EP2432905B1 - Ferritisch martensitische eisenbasislegierung, ein bauteil und ein verfahren - Google Patents

Ferritisch martensitische eisenbasislegierung, ein bauteil und ein verfahren Download PDF

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EP2432905B1 EP09776639.8A EP09776639A EP2432905B1 EP 2432905 B1 EP2432905 B1 EP 2432905B1 EP 09776639 A EP09776639 A EP 09776639A EP 2432905 B1 EP2432905 B1 EP 2432905B1
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Siemens AG
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    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the invention relates to a ferritic martensitic alloy, a component and a method.
  • Iron-base alloys are inexpensive alloys compared to nickel-base superalloys, but the strengths and tougures are lower compared to the nickel-base superalloys.
  • the object is achieved by an alloy according to claim 1, by a component according to claim 10 and a method according to claim 11.
  • the new ferritic martensitic alloy preferably dispenses with the addition of tungsten (W) except for the commercial impurities which are significantly below 0.1 wt%, in particular below 0.01 wt%.
  • FIGS. 1 to 3 show some embodiments of the invention.
  • the boron content gives a very good long-term stability at elevated temperatures.
  • the boron content with the required nitrogen content is optimized to prevent the formation of Boron nitrides to avoid. This results in a good balance of skill and tenacity. Boron stabilizes the microstructure by incorporation into chromium-based M23C6 carbides and reduces the growth of the M23C6 carbides, thereby achieving high microstructure stabilization and, thus, creep rupture strength.
  • tungsten it has been found that no tungsten must be used to achieve high long term crafting with good long term pot life.
  • the tenacities do not change as a function of temperature and time.
  • Tungsten is preferably not added, since tungsten acts as a solid-solution hardener, but tungsten is long-term precipitated as Laves phase and then coarsened faster than other particles and thus no longer participates in the particle stabilization of the structure.
  • temperatures ⁇ 550 ° C the long-term ability of tungsten may be degraded.
  • the nickel content gives good forgeability.
  • the content of nickel is lowered because of the improvement of the creep strength by reducing the diffusion coefficients in the microstructure.
  • a compensation of the changed through temperability takes place by adding carbon (C) and cobalt (Co).
  • the content of carbon (C) is lowered because of balance with other elements to obtain a martensite structure with high toughness. Due to the lowered carbon content, a complete transformation of the austenite on cooling to room temperature can take place (no retained austenite) whereby a high structural homogeneity, good martensite lath structure, high toughness, fine carbide formation of M23C6 is achieved in order to achieve a good creep rupture strength. Carbon is required to form M23C6.
  • carbon contents> 0.13wt% are used.
  • Nitrogen forms MX particles (VN, VCC, N) Nb (C, N) for particle hardening of the martensite microstructure based on (V, Nb) N, thereby increasing the creep rupture strength (MX stands for precipitates of the form VN, V (C, N ) Nb (C, N).
  • nitrogen contents > 150 ppm are used.
  • the content of silicon is lowered because of the thereby improved long-term ability and reduction of nucleation for Laves phase precipitation (see under tungsten).
  • the levels of phosphorus, sulfur, copper are lowered to improve the initial toughness of the structure and ensure high long-term capability.
  • Titanium is preferably not used because otherwise nitrogen would be bound as TiN and thus would miss the MX particles of the form (V, Nb) N required for creep rupture.
  • FIG. 2 a steam turbine 300, 303 is shown with a turbine shaft 309 extending along a rotation axis 306.
  • the steam turbine has a high-pressure turbine section 300 and a medium-pressure turbine section 303, each having an inner housing 312 and an outer housing 315 enclosing this.
  • the high-pressure turbine part 300 is designed, for example, in Topfbauart.
  • the medium-pressure turbine part 303 is designed, for example, double-flow. It is also possible for the medium-pressure turbine section 303 to be single-flow.
  • a bearing 318 is arranged between the high-pressure turbine section 300 and the medium-pressure turbine section 303, the turbine shaft 309 having a bearing region 321 in the bearing 318.
  • the turbine shaft 309 is supported on another bearing 324 adjacent to the high pressure turbine sub 300.
  • the high-pressure turbine section 300 has a shaft seal 345.
  • the turbine shaft 309 is sealed off from the outer housing 315 of the medium-pressure turbine section 303 by two further shaft seals 345.
  • the turbine shaft 309 in the high-pressure turbine section 300 has the high-pressure impeller blade 357. This high pressure blading 357 represents with the associated, not shown blades a first blading area 360.
