DE102009012875A1

DE102009012875A1 - Legierung auf Nickelbasis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine und Turbinenrotor einer Dampfturbine

Info

Publication number: DE102009012875A1
Application number: DE102009012875A
Authority: DE
Inventors: Kuniyoshi Nemoto; Kiyoshi Imai; Yomei Yoshioka; Masayuki Yamada; Reki Takaku; Shigekazu Miyashita; Takeo Suga; Takeo Takahashi; Kenichi Okuno; Akihiro Takakuwa
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2008-03-17
Filing date: 2009-03-12
Publication date: 2009-10-15
Also published as: US20090285692A1; US8828313B2; JP4635065B2; FR2928661B1; JP2009221545A; FR2928661A1

Abstract

Eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, die in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, A1: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

BEZUGNAHME AUF VERWANDTE ANMELDUNGEN:
Diese Anmeldung basiert auf und beansprucht die Priorität der vorherigen japanischen Patentanmeldung 2008-067768 , angemeldet am 17. März 2008; deren gesamter Inhalt durch Bezugnahme hierin aufgenommen ist.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG:
1. Gebiet der Erfindung:
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Material, das einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bildet, in die Hochtemperaturdampf als Arbeitsfluid (Strömungsmittel) fliesst, und insbesondere eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, die sich bezüglich der Hochtemperaturfestigkeit und dergleichen auszeichnet, und einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, der aus der Legierung auf Ni-Basis hergestellt ist.
2. Stand der Technik:
Eine Technologie zur Unterdrückung der Emission von Kohlendioxid für eine Wärmekraftanlage, die eine Dampfturbine umfasst, wird angesichts des globalen Umweltschutzes mit Interesse verfolgt, und die Erfordernisse für hochgradig effiziente Energieerzeugung erhöhen sich.
Um die Energieerzeugungseffizienz einer Dampfturbine zu erhöhen, ist es wirksam, die Turbinendampftemperatur zu einem hohen Grad zu erhöhen, und bei modernen Wärmekraftanlagen mit einer Dampfturbine wurde die Dampftemperatur auf 600°C oder mehr erhöht. Es besteht die Tendenz, dass in der Zukunft die Dampftemperatur auf 650°C, und weiter auf 700°C, erhöht werden wird.
Ein Turbinenrotor, in den Laufschaufeln eingesetzt sind, die durch Hochtemperaturdampf rotiert werden, weist durch die Zirkulation von Hochtemperaturdampf eine hohe Temperatur auf und übt durch die Rotation eine hohe Belastung aus. Daher muss der Turbinenrotor hohen Temperaturen und hohen Belastungen standhalten, und es ist für ein Material, das den Turbinenrotor bildet, erforderlich, dass es eine herausragende Festigkeit/Härte, Duktilität und Zähigkeit im Bereich von Raumtemperatur bis zu einer hohen Temperatur aufweist.
Insbesondere wenn die Dampftemperatur 700°C übersteigt, ist ein konventionelles Material auf Eisenbasis bezüglich der Hochtemperaturfestigkeit unzureichend, so dass z. B. in JP-A-7-150277 (Kokai; OS) der Einsatz einer Legierung auf Ni-Basis in Betracht gezogen wird.
Eine Legierung auf Ni-Basis ist weithin als Material hauptsächlich für Düsen- bzw. Strahltriebwerke und Gasturbinen eingesetzt worden, weil es bezüglich der Hochtemperaturfestigkeit und der Korrosionsbeständigkeit herausragend ist. Als typische Beispiele hiervon sind Inconel 617-Legierung (hergestellt von Special Metals Corporation) und Inconel 706-Legierung (hergestellt von Special Metals Corporation) verwendet worden.
Als Mechanismus zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit der Legierung auf Ni-Basis werden Al und Ti zugegeben, um die Hochtemperaturfestigkeit sicherzustellen, indem eine Ausscheidungsphase, die als Gamma-Prime-Phase (Ni₃(Al, Ti)) oder als Gamma-Doppelprime-Phase bezeichnet wird, oder beide von ihnen, innerhalb des Grundphasenmaterials der Legierung auf Ni-Basis ausgeschieden wird/werden. Beispielsweise gibt es die Inconel 706-Legierung, die eine Hochtemperaturfestigkeit durch Ausscheiden von sowohl der Gamma-Prime-Phase als auch der Gamma-Doppelprime-Phase sicherstellt.
Indessen wird die Hochtemperaturfestigkeit der Inconel 617-Legierung sichergestellt, indem die Grundphase der Ni-Gruppe verstärkt wird (Festlösungs- bzw. Mischkristallverfestigung), indem Co und Mo zugegeben werden.
Wie vorstehend beschrieben, wird derzeit untersucht, eine Legierung auf Ni-Basis als Material für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine mit einer Temperatur von mehr als 700°C einzusetzen, und es wird auch angedacht, dass deren Hochtemperaturfestigkeit ferner verbessert werden kann. Ausserdem muss die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung auf Ni-Basis durch Modifikationen der Zusammensetzungen oder dergleichen verbessert werden, während die Schmiedbarkeit und Schweissbarkeit der Legierung auf Ni-Basis beibehalten wird.
