DE69821493T2

DE69821493T2 - Verwendung eines hitzebeständigen Gussstahles für Bauteile von Turbinengehäuse n

Info

Publication number: DE69821493T2
Application number: DE69821493T
Authority: DE
Inventors: Akitsugu Nagasaki-shi Fujita; Masatomo Nagasaki-shi Kamada
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1997-07-16
Filing date: 1998-07-10
Publication date: 2004-12-23
Anticipated expiration: 2018-07-11
Also published as: US5997806A; DE69821493D1; EP1002885B1; ES2224539T3; EP1001044B1; CZ212998A3; ES2214805T3; EP1001045A3; EP1004685A2; EP1405931A3; EP1001045A2; EP1004685A3; DE69824963D1; DE69824962T2; ATE270717T1; JPH1136038A; EP1001044A3; DE69824962D1; EP1002885A2; DE69824963T2

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung bezieht sich auf wärmebeständige Gußstähle, die als Strukturmaterialien für die Herstellung von Druckbehältern, wie z. B. den Gehäusen von Dampfturbinen für die Wärmestromerzeugung, verwendet werden können.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Üblicherweise verwendete Hochtemperatur-Gehäusematerialien, die in Dampfturbinenanlagen zur Wärmestromerzeugung verwendet werden, umfassen 2,25%-CrMo-Gußstahl, CrMo-Gußstahl, CrMoV-Gußstahl und 12Cr-Gußstahl. Unter diesen Gußstählen ist die Verwendung von Gußstählen, die niedriglegierte Stähle, wie z. B. 2.25% CrMo-Gußstahl, CrMo-Gußstahl und CrMoV-Gußstahl umfassen, auf Anlagen beschränkt, die eine Dampftemperatur von bis zu 566°C aufweisen, was durch ihre begrenzte Hochtemperaturfestigkeit bedingt ist. Andererseits weisen 12Cr-Gußstähle (z. B. die in der japanischen Patenanmeldung Nr. 59-216322 und dergleichen beschriebenen) eine herausragendere Hochtemperaturfestigkeit auf als Gußstähle, die niedriglegierte Stähle umfassen, und können daher in Anlagen verwendet werden, die eine Dampftemperatur von bis zu etwa 600°C aufweisen.
Wenn jedoch die Dampftemperatur 600°C überschreitet, weist 12 Cr-Gußstahl eine unzureichende Hochtemperaturfestigkeit auf und kann kaum für Druckbehälter, wie z. B. Dampfturbinengehäuse, verwendet werden.
Die EP-A-0896071 und EP-A-0887431 sind Zwischendokumente, die sich auf Materialien für Dampfturbinenrotoren aus Schmiedestählen beziehen.
Zusammenfassung der Erfindung
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, wärmebeständige Gußstähle bereitzustellen, die Hoch-Cr-Stahlmaterialien mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit und damit für eine Verwendung als Materialien für Hochtemperatur-Dampfturbinengehäuse geeignet sind, die sogar bei einer Dampftemperatur von 600°C oder mehr verwendet werden können.
Zu diesem Zweck haben die vorliegenden Erfinder eingehende Untersuchungen durchgeführt und nun die folgenden hervorragenden wärmebeständigen Gußstähle gefunden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Verwendung einer wärmebeständigen Gußstahlzusammensetzung im gegossenen, gehärteten und vergüteten Zustand für Strukturmaterialien in Gehäusen von Dampfturbinen bereitgestellt, wobei die Stahlzusammensetzung folgendes auf Gewichtsprozentbasis umfaßt: 0,07 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,30% Silizium, 0,1 bis 1% Mangan, 8 bis 10% Chrom, 0,01 bis 1,0% Nickel, 0,1 bis 0,3% Vanadium, insgesamt 0,01 bis 0,2% Niob und Tantal, 0,1 bis 0,7% Molybdän, 1 bis 2,5% Wolfram, 0,1 bis 5% Kobalt, 0,001 bis 0,03% Stickstoff, 0,002 bis 0,01% Bor und 0,001 bis 0,2% mindestens einer der Verbindungen Hafnium und Neodymium, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Ein wärmebeständiger Gußstahl gemäß der vorliegenden Erfindung ist der zuvor beschriebene wärmebeständige Gußstahl, wobei der Index A (%), der durch die folgende Gleichung definiert ist, auf Gewichtsprozentbasis 8% oder weniger beträgt. Index A(%) = (Cr-Anteil)(%) + 6(Si-Anteil)(%) + 4(Mo-Anteil)(%) + 3(W-Anteil)(%) + 11(V-Anteil) (%) + 5(Nb-Anteil)(%) – 40(C-Anteil)(%) – 2(Mn-Anteil)(%) – 4(Ni-Anteil)(%) – 2 (Co-Anteil)(%) – 30(N-Anteil)(%).
