DE69824962T2

DE69824962T2 - Verwendung eines hitzebeständigen Gussstahls

Info

Publication number: DE69824962T2
Application number: DE69824962T
Authority: DE
Inventors: Akitsugu 5-chome Fujita; Masatomo 5-chome 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: 2005-06-30
Anticipated expiration: 2018-07-11
Also published as: EP1405931A3; DE69824963D1; US5997806A; ES2222656T3; EP1001044A3; EP1002885B1; DE69824963T2; ATE259002T1; EP1001045B1; EP1002885A2; EP1004685A2; EP1002885A3; ES2214805T3; EP0892079A1; ES2224539T3; EP1001045A3; EP1001044B1; EP1001044A2; DE69821493D1; JPH1136038A

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft die Verwendung hitzebeständiger Gußstähle als Strukturmaterialien für die Herstellung von Druckgefäßen, wie zum Beispiel Gehäusen von Dampfturbinen für die thermische Erzeugung von elektrischer Energie.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Herkömmlicherweise verwendete hochtemperaturbeständige Gehäusematerialien, die in Dampfturbinenanlagen zur thermischen Erzeugung von elektrischer Energie eingesetzt werden, schließen 2,25%CrMo-Gußstahl, CrMo-Gußstahl, CrMoV-Gußstahl und 12Cr-Gußstahl ein. Von diesen Gußstählen ist der Einsatz von Gußstählen, die niedrig-legierte Stähle, wie zum Beispiel 2,25%CrMo-Gußstahl, CrMo-Gußstahl und CrMoV-Gußstahl, umfassen, aufgrund ihrer begrenzten Hochtemperaturfestigkeit auf Anlagen mit einer Dampftemperatur von bis zu 566°C beschränkt. Andererseits weist 12Cr-Gußstahl (z.B. die in der japanischen Patentanmeldung Nr. 59-216322 und dergleichen offenbarten Stähle) eine hervorragendere Hochtemperaturfestigkeit als Gußstähle, die niedrig-legierte Stähle umfassen, auf und kann daher in Anlagen mit einer Dampftemperatur von bis zu etwa 600°C eingesetzt werden. Wenn die Dampftemperatur jedoch 600°C übersteigt, weist 12Cr-Gußstahl eine unzureichende Hochtemperaturfestigkeit auf und kann kaum für Druckbehälter, wie zum Beispiel Dampfturbinengehäuse, eingesetzt werden.
EP-A-0 691 416 und JP-A-7286246 beschreiben Schweißstähle, die z.B. durch Schmieden und/oder Walzen erhalten wurden, für Teile von Rohren in Dampferzeugern und dergleichen. EP-A-0 887 431 beschreibt auch einen geschmiedeten hitzebeständigen Stahl für Turbinenrotore und dergleichen. Alle in diesen Druckschriften beschriebenen Stähle weisen jedoch Zusammensetzungen auf, die in Stählen, die nach dem Gießen nicht bearbeitet werden, eine δ-Phase erzeugen können.
Zusammenfassung der Erfindung
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, hitzebeständige Gußstähle zur Verfügung zu stellen, die hoch-Cr-haltige Stahlmaterialien mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit sind und daher für den Einsatz als hochtemperaturbeständige Materialien für Dampfturbinengehäuse geeignet sind, die auch bei einer Dampftemperatur von 600°C oder höher eingesetzt werden können.
Zu diesem Zweck führten die gegenwärtigen Erfinder umfangreiche Untersuchungen durch und haben nun die folgenden hervorragenden hitzebeständigen Gußstähle gefunden.
Ein hitzebeständiger Gußstahl gemäß der vorliegenden Erfindung enthält, auf Gewichtsprozentbasis, 0,07 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,30% Silizium, 0,1 bis 1% Mangan, 8 bis 10% Chrom, 0,01 bis 0,2% 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 und 0,002 bis 0,01% Bor, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Der hitzebeständige Gußstahl gemäß der vorliegenden Erfindung kann gegebenenfalls, auf Gewichtsprozentbasis, 0,001 bis 0,2% Neodym enthalten.
Der hitzebeständige Gußstahl gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein hitzebeständiger Gußstahl mit einem durch die folgende Gleichung definierten Index A (%), auf Gewichtsprozentbasis, von 8% oder weniger.
Index A (%) = (Cr-Gehalt) (%) + 6(Si-Gehalt) (%) + 4(Mo-Gehalt) (%) + 3(W-Gehalt) (%) + 11(V-Gehalt) (%) + 5(Nb-Gehalt) (%) – 40(C-Gehalt) (%) – 2(Mn-Gehalt) (%) – 4(Ni-Gehalt) (%) – 2(Co-Gehalt) (%) – 30(N-Gehalt) (%).
