DE69406512T3

DE69406512T3 - Rotor für Dampfturbinen und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69406512T3
Application number: DE69406512T
Authority: DE
Inventors: Ryuichi Ishii; Yoichi Tsuda; Masayuki Yamada
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1993-07-23
Filing date: 1994-07-19
Publication date: 2001-06-21
Anticipated expiration: 2014-07-20
Also published as: US5779821A; KR950003597A; JPH0734202A; EP0639691A1; ATE159792T1; EP0639691B2; EP0639691B1; DE69406512T2; DE69406512D1; KR0175075B1

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen Rotor für eine Dampfturbine der zum Einsatz in Energieversorgungsunternehmen bestimmt ist.
Herkömmlicherweise ist es notwendig gewesen, daß die Elemente, die bei hohen Temperaturen und unter hohen Drücken in Wärmekraftanlagen zum Einsatz gelangten, solche Elemente waren deren werkstoffliche Merkmale in ihrer Gesamtheit ausgezeichnet waren und die nicht empfänglich waren für allzu viele Änderungen dieser werkstofflichen Merkmale, sogar nicht nachdem sie hohen Temperaturen während vielen Stunden ausgesetzt worden waren. Als solche Elemente die dazu bestimmt waren bei hohen Temperaturen und unter hohen Drücken eingesetzt zu werden, sind bisher hitzebeständige, ferritische Stahle mit hohem Cr-Gehalt, welche von 8 bis 12% Cr enthielten, benutzt worden. Stähle dieser Art stehen zu vergleichsweise billigen Preisen zur Verfügung, können leicht hergestellt werden und weisen hohe Werte für die physikalischen Eigenschaften auf. Folglich haben sie Anwendung in ausgedehnten industriellen Bereichen gefunden und sie haben viel zu der Verbesserung der Wirksamkeit und der Zuverlässigkeit der Einrichtungen, die bei hohen Temperaturen und unter hohen Drücken betrieben werden, beigetragen.
Herkömmlicherweise ist es das wichtigste Ziel gewesen, die Warmfestigkeit und die Zähigkeit, die unverträglich miteinander sind, in Einklang zu bringen wenn sich hochchromhaltige Stähle auf der Basis von Ferrit in den Entwicklungsstufen befanden. Eine der Ursachen für die Verschlechterung der Zähigkeit besteht darin, daß Ausscheidungen an der Grenze des Kristallkornes abgelagert werden. Demgemäß und während man versucht hat diese Ausscheidung zu verhindern, hat man feine Ausscheidungen dazu veranlaßt sich einheitlich im Innern der Kristallkörner aus den festen Lösungen, die eine hohe Konzentration der Ausgangsphase aufweisen, abzuscheiden, um die Warmfestigkeit zu erzielen.
Herkömmliche, hitzebeständige, hochchromhaltige Stähle auf Ferritbasis sind jedoch mit einem Problem behaftet. Wenn die hochchromhaltigen Stähle auf Ferritbasis einem Fließen unter Beanspruchung bei Temperaturen die fast so hoch sind wie 600ºC während einer langen Zeitdauer unterliegen, dann wird ihre Metallstruktur in deutlicher Weise verändert. Ein größerer Anteil von unvermeidlichen Ausscheidungen konzentriert sich an den Grenzen des Kristallkornes oder an den Grenzen des Lanzettmartensits, während die Dichte der Ausscheidungen im Innern des Lanzettmartensits herabgesetzt wird, zusammen mit der Erholung der Struktur und dem Wachstum von Unterkorn. Auf diese Weise werden werkstoffliche Merkmale der Stähle, wie zum Beispiel die Schlagfestigkeit, sehr stark herabgesetzt, dies als Folge der Änderungen der Struktur wie sie oben beschrieben worden sind. Daher kann die Zuverlässigkeit eines Wärmekraftwerkes gering sein, wenn es ein groß dimensioniertes Element aufweist, etwa einen Rotor für eine Dampfturbine, welches aus einem herkömmlichen, hitzebeständigen, hochchromhaltigen Stahl auf Ferritbasis hergestellt ist und welches in einer Atmosphäre von Dampf bei 600ºC oder höher betrieben wird. Andererseits ist die Verbesserung des thermischen Wirkungsgrades von Wärmekraftwerken, vom Standpunkt der Erhaltung der globalen Umwelt aus, angefordert worden und es ist augenscheinlich, daß Wärmekraftwerke des bei hoher Temperatur und unter hohem Druck betriebenen Typs, die in der Lage sind Dampf bei 600ºC oder höher zu benutzen, notwendig sind.
DE-A-35 22 115 offenbart einen hitzebeständigen Stahl mit 0,08 bis 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff, mehr als 0,2 bis 0,6% Silizium, 0,3 bis 0,8% Mangan, 0,6 bis 1, 2% Nickel, 9,5 bis 11,0% Chrom, 0,7 bis 1,5% Molybdän, 0,15 bis 0,27% Vanadium, 0,10 bis 0,27% im ganzen an Niobium und/oder Tantal, 0,03 bis 0,08% Stickstoff, mehr als 1, 1 bis 1,3% Wolfram, sowie einen Rest an Eisen. Die Zeitstandfestigkeit dieses hitzebeständigen Stahles liegt viel höher als diejenige eines früheren hitzebeständigen 12-Cr Stahles. Eine aus dem hitzebeständigen Stahl nach der vorliegenden Erfindung gebildete Turbinenkomponente besitzt eine genügende Festigkeit für den Gebrauch bei einer hohen um 600ºC bis 650ºC liegenden Temperatur.
DE-A-34 26 882 offenbart einen hitzebeständigen, martensitischen, rostfreien Stahl mit einer verbesserten Zeitstandfestigkeit. Dieser Stahl besteht, in Gewichtsprozent ausgedrückt, aus 0,05 bis 0,12% Kohlenstoff, nicht mehr als 0,5% Silizium, nicht mehr als 1,5% Mangan, nicht mehr als 1,5% Nickel, 9,0 bis 13,0% Chrom, 0,5 bis 2,0% Molybdän, 0,05 bis 0,50% Vanadium, nicht mehr als 0,15% Stickstoff und, wenn es gewünscht wird, mit wenigstens einem Bestandteil aus 0,02 bis 0,50% Ni ob, 0,02 bis 0,5% Tantal, 0,5 bis 2,0% Wolfram und 0,0003 bis 0,010% Bor, mit dem Restbetrag Eisen und dazugehörigen oder unvermeidlichen Verunreinigungen, und dabei macht das Gewichtsverhältnis von Kohlenstoff zu Stickstoff (C/N) nicht mehr als 3 : 1 aus.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Rotor für eine Dampfturbine zu beschaffen welcher am besten als ein Element in einer bei hohen Temperaturen zu betreibenden Dampfturbine geeignet ist, welcher eine ausgezeichnete Warmfestigkeit aufweist und welcher in der Lage ist diese Warmfestigkeit während einer langen Zeitdauer unverändert beizubehalten.
Gemäß einem Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung wird ein Rotor für eine Dampfturbine geschaffen, welcher aus einem hitzebeständigen Stahl hergestellt ist, der eine Zusammensetzung aufweist die zusammengestellt ist aus 0,05 bis 0,30 Gew.-% C, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Si, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Mn, mehr als 0 bis 2,0 Gew.-% Ni, 0,10 bis 0,50 Gew.-% V, 0,50 bis 5,0 Gew.-% W, 0,025 bis 0,10 Gew.-% N, mehr als 0 bis 1,5 Gew.-% Mo, aus wenigstens einem Element das aus der Gruppe ausgewählt wird die zusammengestellt ist aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, 0,048 bis 3 Gew.-% Re, 0 bis 5,0 Gew.-% Co, 0 bis 0,05 Gew.-% B und aus dem Restbetrag an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen und der eine Martensitstruktur aufweist.
Es ist wünschenswert, daß wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammensetzt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta besteht.
In einem anderen Fall besteht wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammensetzt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb.
In einem anderen Fall besteht wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammensetzt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta und aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb.
Der hitzebeständige Stahl kann desweiteren 0,001 bis 5,0 Gew.-% Co und/oder 0,0005 bis 0,05 Gew.-% B enthalten.