Wie zuvor beschrieben, weist der wärmebeständige Gußstahl nach der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit auf und ist daher brauchbar als ein Material für Hochtemperatur-Dampfturbinengehäuse zur Verwendung in Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck, die eine Dampftemperatur von mehr als 600°C aufweisen. Somit ist der wärmebeständige Gußstahl nach der vorliegenden Erfindung zur weiteren Erhöhung der Betriebstemperatur der derzeitigen Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck geeignet (mit einer Dampftemperatur von etwa 600°C), um eine Einsparung fossiler Brennstoffe und zudem eine Verringerung der Menge an dabei erzeugtem Kohlendioxid zu ergeben und dadurch zum Umweltschutz beizutragen.
Die Zugabe von B zu dem wärmebeständigen Gußstahl führt zu einer leichten Verbesserung seiner Hochtemperaturfestigkeit. Folglich ermöglicht es der wärmebeständige Gußstahl, Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck mit größerer Zuverlässigkeit zu betreiben.
Die Hochtemperaturfestigkeit wird ferner durch die Zugabe von Mn verbessert, wobei der wärmebeständige Gußstahl es ermöglicht, Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck unter Hochtemperaturbedingungen zu betreiben, und daher dazu geeignet ist, eine Einsparung fossiler Brennstoffe zu ergeben und die Menge an entwickeltem Kohlendioxid zu verringern.
Die Hochtemperaturfestigkeit wird ferner durch die Zugabe von Hf verbessert, wobei der wärmebeständige Gußstahl es ermöglicht, Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck unter Hochtemperaturbedingungen zu betreiben, und daher als dazu geeignet angesehen werden kann, eine Einsparung fossiler Brennstoffe zu ergeben und die Menge an erzeugtem Kohlendioxid zu verringern.
Ferner wird die Hochtemperaturfestigkeit durch die kombinierte Zugabe von Nd und Hf verbessert, wobei der wärmebeständige Gußstahl es ermöglicht, Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck unter Hochtemperaturbedingungen zu betreiben, und daher dazu geeignet ist, eine Einsparung fossiler Brennstoffe zu ergeben, und die Menge an erzeugtem Kohlendioxid zu verringern.
Die Wirkung des Index A ergibt ein Material, bei dem die Bildung von δ-Ferrit (eine Struktur, die eine Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit und auch eine Verringerung der Schmiedbarkeit und Zähigkeit bewirkt) durch die Festlegung von Grenzen bezüglich des Anteiles der Legierungselemente verhindert wird. Somit ermöglicht es der wärmebeständige Gußstahl, Stromerzeugungsanlagen mit hyperkritischem Druck bei höheren Temperaturen zu betreiben, und ist somit dazu geeignet, eine Einsparung fossiler Brennstoffe zu ergeben und die Menge an erzeugtem Kohlendioxid zu verringern.
Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Die vorliegenden Erfinder führten umfangreiche Untersuchungen durch, um die Hochtemperaturfestigkeit unter Verwendung eines Hoch-Cr-Stahls als Ausgangsmaterial zu verbessern und den Anteil der Legierungselemente streng zu kontrollieren, und haben nun neue wärmebeständige Gußstähle entdeckt, die hervorragende Hochtemperaturfestigkeitsmerkmale aufweisen, welche bei herkömmlichen Materialien nicht festzustellen waren.
Die Gründe für Mengenbeschränkungen in dem wärmebeständigen Gußstahl nach der vorliegenden Erfindung sind nachfolgend beschrieben. In der nachfolgenden Beschreibung sind alle zur Darstellung von Anteilen verwendeten Prozentangaben, so fern nichts anderes angegeben ist, gewichtsbezogen.
C (Kohlenstoff): C bildet zusammen mit N Carbonitride und trägt dadurch zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bei. Zudem wirkt C als ein Austenit-bildendes Element, das die Bildung von δ-Ferrit hemmt. Wenn sein Anteil weniger als 0,07 Gew.-% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt, während, wenn sein Anteil größer als 0,15 Gew.-% ist, die Carbonitride während der Verwendung aggregieren, um grobe Körner zu bilden, was zu einer Verringerung der Langzeit-Hochtemperaturfestigkeit führt. Zusätzlich ergeben hohe C-Anteile eine schlechte Schweißbarkeit und können daher Schwierigkeiten verursachen, wie zum Beispiel einen Schweißnahtbruch während der Herstellung von Druckbehältern und dergleichen. Aus diesen Gründen darf C nicht in einer Menge zugegeben werden, die größer als die zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung von Carbonitriden und zur Inhibierung der Bildung von δ-Ferrit benötigte ist. Daher sollte der Anteil von C im Bereich von 0,07 bis 0,15% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,08 bis 0,14%.
Si (Silizium): Si ist als Desoxidationsmittel wirksam. Ferner ist Si ein Element, das zum Sicherstellen guter Schmelzfließeigenschaften erforderlich ist, da bei Gußstahlmaterialien die Schmelze in alle Ecken der Form fließen muß. Da Si jedoch den Effekt hat, daß es eine Verringerung der Zähigkeit und der Hochtemperaturfestigkeit bewirkt und darüber hinaus die Bildung von δ-Ferrit fördert, ist es erforderlich, seinen Anteil zu minimieren. Wenn sein Anteil weniger als 0,05% beträgt, kann kein ausreichendes Schmelzfließvermögen sichergestellt werden, während, wenn sein Anteil größer als 0,3% ist, die zuvor beschriebenen Schwierigkeiten auftreten. Daher sollte der Si-Anteil im Bereich von 0,05 bis 0,3% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,1 bis 0,25%.