Der hitzebeständige Gußstahl der vorliegenden Erfindung weist eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit auf und ist daher in unter überkritischem Druck arbeitenden Kraftwerken mit einer Dampftemperatur, die höher als 600°C ist, als hochtemperaturbeständiges Material für Dampfturbinengehäuse einsetzbar. Somit ist der hitzebeständige Gußstahl der vorliegenden Erfindung zur Erhöhung der Betriebstemperatur laufender, unter überkritischem Druck arbeitender Kraftwerke (mit einer Dampftemperatur von etwa 600°C) einsetzbar, um fossile Brennstoffe einzusparen und darüber hinaus die erzeugte Kohlendioxid-Menge zu verringern und dadurch zu einer Verbesserung der globalen Umweltbedingungen beizutragen.
Der erfindungsgemäße hitzebeständige Gußstahl enthält B, wodurch seine Hochtemperaturfestigkeit verbessert wird. Demzufolge ermöglicht es der hitzebeständige Gußstahl, unter überkritischem Druck arbeitende Kraftwerke mit höherer Zuverlässigkeit zu betreiben.
Die Wirkungen des Indexes A (%) im hitzebeständigen Gußstahl der vorliegenden Erfindung bestehen darin, daß er ein Material liefert, in dem die Bildung von δ-Ferrit (eine Struktur, die eine Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit und außerdem eine Verringerung der Duktilität und Zähigkeit bewirkt) verhindert wird, indem der Gehalt an Legierungselementen beschränkt wird. Der hitzebeständige Gußstahl der vorliegenden Erfindung ermöglicht es somit, unter überkritischem Druck arbeitende Kraftwerke bei höheren Temperaturen zu betreiben, und erlaubt daher eine Einsparung von fossilen Brennstoffen und eine Verringerung der erzeugten Kohlendioxid-Menge.
Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Die gegenwärtigen Erfinder führten ausgedehnte Untersuchungen durch, um die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern, indem ein hoch-Cr-haltiger Stahl als Grundmaterial eingesetzt und der Gehalt an Legierungselementen genau kontrolliert wurde, und haben nun neue hitzebeständige Gußstähle, insbesondere für die im Anspruch definierte Verwendung, mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften bei hohen Temperaturen entdeckt, die in herkömmlichen Materialien nicht beobachtet wurden.
Die Gründe für die Gehaltsbeschränkungen im hitzebeständigen Gußstahl der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend beschrieben. In der folgenden Beschreibung sind alle Prozentangaben, die verwendet werden, um einen Gehalt zu kennzeichnen, Gewichtsprozente, soweit nichts anderes angegeben ist.
C (Kohlenstoff): C, zusammen mit N, bildet Carbonitride und trägt dadurch zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Darüber hinaus dient C als Austenit-bildendes Element, wodurch die Bildung von δ-Ferrit gehemmt wird. Wenn sein Gehalt weniger als 0,07 Gewichts beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzeugt, wenn jedoch sein Gehalt größer als 0,15 Gewichts ist, aggregieren die Carbonitride während des Einsatzes, so daß grobe Körner gebildet werden, die zu einer Verringerung der langfristigen Hochtemperaturfestigkeit führen. Außerdem führt ein hoher C-Gehalt zu einer schlechten Schweißbarkeit und kann daher Schwierigkeiten, wie zum Beispiel Schweißrisse, während der Herstellung von Druckbehältern und dergleichen, verursachen. Aus diesen Gründen darf C nicht in einer größeren Menge, als derjenigen, die zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung von Carbonitriden und zur Hemmung der Bildung von δ-Ferrit erforderlich ist, zugefügt werden. Dementsprechend sollte der C-Gehalt im Bereich von 0,07 bis 0,15 liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,08 bis 0,14.
Si (Silizium): Si wirkt als Desoxidationsmittel. Darüber hinaus ist Si ein Element, das erforderlich ist, um eine gute Schmelzfließfähigkeit sicherzustellen, denn im Fall von Gußstahlmaterialien muß die Schmelze in alle Ecken der Form fließen. Da Si jedoch die Wirkung aufweist, eine Verringerung der Zähigkeit und der Hochtemperaturfestigkeit zu bewirken und, darüber hinaus, die Bildung von δ-Ferrit zu fördern; ist es notwendig, seinen Gehalt zu minimieren. Wenn sein Gehalt weniger als 0,05 beträgt, kann eine ausreichende Schmelzfließfähigkeit nicht sichergestellt werden, wenn jedoch sein Gehalt größer als 0,3% ist, stellen sich die oben beschriebenen Schwierigkeiten ein. Dementsprechend sollte der Si-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,3% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,1 bis 0,25%.