KURZE ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG:
Entsprechend stellt die vorliegende Erfindung eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereit, deren mechanische Festigkeit verbessert werden kann, während die Verarbeitbarkeit, wie z. B. Schmiedbarkeit, beibehalten werden kann, und sie stellt einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereit.
Gemäss einem Aspekt der Erfindung wird eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereitgestellt, die in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Entsprechend einem Aspekt der Erfindung wird auch eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereitgestellt, die in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Ta: 0,1 bis 0,7, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Entsprechend einem Aspekt der Erfindung wird auch eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereitgestellt, die in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Nb: 0,05 bis 0,35, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Entsprechend einem Aspekt der Erfindung wird auch eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine bereitgestellt, die in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Ta + 2Nb (molares Verhältnis von Ta zu Nb: 1:2): 0,1 bis 0,7, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Entsprechend einem Aspekt der Erfindung wird auch ein Turbinenrotor bereitgestellt, der innerhalb einer Dampfturbine angeordnet ist, in die Hochtemperaturdampf eingeführt wird, worin zumindest ein vorbestimmter Teil aus der vorstehend beschriebenen Legierung auf Ni-Basis für den Turbinenrotor einer Dampfturbine gebildet ist.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN:
Die vorliegende Erfindung wird unter Bezugnahme auf die Zeichnung beschrieben, die lediglich zur Veranschaulichung bereitgestellt wird und die vorliegende Erfindung in keiner Weise beschränkt.
1 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse des Gleeble-Tests an individuellen Proben zeigt.
GENAUE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG:
Nachstehend werden Ausführungsformen der Erfindung beschrieben.
In einer Ausführungsform der Erfindung setzt sich eine Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine aus den Zusammensetzungskomponenten in den nachstehend gezeigten Bereichen zusammen. In der folgenden Beschreibung sind die Prozentsätze, die die Zusammensetzungskomponenten bezeichnen, auf das Gewicht bezogen, sofern nicht anders angegeben.
(M1) Legierung auf Ni-Basis, enthaltend C: 0,01 bis 0,15%, Cr: 15 bis 28%, Co: 10 bis 15%, Mo: 8 bis 12%, Al: 1,5 bis 2%, Ti: 0,1 bis 0,6%, B: 0,001 bis 0,006%, Re: 0,5 bis 3% und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
(M2) Legierung auf Ni-Basis, enthaltend C: 0,01 bis 0,15%, Cr: 15 bis 28%, Co: 10 bis 15%, Mo: 8 bis 12%, Al: 1,5 bis 2%, Ti: 0,1 bis 0,6%, B: 0,001 bis 0,006%, Ta: 0,1 bis 0,7%, Re: 0,5 bis 3% und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
(M3) Legierung auf Ni-Basis, enthaltend C: 0,01 bis 0,15%, Cr: 15 bis 28%, Co: 10 bis 15%, Mo: 8 bis 12%, Al: 1,5 bis 2%, Ti: 0,1 bis 0,6%, B: 0,001 bis 0,006%, Nb: 0,05 bis 0,35%, Re: 0,5 bis 3% und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
(M4) Legierung auf Ni-Basis, enthaltend C: 0,01 bis 0,15%, Cr: 15 bis 28%, Co: 10 bis 15%, Mo: 8 bis 12%, Al: 1,5 bis 2%, Ti: 0,1 bis 0,6%, B: 0,001 bis 0,006%, Ta + 2Nb: 0,1 bis 0,7%, Re: 0,5 bis 3% und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen. "Ta + 2Nb" bezeichnet, dass das molare Verhältnis von Ta zu Nb 1:2 beträgt.
In den obigen Legierungen (M1) bis (M4) auf Ni-Basis werden die unvermeidbaren Verunreinigungen bevorzugt so verringert, dass zumindest der Gehalt von Si 0,1% oder weniger beträgt und der Gehalt von Mn 0,1% oder weniger beträgt.
Die Legierung auf Ni-Basis mit den vorstehend beschriebenen Bereichen der Zusammensetzungskomponenten ist als Material geeignet, mit dem ein Turbinenrotor einer Dampfturbine aufgebaut wird, die während ihres Betriebs eine Temperatur im Bereich von 680 bis 750°C aufweist. Es können alle Teile des Turbinenrotors der Dampfturbine aus der Legierung auf Ni-Basis hergestellt werden, und es können einige Teile des Turbinenrotors der Dampfturbine, die eine besonders hohe Temperatur aufweisen, aus dieser Legierung auf Ni-Basis hergestellt werden. Einige Teile des Turbinenrotors der Dampfturbine, die eine hohe Temperatur aufweisen, sind spezifisch alle Bereiche eines Hochdruck-Dampfturbinenabschnitts oder Bereiche, die sich von dem Hochdruck-Dampfturbinenabschnitt bis zu einigen Teilen eines Dampfturbinenabschnitts mit mittlerem Druck erstrecken.
