DE69925965T2

DE69925965T2 - Hochfester hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur Herstellung des hochfesten hitzebeständigen Stahls und Verfahren zur Herstellung eines hochfesten hitzebeständigen Rohres

Info

Publication number: DE69925965T2
Application number: DE69925965T
Authority: DE
Inventors: Nobuhiko 5-chome Nishimura; Masahiro 5-chome Umata; Masashi 5-chome Ozaki
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1998-09-25
Filing date: 1999-09-21
Publication date: 2006-05-11
Anticipated expiration: 2019-09-22
Also published as: US6299705B1; US20020007871A1; DE69925965D1; EP0989196B1; EP0989196A1; US6565682B2

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. GEBIET DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft hochfeste hitzebeständige Stähle und insbesondere hochfeste hitzebeständige Stähle, die zur Verwendung in einem mittleren bis hohen Temperaturbereich bis zu 540°C geeignet sind und die kostengünstig erzeugt werden können.
Diese Anmeldung basiert auf den Patentanmeldungen Nr. Hei 10-272202 und Hei 11-40618, beide eingereicht in Japan.
2. BESCHREIBUNG DES STANDES DER TECHNIK
Große Teile von Materialien für druckdichte Bauteile von Rohrleitungen zur Verwendung in den Höchsttemperatursektionen von Kesseln für unterkritischen Druck und Kesseln für überkritischen Druck in Kraftwerken und Abwärmerückgewinnungskesseln in Kraftwerken mit Gemischtzyklus, und Semihochtemperatursektionen von Kesseln für ultraüberkritischen Druck, sind Kohlenstoffstähle und niedrig legierte Stähle wie z.B. 1Cr-Stahl und 2Cr-Stahl.
Spezielle Beispiele für niedrig legierte Stähle, die man verwendet hat, sind 0,5Mo-Stahl (JIS STBA 12), 1Cr-0,5MO-Stahl (JIS KA STBA 21, STBA 22, STBA 23) und 2,25Cr-IMo-Stahl (JIS STBA 24).
Da große Teile der Materialien für druckdichte Bauteile von Rohrleitungen Kohlenstoffstähle und niedrig legierte Stähle wie z.B. 1Cr-Stahl und 2Cr-Stahl sind, würde die Erzielung von ausreichender Festigkeit der Materialien für die Bauteile, in denen sie verwendet werden, ohne die Verwendung von Legierungselementen zu steigern, stark dazu beitragen, die Kosten für Errichtung eines Kraftwerks zu senken.
In der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, erste Veröffentlichung (Kokai) Nr. Hei 10-195593, haben die vorliegenden Erfinder einen Stahl mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit als ein für die obigen Verwendungen geeignetes Material vorgeschlagen, umfassend C in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, Si in einer Menge von 0,15 bis 0,5 Gewichtsprozent, Mn in einer Menge von 0,4 bis 2 Gewichtsprozent, V in einer Menge von 0,01 bis 0,3 Gewichtsprozent und Nb in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Der wie oben vorgeschlagene hitzebeständige Stahl ist ein nützlicher Stahl, der eine gesteigerte Hochtemperaturtestigkeit im Vergleich mit konventionellen Stählen besitzt, obwohl er kostengünstig erzeugt werden kann. Jedoch ist weitere Steigerung der Hochtemperaturtestigkeit gewünscht, ohne die Kosten zu erhöhen.
Die JP-A-10 147 835 offenbart eine Stahlzusammensetzung enthaltend 0,02 bis 0,06 Gewichtsprozent C, 0,05 bis 0,25 Gewichtsprozent Si, 0,8 bis 1,6 Gewichtsprozent Mn, 0,005 bis 0,025 Gewichtsprozent Ti, 0,04 bis 0,10 Gewichtsprozent Nb, 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent V, 0,05 bis 0,40 Gewichtsprozent Mo, 0,002 bis 0,006 Gewichtsprozent N, 0,003 bis 0,005 Gewichtsprozent O und optional 0,1 bis 1,0 Gewichtsprozent Cr, Ni und Cu und den Rest Fe. So ein Stahl wird hauptsächlich bei Strukturelementen für Gebäude verwendet, da er verbesserte Zugfestigkeit und Stoßeigenschaften zeigt. Zeitstandfestigkeit und Oxidationsbeständigkeit dieses Stahls sind nicht offenbart.