Mn (Mangan): Mn ist ein Element, das als Desoxidationsmittel einsetzbar ist. Darüber hinaus hat Mn die Wirkung, die Bildung von δ-Ferrit zu hemmen. Andererseits bewirkt die Zugabe einer großen Menge dieses Elementes eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit. Demzufolge ist die Zugabe von mehr als 1% Mn unerwünscht. Unter Berücksichtigung des Schmiedens während der Stahlherstellung ist jedoch ein Mn-Gehalt von nicht weniger als 0,1% unter Kostengesichtspunkten vorteilhaft, da er die Begrenzung des Ausschusses erleichtert. Dementsprechend sollte der Mn-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 1% liegen.
Cr (Chrom): Cr bildet ein Carbid und trägt daher zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Cr löst sich darüber hinaus in der Matrix, wodurch die Oxidationsbeständigkeit verbessert wird, und trägt außerdem zur Verbesserung der dauerhaften Hochtemperaturfestigkeit bei, indem die Matrix selbst gestärkt wird. Wenn sein Gehalt weniger als 8% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzeugt, wenn jedoch sein Gehalt größer als 10% ist, besteht die Tendenz zur Bildung von δ-Ferrit, das eine Verringerung der Festigkeit und Zähigkeit verursacht. Dementsprechend sollte der Cr-Gehalt im Bereich von 8 bis 10% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 8,5 bis 9,5%.
Ni (Nickel): Ni ist ein Element, das eine Verbesserung der Zähigkeit bewirkt. Darüber hinaus weist Ni auch die Wirkung auf, daß es das Cr-Äquivalent verringert und dadurch die Bildung von δ-Ferrit hemmt. Da jedoch die Zugabe dieses Elementes eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit bewirken kann, ist es erwünscht, Ni in einer erforderlichen Minimalmenge zuzufügen. In der vorliegenden Erfindung wird Co als Element, das die Wirkungen des Ni ausübt, zugefügt, so daß die Rolle des Ni durch Co eingenommen werden kann. Da Co jedoch ein teures Element ist, ist es unter ökonomischen Gesichtspunkten notwendig, den Co-Gehalt so weit wie möglich zu verringern. Dementsprechend wird die Bildung von δ-Ferrit durch Zugabe von nicht mehr als 0,2% Ni gehemmt, das kann jedoch von anderen Legierungselementen abhängig sein. Seine untere Grenze wird, unter Berücksichtigung der Ni-Menge, die gewöhnlich als unvermeidbare Verunreinigung eingebracht wird, mit 0,01 festgesetzt. Dementsprechend sollte der Ni-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,2% liegen: Der bevorzugte Bereich beträgt 0,01 bis 0,1%.
V (Vanadium): V bildet ein Carbonitrid und verbessert daher die Zeitstandfestigkeit. Wenn sein Gehalt weniger als 0,1% beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzeugt. Wenn andererseits sein Gehalt größer als 0,3% ist, wird im Gegenteil die Zeitstandfestigkeit verringert. Dementsprechend sollte der V-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,3% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,15 bis 0,25.
Nb (Niob) und Ta (Tantal): Nb und Ta bilden Carbonitride und tragen dadurch zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Darüber hinaus bewirken sie bei hohen Temperaturen die Ausfällung von feineren Carbiden (M₂₃C₆) und tragen dadurch zur Verbesserung der langfristigen Zeitstandfestigkeit bei. Wenn ihr Gesamtgehalt weniger als 0,01 Gewichts beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzeugt. Wenn andererseits ihr Gesamtgehalt größer als 0,2 Gewichts% ist, lösen sich während der Wärmebehandlung die Nb- und Ta-Carbide, die während der Herstellung der Stahlbarren gebildet werden, nicht vollständig in der Matrix, so daß eine Verringerung der Zähigkeit resultiert. Dementsprechend sollte der Gesamtgehalt an Nb und Ta im Bereich von 0,01 bis 0,2% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,03 bis 0,07.
Mo (Molybdän): Mo löst sich, zusammen mit W, in der Matrix und verbessert dadurch die Zeitstandfestigkeit. Wenn allein Mo eingesetzt wird, kann es in einer Menge von etwa 1,5% verwendet werden. Wenn jedoch, wie im Fall der vorliegenden Erfindung, auch W zugefügt wird, ist W hinsichtlich der Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit wirksamer. Wenn darüber hinaus Mo und W in übermäßig großen Mengen zugefügt werden, wird δ-Ferrit gebildet, das eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit bewirkt. Da die Zugabe von W allein nicht zu einer ausreichenden Hochtemperaturfestigkeit führt, muß zumindest eine geringe Menge Mo zugefügt werden. Das heißt, der Mo-Gehalt sollte in diesem Gußstahl nicht weniger als 0,1% betragen. Unter Berücksichtigung des W-Gehaltes sollte dementsprechend der Mo-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,7% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,1 bis 0,5%.