Die Legierungen auf Ni-Basis mit den vorstehend beschriebenen Bereichen der Zusammensetzungskomponenten können die mechanische Festigkeit, einschliesslich der Hochtemperaturfestigkeit, verbessern, während sie die Verarbeitbarkeit, wie z. B. die Schmiedbarkeit, einer herkömmlichen Legierung auf Ni-Basis beibehalten. Anders ausgedrückt wird die Legierung auf Ni-Basis verwendet, um den Turbinenrotor einer Dampfturbine herzustellen, so dass die Hochtemperaturfestigkeit des Turbinenrotors verbessert werden und ein Turbinenrotor mit hoher Zuverlässigkeit in einer Hochtemperaturumgebung hergestellt werden kann. Ausserdem kann die Verarbeitbarkeit einer herkömmlichen Legierung auf Ni-Basis beibehalten werden, wenn der Turbinenrotor der Dampfturbine hergestellt wird.
Nachstehend werden die Gründe, warum die Bereiche der individuellen Zusammensetzungskomponenten der erfindungsgemässen Legierung auf Ni-Basis beschränkt werden, beschrieben.
(1) C (Kohlenstoff):
C ist als Komponentenelement eines Carbids vom M₂₃C₆-Typ nützlich, das eine verfestigende (härtende) Phase ist, und insbesondere wird die Dauerstandfestigkeit (Dauerdehngrenze; creep strength) der Legierung durch Ausscheiden des Carbids vom M₂₃C₆-Typ während des Betriebs der Dampfturbine in einer Hochtemperaturumgebung von 650°C oder höher beibehalten. Es besitzt auch eine Wirkung zur Sicherstellung der Fluidität (Fliessfähigkeit) eines geschmolzenen Metalls zum Zeitpunkt des Giessens. Wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01% ist, kann eine ausreichende Ausscheidungsmenge von Carbid nicht sichergestellt werden, so dass sich die mechanische Festigkeit verringert, und die Fluidität des geschmolzenen Metalls verringert sich zum Zeitpunkt des Giessens beträchtlich. Wenn der C-Gehalt 0,15% übersteigt, erhöht sich indessen die Neigung zur Entmischung der Komponenten zum Zeitpunkt der Herstellung eines grossen Rohblocks, die Bildung eines Carbids vom M₆C-Typ, das eine Versprödungsphase ist, wird gefördert, und die mechanische Festigkeit wird verbessert, jedoch verschlechtert sich die Schmiedbarkeit. Daher wird der C-Gehalt zu 0,01 bis 0,15% bestimmt.
(2) Cr (Chrom):
Cr ist ein unverzichtbares Element zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit, der Korrosionsbeständigkeit und der mechanischen Festigkeit der Legierung auf Ni-Basis.
Darüber hinaus ist es als Komponentenelement des Carbids vom M₂₃C₆-Typ unverzichtbar, und insbesondere wird die Dauerstandfestigkeit (Dauerdehngrenze) der Legierung durch Ausscheiden des Carbids vom M₂₃C₆-Typ während des Betriebs der Dampfturbine in einer Hochtemperaturumgebung von 650°C oder höher beibehalten. Und Cr verbessert die Oxidationsbeständigkeit in einer Hochtemperaturdampfumgebung. Wenn der Cr-Gehalt kleiner als 15% ist, verringert sich die Oxidationsbeständigkeit. Wenn indessen der Cr-Gehalt 28% übersteigt, wird die Ausscheidung des Carbids vom M₂₃C₆-Typ beträchtlich beschleunigt, was zu einer Erhöhung der Tendenz zur Vergröberung führt. Daher wird der Cr-Gehalt zu 15 bis 28% bestimmt.
(3) Co (Kobalt):
In der Legierung auf Ni-Basis verbessert Co die mechanische Festigkeit einer Grundphase durch Mischkristallbildung in der Grundphase. Wenn jedoch der Co-Gehalt 22% übersteigt, wird eine Phase einer intermetallischen Verbindung gebildet, die die mechanische Festigkeit verringert, und die Schmiedbarkeit verschlechtert sich. Wenn indessen der Co-Gehalt weniger als 10% beträgt, verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit und die mechanische Festigkeit wird verringert. Daher wird der Co-Gehalt zu 10 bis 15% bestimmt.
(4) Mo (Molybdän):
Mo stellt eine Wirkung zur Bildung einer Feststofflösung (Mischkristallbildung) in einer Ni-Grundphase bereit, um die mechanische Festigkeit der Grundphase zu erhöhen, und seine teilweise Substitution in Carbiden vom M₂₃C₆-Typ erhöht die Stabilität des Carbids. Wenn der Mo-Gehalt kleiner als 8% ist, wird die obige Wirkung nicht ausgeübt, und wenn der Mo-Gehalt 12% übersteigt, erhöht sich die Tendenz zur Entmischung der Komponenten, wenn ein grosser Rohblock hergestellt wird, und die Bildung eines Carbids vom M₆C-Typ wird beschleunigt, welches eine Versprödungsphase ist. Daher wird der Mo-Gehalt zu 8 bis 12% bestimmt.