  • the medium-pressure turbine part 303 has a central steam inflow region 333.
  • the turbine shaft 309 has a radially symmetrical shaft shield 363, a cover plate, on the one hand for dividing the steam flow into the two flows of the medium-pressure turbine section 303 and for preventing direct contact of the hot steam with the turbine shaft 309.
  • the turbine shaft 309 has a second blading area 366 with the medium-pressure rotor blades 354 in the medium-pressure turbine section 303. The hot steam flowing through the second blading area 366 flows out of the medium-pressure turbine section 303 from a discharge connection 369 to a downstream low-pressure turbine, not shown.
  • the turbine shaft 309 is composed for example of two partial turbine shafts 309a and 309b, which are fixedly connected to one another in the region of the bearing 318.
  • Each turbine shaft 309a, 309b has a cooling line 372 formed as a central bore 372a along the axis of rotation 306.
  • the cooling line 372 is connected to the steam outlet region 351 via an inflow line 375 having a radial bore 375a.
  • the coolant line 372 is connected to a cavity not shown below the shaft shield.
  • the feed lines 375 are configured as a radial bore 375a, allowing "cold" steam from the high pressure turbine section 300 to flow into the central bore 372a.
  • the vapor passes through the storage area 321 into the medium-pressure turbine section 303 and there to the mantle surface 330 of the turbine shaft 309 in the steam inflow area 333.
  • the steam flowing through the cooling line has a significantly lower temperature as the reheated steam flowing into the steam inflow region 333, see FIG that an effective cooling of the first rotor blade rows 342 of the medium-pressure turbine section 303 and of the jacket surface 330 in the region of these rotor blade rows 342 is ensured.

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine ferritisch martensitische Legierung, ein Bauteil und ein Verfahren.
  • Eisenbasislegierungen stellen kostengünstige Legierungen im Vergleich zu Nickelbasis-Superlegierungen dar, jedoch sind die Festigkeiten und Zähigkeiten im Vergleich zu den Nickelbasis-Superlegierungen geringer.
  • Ebenso ist die EP 1 466 993 B1 bekannt, bei der Wolfram verwendet wird.
  • Es ist daher Aufgabe der Erfindung eine Legierung vorzuschlagen, durch die die Einsatztemperatur erhöht werden kann, gleichzeitig die Festigkeit maximiert wird und die Zähigkeit speziell für niedrigere Temperaturen erhalten bleibt.
  • Die Aufgabe wird gelöst durch eine Legierung gemäß Anspruch 1, durch ein Bauteil gemäß Anspruch 10 und ein Verfahren gemäß Anspruch 11.
  • In den Unteransprüchen sind weitere vorteilhafte Maßnahmen aufgelistet, die beliebig miteinander kombiniert werden können, um weitere Vorteile zu erzielen.
  • Es zeigen:
    • Figur 1, 2, 3
    Ausführungsbeispiele,
    Figur 4
    eine Dampfturbine.
  • Die Figuren und die Beschreibung stellen nur Ausführungsbeispiele der Erfindung dar.
  • Stand der Technik sind Eisenbasislegierungen, bekannt aus der EP 0 867 523 , bei der Wolfram verwendet wird.
  • Die neue ferritisch martensitische Legierung verzichtet vorzugsweise auf die Zugabe von Wolfram (W) bis auf die handelsüblichen Verunreinigungen, die deutlich unterhalb 0,1wt%, insbesondere unter 0,01wt% liegen.
  • Die Tabellen in den Figuren 1 bis 3 zeigen einige Ausführungsbeispiele der Erfindung.
  • Die Legierung auf Eisenbasis besteht aus (in wt%):
    • Kohlenstoff (C): 0,13 - 0,22,
    • Chrom (Cr): 9, 0 - 9,8,
    • Molybdän (Mo): 1,0 - 2,0, insbesondere 1,4 - 1,6,
    • Nickel (Ni): 0,3 - 0,8, insbesondere 0,3 - 0,7,
    • Vanadium (V): 0,25 - 0,35, insbesondere 0,25 - 0,3,
    • Aluminium (Al): 0,005 - 0,01,
    • Niob (Nb): 0,04 - 0,06,
    • Bor (B): 20ppm - 70ppm, insbesondere 35ppm - 55ppm,
    • Stickstoff (N): 150ppm - 500ppm,
    • Kobalt (Co): 0 - 1,5, insbesondere bis 1,3
    • Mangan (Mn): 0 - 0,15,
    • Silizium (Si): 0 - 0,1,
    • Phosphor (P): 0 - 0,005,
    • Schwefel (S): 0 - 0,003,
    • Arsen (As): max. 0,015,
    • Zinn (Sn): max. 0,015,
    • Antimon (Sb): max. 0,015,
    • Kupfer (Cu): max. 0,1,
    • Eisen (Fe).
