DE3416521A1

DE3416521A1 - Warmfester stahl

Info

Publication number: DE3416521A1
Application number: DE19843416521
Authority: DE
Inventors: Seishin Kirihara; Mitsuo Ibaraki Kuriyama; Takanori Hitachi Murohoshi; Masao Hitachi Siga; Takehiko Yoshida; Takatoshi Yoshioka
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1983-05-06
Filing date: 1984-05-04
Publication date: 1984-11-08
Also published as: AU2753784A; CA1224068A; US4585478A; AU556634B2; DE3416521C2; JPH0443977B2; JPS59205449A

Description

Die Erfindung betrifft einen warmfesten Stahl, insbesondere zur Verwendung als Material für ein Turbinengehäuse, ein Hauptdampfabsperrventil und ein Dampfregelventil einer Dampfturbine zur Energieerzeugung aus Wärme in großem Maßstab.

Zur Zeit müssen die Dampfturbinen für die Energieerzeugung aus Wärme bei maximaler Dampftemperatur und maximalem Dampfdruck von 538 ⁰C bzw. 246 at arbeiten. Um derart strenben Dampfbedingungen zu widerstehen, müssen das Gehäuse usw. der Dampfturbine aus einem Cr-Mo-V-Gußstahl hergestellt sein.

Andererseits werden im Hinblick auf den Mangel an fossilen Brennstoffen, wie Erdöl und Kohle, und auf den Trend zur Einsparung von natürlichen Vorräten die Verbesserungen des Energieerzeugungswirkungsgrads von Kraftwerken immer ausgeprägter. Wirksame Maßnahmen zur Erzielung eines höheren Energieerzeugungswirkungsgrads bestehen in der Erhöhung der Dampftemperatur oder des Dampfdrucks und in der Vergrößerung der Abmessungen der Dampfturbine. Wenn diese Maßnahmen Anwendung finden, kann jedoch das für das Turbinengehäuse usw. verwendete herkömmliche Material, d. h. der oben angegebene Cr-Mo-V-Gußstahl, keine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit bieten. Dies gibt Anlaß zur Nachfrage nach einem Material mit höherer Hochtemperaturfestigkeit.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten eine Untersuchung aus an einem Stahl, der grundsätzlich aus einem Cr-Mo-V-Stahl mit Zusatz einer sehr geringen Menge von B als einem Material bestand, das sicher verwendbar ist, wenn die Dampfturbine groß ist und die Temperatur und der Druck des Dampfes erhöht sind. Wenn auch der Zusatz der sehr geringen Menge an B die Härtbarkeit des Stahls verbessert und eine

bemerkenswerte Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit liefert/ beeinträchtigt er die Schweißbarkeit und erhöht insbesondere in unerwünschter Weise die Rißbildungsempfindlichkeit (Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen) , d.h. die Empfindlichkeit gegenüber Rißbildung, die in einer Wärme beeinflußten Zone auftritt, wenn eine Schweißzone nach dem Schweißen einem Spannungsfreiglühen unterworfen wird. Das Material für das Gehäuse, das Dampfregelventil und das Hauptdampfabsperrventil der Dampfturbine für die Energieerzeugung aus Wärme muß einen hohen Widerstand gegenüber die Sißbildung beim Spannungsfreiglühen haben, weil diese Teile durch Schweißen miteinander verbunden und nach dem Schweißen einem Spannungsfreiglühen unterworfen werden.

Die japanischen Offenlegungsschrift No. 41962/8 0 gibt einen Cr-Mo-B-Stahl an. Dieser Stahl enthält aber kein V und hat daher eine geringe Hochtemperaturfestigkeit, insbesondere eine geringe Warmfestigkeit, und eignet sich nicht für einen Dampf mit der hohen Temperatur von 593 ⁰C. Insbesondere ist in dieser Offenlegungsschrift überhaupt nichts über die Schweißbarkeit ausgesagt.

Die Beschreibung der US-PS 3 316 084 gibt einen Cr-Mo-V-Stahl mit Al an. Dieser Stahl enthält aber nicht B und kann daher keine ausreichend hohe Warmfestigkeit liefern.

Aufgabe der Erfindung ist daher die Schaffung eines warmfesten Stahls mit hoher Widerstandsfähigkeit gegenüber der Rißbildung beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen und mit einer hohen Hochtemperaturfestigkeit, und ist die Schaffung eines Stahls mit einer geringen Rißbildungsgeschwindigkeit.

Die Lösung dieser Aufgabe erfolgt gemäß einem Aspekt der Erfindung durch den Gegenstand des Anspruchs 1.

Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung enthält der warmfeste Stahl ferner höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni und höchstens 0,2 Gew.% Ti und hat eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 9 kg/mm^z, eine Dehnung bei Raumtemperatur von mindestens 15 % und eine Zug-Querschnittsverminderung bei Raumtemperatur von mindestens 50 %.

Der warmfeste Stahl der Erfindung hat vorzugsweise eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,15 bis o,75 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni > 0,005 bis 0,o7 Gew.% Al, 0,045 bis 0,15 Gew.% Ti, 0,0005 bis 0,0020 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe, und hat eine insgesamt getemperte Bainit-Struktur.

Der Stahl nach der Erfindung kann gegossen oder geschmiedet werden, obwohl die Vorteile der Erfindung insbesondere dann bemerkenswert sind, wenn der Stahl für Gußprodukte verwendet wird.

Der Stahl der Erfindung enthält ferner höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,1 Gew.% Mg, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb und höchstens 0,2 Gew.% W.

Ein weiterer Aspekt der Erfindung ist Gegenstand des Anspruchs 19.

Wie im Fall des Stahl nach dem ersten Aspekt enthält der Stahl nach dem zweiten Aspekt der Erfindung Mn, Ni und Ti und kann wenigstens einen Bestandteil von Ca, Mg, Zr, Nb und W enthalten. Dieser Stahl hat dieselben bevorzugten Gehaltsbereiche von C, Cr, Mo, V, Mn, Ni, Al und Ti wie

oben erwähnt und hat vorzugsweise einen Si-Gehalt von höchstens 0,15 Gew.%/ so daß die Verunreinigungsgehalte größer gemacht sind.

Der Stahl der Erfindung kann zweckmäßig zum Gießen von Dampfturbinen zur Energieerzeugung aus Wärme verwendet werden. Für gewöhnlich besteht ein Dampfturbinengehäuse aus Hauptteilen einschließlich eines Gehäusekörpers, eines Hauptdampfabsperrventils und eines Dampfregelventils.Der warmfeste Stahl der Erfindung kann bei wenigstens einen dieser Hauptteile des Dampfturbinengehäuses angewendet werden. Der Stahl der Erfindung eignet sich zur Verwendung als Material eines Dampfturbinengehäuses, das bei Dampftemperaturen von 538 ⁰C, 593 ⁰C und 650 ⁰C bei einem Dampfdruck von 316 at verwendet wird. Der Gehäusekörper wird durch Gießen hergestellt, während das Hauptdampfabsperrventil und das Dampfregelventil durch Gießen oder Schmieden hergestellt werden. Das Gehäuse wird vorzugsweise nach dem Härten oder Normalisieren einem Tempern ausgesetzt, um eine gesamte getemperte Bainit-Struktur zu haben. Das aus Stahl nach der Erfindung hergestellte Gehäuse hat eine Rißbildungsgeschwindigkeit von höchstens 20 χ 10~³ (mm/h) bei 550 ⁰C.

Die Gründe für numerische Beschränkungen der Gehaltsbereiche der jeweiligen Komponenten sind die folgenden:

C ist ein Element, das zur Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit wesentlich ist. Zur Erzielung eines zufriedenstellenden Ergebnisses muß der C-Gehalt mindestent 0,05 Gew.% betragen. Wenn andererseits der C-Gehalt 0,25 Gew.% übersteigt, tritt auf Grund der übermäßigen Ausscheidung -von Carbiden usw. eine Versprödung des Stahls auf und vermindert die Warmfestigkeit insbesondere auf der Langzeitseite und erhöht die Rißbildungsempfindlichkeit der Schweißzone. Aus diesen Gründen wird der C-Gehalt so gewählt, daß er hoch-

stens 0,25 Gew.% beträgt. Wenn spezifisch hohe Festigkeit und Zähigkeit gefordert werden, wird der C-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,05 bis 0,20 Gew.%, vorzugsweise 0,08 bis 0,15 Gew.%, gewählt.

Si und Mn werden im allgemeinen als Desoxidatoren zugesetzt. Diese Elemente müssen daher nicht zugesetzt werden,: wenn andere geeignete Desoxidationsmittel, ζ. Β. Kohlenstoffdesoxidation bei vermindertem Druck, verwendet werden. Diese Elemente sind jedoch als Verunreinigungen enthalten. Der Gehalt an. derartigen Verunreinigungen beträgt für gewöhnlich höchstens 0,1 Gew.%. Wenn die oben erwähnten spezifischen Desoxidationsmittel verwendet werden, sind Si und Mn als Desoxidatoren in Mengen von höchstens 1 Gew.% bzw. höchstens 2 Gew.% enthalten. Der Si-Gehalt ist vorzugsweise kleiner als 0,75 Gew.%, vorzugsweise 0,05 bis 0,75 Gew.%, während der Mn-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 0,6 Gew.% liegt. Diese Elemente sind wirksam bei der Verbesserung der Härtungsfähigkeit, erhöhen jedoch in unerwünschter Weise die Empfindlichkeit gegenüber Tempersprödigkeit, wenn die oben erwähnten Bereiche in ihren Gehalten überschritten werden. Zusätzlich wird der Si-Gehalt vorzugsweise zu höchstens 0,35 Gew.% gewählt, da ein Si-Gehalt von über 0,35 Gew.\ die Rißbildungsgeschwindigkeit in nachteiliger Weise erhöht.

Ni ist ein Element, das bei der Erhöhung der Zähigkeit wirksam ist und in einer Menge von höchstens 0,5 Gew.% enthalten sein kann. Jeglicher Ni-Gehalt von über 0,5 Gew.% verringert die Warmfestigkeit. Zur Erzielung einer hohen Festigkeit und Zähigkeit beträgt der Ni-Gehalt vorzugsweise 0,1 bis 0,5 Gew.%, vorzugsweise 0,1 bis 0,3 Gew.%.