(5) Al (Aluminium):
Al bildet eine γ'-Phase (Gamma-Prime-Phase: Ni₃Al) zusammen mit Ni und verbessert auf Grundlage der Ausscheidung die mechanische Festigkeit der Legierung auf Ni-Basis. Wenn der Al-Gehalt weniger als 1,5% beträgt, wird die mechanische Festigkeit im Vergleich zu herkömmlichem Stahl nicht verbessert, und wenn der Al-Gehalt 2% oder mehr beträgt, wird die mechanische Festigkeit bzw. Härte verbessert, jedoch verschlechtert sich die Schmiedbarkeit. Daher wird der Al-Gehalt zu 1,5 bis 2% bestimmt.
(6) Ti (Titan):
Ähnlich zu Al bildet Ti eine γ'-Phase (Gamma-Prime-Phase: Ni₃Ti) zusammen mit Ni und verbessert die mechanische Festigkeit der Legierung auf Ni-Basis. Wenn der Ti-Gehalt kleiner als 0,1% ist, wird die obige Wirkung nicht ausgeübt, und wenn der Ti-Gehalt 0,6% übersteigt, wird die Heissverarbeitbarkeit verschlechtert und die Kerbempfindlichkeit wird gross. Daher wird der Ti-Gehalt zu 0,1 bis 0,6% bestimmt.
(7) B (Bor):
B sondert sich in der Korngrenze ab, um die Hochtemperatureigenschaften zu beeinflussen. Ausserdem besitzt B eine Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit einer Ni-Grundphase durch Ausscheidung in der Grundphase. Wenn der B-Gehalt kleiner als 0,001% ist, wird die Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit der Grundphase nicht ausgeübt, und wenn der B-Gehalt 0,006% übersteigt, besteht die Möglichkeit, dass die Korngrenze spröde wird. Daher wird der B-Gehalt zu 0,001 bis 0,006% bestimmt.
(8) Re (Rhenium):
Re besitzt eine Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit einer Ni-Grundphase, indem es Mischkristalle (eine Feststofflösung) in der Grundphase bildet. Wenn der Re-Gehalt kleiner als 0,5 ist, wird die Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit der Grundphase nicht ausgeübt, und wenn der Re-Gehalt 3% übersteigt, wird eine brüchige Phase gebildet. Daher wird der Re-Gehalt zu 0,5 bis 3% bestimmt. Ähnlich zu Re besitzen Co und Mo eine Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit der Ni-Grundphase durch Bilden von Mischkristallen in der Grundphase. Wenn jedoch der Gehalt der gleiche ist, ist Re bezüglich der Verbesserung der mechanischen Festigkeit am besten und kann die mechanische Festigkeit erhöhen, ohne die chemische Komponentenzusammensetzung eines Basismetalls gross zu verändern.
(9) Ta (Tantal):
Ta bildet in einer γ'-Phase (Gamma-Prime-Phase: Ni₃(Al, Ti)) einen Mischkristall, um die Festigkeit zu erhöhen, und es stabilisiert die Ausscheidungsfestigkeit.
Wenn der Ta-Gehalt kleiner als 0,1% ist, wird im Vergleich zu herkömmlichem Stahl keine Verbesserung bezüglich der obigen Wirkungen beobachtet, und wenn der Ta-Gehalt 0,7% übersteigt, wird die mechanische Festigkeit verbessert, jedoch verschlechtert sich die Schmiedbarkeit. Daher wird der Ta-Gehalt zu 0,1 bis 0,7% bestimmt.
(10) Nb (Niob):
Ähnlich zu Ta bildet Nb Mischkristalle in einer γ'-Phase (Gamma-Prime-Phase: Ni₃(Al, Ti)), um die Festigkeit zu erhöhen, und es stabilisiert die Ausscheidungsfestigkeit. Wenn der Nb-Gehalt kleiner als 0,05% ist, wird im Vergleich zu herkömmlichem Stahl keine Verbesserung bei den obigen Wirkungen beobachtet, und wenn der Nb-Gehalt 0,35% übersteigt, wird die mechanische Festigkeit verbessert, jedoch verschlechtert sich die Schmiedbarkeit. Daher wird der Nb-Gehalt zu 0,05 bis 0,35% bestimmt.
Wenn sie in einem (Ta + 2Nb)-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,7% enthalten sind, bilden sowohl das vorstehend beschriebene Ta als auch Nb Mischkristalle in einer γ'-Phase (Gamma-Prime-Phase: Ni₃(Al, Ti)), um die Festigkeit zu erhöhen, und sie verbessern die Ausscheidungsfestigkeit. Wenn der (Ta + 2Nb)-Gehalt kleiner als 0,1% ist, wird bei den obigen Wirkungen keine Verbesserung im Vergleich zu herkömmlichem Stahl beobachtet, und wenn der (Ta + 2Nb)-Gehalt 0,7% übersteigt, wird die mechanische Festigkeit verbessert, jedoch verschlechtert sich die Schmiedbarkeit. Ta bzw. Nb sind in einer Menge von 0,01% oder mehr enthalten.
