EP2240619A1 - Kriechfester stahl - Google Patents

Kriechfester stahl

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EP2240619A1
EP2240619A1 EP08717748A EP08717748A EP2240619A1 EP 2240619 A1 EP2240619 A1 EP 2240619A1 EP 08717748 A EP08717748 A EP 08717748A EP 08717748 A EP08717748 A EP 08717748A EP 2240619 A1 EP2240619 A1 EP 2240619A1
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EP
European Patent Office
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creep
resistant steel
steel
steel according
weight
Prior art date
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EP08717748A
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English (en)
French (fr)
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Mohamed Nazmy
Markus Staubli
Andreas KÜNZLER
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Ansaldo Energia Switzerland AG
Original Assignee
Alstom Technology AG
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Publication date
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the invention relates to steels based on 9-12% chromium, which are used for rotors in the power plant sector. It concerns the choice and the proportionate tuning of special alloying elements, which the
  • Steel should also have a high toughness after long-term aging, so that it can be used both in gas and steam turbines.
  • Maragingitic-hardening steels based on 9-12% chromium are widely used materials in power plant technology. They were developed for use in steam power plants at operating temperatures above 600 ° C and steam pressures above 250 bar to increase the efficiency of power plants. Under these operating conditions, the creep resistance and the oxidation resistance of the material play a special role. It is known that the addition of chromium in the abovementioned range not only provides good resistance to atmospheric corrosion but also complete through-hardenability of thick-walled forgings, for example as monobloc rotors or as rotor disks in gas and steam turbines. Proven alloys of this type usually contain about 0.08 to 0.2% carbon, which in solution allows the setting of a hard martensitic structure.
  • a good combination of heat resistance and ductility of martensitic steels is made possible by a tempering treatment in which the precipitation of carbon in the form of carbides with simultaneous recovery of the dislocation substructure forms a particle-stabilized subgrain structure.
  • the tempering behavior and the resulting properties can be effectively influenced by the choice and proportionate tuning of specific carbide formers such as Mo, W, V, Nb and Ta.
  • German steel X20CrMoV12.1 known under DIN.
  • European Patent Application EP 0 931 845 A1 describes a nickel-containing 12% chromium steel similar in structure to the German steel X12CrNiMoI 2, in which reduces the element molybdenum compared to the known steel X12 CrNiMoI 2, but an increased content of tungsten was alloyed.
  • DE 198 32 430 A1 discloses a further optimization of a steel similar to X12CrNiMoI 2 with the designation M152, in which the embrittlement tendency in the temperature range between 425 and 500 ° C. is limited by the addition of rare earth elements.
  • EP 0 866 145 A2 describes a new class of martensitic chromium steels with nitrogen contents in the range between 0.12 to 0.25% and EP 1 158 067 A1 with nitrogen contents of 0.12 to 0.18%, the weight ratio V / N being in the range between 3.5 and 4.2 is.
  • the entire structure of the structure is controlled by the formation of special nitrides, in particular vanadium nitrides, which can be distributed in a variety of ways by forging, austenitizing, controlled cooling or annealing. While strength is achieved through the nitriding's curing effect, the aim is to achieve high ductility through the distribution and morphology of the nitrides, but above all by limiting grain coarsening during forging and during solution heat treatment.
  • EP 0867 522 A2 discloses a heat-resistant steel with good toughness properties for use as a turbine rotor, which has the following chemical composition (% by weight): 0.05-0.30 C, 0.20 or less Si, 0-1.0 Mn, 8-14 Cr, 0.5-3.0 Mo, 0.10-0.50 V, 1.5-5.0 Ni, 0.01 -0.5 Nb, 0.01-0.08 N, 0.001 -0.020 B, balance iron and unavoidable impurities. Boron microalloying results in precipitates at the grain boundaries and increases the time stability of the carbonitrides at high temperatures, but higher levels of B reduce the toughness of the steel. Disadvantages of this proposed composition are also the relatively high permitted Si values of 0.2%. Although Si serves advantageously as a deoxidizer at the time of melting, parts of it remain as oxides in the steel, which is disadvantageous in a reduced toughness.
  • the invention has for its object to provide a 9-12% Cr steel, which is characterized over the prior art by increased creep strength at temperatures of 550 ° C and above and which improved resistance to embrittlement in long-term aging and a has relatively high toughness, so that it can be used especially in gas turbine, but also in steam turbine power plants. It should preferably find application for rotors of turbomachinery, so that the efficiency and the output can be increased over the known prior art.
  • the core of the invention is a steel having the following chemical composition (in% by weight): 0.08 to 0.16 C, 9.0 to 12.0 Cr, 0.1 to 0.5 Mn, 2.3 to 3 Ni, 1.5 to 2.0 Mo, 0.1 to 0.4 V, 0.01 to 0.06 Nb, 0.02 to 0.08 N, 0.001 to 2 Ta, 0.001 to 0.5 La, 0.0001 to 1 Pd, 0.004 to 0.012 B, maximum 0.005 P, maximum 0.005 S, maximum 0.05 Si, maximum 0.005 Sn, balance iron and unavoidable impurities ,
  • the steel according to the invention particularly preferably has the following chemical composition (data in% by weight): 0.12 C, 1.5 Cr, 0.2 Mn, 2.5 Ni, 1.7 Mo, 0.25V, 0.03Nb, 0.04N, 0.01Ta, 0.05La, 0.001Pd, 0.007B, 0.005P, 0.005S, 0.05Si, 0.005Sn, balance iron and unavoidable impurities.
  • the advantage of the invention is that the inventive alloy compared to the known from the prior art alloys of similar composition, but without B addition or without La and Pd addition, with the same heat treatment improved creep properties at temperatures of 550 ° C and above, while also good toughness properties (elongation, impact work) and improved resistance to embrittlement during long-term aging can be achieved.
  • a starting structure which is characterized by a tough matrix and the presence of heat-resistant nitrides, borides and carbides.
  • the toughness of the base matrix is adjusted by the presence of substitution elements, preferably nickel.
  • substitution elements preferably nickel.
  • the contents of these substitution elements are determined to provide optimal unfolding of both martensite hardening and particle hardening by precipitation of special nitrides, e.g. As vanadium nitrides or niobium nitrides, to set the highest heat resistance possible.
  • both hardening mechanisms lower the ductility. Characteristically, a minimum ductility is observed in the area of secondary hardening. This minimum ductility need not be caused exclusively by the actual precipitation hardening mechanism.
  • a certain embrittlement contribution may also be provided by segregation of impurities to the grain boundaries or possibly also by near-order adjustments of dissolved alloy atoms.
  • manganese is understood to be an impurity element which promotes temper embrittlement substantially. Therefore, the content of manganese is usually limited to very small amounts.
  • a weight proportion of 9-12% chromium allows good through-hardenability of thick-walled components and ensures sufficient oxidation resistance up to a temperature of 550 ° C.
  • a proportion by weight of less than 9% impairs the through-hardenability.
