gemessen wird
und der einen höheren
Schlagwert hat, und ein Sprödbruch,
der in einem Niedertemperaturbereich gemessen wird und der einen
niedrigeren Schlagwert hat, in einem Mitteltemperaturbereich, bei
dem sowohl der Verformungsbruch als auch der Sprödbruch gemischt vorliegen,
50%–50%
wird.
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Der Kriechbruchtest dient zur Ermittlung
der Zeitstandfestigkeit und dergleichen des Probenmaterials. Die
Zeitstandfestigkeit ist eine charakteristische Eigenschaft, die
der Kriechbruchzeit entspricht und diese Festigkeit nimmt mit längerer Bruchzeit
zu. Wenn dabei die Ergebnisse des Kriechbruchtests (Testtemperatur, Testbelastung
und Bruchzeit), die von einer Mehrzahl von Prüfkörpern erhalten worden sind,
unter Verwendung des Larson-Miller-Parameters geordnet werden, dann ist
es möglich,
eine Zeitstandfestigkeit (wie z. B. eine 105 Stunden-Bruchfestigkeit)
bei einer beliebigen Temperatur (wie z. B. 580°C) zu ermitteln.
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Tabelle 3 zeigt die Messergebnisse
der vorstehend beschriebenen Materialtests bezüglich der Zugfestigkeit, der
0,02% Dehngrenze, der Dehnung, der Flächenreduktion, der FATT und
der 100000 (= 105) Stunden-Bruchfestigkeit.
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Zum Vergleich wurden die gleichen
Materialtests bezüglich
herkömmlicher
Stähle
durchgeführt,
die tatsächlich
für Turbinenrotoren
eingesetzt worden sind. Als herkömmliche
Stähle
wurden drei Arten von Proben hergestellt, die durch ihre chemischen
Zusammensetzungen charakterisiert werden (Probenmaterialien Nr.
S1 bis S3), die in der Tabelle 4 gezeigt sind, d. h. ein CrMoV-Stahl
(ASTM-A470) als Hochtemperatur-Turbinenrotormaterial (nachstehend
als „herkömmliches
Beispiel 1" bezeichnet),
ein NiCrMoV-Stahl (ASTM-A471) als Niedertemperatur-Turbinenrotormaterial
(nachstehend als „herkömmliches
Beispiel 2" bezeichnet)
und ein 12Cr-Stahl (japanische Patentanmeldung mit der Veröffentlichungsnummer
60-54385) als Hochtemperatur-Turbinenrotormaterial
(nachstehend als „herkömmliches
Beispiel 3" bezeichnet).
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Die drei Arten herkömmlicher
Stähle,
die in der Tabelle 4 gezeigt sind, wurden unter Verwendung der thermischen
Bedingungen HS1 bis HS3, die in der Tabelle 2 gezeigt sind, verarbeitet,
um Proben herzustellen, und die gleichen Materialtests, wie sie
vorstehend beschrieben worden sind, wurden für die Proben durchgeführt. Die
Testergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle 5 gezeigt.
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Bei einem Vergleich der Eigenschaften
der drei Arten herkömmlicher
Stähle
wurde bestätigt,
dass das herkömmliche
Beispiel 1 bezüglich
der Zugfestigkeit und der Zähigkeit
unterlegen war, dass das herkömmliche Beispiel
2 eine hervorragende Zähigkeit
aufwies und dass das herkömmliche
Beispiel 3 eine hervorragende Zugfestigkeit und eine hervorragende
Zeitstandfestigkeit aufwies.
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Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle wurden
mit den Eigenschaften der herkömmlichen Stähle verglichen
und analysiert. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass alle Beispiele 1
bis 44, wobei die Beispiele 31, 32, 34 und 36 bis 39 erfindungsgemäße Beispiele
sind, den herkömmlichen
Beispielen 1 bis 3 bezüglich der
Werte der Zugfestigkeit und der 0,02% Dehngrenze überlegen
waren, und dass die erfindungsgemäßen Stähle den drei Arten der herkömmlichen
Stähle
bezüglich
der Zugfestigkeit und der Zeitstandfestigkeit überlegen waren. Ferner wurde
bezüglich
der Dehnung und der Flächenreduktion
bestätigt,
dass die Beispiele 1 bis 44 im Wesentlichen die gleichen Werte zeigten
als die herkömmlichen
Beispiele 1 bis 3 und ausreichende Verformungseigenschaften aufwiesen.