W (Wolfram): Wie oben beschrieben löst sich W, zusammen mit Mo, in der Matrix und verbessert dadurch die Zeitstandfestigkeit. W ist ein Element, das eine stärkere festigkeitserhöhende Wirkung in der festen Lösung als Mo aufweist, und ist daher für die Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit wirksam. Wenn W jedoch in einer übermäßig großen Menge zugefügt wird, wird δ-Ferrit und eine große Menge der Laves-Phase gebildet, die eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit bewirken. Dementsprechend sollte, unter Berücksichtigung des Mo-Gehaltes, der W-Gehalt im Bereich von 1 bis 2,5% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 1,5 bis 2%.
Co (Kobalt): Co löst sich in der Matrix, wodurch die Bildung von δ-Ferrit gehemmt wird. Obwohl Co, wie auch Ni, die Funktion aufweist, die Bildung von δ-Ferrit zu hemmen, verringert Co die Hochtemperaturfestigkeit im Gegensatz zu Ni nicht. Dementsprechend können, wenn Co zugefügt wird, festigkeitserzeugende Elemente (z.B. Cr, W und Mo) in größeren Mengen zugesetzt werden als in dem Fall, in dem kein Co zugegeben wird. Im Ergebnis kann eine hohe Zeitstandfestigkeit erreicht werden. Weiterhin weist Co auch die Wirkung auf, die Widerstandsfähigkeit gegenüber Erweichung beim Anlassen zu erhöhen, und ist daher zur Minimierung der Erweichung des Materials während der Verwendung wirksam. Diese Wirkungen treten auf, wenn Co in einer Menge von nicht weniger als 0,1% zugegeben wird, die jedoch von den Gehalten an anderen Elementen abhängen kann. Die Zugabe von mehr als 5% Co führt jedoch im zusammengesetzten System des hitzebeständigen Gußstahls der vorliegenden Erfindung tendenziell zur Bildung intermetallischer Verbindungen, wie zum Beispiel einer σ-Phase. Wenn solche intermetallischen Verbindungen gebildet werden, wird das Material spröde. Außerdem resultiert auch eine Verringerung der langfristigen Zeitstandfestigkeit. Dementsprechend sollte der Co-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 5% liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 2 bis 4%.
N (Stickstoff): N bildet zusammen mit C und Legierungselementen Carbonitride und trägt daher zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Wie oben beschrieben bildet N, zusammen mit C und Legierungselementen, Carbonitride und trägt daher zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Andererseits ist zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit im vorliegenden hitzebeständigen Gußstahl nicht nur die Bildung von Carbonitriden, sondern auch die Zugabe von B, wie später beschrieben werden wird, wirksam. B verbindet sich jedoch unter Bildung eines nichtmetallischen Einschlusses, BN, leicht mit dem N im Stahl. Dementsprechend wird in Stahl, der N enthält, die Wirkung von zugesetztem B durch N aufgehoben, so daß B keine ausreichende Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bewirkt. Um es dem zugefügten B zu ermöglichen, seine Wirkung in weitestgehendem Ausmaß zu entfalten, muß die zugesetzte Menge an N minimiert werden. Somit sollte der N-Gehalt bevorzugt nicht größer als 0,01 sein, wenn es gewünscht wird, die durch die Zugabe von B erzeugte Wirkung weitestgehend auszunutzen und dadurch die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern. Wenn B hingegen zugefügt wird, um eine Wirkung zu erzeugen, die nicht notwendigerweise ausreichend ist, jedoch dazu dient, den festigkeitserzeugenden Effekt durch Ausfällung der Carbonitride zu ergänzen, kann davon ausgegangen werden, daß die Zugabe von B bei einem N-Gehalt von nicht mehr als 0,03 eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bewirkt. Andererseits wird, wie für die oben erwähnten ersten und zweiten hitzebeständigen Gußstähle gezeigt, eine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung von Carbonitriden sichergestellt, wenn der N-Gehalt nicht weniger als 0,03 beträgt. Dementsprechend sind im dritten hitzebeständigen Gußstahl, in dem die Hochtemperaturfestigkeit in gewissem Ausmaß durch Ausnutzung der Wirkung von B verbessert wird, N-Gehalte bis zu 0,03 zulässig, um die Bildung von BN zu minimieren. Andererseits liegt die untere Grenze des N-Gehaltes auf Höhe der unvermeidbar eingebrachten Menge von nicht weniger als 0,001%. Somit sollte der N-Gehalt im Bereich von 0, 001 bis 0, 03% liegen, wenn die Zugabe von B in Betracht gezogen wird. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,001 bis 0,01.