Ein bevorzugter Rotor für eine Dampfturbine gemäß der vorliegenden Erfindung wird hergestellt aus einem hitzebeständigen Stahl mit einer Martensitstruktur worin die Durchmesser der Kristallkörner einheitlich verteilt sind, dies infolge der Wärmebehandlung des vorerwähnten hitzebeständigen Stahles bei einer Abschrecktemperatur von 1050 bis 1150ºC. Ferner folgt auf die Wärmebehandlung bei einer Abschrecktemperatur von 1050 bis 1150ºC vorzugsweise eine Behandlung bei einer Temperatur von 620 bis 760ºC.
Die Rotoren für Dampfturbinen gemäß der vorliegenden Erfindung sind vorzugsweise dadurch gekennzeichnet, daß sie hergestellt sind aus hitzebeständigen Stählen bei welchen Ausscheidungen in einer gesamten Menge von 2,5 bis 7,0 Gew.-% an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmartensits sowie im Innern des Lanzettmartensits infolge der vorerwähnten Wärmebehandlungen ausgeschieden werden.
Ferner sind sie vorzugsweise · dadurch gekennzeichnet, daß Austenitkristalle, anschließend an die Wärmebehandlung bei den Abschrecktemperaturen, einen Korndurchmesser von 50 bis 100 um aufweisen.
Bevorzugte Rotoren für Dampfturbinen gemäß der vorliegenden Erfindung werden hergestellt aus Blöcken aus hitzebeständigem Stahl welche über ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren gewonnen werden. Die Rotoren für Dampfturbinen gemäß der vorliegenden Erfindung können die hochchromhaltigen Ferritstähle beinhalten, die eine spezifische Zusammensetzung aufweisen und die früher eine vorherbestimmte Menge an Ausscheidungen im Innern des Lanzettmartensits enthielten, sowie auch an den Grenzen des Kristallkornes oder an den Grenzen des Lanzettmartensits, welche üblicherweise als Ausgangspunkte für die Verschlechterung der Eigenschaften angesehen wurden. Auf dieser Weise werden die Ausscheidungen nutzbringend gebraucht, um einen hitzebeständigen Stahl zu liefern, der eine einheitliche Metallstruktur aufweist sowie die Vorteile besitzt, daß die Zeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen und die Kriechfestigkeit verbessert werden und daß die Struktur stabil bleiben kann nachdem sie hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer ausgesetzt worden ist. Die Rotoren für Dampfturbinen gemäß der vorliegenden Erfindung sind aufgrund dieser Erkenntnisse fertiggestellt worden.
Fig. 2 ist eine mikroskopische Aufnahme, die ein Beispiel der Metallstruktur des hitzebeständigen Stahles gemäß der Erfindung zeigt. Wie man aus Fig. 2 ersieht, setzt sich der hitzebeständige Stahl aus martensitischen Kristallkörnern zusammen, die einen Durchmesser von 50 bis 100 um haben.
Ferner ist derselbe aufgrund einer anderen Erkenntnis vervollständigt worden, gemäß welcher diese Ausscheidungen leicht infolge der spezifischen Wärmebehandlungen ausgeschieden werden können.
Gemäß einem anderen Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren für die Herstellung eines hitzebeständigen Stahles für einen Rotor einer Dampfturbine geschaffen, welcher eine Zusammensetzung aufweist die zusammengesetzt ist aus 0,05 bis 0,30 Gew.-% C, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Si, mehr als 0 bis 1.0 Gew.-% Mn, mehr als 0 bis 2,0 Gew.-% Ni, 0,10 bis 0,50 Gew.-% V, 0,50 bis 5,0 Gew.-% W, 0,025 bis 0,10 Gew.-% N, mehr als 0 bis 1,5 Gew.-% Mo, aus wenigstens einem Element das aus der Gruppe ausgewählt wird die zusammengesetzt ist aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, 0,048 bis 3 Gew.-% Re, 0 bis 5,0 Gew.-% Co, 0 bis 0,05 Gew.-% B und aus dem Restgewicht aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei das Verfahren als Schritte aufweist: ein Schmelzen eines Materials aus Stahl, das die vorerwähnte Zusammensetzung aufweist, in einem elektrischen Lichtbogenofen um einen primären Stahlblock vorzubereiten: ein Umschmelzen und Gießen des primären Stahlblockes durch ein Elektroschlacke-Umschmelzverfahren um einen sekundären Stahlblock vorzubereiten: ein Schmieden des sekundären Stahlblockes um ein geschmiedetes Stahlprodukt in der Form eines Rotors zu bilden: ein Abschrecken des geschmiedeten Stahlproduktes aus einer Temperatur im Bereich von 1050 bis 1150ºC: und eine Wärmebehandlung des abgeschreckten Stahlproduktes bei einer Temperatur im Bereich von 620 bis 760ºC in solch einer Weise, daß die gesamte Menge an Ausscheidungen in dem Bereich von 2,5 bis 7,0 Gew.-% liegt.
Als nächstes werden nachstehend die Gründe für die Begrenzung des Bereiches der Zusammensetzungen beschrieben, dies in bezug auf die hitzebeständigen Stähle zur Gestaltung der Rotoren für Dampfturbinen gemäß der vorliegenden Erfindung. So wie er nachstehend in der Beschreibung benutzt wird bedeutet der Ausdruck "% hier "Gewichtsprozent" es sei denn es wird ausdrücklich anders festgelegt.
C wird mit Cr, Nb und U, usw. kombiniert um Carbide zu bilden. Die so gebildeten Carbide werden an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmartensits oder im Innern des Lanzettmartensits abgelagert und tragen zu der Unterstützung der Ausscheidungshärtung bei, auch ist C ein Element das unerläßlich ist um die Abschreckmerkmale zu verbessern und um die Bildung von δ-Ferrit zu hemmen. Es ist notwendig 0,05% oder mehr C beizumengen um die gewünschte Zeitstandfestigkeit zu erzielen. Wenn mehr als 0,30% C beigemengt wird, dann werden jedoch die Körner der Carbide schnell an Größe zunehmen, und es ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen C-Gehalt von 0,05 bis 0,30% haben sollten. Der C-Gehalt von 0,08 bis 0,20% ist mehr vorzuziehen.
Cr ist ein Element das unerläßlich ist um Ausscheidungen von der Art des M&sub2;&sub3;C&sub6; zu bilden, welche zu einem Härten in fester Lösung, zu einer Verfestigung durch Ausscheidungs-Dispersion und zu einer Ausscheidungshärtung an der Korngrenze beitragen, gleichzeitig mit den Verbesserungen bezüglich des Oxydationswiderstandes und des Korrosionswiderstandes. Diese Wirkungen können nicht erzielt werden wenn weniger als 8% Cr beigemengt ist. Wenn mehr als 13% dieses Elementes beigemengt wird, dann bilden sich ä-Ferrite und die hitzebeständigen Stähle könnten nicht aus dem Austenitbereich heraus abgeschreckt oder normalisiert werden, je nach dem Gleichgewicht zwischen Cr und den übrigen Komponenten. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Cr-Gehalt von 8,0 bis 13,0% haben sollten. Der C-Gehalt von 8,5 bis 11,5% ist mehr vorzuziehen.
U trägt zum Härten in fester Lösung und zur Bildung von feinen Körnern aus Vanadiumcarbid und/oder -nitrid bei. Bei hitzebeständigen Stählen, welchen mehr als ungefähr 0,30% V beigemengt ist, werden die feinen Körner dieser Ausscheidungen während des Kriechens hauptsächlich an den Grenzen des Lanzettmartensits abgelagert, um die Erholung zu hemmen und die Kriechfestigkeit zu verbessern. Andererseits, wenn mehr als 0,50% dieses Elementes beigemengt ist, dann nimmt die Ablagerung von ä-Ferrit merklich zu, und wenn weniger als 0,10% U bei gemengt wird, dann fallen sowohl die festen Lösungen als auch die Ausscheidungen in zu kleinen Menge an um die gewünschten Wirkungen so zu erzielen wie sie oben beschrieben sind. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen V-Gehalt von 0,10 bis 0,50% haben sollten. Der V-Gehalt von 0,15 bis 0,35% ist mehr vorzuziehen.
W trägt zum Härten in fester Lösung und zur Bildung von intermetallischen Verbindungen bei, welche insbesondere aus Fe, Cr und W bestehen, wobei diese Elemente die wichtigsten in den hitzebeständigen Stählen der vorliegenden Erfindung sind. Es ist notwendig, mehr als 0,5% W beizumengen um einen größeren Anteil an intermetallischen Verbindungen an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmartensits mit der Hilfe von passenden Wärmebehandlungen abzulagern. Wenn mehr als 5,0% dieses Elementes beigemengt wird, dann werden die Zähigkeit und die Hitzeversprödung in einem merklichen Umfang herabgesetzt und es ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen W-Gehalt von 0,50 bis 5,0% haben sollten. Der W-Gehalt von 1,0 bis 3,0% ist mehr vorzuziehen.