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Bezüglich der FATT zeigten alle
Beispiele 1 bis 44 die gleichen Werte oder niedrigere Werte als
das herkömmliche
Beispiel 2, das von allen drei herkömmlichen Stählen die beste Zähigkeit
aufwies.
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Bezüglich der Zeitstandfestigkeit
wurde bestätigt,
dass alle Beispiele 1 bis 44 dem herkömmlichen Beispiel 1 überlegen
waren und dass einige der Beispiele im Wesentlichen das gleiche
Niveau zeigten wie das herkömmliche
Beispiel 3, das von allen drei herkömmlichen Stählen die beste Zeitstandfestigkeit
aufwies, und dass die erfindungsgemäßen Stähle eine besonders hervorragende
Zeitstandfestigkeit aufwiesen.
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Aus dem Vorstehenden ergibt sich,
dass die Stähle
gemäß den Beispielen
31, 32, 34 und 36 bis 39 im Vergleich zu den herkömmlichen
Stählen,
die für
Dampfturbinenrotoren verwendet worden sind, eine überlegene
Zugfestigkeit und Zähigkeit
aufwiesen, und dass sie eine Zeitstandfestigkeit hatten, die im
Wesentlichen gleich oder nahezu gleich der Zeitstandfestigkeit des
12C-Stahls war, der von allen drei herkömmlichen Stählen am hervorragendsten war,
und dass die erfindungsgemäßen Stähle hochzähe hitzebeständige Stähle mit hervorragende
neuen Eigenschaften bezüglich
der Zugfestigkeit, der Zähigkeit
und der Zeitstandfestigkeit waren.
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Vergleichsbeispiele 1
bis 20
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Als weitere Vergleichsstähle wurden
die Vergleichsbeispiele 1 bis 20 unter Verwendung von chemischen
Zusammensetzungen (Probenmaterialien S4 bis S23), bei denen jedes
der verschiedenen Elemente, die in der Tabelle 4 gezeigt sind, eine
erfindungsgemäße Unter-
oder Obergrenze überschritt,
und unter Verwendung der vorstehend genannten Wärmebehandlungsbedingungen HM1
hergestellt und es wurden die gleichen Tests durchgeführt, wie
sie vorstehend beschrieben worden sind.
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Als Ergebnis wurde bestätigt, wie
es in der Tabelle 5 gezeigt ist, dass die weiteren Vergleichsstähle den
erfindungsgemäßen Stählen bezüglich der
Zugfestigkeit, der Zähigkeit
und der Zeitstandfestigkeit unterlegen waren und dass die Vergleichsbeispiele
1 bis 5, 7, 10, 11, 13 bis 15, 17 und 19 bezüglich der Zeitstandfestigkeit,
die Vergleichsbeispiele 6, 8, 9, 12, 14, 16, 18 und 20 bezüglich der
Zähigkeit
und die Vergleichsbeispiele 1 und 13 bezüglich der Zugfestigkeit unterlegen
waren.
-
Es wurde auch bestätigt, dass
ein weiteres Vergleichsbeispiel, das Co umfasste, die gleichen Ergebnisse
zeigte, d. h. es war ebenfalls bezüglich der Zugfestigkeit, der
Zähigkeit
und der Zeitstandfestigkeit unterlegen.
-
Zweite Ausführungsform
(nicht von den Ansprüchen
umfasst)
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In der zweiten Ausführungsform
wurde ein Einfluss der Wärmebehandlungsbedingungen
spezifisch durch Experimente bezüglich
eines Herstellungsverfahrens für
Turbinenrotoren und dergleichen unter Verwendung eines hochzähen hitzebeständigen Stahls
untersucht.