Mn (Mangan): Mn ist ein Element, das als Desoxidationsmittel brauchbar ist. Darüber hinaus bewirkt Mn eine Inhibierung der Bildung von δ-Ferrit. Andererseits verursacht die Zugabe einer großen Menge dieses Elementes eine Verringerung der Kriechbruchfestigkeit. Folglich ist die Zugabe von mehr als 1% Mn unerwünscht. Im Hinblick auf einen Schmiedevorgang zum Zeitpunkt der Stahlherstellung ist jedoch ein Mn-Anteil von nicht weniger als 0,1% vom Kostenstandpunkt her vorteilhaft, da dies eine Ausschußkontrolle erleichtert. Daher sollte der Mn-Anteil im Bereich von 0,1 bis 1% liegen.
Cr (Chrom): Cr bildet ein Carbid und trägt dadurch zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bei. Zudem löst sich Cr in der Matrix, um die Oxidationsbeständigkeit zu verbessern, und trägt auch zur Verbesserung der Langzeit-Hochtemperaturfestigkeit durch Festigung der Matrix selbst bei. Wenn sein Anteil weniger als 8% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt, während, wenn sein Anteil mehr als 10% beträgt, allgemein eine Bildung von δ-Ferrit auftritt und eine Verringerung der Festigkeit und Zähigkeit verursacht wird. Daher sollte der Cr-Anteil im Bereich von 8 bis 10% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 8,5 bis 9,5%.
V (Vanadium): V bildet ein Carbonitrid und verbessert dadurch die Kriechbruchfestigkeit. Wenn sein Anteil weniger als 0,1% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt. Andererseits, wenn sein Anteil größer als 0,3% ist, wird die Kriechbruchfestigkeit im Gegensatz dazu verringert. Daher sollte der Anteil von V im Bereich von 0,1 bis 0,3% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,15 bis 0,25%.
Nb (Niob) und Ta (Tantal): Nb und Ta bilden Carbonitride und tragen dadurch zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Zudem bewirken sie, daß feinere Carbide (M₂₃C₆) bei hohen Temperaturen präzipitieren, und tragen dadurch zur Verbesserung der Langzeit-Kriechbruchfestigkeit bei. Wenn ihr Gesamtanteil weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt. Wenn ihr Gesamtanteil andererseits größer als 0,2% ist, werden die Carbide von Nb und Ta, die während der Herstellung von Stahlkokillen gebildet werden, während der Wärmebehandlung nicht vollständig in der Matrix gelöst, was zu einer Verringerung der Zähigkeit führt. Daher sollte der Gesamtanteil von Nb und Ta im Bereich von 0,01 bis 0,2% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,03 bis 0,07%.
Mo (Molybdän): Mo löst sich zusammen mit W in der Matrix und verbessert dadurch die Kriechbruchfestigkeit. Wenn Mo alleine zugegeben wird, kann es in einer Menge von etwa 1,5% verwendet werden. Wenn jedoch auch W zugegeben wird, wie dies bei der vorliegenden Erfindung der Fall ist, bewirkt W eine deutlichere Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Zudem wird, wenn Mo und W in übermäßig großen Mengen zugegeben werden, δ-Ferrit gebildet, was eine Verringerung der Kriechbruchfestigkeit bewirkt. Da die Zugabe von W alleine keine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit ergibt, muß zumindest eine geringe Menge Mo zugegeben werden. Dies bedeutet, daß der Anteil von Mo in diesem Gußstahl nicht weniger als 0,1% betragen sollte. Daher sollte der Mo-Anteil im Hinblick auf ein Gleichgewicht mit dem W-Anteil im Bereich von 0,1 bis 0,7% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,1 bis 0,5%.
W (Wolfram): Wie zuvor beschrieben, löst sich W zusammen mit Mo in der Matrix und verbessert dadurch die Kriechbruchfestigkeit. W ist ein Element, das eine stärkere Festigungswirkung für feste Lösungen zeigt als Mo, und bewirkt daher eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Wenn W jedoch in einer übermäßig großen Menge zugegeben wird, werden δ-Ferrit und eine große Menge an Laves-Phasen gebildet, die eine Verringerung der Kriechbruchfestigkeit bewirken. Daher sollte im Hinblick auf ein Gleichgewicht mit dem Mo-Anteil der W-Anteil im Bereich von 1 bis 2,5% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 1,5 bis 2%.