Da die spezifische Dichte von Nb etwa 1/2 von Ta beträgt (spezifische Dichte von Ta: 16,6, spezifische Dichte von Nb: 8,57) kann die Menge von Mischkristallen durch mehrfache Zugabe von Ta und Nb im Vergleich zu der Zugabe von Ta allein erhöht werden. Da Ta ausserdem ein strategisches Material ist, ist seine Beschaffung oder Bevorratung unzuverlässig, jedoch sind die Nb-Reserven etwa 100 mal grösser als die von Ta, und Nb kann zuverlässig zur Verfügung gestellt werden. Ta besitzt einen Schmelzpunkt, der höher ist als der von Nb (Ta hat einen Schmelzpunkt von etwa 3.000°C, Nb hat einen Schmelzpunkt von etwa 2.470°C), seine γ'-Phase ist bei hoher Temperatur verstärkt und seine Oxidationsbeständigkeit ist der von Nb überlegen.
(9) Si (Silicium), Mn (Mangan), Cu (Kupfer), Fe (Eisen) und S (Schwefel):
Si, Mn, Cu, Fe und S sind in der erfindungsgemässen Legierung auf Ni-Basis als unvermeidbare Verunreinigungen klassifiziert. Die Restgehalte der unvermeidbaren Verunreinigungen werden wünschenswerterweise auf 0% verringert, und es ist wünschenswert, dass zumindest der Gehalt von Si und Mn in den unvermeidbaren Verunreinigungen auf 0,1% oder niedriger verringert wird.
Si wird zu herkömmlichem Stahl zugegeben, um die Korrosionsbeständigkeit zu unterstützen. Da jedoch die Legierung auf Ni-Basis einen grossen Cr-Gehalt aufweist, um eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit sicherzustellen, wird der Restgehalt an Si in der erfindungsgemässen Legierung auf Ni-Basis zu 0,1% oder kleiner bestimmt, und es ist wünschenswert, dass der Restgehalt so weit wie möglich auf 0% verringert wird.
In herkömmlichem Stahl vermeidet Mn die Brüchigkeit, die sich aus S (Schwefel) ergibt, in der Form von MnS. Da jedoch in der Legierung auf Ni-Basis der S-Gehalt sehr klein ist, ist es nicht notwendig, Mn zuzugeben. Daher wird der Restgehalt an Mn in der erfindungsgemässen Legierung auf Ni-Basis zu 0,1% oder kleiner bestimmt, und es ist gewünscht, dass der Restgehalt so weit wie möglich auf 0% verringert wird.
Die vorstehend beschriebene erfindungsgemässe Legierung auf Ni-Basis wird hergestellt, indem die Zusammensetzungskomponenten, die die Legierung auf Ni-Basis aufbauen, in einem Vakuuminduktionsschmelzofen geschmolzen werden, der erhaltene Rohblock (Barren) einer Haltebehandlung (soaking treatment) unterworfen wird, er geschmiedet wird und eine Behandlung zur Bildung von Mischkristallen (solution treatment) durchgeführt wird.
Es ist bevorzugt, dass die Haltebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 1.050 bis 1.250°C für 5 bis 72 Stunden durchgeführt und die Behandlung zur Bildung von Mischkristallen bei einer Temperatur im Bereich von 1.100 bis 1.200°C für 4 bis 5 Stunden durchgeführt wird. Hier wird die Temperatur der Behandlung zur Bildung von Mischkristallen so bestimmt, dass eine homogene Feststofflösung der γ'-Phasen-Ausscheidungen gebildet wird, und wenn die Temperatur niedriger als 1.100°C ist, wird eine Feststofflösung (Mischkristalle) nicht adäquat gebildet. Wenn die Temperatur 1.200°C übersteigt, werden die Kristallkörner vergröbert und die Festigkeit verringert sich. Auch wird das Schmieden bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1.150°C durchgeführt.
Wenn die vorstehend beschriebene erfindungsgemässe Legierung auf Ni-Basis zum Aufbau eines Turbinenrotors einer Dampfturbine verwendet wird, z. B. mit einem Verfahren (Doppelschmelze; double melt), das Ausgangsmaterial eines Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) und einem Elektroschlacke-Umschmelzen (electro-slag remelting; ESR) unterzogen und dann in eine vorbestimmte Form gegossen. Anschliessend werden ein Schmieden/Schlagpressen (forging) und eine Wärmebehandlung durchgeführt, um den Turbinenrotor herzustellen. In einem anderen Verfahren (Doppelschmelze) wird das Ausgangsmaterial einem Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) und Vakuumboden-Umschmelzen (vacuum arc remelting) unterzogen und dann in eine vorbestimmte Form gegossen. Anschliessend werden ein Schmieden/Schlagpressen und eine Wärmebehandlung durchgeführt, um den Turbinenrotor herzustellen. In einem weiteren Verfahren (Dreifachschmelzen; triele melt) wird das Ausgangsmaterial einem Vakuuminduktionsschmelzen (VIM), einem Elektroschlacke-Umschmelzen (ESR) und einem Vakuumbogen-Umschmelzen (vacuum arc remelting; VAR) unterzogen und dann in eine vorbestimmte Form gegossen. Anschliessend werden eine Schmiedebehandlung und eine Wärmebehandlung durchgeführt, um den Turbinenrotor herzustellen. Die mit den vorstehenden Verfahren hergestellten Turbinenrotoren werden durch Ultraschalluntersuchung oder dergleichen überprüft.