Cr ist ein Carbidbildner und ein wesentliches Element für das bei hoher Temperatur verwendete Material, da es die Hochtemperaturfestigkeit erhöht und den Oxidationswiderstand

verbessert. Zur Erzielung einer merklichen Wirkung des Zusatzes an Cr sollte der Cr-Gehalt wenigstens 0,5 Gew.% betragen. Andererseits ermöglicht jeglicher 2,0 Gew.% übersteigender Cr-Gehalt eine Vergröberung der Niederschläge durch eine lange Erhitzung bei hohen Temperaturen, was eine.verringerte Warmfestigkeit ergibt, wobei der Cr-Gehalt vorzugsweise zwischen 0,9 und 1,7 Gew.% liegt.

Mo ist ein Element, das die Warmfestigkeit durch Verfestigung mittels fester Lösung und Kaltaushärtung erhöht und ferner die Temperversprödung verhindert. Zur Erzielung einer merklichen Wirkung beim Erhöhen der Warmfestigkeit sollte der Mo-Gehalt mindestens 0,5 Gew.% betragen. Die Wirkung ist jedoch ausgeschöpft, wenn der Mo-Gehalt 2 Gew.% übersteigt. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestigkeit wird der Mo-Gehalt so gewählt, daß er vorzugsweise im Bereich von 0,8 bis 1,3 Gew.% liegt.

V ist ein Element, das die Warmfestigkeit durch Bildung von Carbiden bei Reaktion mit C erhöht. Ein V-Gehalt von höchstens 0,05 Gew.% kann jedoch keine ausreichende Erhöhung der Festigkeit bewirken. Ein V-Gehalt von über 0,5 Gew.% sollte vermieden werden, da er in unerwünschter Weise die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen erhöht. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestigkeit und Verformbarkeit liegt der V-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,10 bis 0,35 Gew.%, insbesondere 0,2 bis 0,35 Gew.%.

B ist ein Element, das die Härtbarkeit verbessert und die Warmfestigkeit merklich erhöht. Ein B-Gehalt von höchstens 0,0003 Gew.% kann jedoch keine ausreichende Erhöhung der Warmfestigkeit bewirken. Andererseits sollte jeder B-Gehalt von über 0,0030 Gew.% vermieden werden, da er die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen stark erhöht. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Warmfestig-

keit und geringen Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen wird der B-Gehalt vorzugsweise so gewählt, daß er im Bereich von 0,0005 bis 0,0020 Gew.% liegt.

Al ist ein Element, das N im Stahl fixiert, um eine Reaktion zwischen B und N zu verhindern, wodurch die durch B erzeugte Verfestigungswirkung auf ein Höchstmaß gebracht wird. Jedoch kann kein Al-Gehalt von über 0,002 Gew.% eine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit bewirken. Ein Al-Gehalt von über 0/1 Gew.% sollte vermieden werden, da ein so hoher Al-Gehalt die Hochtemperaturfestigkeit stark vermindert. Zur Verminderung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen bei der Erzielung einer Hochtemperaturfestigkeit liegt der Al-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,0o5 bis 0,07 Gew.%. Zur Erzielung einer merklichen Verringerung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen sollte unabhängig vom Gehalt an Verunreinigungen im Stahl bei der Erzielung einer hohen Festigkeit der Al-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,020 Gew.% liegen.

Ti ist ein Element, das, wie im Fall von Al, N fixiiert, um die durch B erzeugte Verfestigungswirkung zu fördern.Hierzu ist Ti in einer Menge von höchstens 0,2 Gew.% enthalten, da die Wirkung des Ti-Zusatzes ausgeschöpft ist, wenn der Ti-Gehalt 0,2 Gew.% übersteigt. Zur Erzielung einer spezifisch hohen Festigkeit liegt der Ti-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,045 bis 0,15 Gew.%, vorzugsweise 0,05 bis 0,12 Gew.%.

Zur Erzielung hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen wird ein kombinierter Zusatz von Al und Ti bevorzugt. In diesem Fall liegt die Summe der Al- und Ti-Gehalte vorzugsweise im Bereich von 0,06 bis 0,15 Gew.%, vorzugsweise 0,07 bis 0,13 Gew.%.

Wechselbeziehung zwischen X und Al:

Verunreinigungen, wie P, Sb, Sn und As, die unvermeidlich im

Stahlherstellungsprozeß enthalten sind, werden in den Korngrenzen abgesondert, wenn der Stahl auf hohe Temperatur erhitzt wird, wodurch sich die Korngrenzen verspröden. Wenn der Gehalt an diesen Verunreinigungen groß ist, wird die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen stark erhöht. Eine weitere Erhöhung des Gehalts an diesen Verunreinigungen verursacht eine Temperaturversprödung des Stahls und auch eine Versprödung während des Gebrauchs des Stahls. Da diese Elemente bei B enthaltenden Stählen die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen stark beeinträchtigt, muß der Wert X kontrolliert werden, der durch die folgende Formel gegeben ist. Da ferner die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen auch durch Al erhöht wird, sollte der Gehalt an den oben angegebenen Verunreinigungselementen durch eine Wechselbeziehung zwischen X und Al kontrolliert werden·.

X = 1OP + 5 Sb + 4 Sn + As.

Bei dieser Formel ist der Gehalt an den Verunreinigungselementen in ppm ausgedrückt.

X und Al werden jeweils in ppm ausgedrückt, wobei die Summe von X und Al höchstens 292 0 betragen sollte. Da Al unterschiedliche Grade der Wirkung auf die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen liefert, wird Al durch xAl ausgedrückt, wobei χ ein Koeffizient ist, dessen Wert win Al-Gehalt abhängt. Wenn zum Beispiel der Al-Gehalt höchstens 0,015 Gew.% beträgt, ist der Wert des Koeffizienten χ gleich Null. Dies bedeutet, daß ein Al-Gehalt von höchstens 0,015 Gew.% die Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nicht stark beeinträchtigt. Der Koeffizient χ nimmt folgende Werte an: 4,4 bei einem Al-Gehalt von 0,016 Gew.%, 4,0 bei 0,02 Gew.%, 3,5 bei 0,025 Gew.%, 3,1 bei 0,03 Gew.%, 2,7 bei 0,04 Gew.%, 2,4 bei 0,05 Gew.%, 2,1 bei 0,06 Gew.%, 1,8 bei

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0,07 Gew.%, 1,55 bei 0,08 Gew.%, 1,3 bei 0,09 Gew.% und 1,0 bei 0,1 Gew.%.

Wenn der Al-Gehalt 0,015 Gew.% nicht übersteigt, nimmt X einen Wert von höchstens 2920 an.

Durch Halten des Wert X unter dem oben angegebenen Wert ist es möglich, das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen unter 20 % zu halten und folglich die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen beim mehrlagigen Schweißen zu verhindern. Das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen kann unter 20 % gehalten werden durch Halten des Werts X unter 2210 bei einem Al-Gehalt von 0,016 Gew.%, unter 2130 bei 0,02 Gew.%, unter 1990 bei 0,03 Gew.%, unter 1840 bei 0,04 Gew.%, unter 1720 bei 0,05 Gew.%, unter 166 0 bei 0,06 Gew.%, unter 164 0 bei 0,07 Gew.%, unter 1680 bei 0,08 Gew.%, unter 1770 bei 0,09 Gew.% und unter 1920 bei 0,10 Gew.%.

Wechselbeziehung zwischen Al und Ti:

Wie oben ausgeführt, üben Al und Ti ähnliche Wirkungen auf die Verfestigung des Stahls aus, so daß eine definierte Beziehung zwischen den Al- und Ti-Gehalten besteht.

Die Hochtemperaturfestigkeit wird nämlich durch die Summe der Al- und Ti-Gehalte beeinflußt. Insbesondere wird eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur erzielt, wenn die Summe im Bereich von 0,o6 bis 0,15 Gew.% liegt, wobei eine größere Wirkung erzielt wird, wenn diese Bereiche zwischen 0,07 und 0,13 Gew.% liegen.

Die Hochtemperaturfestigkeit wird auch durch das Verhältnis von Ti/Al beeinflußt. Eine hohe Warmfestigkeit wird erzielt, wenn das Verhältnis einen Wert im Bereich von 0,8 bis 14 annimmt, wobei eine höhere Wirkung erzielt wird, wenn diese Bereiche zwischen 0,9 und 9,5 liegen.

Das Verhältnis Al/Ti ist auch ein Faktor, der die Hochtemperaturfestigkeit beeinflußt. Dieses Verhältnis nimmt vorzugsweise einen Wert im Bereich von 0,07 bis 1,25, insbesondere 0,105 bis 1,15, an.

Wechselbeziehung zwischen X und Si:

Der Si-Gehalt und der Wert X sind Faktoren, die die Rißbildungsentwicklungsgeschwindigkeit erhöhen. Zur Verringerung der Rißbildungsgeschwindigkeit müssen daher der Si-Gehalt und der Gehalt an P, Sb, Sn und As, ausgedrückt durch den Wert X, verringert werden, der gemäß der oben genannten Formel berechnet wird. Hierzu sollte die Summe aus dem Wert X und einem Wert Si, der durch die folgende Formel gegeben ist, auf höchstens 3200 gehalten werden.

sX = Si/y ,

wobei Si den Si-Gehalt in ppm darstellt, während y einen aus Fig. 17 erhaltenen Koeffizient darstellt.

Durch Halten der Summe der Werte X und sT unter 3200 kann die Rißbildungsgeschwindigkeit unt^r 20 χ 10 mm/h gehalten werden. Die Rißbildungsgeschwindigkeit kann ferner unter

— 3 —3 —3

10x10 mm/h, unter 5x10 |mm/h und unter 2,5 χ 10 mm/h

ί
gehalten werden durch Halten des oben angegebenen Gesamtwerts

unter 2900, unter 2700 bzw. unter 2600. Weitere Elemente:

Zr und Nb sind Elemente, die mit N reagieren und die Bildung von Nitriden von B verhindern, wodurch, wie in den Fällen von

Al und Ti, die Warmfestigkeit erhöht wird.