  • Der Borgehalt ergibt eine sehr gute Langzeitstabilität bei erhöhten Temperaturen. Dabei wird der Borgehalt mit dem erforderlichen Stickstoffgehalt optimiert, um die Bildung von Bor-Nitriden zu vermeiden. Damit ergibt sich eine gute Balance von Fertigkeit und Zähigkeit.
    Bor stabilisiert die Mikrostruktur durch die Einlagerung in M23C6-Karbide auf Chrombasis und verringert das Wachstum der M23C6-Karbide, wodurch eine hohe Gefügestabilisierung und folglich Zeitstandfestigkeit erreicht wird.
  • Es wurde festgestellt, dass zur Erreichung einer hohen Langzeitfertigkeit mit guter Langezeitzähigkeit kein Wolfram verwendet werden muss. Die Zähigkeiten verändern sich dadurch nicht in Abhängigkeit von Temperatur und Zeit.
    Wolfram wird vorzugsweise nicht hinzugegeben, da Wolfram zwar als Mischkristallhärter wirkt, aber Wolfram langzeitig als Laves-Phase ausgeschieden wird und dann auch schneller als andere Teilchen vergröbert und damit nicht mehr an der Teilchenstabilisierung des Gefüges teilnimmt.
    Zusätzlich kann bei Temperaturen < 550°C die Langzeitzähigkeit durch Wolfram verschlechtert werden.
  • Der Nickelgehalt ergibt eine gute Schmiedbarkeit.
    Der Gehalt an Nickel ist abgesenkt wegen der Verbesserung der Zeitstandfestigkeit durch Verringerung der Diffusionskoeffizienten im Gefüge.
    Ein Ausgleich der veränderten Durchvergütbarkeit erfolgt durch Zugabe von Kohlenstoff (C) und Kobalt (Co).
  • Der Gehalt von Kohlenstoff (C) ist abgesenkt wegen der Balance zu anderen Elementen zur Erzielung eines Martensitgefüges mit hoher Zähigkeit. Durch den abgesenkten Kohlenstoffgehalt kann eine vollständige Umwandlung des Austenits bei Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgen (kein Restaustenit) wodurch eine hohe Gefügehomogenität, gute Martensitlattenstruktur, hohe Zähigkeit, feine Karbidausbildung von M23C6 erzielt wird, damit eine gute Zeitstandfestigkeit erreicht wird. Kohlenstoff ist erforderlich, um M23C6 zu bilden. Vorteilhafterweise werden Kohlenstoffgehalte > 0,13wt% verwendet.
  • Stickstoff bildet MX-Teilchen (VN, VCC, N) Nb(C, N) zur Teilchenhärtung des Martensitgefüges auf Basis (V, Nb)N, wodurch die Zeitstandfestigkeit angehoben wird (MX steht für Ausscheidungen der Form VN, V(C, N) Nb(C, N).
    Vorteilhafterweise werden Stickstoffgehalte > 150ppm verwendet.
  • Der Gehalt an Silizium ist abgesenkt wegen der dadurch verbesserten Langzeitzähigkeit und Verringerung der Keimbildung für Laves-Phasen-Ausscheidung (siehe unter Wolfram).
  • Der Gehalt an Mangan ist abgesenkt wegen des positiven Einflusses auf die Erhöhung der Zeitstandfestigkeit durch Anhebung der Ac1-Temperatur, wodurch eine höhere Einsatztemperatur ohne Gefügebeeinflussung oder Gefügeumwandlung Ferrit/- Martensit - Austenit ermöglicht wird:
    • Ac1 ist die Umwandlungstemperatur von Ferrit nach Austenit:
    • Im Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild ist "Ac1" der erste Umwandlungspunkt beim Aufheizen des Materials. Er kennzeichnet den Beginn der alpha-gamma-Umwandlung (Beginn der Austenitbildung).