Co (Kobalt): Co löst sich in der Matrix, um die Bildung von δ-Ferrit zu inhibieren. Obwohl Co wie Ni die Funktion der Inhibierung der Bildung von δ-Ferrit hat, verringert Co im Gegensatz zu Ni die Hochtemperaturfestigkeit nicht. Folglich können, wenn Co zugegeben wird, festigende Elemente (z. B. Cr, W und Mo) in größeren Mengen zugegeben werden, als wenn kein Co zugegeben wird. Dies führt dazu, daß eine höhere Kriechbruchfestigkeit erreicht werden kann. Ferner bewirkt Co auch eine Erhöhung der Beständigkeit gegen eine Erweichung beim Tempern und bewirkt somit eine Minimierung der Erweichung des Materials während der Benutzung. Diese Wirkungen manifestieren sich durch Zugabe von Co in einer Menge von nicht weniger als 0,1%, wobei dies jedoch von dem Anteil anderer Elemente abhängt. Bei dem Zusammensetzungssystem des wärmebeständigen Gußstahls nach der vorliegenden Erfindung bewirkt jedoch die Zugabe von mehr als 5% Co im allgemeinen die Bildung intermetallischer Verbindungen, wie zum Beispiel einer σ-Phase. Wenn einmal solche intermetallischen Verbindungen gebildet sind, wird das Material spröde. Zusätzlich führt dies auch zu einer Verringerung der Langzeit-Kriechbruchfestigkeit. Daher sollte der Co-Anteil im Bereich von 0,1 bis 5% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 2 bis 4%.
N: N bildet zusammen mit C und Legierungselementen Carbonitride und trägt dadurch zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Andererseits bewirkt bei diesem wärmebeständigen Gußstahl nicht nur die Bildung von Carbonitriden sondern auch die Zugabe von B, wie dies nachfolgend noch beschrieben wird, ebenfalls eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. B bindet in Stahl jedoch leicht an N, um einen nicht-metallischen Einschluß BN zu bilden. Folglich wird in Stahl, der N enthält, die Wirkung von zugegebenem B durch N aufgehoben, und dadurch kann B keine ausreichende Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bewirken. Damit die Zugabe von B ihre vollste Wirkung entfalten kann, muß die Menge an zugegebenen N minimiert werden. Wenn es erwünscht ist, die durch die Zugabe von B erzeugte Wirkung bestmöglich auszunutzen und dadurch die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern, sollte der Anteil von N Wünschenswerterweise nicht größer als 0,01% sein. Wenn B jedoch zugegeben wird, um eine Wirkung zu erzielen, die nicht unbedingt ausreicht, jedoch dazu dient, die präzipitationsstärkende Wirkung von Carbonitriden zu unterstützen, kann von der Zugabe von B erwartet werden, daß sie eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei einem N-Anteil von nicht größer als 0,03% bewirkt. Wenn der N-Anteil andererseits nicht weniger als 0,03% beträgt, wird eine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit durch die Bildung von Carbonitriden sichergestellt. Daher sind bei dem wärmebeständigen Gußstahl, bei dem die Hochtemperaturfestigkeit durch Ausnutzen der Wirkung von B in einem gewissen Maße verbessert wird, N-Anteile von bis zu 0,03% zulässig, um die Bildung von BN zu minimieren. Andererseits ist die Untergrenze für den N-Anteil ein unvermeidbar eingeführter Wert von nicht weniger als 0,001%. Daher sollte der N-Anteil unter Berücksichtigung der Zugabe von B im Bereich von 0,001 bis 0,03% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,001 bis 0,01%.
B (Boron): B bewirkt eine Erhöhung der Korngrenzenfestigkeit und trägt dadurch zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bei. Insbesondere ist der wärmebeständige Gußstahl, der eine Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit zeigt, ein Material, das so ausgelegt ist, daß die Wirkung von B in vollstem Umfang zur Geltung kommen kann, indem der M-Anteil, der die Wirkung von B inhibiert, begrenzt wird, wie dies im Zusammenhang mit N erklärt wurde. Wenn B jedoch in übermäßigen Mengen zugegeben wird, die 0,01% überschreiten, hat dies eine Verschlechterung der Schweißbarkeit und eine Verringerung der Zähigkeit zur Folge. Wenn der B-Anteil andererseits weniger als 0,002% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzielt. Daher sollte der B-Anteil im Bereich von 0,002 bis 0,01% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,003 bis 0,007%.
Nd (Neodymium): Nd bildet ein Carbid und ein Nitrid, die in der Matrix fein dispergiert sind, um die Hochtemperaturfestigkeit und insbesondere die Kriechbruchfestigkeit zu verbessern. Ferner wird davon ausgegangen, daß ein Teil des Nd sich in der Matrix löst und dadurch zur Festigung der festen Lösung beiträgt. Diese Wirkungen sind selbst dann nützlich, wenn eine äußerst geringe Menge Nd zugegeben wird. Tatsächlich werden diese Wirkungen selbst bei einem Nd-Anteil von 0,001% beobachtet. Die Zugabe einer übermäßig großen Menge Nd beeinträchtigt jedoch die Zähigkeit des Materials und führt dadurch zu dessen Versprödung. Daher sollte der Nd-Anteil nicht größer als 0,2% sein. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,005 bis 0,015%.