Zr wirkt auch beim Fixieren von S und verhindert das Absondern von S in den Korngrenzen in der durch wärmebeeinflußten Zone

der Schweißzone. Der Zusatz von Zr verhindert daher die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen, die auf die Absonderung von Verunreinigungen, wie S in den Korngrenzen zurückzuführen ist. Eine merkliche Wirkung des Zusatzes an Zr wird erzielt, wenn der Zr-Gehalt unter 0,2 Gew.% liegt. Ein Zr-Gehalt von über 0,2 Gew.% vermindert in unerwünschter Weise die Zähigkeit. Der Zr-Gehalt sollte daher unter 0,2 Gew.% gehalten werden.

Ca ist ein kräftiger Desoxidator. Zusätzlich fixiert Ca das S im Stahl bei einer Reaktion hiermit wie im Fall von Zr und unterdrückt hierdurch das Absondern von S an den Korngrenzen. Der Zusatz an Ca verhindert daher die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen. Ein Ca-Gehalt von über 0,1 Gew.% vermindert jedoch in unerwünschter Weise die Hochtemperaturfestigkeit. Um die Wirkung einer Verringerung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen zu erzielen, wird daher der Ca-Gehalt vorzugsweise in einem Bereich von 0,002 bis 0,1 Gew.% gewählt.

W ist ein Carbidbildner und erhöht die Temperaturfestigkeit, wenn sein Gehalt höchstens 0,2 Gew.% beträgt. Eine Erhöhung des W-Gehalts über 0,2 Gew.% hinaus verringert in unerwünschter Weise die Verformbarkeit bei hoher Temperatur. Der W-Gehalt wird daher so gewählt, daß er vorzugsweise 0,1 Gew.% nicht übersteigt.

Wärmebehandlung:

Der Stahl nach der Erfindung ist bei geschmiedetem Stahl und Gußstahl anwendbar. Die Vorteile des Stahls nach der Erfindung sind besonders dann bemerkenswert, wenn der Stahl ein Gußstahl ist, der unter einer Bedingung verwendet wird, bei der die Verunreinigungselemente im abgesonderten Zustand vorliegen.

Der Stahl nach der Erfindung wird als Wärmebehandlung wenigstens dem Härten oder Normalisieren und Tempern unterworfen. Das Härten oder Normalisieren wird vorzugsweise dadurch ausgeführt/ daß der Stahl bei einer Temperatur von 900 bis 1100 ⁰C bei über 2 Stunden gehalten und dann kräftig abgekühlt wird. Das Tempern erfolgt vorzugsweise durch Halten des Stahls auf einer Temperatur von 680 bis 730.⁰C bei über 2 Stunden mit anschließendem langsamem Abkühlen. Eine merkliche Erhöhung der Zähigkeit wird durch zwei- oder mehrmaliges Wiederholen des Temperns erzielt. Es wird auch bevorzugt, den Prozeß einschließlich des Härtens und Temperns zweimal zu wiederholen.

Der Stahl nach der Erfindung hat vorzugsweise eine gesamte getemperte Bainit-Struktur. Bei dieser Struktur hat der Stahl nach der Erfindung eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur. Die Härte des Stahls nach der Erfindung, vorzugsweise als Brinell-Härte (H_n) liegt im Bereich von 170 bis 26 0. Der Stahl nach der Erfindung mit dieser Härte hat eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur und auch eine geringe Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen.

Schweißen:

Wenn eine Verbindung durch Schweißen von Teilen aus Stahl nach der Erfindung hergestellt wird oder wenn ein Teil aus Stahl nach der Erfindung durch Schweißen repariert wird, wird das Schweißen vorzugsweise nach einer Vorerhitzung auf 250 ⁰C oder mehr ausgeführt, wobei die Entspannungsbehandlung während des Abkühlens nach dem Schweißen vorzugsweise begonnen wird, wenn die Temperatur noch 150 ⁰C oder mehr beträgt. Die Kerbzähigkeit in der wärmebeeinflußten Zone der Schweißzone wird verbessert, wobei die Restspannung der Schweißzone durch Wiederholung des Spannungsfreiglühens verringert wird.

Das Schweißen erfolgt vorzugsweise mit einem Schweißstab des Cr-Mo-Systems. Wenn das Härten und Tempern nach dem Schweissen erfolgen, ist der Schweißstab vorzugsweise aus dem Cr-Mo-V-System im Hinblick auf die Warmfestigkeit. Das Schweißen kann durch verschiedene Schweißverfahren erfolgen, wie durch Schutzgasschweißen, halbautomatisches MIG-Schweißen, halbautomatisches Verbunddrahtschweißen und Unterpulverschweißen.

Im folgenden werden Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Zeichnung beschrieben. Es zeigen:

Fig. 1 eine Draufsicht eines Probestücks für einen Versuch zur Feststellung der Rißbildungsempfindlichkeit beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen;

Fig. 2 einen Schnitt A-A¹ in Fig. 1;

Fig. 3 einen Schnitt A-A¹ im Zustand nach dem Schweißen;

Fig. 4 eine schematische Darstellung d,er Beziehung zwischen dem Al-Gehalt und einem Al-Multiplikationsfaktor, die das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen beeinflussen;

Fig. 5 eine Darstellung der Beziehung zwischen dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen und einem Wert X;

Fig. 6 eine Darstellung der Beziehung zwischen dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen und dem Al-Gehalt;

Fig. 7 eine Darstellung der Beziehung, zwischen dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen und dem Wert X + Al;

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Fig. 8 eine Darstellung der Art, in der das Rißbildungsverhältnis b,eim Spannungsfreiglühen durch den X-
und den ÄT-Gehalt beeinflußt wird;

Fig. 9 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Wert X;

Fig.10 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Al-Gehalt;

Fig.11 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Ti-Gehalt;

Fig.12 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Gehalt an Al + Ti;

Fig.13 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Verhältnis Ti/Al;

Fig.14 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Warmfestigkeit und dem Verhältnis Al/Ti;

Fig.15 eine Darstellung der Art, in der die Warmfestigkeit durch den Ti-Gehalt und den Al-Gehalt beeinflußt
werden;

Fig.16 eine Darstellung der Beziehung zwischen AFATT und dem Si-Gehalt;

Fig.17 eine Darstellung der Beziehung zwischen dem die Rißbildungsgeschwindigkeit beeinflußenden Si-Multiplikationsfaktor y und dem Si-Gehalt;

Fig.18 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Rißbildungsgeschwindigkeit und dem Wert X;

•ι η · * *

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Fig.19 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Rißbildungsgeschwindigkeit und dem Si-Gehalt;

Fig.20 eine Darstellung der Beziehung zwischen der Rißbildungsgeschwindigkeit und dem Wert X + IFI;

Fig.21 eine Darstellung der Art, in der die Rißbildungsgeschwindigkeit durch den Wert X und den Si-Gehalt beeinflußt wird;

Fig.22 einen Schnitt des Gehäusekörpers einer Dampfturbine zur Energieerzeugung aus Wärme;

Fig.23 eine Draufsicht von Gehäusen eines Dampfregelventils und eines Hauptdampfabsperrventils;

Fig.24 eine Darstellung eines Schweißen umfassenden Prozesses und einer Behandlung nach dem Schweißen;

Fig.25 eine Darstellung eines Schweißprozesses für die Reparatur.

Beispiel 1

Ein Stahl nach der Erfindung wurde in einem Hochfrequenz-Induktionsschmelzofen erschmolzen und in Sandformen gegossen zur Bildung von Barren von 130 mm Dicke, 400 m Länge und 400 mm Breite. Die Proben wurden einer Wärmebehandlung ausgesetzt, die aus einem Normalisieren bestand, bei dem der Stahl 15 Stunden lang auf 1050 ⁰C gehalten wurde ,und dann mit einer Geschwindigkeit von 400 °C/h abgekühlt, gefolgt von einem Tempern, bei dem der Stahl 15 Stunden lang auf 730 ⁰C gehalten wurde, und gefolgt von einer Ofenabkühlung.

Die Tabelle I zeigt die chemischen Zusammensetzungen der beim Versuch verwendeten Versuchsmaterialien. Die Zusammen-

Setzungen sind in Gewichtsprozent ausgedrückt. Alle Versuchsmaterialien hatten eine gleichmäßige gesamte getemperte Bainit-Struktur.

Die Proben Nr. 1 ist ein Stahl mit 0/0003 Gew.% B, welches die untere Grenze des B-Gehalts im Stahl nach der Erfindung ist, während die Gehalte der anderen Elemente in die Bereiche von denjenigen von Cr-Mo-V-Gußstahl fallen, der für gewöhnlich als Material von Dampfturbinengehäusen verwendet wird.

Die Proben Nr. 2 bis 9 dienen zur Prüfung der Einflüsse von Al und Ti, während die Proben Nr. 10 bis 12 zur Prüfung der Einflüsse von Verunreinigungen, wie P, Sb, Sn und As, dienen. Die Proben Nr. 13 bis 15 dienen zur Prüfung des Einflusses des Si-Gehalts, während die Proben Nr. 16 und 17 zur Prüfung der Einflüsse eines Zusatzes an Zr bzw. Ca dienen. Die Proben Nr. 3 und 10 betreffen Vergleichsmaterial, während die Proben Nr. 1, 2, 4 bis 9 und 11 bis 17 die Stähle nach der Erfindung betreffen.