B (Bor): B hat die Wirkung, die Korngrenzen-Festigkeit zu steigern, und trägt daher zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Der hinsichtlich der Zeitstandfestigkeit verbesserte hitzebeständige Gußstahl der vorliegenden Erfindung ist insbesondere ein Material, das so ausgebildet ist, daß sich die Wirkung von B in weitestgehendem Ausmaß entfaltet, indem der N-Gehalt beschränkt wird, der die Wirkung von B, wie in Verbindung mit N erklärt, hemmt. Wenn jedoch B in übermäßig großen Mengen, die 0,01% übersteigen, zugesetzt wird, resultiert eine Beeinträchtigung der Schweißbarkeit und eine Verringerung der Zähigkeit. Wenn andererseits der B-Gehalt weniger als 0,002 beträgt, wird keine ausreichende Wirkung erzeugt. Dementsprechend sollte der B-Gehalt im Bereich von 0,002 bis 0,01 liegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,003 bis 0,007%.
Nd (Neodym): Nd bildet ein Carbid und ein Nitrid, die in der Matrix fein verteilt werden, wodurch die Hochtemperaturfestigkeit und insbesondere die Zeitstandfestigkeit verbessert werden. Darüber hinaus wird angenommen, daß sich ein Teil des Nd in der Matrix löst und dadurch zur Festigkeit der festen Lösung beiträgt. Diese Wirkungen sind nutzbringend vorhanden, auch wenn eine extrem geringe Menge an Nd zugefügt wird. Tatsächlich werden diese Wirkungen bereits bei einem Nd-Gehalt von 0,001 beobachtet. Die Zugabe einer übermäßig großen Menge an Nd beeinträchtigt jedoch die Zähigkeit des Materials und versprödet es daher. Dementsprechend sollte der Nd-Gehalt nicht größer als 0,2% sein. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,005 bis 0,015.
Der hitzebeständige Gußstahl der vorliegenden Erfindung ist ein hitzebeständiger Gußstahl, in dem der oben definierte Index A 8% oder weniger beträgt. Der Grund dafür, daß der Index A auf 8% oder weniger beschränkt ist, besteht darin, daß es unbedingt notwendig ist, die Bildung von δ-Ferrit zu hemmen, indem dieser Index A niedrig gehalten wird, da die vorliegende Erfindung Gußstahlmaterialien betrifft, in denen die Diffusion nur durch Wärmebehandlung und nicht durch mechanische Bearbeitung herbeigeführt wird.
Beispiele
Beispiel 1 (nicht gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 1 wird nachfolgend präzise beschrieben. Die chemischen Zusammensetzungen der hierbei eingesetzten Testmaterialien sind in Tabelle 1 gezeigt. Es ist zu beachten, daß die Materialien (1), die in diesem Beispiel 1 eingesetzt werden, dem oben genannten ersten hitzebeständigen Gußstahl entsprechen. Gleichfalls entsprechen die Materialien (2), die in Beispiel 2 eingesetzt werden, dem zweiten hitzebeständigen Gußstahl usw.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der entstandenen Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgelegt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
Die mechanischen Eigenschaften der Materialien (1) und der Vergleichsmaterialien und ihre Ergebnisse im Zeitstandversuch (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) sind in Tabelle 2 gezeigt. Wie aus den Ergebnissen der Zugversuche bei Raumtemperatur ersehen werden kann, sind die Duktilität (angegeben als Dehnung und Brucheinschnürung) und die Kerbschlagzähigkeit der Materialien (1) durchgängig höher, wodurch ihre gute Schweißbarkeit angezeigt wird. Darüber hinaus kann ersehen werden, daß die Zeitstandfestigkeit der Materialien (1) gegenüber der der Vergleichsmaterialien sehr deutlich verbessert ist.
In gegossenem Zustand (d.h. in einem Zustand, in dem noch keine Wärmebehandlung durchgeführt wurde) wurde die Mikrostruktur eines jeden 50 kg schweren Testmaterials auf der Gußoberseite seines Hauptkörpers unter einem optischen Mikroskop betrachtet, um das Ausmaß der Bildung von δ-Ferrit zu prüfen. Die Ergebnisse der Untersuchung sind in Tabelle 3 zusammengefaßt. Im Gegensatz zu einigen Vergleichsmaterialien war in den Materialien (1) keine Bildung von δ-Ferrit zu erkennen, das deutet darauf hin, daß sie eine gute Mikrostruktur aufweisen.