Ta ist ein Element das nützlich ist für das Härten in fester Lösung und es wird mit C und N kombiniert, um die feinen Körner der Ta-Carbide und/oder Ta-Nitride [Ta(C, N)] zu bilden und zur Verfestigung durch Ausscheidungs-Dispersion beizutragen. Die Ablagerung von feinen Ta (C, N)- Körnern ist sehr wirksam beim Verbessern der Zeitstandfestigkeit unter hoher Beanspruchung über eine kurze Dauer, wenn aber weniger als 0,03% Ta beigemengt wird, dann ist die Dichte der Ausscheidungen zu gering um die Wirkungen zu erzielen die oben beschrieben worden sind. Andererseits, wenn mehr als 0,50% Ta beigemengt ist, dann nimmt der Volumenanteil bezogen auf grobe Ta (C, N)-Körner die nicht in festen Lösungen enthalten sind schnell zu, und die Aggregation von feinen Ta (C, N)-Körnern, worin sie zu groben Körnern umgewandelt werden, erfährt eine Beschleunigung. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Ta-Gehalt von 0,03 bis 0,50% haben sollten. Der Ta-Gehalt von 0,04 bis 0,30% ist mehr vorzuziehen.
Re ist in einer Spurenmenge wirksam wenn ein Härten in fester Lösung und ein Verbessern der Zähigkeit von hitzebeständigen Stählen besorgt werden soll. Wenn dieses Element in übermäßigen Mengen beigesetzt wird, dann besitzen die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung eine geringe Verarbeitbarkeit und ihr wirtschaftlicher Wirkungsgrad wird ausgesprochen verschlechtert, und es ist entschieden worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Gehalt an Re von 0,048 bis 3% haben sollten. Der Re-Gehalt von 2,0% oder weniger ist mehr vorzuziehen.
N trägt zur Ausscheidungshärtung durch Bilden von Nitriden oder Carbiden-Nitriden bei. Ferner kann N, das in der Ausgangsphase zurückgeblieben ist, zum Härten in fester Lösung beitragen. Wenn jedoch weniger als 0,025%N beigemengt ist, dann kommen diese Wirkungen praktisch nicht zum Vorschein, und wenn mehr als 0,10% N bei gemengt wird, dann werden die Nitride oder Carbide-Nitride überwiegend in grobe Körner umgewandelt, mit dem Ergebnis, daß die Kriechfestigkeit und die Herstellungswirksamkeit herabgesetzt werden, und es ist beschlossen worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Gehalt an N von 0,025 bis 0,10% haben sollten. Der N-Gehalt von 0,03 bis 0,01% ist mehr vorzuziehen.
Nb kombiniert sich mit C und N, um die feinen Körner von Nb (C, N)- Carbiden und -Nitriden zu bilden, welche zu der Ausscheidungshärtung beitragen. Das Nb (C, N) ist sehr wirksam beim Verbessern der Zeitstandfestigkeit unter hoher Beanspruchung für eine kurzfristige Dauer. Wenn jedoch weniger als 0,03% Nb beigemengt ist, dann ist die Dichte der Ausscheidungen zu niedrig um die Wirkungen wie sie oben beschrieben sind zu erzielen, und wenn mehr als 0,25% Nb beigemengt ist, dann steigt das Fraktionsvolumen an groben Nb (C, N)-Körnern die nicht in stabilen Lösungen enthalten wird rasch an, während die Aggregation von feinen Nb (C, N)-Körnern, worin sie in grobe Körner umgewandelt werden beschleunigt wird. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Nb-Gehalt von 0,03 bis 0,25% haben sollten. Der Nb-Gehalt von 0.05 bis 0,20% ist mehr vorzuziehen.
Si ist ein unerläßliches Element als Desoxidationsmittel, und wenn Si in einer Menge bis zu ungefähr 1% beigemengt wird, dann wird die Kriechfestigkeit leicht verbessert. Wenn Si in übermäßigen Menge beigemengt wird, dann wird die Kriechfestigkeit herabgesetzt, und desweiteren kann von Si abgesehen werden wenn die hitzebeständigen Stähle in Anwesenheit von Kohlenstoff unter Vakuum (nachstehend als das "Verfahren der Desoxidation mit Kohlenstoff im Vakuum" bezeichnet) desoxidiert werden. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Si-Gehalt von 1,0% oder weniger haben sollten. Der Si-Gehalt von 0,3% oder weniger ist mehr vorzuziehen.
Mn ist ein wichtiges Element als Entschwefelungsmittel und als Desoxidationsmittel das bei der Verbesserung der Zähigkeit der hitzebeständigen Stähle von Nutzen ist. Wenn jedoch Mn in zu großer Menge beigemengt wird, dann wird die Kriechfestigkeit herabgesetzt, und es ist folglich entschieden worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Mn-Gehalt von 1.0% oder weniger haben sollten. Der Mn-Gehalt von 0.1% oder weniger ist mehr vorzuziehen.
Ni ist nützlich zum Verbessern der Abschreckeigenschaften und der Zähigkeit der hitzebeständigen Stähle und zum Hemmen der Ablagerung von 3-Ferriten. Wenn jedoch mehr als 2% Ni beigemengt wird, dann wird die Kriechfestigkeit merklich herabgesetzt, und es ist demzufolge entschieden worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Ni-Gehalt von 2,0% oder weniger haben sollten. Der Ni-Gehalt von 0,8% oder weniger ist mehr vorzuziehen.
Mo ist nützlich als ein Element das zum Härten in fester Lösung und zur Bildung von Carbiden beitragen soll, und es wird den hitzebeständigen Stählen beigesetzt. Wenn jedoch zu viel Mo beigemengt wird, dann werden Ferrite gebildet, so daß die Zähigkeit merklich herabgesetzt wird und es zur Ablagerung von intermetallischen Verbindungen kommt, die hauptsächlich Fe. Cr und Mo einschließen und eine geringe Stabilität gegenüber einem Aussetzen bei hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer besitzen. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Mo-Gehalt von 1,5% oder weniger haben sollten. Der Mo-Gehalt von 1,0% oder weniger ist mehr vorzuziehen.
Co ist behilflich bei dem Härten in fester Lösung, behilflich bei dem Hemmen der Ablagerung von δ-Ferrit und sollte den hitzebeständigen Stählen der vorliegenden Erfindung beigesetzt werden. Wenn weniger als 0,001% Co beigemengt wird, können diese Wirkungen praktisch nicht erzielt werden. Wenn mehr als 5% Co beigemengt wird, dann wird die Kriechfestigkeit herabgesetzt und der wirtschaftliche Wirkungsgrad dieser hitzebeständigen Stähle geht verloren. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen Co-Gehalt von 0,001 bis 5,0% haben sollten.
B ist in einer Spurenmenge nützlich beim Fördern der Ablagerung von Ausscheidungen an den Grenzen des Kristallkornes und bei der Befähigung der Carbide und/oder Nitride stabil zu bleiben, nachdem sie hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer ausgesetzt worden sind. Dieses Element ist ausgesprochen wirksam für die Ausscheidungen von der Art des M&sub2;&sub3;C&sub6;, welche in der Lage sind sich an den Grenzen des Kristallkornes und in deren Nachbarschaft abzulagern. Wenn weniger als 0,0005% B beigemengt wird, sind diese Wirkungen gering. Wenn mehr als 0,05% B beigemengt wird, geht die Fähigkeit zur Bearbeitung verloren und die Kriechfestigkeit wird bei den hitzebeständigen Stählen herabgesetzt. Folglich ist der Entschluß gefaßt worden, daß die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung einen B-Gehalt von 0,0005 bis 0,05% haben sollten.
Es ist wünschenswert im größtmöglichen Umfange die Verunreinigungen zu beseitigen die unvermeidbar in den hitzebeständigen Stählen der vorliegenden Erfindung enthalten sind, und zwar als zufällige Begleitelemente zu diesen Komponenten und zu Fe, die hauptsächliche Komponente, wenn dieselben zugemischt werden. So wie er hierin benutzt wird, deutet der Ausdruck 'unvermeidliche Verunreinigungen' auf Elemente wie zum Beispiel P, S, Sb, As, Sn und ähnliche hin.
Als nächstes wird nachstehend eine Temperatur für eine Wärmebehandlung durch Abschrecken beschrieben.