Tabelle I

	No.	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni
Stähle der Erfindung	1	0.11	0.44	0.43	0.014	0.007	0.07	0.26
Il	2	0.14	0.52	0.48	0.014	0.007	0.07	0.20
Vergleichs stahl	3	0.11	0.43	0.50	0.014	0.005	0.06	0.16
Stähle der Erfindung	4	0.12	0.50	0.50	0.014	0.005	0.06	0.16
Il	5	0.14	0.37	0.38	0.014	0.0010	0.15	0.28
Il	6	0.11	0.45	0.33	0.014	0.007	0.09	0.25
Il	7	0.12	0.45	0.46	0.012	0.006	0.07	0.18
Il	8	0.12	0.44	0.45	0.011	0.008	0.05	0.18
Il	9	0.13	0.44	0.46	0.011	0.006	0.07	0.16
Vergleichs- stahl	10	0.13	0.43	0.45	0.025	0.005	0.07	0.21
Stähle der Erfindung	11	0.14	0.42	0.44	0.018	0.008	0.08	0.18
Il	12	0.13	0.41	0.46	0.016	0.007	0.08	0.18
Il	13	0.11	0.26	0.42	0.014	0.007	0.06	0.22
Il	14	0.12	0.10	0.50	0.013	0.005	0.06	0.17
Il	15	0.12	0.06	0.41	0.015	0.007	0.05	0.16
M	16	0.11	0.25	0.42	0.013	0.006	0.04	0.20
Il	17	0.13	0.25	0.42	0.013	0.006	0.04 I	0.19

Fortsetzung

Tabelle I (Fortsetzung)

	Cr	1	Mo	0	V	0	Al	0	Ti	0	B	0	Sb	0	Sn	0	As
1	.50	1	.10	0	.27	0	.008	0	.0023	0	.0003	0	.0021	0	.013	0	.011
1	.42	1	.14	0	.24	0	.018	0	.071	0	.0009	0	.0014	0	.008	0	.009
1	.48	1	.15	0	.21	0	.083	0	.060	0	.0010	0	.0013	0	.008	0	.009
1	.36	1	.14	0	.21	0	.037	0	.059	0	.0008	0	.0014	0	.008	0	.008
1	.40	1	.14	0	.23	0	.025	0	.068	0	.0008	0	.0013	0	.007	0	.009
1	.38	1	.16	0	.21	0	.014	0	.059	0	.0009	0	.0012	0	.008	0	.010
1	.42	1	.13	0	.21	0	.013	0	.025	0	.0011	0.	0011	0	.009	0	.011
1	.42	1	.13	0	.24	0	.013	0	.095	0	.0008	0.	0011	■0	.008	0	.008
1	.45	1	.15	0	.21	0.	014.	0.	110	0.	0009	0.	0011	0.	008	0.	.008
1	.42	1	.13	0	.23	0.	013	0.	095	0.	0011	0.	0018	0.	013	0.	Oil
1	.43	1	.13	0	.22	0.	012	0.	095	0.	0010	0.	0015	0.	014	0.	Oil
1.	50	1	16	0.	.24	0.	014	0.	090	0.	0010	0.	0015	0.	013	0.	009
1.	43	1.	14	0.	24	0.	014	0.	115	0.	0009	0.	0013	0.	005	0.	007
1.	42	1.	15	0.	25	0.	013	0.	112	0.	0008	0.	0012	0.	007	0.	008
1.	42	1.	13	0.	23	0.	012	0.	110	0.	0008	0.	0011	0.	006	0.	007
1.	45	1.	14	0.	22	0.	013	0.	105	0.	0009	0.	0012	0.	006	0.	009
1.	45	13	23	012	115	0009	0013	006	009

Fortsetzung

Tabelle I (Fortsetzung)

andere	Ti/Al	Al+Ti	Al/Ti
-	0.29	0.0103	3.48
-	3.94	0.089	0.25
-	0.72	0.143	1.38
-	1.59	0.096	0.63
-	2.72	0.093	0.37
-	4.21	0.073	0.24
- -	1.92	0.038	0.52
-	7.31	0.108	0.14
-	7.86	0.124	0.13
-	7.31	0.108	0.14
- ■	7.92	0.107	0.13
-	6.43	0.104	0.16
-	8.21	0.129	0.12
-	8.62	0.125	0.12
-	9.17	0.122	0.11
Zr 0.013	8.08	0.118	0.12
Ca 0.002	9.58	0.127	0.10

Es wurde ein Versuch zur Rißbildung beim Spannungsfreiglühen gemäß dem in JIS Z 3158 spezifizierten Versuchsverfahren unter Verwendung eines Y-förmigen Schweißrißprobestücks (30 mm dick) gemäß Fig. 1 durchgeführt. Eine eingängige Schweißung von etwa 5 mm Dicke wurde unter der Schweißbedingung gemäß Tabelle III durchgeführt unter Verwendung einer im Handel erhältlichen beschichteten Elektrode (Durchmesser 4 mm) für Cr-Mo-Stähle.

Fig. 2 ist ein Schnitt A-A¹ in Fig. 1 mit der Darstellung der Form der Nut, während Fig. 3 ein Schnitt A-A¹ in Fig. 1 ist und insbesondere die Beziehung zwischen dem Schweißmaterial und der Rißbildung beim Spannungsfreiglühen erläutert.

Das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühern .in Prozent ist durch die folgende Formel gegeben:

Rißlänge A (mm) _inn Nahtdicke B (mm) ^{x IUU}

Das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen wurde als Mittelwert aus den Rißbildungsverhältnissen erzielt, die durch fünf Segmente des Nutteils gebildet wurden. Der Riß ist bei dem Bezugszeichen 3 bezeichnet. Die chemische Zusammensetzung des Schweißmetalls ist in Tabelle II in Gewichtsprozent dargestellt, wobei der Rest Fe ist.

Tabelle II

C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	V	Cu	Ni	Sb	Sn	As
0.03	0.69	0.63	0.005	0.008	1.98	0.87	tr	-	-	0.004	0.0052	0.004

Tabelle III

Strom	170 (A)
Spannung	22 (V)
Schweißgeschwin digkeit	11 (cm/min)
Vorheiztem peratur	350 (⁰C)
Ausgangstemperatur b. Spannungsfreiglühen	350 (⁰C)
Spannungsfreiglühen	700⁰C, 9h

Ein Warmfestigkeitsversuch wurde durchgeführt unter Verwendung eines Warmfestigkeits-Probestücks mit einem Durchmesser im parallelen Teil von 10 mm und einer Länge im parallelen Teil von 50 mm, wobei die Versuchstemperatür innerhalb einer Fehlergrenze von -1 ⁰C gehalten wurde.

Andererseits wurde ein Stoßversuch unter Verwendung eines Probestücks durchgeführt/ das gemäß der Nr. 5 der JIS Z2202 bereitet wurde.

Die Tabelle IV zeigt die Werte X der Legierungen von Tabelle I, die 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeiten, die Rißbildungsverhältnisse beim Spannungsfreiglühen und die Wert X + ÄT der Legierungen von Tabelle I. Der Wert X wurde aus der oben angegebenen Formel erhalten, während der Wert ÄT erhalten wurde durch Multiplizieren des Al-Gehalts in ppm mit dem Faktor x, der durch die Ordinatenachse der graphischen Darstellung in Fig. 4 dargestellt ist. Zum Beispiel beträgt der Multiplikationsfaktor χ für die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen 4,0, wenn der Al-Gehalt 0,02 Gew.%, d. h. 200 ppm, beträgt. Daher wird in diesem Fall der Wert Al zu 8 00 berechnet. Im Fall der Legierung der Probe Nr. 3 beträgt der Wert X 1880, während der Multiplikationsfaktor χ 1,5 beträgt, da der AlGehalt 0,083 Gew.% (830 ppm) beträgt, so daß der Wert ÄT zu 1245 berechnet wird. Der Wert X + Al wird daher zu 3125 berechnet. Der Wert X + Al wird in der oben erläuterten Weise bestimmt.

Fig. 5 ist ein Diagramm mit einer Darstellung der Beziehung zwischen dem Wert X und dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen bei Stählen mit einem Al-Gehalt von höchstens 0,014 Gew.%.

- 39 Tabelle IV

No.	X (χ ίο²)	600⁰C, 10⁵h Warm festigkeit (kg/ram )	Rißbildungs verhältnis b. Spannungsfrei glühen (%)	X + Al (χ ίο²)
1	21.4	5.7	0	21.4
2	18.8	10.5	3	26.4
3	18.8	6.3	47	31.3
4	18.7	11.1	19	29.1
5	18.4	10.5	6	27.2
6	18.8	9.7	0	18.8
7	17.3	5.7	0	17.3
8	15.6	9.6	0	15.6
9	15.6	9.7	0	15.6
10	32.2	8.5	100	32.2
11	26.5	9.0	3	26.5
12	22.9	10.0	0	22.9
13	17.4	9.5	0	17.4
14	17.2	9.0	0	17.2
15	18.7	9.3	0	18.7
16	15.9	9.5	0	15.9
17	17.0	9.2	0	17.0

Wie aus Fig. 5 ersichtlich ist, wird das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen stark erhöht, wenn der Wert X 2500 übersteigt.

Fig. 6 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Al-Gehalt und dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen, erhalten bei einem Stahl mit einem Wert X im Bereich von 1560 bis 214 0 und einem Si-Gehalt im Bereich von 0,26 bis 0,52 Gew.%. Wie aus Fig. 6 ersichtlich ist, wird das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen stark erhöht, wenn der Al-Gehalt 0,015 Gew.% übersteigt. Um dieses Rißbildungsverhältnis unter 20 % zu halten, wird der Al-Gehalt vorzugsweise zu höchstens 0,04 Gew.% gewählt. Um das angegebene Rißbildungsverhältnis unter 10 und 5 % zu halten, sollte der Al-Gehalt höchstens 0,028 bzw. 0,019 Gew.% betragen.

Fig. 7 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Wert X + Al und dem Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen, Wie aus Fig. 7 ersichtlich ist, wird diese Rißbildungsverhältnis stark erhöhe, wenn der Wert X + ÄT 2500 übersteigt. Das angegebene Rißbildungsverhältnis beträgt beinahe 100 %> wenn der Wert X + Al 3250 beträgt. Zum Halten des angegebenen Rißbildungsverhältnisses unter 20 %, sollte der Wert X + ÄT unter 2920 gehalten werden.