Beispiel 2 (nicht gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 2 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der Materialien (2), die für Testzwecke verwendet wurden, sind in Tabelle 4 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der Materialien (2) basieren auf den Zusammensetzungen der Materialien (1), die in Beispiel 1 eingesetzt wurden. Das heißt, Material Nr. 21 wurde erhalten, indem der Mn-Gehalt in Material Nr. 1 verringert wurde, und Material Nr. 22 wurde erhalten, indem der Mn-Gehalt in Material Nr. 2 verringert wurde. Gleichfalls wurden die Zusammensetzungen der anderen Materialien (2) auf der Basis der Zusammensetzungen der entsprechenden Materialien (1) festgesetzt. Die Gehalte an einigen Bestandteilen in den Materialien (2) sind jedoch nicht exakt die gleichen wie jene in den entsprechenden Materialien (1), da sie auf Grund des Schmelzprozesses variieren können.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so eingestellt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 5 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der in Beispiel 2 getesteten Materialien (2) im Vergleich mit denen der in Beispiel 1 getesteten entsprechenden Materialien (1) gezeigt. Die Materialien (2) unterscheiden sich in den mechanischen Eigenschaften nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (1). Andererseits zeigen die Materialien (2) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (1), wodurch eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit angezeigt wird. Es wird angenommen, daß diese Verbesserung durch die Verringerung des Mn-Gehaltes erreicht wurde.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der Materialien (2) unter einem optischen Mikroskop war keine Bildung von δ-Ferrit zu erkennen, wie es auch bei den in Beispiel 1 getesteten Materialien (1) der Fall war.
Beispiel 3 (gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 3 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (3), die für Testzwecke eingesetzt wurden, sind in Tabelle 6 zusammengefaßt. Entsprechend den Materialien (2) basieren die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (3) auf den Zusammensetzungen der Materialien (1), mit der Ausnahme, daß der N-Gehalt im Vergleich zu den Materialien (1) verringert ist und B zugefügt wurde. Speziell wurde Material Nr. 31 erhalten, indem der N-Gehalt in Material Nr. 1 verringert und B zugefügt wurde. Die Zusammensetzungen der anderen erfindungsgemäßen Materialien (3) wurden in der gleichen Weise wie oben beschrieben festgesetzt.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgesetzt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 7 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der erfindungsgemäßen Materialien (3), die in Beispiel 3 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden Materialien (1), die in Beispiel 1 getestet wurden, gezeigt. Die erfindungsgemäßen Materialien (3) unterscheiden sich in den mechanischen Eigenschaften nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (1). Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (3) eine leichte Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (1), wodurch eine leichte Verbesserung der Zeitstandfestigkeit angezeigt wird. Es wird angenommen, daß diese Verbesserung durch die Zugabe von B erreicht wurde.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (3) unter einem optischen Mikroskop wurde keine Bildung von δ-Ferrit festgestellt, wie auch im Fall der Materialien (1) und (2), die in Beispielen 1 und 2 getestet wurden.
Beispiel 4 (nicht gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 4 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der Materialien (4), die für Testzwecke eingesetzt wurden, sind in Tabelle 8 zusammengefaßt. Entsprechend den erfindungsgemäßen Materialien (3) basieren die Zusammensetzungen der Materialien (4) auf den Zusammensetzungen der Materialien (2), mit der Ausnahme, daß der N-Gehalt im Vergleich zu den Materialien (2) verringert ist und B zugefügt wurde. Speziell wurde Material Nr. 41 erhalten, indem der N-Gehalt in Material Nr. 21 verringert und B zugefügt wurde. Die Zusammensetzungen der anderen Materialien (4) wurden in der gleichen Weise wie oben beschrieben festgesetzt.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgesetzt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 9 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der Materialien (4), die in Beispiel 4 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden Materialien (2), die in Beispiel 2 getestet wurden, gezeigt. Die Materialien (4) unterscheiden sich in den mechanischen Eigenschaften nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (2). Andererseits zeigen die Materialien (4) eine leichte Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (2), wodurch eine leichte Verbesserung der Zeitstandfestigkeit angezeigt wird. Es wird angenommen, daß diese Verbesserung durch die Zugabe von B erreicht wurde.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der Materialien (4) unter einem optischen Mikroskop wurde keine Bildung von δ-Ferrit festgestellt, wie auch im Fall der Materialien (1) bis (3), die in Beispielen 1 bis 3 getestet wurden.