  • Die Anteile von Phosphor, Schwefel, Kupfer sind abgesenkt, um die Ausgangszähigkeit des Gefüges und Gewährleistung einer hohen Langzeitzähigkeit zu verbessern.
  • Titan wird vorzugsweise nicht verwendet, da ansonsten Stickstoff als TiN gebunden werden würde und damit die für die Zeitstandfestigkeit erforderlichen MX-Teilchen der Form (V,Nb)N fehlen würden.
  • Die Einsatztemperatur für Bauteile wird durch diese Legierung erhöht, wobei die Zähigkeit/Duktilität bei niedrigeren Temperaturen bestehen bleibt.
  • Die Mindestgehalte in den Ansprüchen sind jeweils vorzugsweise
    0,1wt% für Kobalt (Co),
    0,01wt% für Silizium (Si),
    0,001wt% für Phosphor (P),
    0,05wt% für Mangan (Mn),
    0,01wt% für Kupfer (Cu);
    diese liegen deutlich über den Nachweisgrenzen für diese Elemente und deren Verunreinigungsgrad.
  • In Figur 2 ist eine Dampfturbine 300, 303 mit einer sich entlang einer Rotationsachse 306 erstreckenden Turbinenwelle 309 dargestellt.
  • Die Dampfturbine weist eine Hochdruck-Teilturbine 300 und eine Mitteldruck-Teilturbine 303 mit jeweils einem Innengehäuse 312 und einem dieses umschließendes Außengehäuse 315 auf. Die Hochdruck-Teilturbine 300 ist beispielsweise in Topfbauart ausgeführt. Die Mitteldruck-Teilturbine 303 ist beispielsweise zweiflutig ausgeführt. Es ist ebenfalls möglich, dass die Mitteldruck-Teilturbine 303 einflutig ausgeführt ist.
  • Entlang der Rotationsachse 306 ist zwischen der Hochdruck-Teilturbine 300 und der Mitteldruck-Teilturbine 303 ein Lager 318 angeordnet, wobei die Turbinenwelle 309 in dem Lager 318 einen Lagerbereich 321 aufweist. Die Turbinenwelle 309 ist auf einem weiteren Lager 324 neben der Hochdruck-Teilturbine 300 aufgelagert. Im Bereich dieses Lagers 324 weist die Hochdruck-Teilturbine 300 eine Wellendichtung 345 auf. Die Turbinenwelle-309 ist-gegenüber dem Außengehäuse 315 der Mitteldruck-Teilturbine 303 durch zwei weitere Wellendichtungen 345 abgedichtet. Zwischen einem Hochdruck-Dampfeinströmbereich 348 und einem Dampfaustrittsbereich 351 weist die Turbinenwelle 309 in der Hochdruck-Teilturbine 300 die Hochdruck-Laufbeschaufelung 357 auf. Diese Hochdruck-Laufbeschaufelung 357 stellt mit den zugehörigen, nicht näher dargestellten Laufschaufeln einen ersten Beschaufelungsbereich 360 dar.
  • Die Mitteldruck-Teilturbine 303 weist einen zentralen Dampfeinströmbereich 333 auf. Dem Dampfeinströmbereich 333 zugeordnet weist die Turbinenwelle 309 eine radialsymmetrische Wellenabschirmung 363, eine Abdeckplatte, einerseits zur Teilung des Dampfstromes in die beiden Fluten der Mitteldruck-Teilturbine 303 sowie zur Verhinderung eines direkten Kontaktes des heißen Dampfes mit der Turbinenwelle 309 auf. Die Turbinenwelle 309 weist in der Mitteldruck-Teilturbine 303 einen zweiten Beschaufelungsbereich 366 mit den Mitteldruck-Laufschaufeln 354 auf. Der durch den zweiten Beschaufelungsbereich 366 strömende heiße Dampf strömt aus der Mitteldruck-Teilturbine 303 aus einem Abströmstutzen 369 zu einer strömungstechnisch nachgeschalteten, nicht dargestellten Niederdruck-Teilturbine.