Ni: Ni bewirkt eine Verbesserung der Zähigkeit. Zudem bewirkt Ni auch eine Verringerung des Cr-Äquivalentes und dadurch eine Inhibierung der Bildung von δ-Ferrit. Da die Zugabe dieses Elementes jedoch eine Verringerung der Kriechbruchfestigkeit verursachen kann, ist der Ni-Anteil auf nicht mehr als 0,2% in Gußstählen beschränkt, denen kein Nd zugefügt wird. Nd ist jedoch besonders wirksam zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit, und die Hochtemperaturfestigkeit kann, wie zuvor beschrieben, durch Zugabe einer äußerst geringen Menge Nd verbessert werden. Folglich kann die Einschränkung bezüglich des Ni-Anteiles durch Zugabe von Nd gelockert werden. Damit kann, wenn Nd zugegeben wird, die Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit durch Nd selbst dann verhindert werden, wenn bis zu 1% Ni zugegeben wird. Seine Untergrenze ist unter Berücksichtung der Menge an Ni, die üblicherweise als unvermeidbare Verunreinigung eingebracht wird, bei 0,01% eingestellt. Bei der vorliegenden Erfindung wird Co als Element zugegeben, das die Wirkungen von Ni zeigt, so daß die Rolle von Ni von Co übernommen werden kann. Da es sich bei Co jedoch um ein teures Element handelt, ist es vom wirtschaftlichen Standpunkt her notwendig, den Co-Anteil soweit wie möglich zu verringern. Daher sollte der Ni-Anteil im Bereich von 0,01 bis 1% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,01 bis 0,7%.
Hf (Hafnium): Hf ist ein Legierungselement, das Superlegierungen auf Nickelbasis und dergleichen zugegeben wird, und ist besonders wirksam zur Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit, um eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit und insbesondere der Kriechbruchfestigkeit zu bewirken. Diese Wirkung von Hf ist auch zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit wärmbeständiger Gußstahlmaterialien nützlich. Insbesondere ist Hf hoch wirksam zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit. Zusätzlich zu der zuvor beschriebenen Wirkung hat Hf die Wirkung, die Langzeit-Kriechbruchfestigkeit von Hoch-Cr-Stählen zu verbessern, z. B. dadurch, daß es in der Matrix gelöst wird, um die Matrix selbst zu stärken, daß die Aggregation verzögert und Carbide vergröbert werden, und daß feines Carbid gebildet und dadurch zur Präzipitationsfestigung beigetragen wird. Diese Wirkungen sind selbst dann nützlich, wenn eine äußerst geringe Menge Hf zugegeben wird. Tatsächlich werden diese Effekte selbst bei einem Hf-Anteil von 0,001% beobachtet. Die Zugabe einer übermäßig großen Menge Hf beeinträchtigt jedoch die Zähigkeit des Materials und versprödet es somit. Zudem löst sich Hf während der Herstellung nicht in der Matrix, wenn mehr als 0,2% Hf zugegeben werden, so daß keine zusätzliche Wirkung erwartet werden kann. Zudem reagiert eine solch große Menge Hf mit der feuerfesten Auskleidung, um Einschlüsse zu bilden, wodurch die Reinheit des Materials selbst verringert und dem Schmelzofen Schaden zugefügt wird. Folglich muß Hf in einer erforderlichen Mindestmenge zugegeben werden. Aus den zuvor beschriebenen Gründen sollte der Hf-Anteil im Bereich von 0,001 bis 0,2% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,005 bis 0,015%.
Wie Nd ist auch Hf hoch wirksam zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit und die Hochtemperaturfestigkeit kann, wie zuvor beschrieben, durch Zugabe einer äußerst geringen Menge Hf verbessert werden. Folglich kann auch die Einschränkung bezüglich des Ni-Anteiles durch die Zugabe von Hf gelockert werden. Damit kann, wenn Hf zugegeben wird, die Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit durch Hf selbst dann verhindert werden, wenn bis zu 1% Ni zugegeben wird. Dies bedeutet, daß der Ni-Anteil nicht größer als 1% sein sollte. Seine Untergrenze ist, wie zuvor beschrieben, unter Berücksichtigung der Ni-Menge, die üblicherweise als unvermeidbare Verunreinigung eingebracht wird, bei 0,01% eingestellt. Daher sollte der Ni-Anteil im Bereich von 0,01 bis 1% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,01 bis 0,7%.
Ni: Wie zuvor beschrieben, gestattet die Zugabe von Nd oder Hf alleine eine Erhöhung der Obergrenze des Ni-Anteiles auf 1%, ohne die Hochtemperaturtestigkeit zu beeinträchtigen. Eine kombinierte Zugabe von Nd und Hf zeigt eine größere Verbesserung der Hochtemperaturtestigkeit. Folglich werden die Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften, die gemäß der vorliegenden Erfindung erwünscht sind, selbst dann nicht beeinträchtigt, wenn die Obergrenze des Ni-Anteiles auf 1% erhöht wird. Daher sollte der Ni-Anteil im Bereich von 0,01 bis 1% liegen. Der bevorzugte Bereich liegt bei 0,01 bis 1%.
Der Grund für die Begrenzung des Index A auf 8% oder weniger besteht darin, daß sich die vorliegende Erfindung auf Gußstahlmaterialien bezieht, bei denen man nur eine Wärmebehandlung, und nicht eine mechanische Bearbeitung, für die Diffusion verwendet, und es daher notwendig ist, die Bildung von δ-Ferrit unbedingt zu verhindern, in dem man diesen Index A niedrig hält.