Fig. 8 ist ein Diagramm der Einwirkung der Wechselbeziehung zwischen dem Wert X und dem Al-£Gehalt auf das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen. In Fig. 8 gibt die schraffierte Fläche den Bereich an, der das angegebene Rißbildungsverhältnis unterhalb 20 % liefert. Gemäß Fig. 7 entspricht dieser Bereich den Wert X + ÄT von höchstens 2920. Aus Fig. 8 ist ersichtlich, daß der Al-Gehalt ohne Zulassung der angegebenen Rißbildung erhöht werden kann unter der Voraussetzung, daß der Wert X" vermindert werden kann. Es kann nämlich der Al-Gehalt erhöht werden, ohne Beeinträchtigung durch die Rißbildung beim Spannungsfreiglühen durch

Kontrollieren des Werts X und des Al-Gehalts in der Weise, daß der Al-Gehalt beträgt: höchstens 0,015 Gew.% bei einem Wert X von weniger als 2920, höchstens 0,016 Gew.% bei einem Wert X von unter 2210, höchstens 0,02 Gew.% bei einem Wert X von unter 2130, höchstens 0,03 Gew.% bei einem Wert X von unter 1990, höchstens 0,04 Gew.% bei einem Wert X" von unter 1840, höchstens 0,06 Gew.% bei einem Wert X von unter 1720, höchstens 0,07 Gew.% bei einem Wert X von unter 1640, höchstens 0,08 Gew.% bei einem Wert X von unter 1680, höchstens 0,09 Gew.% bei einem Wert X von,unter 1770 und höchstens 0,10 Gew.% bei einem Wert X von unter 1920.

Dasselbe gilt für den Fall, bei dem das Rißbildungsverhältnis beim Spannungsfreiglühen 0 %, 5 % und 10 % beträgt, vgl. Fig. 7. Es beträgt nämlich der Wert X + ΆΤ 2500, 2700 und 28 00, wenn das angegebene Rißbildungsverhältnis O %, 5 % bzw. 10 % beträgt.

Fig. 9 zeigt die Beziehung zwischen der 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit und dem Wert X bei Stählen mit einem Ti-Gehalt im Bereich von 0,09 bis O, 115 Gew.% und einem Al-Gehalt von höchstens 0,014 Gew.%. Die Warmfestigkeit wird durch den Gehalt an Verunreinigungen beeinflußt. Es wird nämlich die Festigkeit verringert, wenn der Gehalt an Verunreinigungen ansteigt. Jedoch ist eine hohe Festigkeit von mindestens 9 kg/mm² erzielbar, wenn der Wert X unter 2700 liegt.

Fig. 10 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit bei Stählen mit einem Ti-Gehalt im Bereich von 0,059 bis 0,071 Gew.% und einem Wert X im Bereich von 164 0 und 1880. Die übermäßige Menge an Al verursacht eine starke Verringerung der Festigkeit. Eine Festigkeit in der Höhe von 8 kg/mm² ist erzielbar, wenn der Al-Gehalt im Bereich von 0,002 bis 0,07 Gew.% liegt. Eine noch höhere Festigkeit von 9 kg/mm² ist bei einem Al-Gehalt im Bereich

von 0,005 und 0,065 Gew.% erzielbar. Eine Festigkeit von mindestens etwa 4,5 kg/mm² ist bei einem Al-Gehalt von höchstens 0,1 Gew.% erzielbar. Eine höhere Festigkeit ist durch Vergrößern der Ti- und B-Gehalte erzielbar.

Fig. 11 zeigt die Beziehung zwischen der 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit und dem Ti-Gehalt bei Stählen mit einem Al-Gehalt im Bereich von 0,012 bis 0,018 Gew.% und einem Wert X im Bereich von 156 0 bis 229 0. Die Warmfestigkeit kann durch Zusatz von Ti merklich erhöht werden. Insbesondere eine hohe Festigkeit von 7 kg/mm² oder mehr wird mit einem Ti-Gehalt im Bereich von 0,04 bis 0,16 'Gew.% erzielt. Höhere Festigkeiten von mindestens 8 kg/mm² und mindestens 9 kg/mm² sind mit Ti-Gehalten im Bereich von 0,045 bis 0,14 Gew.% bzw. 0,05 bis 0,12 Gew.% erzielbar. Bei diesen Ti-Gehalten kann eine höhere Festigkeit durch Wählen des Al-Gehalts im Bereich von 0,01 bis 0,065 Gew.% erzielt werden. Die Erhöhung des Al-Gehalt sollte jedoch so erfolgen, daß der Wert X in die oben erläuterten bevorzugten Bereiche fällt.

Fig. 12 zeigt die Beziehung zwischen der 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit und dem (Al + Ti)-Gehalt bei Stählen, deren Al-Gehalt höchstens 0,025 Gew.% beträgt und deren Wert X im Bereich von 1560 bis 2290 liegt. Die Festigkeit kann merklich durch Zusatz von Al und Ti in Kombination verbessert werden. Festigkeiten von mindestens 8 kg/mm² und mindestens

9 kg/mm² werden erzielt, wenn der (Al + Ti)-Gehalt im Bereich von 0,06 bis 0,15 Gew.% bzw. 0,09 bis 0,13 Gew.% liegt. Wenn der (Al + Ti)-Gehalt 0,056 Gew.% oder mehr beträgt, wird eine Festigkeit von 7 kg/mm² oder mehr erzielt.

Fig. 13 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 6 00 ⁰C

10 h-Warmfestxgkeit und dem Verhältnis Tx/aI bei Stählen mit einem (Al + Ti)-Gehalt von 0,073 bis 0,143 Gew.% und einem Wert X im Bereich von 1560 bis 2290. Die Warmfestig-

keit wird durch das Verhältnis Ti/Al ausgeprägt beeinflußt. Eine Festigkeit von mindestens 8 kg/mm² ist erzielbar durch Wählen des Verhältnisses Ti/Al im Bereich von 0,8 bis 14. Die Festigkeit kann weiter auf 9 kg/mm² oder mehr erhöht werden durch Vergrößern des Verhältnisses auf ein Niveau im Bereich von 0,9 bis 9,5.

Fig. 14 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der 6 00 ⁰C 10⁵ h-Warmfestigkeit und dem Verhältnis Al/Ti bei Stählen mit einem (Al + Ti)-Gehalt im Bereich von 0,073 bis 0,143 Gew.%· und einem Wert X im Bereich von 1560 bis 2290. Die Warmfestigkeit wird auch durch das Verhältnis Al/Ti ausgeprägt beeinflußt. Es sind nämlich Festigkeiten von mindestens

8 kg/mm² und mindestens 9 kg/mm² mit einem Verhältnis Al/Ti im Bereich von 0,07 bis 1,25 bzw. 0,10 bis 1,15 erzielbar.

Fig. 15 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die 6 00 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit durch die Al- und Ti-Gehalte beeinflußt wird. Im Hinblick auf die in Verbindung mit Fig. 10 bis 14 erläuterten Bedingungen ist es möglich, eine Festigkeit von mindestens 8 kg/mm² dadurch zu erzielen, daß der Al-Gehalt und der Ti-Gehalt in den von den gestrichelten Linien umgebenen Bereich fallen. Eine höhere Festigkeit von mindestens

9 kg/mm² ist dadurch erzielbar, daß diese Gehalte so gewählt werden, daß sie in den durch die strichpunktierten Linien umgebenen Bereich fallen. Im einzelnen ist der erstere Bereich durch die Linien definiert, die die folgenden Punkte verbinden: (0,056 Gew.% Ti, 0,004 Gew.% Al), (0,026 Gew.% Ti, 0,034 Gew.% Al) ,· (O,o58 Gew.% Ti, 0,072 Gew.% Al) , (0,074 Gew.% Ti, 0,072 Gew.% Al) und (0,14 Gew.% Ti, 0,01 Gew.% Al), während der letztere Bereich durch gerade Linien definiert ist, die die folgenden Punkte verbinden: (0,063 Gew.% Ti, 0,007 Gew.% Al), (0,032 Gew.% Ti, 0,038 Gew.% Al), (0,056 Gew.% Ti, 0,065 Gew.% Al), 0,065 Gew.% Ti, 0,065 Gew.% Al) und (0,117 Gew.% Ti, 0,012 Gew.% Al). Durch Wählen des

Verhältnisses Ti/Al in diesen Gebieten im Bereich von 0,8 bis 14 ist es möglich, eine zufriedenstellend hohe Festigkeit zu erzielen. Eine höhere Festigkeit kann durch Wahl desselben Verhältnisses im Bereich von 0.9 bis 9,5 erzielt werden.

Gegenwärtig müssen Gehäuse von Dampfturbinen zur Energieerzeugung aus Wärme eine 10 -Warmfestigkeit von wenigstens 9 kg/mm² bei 538 ⁰C haben. Für höhere Dampftemperaturen sollte die Zusammensetzung so eingestellt werden, daß sie eine Warmfestigkeit von mindestens 9 kg/mm² gemäß der erhöhten Dampftemperatur aufrechterhält.

Fig. 16 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und dem Wert AFATT, der gemäß der vorliegenden Formel aus durch einen Stoßversuch erzielten Werten bestimmt wird. Jedes der Probestücke wurde 3000 Stunden lang auf einer erhöhten Temperatur von 500 ⁰C gehalten und wurde bei Temperaturen von -20 bis +150 ⁰C einem Stoßversuch unterworfen. Dann wurde der Wert AFATT aus dem Bruch des Probestücks gemäß der folgenden Formel erhalten

AfaTT = To - Tt ,

wobei To die 50 %-Versprödungsbruch-übergangstemperatur in ⁰C vor dem Erhitzen ist, während Tt die 50 %-Versprödungsbruch-übergangstemperatur in ⁰C von durch Erhitzen versprödetem Material darstellt.

Wie aus Fig. 16 ersichtlich ist, wird der Wert AFATT gemäß der Verringerung des Si-Gehalts herabgesetzt. Zum Beispiel beträgt der Wert AFATT etwa 15 ⁰C, wenn der Si-Gehalt 0,06 Gew.% beträgt. Dies bedeutet, daß das Maß der Versprödung merklich herabgesetzt ist. Der Si-Gehalt von Stahl nach der Erfindung sollte daher so klein wie möglich innerhalb des durch die Herstellung praktisch zugelassenen Bereichs gemacht werden.