  • Contents above 12% lead to the accelerated formation of hexagonal chromium nitrides during the tempering process, which, in addition to nitrogen, also cures vanadium, thus reducing the effectiveness of vanadium nitride curing.
  • the optimum chromium content is 10.5 to 1 1 .5%.
  • Salaries are limited.
  • the range to be specified should take into account the metallurgical possibilities in the range between 0.1 and 0.5% by weight, preferably between 0.1 and 0.25%, in particular at 0.2% for manganese and at max. 0.05% by weight for silicon.
  • Nickel is used as an austenite stabilizing element to suppress delta ferrite. In addition, it is said to improve ductility as a dissolved element in the ferritic matrix. Nickel contents of 2.3 to about 3% by weight make sense. Nickel contents above 4% by weight increase the austenite stability such that after solution heat treatment and tempering an increased proportion of retained austenite or tempering austenite can be present in the tempered martensite. The nickel content is preferably 2.3 to 2.8, in particular 2.5% by weight.
  • Molybdenum improves creep strength by solid solution hardening as a partially dissolved element and precipitation hardening during long-term stress. An excessively high proportion of this element, however, leads to embrittlement during long-term aging, which is due to the precipitation and coarsening of Laves phase (W, Mo) and Sigma phase (Mo).
  • the range for Mo is 1.5 to 2% by weight, preferably 1.6 to 1.8% by weight, in particular 1.7% by weight.
  • V / N ratio sometimes also increases the stability of the vanadium nitride over the chromium nitride.
  • the specific content of nitrogen and vanadium nitrides depends on the optimum volume fraction of the vanadium nitrides, which are to remain as insoluble primary nitrides during the solution annealing. The greater the total content of vanadium and nitrogen, the greater is the proportion of vanadium nitrides, which no longer goes into solution and the greater the grain refining effect.
  • the preferred content of nitrogen is in the range from 0.02 to 0.08% by weight, preferably 0.025 to 0.055% by weight, particularly preferably 0.04% by weight N, and that of vanadium is in the range between 0.1 and 0.4% by weight. , preferably 0.2 to 0.3% by weight, and especially at 0.25% by weight.
  • Niobium is a strong nitride former that aids the grain refining effect. In order to keep the volume fraction of the primary nitrides small, their total proportion must be limited to 0.1% by weight. Niobium dissolves in vanadium nitride in small amounts and can thus improve the stability of the vanadium nitride. Niobium is added in the range between 0.01 and 0.06% by weight, preferably 0.02 to 0.04% by weight, and in particular at 0.03% by weight.
  • Tantalum Ta has a positive influence on creep resistance. Addition of 0.001 to 2% by weight of Ta has the effect, on the one hand, that due to the greater tendency of tantalum to form carbides as chromium, the precipitation of undesirable chromium carbides at the grain boundaries and, on the other hand, the undesirable depletion of the mixed crystal in chromium are reduced.
  • the preferred range for Ta is 0.005 to 0.1% by weight, in particular a Ta content of 0.01% by weight should be set.
  • Creep resistance are conducive. At too high carbon contents, however, the resulting increased volume fraction of carbides leads to a ductility reduction, which comes into play in particular by the carbide coarsening during long-term storage. The carbon content should therefore be limited upwards to 0.16% by weight. The disadvantage is also the
  • the fact that carbon reinforces the hardening during welding is in the range between 0.10 and 0.14% by weight, preferably 0.12% by weight.
  • the boron content should be limited to 40 to 95 ppm.
  • La 2 S 3 Lanthanum binds the sulfur in the steel through the formation of lanthanum sulfide La 2 S 3 .
  • La 2 S 3 is much more stable than MnS 2 . It has a melting point of> 2100 ° C, while MnS 2 decomposes at high temperatures to release S.
  • stable sulfide formers in steel such as La are much better than Mn.
  • the grain size is advantageously reduced by the micro-alloying with La, which also has an advantageous effect if the material is tested non-destructively by ultrasonic methods.
  • the Applicant determined a particle size ASTM 6, while for a 12% Cr steel micro-alloyed with B and La, the particle size at the same austenitizing temperature was only still ASTM 7.
  • the content of La should be 0.001 to 0.5% by weight, preferably 0.01 to 0.1% by weight, especially 0.05% by weight.
  • Pd forms an ordered Fe-Pd LI 0 intermetallic phase with the iron of the steel, the ⁇ "phase.”
  • This stable ⁇ "phase increases high temperature creep strength by stabilizing grain boundary precipitates such as M 2 3C 6 and acts thus have a positive effect on the creep properties.
  • the Pd content of the proposed steel should be in the range of 0.0001 to 1, preferably 0.0005 to 0.01 wt%, with a content of 0.001 wt% being particularly suitable.
  • Fig. 1 is a graph in which the voltages of selected alloys (according to the prior art VL1 and according to the present invention L2) at a temperature from 550 ° C over the mean time to break or to 1% elongation of the material, respectively;
  • Fig. 2 is a graph analogous to Figure 1, but at a temperature of 450 ° C;
  • Fig. 3 is a graph in which the fracture toughness (left
  • Partial image) and the impact energy (right partial image) for the two alloys VL1 and L2 are compared at room temperature in the heat-treated state (without aging), and
  • Fig. 4 is a graph analogous to FIG. 3, but in which the
  • Samples were additionally stored for 3,000 hours at 480 ° C after the heat treatment.
  • the investigated inventive alloy L2 had the following chemical composition (in% by weight): 0.12 C, 1.5 Cr, 0.2 Mn, 2.5 Ni, 1.7 Mo, 0.25 V, 0.03 Nb, 0.04 N, 0.01 Ta, 0.05 La, 0.001 Pd, 0.0070 B, 0.05 Si, 0.005 P, 0.005 S, 0.005 Sn, balance iron and unavoidable impurities.
  • the comparative alloy VL1 used was a prior art commercial steel of the type X12CrNiMoV1 1 -2-2 having the following chemical composition (in% by weight): 0.10-0.14 C, 1.012-12.0 Cr, 0.25 Mn, 2.0 -2.6 Ni, 1.3-1.8 Mo, 0.2-0.35 V, 0.02-0.05 N, 0.15 Si, 0.026 P and 0.015 S. Both alloys thus have a comparable composition with the difference that the inventive alloy L2 is additionally microalloyed with Nb, B, as well as La and Pd and contains Ta.
  • inventive alloy L2 and the comparative alloy VL1 were subjected to the following heat treatment processes:
  • Figure 1 shows for the two alloys VL1 and L2 the creep properties, i. creep strength and 1% proof stress at 550 ° C.
  • the mean times to break and to reach a 1% elongation are thus shown, depending on the voltage at 550 ° C.
  • the alloy L2 according to the invention advantageously has significantly longer times under the action of the same
  • Alloy L2 samples have not yet broken.
  • a clear shift to longer is here Recognize times, which is of particular advantage for the planned use as a gas turbine or steam turbine rotor.