KURZE DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen hitzebeständigen Stahl bereitzustellen, der kostengünstig erzeugt werden kann, aber hervorragende Hochtemperaturtestigkeit besitzt, und ein Erzeugungsverfahren dafür bereitzustellen. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Verfahren zur kostengünstigen Erzeugung so eines hitzebeständigen Stahls mit hervorragender Hochtemperaturtestigkeit durch vereinfachte Erzeugungsschritte bereitzustellen.
Zur Lösung der obigen Aufgaben werden die folgenden technischen Maßnahmen getroffen. Und zwar liefert die vorliegende Erfindung einen hochfesten hitzebeständigen Stahl, umfassend C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichts prozent, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Ro in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, wobei der hochfeste hitzebeständige Stahl eine Struktur aufweist, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur besteht.
Der hochfeste hitzebeständige Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung enthält zwar eine geringe Menge Legierungselemente, besitzt aber eine hervorragende Zeitstandfestigkeit, wie z.B. 130 MPa, extrapoliert auf 10⁴ Stunden bei 550°C, und zwar aufgrund von einer Struktur, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur besteht oder vorzugsweise aus einer Bainiteinzelphasenstruktur besteht.
Si ist in einer Menge von 0,6 Gewichtsprozent oder mehr in dem hochfesten hitzebeständigen Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung vorhanden, weil Oxidationsbeständigkeit als wichtig erachtet wird.
Der obige hochfeste hitzebeständige Stahl kann durch ein Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls erzeugt werden, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Normalisieren eines Stahls von einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C, wobei der Stahl C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent umfaßt, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent umfaßt, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent umfaßt, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, Warmbearbeiten des Stahls bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein Warmarbeitsprodukt zu erzeugen, und Abkühlen des Warmarbeitsprodukts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Alternativ kann der obige hochfeste hitzebeständige Stahl durch ein Verfahren erzeugt werden, das die Schritte umfaßt: Herstellen eines Blocks mit der obigen Zusammensetzung, Warmbearbeiten des Blocks während des Prozesses des Kühlens des Blocks bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein Warmarbeitsprodukt zu erzeugen, und Abkühlen des Warmarbeitsprodukts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Bei den obigen Verfahren der vorliegenden Erfindung kann nach dem Warmarbeitsschritt bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, das Warmarbeitsprodukt zusätzlich bei einer Temperatur im Bereich von 950°C bis zum Ar₃-Punkt warmbearbeitet werden, und danach kann der Schritt durchgeführt werden, das Warmarbeitsprodukt auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur abzukühlen, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist. Außerdem kann nach dem Schritt des Abkühlens auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist, um ein gekühltes Produkt zu erzeugen, der Schritt durchgeführt werden, das gekühlte Produkt am A₁-Punkt oder einer niedrigeren Temperatur zu tempern.
Wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein hochfestes hitzebeständiges Rohr erzeugt, kann das Verfahren die Schritte umfassen: Normalisieren eines Stahls mit der obigen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C, Durchbohren des Stahls zur Erzeugung eines durchbohrten Produkts, und Abkühlen des durchbohrten Produkts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist. Alternativ kann das Verfahren die Schritte umfassen: Herstellen eines Blocks mit der obigen Zusammensetzung, Durchbohren des Blocks während des Prozesses des Kühlens des Blocks bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein durchbohrtes Produkt zu erzeugen, und Abkühlen des durchbohrten Produkts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Die Wirkungen der vorliegenden Erfindung werden im folgenden erläutert.