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Beispiel 45
-
Im Beispiel 45 wurde der gleiche
Test, wie er vorstehend beschrieben worden ist, für das Probenmaterial
M1, das kein W oder Co umfasst und das nicht von den Ansprüchen umfasst
ist, unter Verwendung der Wärmebehandlungsbedingungen
HM1 durchgeführt.
Als Ergebnis wurde bestätigt,
dass das Probenmaterial M1 eine hervorragende Zugfestigkeit, Zähigkeit
und Zeitstandfestigkeit aufwies, wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
-
Daher ist es gemäß dem Beispiel 45 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit bevorzugten Eigenschaften als Rohkörper z. B. für Turbinenrotoren
des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs und insbesondere einen hochzähen hitzebeständigen Stahl
mit ganz besonders hervorragender Zugfestigkeit und Zähigkeit
für einen
Niederdruckabschnitt und ganz besonders hervorragender Zeitstandfestigkeit
für einen
Hochdruckabschnitt bereitzustellen.
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Beispiel 46
-
Im Beispiel 46 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM2 verwendet, die sich von HM1 nur dadurch unterschieden, dass
ein Schritt zur Durchführung
eines zweiten Anlassens bei 475°C
hinzugefügt
wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt wurde,
die 0,02% Dehngrenze sehr stark erhöht war und dass die FATT und
die Zeitstandfestigkeit nur geringfügig verändert waren, wie es in der
Tabelle 6 gezeigt ist.
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Daher kann gemäß dem Beispiel 46 die Zugfestigkeit
durch die Durchführung
des zweiten Anlassens weiter verbessert werden und wenn das Beispiel
zur Herstellung z. B. von Rotor-Rohkörpern verwendet
wird, können
diese Effekte besser ausgeprägt
werden.
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Beispiel 47
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Im Beispiel 47 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM3 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 1000°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, obwohl die Zeitstandfestigkeit
zu einer Abnahme neigte, die Zugfestigkeit und die 0,02% Dehngrenze
nur geringfügig
verändert
waren und dass die FATT stark abgesenkt worden ist, wie es in der
Tabelle 6 gezeigt ist.
-
Daher ist es gemäß dem Beispiel 47 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Niederdruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer überlegenen
Zähigkeit,
und zwar durch die Durchführung
einer Härtung
bei einer niedrigen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 950°C
bis 1030°C.
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Beispiel 48
-
Im Beispiel 48 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM4 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 1070°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, obwohl die FATT
erhöht
wurde, die Zugfestigkeit und die 0,02% Dehngrenze nur geringfügig verändert waren
und dass die Zeitstandfestigkeit erhöht worden ist, wie es in der
Tabelle 6 gezeigt ist.
-
Daher ist es gemäß dem Beispiel 48 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Hoch- oder Mitteldruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer überlegenen
Zeitstandfestigkeit, und zwar durch die Durchführung einer Härtung bei
einer hohen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 1030°C
bis 1120°C.
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Beispiel 49
-
Im Beispiel 49 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM5 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Anlasstemperatur auf 600°C eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde
bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden
ist, die Zeitstandfestigkeit etwas vermindert war, die FATT etwas
erhöht
war und die Zugfestigkeit und die 0,02% Dehngrenze sehr stark erhöht waren,
wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
-
Daher ist es gemäß dem Beispiel 49 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Niederdruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer überlegenen
Zugfestigkeit, und zwar durch die Durchführung des Anlassens bei einer
niedrigen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 550°C
bis 630°C.
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Beispiel 50
-
Im Beispiel 50 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM6 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Anlasstemperatur auf 680°C eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde
bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden
ist, die 0,02% Dehngrenze vermindert war, die FATT etwas vermindert
war und die Zeitstandfestigkeit erhöht war, wie es in der Tabelle 6
gezeigt ist.
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Daher ist es gemäß dem Beispiel 50 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Hoch- oder Mitteldruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer überlegenen
Zeitstandfestigkeit, und zwar durch die Durchführung des Anlassens bei einer
hohen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 630°C
bis 740°C.