Die Materialien der Proben Nr. 16 und 17 mit Zr und Ca zeigten keine Fehler, wie Gasblasen, im Barren, auf Grund der durch Ca und Zr erzeugten Desoxidationswirkung. Somit waren die Barren aus diesen Materialien zielich gesund und zeigten keinerlei Rißbildung beim Spannungsfreiglühen, Diese Materialien zeigten zusätzlich hohe Warmfestigkeiten von mindestens 9 kg/mm².

Einige der in der Tabelle gezeigten Probematerialien wurden einem bei Raumtemperatur ausgeführten Zugversuch unterworfen und zeigten Zugfestigkeiten von mindestens 56 kg/mm², Dehnungen von wenigstens 15 % und eine Querschnittsverringerung von wenigstens 50 %.

Beispiel 2

Barren derselben Größe wie beim Beispiel 1 wurden aus Materialien mit der chemischen Zusammensetzung (Gew.%) gemäß Tabelle V hergestellt. Im einzelnen wurden Probematerialien durch die folgenden Verfahren bereitet. Die Ausgangsmaterialien wurden in einem Lichtbogenofen in atmosphärischer Luft umgeschmolzen und in eine Gießpfanne gegossen. Die Stahlbarren der Proben Nr. 21 und 22 wurden durch Vakuumguß unmittelbar nach dem Umschmelzen erhalten, während solche der Proben Nr. 23 bis 29 durch einen Prozeß erhalten wurden unter Entgasung und Flotierung von Oxiden durch Verringern des Drucks auf der Gießpfanne auf 1 Torr oder weniger bei gleichzeitigem Blasen von Ar-Gas aus dem Gießpfannenboden, Erhitzen der Schmelze durch einen Lichtbogen bei gleichzeitigem erneuten Blasen von Ar-Gas aus dem Gießpfannenboden und anschließendem Ausführen eines Vakuumgusses wie im Fall der Proben Nr. 21 und 22.

Tabelle V

	No.	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo	V
Vergleichs stahl	21	0.12	0.43	0.70	0.010	0.009	0.13	0.24	1.48	1.10	0.20
Stahl der Erfindung	22	0.12	0.28	0.69	0.012	0.007	0.14	0.24	1.50	1.10	0.22
H	23	0.11	0.15	0.68	0.011	0.007	0.13	0.21	1.48	1.13	0.21
Il	24	0.14	0.07	0.54	0.017	0.009	0.12	0.22	1.33	1.15	0.16
Vergleichs stahl	25	0.13	0.08	0.56	0.030	0.010	0.11	0.26	1.45	1.15	0.16
Il	26	0.13	0.08	0.70	0.018	0.011	0.12	0.23	1.34	1.12	0.17
Stahl der Erfindung	27	0.12	0.07	0.67	0.018	0.011	0.13	0.25	1.50	1.13	0.16
Il	28	0.11	0.08	0.65	0.008	0.008	0.14	0.23	1.35	1.10	0.17
It	29	0.13	0.07	0.68	0.012	0.008	0.13	0.23	1.40	1.13	0.19

Fortsetzung

CJ) rH rH

Al-HTi	0.033	0.035	0.036	0.040	0.031	0.029	0.030	0.031	0.033
andere	ι	ι	ι	ι	ι	ι	ι		Ca 0.002 Zr 0.05
Λ CQ	*r-i* 'CN O O O	2200*0	0.0021	0.0018	0200*0	0.019	0.0020	0.0012	0200*0
cn	0.011	0.013	0.013	0.012	0.011	0.013	0.013	0.011	0.013
C CQ	0.013	0.015	0.015	0.011	0.011	0.013	0.018	0.007	0.011 I
•Η	0.023	0.025	0.025	0.032	220*0	0.021	0.021	0.023	0.025
	0.010	0.010	0.011	0.008	0.009	0.008	0.009	800*0	0.008

Die Barren wurden einer Härtung unterworfen, die ausgeführt wurde durch 9 Stunden langes Halten der Barren auf 105 0 ⁰C, gefolgt von einer Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 4 00 °C/h. Nach dem Härten wurden die Barren dadurch getempert, daß sie 15 Stunden lang auf 710 ⁰C gehalten wurden, gefolgt von einer Luftabkühlung.

Ein Warmrißbildungsversuch wurde ausgeführt unter Verwendung von Probestücken mit Kerben in ihren Seitenflächen und einer Dicke von 14 mm, einer _iBreite von 30 mm und einer Länge von 140 mm. Die Kerbe wurde durch spanabhebende Bearbeitung gebildet und hatte eine Tiefe von 6 mm, eine Breite von 1 mm und einen Scheitelwinkel von 45°. Die Probestücke wurden dann einem Biegeschwingungsermüdungsversuch unterworfen zur Erzeugung von 1 mm tiefen Rissen. Die Kerben in Probenstücken beider Nutenarten hatten eine Tiefe von 2 mm und einen Scheitelwinkel von 6 0°.

Der Warmrißbildungsversuch wurde bei einer gleichbleibenden Temperatur von 550 ⁰C durchgeführt. Die Rißlänge wurde durch ein elektrische Potentialverfahren gemessen, das die Tatsache benutzt, daß der elektrische Widerstand entsprechend der Rißentwicklung zunimmt.

Die Rißentwicklungsgeschwindigkeit kann durch die folgende Formel bestimmt werden.

Die unter der Bedingung von KI (Spannungszuwachsfaktor ) =

-3/2
90 kg mm erhaltene Rißentwicklungsgeschwindigkeit wird durch ein Diagramm bestimmt, das die Beziehung zwischen der Versuchszeitlänge und der Rißlänge darstellt:

KI = Y-P /a/BW (kg mm"³^²) Y = 1,99 - 0,41 (a/W) + 18,7 (a/W)² '

wobei P die Belastung in kg, B die Breite des Probestücks in mm,

W die Dicke des Probestücks in mm und a die Rißtiefe in mm sind.

Wie aus der obigen Formel ersichtlich ist, verärdert sich der Wert von KI in Abhängigkeit von der Rißtiefe. Die Belastung wurde gemäß der Zusammensetzung des Versuchsmaterials im Bereich von 2900 bis 3250 kg verändert.

Tabelle VI

No.	X (xio²)	X + Si (XlO²)	Rißbildungs geschwindigkeit (mm/h)	538°C 10⁵ h- Warmfestigkeit (Kg/mm²)
21	17.4	33.9	30.5 χ 10~³	12.3
22	20.4	27.4	5.7 χ 10"³	12.0
23	19.4	22.3	2.3 χ 10~³	12.5
24	23.5	24.7	2.0 χ 10"³	13.0
25	36.5	37.9	66.5 χ 10"³	10.5
26	34.0	35.4	40.5 χ 10"³	11.2
27	27.5	28.7	8.3 χ 10"³	11.8
28	12.5	13.9	1.9 χ 10"³	13.5
29	18.7	19.9	2.3 χ 10"³	12.3

Unter den Materialien sind die Proben Nr. 21/ 25 und 26 Vergleichsmaterialien, während die Proben Nr. 22 bis 24 und 27 bis 29 Materialien nach der Erfindung sind.

Die Tabelle VI zeigt den Wert X, den Wert X + Si. die Rißentwicklungsgeschwindigkeit und die Warmfestigkeit. Der Wert X wird in derselben Weise wie oben erläutert berechnet, während Si durch die folgende Formel gegeben ist, die den Si-Gehalt in ppm ausdrückt.

ST = Si/y , wobei y ein aus Fig. 17 bestimmter Koeffizient ist.

Der Koeffizient y ändert sich in Abhängigkeit vom Si-Gehalt. Im einzelnen nimmt der Koeffizient die folgenden Werte an: 6,5 bei einem Si-Gehalt von 0,01 Gew.%, 5,65 bei 0,1 Gew.%, 4,75 bei 0,2 Gew.%, 3,8 bei 0,3 Gew.%, 2,9 bei 0,4 Gew.%, 2,0 bei 0,5 Gew.% und 1 bei 0,6 Gew.% oder mehr.

Beim Stahl nach der Erfindung ist der Wert X + ÄT gleich dem Wert X.

Fig. 17 zeigt den Si-Multiplikationsfaktor y, der die Rißentwicklungsgeschwindigkeit beeinflußt. Somit kann der Wert des Koeffizienten y aus dieser Figur bestimmt werden.

Fig. 18 zeigt die Beziehung zwischen der Rißentwicklungsgeschwindigkeit und dem Wert X bei einem Stahl mit einem Si-Gehalt im Bereich von 0,07 bis 0,08 Gew.%. Zum Halten der Rißentwicklungsgeschwindigkeit auf höchstens 20 χ 10 (mm/h) innerhalb des begrenzten Bereichs des Si-Gehalts von 0,07 bis 0,08 Gew.% muß der Wert X kleiner als 3100 sein. Zum

Halten der Rißentwicklungsgeschwindigkeit unter 10 χ 10 (mm/h) und unter 5x10 (mm X unter 2850 bzw. unter 2500.

g
(mm/h) und unter 5x10 (mm/h) fällt vorzugsweise der Wert

Fig. 19 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Rißentwicklungsgeschwindigkeit und dem Si-Gehalt bei einem Stahl mit einem X-Wert im Bereich von 174 0 bis 204 0. Aus dieser Figur ist ersichtlich, daß der Si-Gehalt vorzugsweise so gewählt wird, daß er höchstens 0,37 Gew.% beträgt, um die Rißentwicklungsgeschwindigkeit auf höchstens 20 χ 10 (mm/h) zu halten. Zum Erreichen von Rißentwicklungsgeschwindigkeiten von höchstens 10 χ 10 (mm/h), 5 χ 10 (mm/h) und 2,5 χ

— 3
10 (mm/h) sollte in ähnlicher Weise der Si-Gehalt so ge-

wählt sein, daß er höchstens 0,30 Gew.%, höchstens 0,27 Gew.% bzw. höchstens 0,25 Gew.% beträgt.