Der hitzebeständige Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung ist zwar niedrig legiert, besitzt aber eine Zeitstandfestigkeit, die jenen von konventionellen hitzebeständigen Stählen überlegen ist, wegen seiner bestimmten chemischen Zusammensetzung und einer Struktur, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur besteht. Dementsprechend kann diese Wirkung beachtlicher gemacht werden, indem die Struktur zu einer Einzelphasenstruktur gemacht wird. Bei der vorliegenden Erfindung verbessert eine vorgeschriebene Menge Cr und/oder Mo, die eingebaut werden können, die Härtbarkeit und trägt zur Ausbildung der Einzelphasenbainitstruktur bei. Außerdem verbessert B die Härtbarkeit, indem die Erzeugung von Ferrit beschränkt wird, und trägt zur Ausbildung der Einzelphasenbainitstruktur bei.
Der Produktionsprozeß der vorliegenden Erfindung, gemäß dem ein Stahl mit einer bestimmten Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C normalisiert wird, dann bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, warmbearbeitet wird und dann auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur abgekühlt wird, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist, ermöglicht Produktion eines hochfesten hitzebeständigen Stahls mit einer Struktur, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur besteht, welcher zwar niedrig legiert ist, aber eine Zeitstandfestigkeit besitzt, die jenen von konventionellen hitzebeständigen Stählen überlegen ist.
Der andere Produktionsprozeß, gemäß dem ein Block mit einer bestimmten Zusammensetzung hergestellt wird, dann während des Prozesses des Kühlens des Blocks bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, warmbearbeitet wird und dann auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur abgekühlt wird, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist, ermöglicht kostengünstige Produktion eines hochfesten hitzebeständigen Stahls, der eine Zeitstandfestigkeit besitzt, die jenen von konventionellen hitzebeständigen Stählen überlegen ist, in einem vereinfachten Produktionsprozeß.
Im Falle, daß ein Rohr wie z.B. ein Kesselrohr gefertigt wird, kann das Durchbohren bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs erfolgen, in dem Austenit rekristallisiert, und danach erfolgt Abkühlen auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist. Dieser Produktionsprozeß ermöglicht Produktion eines hochfesten hitzebeständigen Rohres, das zwar niedrig legiert ist, aber eine Zeitstandfestigkeit besitzt, die jenen von konventionellen hitzebeständigen Rohren überlegen ist.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung wird nachfolgend detaillierter beschrieben. Mengen der Bestandteile sind auf Basis von Gewichtsprozenten ausgedrückt, wenn nicht anders angegeben.
Zuerst werden nachfolgend die Gründe für die Definition der obigen Mengenbereiche der Bestandteile beschrieben.
C (Kohlenstoff) vereinigt sich mit V, Nb oder dergleichen, um ein Feinkarbid auszubilden, wodurch die Hochtemperaturtestigkeit sichergestellt und die Härtbarkeit verbessert wird. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist der C-Gehalt wenigstens 0,06%, um diese Wirkungen zu erzielen. Da aber eine Übermenge C die Schweißbarkeit verschlechtern würde, wird der C-Gehalt auf bis zu 0,15% begrenzt. Ein bevorzugter C-Gehalt ist 0,08 bis 0,12%.
Si (Silizium) ist ein Element, das als Desoxidationsmittel in der Stahlproduktion nötig ist, und der Si-Gehalt wird auf 1,5% oder weniger eingestellt. Si ist außerdem ein Element, das bei der Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit wirksam ist, so daß in Erwartung dieser Wirkung der Si-Gehalt 0,6% oder höher ist.
Mn (Mangan) ist ein Element, das wie Si als Desoxidationsmittel in der Stahlproduktion nötig ist. Außerdem wird Mn gemäß der vorliegenden Erfindung zu dem Zweck eingebaut, die Bainitstruktur auszubilden. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist wenigstens 0,5% Mn-Gehalt erforderlich. Da aber ein 1,5 übersteigender Mn-Gehalt in einer Verminderung des A₁-Punktes resultiert, wird er auf bis zu 1,54% beschränkt. Ein bevorzugter Mn-Gehalt ist 0,8 bis 1,2%, in welchem Bereich eine besonders hervorragende Zeitstandfestigkeit erzielt werden kann.