BEISPIELE
Beispiel 1 (nicht erfindungsgemäß)
Beispiel 1 ist nachfolgend näher beschrieben. Die chemischen Zusammensetzungen der Versuchsmaterialien, die hierfür verwendet werden, sind in Tabelle 1 angegeben. Es versteht sich, daß die in diesem Beispiel 1 verwendeten erfindungsgemäßen Materialien (1) dem vorgenannten ersten, wärmebeständigen Gußstahl entsprechen. Gleichermaßen entsprechen die in Beispiel 2 verwendeten erfindungsgemäßen Materialien (2) dem zweiten wärmebeständigen Gußstahl und so weiter.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg-Hochfrequenz-Vakuumofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke, wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, welche den Mittelteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
Die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Materialien (1) und der Vergleichsmaterialien und deren Kriechbruch-Versuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten wurden unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen) sind in Tabelle 2 gezeigt. Wie aus den Ergebnissen der Zugversuche bei Raumtemperatur hervorgeht, sind die Schmiedbarkeit (die durch eine Dehnung und Verringerung der Fläche ausgedrückt wird) und der Kerbschlagwert der erfindungsgemäßen Materialien (1) stabil höher, was deren gute Schweißbarkeit zeigt. Ferner ist ersichtlich, daß die Kriechbruchfestigkeit der erfindungsgemäßen Materialien (1) der der Vergleichsmaterialien deutlich überlegen ist.
Im frisch gegossenen Zustand (d. h. dem Zustand, der keiner Wärmebehandlung unterzogen ist) wurde die Mikrostruktur jedes 50 kg-Versuchsmaterials auf der Gußoberseite ihres Hauptkörpers unter einem optischen Mikroskop untersucht, um den Grad der δ-Ferrit-Bildung zu untersuchen. Die Ergebnisse der Beobachtung sind in Tabelle 3 zusammengefaßt. Im Gegensatz zu einigen Vergleichsmaterialien wurde bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, was darauf hinweist, daß sie eine gute Mikrostruktur hatten.
Beispiel 2 (nicht erfindungsgemäß)
Beispiel 2 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (2), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 4 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (2) beruhen auf den Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (1), die in Beispiel 1 verwendet wurden. Dies bedeutet, daß das Material Nr. 21 durch Verringern des Mn-Anteiles in Material Nr. 1 und das Material Nr. 22 durch Verringern des Mn-Anteiles im Material Nr. 2 erhalten wurde. Gleichermaßen wurden die Zusammensetzungen anderer erfindungsgemäßer Materialien (2) auf der Grundlage der Zusammensetzungen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bestimmt. Die Anteile verschiedener Bestandteile der erfindungsgemäßen Materialien (2) sind jedoch nicht exakt die gleichen, wie die in den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1), da sie je nach Schmelzverfahren variieren können.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg-Hochfrequenz-Vakuumofen und durch Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, welche den Mittelteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke vom 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so eingestellt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 5 sind die mechanischen Eigenschaften und Kriechbruch-Versuchsergebnisse (d. h. Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (2) die in Beispiel 2 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1), die in Beispiel 1 getestet wurden, gezeigt. Die erfindungsgemäßen Materialien (2) unterscheiden sich bezüglich der mechanischen Eigenschaften nicht merklich von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1). Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (2) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1), was auf eine Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit hinweist. Es wird davon ausgegangen, daß diese Verbesserung durch eine Verringerung des Mn-Anteiles erzielt wurde.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (2) unter einem optischen Mikroskop untersucht wurde, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1), die in Beispiel 1 getestet wurden, der Fall war.
Beispiel 3 (nicht erfindungsgemäß)
Beispiel 3 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (3), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 6 zusammengefaßt. In ähnlicher Weise wie die erfindungsgemäßen Materialien (2) beziehen sich die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (3) auf die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (1), wobei jedoch der N-Anteil im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Materialien (1) verringert ist und B zugegeben wurde. Insbesondere wurde das Material Nr. 31 durch eine Verringerung des N-Anteiles im Material Nr. 1 und durch Zugabe von B zu diesem erhalten. Die Zusammensetzungen anderer erfindungsgemäßen Materialien (3) wurden in der gleichen Weise, wie zuvor beschrieben, bestimmt.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg-Hochfrequenzvakuumofen und durch Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Materialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den Mittelteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwas 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 7 sind die mechanischen Eigenschaften und die Kriechbruch-Versuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (3), die in Beispiel 3 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden, in Beispiel 1 getesteten erfindungsgemäßen Materialien (1) zeigt. Die erfindungsgemäßen Materialien (3) unterscheiden sich in ihren mechanischen Eigenschaften nicht merklich von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1). Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (3) eine leichte Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1), was auf eine leichte Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit hinweist. Es wird davon ausgegangen, daß diese Verbesserung durch die Zugabe von B erreicht wurde.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (3) unter einem optischen Mikroskop beobachtet wurde, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) und (2), die in den Beispielen 1 und 2 getestet wurden, der Fall war.