Fig. 20 zeigt die Beziehung zwischen der Rißentwicklungsgeschwindigkeit und dem Wert X + ST. Die Rißentwicklungsgeschwindigkeit wird stark erhöht, wenn der Wert X *. s"I über 2600 hinaus erhöht wird. Eine Rißentwicklungsgeschwindigkeit von höchstens 20 χ 10 (mm/h) kann erzielt werden durch Fehlen des Werts X + sT zu höchstens 3200. In ähnlicher Weise können Rißentwicklungsgeschwindigkeiten von höchstens 10 χ 10~³ (mm/h), 5 χ 10~³ (mm/h) und 2,5 χ 10~³ (mm/h) erzielt werden durch Wählen des Werts X + Si zu höchstens 2900, höchstens 2700 bzw. höchstens 2600.

Fig. 21 ist ein Diagramm, bei dem dargestellt ist, wie die Rißentwicklungsgeschwindigkeit durch den Wert X und den Si-Gehalt beeinflußt wird. Die Rißentwicklungsgeschwindigkeit wird durch eine gleichzeitige Erhöhung des Werts X und des Si-Gehalts erhöht. Das heißt, der Wert X und der Si-Gehalt sind zueinander umgekehrt proportional. Die in dieser Figur in Klammern erscheinenden Zahlen zeigen die Rißentwicklungsgeschwindigkeit ( χ 10 mm/h).

Die gestrichelten Kurven in dieser Figur zeigen die oberen Grenzen des Werts X und des Si-Gehalts zur Erzielung der jeweiligen Rißentwicklungsgeschwindigkeiten von 2,5 χ 10 (mm/h), 10 χ 10~³ (mm/h) und 20 χ 10~³ (mm/h).

Beispiel 3

Fig. 22 ist ein Schnitt des Körpers 5 eines Gehäuses einer Dampfturbine zur Energieerzeugung aus Wärme, während Fig. ein Dampfregelventilgehäuse 4 und ein Hauptdampfabsperrventilgehäuse 7 am Turbinengehäuse zeigt. Der Gehäusekörper 5 wird durch Gießen hergestellt, während die Ventilgehäuse 4 und durch Gießen oder Schmieden hergestellt werden.

~ 52 —

Der Stahl nach der Erfindung kann zweckmäßig für die Materialien des Gehäusekörpers 5 und der Ventilgehäuse 4 und 7 verwendet werden. Die Erfinder haben beispielsweise die Verwendung von Stählen mit den in Tabelle VII gezeigten Zusammensetzungen in Betracht gezogen. In dieser Tabelle sind.die Zusammensetzungen in Gewichtsprozent dargestellt. Im einzelnen wurde der Stahl mit B für das Hauptdampfabsperrventilgehäuse, das Dampfregelventilgehäuse und den inneren Gehäusekörper verwendet, während Stähle mit oder ohne B als Materialien für den äußeren Gehäusekörper verwendet wurden. Das Hauptdampfabsperrventilgehäuse und das Dampfregelventilgehäuse sind Schmiedeteile.

Die Tabelle VIII zeigt den Wert X, den Wert X + ÄT, den Wert X + Si, den Wert Al + Ti und das Verhältnis Ti/Al der Sthäle von Tabelle VII. Es ist ersichtlich, daß der Stahl mit B ein kleines Rißbildungsverhältnis von etwa 5 % zeigt, wobei eine kleine Rißentwxcklungsgeschwindigkeit von etwa 2,5 χ 10 (mm/h) sogar mit einem Stahl ohne B erhalten werden kann.

Tabelle VII

	C	mit B	V	Si	Mn	P	S	Ti	B	Sb	Ni	Cr	Mo	Sn	As	Cu
mit B	0.14	ohne B	0.23	0.42	0.31	0.016	0.006	0.042	0.0006	0.0012	0.14	1.33	1.12	0.007	0.009	0.09
ohne B	0.13	0.16	0.07	0.54	0.014	0.006	0.022	0.0003	0.0018	0.22	1.33	1.15	0.011	0.012	0.12

	Al
0.016
0.008

Tabelle VIII

	X (xlO²)	X + Al (xlO²)	Al + Ti	Ti/Al	X + Si
mit B	20.3	27.3	0.058	2.63
ohne B	20.5	20.5	0.030	2.75
21.7

Das Schweißen wird an den Punkten 6 in der in Fig. 23 dargestellten Weise ausgeführt.

Fig. 24 ist ein Diagramm der Vorerhitzungstmperatur für das in Fig. 23 gezeigte Schweißen und der Spannungsfreiglühbehandlung (bei 690 bis 710 ⁰C während 8 Stunden) nach dem Schweißen. Bei diesem Schweißen wurde Schweißmaterial mit derselben Zusammensetzung wie in Tabelle II verwendet. Die Vorerhitzungstemperatur beträgt 350 ⁰C, während die Erhitzung beim Spannungsfreiglühen bei einer Temperatur von 350 ⁰C beginnt. Nach dem Spannungsfreiglühen wird das geschweißte Material durch Ofenkühlung abgekühlt.

Fig. 25 ist ein Diagramm des Schweizvorgangs für Reparaturzwecke. Das Schweißen erfolgt nach dem Vorerhitzen auf 350 ⁰C. Nach dem Schweißen wird das geschweißte Material mit einer Geschwindigkeit von 110 ⁰C/h erhitzt und 8 Stunden lang auf 1025 bis 1075 ⁰C gehalten, gefolgt von einer Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 400 °C/h. Wenn dann die Temperatur auf 200 ⁰C gefallen ist, erfolgt ein Tempern durch Halten des Materials während 8 Stunden auf 680 bis 730 ⁰C, gefolgt von einer Ofenabkühlung. Beim Reparaturschweißen wird Schweißmetall mit derselben Zusammensetzung wie in Tabelle IX verwendet. In dieser Tabelle ist die Zusammensetzung in Gewichtsprozent dargestellt, wobei der Rest aus Fe besteht.

Tabelle IX

C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo
0.08	0.57	0.88	0.014	0.004	0.56	0.14

V	Cu	Ni	Sb	Sn	As
0.18	0.01	0.02	0.003	0.0018	0.005

Es ist klar, daß beim oben angegebenen Schweißvorgang keine Rißbildung beim Spannungsfreiglühen auftritt.

Aus der obigen Beschreibung ist ersichtlich, daß die Erfindung einen überlegenen warmfesten Stahl liefert, der beim Spannungsfreiglühen nach dem Schweißen keine Rißbildung aufweist, und nur eine geringe Rißentwicklungsgeschwindigkeit hat.

Claims

Patentanwälte 81-36.I69P" * ** 4. "Mai 1984

BEETZ & PARTNER
Steinsdorfstr. 10. .8.0.00. München 22 Ί Λ 1 R R ?

HITACHI, LTD., Tokyo Japan

Warmfester Stahl

Ansprüche

T. Warmfester Stahl

gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung im wesentlichen aus 0,05

bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0002 bis 0,0030 Gew.% B und einem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

X = 1OP + 5 Sb + 4Sn +As

ÄT = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As in den Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

2. ■ Warmfester Stahl ' nach Anspruch 1, gekennzeichnet

81-A 8589-02

- durch eine Zusammensetzung im wesentlichen aus

0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,015 Gew.% Al, 0,0002 bis 0,0030 Gew.% B und einem Rest von im wesentlichen p_{e un}a unvermeidlichen Verunreinigungen,

- wobei der Wert X nicht größer als 2600 ist.

3. Warmfester . Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,005 bis 0,07 Gew.%

- Al, 0,0005 bis 0,0020 Gew.% B und einem Rest von im wesentlichen Fe.

4. Warmfester . Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet

- durch eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 7 kg/mm².

5. ..Warmfester 'Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet

- durch eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit \on mindestens 9 kg/mm².

Warmfester Stahl gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0>5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B und einem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

* «k ♦

X = 1OP + 5Sb + 4Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P/ Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As in den Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

7. Warmfester Stahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Al-Gehalt im Bereich von 0,002 bis 0,015 Gew.% liegt und der Wert X nicht größer als 26 00 ist.

8. Warmfester Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Al-yGehalt im Bereich von 0,002 bis 0,07 Gew.% und der Ti-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,12 Gew.% liegen.

9. Warmfester Stahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Al-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,02 Gew.% und der Ti-Gehalt im Bereich von 0,045 bis 0,15 Gew.% liegen.

10. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet,

- daß die Summe der Al- und Ti-Gehalte im Bereich von 0,o6 bis 0,15 Gew.% und der Wert X im Bereich von 1000 bis 2500 liegen.

11. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet,

- daß das Verhältnis Ti/Al zwischen dem Al-Gehalt und dem Ti-Gehalt im Bereich von 0,8 bus 14 liegt.

-A-

12. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 11, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1 ,3 Gew.% Mo, 0,1 bis O.,35 Gew.% V, 0,15 bis 0,75 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni, 0,005 bis 0,07 Gew.% Al, 0,045 bis 0,15 Gew.% Ti, 0,0005 bis 0,0020 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe.

13. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 12, dadurch gekennzeichnet

- daß die Al- und Ti-Gehalte in dem Bereich liegen, der durch Verbinden der folgenden Punkte durch gerade Linien gebildet ist: (0,004 Gew.% Al, 0,056 Gew.% Ti); (0,034 Gew.% Al, 0,026 Gew.% Ti); (0,072 Gew.% Al, 0,074 Gew.% Ti); und (0,01 Gew.% Al, 0,14 Gew.% Ti).

14. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 13, gekennzeichnet

- durch eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 7 kg/mm².

15. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 14, gekennzeichnet

- durch eine gesamte getemperte Bainit-Struktur.

16. Warmfester Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 15, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Stahl ein Gußstahl ist.

17. Warmfester Stahl,
gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis.0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,5 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0002 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.%

von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und aus einem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

χ = 1OP + 5Sb + 4Sn +As

ÄT = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As * als Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

18. Warmfester Stahl, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung van im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,5 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,0o2 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von im wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und aus einem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

X = 1OP + 5 Sb + 4Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As

als unvermeidbare Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

19. Warmfester Stahl,
gekennzeichnet '

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus O,o5 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% C, höchstens 1 Gew.% Si, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al und dem Rest von im wesentlichen Fe u nd unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 und die Summe von X und sT aus der folgenden Formel nicht größer als 3200 sind:

X= 1OP + 5Sb + 4 Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient)

ST = Si/y (y ist ein aus Fig. 17 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al sowie Si den Al- · bzw. Si-Gehalt in ppm darstellen.