V (Vanadium) vereinigt sich mit C, um ein NaCl-Karbid auszubilden. Dieses Feinkarbid ist selbst bei hoher Temperatur sehr stabil und verbessert die Hochtemperaturfestigkeit, indem Dislokationsbewegungen verhindert werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist der V-Gehalt wenigstens 0,05%, um diese Wirkung zu erzielen. Da aber ein 0,3% übersteigender V-Gehalt nicht darin resultiert, eine vergleichbare Wirkung zu verleihen, wird der V-Gehalt auf bis zu 0,3% begrenzt. Ein bevorzugter V-Gehalt ist 0,15 bis 0,25%.
Nb (Niob), Ti (Titan), Ta (Tantal), Hf (Hafnium) und/oder Zr (Zirkonium) bilden wie V ein NaCl-Karbid aus. Da die Feststofflöslichkeiten von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr im γ-Bereich äußerst klein sind, anders als bei V, bleiben aber Massenkarbide, die während des Abkühlprozesses nach der Auflösung und während des Heißschmiedens ausgefällt werden, wie z.B. NbC, nach Normalisierung bei einer Temperatur von weniger als 1100°C zurück, ohne gelöst zu werden. Solche Massenkarbide tragen nicht zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird daher die Temperatur für die Normalisierung auf 1100°C oder höher eingestellt, um Karbide wie z.B. NbC zu lösen, und es werden dann Feinkarbide ausgefällt. Dieses Merkmal wird später detaillierter beschrieben.
Cr (Chrom) und Mo (Molybdän) haben die Funktion, die Homogenität der Struktur zu verbessern, um die Dehnbarkeit zu verbessern. Außerdem haben Cr und Mo die Funktion, die Härtbarkeit zu verbessern, weshalb Einbau von Cr oder Mo es ermöglicht, die Bainitstruktur leicht zu erhalten, selbst wenn die Menge von C oder Mn reduziert ist. Und da Cr ein Cr-Karbid ausbildet und da Mo in der Matrixphase gelöst wird, bewirken sowohl Cr als auch Mo eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit. Da aber Co oder Mo in Mengen von mehr als 0,7% die Kosten erhöhen würden, was mit dem Ziel der vorliegenden Erfindung unvereinbar ist, wird der Gehalt an Cr und Mo jeweils auf 0,7% oder weniger festgelegt. Vorzugsweise wird Cr in einer Menge von 0,3 bis 0,7% und/oder Mo in einer Menge von 0,3 bis 0,7% eingeschlossen.
B (Bor) beschränkt die Erzeugung von Ferrit und verbessert die Härtbarkeit. Dementsprechend ermöglicht es Einbau von B, die Bainitstruktur leicht zu erhalten, selbst wenn die Menge von C oder Mn reduziert ist. Eine Übermenge B würde aber in Verminderung der Zähigkeit und der Dehnbarkeit aufgrund von Ausbildung eines Borides resultieren. Dementsprechend wird der B-Gehalt auf 0,005% oder weniger festgelegt.
Als Nächstes wird der Produktionsprozeß beschrieben.
Ein beachtenswertes Merkmal des Produktionsprozesses gemäß der vorliegenden Er findung ist, daß der Normalisierungsprozeß bei einer hohen Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1200°C durchgeführt wird. Das heißt, obwohl diese Sorte hitzebeständiger Stahl konventionell bei einer niedrigeren Temperatur als 1100°C normalisiert wurde, wird der Normalisierungsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung bei einer Temperatur von 1100°C oder höher durchgeführt, damit NbC und andere Elemente vollständig gelöst werden können. Die Verbesserung der Härtbarkeit aufgrund dieser Normalisierung bei hoher Temperatur resultiert in der Ausbildung der Bainitstruktur und Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Da aber eine 1250°C übersteigende Temperatur in der Ausbildung von ziemlich groben Kristallkornen resultieren würde, wird die Temperatur der Normalisierung auf 1250°C oder niedriger festgelegt. Eine bevorzugte Temperatur der Normalisierung ist 1150 bis 1200°C. Die Temperatur der Normalisierung muß nicht auf einem konstanten Pegel gehalten werden, sondern kann variieren, solange sie innerhalb des obigen Bereichs liegt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird nach dem obigen Normalisierungsprozeß ein Warmbearbeitungsprozeß bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs (γ) durchgeführt, in dem Austenit rekristallisiert. Die Warmbearbeitung fördert die Rekristallisation, um die Ausbildung von feinen Kristallkornen zu ermöglichen, und ermöglicht es, daß Karbide wie z.B. NbC gleichförmig und fein in den Kristallkornen ausfällen. Wegen dieser feinen Bainitstruktur besitzt der hitzebeständige Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Festigkeit.