Beispiel 4 (nicht erfindungsgemäß)
Beispiel 4 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (4), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 8 zusammengefaßt. Ähnlicher den erfindungsgemäßen Materialien (3) beruhen die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (4) auf den Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (2), wobei jedoch der N-Anteil im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Materialien (2) verringert ist und B zugegeben wird. Insbesondere wurde Material Nr. 41 durch Verringerung des N-Anteiles in Material Nr. 21 und durch Zugabe von B zu diesem erhalten. Die Zusammensetzungen anderer erfindungsgemäßen Materialien (4) wurden in derselben Weise, wie zuvor beschrieben, bestimmt.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem Hochfrequenz-Vakuumofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den Mittelteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 9 sind die mechanischen Eigenschaften und Kriechbruchversuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (4), die in Beispiel 4 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (2) gezeigt, die in Beispiel 2 getestet wurden. Die erfindungsgemäßen Materialien (4) unterscheiden sich in ihren mechanischen Eigenschaften nicht merklich von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (2). Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (4) eine leichte Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (2), was auf eine leichte Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit hinweist. Es wird davon ausgegangen, daß diese Verbesserung durch die Zugabe von B erreicht wurde.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (4) unter einem optischen Mikroskop beobachtet wurde, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (3) der Fall war, die in den Beispielen 1 bis 3 getestet wurden.
Beispiel 5 (Materialien Nr. 55 und 56 gemäß der Erfindung)
Beispiel 5 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (5), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 10 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (5) beruhen auf den Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), wobei jedoch eine sehr geringe Menge Nd zu den jeweiligen Materialien zugegeben wird. Insbesondere wurden die Materialien Nr. 51 und 52 durch Zugabe von Nd zu den Materialien 1 beziehungsweise 2 erhalten. Gleichermaßen wurden die Materialien Nr. 53, 54, 55, 56, 57 und 58 durch Zugabe von Nd zu den Materialien Nr. 22, 23, 34, 35, 41 bzw. 42 erhalten. Die Materialien Nr. 59 und 60, die Materialien sind, welche zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Anteiles verwendet wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Anteiles in den Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in den Beispielen 2 bis 4 beschrieben, sind die Anteile der verschiedenen Bestandteile in den erfindungsgemäßen Materialien (5) nicht genau dieselben, wie diejenigen in den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), da sie je nach Schmelzverfahren variieren können.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg Hochfrequenz-Vakuumofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den Mitteilteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 11 sind die mechanischen Eigenschaften und die Kriechbruch-Versuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (5), die in Beispiel 5 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4) die in den Beispielen 1 bis 4 getestet wurden, gezeigt. Die erfindungsgemäßen Materialien (5) unterscheiden sich nicht merklich in ihren Raumtemperatur-Zugeigenschaften von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4). Zudem zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (5) eine leichte Verringerung des Kerbschlagwertes infolge der Zugabe einer sehr geringen Menge an Nd, wobei diese Verringerung jedoch eine ernsthafte Berücksichtigung nicht lohnt. Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (5) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), was darauf hinweist, daß die Zugabe von Nd eine Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bewirkt.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (5) unter einem optischen Mikroskop beobachtet wurden, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), die in den Beispielen 1 bis 4 getestet wurden, der Fall war.
Beispiel 6 (Materialien Nr. 65 und 66 gemäß der Erfindung)
Beispiel 6 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (6), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 12 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (6) beruhen auf den Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), wobei jedoch eine sehr geringe Menge Hf zu den entsprechenden Materialien hinzugegeben wird. Insbesondere wurden die Materialien Nr. 61 und 62 durch Zugabe von Hf zu den Materialien Nr. 1 und 2 erhalten. Gleichermaßen wurden die Materialien 63, 64, 65, 66, 67 und 68 durch Zugabe von Hf zu den Materialien Nr. 22, 23, 34, 35, 41 bzw. 42 erhalten. Die Materialien Nr. 69 und 70, die Materialien sind, welche zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Anteiles verwendet wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Anteils in den Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in den Beispielen 2 bis 5 beschrieben, sind die Anteile der verschiedenen Bestandteile in den erfindungsgemäßen Materialien (6) nicht genau dieselben, wie diejenigen in den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), da sie je nach Schmelzverfahren variieren können.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg Hochfrequenz-Vakuumofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den Mitteilteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt wurden, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 13 sind die mechanischen Eigenschaften und Kriechbruch-Versuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (6), die in Beispiel 6 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4) gezeigt, die in den Beispielen 1 bis 4 getestet wurden. Die erfindungsgemäßen Materialien (6) unterscheiden sich hinsichtlich ihrer Raumtemperatur-Zugeigenschaften nicht merklich von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4). Ferner zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (6) infolge der Zugabe einer sehr geringen Menge Hf eine leichte Verringerung des Kerbschlagwertes, wobei diese Verringerung jedoch eine ernsthafte Berücksichtigung nicht lohnt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (5) der Fall ist. Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (6) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), was darauf hinweist, daß die Zugabe von Hf eine Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bewirkt.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (6) unter einem optischen Mikroskop beobachtet, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (5), die in den Beispielen 1 bis 5 getestet wurden, der Fall war.