Ta und Nb (wenigstens ein Element, das aus der aus Ta und Nb bestehenden Gruppe ausgewählt wird) werden den hitzebeständigen Stählen der vorliegenden Erfindung selektiv beigemengt. Diese Elemente bilden Ausscheidungen mit C und N, in welchen, wenn die Stähle bei Temperaturen unter 1050ºC abgeschreckt werden, grobe Körner aus Carbid und/oder Nitrit die anschließend an die Verfestigung der Stähle ausgeschieden worden sind, sogar nach den Wärmebehandlungen weiter bestehen bleiben und die Zeitstandfestigkeit davon abhalten sich zur Vollkommenheit zu steigern. Um diese groben Körner aus Carbid und/oder Nitrid in feste Lösung zu bringen und mit hoher Dichte als feine Körner auszuscheiden, ist es notwendig sie ausgehend von einer Austenitisierungstemperatur von 1050ºC oder höher, wo die Austenitisierung fortgeschritten ist, abzuschrecken. Andererseits liegen Temperaturen von mehr als 1150ºC innerhalb eines Temperaturbereiches für die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung um δ-Ferrite abzulagern. Folglich werden grobe Kristallkörner, die größere Durchmesser besitzen, überwiegend produziert, mit dem Ergebnis, daß die Zähigkeit der Stähle erniedrigt wird. Folglich sind die Abschrecktemperaturen in einem Bereich von 1050 bis 1150ºC vorzuziehen.
Als nächstes wird nachstehend eine Temperatur für ein Anlassen beschrieben.
Die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung sind dadurch gekennzeichnet, daß sie einer Wärmebehandlung bei Anlaßtemperaturen in einem Bereich von 620 bis 760ºC unterzogen werden. Wenn sie bei den Anlaßtemperaturen behandelt werden, dann werden sich die intermetallischen Verbindungen, die Fe, Cr und W enthalten, sowie die Ausscheidungen, die hauptsächlich Cr und C einschließen, an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmartensits ausscheiden, während die Ausscheidungen, die hauptsächlich Ta, C und N enthalten, und/oder diejenigen, die hauptsächlich Nb, C und N beinhalten, im Innern des Lanzettmartensits abgelagert werden. Wenn die Anlaßtemperaturen unter 620º C liegen, dann werden die intermetallischen Verbindungen, die hauptsächlich Fe, Cr und W enthalten, im Innern des Lanzettmartensits in einer großen Menge ausgeschieden. Dementsprechend weisen die Grenzen des Kristallkornes und die Grenzen des Lanzettmartensits ein verhältnismäßig niedriges Fraktionsvolumen der Ausscheidungen auf, von denen man erwartet, daß sie die Zeitstandfestigkeit gegenüber der Aussetzung bei hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer aufrecht erhalten. Andererseits, wenn die Anlaßtemperaturen höher als 760ºC liegen, dann werden die Ausscheidungen, die hauptsächlich Ta, C und N und/oder diejenigen die hauptsächlich, Nb, C und N einschließen, in geringer Dichte im Innern des Lanzettmartensits abgelagert, und ein Anlassen wird zuviel. Ferner sind diese Temperaturen sehr nahe bei einem Umwandlungspunkt bei welchem sich die Austenitkristalle zu bilden anfangen. Folglich sind die Abschrecktemperaturen in einem Bereich von 620 bis 760ºC vorzuziehen. Ferner ist es annehmbar, eine andere Wärmebehandlung durch Anlassen vor der Wärmebehandlung durch Anlassen bei 620 bis 760ºC vorzunehmen, falls dies notwendig ist.
Die oben beschriebenen Wärmebehandlungen werden vorgesehen, um einzuregeln, daß die Ausscheidungen in einer gesamten Menge von 2,5 bis 7,0 Gew.-% an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmartensits sowie im Innern des Lanzettmartensits abgelagert werden, um die Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur und die Kriechfestigkeit zu verbessern und um die Verschlechterung der Eigenschaften der hitzebeständigen Stähle, die hohen Temperaturen während ein langen Dauer ausgesetzt werden, auf das Mindestmaß herabzusetzen. Die Ausscheidungen in einer gesamten Menge von 3,0 bis 6,0 Gew.-% sind mehr vorzuziehen.
Die gesamte Menge der Ausscheidungen wird auf die nachfolgende Weise bestimmt.
Eine Versuchsprobe wird in ein Flüssigkeitsgemisch aus Chlorwasserstoffsäure und Perchlorsäure getaucht und ihre Ausgangsphase wird über das Lösungsverfahren mittels Überschall aufgelöst und filtriert. Der anfallende Rückstand wird gewaschen und bestimmt, und die Ergebnisse der Bestimmung werden als Gewichtsprozent ausgedrückt.
Als nächstes wird nachfolgend ein Kristallkorndurchmesser der hitzebeständigen Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Herkömmlicherweise sind grobe Kristallkörner, die einen großen Durchmesser aufweisen, in hochchromhaltigen Stählen auf Ferritbasis gehemmt worden, um die Zähigkeit hoch zu halten und die Ermüdungsfestigkeit zu verbessern. Bei den hitzebeständigen Stählen der vorliegenden Erfindung, bei welchen die Ausscheidungshärtung an der Korngrenze mit Vorteil eingesetzt worden ist, kann deren Kriechfestigkeit in hohem Grade durch Einstellen der Kristallkorndurchmessern auf 50 bis 100 um verbessert werden. Die Kristallkörner mit Durchmessern, die man auf eine solche ausgedehntere Größe eingestellt hat, sind in der Lage den Bereich der Kristallkorndurchmesser, in welchem die Verformung bevorzugt bei hohen Temperaturen stattfindet, zu verringern. Auf diese Weise können die Ausscheidungen, die eine spezifische Volumenfraktion für ein Material aufweisen, mit einer hohen Dichte an den Korngrenzen abgelagert werden, um die Verformung wirksam in der Nachbarschaft der Korngrenzen zu hemmen, im Vergleich zu dem gleichen Material mit Kristallkörnern die auf einen geringen Durchmesser eingestellt worden sind. Wenn die Kristallkörner einen Durchmesser besitzen der kleiner als 50 um ist, dann weisen die hitzebeständigen Stähle niedrige Werte der Zeitstandfestigkeit auf, und wenn derselbe größer als 100 um ist, dann wird deren Zähigkeit in hohem Grade heruntergesetzt. Folglich liegen die Kristallkorndurchmesser vorzugsweise in einem Bereich von 50 bis 100 um.
Als nächstes wird nachfolgend ein Schmelzverfahren beschrieben, das sich auf die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung bezieht.
Blöcke aus hitzebeständigem Stahl der vorliegenden Erfindung sind dadurch gekennzeichnet, daß sie unter Einsatz eines Elektroschlacke- Umschmelzverfahrens hergestellt werden. Teile mit großen Ausmaßen, wie zum Beispiel ein Rotor für eine Dampfturbine, sind empfindlich gegenüber der Absonderung von beigemengten Elementen oder der Ungleichheit der verfestigten Strukturen nach dem Erstarren der Schmelzen. Die Blöcke aus hitzebeständigem Stahl der vorliegenden Erfindung können ebenso durch gewöhnliche Herstellungsverfahren, einschließlich des Verfahrens der Desoxidation mittels Kohlenstoff im Vakuum, hergestellt werden. Diese gewöhnlichen Verfahren weisen den Fehler auf, daß wenn diese großen Teile gegossen werden, sie stark dazu neigen eine Absonderung von Elementen in ihrem zentralen Teil aufzuweisen, in dem Maße wie diese Elemente das eine nach dem anderen zwecks Erzielens von höheren Festigkeiten beigemengt werden. Folglich ist es vorzuziehen, das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren zu benutzen um die hitzebeständigen Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung zu schaffen.
Abb. 1 ist ein Diagramm und illustriert die Beziehung zwischen der Dauer des Zeitstandbruches und dem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser des hitzebeständigen Stahles der vorliegenden Erfindung.
Abb. 2 ist eine mikroskopische Photographie, die eine Metallstruktur des hitzebeständigen Stahles der vorliegenden Erfindung zeigt.
Die vorliegende Erfindung wird nun unten Bezugnahme auf die Ausführungsformen beschrieben werden.