Beispiel 5 (Proben 55 und 56 gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 5 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (5), die für Testzwecke eingesetzt wurden, sind in Tabelle 10 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Materialien (5) basieren auf den Zusammensetzungen der Materialien (1) bis (4), mit der Ausnahme, daß eine sehr kleine Menge Nd zu den jeweiligen Materialien zugefügt wurde. Speziell wurden die Materialien Nr. 51 und 52 erhalten, indem Nd zu den Materialien Nr. 1 bzw. 2 zugefügt wurde. Entsprechend wurden die Materialien Nr. 53, 54, 57 und 58 und die erfindungsgemäßen Materialien Nr. 55 und 56 durch Zugabe von Nd zu den Materialien Nr. 22, 23, 41, 42, 34 bzw. 35 erhalten. Materialien Nr. 59 und 60, die als Materialien zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Gehaltes eingesetzt wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Gehaltes in Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in Beispielen 2 bis 4 beschrieben sind die Gehalte an verschiedenen Bestandteilen in den erfindungsgemäßen Materialien (5) nicht exakt die gleichen wie jene in den entsprechenden Materialien (1) bis (4), da sie auf Grund des Schmelzprozesses variieren können.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgesetzt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 11 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der erfindungsgemäßen Materialien (5), die in Beispiel 5 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden Materialien (1) bis (4), die in Beispielen 1 bis 4 getestet wurden, gezeigt. Die erfindungsgemäßen Materialien (5) unterscheiden sich in den Zugeigenschaften bei Raumtemperatur nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (1) bis (4). Darüber hinaus zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (5) eine leichte Verringerung der Kerbschlagzähigkeit infolge der Zugabe einer sehr kleinen Menge Nd, diese Verringerung verdient jedoch keine ernsthafte Beachtung. Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Materialien (5) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (1) bis (4), wodurch angezeigt wird, daß die Zugabe von Nd eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bewirkt.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Materialien (5) unter einem optischen Mikroskop wurde keine Bildung von δ-Ferrit festgestellt, wie auch im Fall der Materialien (1) bis (4), die in Beispielen 1 bis 4 getestet wurden.
Beispiel 6 (nicht gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 6 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der Materialien (6), die für Testzwecke eingesetzt wurden, sind in Tabelle 12 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der Materialien (6) basieren auf den Zusammensetzungen der Materialien (1) bis (4), mit der Ausnahme, daß eine sehr kleine Menge Hf zu den jeweiligen Materialien zugefügt wurde. Speziell wurden Materialien Nr. 61 und 62 erhalten, indem Hf zu Materialien Nr. 1 bzw. 2 zugefügt wurde. Entsprechend wurden Materialien Nr. 63, 64, 65, 66, 67 und 68 durch Zugabe von Hf zu Materialien Nr. 22, 23, 34, 35, 41 bzw. 42 erhalten. Materialien Nr. 69 und 70, die als Materialien zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Gehaltes eingesetzt wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Gehaltes in Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in Beispielen 2 bis 5 beschrieben sind die Gehalte an verschiedenen Bestandteilen in den Materialien (6) nicht exakt die gleichen wie jene in den entsprechenden Materialien (1) bis (4), da sie auf Grund des Schmelzprozesses variieren können.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgesetzt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 13 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der Materialien (6), die in Beispiel 6 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden Materialien (1) bis (4), die in Beispielen 1 bis 4 getestet wurden, gezeigt. Die Materialien (6) unterscheiden sich in den Zugeigenschaften bei Raumtemperatur nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (1) bis (4). Darüber hinaus zeigen die Materialien (6) eine leichte Verringerung der Kerbschlagzähigkeit infolge der Zugabe einer sehr kleinen Menge Hf, diese Verringerung verdient jedoch keine ernsthafte Beachtung wie im Fall der erfindungsgemäßen Materialien (5). Andererseits zeigen die Materialien (6) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (1) bis (4), wodurch angezeigt wird, daß die Zugabe von Hf eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bewirkt.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der Materialien (6) unter einem optischen Mikroskop wurde keine Bildung von δ-Ferrit festgestellt, wie auch im Fall der Materialien (1) bis (5), die in Beispielen 1 bis 5 getestet wurden.
Beispiel 7 (nicht gemäß der vorliegenden Erfindung)
Beispiel 7 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Die chemischen Zusammensetzungen der Materialien (7), die für Testzwecke eingesetzt wurden, sind in Tabelle 14 zusammengefaßt. Die Zusammensetzungen der Materialien (7) basieren auf den Zusammensetzungen der Materialien (1) bis (4), mit der Ausnahme, daß sehr kleine Mengen Hf und Nd zu den jeweiligen Materialien zugefügt wurden. Speziell wurden Materialien Nr. 71 und 72 erhalten, indem Nd und Hf zu Materialien Nr. 1 bzw. 2 zugefügt wurden. Entsprechend wurden Materialien Nr. 73, 74, 75, 76, 77 und 78 durch Zugabe von Nd und Hf zu Materialien Nr. 22, 23, 34, 35, 41 bzw. 42 erhalten. Materialien Nr. 79 und 80, die als Materialien zur Untersuchung des Einflusses des Ni-Gehaltes eingesetzt wurden, wurden durch Erhöhung des Ni-Gehaltes in Materialien Nr. 22 bzw. 41 erhalten. Wie jedoch in Beispielen 2 bis 6 beschrieben sind die Gehalte an verschiedenen Bestandteilen in den Materialien (7) nicht exakt die gleichen wie jene in den entsprechenden Materialien (1) bis (4), da sie auf Grund des Schmelzprozesses variieren können.