  • FIG. 3 compares the fracture toughnesses and impact energies at room temperature for the two investigated alloys in the above-described heat treatment state (without aging). Despite the significantly better creep properties at high temperatures (see FIGS. 1 and 2), the toughness of the alloy according to the invention hardly deteriorates.
  • FIG. 4 shows the influence of a long-term aging at a temperature of 480 ° C.
  • FIG. 4 shows the fracture toughnesses and impact energies at room temperature for the two investigated alloys L2 and VL1 after aging for 3,000 hours at 480 ° C.
  • the toughness properties of the alloy L2 according to the invention are virtually unchanged compared to VL1.
  • the alloy according to the invention is distinguished on the one hand by a very good creep resistance at temperatures of 450 ° C., preferably 550 ° C., and above, and is thus superior to the conventional 12% Cr steels. This is mainly due to the influence of boron, tantalum and palladium, which are alloyed in the specified range.
  • the alloy of the present invention has improved resistance to embrittlement upon long-term aging and comparatively high toughness. This is due to the addition of lanthanum in the specified range, because both the grain size is reduced as well as stable lanthanum sulfide La 2 S 3 are formed.
  • the inventive alloy is thus particularly advantageous for rotors in gas and steam turbines, which are exposed to high inlet temperatures of about 550 ° C, can be used advantageously.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen kriechfesten Stahl, welcher durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %) gekennzeichnet ist: 9.0 bis 12.0 Cr, 0.1 bis 0.5 Mn, 2.3 bis 3 Ni, 1.5 bis 2.0 Mo, 0.1 bis 0.4 V, 0.01 bis 0.06 Nb, 0.08 bis 0.16 C, 0.02 bis 0.08 N, 0.004 bis 0.012 B, 0.001 bis 2 Ta, 0.001 bis 0.5 La, 0.0001 bis 1 Pd, maximal 0.005 P, maximal 0.005 S, maximal 0.05 Si, maximal 0.005 Sn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dieser Stahl zeichnet sich gegenüber kommerziellen Stählen durch ein stark verbessertes Kriechverhalten bei Temperaturen von 550 °C und darüber aus. Er hat ausserdem eine verbesserte Beständigkeit gegenüber Versprödung bei Langzeitalterung und eine vergleichsweise hohe Zähigkeit. Der Stahl wird vorteilhaft als Werkstoff für Gasturbinenrotoren eingesetzt, welche zur Effizienzsteigerung der Gasturbine hohen Eintrittstemperaturen ausgesetzt sind, findet aber auch Einsatz für Dampfturbinen.

Description

Kriechfester Stahl
Technisches Gebiet
Die Erfindung bezieht sich auf Stähle auf der Basis von 9-12 % Chrom, die für Rotoren im Kraftwerksbereich eingesetzt werden. Sie betrifft die Wahl und das mengenanteilsmässige Abstimmen spezieller Legierungselemente, welche die
Einstellung einer aussergewöhnlich guten Kriechfestigkeit bei Temperaturen von
550 °C und darüber in diesem Material ermöglichen. Der erfindungsgemässe
Stahl soll auch eine hohe Zähigkeit nach Langzeitalterung aufweisen, so dass er sowohl in Gas- als auch Dampfturbinen eingesetzt werden kann.
Stand der Technik
Martensitisch-härtbare Stähle auf der Basis von 9-12 % Chrom sind weitverbreitete Werkstoffe der Kraftwerkstechnik. Sie wurden entwickelt für eine Anwendung in Dampfkraftwerken bei Betriebstemperaturen oberhalb 600 °C und Dampfdrücken oberhalb 250 bar, um die Effizienz der Kraftwerke zu erhöhen. Unter diesen Betriebsbedingungen spielen die Kriechfestigkeit und der Oxidationswiderstand des Materials eine besondere Rolle. Es ist bekannt, dass die Zugabe von Chrom im obengenannten Bereich nicht nur eine gute Beständigkeit gegen atmosphärische Korrosion, sondern auch die vollständige Durchhärtbarkeit von dickwandigen Schmiedestücken ermöglicht, so wie sie etwa als Monoblockrotoren oder als Rotorscheiben in Gas- und Dampfturbinen Anwendung finden. Bewährte Legierungen dieser Art enthalten gewöhnlich etwa 0.08 bis 0.2 % Kohlenstoff, welcher in Lösung die Einstellung einer harten martensitischen Struktur ermöglicht. Eine gute Kombination von Warmfestigkeit und Duktilität martensitischer Stähle wird durch eine Anlassbehandlung ermöglicht, in welcher sich durch die Ausscheidung von Kohlenstoff in Form von Karbiden unter gleichzeitiger Erholung der Versetzungssubstruktur eine teilchenstabilisierte Subkornstruktur bildet. Das Anlassverhalten und die hieraus resultierenden Eigenschaften können wirksam durch die Wahl und das mengenanteilsmässige Abstimmen spezieller Karbidbildner wie zum Beispiel Mo, W, V, Nb und Ta beeinflusst werden.
Ein typischer Vertreter, welcher in Dampfkraftwerken, insbesondere als Rotorstahl breite Verwendung gefunden hat, ist der unter DIN bekannte deutsche Stahl X20CrMoV12.1.
Es ist ferner bekannt, dass die Duktilität auf einem Festigkeitsniveau von 850 MPa durch das Zulegieren von Nickel deutlich verbessert werden kann. Solche Legierungen finden daher dort eine breite Verwendung, wo deutlich höhere Anforderungen an sowohl Festigkeit wie auch Duktilität gestellt werden, typischer Weise als Scheibenwerkstoffe für Gasturbinenrotoren. Ein typischer Vertreter derartiger Legierungen, welcher in der Gasturbinentechnik, insbesondere als Werkstoff für Rotorscheiben breite Verwendung gefunden hat, ist der unter DIN bekannte deutsche Stahl X12CrNiMoI 2. Tendenziell wird durch Nickel aber nachteilig die Warmfestigkeit bei hohen Temperaturen gesenkt. Dies wird mit einer reduzierten Karbidstabilität in nickelhaltigen Stählen in Beziehung gesetzt. In der vergangenen Zeit wurden verschiedene Anstrengungen unternommen, um spezielle Eigenschaften der bekannten 9-12% Cr-Stähle zu verbessern. So wird beispielsweise in der Veröffentlichung von Kern et al.: High Temperature Forged Components for Advanced Steam Power Plants, in Materials for Advanced Power Engineering 1998, Proceedings of the 6th Liege Conference, ed. by J. Lecomte- Becker et. al., die Entwicklung neuartiger Rotorstähle für Dampfturbinenanwendungen beschrieben.