20. Warmfester Stahl nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Al-Gehalt im Bereich -von 0,002 bis 0,015 Gew.% liegt und der Stahl ein Gußstahl ist.

21. Warmfester Stahl nach Anspruch 19, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,005 bis 0,015 Gew.% Al, höchstens 0,15 Gew.% Si und dem Rest von im wesentlichen Fe.

22. Wannfester Stahl, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung \on im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größser als 2920 und die Summe von X und Si aus der folgenden Formel nicht größser als 3200 sind:

X = 1OP + 5 Sb + 4 Sn + As

ÄT = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient)

IT = Si/y (y ist ein aus Fig. 17 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As in den unvermeidbaren Verunreinigungen und Al sowie Si den Al- bzw. Si-Gehalt in ppm darstellen.

23. Warmfester Stahl nach Anspruch 22, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, höchstens 0,15 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni, 0,005 bis 0,02 Gew.% Al, 0,01 bis 0,05 Gew.% Ti und dem Reste von im wesentlichen Fe.

24. Warmfester Stahl gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis

— 8 —

2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und ÄT aus der folgenden Formel nicht höher als 2920 und die Summe von X und sT aus der folgenden Formel nicht größer als 3200 sind:

X = 1OP + 5 Sb + 4Sn + As

ÄT = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient)

ÖT = Si/y (y ist ein Fig. 17 erhaltener ^Sl Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al sowie Si den Al- . bzw. Si-Gehalt in ppm darstellen.

25. Warmfester Stahl, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,o5 bis 0,2 Gew.% C, O bis 1 Gew.% Si, 0 bis 2 Gew.% Mn, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0 bis 1 Gew.% Ni, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe,

- wobei der Stahl eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 9 kg/mm², eine Zugdehnung bei Raumtemperatur von mindestens 15 % und eine Zug-Querschnittsverminderung bei Raumtemperatur von mindestens 50 % hat.

26. Warmfester Stahl nach Anspruch 25, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus

0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,15 bis o,75 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni, 0,045 bis 0,15 Gew.% Ti, 0,005 bis 0,07 Gew.% Al, 0,0005 bis 0,0020 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe.

27. Warmfester Stahl, gekennzeichnet

- durch eine Zusammensetzung von im wesentlichen aus

0,o5 bis 0,2 Gew.% C, O bis 1 Gew.% Si, O bis 2 Gew.% Mn, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, O bis 1 Gew.% Ni, höchstens 0,2 Gew.% Ti, - 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,2 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und dem Rest von im wesentlichen Fe,

- wobei der Stahl eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 9 kg/mm², eine Zugdehnung bei Raumtemperatur von mindestens 15 % und eine Zug-Querschnittsverminderung bei Raumtemperatur von mindestens 50 % hat.

28. dampfturbinengehäuse zur Verwendung in Berührung mit Dampf von einer Temperatur von mindestens 538 ⁰C und einem Druck von mindestens 316 at,

dadurch gekennzeichnet,

- daß das Dampfturbinengehäuse (5) aus einem warmfesten Stahl besteht mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Ni, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0003 bis 0,003 0 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe,

- ίο -

- wobei der Stahl eine 600 ⁰C 10 h-Warmfestigkeit von mindestens 9 kg/mm², eine Zugdehnung bei Raumtemperatur von mindestens 15 % und eine Zug-Querschnittsverminderung bei Raumtemperatur von mindestens 50 % hat.

29. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 28, dadurch gekennzeichnet,

- daß der warmfeste Stahl eine Zusammensetzung hat von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,15 bis 0,75 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni, 0,045 bis 0,15 Gew.% Ti, 0,002 bis

, 0,07 Gew.% Al, 0,0005 bis 0,0020 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe.

30. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 28 oder 29, gekennzeichnet

- durch einen Gehäusekörper (5), ein Dampfregelventil (4) und ein Hauptdampf absperr-ventil (7) , von denen wenigstens eines aus dem warmfesten Stahl hergestellt ist.

31. Dampfturbinengehäuse zur Verwendung in Berührung mit Dampf bei einer Temperatur von mindestens 538 ⁰C und einem Druck von mindestens 316 at,

dadurch gekennzeichnet,

- daß das Dampfturbinengehäuse (5) aus einem warmfesten Stahl besteht mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Ni, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens

0,2 Gew.% Nb/ höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens
0,2 Gew.% W, und dem Rest von im wesentlichen Fe,

- wobei der Stahl eine 600 ⁰C 10^ h-Warmfestigkeit von
mindestens 9 kg/mm², eine Zugdehnung bei Raumtemperatur von mindestens 15 % und eine Zug-Querschnittsverminderung bei Raumtemperatur von mindestens 50 % hat.

32. Dampfturbinengehäuse, dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05

bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al,
0,0002 bis 0,0030 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

X = 1OP + 5 Sb + 4 Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener
Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb,Sn, und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

33. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 32, gekennzeichnet

- durch einen Gehäusekörper (5), ein Dampfregel\entil (4) und ein Hauptdampfabsperrventil (7), von denen wenigstens eines aus dem warmfesten Stahl hergestellt ist.

34. Dampfturbinengehäuse ,

• dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung "von im wesentlichen aus 0,05 bis

bis 0,2 Gew.% C, 0/5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0

ι
Gew.% Mo, 0,05 his 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer als 2920 ist:

X = 1OP + 5Sb + 4Sn + As

ÄT = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

'- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

35. Dampfturbinengehäuse,

dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,5 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, 0,0002 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von im wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und ÄT aus der folgenden Formal nicht größer als 2920 ist:

X = 1OP + 5 Sb + 4 Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P,Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

36. Dampfturbinengehäuse, dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung \on im wesentlichen aus 0,o5 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,5 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti, 0,0003 bis 0,0030 Gew.% B, höchstens insgesamt 0,2 Gew.% von wenigstens einem der folgenden Bestandteile: höchstens 0,1 Gew.% Ca, höchstens 0,2 Gew.% Zr, höchstens 0,2 Gew.% Nb, höchstens 0,1 Gew.% Mg und höchstens 0,2 Gew.% W, und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe X und Al aus der folgenden Formal nicht größer ist als 2920:

X = 1OP + 5Sb + 4Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al den Al-Gehalt in ppm darstellen.

37. Dampfturbinengehäuse , dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew. C, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti und

dem Rest von im wesentlichen Fe,

wobei bei Verwendung eines Probestücks von 14 mm Dicke und 30 mm Breite aus diesem Stahl mit einer breitseitigen Kerbe von 6 mm Tiefe und 1 mm Breite und einem Scheitelwinkel von 45° und bei Vorsehen eines Ermüdungsrisses von 1 mm Tiefe in der Kerbe die Rißbildungsgeschwindigkeit des Stahls höchstens 20 χ 10~ (mm/h) beträgt, wenn der Belastungszuwachskoeffizient (KI)

-3/2 der folgenden Formel 90 kg.mm beträgt:

KI = Y-P /¥/BW (kg-

Y = 1,99 - 0,41 (a/W) + 18,7 (a/W)²

- wobei P die Belastung in kg, B die Breite des Teststücks in mm, W die Dicke des Teststücks in mm und a die Rißtiefe in mm sind.

38. Dampfturbinengehäuse,

dadurch gekennzeichnet,

- daß "es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis 0,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer ist als 2920 und die Summe aus X und Si aus der folgenden Formel nicht größer ist als 3200:

X = 1OP + 5 Sb + 4 Sn + As

Al = XAl (x ist ein aus Fig; 4 erhaltener Koeffizient)

Si = Si/y (y ist ein aus Fig. 17 erhaltener Koeffizient),

- wobei P, Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As

als unvermeidbare Verunreinigungen und Al sowie Si den Gehalt an Al bzw. Si in ppm darstellen.

39. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 38, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Al-Gehalt im Bereich von 0,002 bis 0,015 Gew.% liegt.

40. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 38, dadurch gekennzeichnet,

- daß der Stahl eine Zusammensetzung hat von im wesentlichen aus 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr,

- 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, 0,005 bis 0,015 Gew.S Al, höchstens 0,15 Gew.% Si und dem Rest von im wesentlichen Fe.

41. Dampfturbinengehäuse,
dadurch gekennzeichnet,

- daß es hergestellt ist aus einem warmfesten Stahl mit einer Zusammensetzung von im wesentlichen aus 0,05 bis 0,2 Gew.% C, 0,5 bis 2,0 Gew.% Cr, 0,5 bis 2,0 Gew.% Mo, 0,05 bis ο,5 Gew.% V, höchstens 1 Gew.% Si, höchstens 2 Gew.% Mn, höchstens 0,5 Gew.% Ni, 0,002 bis 0,1 Gew.% Al, höchstens 0,2 Gew.% Ti und dem Rest von im wesentlichen Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

- wobei die Summe von X und Al aus der folgenden Formel nicht größer ist als 2920 und die Summe aus X und sT aus der folgenden Formel nicht größer ist als 3200:

X = 1OP + 5Sb + 4 Sn + As

Al = xAl (x ist ein aus Fig. 4 erhaltener Koeffizient)

ST = Si/y (y ist ein aus Fig. 17 erhaltener Koeffizient),

- wobei P/ Sb, Sn und As den Gehalt an P, Sb, Sn und As als unvermeidbare Verunreinigungen und Al sowie Si den Gehalt an Al bzw. Si in ppm darstellen.

42. Dampfturbinengehäuse nach Anspruch 41, dadurch gekennzeichnet,

- daß der wärmfeste Stahl eine Zusammensetzung hat aus

im wesentlichen 0,08 bis 0,15 Gew.% C, 0,9 bis 1,7 Gew.% Cr, 0,8 bis 1,3 Gew.% Mo, 0,1 bis 0,35 Gew.% V, höchstens 0,15 Gew.% Si, 0,2 bis 0,6 Gew.% Mn, 0,1 bis 0,3 Gew.% Ni, 0,005 bis 0,02 Gew.% Al, 0,01 bis 0,05 Gew.% Ti und den Rest von im wesentlichen Fe.