Die Arbeitstemperatur kann in Abhängigkeit von der Zusammensetzung des Stahls variieren, jedoch kann eine Temperatur von ungefähr 950°C oder höher das Ziel der Warmbearbeitung erreichen. Das Reduktionsverhältnis der Warmbearbeitung sollte 50% oder größer sein. Dies liegt daran, das ein Reduktionsverhältnis kleiner als 50% in unzureichender Erzielung der obigen Wirkungen resultieren würde. Ein bevorzugtes Reduktionsverhältnis ist 70% oder größer. Die Warmbearbeitung wird normalerweise als Heißwalzen durchgeführt.
Nach der obigen Warmbearbeitung kann eine Fertig-Warmbearbeitung (oder ein Walzen) durchgeführt werden, wobei die Fertigbearbeitung (oder das Walzen) bei einer Temperatur im Bereich von 950°C zum Ar₃-Punkt durchgeführt werden kann. Die gewünschte Dicke eines Blechs oder die gewünschten Abmessungen eines Rohres können durch den Fertigbearbeitungsprozeß erhalten werden.
Nach Beendigung des Warmbearbeitungsprozesses wird die Matrixphasenstruktur des Stahls durch Luftkühlen oder Zwangskühlen auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Umwandlung zu Bainit vollständig ist, in die Bainitstruktur umgewandelt, um Dislokationshärtung zu bewerkstelligen.
Nach dem Kühlprozeß kann der Stahl am A₁-Punkt oder einer niedrigeren Temperatur getempert werden. Ein bevorzugter Bereich der Tempertemperatur ist (die Temperatur des A₁-Punktes)-50°C bis zur Temperatur des A₁-Punktes.
Der obige Produktionsprozeß wird auf der Basis der Annahme durchgeführt, daß ein Block mit bestimmter Zusammensetzung hergestellt wird, ein Blech ausgebildet wird, indem der Block einem Heißschmiedeprozeß oder dergleichen unterzogen wird, und das Blech einmal abgekühlt wird, dann auf eine bestimmte Temperatur erhitzt wird, dann normalisiert wird und dann warmbearbeitet wird. Der hochfeste hitzebeständige Stahl der vorliegenden Erfindung kann aber auch durch einen Prozeß erhalten werden, der nicht auf den obigen Prozeß beschränkt ist und in dem zum Beispiel ein Block hergestellt wird, der Block während des Prozesses, den Block abzukühlen, bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, warmbearbeitet wird, und dann das warmbearbeitete Produkt auf eine bestimmte Temperatur abgekühlt wird. Das heißt, der Block wird in dem Zustand, in dem Karbide und andere Elemente gelöst sind, dem Warmbearbeitungsprozeß bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, unterzogen, um Wirkungen ähnlich denen zu erzielen, die durch den obigen Produktionsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung erzielt werden. Gemäß diesem Produktionsprozeß kann ein gewünschter Stahl direkt aus dem Block erhalten werden, ohne Neuerhitzung zum Schmieden und Normalisierung zu erfahren, weshalb Vereinfachung der Produktionsschritte und Senkung der Produktionskosten erreicht werden kann.
Wird ein Rohr wie z.B. ein Kesselrohr gemäß der vorliegenden Erfindung erzeugt, kann statt des im obigen Produktionsprozeß der vorliegenden Erfindung bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, durchgeführten Warmbearbeitungsprozesses ein Durchbohrprozeß durchgeführt werden. Dieser Durchbohrprozeß hat dieselbe Funktion wie jene des Warmbearbeitungsprozesses und ermöglicht es, daß der erhaltene hitzebeständige Stahl eine hohe Festigkeit hat. Spezielle Beispiele für den Durchbohrprozeß sind ein Kipp-Durchbohrprozeß, ein Dorn-Durchbohrprozeß und ein Heißextrusionsverfahren.