In derartigen Legierungen wurden die Gehalte an Cr, Mo, W unter Berücksichtigung von N, Nb und/oder B optimiert, um die Kriech- und
Zeitstandfestigkeiten für Anwendungen bei 600 °C zu verbessern. Durch Zugabe von Bor sollen die Karbide, wie beispielsweise M23C6, stabilisiert werden. Wegen der schädlichen Wirkung von Nickel auf die Langzeiteigenschaften, wurden bei diesen Stählen die Ni-Gehalte auf Werte kleiner 0.25 % beschränkt. Bei diesen Legierungen sind nachteilig die Bruchzähigkeitswerte tief, was zwar bei
Dampfturbinenanwendungen keine grosse Rolle spielt und daher vernachlässigt werden kann, bei Gasturbinenanwendungen aber vermieden werden muss.
In späteren Veröffentlichungen (F. Kauffmann et. al.: „Microstructural Investigation of Boron containing TAF Steel and the Correlation to the Creep Strength", 31. MPA-Seminar in Verbindung mit der Fachtagung "Werkstoff- und Bauteilverhalten in der Energie- und Anlagentechnik", 13./14.10.2005, Stuttgart) wurden aus diesem Grunde bei einem B-Zusatz von 0.03 % zu einem 10.5 % Cr-Stahl die Ni- Gehalte sogar auf Werte < 0.002 % begrenzt.
Speziell für Gasturbinenanwendungen wurden Anstrengungen unternommen, um bei 9-12 % Cr-Stählen entweder die Zeitstandfestigkeiten im Bereich von 450 bis 500 °C auf hohem Duktilitätsniveau zu verbessern oder die Versprödungsneigung bei Temperaturen zwischen 425 und 500 °C zu reduzieren. So beschreibt die europäische Patentanmeldung EP 0 931 845 A1 einen in der Konstitution dem deutschen Stahl X12CrNiMoI 2 ähnlichen nickelhaltigen 12 % Chromstahl, in welchem das Element Molybdän gegenüber dem bekannten Stahl X12 CrNiMoI 2 reduziert, jedoch ein erhöhter Gehalt an Wolfram zulegiert wurde. In DE 198 32 430 A1 ist eine weitere Optimierung eines dem X12CrNiMoI 2 artgleichen Stahls mit der Bezeichnung M152 offenbart, bei welchem durch die Zugabe von Seltenerd-Elementen die Versprödungsneigung im Temperaturbereich zwischen 425 und 500° C begrenzt wird.
Nachteilig ist, dass in keinem der obengenannten Entwicklungen die Festigkeit, insbesondere die Warmfestigkeit bei Temperaturen zwischen 300 und 600 °C, auf einem dem Stahl X12CrNiMoI 2 vergleichbar hohen Duktilitätsniveau verbessert werden konnte.
Ein möglicher Ansatz zur Verbesserung der Warmfestigkeit bei gleichzeitig hoher Duktilität wurde mit der Entwicklung von Stählen mit erhöhten Stickstoffgehalten vorgeschlagen. In EP 0 866 145 A2 wird eine neue Klasse von martensitischen Chromstählen mit Stickstoffgehalten im Bereich zwischen 0.12 bis 0.25 % beschrieben und in EP 1 158 067 A1 mit Stickstoffgehalten von 0.12 bis 0.18 %, wobei das Gewichtsverhältnis V/N im Bereich zwischen 3,5 und 4,2 liegt. Bei diesen Stählen wird die gesamte Gefügeausbildung durch die Bildung von Sondernitriden, insbesondere von Vanadiumnitriden gesteuert, welche durch die Schmiedebehandlung, durch die Austenitisierung, durch eine kontrollierte Abkühlbehandlung oder durch eine Anlassbehandlung in vielfältiger Weise verteilt werden können. Während die Festigkeit über die Härtungswirkung der Nitride erzielt wird, wird die Einstellung einer hohen Duktilität durch die Verteilung und Morphologie der Nitride, vor allem aber durch die Begrenzung der Kornvergröberung während des Schmiedens und während der Lösungsglühbehandlung angestrebt.
Aus EP 0867 522 A2 ist ein hitzebeständiger Stahl mit guten Zähigkeitseigenschaften für den Einsatz als Turbinenrotor bekannt, der folgende chemische Zusammensetzung aufweist (Gew.- %): 0.05-0.30 C, 0.20 oder weniger Si, 0-1.0 Mn, 8-14 Cr, 0.5-3.0 Mo, 0.10-0.50 V, 1.5-5.0 Ni, 0.01 -0.5 Nb, 0.01 -0.08 N, 0.001 -0.020 B, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Mikrolegieren mit Bor führt zu Ausscheidungen an den Korngrenzen und erhöht die zeitliche Stabilität der Karbonitride bei hohen Temperaturen, wobei höhere Gehalte an B aber die Zähigkeit des Stahles verringern. Nachteilig an dieser vorgeschlagenen Zusammensetzung sind auch die relativ hohen zugelassenen Si-Werte in Höhe von 0.2 %. Si dient zum Zeitpunkt des Schmelzens zwar vorteilhaft als Desoxidationsmittel, andererseits aber verbleiben Teile davon als Oxide im Stahl, was sich nachteilig in einer verringerten Zähigkeit bemerkbar macht.
Schliesslich werden in US 5820817 rostfreie Stähle mit 8-13 Gew. -% Cr vorgeschlagen, welche u.a. Bor und/oder Seltene Erdmetalle in ihrer Zusammensetzung aufweisen, um dem Widerstand gegen Versprödung bei Langzeitalterung zu erhöhen. Der maximale Gehalt an Seltenen Erden soll gemäss diesem Dokument 0.5 Gew.- % betragen, ein optimaler Anteil wird mit 0.1 Gew.- % angegeben.
Darstellung der Erfindung
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen 9-12 % Cr-Stahl zu schaffen, welcher sich gegenüber dem bekannten Stand der Technik durch eine erhöhte Kriechfestigkeit bei Temperaturen von 550 °C und darüber auszeichnet und welcher eine verbesserte Beständigkeit gegenüber Versprödung bei Langzeitalterung und eine vergleichsweise hohe Zähigkeit aufweist, so dass er vor allem in Gasturbinen-, aber auch in Dampfturbinenkraftwerken eingesetzt werden kann. Er soll vorzugsweise für Rotoren von Turbomaschinen Anwendung finden, damit die Effizienz und der Ausstoss gegenüber dem bekannten Stand der Technik erhöht werden können. Kern der Erfindung ist ein Stahl mit folgender chemischer Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %): 0.08 bis 0.16 C, 9.0 bis 12.0 Cr, 0.1 bis 0.5 Mn, 2.3 bis 3 Ni, 1.5 bis 2.0 Mo, 0.1 bis 0.4 V, 0.01 bis 0.06 Nb, 0.02 bis 0.08 N, 0.001 bis 2 Ta, 0.001 bis 0.5 La, 0.0001 bis 1 Pd, 0.004 bis 0.012 B, maximal 0.005 P, maximal 0.005 S, maximal 0.05 Si, maximal 0.005 Sn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Bevorzugte Bereiche für die einzelnen Legierungselemente der erfindungsgemässen Zusammensetzung sind in den Unteransprüchen enthalten, wobei besonders bevorzugt der Stahl erfindungsgemäss folgende chemische Zusammensetzung aufweist (Angaben in Gew.- %): 0.12 C, 1 1.5 Cr, 0.2 Mn, 2.5 Ni, 1.7 Mo, 0.25 V, 0.03 Nb, 0.04 N, 0.01 Ta, 0.05 La, 0.001 Pd, 0.007 B, 0.005 P, 0.005 S, 0.05 Si, 0.005 Sn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Der Vorteil der Erfindung besteht darin, dass die erfindungsgemässe Legierung im Vergleich zu den aus dem Stand der Technik bekannten Legierungen ähnlicher Zusammensetzung, allerdings ohne B-Zusatz bzw. ohne La-und Pd-Zusatz, bei gleicher Wärmebehandlung verbesserte Kriecheigenschaften bei Temperaturen von 550 °C und darüber aufweist, wobei auch gute Zähigkeitseigenschaften (Dehnung, Schlagarbeit) und eine verbesserte Beständigkeit gegen Versprödung bei Langzeitalterung erzielt werden.