Alle Testmaterialien wurden durch Schmelzen der Bestandteile in einem 50-kg-Vakuum-Hochfrequenzofen und Gießen der resultierenden Schmelze in eine Sandform hergestellt. Vor dem Einsatz für verschiedene Testzwecke wurden diese Testmaterialien einer Härtungsbehandlung unter Bedingungen unterzogen, die den zentralen Teil eines mit Luft abgeschreckten Dampfturbinengehäuses mit einer Dicke von 400 mm simulieren. Dann wurden sie bei ihren jeweiligen Anlaßtemperaturen angelassen, die so festgesetzt wurden, daß eine 0,2% Streckfestigkeit von etwa 63–68 kgf/mm² erhalten wird.
In Tabelle 15 sind die mechanischen Eigenschaften und die Ergebnisse des Zeitstandversuches (d.h. die Kriechbruchzeiten gemessen unter den Testbedingungen von 650°C × 13 kgf/mm²) der Materialien (7), die in Beispiel 7 getestet wurden, im Vergleich zu denen der entsprechenden Materialien (1) bis (4), die in Beispielen 1 bis 4 getestet wurden, gezeigt. Die Materialien (7) unterscheiden sich in den Zugeigenschaften bei Raumtemperatur nicht nennenswert von den entsprechenden Materialien (1) bis (4). Darüber hinaus zeigen die Materialien (7) eine leichte Verringerung der Kerbschlagzähigkeit infolge der Zugabe sehr kleiner Mengen Nd und Hf, diese Verringerung verdient jedoch keine ernsthafte Beachtung wie im Fall der Materialien (5) und (6). Andererseits zeigen die Materialien (7) eine Zunahme der Kriechbruchzeit gegenüber den entsprechenden Materialien (1) bis (4). Die gemeinsame Zugabe von Nd und Hf bewirkt eine leichte Verringerung der Zähigkeit, diese Verringerung verdient jedoch keine ernsthafte Beachtung. Vielmehr kann ersehen werden, daß die gemeinsame Zugabe von Nd und Hf eine deutliche Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bewirkt.
Bei der Betrachtung der Mikrostruktur der Materialien (7) unter einem optischen Mikroskop wurde keine Bildung von δ-Ferrit festgestellt, wie auch im Fall der Materialien (1) bis (6), die in Beispielen 1 bis 6 getestet wurden.
Beispiel 8
Beispiel 8 wird nachfolgend präzise beschrieben.
Der vorausgehend definierte Index A wurde für jedes der oben beschriebenen Materialien (1) bis (7) und für die Vergleichsmaterialien berechnet und die auf diesem Weg erhaltenen Ergebnisse sind in Tabellen 16 bis 19 zusammengefaßt (Proben 31 bis 35 und 55 und 56 sind in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung). Es ist aus diesen Tabellen ersichtlich, daß der Index A für alle Materialien (1) bis (7) 8% oder weniger betrug. Im Gegensatz dazu ist der Index A für einige Vergleichsmaterialien (d.h. Materialien Nr. 6, 7, 1% und 16) größer als 8%. Unter Bezugnahme auf Tabelle 3 kann ersehen werden, daß in diesen Vergleichsmaterialien die Bildung von δ-Ferrit beobachtet wurde.

Claims

Verwendung einer hitzebeständigen Stahlzusammensetzung in gegossenem, gehärtetem und angelassenem Zustand für Strukturmaterialien in Dampfturbinengehäusen, wobei der Stahl folgendes auf Gewichtsprozentbasis enthält: 0,07 bis 0,15 Kohlenstoff, 0,05 bis 0,30% Silizium, 0,1 bis 1% Mangan, 8 bis 10% Chrom, 0,01 bis 0,2% 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 und 0,002 bis 0,01 Bor, gegebenenfalls 0,001 bis 0,2% Neodym, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist und ein durch die folgende Gleichung definierter Index A (%) auf Gewichtsprozentbasis 8% oder weniger beträgt: Index A (%) = (Cr-Gehalt) (%) + 6(Si-Gehalt) (%) + 4(Mo-Gehalt) (%) + 3(W-Gehalt) (%) + 11(V-Gehalt) (%) + 5(Nb-Gehalt) (%) – 40(C-Gehalt) (%) – 2(Mn-Gehalt) (%) – 4(Ni-Gehalt) (%) – 2(Co-Gehalt) (%) – 30(N-Gehalt) (%).