  • Die Turbinenwelle 309 ist beispielsweise aus zwei Teilturbinenwellen 309a und 309b zusammengesetzt, die im Bereich des Lagers 318 fest miteinander verbunden sind. Jede Teilturbinenwelle 309a, 309b weist eine als zentrale Bohrung 372a entlang der Rotationsachse 306 ausgebildete Kühlleitung 372 auf. Die Kühlleitung 372 ist mit dem Dampfaustrittsbereich 351 über eine radiale Bohrung 375a aufweisende Zuströmleitung 375 verbunden. In der Mitteldruck-Teilturbine 303 ist die Kühlmittelleitung 372 mit einem nicht näher dargestellten Hohlraum unterhalb der Wellenabschirmung verbunden. Die Zustromleitungen 375 sind als radiale Bohrung 375a ausgeführt, wodurch "kalter" Dampf aus der Hochdruck-Teilturbine 300 in die zentrale Bohrung 372a einströmen kann. Über die insbesondere auch als radial gerichtete Bohrung 375a ausgebildete Abströmleitung 372 gelangt der Dampf durch den Lagerbereich 321 hindurch in die Mitteldruck-Teilturbine 303 und dort an die Manteloberfläche 330 der Turbinenwelle 309 im Dampfeinströmbereich 333. Der durch die Kühlleitung strömende Dampf hat eine deutlich niedrigere Temperatur als der in den Dampfeinströmbereich 333 einströmende zwischenüberhitzte Dampf, so dass eine wirksame Kühlung der ersten Laufschaufelreihen 342 der Mitteldruck-Teilturbine 303 sowie der Manteloberfläche 330 im Bereich dieser Laufschaufelreihen 342 gewährleistet ist.

Claims (11)

  1. Eisenbasislegierung,
    die besteht aus (in Gew.-%):
    Kohlenstoff (C) : 0,13% - 0,22%,
    Chrom (Cr): 9,0% - 9,8%,
    Molybdän (Mo): 1,0% - 2,0%, insbesondere 1,4% - 1,6%,
    Nickel (Ni): 0,3% - 0,8%, insbesondere 0,3% - 0,7%,
    Vanadium (V): 0,25% - 0,35%, insbesondere 0,25% - 0,3%,
    Aluminium (Al): 0,005% - 0,01%,
    Niob (Nb): 0,04% 0,06%,
    Bor (B): 20ppm - 70ppm, insbesondere 35ppm - 55ppm,
    Stickstoff (N): 150ppm - 500ppm,
    insbesondere maximal 350ppm,
    ganz insbesondere maximal 300ppm,
    Kobalt (Co): 0,8% - 1,5%, insbesondere bis 1,3%,
    Mangan (Mn): 0% - 0,15%,
    insbesondere mindestens 0,05%,
    Silizium (Si): 0% - 0,1%,
    insbesondere mindestens 0,01%,
    Phosphor (P): 0% - 0,005%,
    Schwefel (S): 0% - 0,003%,
    insbesondere mindestens 0,001%,
    Arsen (As): max. 0,015%,
    Zinn (Sn): max. 0,015%,
    Antimon (Sb): max. 0,015%,
    Kupfer (Cu): max. 0,1%,
    insbesondere mindestens 0,01%,
    ganz insbesondere mindestens 0,05%,
    Eisen (Fe).
  2. Legierung nach Anspruch 1,
    die maximal 0,18wt% Kohlenstoff (C) enthält,
    insbesondere maximal 0,15wt% Kohlenstoff (C) enthält.
  3. Legierung nach Anspruch 1,
    die mindestens 0,15wt% Kohlenstoff enthält,
    insbesondere mindestens 0,18wt% Kohlenstoff enthält.
  4. Legierung nach Anspruch 1, 2 oder 3,
    die mindestens 9,3wt% Chrom (Cr) aufweist.
  5. Legierung nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4,
    die maximal 9,4wt% Chrom (Cr) aufweist.
  6. Legierung nach Anspruch 1, 2, 3, 4 oder 5,
    die mindestens 0,5wt% Nickel (Ni) aufweist.
  7. Legierung nach Anspruch 1, 2, 3, 4 oder 5,
    die maximal 0,4wt% Nickel (Ni) aufweist.
  8. Legierung nach Anspruch 1, 2, 3, 4, 5, 6 oder 7,
    die mindestens 0,9wt% Kobalt (Co) aufweist.
  9. Legierung nach einem oder mehreren der vorherigen Ansprüche 1 bis 8,
    die Phosphor (P) enthält,
    insbesondere mindestens 0,001wt%.
  10. Bauteil aus einer Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9.
  11. Verfahren zum Herstellen eines Bauteils durch Gießen, bei dem eine Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9 abgegossen wird.
EP09776639.8A 2009-05-22 2009-05-22 Ferritisch martensitische eisenbasislegierung, ein bauteil und ein verfahren Active EP2432905B1 (de)

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