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Beispiel 51
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Im Beispiel 51 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM7 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 1000°C
und die Anlasstemperatur auf 600°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, obwohl die Zeitstandfestigkeit
vermindert war, die FATT sehr stark vermindert war und die 0,02%
Dehngrenze sehr stark erhöht
war, wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
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Daher ist es gemäß dem Beispiel 51 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Niederdruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer überlegenen
Zugfestigkeit und Zähigkeit,
und zwar durch die Durchführung
der Härtung
bei einer niedrigen Temperatur im Bereich von 950°C bis 1030°C und des
Anlassens bei einer niedrigen Erwärmungstemperatur in einem Bereich
von 550°C
bis 630°C.
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Beispiel 52
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Im Beispiel 52 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM8 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 1070°C
und die Anlasstemperatur auf 680°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, obwohl die Zugfestigkeit
und die 0,02% Dehngrenze vermindert waren und die FATT erhöht waren,
die Zeitstandfestigkeit stark erhöht war, wie es in der Tabelle
6 gezeigt ist.
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Daher ist es gemäß dem Beispiel 52 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Niederdruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer weiter überlegenen Zeitstandfestigkeit,
und zwar durch die Durchführung
der Härtung
bei einer hohen Temperatur im Bereich von 1030°C bis 1120°C und des Anlassens bei einer
hohen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 630°C
bis 740°C.
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Beispiel 53
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Im Beispiel 53 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM9 verwendet, die mit den Bedingungen HM7 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass ein Schritt zur Durchführung eines zweiten Anlassens
bei 475°C
hinzugefügt
wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 51, bei dem HM7 eingesetzt worden
ist, die 0,02% Dehngrenze stark erhöht war und die FATT und die
Zeitstandfestigkeit nur wenig verändert waren, wie es in der
Tabelle 6 gezeigt ist.
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Daher ist es gemäß dem Beispiel 53 möglich, einen
hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Niederdruckabschnitt
und dergleichen eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs
geeignet sind, d. h. mit einer weiter überlegenen Zeitstandfestigkeit
und Zähigkeit,
und zwar durch die Durchführung
der Härtung
bei einer niedrigen Temperatur im Bereich von 950°C bis 1030°C, eines
Anlassens bei einer niedrigen Erwärmungstemperatur in einem Bereich
von 550°C
bis 630°C
und eines zweiten Anlassens.
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Beispiel 54
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Im Beispiel 54 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HM10 verwendet, die mit den Bedingungen HM8 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass ein Schritt zur Durchführung eines zweiten Anlassens
bei 475°C
hinzugefügt
wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 52, bei dem HM8 eingesetzt worden
ist, die 0,02% Dehngrenze erhöht
war und die FATT und die Zeitstandfestigkeit nur wenig verändert waren,
wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
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Daher ist es gemäß dem Beispiel 54 möglich, wenn
eine Härtung
bei einer hohen Temperatur im Bereich von 1030°C bis 1120°C und ein Anlassen bei einer
niedrigen Erwärmungstemperatur
in einem Bereich von 630°C
bis 740°C
durchgeführt
wird, einen hochzähen
hitzebeständigen
Stahl mit Eigenschaften zu erhalten, die z. B. für einen Hochdruckabschnitt
eines Turbinenrotors des kombinierten Hoch/Niederdruck-Typs geeignet
sind, d. h. mit einer weiter überlegenen
Zeitstandfestigkeit, selbst wenn ein zweites Anlassen durchgeführt wird.
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Beispiel 55
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Im Beispiel 55 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HS4 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 930°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, die Zugfestigkeit,
die Zähigkeit
und die Zeitstandfestigkeit niedrig waren, wie es in der Tabelle
6 gezeigt ist.
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Beispiel 56
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Im Beispiel 56 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HS5 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Härtungstemperatur
auf 1140°C
eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass im Vergleich zum
Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden ist, insbesondere die
Zähigkeit
und die Verformungseigenschaften schlecht waren, wie es in der Tabelle
6 gezeigt ist.