AUSFÜHRUNG 1

BEISPIELE 1 BIS 10

Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von 14 Arten von hitzebeständigen Stählen, die als Prüfkörper benutzt werden, und unter denselben sind die Prüfkörper Nr. 1 bis 10 (abgesehen von den Proben 1 und 9) aus den Stählen im Bereich der chemischen Zusammensetzungen der hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung hergestellt worden. Diese hitzebeständigen Stähle sind in einem unter Vakuum arbeitenden Hochfrequenz-Induktionsofen mit einem inneren Volumen von 50 kg geschmolzen und gegossen worden, und darauf einer passenden Walzbehandlung unterzogen worden. Die so gewalzten Stähle wurden unter den Bedingungen eines Abkühlens in Öl abgeschreckt, nachdem sie bei 1120ºC · 10 Stunden erhitzt worden waren. Danach wurden sie den Wärmebehandlungen unterzogen, und zwar unter den Anlaßbedingungen einer Luftabkühlung nach einem Erhitzen auf 570ºC · 10 Stunden und dann einer Luftabkühlung nach einem Erhitzen auf 690ºC · 10 Stunden.

VERGLEICHSBEISPIELE 11 BIS 14

Die Prüfkörper Nr. 11 bis 14 lagen außerhalb des Bereiches der chemischen Zusammensetzungen denen die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung unterliegen. Der Prüfkörper Nr. 11 wurde aus einem Stahl hergestellt, der in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 54385/1985 offenbart worden ist, und der Prüfkörper Nr. 12 gemäß der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 47488/1973. Beide Stähle sind als Rotormaterial für unter hohen und mittleren Drücken arbeitenden Dampfturbinen benutzt worden. Der Prüfkörper Nr. 13 wurde aus einem Stahl hergestellt, der einen Cr-Gehalt aufwies der geringer war als der Bereich der chemischen Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung, und dieser Stahl hatte seine Anwendung gefunden als Rotormaterial für Mehrzweckdampfturbinen, die unter hohem und mittelmäßigem Druck betrieben werden sollen. Der Prüfkörper Nr. 14 wurde aus einem Stahl hergestellt, der einen Gehalt an verschiedenen Elementen aufwies, deren Zusammensetzungen außerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung liegen. Diese Prüfkörper wurden vorbereitet indem die Stahlmaterialien auf die gleiche Weise behandelt wurden wie bei den Beispielen 1 bis 10.
TABELLE 1
(Die Zahlen stehen für Gew.%)
Eine Prüfung der Zeitstandfestigkeit bei 14 Arten von Stahlmaterialien, wie sie oben beschrieben worden sind, wurde unter jeweils 5 Bedingungen durchgeführt. Aufgrund der Ergebnisse, die bei der Prüfung erzielt worden sind, wurde die Zeitstandfestigkeit bei 580ºC - 105 Stunden unter Benutzung des Parameters von Larson-Miller gemäß dem Interpolationsverfahren bestimmt.
Desweiteren, nach der Vornahme einer Wärmebehandlung durch Anlassen und einer Ausscheidungshärtung bei 600ºC während 3000 Stunden, wurden gekerbte Prüfkörper für den Charpy Kerbschlagversuch gemäß JIS Nr. 4 mit einer Dicke von 2 mm und einer V-Kerbe aus den auf diese Weise der Ausscheidungshärtung unterworfenen Stahlmaterialien vorbereitet, und es wurde der Charpy Kerbschlagversuch mit diesen Prüfkörpern durchgeführt, und die Ergebnisse hieraus sind in der Tabelle 2 dargestellt. TABELLE 2
Es ist festgestellt worden, daß alle hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung eine Zeitstandfestigkeit von 23,0 bis 25,0 kgf/mm² bei 580ºC - 10&sup5; Stunden aufweisen, weit besser als diejenige der Vergleichsstähle. Ferner hatten die Vergleichsstähle den höchsten Schlagfestigkeitswert bei 4,1 kgf-m/cm², anschließend an die Wärmebehandlung durch Anlassen, aber es wurde gefunden, daß deren Schlagfestigkeitswerte stark bis auf 1,4 bis 2,9 kgf-m/cm² nach der Alterung herabgesetzt worden waren. Andererseits hatten die hitzebeständigen Stähle nach der vorliegenden Erfindung den Schlagfestigkeitswert von 1,5 bis 1,9 kgf-m/cm², anschließend an die Wärmebehandlung durch Anlassen, und wieder 1,5 bis 1,8 kgf-m/cm² nach der Ausscheidungshärtung, und es war offensichtlich, daß die Schlagfestigkeitswerte der hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung nicht ernstlich von der Ausscheidungshärtung beeinflußt worden waren.
Um es anders auszudrücken, die hitzebeständigen Stahl ein dem Bereich der chemischen Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung besitzen eine bedeutend verbesserte Zeitstandfestigkeit und weisen eine ausgezeichnete Schlagfestigkeit auf, nachdem sie, als ein Rotormaterial für Dampfturbinen, während vielen Stunden hohen Temperaturen ausgesetzt worden sind, dies im Vergleich zu den hochchromhaltigen ferritischen Stählen die üblicherweise für den gleichen Zweck benutzt werden.