Es wird ein Anlassgefüge eingestellt, das sich durch eine zähe Grundmatrix und durch die Anwesenheit warmfestigkeitsbringender Nitride, Boride und Karbide auszeichnet. Die Zähigkeit der Grundmatrix wird durch die Anwesenheit von Substitionselementen, vorzugsweise durch Nickel, eingestellt. Die Gehalte dieser Substitutionselemente sind so bestimmt, dass sie eine optimale Entfaltung von sowohl der Martensithärtung wie auch der Teilchenhärtung durch Ausscheidung von Sondernitriden, z. B. Vanadiumnitride oder Niob-Nitride, zur Einstellung höchster Warmfestigkeiten ermöglichen. Grundsätzlich senken beide Härtungsmechanismen die Duktilität. Charakteristischer Weise wird dabei im Bereich der Sekundärhärtung ein Duktilitätsminimum beobachtet. Dieses Duktilitätsminimum braucht nicht ausschliesslich durch den eigentlichen Ausscheidungshärtungsmechanismus hervorgerufen zu sein. Ein gewisser Versprödungsbeitrag kann auch durch Segregation von Verunreinigungen an die Korngrenzen oder möglicherweise auch durch Nahordnungseinstellungen von gelösten Legierungsatomen geliefert werden.
Eine Erhöhung der Anlasstemperatur über den Sekundärhärtungsbereich führt zur vollständigen Ausscheidung mit deutlichem Wachstum von Karbiden. Dadurch nimmt die Festigkeit ab und die Duktilität zu. Wesentlich ist, dass durch die gleichzeitige Erholung der Versetzungssubstruktur und der Teilchenvergröberung die Duktilität verstärkt zunimmt, so dass die Kombination aus Festigkeit und Duktilität insgesamt verbessert wird. Diese Verbesserung ist der Bildung einer teilchenstabilisierten Subkornstruktur zuzuschreiben. Dabei ist davon auszugehen, dass sowohl die Duktilität als auch die Festigkeit teilchenstabilisierter Subkornstrukturen durch Ungleichmässigkeiten in der Topologie der Teilchen- Subkornstruktur verringert wird. Ausscheidungen auf Subkorngrenzen sind einer beschleunigten Vergröberung unterworfen und neigen zur Koagulation mit benachbarten Ausscheidungen. Grobe und koagulierte Phasen erzeugen bruchauslösende Spannungsspitzen, welche die Duktilität senken. Vor allem aber wird durch die ungleichmässige Verteilung der Ausscheidungen auch der bei hohen Temperaturen wirksamste Härtungsmechanismus, nämlich die Teilchenhärtung, stark begrenzt.
Eine Massnahme zur Duktilitätssteigerung in konventionellen, martensitisch- härtbaren Stählen ist das Zulegieren von Nickel. Die Ursachen hierzu sind jedoch nicht in allen Punkten bekannt und dürften stark vom Nickelgehalt abhängen. So können kleine Anteile von Nickel schon sehr dutktilitätsfördernd sein, wenn dadurch etwa die Bildung von Delta-Ferrit vollständig unterdrückt werden kann. Bei Nickelgehalten über 2 Gew.- % wird hingegen erwartet, dass durch Nickel die Ad -Temperatur (das ist diejenige Temperatur, bei der sich während des Aufheizens Ferrit in Austenit umzuwandeln beginnt) auf Temperaturen unter 700 °C gesenkt wird. Soll also die Festigkeit durch ein Absenken der Anlasstemperatur unter 700 °C gesteigert werden, dann ist in Anwesenheit erhöhter Nickelgehalte beim Anlassen mit einer partiellen Umwandlung von Ferrit in Austenit zu rechnen. Dies ist mit einer gewissen duktilitätsfördernden Kornneubildung verbunden. Hingegen ist jedoch zu beachten, dass die Karbidausscheidung oberhalb der Ad - Temperatur nur unvollständig abläuft, da die Löslichkeit des austenitstabilisierenden Elements Kohlenstoff im Austenit grösser ist als im Ferrit. Der sich bildende Austenit ist weiter nicht hinreichend stabilisiert, so dass ein grosserer Volumenanteil des rückgebildeten Austenits einer weiteren martensitischen Umwandlung bei der Rückabkühlung nach dem Anlassen unterworfen ist. Neben den beiden vorgenannten Wirkungsbeiträgen von Nickel zur Duktilitätssteigerung kann ein gewisser Duktilitätsbeitrag von Nickel in seiner Wirkung als Substitutionselement in fester Lösung kommen. Dies lässt sich elektronentheoretisch so erklären, dass das Element Nickel zusätzliche, freie Elektronen in das Eisengitter speist und dadurch die Eisenlegierungen noch „metallischer" macht.
Grundsätzlich weisen konventionelle, martensitisch-härtbare Stähle, welche mit Nickel legiert sind, gegenüber nickelarmen Legierungen keine besonderen Warmfestigkeitsvorteile auf. Dies trifft zumindest für Prüftemperaturen oberhalb 500 °C zu und könnte bei erhöhten Nickelgehalten mit der oben erwähnten Reaustenitisierung beim Anlassen zusammenhängen. Es ist ferner bekannt, dass das Zulegieren von Nickel in derartige Stähle die Gefügeinstabilität unter langzeitigen Auslagerungsbedingungen bei erhöhten Temperaturen deutlich verschärft. Diese langzeitige Gefügeinstabilität wird dabei mit einer beschleunigten Vergröberung der Karbide in Beziehung gesetzt. Mangan liegt auf der linken Seite neben dem Element Eisen im periodischen System der Elemente. Es ist ein elektronenärmeres Element, womit seine Wirkung in fester Lösung deutlich verschieden sein sollte von Nickel. Nichtsdestoweniger ist es ein austenitstabilisierendes Element, welches die Ad - Temperatur stark senkt, jedoch keine besonders positive, sondern eine eher ungünstige Wirkung auf die Duktilität hinterlässt. Auf der Seite der kohlenstoffhaltigen 12 % Chromstähle wird Mangan als ein Verunreinigungselement verstanden, welches die Anlassversprödung wesentlich fördert. Daher wird der Gehalt an Mangan gewöhnlich auf Kleinstmengen begrenzt.