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Beispiel 57
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Im Beispiel 57 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HS6 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Anlasstemperatur auf 530°C eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde
bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden
ist, insbesondere die Zähigkeit
und die Verformungseigenschaften schlecht waren, wie es in der Tabelle
6 gezeigt ist.
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Beispiel 58
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Im Beispiel 58 wurden die Wärmebehandlungsbedingungen
HS7 verwendet, die mit den Bedingungen HM1 identisch waren, mit
der Ausnahme, dass die Anlasstemperatur auf 760°C eingestellt wurde. Als Ergebnis wurde
bestätigt,
dass im Vergleich zum Beispiel 45, bei dem HM1 eingesetzt worden
ist, insbesondere die Zugfestigkeit und die Zeitstandfestigkeit
schlecht waren, wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
-
Beispiele 59 bis 72
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In den Beispielen 59 bis 72 wurden
die Bedingungen HM1 bis HM10 und HS4 bis HS7 mit verschiedenen thermischen
Bedingungen, wie sie vorstehend beschrieben worden sind, auf die
Probenmaterialien M31 angewandt, die W umfassten. Als Ergebnis wurden
im Wesentlichen die gleichen Ergebnisse erhalten wie bei den Probenmaterialien
M1, wie es in der Tabelle 6 gezeigt ist.
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Beispiele 73 bis 86
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In den Beispielen 73 bis 86 wurden
die Bedingungen HM1 bis HM10 und HS4 bis HS7 mit verschiedenen thermischen
Bedingungen, wie sie vorstehend beschrieben worden sind, auf die
Probenmaterialien M41 angewandt, die W und Co umfassten, was nicht
von den Ansprüchen
umfasst ist. Als Ergebnis wurden im Wesentlichen die gleichen Ergebnisse
erhalten wie bei den Probematerialien M1, wie es in der Tabelle
6 gezeigt ist.
-
Dritte Ausführungsform
(nicht von den Ansprüchen
umfasst)
-
Diese Ausführungsform wurde durch Ändern des
Herstellungsverfahrens für
einen Stahlbarren durchgeführt,
der einen Turbinenrotor-Rohkörper
bildet.
-
Beispiel 87
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Im Beispiel 87 wurde eine chemische
Zusammensetzung, wie sie in der Tabelle 7 gezeigt ist, zur Herstellung
eines Probenmaterials E1 verwendet, das nicht von den Ansprüchen umfasst
ist. Das Probenmaterial wurde in einem elektrischen Ofen geschmolzen
und anschließend
in eine Elektrodenform für
ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren gegossen, um einen Stahlbarren
herzustellen. Der Stahlbarren wurde als Verbrauchselektrode zur
Erzeugung eines Stahlbarrens unter Verwendung des Elektroschlacke-Umschmelzverfahrens
verwendet. Der resultierende Stahlbarren wurde auf 1200°C erhitzt
und pressgeschmiedet, um ein Modell (1000 mm Durchmesser × 800 mm)
eines Abschnitts herzustellen, der einem Rotor entspricht. Das Modell wurde
Wärmebehandlungen
unterworfen, d. h. einer Härtung
bei 1030°C
und dann einem Anlassen bei einer Erwärmungstemperatur von 630°C.
-
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Prüfkörper wurden aus einem Oberflächenschichtabschnitt
und einem Mittelabschnitt des in der vorstehend beschriebenen Weise
erhaltenen Probenmaterials herausgeschnitten und ein Zugtest, ein
Charpy-Schlagtest und ein Kriechbruchtest wurden mit den Prüfkörpern bei
Raumtemperatur durchgeführt,
wobei die Zugfestigkeit, die 0,02% Dehngrenze, die Dehnung, die
Flächenreduktion,
die FATT und die Bruchfestigkeit für 105 Stunden bei 580°C ermittelt
wurden.