Ausführungsformen
Der hochfeste hitzebeständige Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend anhand von Beispielen beschrieben.
Jeder der Stähle mit den chemischen Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 gezeigt wurde in einem Vakuum geschmolzen und dann heißgeschmiedet, um ein Blech mit einer Dicke von 20 mm zu erzeugen. Danach wurde das Blech durch 20 Minuten langes Heizen bei 1200°C normalisiert, bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 40% bei 1000°C heißgewalzt und dann auf Raumtemperatur luftgekühlt. Jedoch wurde nur die Probe Nr. 15 in Tabelle 1 bei 1100°C normalisiert.
In Tabelle 1 sind die Proben Nr. 7 und 9 Beispiele, gemäß denen die Zusammensetzungen und die Temperaturen für Normalisierung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Proben Nr. 1 bis 6, 8, und 10 bis 14 sind Beispiele, gemäß denen die Temperaturen für Normalisierung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, aber die Zusammensetzungen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Proben Nr. 15 bis 19 sind Beispiele, gemäß denen die Zusammensetzungen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen.
Es wurden Mikrostrukturen der erhaltenen Proben untersucht, und die auf 10⁴ Stunden bei 550°C extrapolierte Zeitstandfestigkeit, Dehnung, Flächenreduktion und Oxidationsbeständigkeit jeder Probe wurden bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Die Oxidationsbeständigkeit wurde bewertet, indem eine mittlere Dicke der bei 550°C über eine Zeitspanne von 3000 Stunden ausgebildeten Oxidhäute gemessen wurde. Tabelle 1

* Erfinderische Probe

* Erfinderische Probe

Die Matrixphase einer jeden Probe Nr. 1 bis 14 hat eine Einzelphasenbainitstruktur oder eine Multiphasenstruktur mit einer Bainitstruktur als Hauptstruktur und einer kleinen Menge Ferrit. Die mittlere Kristallkorngröße beträgt einige zehn Mikrometer. Feine NaCl-Karbide mit einer mittleren Korngröße von einigen zehn Nanometer sind gleichförmig verteilt.
Probe Nr. 15, deren Normalisierungstemperatur 1100°C beträgt, hat eine Struktur mit einer Matrixphase, die eine Ferriteinzelphase ist, und feinen NaCl-Karbiden mit einer mittleren Korngröße von einigen zehn Nanometer, die in der Matrixphase verteilt sind.
Der Grund, weshalb jede Matrixphase der Proben Nr. 1 bis 14 eine Einzelphasenbainitstruktur oder eine Multiphasenstruktur mit einer Bainitstruktur als Hauptstruktur und einer kleinen Menge Ferrit ist, während die Matrixphase von Probe Nr. 15 eine Ferriteinzelphasenstruktur ist, besteht in den unterschiedlichen Normalisierungstemperaturen. Das heißt, der Grund ist, daß der Normalisierungsprozeß bei einer hohen Temperatur wie z.B. 1200°C oder höher, wie für die Proben Nr. 1 und 3 bis 12 gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt, vollständige Feststofflösung von NbC und anderen Elementen ermöglichte und somit die Härtbarkeit verbesserte.
Probe Nr. 17, die weniger Mn enthält, welches ein die Bainitstruktur ausbildendes Element ist, als die vorliegende Erfindung definiert, hat eine Multiphasenstruktur mit Ferrit als Hauptstruktur und einer kleinen Menge Bainit. Um daher die Matrixphase mit einer Bainitstruktur als Hauptstruktur zu bilden, muß der Mn-Gehalt 0,5% oder höher sein.
Die Ergebnisse im Hinblick auf die Proben Nr. 1 bis 4 und 16 in Tabellen 1 und 2 zeigen, daß die Zeitstandfestigkeit zunimmt, wenn der Nb-Gehalt zunimmt, jedoch nähert sich die Zeitstandfestigkeit tendenziell einem konstanten Pegel, wenn der Nb-Gehalt 0,05% übersteigt. Dementsprechend ist ein bevorzugter Nb-Gehalt ungefähr 0,05%.