Beispiel 7 (Materialien Nr. 75 und 76 gemäß der Erfindung)
Beispiel 7 ist nachfolgend näher beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (7), die für Versuchszwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 14 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (7) beruhen auf denen der erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), wobei jedoch sehr geringe Mengen Hf und Md zu den entsprechenden Materialien zugegeben wurden. Insbesondere wurden die Materialien Nr. 71 und 72 durch Zugabe von Nd und Hf zu den Materialien Nr. 1 bzw. 2 erhalten. Gleichermaßen wurden die Materialien Nr. 73, 74, 75, 76, 77 und 78 durch Zugabe von Nd und Hf zu den Materialien Nr. 22, 23, 34, 35, 41 bzw. 42 erhalten. Die Materialien Nr. 79 und 80, bei denen es sich um Materialien handelt, die zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Anteils verwendet wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Anteiles in den Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in den Beispielen 2 bis 6 beschrieben, sind die Anteile verschiedener Bestandteile in den erfindungsgemäßen Materialien (7) nicht genau die selben, wie diejenigen in den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4), da sie je nach Schmelzverfahren variieren können.
Alle Versuchsmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50 kg Hochfrequenz-Vakuumofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor der Verwendung für verschiedene Versuchszwecke wurden diese Versuchsmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den Mittelteil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulierten. Dann wurden sie bei ihren entsprechenden Vergütungstemperaturen vergütet, die so festgelegt worden waren, daß sie eine 0,2%-Biegefestigkeit von etwa 63 bis 68 kgf/mm² ergaben.
In Tabelle 15 sind die mechanischen Eigenschaften und Kriechbruchversuchsergebnisse (d. h. die Kriechbruchzeiten, die unter den Versuchsbedingungen bei 650°C × 13 kgf/mm² gemessen wurden) der erfindungsgemäßen Materialien (7), die in Beispiel 7 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4) gezeigt, die in den Beispielen 1 bis 4 getestet wurden. Die erfindungsgemäßen Materialien (7) unterscheiden sich hinsichtlich ihrer Raumtemperatur-Zugeigenschaften nicht merklich von den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4). Ferner zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (7) infolge der Zugabe sehr geringer Mengen von Nd und Hf eine leichte Verringerung des Kerbschlagwertes, wobei diese Verringerung jedoch keine ernsthafte Berücksichtigung lohnt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (5) und (6) der Fall ist. Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (7) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (4). Die kombinierte Zugabe von Nd und Hf verursacht eine leichte Verringerung der Zähigkeit, wobei diese Verringerung jedoch eine ernsthafte Berücksichtigung nicht lohnt. Es ist eher ersichtlich, daß die kombinierte Zugabe von Nd und Hf eine deutliche Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bewirkt.
Als die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (7) unter einem optischen Mikroskop beobachtet wurde, wurde keine δ-Ferrit-Bildung festgestellt, wie dies bei den erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (6), die in den Beispielen 1 bis 6 getestet wurden, der Fall war.
Beispiel 8
Beispiel 8 ist nachfolgend näher beschrieben.
Der zuvor festgelegte Index A wurde hinsichtlich jedes der oben beschriebenen Materialien (1) bis (7) und der Vergleichsmaterialien berechnet, und die dabei erhaltenen Ergebnisse sind in den Tabellen 16 bis 19 zusammengefaßt. Aus diesen Tabellen ist ersichtlich, daß der Index A 8% oder weniger für alle der erfindungsgemäßen Materialien (1) bis (7) betrug. Im Gegensatz dazu ist der Index A größer als bei einigen Vergleichsmaterialien (d. h. Materialien Nr. 6, 7, 11 und 16). Unter Bezugnahme auf Tabelle 3 ist ersichtlich, daß die Bildung von δ-Ferrit bei diesen Vergleichsmaterialien zu beobachten war.

Claims

Verwendung einer wärmebeständigen Gußstahlzusammensetzung im gegossenen, gehärteten und vergüteten Zustand für Strukturmaterialien in Dampfturbinengehäusen, wobei die Stahlzusammensetzung folgendes auf Gewichtsprozentbasis enthält: 0,07 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,30% Silicium, 0,1 bis 1% Mangan, 8 bis 10% Chrom, 0,01 bis 1,0% Nickel, 0,1 bis 0,3% Vanadium, insgesamt 0,01 bis 0,2% Niob und Tantal, 0,1 bis 0,7% Molybdän, 1 bis 2,5% Wolfram, 0,1 bis 5% Kobalt, 0,001 bis 0,03% Stickstoff, 0,002 bis 0,01% Bor und 0,001 bis 0,2% mindestens einer der Verbindungen Hafnium und Neodymium, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Verwendung eines wärmebeständigen Gußstahls nach Anspruch 1, bei dem ein gemäß der folgenden Gleichung definierter Index A(%) auf Gewichtsprozentbasis 8% oder weniger beträgt: Index A(%) = (Cr-Anteil)(%) + 6(Si-Anteil)(%) + 4(Mo-Anteil)(%) + 3(W-Anteil) (%) + 11(V-Anteil)(%) + 5(Nb-Anteil)(%) – 40(C-Anteil)(%) – 2(Mn-Anteil)(%) – 4(Ni- Anteil)(%) – 2(Co-Anteil)(%) – 30(N-Anteil)(%).