-
Als Ergebnis wurde bestätigt, dass
der Oberflächenschichtabschnitt
und der Mittelabschnitt im Wesentlichen die gleichen Werte der Zugfestigkeit,
der 0,02% Dehngrenze, der Dehnung, der Flächenreduktion, der FATT und
der Zeitstandfestigkeit aufwiesen, wie es in der Tabelle 8 gezeigt
ist.
-
-
Daher wurde gemäß dieses Beispiels ein einheitlicherer
Rotor-Rohkörper
mit geringen Unterschieden bei der Zugfestigkeit, der Verformungseigenschaften,
der Zähigkeit
und der Zeitstandfestigkeit zwischen dem Oberflächenschichtabschnitt und dem
Mittelabschnitt erhalten, und zwar durch Erzeugen eines Stahlbarrens durch
das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren
zur Bildung eines Turbinenrotor-Rohkörpers, der aus einem hochzähen hitzebeständigen Stahl
hergestellt ist.
-
Beispiel 88
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Im Beispiel 88 wurde eine chemische
Zusammensetzung, die W und Co umfasste und die in der Tabelle 7
gezeigt ist, als Probenmaterial E2 verwendet, das nicht von den
Ansprüchen
umfasst ist. Gemäß dieses Beispiels
88 wurde bestätigt,
dass die gleichen Ergebnisse, wie sie vorstehend beschrieben worden
sind, erhalten werden konnten und dass der Effekt besonders stark
auftrat, wenn eine große
Menge des Legierungselements zugesetzt wurde.
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Beispiel 89
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Im Beispiel 89 wurde ein Probenmaterial
hergestellt (Probenmaterial V1 (das nicht von den Ansprüchen umfasst
ist)), das im Wesentlichen mit dem Probenmaterial E1 identisch war,
das im Beispiel 87 verwendet wurde, wie es in der Tabelle 7 gezeigt
ist. Das Probenmaterial wurde in einem elektrischen Ofen geschmolzen
und anschließend
unter Verwendung einer Vakuum-Kohlenstoffdesoxidation zu einem Stahlbarren
geformt und dann auf 1200°C
erhitzt und pressgeschmiedet, um ein Modell (1000 mm × 800 mm)
eines Abschnitts herzustellen, der einem Rotor entspricht. Das Modell
wurde den gleichen Wärmebehandlungen
unterworfen, wie sie vorstehend beschrieben worden sind und mit
dem resultierenden Probenmaterial wurden die gleichen Tests durchgeführt, wie
sie vorstehend beschrieben worden sind.
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Als Ergebnis wurde bestätigt, wie
es in der Tabelle 8 gezeigt ist, dass, obwohl der Oberflächenschichtabschnitt
und der Mittelabschnitt im Wesentlichen die gleichen Werte der Zugfestigkeit,
der 0,02% Dehngrenze und der Zeitstandfestigkeit zeigten, der Mittelabschnitt
eine niedrigere Dehnung und Flächenreduktion
aufwies und die FATT am Mittelabschnitt eine steigende Tendenz zeigte.
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Beispiel 90
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Im Beispiel 90 wurde ein Probenmaterial
hergestellt (Probenmaterial V2 (das nicht von den Ansprüchen umfasst
ist)), das im Wesentlichen mit dem Probenmaterial E2 identisch war, das
im Beispiel 88 verwendet wurde, wie es in der Tabelle 7 gezeigt
ist, wobei ansonsten wie im Beispiel 89 vorgegangen wurde. Gemäß dieses
Beispiels 90 wurde bestätigt,
dass die gleichen Ergebnisse erhalten werden konnten, wie sie vorstehend
beschrieben worden sind, und dass der Effekt besonders stark auftrat,
wenn eine große
Menge des Legierungselements zugesetzt wurde.
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Für
den Fachmann sind verschiedene Modifizierungen und Veränderungen
der vorstehend beschriebenen bevorzugten Ausführungsform offensichtlich.
Demgemäß ist diese
Beschreibung der Erfindung lediglich beispielhaft und nicht als
den Schutzbereich der Erfindung beschränkend aufzufassen, wie er sich
aus den beigefügten
Ansprüchen
ergibt.