Nachstehend wird beschrieben, dass die erfindungsgemässe Legierung auf Ni-Basis bezüglich der mechanischen Festigkeit und der Schmiedbarkeit herausragend ist.
Zugfestigkeitstest und Bewertung der Schmiedbarkeit:
Nachstehend wird beschrieben, dass die Legierung auf Ni-Basis mit den erfindungsgemässen Bereichen der chemischen Zusammensetzung eine herausragende mechanische Festigkeit und Schmiedbarkeit aufweist. Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von Probe 1 bis Probe 8, die für den Zugfestigkeitstest und zur Bewertung der Schmiedbarkeit verwendet wurden. Probe 1 bis Probe 7 sind Legierungen auf Ni-Basis mit den Bereichen der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, und Probe 8 ist eine Legierung auf Ni-Basis, deren Zusammensetzung nicht innerhalb der Bereiche der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung fällt und die als Vergleichsbeispiel verwendet wird. Die Probe 8 besitzt eine chemische Zusammensetzung, die dem konventionellen Stahl Inconel 617 entspricht. Die Legierung auf Ni-Basis mit den erfindungsgemässen Bereichen der chemischen Zusammensetzung enthält Fe (Eisen), Cu (Kupfer) und S (Schwefel) als unvermeidbare Verunreinigungen, zusätzlich zu Si und Mn.
In dem Zugfestigkeitstest wurden die Legierungen auf Ni-Basis von Probe 1 bis Probe 8 mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen, jeweils 20 kg, in einem Vakuuminduktionsschmelzofen geschmolzen, um Rohblöcke herzustellen. Die Rohblöcke wurden einer Haltebehandlung bei 1.050°C für 5 Stunden unterzogen. Sie wurden bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1.100°C (Wiedererwärmen auf 1.100°C) geschmiedet und einer Behandlung zur Bildung von Mischkristallen bei 1.180°C für 4 Stunden unterzogen. Und es wurden Teststücke einer vorbestimmten Grösse aus den hergestellten geschmiedeten Stählen hergestellt.
Die Teststücke der Proben wurden bezüglich der 0,2%-Dehngrenze vermessen, indem ein Zugfestigkeitstest unter Temperaturbedingungen von 23°C, 700°C und 800°C gemäss JIS G 0567 (Verfahren für einen Hochtemperatur-Zugfestigkeitstest für eisenhaltige Materialien und wärmebeständige Legierungen) durchgeführt wurde. Die Temperaturbedingungen von 700°C und 800°C in dem Zugfestigkeitstest wurden unter Berücksichtigung der Temperaturbedingungen im normalen Betrieb eines Turbinenrotors einer Dampfturbine und von Temperaturen unter Berücksichtigung eines Sicherheitspuffers bestimmt.
Die entsprechenden Proben wurden bezüglich der Schmiedbarkeit bewertet. Zur Bewertung der Schmiedbarkeit wurden die Legierungen auf Ni-Basis von Probe 1 bis Probe 8 mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen, jeweils 20 kg, in einem Vakuuminduktionsschmelzofen geschmolzen, und es wurden zylindrische Rohblöcke mit einem Durchmesser von 114 mm und einer Länge von 200 mm hergestellt. Die Rohblöcke wurden einer Haltebehandlung bei 1.050°C für 5 Stunden unterzogen. Sie wurden mit einer 500 kgf-Schmiedemaschine bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1.100°C (Wiedererwärmen auf 1.100°C) geschmiedet, und es wurde eine Behandlung zur Bildung von Mischkristallen bei 1.180°C für 4 Stunden durchgeführt, um Teststücke herzustellen. Zur Schmiedbarkeit wurde die vorstehend beschriebene Schmiedebehandlung durchgeführt, bis das Schmiedeverhältnis 3 betrug. Die Schmiedbarkeit wurde auf Grundlage der Anzahl von Wiedererwärmungsschritten, bis das Schmiedeverhältnis 3 betrug, und der An- oder Abwesenheit eines Schmiederisses, wenn das Schmiedeverhältnis 3 betrug, bewertet.