Weiterhin zeigen die Ergebnisse im Hinblick auf die Proben Nr. 3, 5, 6, 17 und 18 in Tabellen 1 und 2, daß die Zeitstandfestigkeit zunimmt, wenn der Mn-Gehalt zunimmt, jedoch erreicht die Zeitstandfestigkeit bei einem Mn-Gehalt um 1,0% einen Gipfel, bei dessen Überschreitung die Zeitstandfestigkeit abnimmt. Dementsprechend ist ein bevorzugter Mn-Gehalt ungefähr 1,0%.
Überdies zeigen die Ergebnisse im Hinblick auf die Proben Nr. 3, 7, 8 und 19 in Tabellen 1 und 2, daß die Zeitstandfestigkeit zunimmt, wenn der V-Gehalt zunimmt, jedoch ist die Zunahme der Zeitstandfestigkeit bei einem V-Gehalt um 0,2% am markantesten, und eine darüber hinaus gehende Verbesserung der Zeitstandfestigkeit ist nicht vergleichbar mit den Kosten des zusätzlichen V. Dementsprechend ist ein bevorzugter V-Gehalt ungefähr 0,2%.
Probe Nr. 15 ist ein Beispiel, bei dem eine niedrige Normalisierungstemperatur wie z.B. 1100°C in der Ausbildung einer Matrixphase resultierte, die eine Einzelferritphase ist, obwohl die Stahlzusammensetzung dieselbe wie jene von Probe Nr. 1 war. Die Zeitstandfestigkeit von Probe Nr. 15 ist jener von Probe Nr. 1 klar unterlegen.
Im Hinblick auf die Oxidationsfestigkeit haben die Proben Nr. 7 und 10 verbesserte Oxidationsfestigkeit im Vergleich mit anderen Proben. Dies wird angenommen, da die Proben Nr. 7 und 10 mehr Si enthalten als die anderen Proben.
Als Nächstes wurde ein Block mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 3 hergestellt, und der Block wurde während des Prozesses, den Block abzukühlen, bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, warmbearbeitet und dann auf Raumtemperatur abgekühlt. Danach wurde die Mikrostruktur untersucht und wurde als eine Struktur aufweisend erkannt, in der NbC-Korne mit einer mittleren Korngröße von einigen zehn Nanometer gleichförmig in der Matrix verteilt waren, welche eine Bainiteinzelphase war. Die auf 10⁴ Stunden bei 550°C extrapolierte Zeitstandfestigkeit wurde als 152 MPa bewertet.
Zusätzlich wurde ein Block mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 3 hergestellt, und der Block wurde während des Prozesses, den Block abzukühlen, bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, durchbohrt und dann auf Raumtemperatur abgekühlt. Danach wurde die Mikrostruktur untersucht und wurde als eine Struktur aufweisend erkannt, in der NbC-Korne mit einer mittleren Korngröße von einigen zehn Nanometer gleichförmig in der Matrix verteilt waren, welche eine Bainiteinzelphase war. Die auf 10⁴ Stunden bei 550°C extrapolierte Zeitstandfestigkeit wurde als 152 MPa bewertet.
Wie oben demonstriert, kann Hochtemperaturfestigkeit sichergestellt werden, indem der Warmbearbeitungs- oder Durchbohrprozeß direkt nach dem Schmiedeprozeß bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs durchgeführt wird, in dem Austenit rekristallisiert, weshalb der Produktionsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung zur Vereinfachung der Produktionsschritte und Senkung der Produktionskosten beiträgt.
Weiterhin wurde ein Block mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 3 hergestellt, und der Block wurde heißgeschmiedet, um ein Blech mit einer Dicke von 20 mm zu erzeugen. Danach wurden ein Normalisierungsprozeß durch 20 Minuten langes Heizen bei 1200°C, ein Heißwalzprozeß bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 40% bei 1000°C und ein Fertig-Heißwalzprozeß bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% bei 950°C durchgeführt, und das Blech wurde auf Raumtemperatur abgekühlt und dann durch 30 Minuten langes Heizen bei 650°C getempert. Danach wurde die Mikrostruktur untersucht und wurde als eine Struktur aufweisend erkannt, in der NbC-Korne mit einer mittleren Korngröße von einigen zehn Nanometer gleichförmig in der Matrix verteilt waren, welche eine Bainiteinzelphase war. Die auf 10⁴ Stunden bei 550°C extrapolierte Zeitstandfestigkeit wurde als 152 MPa bewertet.