AUSFÜHRUNG 2

Die gesamte Menge der Ausscheidungen wird insbesondere bei dem Ausführungsbeispiel 2 beschrieben werden.
Die Stahlmaterialien, welche die Zusammensetzung der Beispiele 2, 6 und 9 der Ausführung 1 aufwiesen, wurden gegossen, gewalzt und dann den Wärmebehandlungen gemäß den Bedingungen der Nummern H1 bis H4 unterzogen, um die gesamte Menge der Ausscheidungen anzupassen.
Danach wurden die aus diesen Stählen hergestellten Prüfkörper dem Kriechbruch unter der Bedingung von 630ºC - 25 kgf/mm² unterzogen, und die so dem Trennbruch erlegenen Proben wurden einer Bestimmung der gesamten Menge ihrer Ausscheidungen unterzogen, und die Ergebnisse hiervon sind in Tabelle 3 dargestellt. In der Zwischenzeit steht H1 für die Wärmebehandlungen die unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführung 1 angelegt worden sind.
Ferner wurde die Zeitstandfestigkeit der Prüfkörper, wie oben beschrieben, bei 580ºC -105 Stunden bestimmt, und die Ergebnisse hieraus sind ebenfalls in Tabelle 3 gezeigt. TABELLE 3
Bemerkung: *630ºC - 25 kgf/mm²
Die Prüfkörper wurden den Wärmebehandlungen unter den Bedingungen von H1 und H2 unterzogen, um die gesamte Menge ihrer Ausscheidungen auf 2,96 bis 5,53 Gew.-% einzustellen. Dann wurden die Prüfkörper dem Zeitstandversuch unter der Bedingung von 630ºC - 25 kgf/mm² unterzogen, und es wurde bei all diesen Prüfkörpern gefunden, daß die gesamte Menge der Ausscheidungen leicht zugenommen hatte und daß das Ausmaß der Zunahme [der Wert von (2) - (1) in Tabelle 3] höchstens 1,67 Gew.-% betrug.
Andererseits wurden die anderen Prüfkörper den Wärmebehandlungen gemäß den Bedingungen von H3 und H4 unterworfen, um die gesamte Menge ihrer Ausscheidungen auf 2,32 Gew.-% oder weniger einzustellen. Dann wurden die Prüfkörper dem Zeitstandversuch unterzogen und es wurde gefunden, daß die gesamte Menge der Ausscheidungen um wenigstens 2,91 Gew.-% [der Wert von (2) - (1) in Tabelle 3] zugenommen hatte. Diese Zunahme war weit größer als diejenige der Wärmebehandlungen unter der Bedingung von H1 oder H2, und sie zeigte, daß diese Prüfkörper die Metallstrukturen umfaßten die eine geringe Stabilität während des Kriechens besaßen.
Als nächstes wird die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungsbedingung und der Zeitstandfestigkeit beschrieben werden. Nach der Wärmebehandlung unter den Bedi ngungen von H1 und H2, stellte es sich heraus, daß alle gewalzten Materialien Nr. 2, Nr. 6 und Nr. 9 eine Zeitstandfestigkeit von wenigstens 23,0 kgf/mm² aufwiesen. Unter den Wärmebehandlungsbedingungen von H3 und H4 jedoch wurde gefunden, daß die Zeitstandfestigkeit dieser gleichen Materialien sich höchstens auf 19,5 kgf/mm² belief, weit weniger als im Falle der Wärmebehandlungen nach H1 und H2.
In Stählen kann die Zeitstandfestigkeit daher in einem hohen Maße verbessert werden, und die Metallstrukturen können während des Kriechens durch Einstellen der gesamten Menge ihrer Ausscheidungen in einem Bereich von 2,5 bis 7,0 Gew.-% merklich von Änderungen ausgenommen werden. Um es anders auszudrücken, die Ausführung 2 hat gezeigt, daß sogar die Stahlmaterialien im Bereich der Zusammensetzungen der hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung den für Dampfturbinen geforderten Eigenschaft nicht gerecht werden können, wenn die Menge ihrer Ausscheidungen aufgrund der Wärmebehandlungen nicht in einem vorherbestimmten Bereich liegen.

AUSFÜHRUNG 3

Das Verfahren für die Wärmebehandlung wird insbesondere für die Ausführung 3 beschrieben werden. Die Stahlmaterialien, welche die Zusammensetzung nach den Beispielen 2 und 7 und dem Vergleichsbeispiel 11 der Ausführung 1 besaßen, wurden in einem unter Vakuum betriebenen Hochfrequenz-Induktionsofen mit einem inneren Fassungsvermögen von 50 kg geschmolzen und gegossen. Danach wurden sie passend gewalzt und den Wärmebehandlungen gemäß den in Tabelle 4 aufgeführten 5 Bedingungen unterzogen. Die Wärmebehandlungen gemäß den Bedingungen nach H1, H5 und H6 lagen innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung und diejenigen gemäß den Bedingungen nach H7 und H8 stellten die Vergleichsbeispiele dar.
Ein Zeitstandversuch wurde mit den jeweiligen Stahlmaterialien durchgeführt, welche 3 Arten der Zusammensetzungen aufwiesen die 5 Arten von Wärmebehandlungen unterzogen worden waren. Aufgrund der Ergebnisse hieraus wurde die Zeitstandfestigkeit bei 580ºC - 105 Stunden unter Benutzung des Parameters von Larson-Mill-er gemäß dem Interpolationsverfahren bestimmt. Ferner wurde das Altern bei 600ºC während 3000 Stunden anschließend an die Wärmebehandlungen durch Anlassen durchgeführt. Ein Prüfkörper mit einer V-Kerbe für den Charpy Kerbschlagversuch nach JIS Nr. 2 und mit einer Dicke von 2 mm wurde ausgehend von dem auf diese Weise gealterten Stahl vorbereitet, und ein Charpy Kerbschlagversuch wurde mit diesen Prüfstücken durchgeführt, und die Ergebnisse hieraus sind in Tabelle 5 aufgeführt. TABELLE 4 TABELLE 5
Die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung (Nr. 2 und 7 aus Tabelle 5) wurden den Wärmebehandlungen unterzogen, welche innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung (die Wärmebehandlungen unter den Bedi ngungen von H1, H5 und H6 nach Tabelle 5) lagen, und es ergab sich, daß alle diese Stähle die Zeitstandfestigkeit von 22,0 bis 24,0 kgf/mm² bei 580ºC - 10&sup5; Stunden aufwiesen. Diese Zeitstandfestigkeit war weit besser als in dem Falle wo die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung den Vergleichszwecken dienenden Wärmebehandlungen (die Wärmebehandlungen unter den Bedingungen nach H7 und H8 aus Tabelle 5) unterzogen worden sind. Um es anders ausdrücken, sogar die hitzebeständigen Stahl der vorliegenden Erfindung können die passende Zeitstandfestigkeit nicht erreichen, wenn sie den Wärmebehandlung unter den falschen Bedingungen unterworfen werden, insbesondere bei Abschrecktemperaturen die niedriger als 1050ºC sind. Andererseits wurde das Vergleichszwecken dienende Stahlmaterial (Nr. 11 aus Tabelle 5) den Wärmebehandlungen innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung und den vergleichenden Wärmebehandlungen unterzogen und es wurde gefunden, daß die Zeitstandfestigkeit zwischen 12,0 und 16,0 kgf/mm² als Ergebnis einer jeden der Wärmebehandlungen lag. Auf dieser Weise sind die innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung liegenden Wärmebehandlungen sehr wirksam im Erzielen der hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung.
Als nächstes wird die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungsbedingung und der Charpy Zeitstandfestigkeit beschrieben werden.
Die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung besaßen den Schlagfestigkeitswert von 1,6 bis 2,5 kgf-m/cm², anschließend an die Wärmebehandlung durch Anlassen, in allen Fällen wo sie den innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegenden Wärmebehandlungen unterzogen worden waren. Diese Schlagfestigkeitswerte lagen unter denjenigen die erzielt worden waren wenn man die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung den vergleichenden Wärmebehandlungen (2,6 bis 3,5 kgf-m/cm²) unterwarf. Desweiteren wiesen die Vergleichsstähle hohe Schlagfestigkeitswerte von 2,6 bis 5,8 kgf-m/cm² anschließend an die Wärmebehandlung durch Anlassen in allen Fällen auf wo sie den innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung liegenden Wärmebehandlungen unterzogen worden waren. Jedoch wurden diese hohen Schlagfestigkeitswerte bis auf zwischen 1,5 bis 1,9 kgf-m/cm² herabgesetzt nachdem die Stähle durch Wärmen bei 600ºC während 3000 Stunden gealtert worden waren, und es wurde gefunden, daß das Ausmaß der Abnahme ausgesprochen groß war bei den Schlagfestigkeitswerten der Vergleichsstähle die den vergleichenden Wärmebehandlungen unterzogen worden waren.
Die innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung liegenden Wärmebehandlungen beschaffen den Rotormaterialien für Dampfturbinen die außerordentlich verbesserte Zeitstandfestigkeit und hemmen deutlich die Abnahme der Schlagfestigkeitswerte nach dem Erhitzen während vielen Stunden, im Vergleich zu den hochchromhaltigen Ferritstählen, die herkömmlicherweise für den gleichen Zweck benutzt worden sind. Ferner sind diese innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung liegenden Wärmebehandlungen sehr wirksam für die hitzebeständigen Stähle im Bereich der chemischen Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung.