Nachfolgend werden die bevorzugten Mengen in Gewichtsprozenten für jedes Element und die Gründe für die gewählten erfindungsgemässen Legierungsbereiche in ihrem Zusammenhang mit den hieraus resultierenden Möglichkeiten der Wärmebehandlungen aufgezeigt.
Chrom:
Ein Gewichtsanteil von 9-12 % Chrom ermöglicht eine gute Durchhärtbarkeit dickwandiger Bauteile und stellt eine hinreichende Oxidationsbeständigkeit bis zu einer Temperatur von 550 °C sicher. Ein Gewichtsanteil unter 9 % beeinträchtigt die Durchvergütbarkeit. Gehalte oberhalb 12 % führen zur beschleunigten Bildung von hexagonalen Chromnitriden während des Anlassvorgangs, welche neben Stickstoff auch Vanadium abbinden, und damit die Wirksamkeit einer Aushärtung durch Vanadiumnitride verringern. Der optimale Chromgehalt liegt bei 10.5 bis 1 1 .5 %.
Mangan und Silizium:
Diese Elemente fördern die Anlassversprödung und müssen daher auf kleinste
Gehalte begrenzt werden. Der zu spezifierende Bereich sollte unter Berücksichtigung der metallurgischen Möglichkeiten im Bereich zwischen 0.1 und 0.5 Gew. -%, vorzugsweise zwischen 0.1 und 0.25 %, insbesondere bei 0.2 % für Mangan und bei max. 0.05 % Gew.- % für Silizium liegen.
Nickel: Nickel wird als austenitstabilisierendes Element zur Unterdrückung von Delta- Ferrit eingesetzt. Darüber hinaus soll es als ein gelöstes Element in der ferritischen Matrix die Duktilität verbessern. Nickelgehalte von 2.3 bis etwa 3 Gew.- % sind sinnvoll. Nickelgehalte oberhalb 4 Gew.- % verstärken die Austenitstabilität derart, dass nach dem Lösungsglühen und Anlassen ein erhöhter Anteil von Restaustenit beziehungsweise Anlassaustenit im vergüteten Martensit vorliegen kann. Vorzugsweise liegt der Nickelgehalt bei 2.3 bis 2.8, insbesondere 2.5 Gew.- %.
Molybdän : Molybdän verbessert die Kriechfestigkeit durch Mischkristallhärtung als partiell gelöstes Element und durch Ausscheidungshärtung während einer Langzeitbeanspruchung. Ein übermässig hoher Anteil dieses Elementes führt jedoch zu Versprödung während einer Langzeitauslagerung, welche durch die Ausscheidung und Vergröberung von Laves-Phase (W, Mo) und Sigma-Phase (Mo) gegeben ist. Der Bereich für Mo liegt bei 1.5 bis 2 Gew.- %, vorzugsweise bei 1.6 bis 1.8 Gew.- %, insbesondere bei 1.7 Gew.- %.
Vanadium und Stickstoff:
Diese beiden Elemente zusammen kontrollieren massgeblich die Korngrössenausbildung und die Ausscheidungshärtung. Ein leicht überstöchiometrisches V/N-Verhältnis erhöht mitunter auch die Stabilität des Vanadiumnitrids gegenüber des Chromnitrids. Der konkrete Gehalt an Stickstoff und Vanadiumnitriden richtet sich nach dem optimalen Volumenanteil der Vanadiumnitride, welche während der Lösungsglühung als unlösliche Primärnitride zurückbleiben sollen. Je grösser der Gesamtanteil von Vanadium und Stickstoff ist, umso grösser ist derjenige Anteil der Vanadiumnitride, welcher nicht mehr in Lösung geht und umso grösser ist die Kornfeinungswirkung. Der positive Einfluss der Kornfeinung auf die Duktilität ist jedoch begrenzt, da mit zunehmendem Volumenanteil von Primärnitriden die Primärnitride selbst die Duktilität begrenzen. Der bevorzugte Gehalt an Stickstoff liegt im Bereich 0.02 bis 0.08 Gew.- %, vorzugsweise 0.025 bis 0.055 Gew.- %, besonders bevorzugt bei 0.04 Gew.- % N, und derjenige von Vanadium liegt im Bereich zwischen 0.1 und 0.4 Gew.- %, vorzugsweise 0.2 bis 0.3 Gew.- %,und insbesondere bei 0.25 Gew. - %.
Niob:
Niob ist ein starker Nitridbildner, welche die Kornfeinungswirkung unterstützen. Um den Volumenanteil der Primärnitride klein zu halten, muss ihr Gesamtanteil auf 0.1 Gew.- % begrenzt werden. Niob löst sich in kleinen Mengen im Vanadiumnitrid und kann damit die Stabilität des Vanadiumnitrids verbessern. Niob wird im Bereich zwischen 0.01 und 0.06 Gew.- %, vorzugsweise 0.02 bis 0.04 Gew.- %, und insbesondere mit 0.03 Gew. -% zulegiert.
Phosphor, Schwefel, Zinn:
Diese Elemente verstärken zusammen mit Silizium und Mangan die Anlassversprödung bei Langzeitauslagerungen im Bereich zwischen 350 und 500 °C. Diese Elemente sollten daher auf maximal tolerierbare Anteile (0.005 Gew.- %) begrenzt werden.
Tantal: Ta beeinflusst die Kriechfestigkeit positiv. Ein Zulegieren von 0.001 bis 2 Gew.- % Ta bewirkt, dass aufgrund der grosseren Neigung von Tantal zur Karbidbildung als Chrom einerseits die Ausscheidung von unerwünschten Chromkarbiden an den Korngrenzen, andererseits auch die unerwünschte Verarmung des Mischkristalls an Chrom verringert wird. Der bevorzugte Bereich für Ta liegt bei 0.005 bis 0.1 Gew.- %, insbesondere sollte ein Ta-Gehalt von 0.01 Gew.- % eingestellt werden. Kohlenstoff:
Kohlenstoff bildet beim Anlassen Chromkarbide, welche für eine verbesserte
Kriechfestigkeit förderlich sind. Bei zu hohen Kohlenstoffgehalten führt der hieraus resultierende erhöhte Volumenanteil von Karbiden jedoch zu einer Duktilitätsminderung, welche insbesondere durch die Karbidvergröberung während einer Langzeitauslagerung zum Tragen kommt. Der Kohlenstoffgehalt sollte daher nach oben auf 0.16 Gew.- % begrenzt werden. Nachteilig ist auch die
Tatsache, dass Kohlenstoff die Aufhärtung beim Schweissen verstärkt. Der bevorzugte Kohlenstoffgehalt liegt im Bereich zwischen 0.10 und 0.14 Gew.- %, vorzugsweise bei 0.12 Gew.- %.