Das Schmiedeverhältnis ist definiert durch die Teilung der Querschnittsfläche eines zu schmiedenden Objekts senkrecht zur Richtung, in die das zu schmiedende Objekt gestreckt wird, vor dem Schmieden durch die Querschnittsfläche eines zu schmiedenden Objekts senkrecht zur Richtung, in die das zu schmiedende Objekt gestreckt wird, nach dem Schmieden. Entsprechend der normalen Schmiedebehandlung wird, falls sich die Temperatur des geschmiedeten Objekts verringert, nämlich wenn sich das geschmiedete Objekt verhärtet, die Schmiedebehandlung durch Wiedererwärmen wiederholt. Die Anzahl der Wiedererwärmungsschritte bezeichnet die Häufigkeit mit der das geschmiedete Objekt in der Schmiedebehandlung wiedererwärmt wurde, bis das Schmiedeverhältnis 3 betrug. Ausserdem wurde das geschmiedete Objekt, das der Schmiedebehandlung unterzogen wurde, visuell bezüglich der An- oder Abwesenheit eines Schmiederisses untersucht. Falls kein Riss vorliegt, wird dies als "keiner" angezeigt, und die Schmiedbarkeit wird als "O" bewertet, um anzuzeigen, dass die Schmiedbarkeit herausragend ist. Wenn andererseits ein Riss vorliegt, wird dies als "ja" bezeichnet, und die Schmiedbarkeit wird als "x" bewertet, um anzuzeigen, dass die Schmiedbarkeit schlecht ist.
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse, die durch Vermessen der entsprechenden Proben bezüglich der 0,2%-Dehngrenze erhalten wurden, und die Ergebnisse, die durch Bewertung der Schmiedbarkeit erhalten wurden.
Wie in Tabelle 2 gezeigt ist, wurde gefunden, dass die Proben 1 bis 7 eine hohe 0,2%-Dehngrenze bei den entsprechenden Temperaturen im Vergleich zu dem herkömmlichen Stahl von Probe 8 besassen. Es wurde auch gefunden, dass ihre Schmiedbarkeit herausragend war, was anzeigt, dass die Schmiedbarkeit von herkömmlichem Stahl beibehalten wurde. Es wird angenommen, dass Probe 1 bis Probe 7 einen grossen Wert der 0,2%-Dehngrenze aufwiesen, weil die Ausscheidungsverfestigung und die Mischkristallverfestigung gefördert wurden. Da der herkömmliche Stahl von Probe 8 eine geringe mechanische Festigkeit aufwies, wurde kein Ergebnis erhalten, das sowohl die mechanische Festigkeit als auch die Schmiedbarkeit zufriedenstellt.
Gleeble-Test:
Nachstehend ist beschrieben, dass die Legierung auf Ni-Basis mit den Bereichen der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung eine exzellente Warmumformbarkeit aufweist. Die in Tabelle 1 gezeigten entsprechenden Proben wurden einem Gleeble-Test unterzogen (gebräuchliches Testverfahren in der Stahlindustrie).
Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse des Gleeble-Tests bei den vorstehend beschriebenen entsprechenden Proben. 1 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse des Gleeble-Tests an den entsprechenden, in Tabelle 3 gezeigten Proben zeigt. Die Verringerungsrate der Querschnittsfläche (Verringerung der Fläche), die auf der vertikalen Achse in 1 gezeigt ist, bezeichnet das Verhältnis der Querschnittsfläche eines Teils des getesteten (gerissenen) Teststücks, reduziert von der Querschnittsfläche vor dem Test, zur Querschnittsfläche des Teststücks vor dem Test. Das heisst, wenn der obige Wert gross ist, bedeutet dies, dass die Warmumformbarkeit herausragend ist.
Wie in Tabelle 3 und 1 gezeigt, wurden bei den Proben 1 bis 7 der Legierungen auf Ni-Basis mit den Bereichen der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung und Probe 8 der Legierung auf Ni-Basis aus herkömmlichem Stahl im Temperaturbereich von 900 bis 1.300°C, einschliesslich des Schmiedetemperaturbereichs (etwa 950 bis 1.150°C), im wesentlichen die gleichen Gleeble-Testergebnisse erhalten. Somit wurde gefunden, dass für die Legierung auf Ni-Basis mit den Bereichen der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung eine gute Warmumformbarkeit, ähnlich zu der Legierung auf Ni-Basis aus herkömmlichem Stahl, erhalten werden konnte.
Alterungseigenschaften:
Nachfolgend ist beschrieben, dass die mechanische Festigkeit beibehalten werden kann, sogar wenn die Legierung auf Ni-Basis mit den Bereichen der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung für eine vorbestimmte Zeit bei einer hohen Temperatur gehalten wird.
Ähnlich zum Verfahren zur Herstellung der Teststücke in dem vorstehend beschriebenen Zugfestigkeitstest wurden die Legierungen auf Ni-Basis von Probe 1 bis Probe 7 mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen, jeweils 20 kg, in einem Vakuuminduktionsschmelzofen geschmolzen, um Rohblöcke herzustellen. Die Rohblöcke wurden dann einer Haltebehandlung bei 1.050°C für 5 Stunden unterzogen. Dann wurden sie im Temperaturbereich von 950 bis 1.100°C (Wiedererwärmung bei 1.100°C) geschmiedet, und es wurde eine Behandlung zur Bildung von Mischkristallen für 4 Stunden bei 1.180°C durchgeführt. Es wurden Teststücke mit einer vorbestimmten Grösse aus den hergestellten geschmiedeten Stählen hergestellt.