AUSFÜHRUNG 4

Der Durchmesser des Kristallkorns wird besonders in der nachfolgenden Ausführungsform 4 beschrieben. Die Stahlmaterialien des Beispieles 3 und des Vergleichsbeispieles 13 nach Ausführung 1 wurden in einem unter Vakuum arbeitenden Hochfrequenz-Induktionsofen mit einem inneren Fassungsvermögen von 50 kg geschmolzen und gegossen. Danach wurden sie geschmiedet, gewalzt und bei verschiedenen unterschiedlichen Temperaturen abgeschreckt, um sie an die Metallstrukturen mit 5 verschiedenen Kristallkorndurchmessern anzupassen.
Die Dauer des Zeitstandbruches von 10 verschiedener Arten der Stähle, welche die verschiedenen Kristallkorndurchmesser aufwiesen, wurde bei 600ºC - 30 kgf/mm² bestimmt. Ferner wurde ein Charpy Kerbschlagversuch bei 20ºC unter Einsatz eines Prüfkörpers mit U-Kerbe für Charpy Kerbschlagversuch nach JIS Nr. 2 und einer Dicke von 2 mm durchgeführt, und die Ergebnisse dieser Prüfungen werden in Tabelle 6 gezeigt. Aufgrund dieser Ergebnisse wird die Beziehung zwischen dem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser und der Dauer des Zeitstandbruches in Abb. 1 gezeigt. TABELLE 6
Bei dem in dem Bereich der chemischen Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung liegenden hitzebeständigen Stahl nach Beispiel 3 wurde gefunden, daß die Dauer des Zeitstandbruches entlang dem geradlinigen Teil einer Kurve 1, welche die Kristallkorndurchmesser bis hinauf zu ungefähr 50 um oder weniger darstellt, zunimmt. Die Zunahme der Dauer des Zeitstandbruches verlief langsamer mit den Kristallkorndurchmessern von mehr als ungefähr 50 um und sie war gesättigt mit denjenigen von ungefähr 70 um, und die Dauer des Zeitstandbruches nahm ab mit denjenigen von mehr als ungefähr 100 um (Kurve 1 von Abb. 1). Andererseits wurde mit den Stählen des Vergleichsbeispieles 13 gefunden, daß die Dauer des Zeitstandbruches langsam mit den Kristallkorndurchmessern bis hinauf zu ungefähr 100 ,um zunahm und daß die Zunahme danach gesättigt war, zusammen mit der Abnahme der Schlagfestigkeitswerte (Kurve 2 aus Abb. 1).
Die Rotoren für Dampfturbinen, die aus den hitzebeständigen Stählen hergestellt sind, welche sich ausgezeichnet bezüglich der Dauer des Zeitstandbruches und der Charpy Schlagfestigkeitswerte verhalten, können aus den hitzebeständigen Stählen im Bereich der chemischen Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung erzielt werden, deren Kristallkorndurchmesser auf ungefähr 50 bis 100 um eingestellt werden. Ihre Vorteile sind weit besser als diejenigen der hochchromhaltigen Ferritstähle, die herkömmlicherweise als Rotormaterial für Dampfturbinen benutzt worden sind.

AUSFÜHRUNG 5

Das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren wird nachstehend insbesondere im Rahmen der Ausführung 5 beschrieben werden. Vier Arten von Modellen von teilweisen Rotoren mit den Maßen von 1000 φ · 800 mm wurden ausgehend von den Stahlmaterialien mit der Zusammensetzung des Beispieles 8 gemäß Ausführung 1 vorbereitet. Von diesen wurden die Modelle E1 bis E3 in einem elektrischen Lichtbogenofen geschmolzen und dann in Kokillen für verzehrbare Elektroden zum Einsatz beim Elektroschlacke-Umschmelzen gegossen, gefolgt von dem Elektroschlacke-Umschmelzen unter Einsatz der entstandenen Gußblöcke aus Eisen als verzehrbare Elektroden. Die so behandelten Materialien wurden gegossen und geschmiedet, um ein Material für ein Rotormodell fertigzustellen. Das Modell eines teilweisen Rotors V1 wurde in einem elektrischen Lichtbogenofen geschmolzen, und dann wurden die gegossenen Eisenblöcke ausgehend von Schmelzen, die nach dem Verfahren der Desoxidation mit Kohlenstoff unter Vakuum erzielt worden sind, vorbereitet und geschmiedet, um ein Modell eines Rotors fertigzustellen. Diese 4 Arten von Rotormodellen wurden den Wärmebehandlungen gemäß den Bedingung von H1, H5 oder H9 unterzogen. Danach wurde, bezogen auf den zentralen Teil und auf den Teil der Oberflächenschicht dieser 4 Arten von Rotormodellen, eine Zerreißprobe bei Raumtemperatur ausgeführt, und es wurde ebenfalls ein Charpy Kerbschlagversuch unter Einsatz der Prüfkörper mit V-Kerbe für den Charpy Kerbschlagversuch nach JIS Nr. 4 mit einer Dicke von 2 mm durchgeführt. Die Ergebnisse hiervon werden in Tabelle 7 gezeigt. TABELLE 7
Bemerkung: *Wärmebehandlungsbedingung von H9
Abschreckbedingungen: 1070ºC · 10h → Abkühlung in Öl
Anlaßbedingungen: 570ºC · 10h → Luftabkühlung + 680ºC · 10h → Luftabkühlung
Es stellte sich heraus, daß die Rotormodelle E1 und E3, die mit Hilfe des Verfahrens des Elektroschlacke-Umschmelzens hergestellt worden sind sowie die Rotormodelle U1, die gemäß des Verfahrens der Desoxidation mit Kohlenstoff unter Vakuum erzielten worden sind, fast die gleichen Festigkeitseigenschaften und Charpy Schlagfestigkeitswerte aufwiesen. Jedoch stellte es sich heraus, daß der zentrale Teil des Rotormodells Vi nach dem Verfahren der Desoxidation mittels Kohlenstoff unter Vakuum Festigkeitseigenschaften und Charpy Schlagfestigkeitswerte aufwiesen, welche weit unter denjenigen der Rotormodelle E1 bis E3 lagen die gemäß dem Elektroschlacke-Umschmelzverfahren vorbereitet worden sind.
Als nächstes wurde der Zeitstandversuch für den zentralen Teil und auf den Teil der Oberflächenschicht von 4 Arten von Rotormodellen, wie oben beschrieben, durchgeführt. Aufgrund der Ergebnisse hieraus wurde die Zeitstandfestigkeit bei 580ºC - 105 Stunden unter Zuhilfenahme des Parameters von Larson-Miller gemäß dem Interpolationsverfahren bestimmt. Die Ergebnisse hiervon werden in Tabelle 7 gezeigt. Es stellte sich heraus, daß alle Rotormodelle E1 bis E3, die gemäß dem Elektroschlacke-Umschmelzverfahren hergestellt worden sind, eine bei weitem größere Zeitstandfestigkeit haben als diejenige des Rotormodells Vl, das nach dem Verfahren der Desoxidation mittels Kohlenstoff unter Vakuum vorbereitet worden ist. Ferner wurde gefunden, daß die Zeitstandfestigkeit des zentralen Teils die gleiche war wie diejenige des Teils der Oberflächenschicht bei den Rotormodellen E3 bis E1. Das Rotormodell V1, das nach dem Verfahren der Desoxidation mittels Kohlenstoff unter Vakuum hergestellt worden war, wies in dem Teil der Oberflächenschicht fast die gleichen Werte auf wie diejenigen des Materials aus dem Elektroschlacke-Umschmelzverfahren, es wies jedoch eine ausgesprochen niedrige Zeitstandfestigkeit in dem zentralen Teil auf.
Es können Stahlblöcke mit großen Maßen erzielt werden welche eine homogene Struktur aufweisen sowie Rotoren für Dampfmaschinen welche diese überlegenen und homogenen Merkmale unverändert beibehalten, wenn man das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren bei den hitzebeständigen Stählen in dem Bereich der chemischen Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung anwendet.
Wie für die obigen Ausführungsformen beschrieben, werden die Rotoren für Dampfmaschinen gemäß der vorliegenden Erfindung aus den hitzebeständigen Stählen hergestellt, welche die Martensitstruktur in dem Bereich der chemischen Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung besitzen.
Sie haben die bedeutend verbesserte Zeitstandfestigkeit, die in der Lage ist den Entwurfsbeanspruchungen auf passende Weise zu begegnen, dies im Vergleich zu den hochchromhaltigen Ferritstählen welche herkömmlicherweise in den Rotoren für Dampfturbinen benutzt worden sind. Ferner sind sie überlegen, was die Schlagfestigkeit anbetrifft, wenn sie hohen Temperaturen während einer langen Frist ausgesetzt werden.
Die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung werden den Wärmebehandlungen bei einer Abschrecktemperatur von 1050 bis 1150ºC unterzogen, und, anschließend an das Abschrecken, den zusätzlichen Wärmebehandlungen bei einer Temperatur von 620 bis 760ºC, um dieselben in einer Weise einzustellen, daß die Ausscheidungen an den Grenzen des Kristallkornes und an den Grenzen des Lanzettmärtensits sowie im Innern des Lanzettmartensits in einer gesamten Menge von 2,5 bis 7 Gew.-% abgelagert werden und daß die Austenitkristalle einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 bis 100 um haben. Auf diese Weise haben die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung eine Metallstruktur die homogen ist und sehr stabil bleibt nachdem sie hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer ausgesetzt worden ist. Dementsprechend haben die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung die bedeutend verbesserte Zeitstandfestigkeit und Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen, und sie unterliegen keiner allzu ausgesprochenen Verschlechterung der Merkmale wenn sie hohen Temperaturen während einer langen Zeitdauer ausgesetzt werden.
Die Stahlblöcke welche die hitzebeständigen Stähle der vorliegenden Erfindung darstellen, werden durch das Elektroschlacke-Umschmelzverfahren hergestellt. Dementsprechend werden große Stahlblöcke mit einer homogenen Struktur erzielt, welche die überlegenen und homogenen Merkmale wie sie oben beschrieben worden sind unverändert beibehalten.
Dementsprechend können die Rotoren für Dampfturbinen der vorliegenden Erfindung mit hoher Zuverlässigkeit über lange Zeitspannen hinweg arbeiten während sie harten Dampfbedingungen, wo eine hohe Temperatur und ein hoher Druck vorherrschen, ausgesetzt sind, so daß sie viel zur Verbesserung der Wirksamkeit und der Verarbeitbarkeit von Dampfturbinen beitragen und der Industrie nützliche Vorteile beschaffen.