Bor:
Bor stabilisiert die M23C6-Ausscheidungen und verbessert somit die
Kriechfestigkeit des Stahles, wobei aber die Bildung von Bornitriden auf Kosten der Vandiumkarbonitride verhindert werden muss. Ausserdem ist aber zu beachten, dass die Austenitisierungstemperatur erhöht werden muss, um homogenes Bor in der Matrix zu erhalten, was aber wiederum zu einer Erhöhung der Korngrösse und damit zu schlechteren Eigenschaften des Materials führt. Daher soll der Bor-Gehalt auf 40 bis 95 ppm begrenzt werden. Vorzugsweise ist ein B-Gehalt von 50 ppm bis 90 ppm, besonders bevorzugt von ca. 70 ppm, einzustellen.
Lanthan:
Lanthan bindet den Schwefel im Stahl durch die Bildung von Lanthansulfid La2S3. La2S3 ist wesentlich stabiler als MnS2. Es hat einen Schmelzpunkt von > 2100 °C, während sich MnS2 bei hohen Temperaturen unter Freisetzung von S zersetzt. Da aber aufgrund des Stahlherstellungsprozesses gewisse Gehalte an S einerseits notwendig sind und andererseits als Verunreinigungen auch nicht vermeidbar sind, und Schwefel die Versprödungsneigung des Materials nachteilig erhöht, sind stabile Sulfidbildner im Stahl wie La wesentlich besser als Mn. Ausserdem wird durch das Mikrolegieren mit La vorteilhaft die Korngrösse reduziert, was sich auch vorteilhaft dabei auswirkt, wenn das Material zerstörungsfrei durch Ultraschallverfahren geprüft wird. So wurde von der Anmelderin beispielsweise bei einem mit B dotierten 12% Cr-Stahl bei einer Austenitisierungstemperatur von 1 100 °C eine Korngrösse ASTM 6 ermittelt, während bei einem mit B und La mikrolegierten 12 % Cr-Stahl die Korngrösse bei der gleichen Austenitisierungstemperatur nur noch ASTM 7 betrug. Hinzu kommt, dass wegen der sehr hohen Stabilität der Lanthansulfide und des positiven Effekts auf die Behinderung von interdentrischen Schweissrissen die Schweissbarkeit der 12% Cr-Stähle verbessert wird. Da Lanthan aber nachteilig auch Oxide bildet, sollte der Gehalt an La bei 0.001 bis 0.5 Gew.- %, vorzugsweise bei 0.01 bis 0.1 Gew.- %, insbesondere bei 0.05 Gew.- %, liegen.
Palladium:
Pd bildet mit dem Eisen des Stahles eine geordnete intermetallische Fe-Pd LI 0 - Phase, die α"-Phase. Diese stabile α"-Phase erhöht die Zeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen durch Stabilisation der Korngrenzenausscheidungen, wie z.B. M23C6, und wirkt sich somit positiv auf die Kriecheigenschaften aus.
Palladium hat allerdings den Nachteil hoher Kosten. Der Pd-Gehalt des vorgeschlagenen Stahles sollte im Bereich von 0.0001 bis 1 , vorzugsweise von 0.0005 bis 0.01 Gew. -% liegen, wobei ein Gehalt von 0.001 Gew. -% besonders geeignet ist.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
In der Zeichnung ist ein Ausführungsbeispiel der Erfindung dargestellt. Es zeigen:
Fig. 1 eine graphische Darstellung, bei welcher die Spannungen ausgewählter Legierungen (nach dem Stand der Technik VL1 bzw. entsprechend der vorliegenden Erfindung L2) bei einer Temperatur von 550 °C über der mittleren Zeit bis zum Bruch bzw. bis zur 1 % Dehnung des Materials aufgetragen sind;
Fig. 2 eine graphische Darstellung analog zu Fig.1 , aber bei einer Temperatur von 450 °C;
Fig. 3 eine graphische Darstellung, bei welcher die Bruchzähigkeit (linkes
Teilbild) und die Schlagenergie (rechtes Teilbild) für die beiden Legierungen VL1 und L2 bei Raumtemperatur im wärmebehandelten Zustand (ohne Auslagerung) gegenübergestellt sind und
Fig. 4 eine graphische Darstellung analog zu Fig. 3, bei welcher aber die
Proben nach der Wärmebehandlung zusätzlich 3000 Stunden bei 480 °C ausgelagert wurden.
Wege zur Ausführung der Erfindung
Nachfolgend wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispieles und der Fig. 1 bis 4 näher erläutert.
Die untersuchte erfindungsgemässe Legierung L2 wies folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %) auf: 0.12 C, 1 1.5 Cr, 0.2 Mn, 2.5 Ni, 1.7 Mo, 0.25 V, 0.03 Nb, 0.04 N, 0.01 Ta, 0.05 La, 0.001 Pd, 0.0070 B, 0.05 Si, 0.005 P, 0.005 S, 0.005 Sn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Als Vergleichslegierung VL1 wurde ein aus dem Stand der Technik bekannter kommerzieller Stahl des Typs X12CrNiMoV1 1 -2-2 verwendet mit folgender chemischer Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %): 0.10-0.14 C, 1 1.0-12.0 Cr, 0.25 Mn, 2.0-2.6 Ni, 1.3-1.8 Mo, 0.2-0.35 V, 0.02-0.05 N, 0.15 Si, 0.026 P und 0.015 S. Beide Legierungen haben somit eine vergleichbare Zusammensetzung mit dem Unterschied, dass die erfindungsgemässe Legierung L2 zusätzlich mit Nb, B, sowie La und Pd mikrolegiert ist und Ta enthält.
Die erfindungsgemässe Legierung L2 und die Vergleichslegierung VL1 wurden den folgenden Wärmebehandlungsprozessen unterzogen:
1. Normalisierung bei 1 100 °C / 3h / Ventilatorluft-Abkühlung auf Raumtemperatur 2. Anlassbehandlung bei 640 °C / 5h / Luft-Abkühlung auf Raumtemperatur
Aus den derartig behandelten Werkstoffen wurden Proben zur Ermittlung der mechanischen Eigenschaften hergestellt. Es wurden Langzeitauslagerung bei 450 °C, 480 °C bzw. 550 °C unter bestimmten mechanischen Belastungen durchgeführt, sowie die Schlagenergie und die Bruchzähigkeit bei Raumtemperatur ermittelt. Die Ergebnisse sind in den Figuren 1 bis 4 dargestellt.
Fig. 1 zeigt für die beiden Legierungen VL1 und L2 die Eigenschaften beim Kriechen, d.h. die Zeitstandsfestigkeit und die 1 %-Dehngrenze bei 550 °C. In diesem Diagramm sind somit in Abhängigkeit von der Spannung bei 550 °C die mittleren Zeiten bis zum Bruch und bis zum Erreichen einer 1 %igen Dehnung dargestellt.