Die entsprechend hergestellten Teststücke wurden 2.000 Stunden bei 750°C gehalten, einem Zugfestigkeitstest unter Bedingungen von 700°C gemäss JIS G 0567 unterzogen (Verfahren für einen Hochtemperatur-Zugfestigkeitstest für eisenhaltige Materialien und wärmebeständige Legierungen) und bezüglich der 0,2%-Dehngrenze vermessen. Die entsprechenden Teststücke vor der Wärmebehandlung wurden einem Zugfestigkeitstest unter Bedingungen von 700°C unterzogen und bezüglich der 0,2%-Dehngrenze vermessen.
Die Teststücke wurden bei 750°C gehalten, weil die maximale Verwendungstemperatur des vorstehend beschriebenen Turbinenrotors berücksichtigt wurde, um Sicherheitsdaten zu erhalten. Indessen wurde die Temperaturbedingung von 700°C im Zugfestigkeitstest unter Berücksichtigung der Temperaturbedingungen bestimmt, bei denen der Turbinenrotor einer Dampfturbine normalerweise betrieben wird.

Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse der Messung der 0,2%-Dehngrenze der entsprechenden Proben. TABELLE 4

	0,2% Dehngrenze, MPa
	Vor der Wärmebehandlung	Nach Halten bei 700°C für 2.000 Stunden
Probe 1	350	307
Probe 2	382	312
Probe 3	366	324
Probe 4	378	352
Probe 5	369	340
Probe 6	370	348
Probe 7	380	351

Wie in Tabelle 4 gezeigt, wurde gefunden, dass die 0,2%-Dehngrenze der Teststücke nach der Wärmebehandlung geringfügig verringert war, jedoch die mechanische Festigkeit vor der Wärmebehandlung im wesentlichen beibehalten wurde. Es wird somit angenommen, dass im wesentlichen keine Beschaffenheitsveränderung über die Zeit stattfindet.
Obwohl die Erfindung vorstehend unter Bezugnahme auf erfindungsgemässe Ausführungsformen beschrieben worden ist, ist die Erfindung nicht auf die vorstehend beschriebenen Ausführungsformen beschränkt. Es ist klar, dass Modifikationen und Variationen der Ausführungsformen durchgeführt werden können, ohne vom Geist und Umfang der Erfindung abzuweichen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

- JP 2008-067768 [0001]
- JP 7-150277 A [0006]

Claims

Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, wobei die Legierung auf Ni-Basis in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, wobei die Legierung auf Ni-Basis in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Ta: 0,1 bis 0,7, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, wobei die Legierung auf Ni-Basis in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Nb: 0,05 bis 0,35, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine, wobei die Legierung auf Ni-Basis in Gew.% enthält: C: 0,01 bis 0,15, Cr: 15 bis 28, Co: 10 bis 15, Mo: 8 bis 12, Al: 1,5 bis 2, Ti: 0,1 bis 0,6, B: 0,001 bis 0,006, Ta + 2Nb (molares Verhältnis von Ta zu Nb: 1:2): 0,1 bis 0,7, Re: 0,5 bis 3 und Rest Ni und unvermeidbare Verunreinigungen.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 1, worin der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.% zu Si: 0,1 oder niedriger und Mn: 0,1 oder niedriger verringert sind.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 2, worin der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.% zu Si: 0,1 oder niedriger und Mn: 0,1 oder niedriger verringert sind.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 3, worin der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.% zu Si: 0,1 oder niedriger und Mn: 0,1 oder niedriger verringert sind.
Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 4, worin der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.% zu Si: 0,1 oder niedriger und Mn: 0,1 oder niedriger verringert sind.
Turbinenrotor, konfiguriert, um sich durch eine Dampfturbine zu erstrecken, in die Hochtemperaturdampf eingeführt wird, worin zumindest ein vorbestimmter Teil aus der Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 1 gebildet ist.
Turbinenrotor, konfiguriert, um sich durch eine Dampfturbine zu erstrecken, in die Hochtemperaturdampf eingeführt wird, worin zumindest ein vorbestimmter Teil aus der Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 2 gebildet ist.
Turbinenrotor, konfiguriert, um sich durch eine Dampfturbine zu erstrecken, in die Hochtemperaturdampf eingeführt wird, worin zumindest ein vorbestimmter Teil aus der Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 3 gebildet ist.
Turbinenrotor, konfiguriert, um sich durch eine Dampfturbine zu erstrecken, in die Hochtemperaturdampf eingeführt wird, worin zumindest ein vorbestimmter Teil aus der Legierung auf Ni-Basis für einen Turbinenrotor einer Dampfturbine gemäss Anspruch 4 gebildet ist.