Claims

1. Rotor für eine Dampfturbine die aus einem hitzebeständigen Stahl hergestellt ist, dessen Zusammensetzung sich aufbaut aus 0,05 bis 0,30 Gew.-% C, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Si, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Mn, mehr als 0 bis 2,0 Gew.-% Ni, 0,10 bis 0,50 Gew.-% U, 0,50 bis 5,0 Gew.-% W, 0,025 bis 0,10 Gew.-% N, mehr als 0 bis 1,5 Gew.-% Mo, aus wenigstens einem Element das aus der Gruppe ausgewählt ist die sich zusammenstellt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, 0,048 bis 3 Gew.-% Re, 0 bis 5,0 Gew.-% Co, 0 bis 0,05 Gew.-% B und aus dem Restgewicht aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei der Stahl eine Martensitstruktur aufweist.

2. Rotor gemäß Anspruch 1, bei welchem wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammenstellt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta besteht.

3. Rotor gemäß Anspruch 1, bei welchem wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammenstellt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb besteht.

4. Rotor gemäß Anspruch 1, bei welchem wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus der Gruppe die sich zusammenstellt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, aus 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta und aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb besteht

5. Rotor gemäß Patentanspruch 1, bei welchem Co in einer Menge von 0,001 bis 5,0 Gew.-% anwesend ist.

6. Rotor gemäß Patentanspruch 1, bei welchem B in einer Menge von 0,0005 bis 0,05 Gew.-% anwesend ist.

7. Rotor gemäß Patentanspruch 1, bei welchem der hitzebeständige Stahl über ein Verfahren hergestellt wird welches ein Abschrecken in einem Temperaturbereich von 1050 bis 1150ºC einschließt.

8. Rotor gemäß Patentanspruch 7, bei welchem der hitzebeständige Stahl über ein Verfahren hergestellt wird welches, anschließend an das Abschrecken, eine Vornahme einer Wärmebehandlung in einem Temperaturbereich von 620 bis 760ºC, als niedrigste Stufe, einschließt.

9. Rotor gemäß Patentanspruch 8, bei welchem der hitzebeständige Stahl aufgrund der besagten Wärmebehandlung Abscheidungen in einer gesamten Menge von 2,5 bis 7,0 Gew.-% beinhaltet.

10. Rotor gemäß Patentanspruch 8, bei welchem der hitzebeständige Stahl anschließend an die besagte Wärmebehandlung Austenitkristalle mit einem Korndurchmesser von 50 bis 100 um aufweist.

11. Rotor gemäß Patentanspruch 1, bei welchem der hitzebeständige Stahl nach dem Verfahren des Elektroschlackenumschmelzens hergestellt wird.

12. Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahls für einen Rotor einer Dampfturbine welcher eine Zusammensetzung besitzt die sich zusammenstellt aus 0,05 bis 0,30 Gew.-% C, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Si, mehr als 0 bis 1,0 Gew.-% Mn, mehr als 0 bis 2,0 Gew.-% Ni. 0,10 bis 0,50 Gew.-% U, 0,50 bis 5,0 Gew.-% W, 0,025 bis 0,10 Gew.-% N, mehr als 0 bis 1,5 Gew.-% Mo, aus wenigstens einem Element das aus der Gruppe ausgewählt ist die sich zusammenstellt aus 0,03 bis 0,25 Gew.-% Nb und 0,03 bis 0,50 Gew.-% Ta, 0,048 bis 3 Gew.-% Re, 0 bis 5,0 Gew.-% Co, 0 bis 0,05 Gew.-% B und aus dem Restgewicht aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte beinhaltet:

Schmelzen in einem elektrischen Lichtbogenofen eines auf Stahl basierenden Materials das die besagte Zusammensetzung besitzt, um einen primären Stahlblock herzustellen:

erneutes Schmelzen und Gießen des primären Stahlblocks durch ein Elektroschlackenumschmelzverfahren, um einen sekundären Stahlblock herzustellen;

Schmieden des sekundären Stahlblocks, um ein geschmiedetes Stahlprodukt in der Form eines Rotors zu bilden;

Abschrecken des geschmiedeten Stahlproduktes in einem Temperaturbereich von 1050 bis 1150ºC; und

Wärmebehandlung des abgeschreckten Stahlproduktes in einem Temperaturbereich von 620 bis 760ºC in einer Art und Weise, daß die gesamte Menge der Abscheidungen in einem Bereich von 2,5 zu 7,0 Gew.-% liegt.