Es zeigt sich, dass bei der genannten Temperatur die erfindungsgemässe Legierung L2 vorteilhaft wesentlich längere Zeiten bei Einwirkung der gleichen
Spannung bis zum Erreichen einer 1 %igen Dehnung benötigt als die
Vergleichslegierung VL1. Bei der Zeit bis zum Bruch (Zeitstandfestigkeit) ist dieser
Unterschied noch deutlicher zu sehen, da die in Fig. 1 mit einem Pfeil versehenen
Proben der Legierung L2 noch gar nicht zu Bruch gegangen sind. Hier ist bei der erfindungsgemässen Legierung L2 eine deutliche Verschiebung zu längeren Zeiten hin zu erkennen, was von besonderem Vorteil für den geplanten Einsatz als Gasturbinen- oder Dampfturbinenrotor ist.
In Fig. 2 sind die gleichen Abhängigkeiten dargestellt, allerdings für eine niedrigere Temperatur (450 °C). Hier sind die Unterschiede zwischen dem Verhalten der Vergleichslegeierung VL1 und der erfindungsgemässen Legierung L2 zwar auch erkennbar, aber im Vergleich zu den in Fig. 1 dargestellten Ergebnissen sind diese nicht so gravierend.
In Fig. 3 sind die Bruchzähigkeiten und Schlagenergien bei Raumtemperatur für die beiden untersuchten Legierungen im oben beschriebenen Wärmebehandlungszustand (ohne Auslagerung) gegenübergestellt. Trotz der deutlich besseren Kriecheigenschaften bei hohen Temperaturen (siehe Fig. 1 und 2) kommt es bei der erfindungsgemässen Legierung kaum zu einer Verschlechterung der Zähigkeit.
Den Einfluss einer Langzeitauslagerung bei einer Temperatur von 480 °C zeigt Fig. 4. Dort sind die Bruchzähigkeiten und Schlagenergien bei Raumtemperatur für die beiden untersuchten Legierungen L2 und VL1 nach einer Auslagerung von 3000 Stunden bei 480 °C dargestellt. Trotz der deutlich besseren Kriecheigenschaften bei hohen Temperaturen (wesentlich bessere Festigkeitswerte) sind bei der erfindungsgemässen Legierung L2 im Vergleich zur VL1 die Zähigkeitseigenschaften nahezu unverändert gut.
Diese sehr gute Eigenschaftskombination (sehr hohe Kriechfestigkeit bei Temperaturen von 450 °C und wesentlich darüber, gute Zähigkeitseigenschaften nach Langzeitauslagerung bei hohen Temperaturen) wird im Vergleich zum Stand der Technik erreicht durch die Kombination der Legierungselemente B, Ta, La und Pd in den angegebenen Bereichen. Zusammenfassend ist zu sagen, dass sich die erfindungsgemässe Legierung einerseits durch eine sehr gute Kriechfestigkeit bei Temperaturen von 450 °C, vorzugsweise 550 °C, und darüber auszeichnet und damit den konventionellen 12%Cr-Stählen überlegen ist. Dies ist vorwiegend auf den Einfluss von Bor, Tantal und Palladium zurückzuführen, welche im angegebenen Bereich zulegiert werden. Bor, Tantal und Palladium stabilisieren die M23C6-Ausscheidungen, welche eine wesentliche verfestigende Rolle während des Kriechens spielen, wobei Pd zusätzlich eine stabile intermetallische Phase mit dem Eisen bildet, was auch zur Erhöhung der Kriechfestigkeit beiträgt. Zusätzlich wird die Versetzungsdichte bis zum Bruch erhalten und somit Kriechfestigkeit des Stahles verbessert. Einen ähnlichen Effekt auf die Erhöhung der Kriechfestigkeit haben Ta und Pd. Andererseits weist die erfindungsgemässe Legierung eine verbesserte Beständigkeit gegenüber Versprödung bei Langzeitalterung und eine vergleichsweise hohe Zähigkeit auf. Dies ist zurückzuführen auf die Zugabe von Lanthan im angegebenen Bereich, weil dadurch die sowohl Korngrösse reduziert wird als auch stabile Lanthansulfide La2S3 gebildet werden.
Die erfindungsgemässe Legierung ist somit besonders für Rotoren in Gas- und Dampfturbinen, welche hohen Eintrittstemperaturen von über 550 °C ausgesetzt sind, vorteilhaft einsetzbar.
Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf das beschriebene Ausführungsbeispiel beschränkt.

Claims

Patentansprüche
1. Kriechfester Stahl gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %): 0.08 bis 0.16 C, 9.0 bis 12.0 Cr,
0.1 bis 0.5 Mn, 2.3 bis 3 Ni, 1.5 bis 2.0 Mo, 0.1 bis 0.4 V, 0.01 bis 0.06 Nb, 0.02 bis 0.08 N, 0.001 bis 2 Ta, 0.001 bis 0.5 La, 0.0001 bis 1 Pd, 0.004 bis 0.012 B, maximal 0.005 P, maximal 0.005 S, maximal 0.05 Si, maximal 0.005 Sn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
2. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 2.3 bis 2.8 % Ni.
3. Kriechfester Stahl nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch 2.5 % Ni.
4. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 10 bis 12 % Cr.
5. Kriechfester Stahl nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch 10.5 bis 1 1.5 % Cr.
6. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.10 bis 0.14 %
C.
7. Kriechfester Stahl nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch 0.12 % C.
8. Kriechfester nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.10 bis 0.25 % Mn.
9. Kriechfester Stahl nach Anspruch 8, gekennzeichnet durch 0.20 % Mn.
10. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 1.6 bis 1.8 % Mo.
11. Kriechfester Stahl nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch 1.7 % Mo.
12. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.2 bis 0.3 % V.
13. Kriechfester Stahl nach Anspruch 12, gekennzeichnet durch 0.25 % V.
14. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.02 bis 0.04 % Nb.
15. Kriechfester Stahl nach Anspruch 14, gekennzeichnet durch 0.03 % Nb.
16. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.025 bis 0.055 % N.
17. Kriechfester Stahl nach Anspruch 16, gekennzeichnet durch 0.04 % N.
18. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.005 bis 0.012 % B.
19. Kriechfester Stahl nach Anspruch 18, gekennzeichnet durch 0.007 % B.
20. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.005 bis 0.1 % Ta.
21. Kriechfester Stahl nach Anspruch 20, gekennzeichnet durch 0.01 % Ta.
22. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.01 bis 0.1 % La.
23. Kriechfester Stahl nach Anspruch 22, gekennzeichnet durch 0.05 % La.
24. Kriechfester Stahl nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 0.0001 bis 1 % Pd.
25. Kriechfester Stahl nach Anspruch 24, gekennzeichnet durch 0.0005 bis 0.01 % Pd.
26. Kriechfester Stahl nach Anspruch 25, gekennzeichnet durch 0.001 % Pd.
27. Kriechfester Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass er für Rotoren thermischer Turbomaschinen verwendet wird.
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