Claims

Hochfester hitzebeständiger Stahl, umfassend: C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger, wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, wobei der hochfeste hitzebeständige Stahl eine Struktur aufweist, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur besteht.
Hochfester hitzebeständiger Stahl nach Anspruch 1, umfassend Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger.
Hochfester hitzebeständiger Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 2, der eine Einzelphasenbainitstruktur aufweist.
Hochfester hitzebeständiger Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, der eine Zeitstandfestigkeit, extrapoliert auf 10⁴ Stunden bei 550°C, von wenigstens 130 MPa hat.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Normalisieren eines Stahls von einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C, wobei der Stahl C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent umfaßt, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent umfaßt, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent umfaßt, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, Warmbearbeiten des Stahls bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein Warmarbeitsprodukt zu erzeugen, und Abkühlen des Warmarbeitsprodukts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der eine Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls nach Anspruch 5, wobei der zu normalisierende Stahl Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Herstellen eines Blocks, umfassend C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger, und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf, und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, Warmbearbeiten des Blocks während eines Prozesses des Kühlens des Blocks bei einem finalen Reduktionsverhältnis von 50% oder mehr bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein Warmarbeitsprodukt zu erzeugen, und Abkühlen des Warmarbeitsprodukts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der eine Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls nach Anspruch 7, wobei der Block Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls nach einem der Ansprüche 5 bis 8, wobei nach dem Warmarbeitsschritt das Verfahren ferner den Schritt umfaßt, zusätzlich das Warmarbeitsprodukt bei einer Temperatur im Bereich von 950°C bis zum Ar₃-Punkt warm zu bearbeiten.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Stahls nach einem der Ansprüche 5 bis 9, wobei nach dem Schritt des Abkühlens zur Erzeugung eines gekühlten Produkts das Verfahren ferner den Schritt umfaßt, das gekühlte Produkt am A₁-Punkt oder einer niedrigere Temperatur zu tempern.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Rohrs, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Normalisieren eines Stahls von einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C, wobei der Stahl C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent umfaßt, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent umfaßt, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent umfaßt, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt, und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent umfaßt, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, Durchbohren des Stahls zur Erzeugung eines durchbohrten Produkts, und Abkühlen des durchbohrten Produkts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der eine Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Rohrs nach Anspruch 11, wobei der zu normalisierende Stahl Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Rohrs, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Herstellen eines Blocks, umfassend C in einer Menge von 0,06 bis 0,15 Gewichtsprozent, Si in einer Menge von 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozent, Mn in einer Menge von 0,5 bis 1,5 Gewichtsprozent, V in einer Menge von 0,05 bis 0,3 Gewichtsprozent, optional Cr in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger und/oder Mo in einer Menge von 0,7 Gewichtsprozent oder weniger, optional B in einer Menge von 0,005 Gewichtsprozent oder weniger, und wenigstens eines von Nb, Ti, Ta, Hf, und Zr in einer Menge von 0,01 bis 0,1 Gewichtsprozent, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, Durchbohren des Blocks während eines Prozesses des Kühlens des Blocks bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs, in dem Austenit rekristallisiert, um ein durchbohrtes Produkt zu erzeugen, und Abkühlen des durchbohrten Produkts auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der eine Umwandlung zu Bainit vollständig ist.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Rohrs nach Anspruch 13, wobei der Block Cr in einer Menge 0,7 Gewichtsprozent oder weniger umfaßt.
Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hitzebeständigen Rohrs nach einem der Ansprüche 11 bis 14, wobei nach dem Schritt des Abkühlens zur Erzeugung eines gekühlten Produkts das Verfahren ferner den Schritt des Temperns des gekühlten Produkts beim A₁-Punkt oder einer niedrigeren Temperatur umfaßt.