DE60006304T2

DE60006304T2 - Gussstahl für Druckbehälter und Verfahren zur Herstellung von Druckbehältern unter Verwendung dieses Gussstahles

Info

Publication number: DE60006304T2
Application number: DE60006304T
Authority: DE
Inventors: Yasunori Tashiro; Masakatsu Ueno; Akitsugu Nagasaki-shi Fujita; Masatomo Nagasaki-shi Kamada
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1999-03-19
Filing date: 2000-03-15
Publication date: 2004-08-26
Anticipated expiration: 2020-03-16
Also published as: JP2000273570A; DE60006304D1; US6254697B1; EP1038979B1; JP3483493B2; EP1038979A1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Erfindungsgebiet
Vorliegende Erfindung betrifft Gussstahlmaterialien zur Herstellung von Gehäusen und Druckbehältern zur Verwendung in Dampfturbinenanlagen zur thermoelektrischen Energiegewinnung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters (oder Gussstahlartikels) unter Verwendung eines derartigen Gussstahlmaterials.
2. Beschreibung der verwandten Technik
Als Gehäuse und Druckbehälter zur Verwendung in Dampfturbinenanlagen zur thermoelektrischen Energiegewinnung werden häufig Stahlgegenstände benutzt, um ihre komplizierten Formen unterzubringen. Die für solche Gussstahlartikel erforderlichen Eigenschaften sind derart, dass sie eine hervorragende Hochtemperaturtestigkeit und hohe Zeitstandfestigkeit aufweisen, weil sie bei hohen Temperaturen verwendet werden, und dass sie eine hervorragende Schweißbarkeit aufweisen, weil irgend welche Mängel in derartigen Gussstahlmaterialien durch Schweißen repariert werden müssen.
In der Regel umfassen bekannte Materialien, die für diesen Zweck brauchbar sind, CrMoV-Gussstahl, 2,25% CrMo Gussstahl und CrMo-Gussstahl. Unter diesen weisen der 2,25% CrMo-Gussstahl und CrMo-Gussstahl bei üblichen Temperaturen eine hervorragende Schlagzähigkeit auf, und als Ergebnis eine gute Schweißbarkeit. Jedoch besitzen sie, da sie kein verstärkendes Element wie V enthalten, eine unzureichende Zeitstandfestigkeit und erfüllen somit nicht die Erfordernisse eines Materials für die Herstellung von Gehäusen von Dampfturbinen mit jährlich ansteigenden Betriebstemperaturen.
Andererseits besitzt der zuvor genannte CrMoV-Stahl eine hohe Zeitstandfestigkeit und hohe mechanische Festigkeit infolge seines hohen Kohlenstoffgehalts. Jedoch hatte er eine geringe Schlagzähigkeit und, als Ergebnis, eine schlechte Schweißbarkeit. Demgemäß hat dieses Material den Nachteil, dass es nicht leicht durch Schweißen beim Herstellungsverfahren von Gehäusen und Druckbehältern repariert werden kann.
JP-A-09 137 251 offenbart ein Gussstahlmaterial ähnlicher Zusammensetzung wie das der Erfindung und dessen thermische Behandlung gemäß der Erfindung, jedoch ohne Offenbarung der Gehalte an Ti, Al, N und O.
Ein Ziel vorliegender Erfindung ist die Bereitstellung eines Gussstahlmaterials für Druckbehälter, welches eine verbesserte Schlagzähigkeit (Schweißbarkeit) und Zähigkeit aufweist, während seine Zeitstandfestigkeit auf einem Niveau gleich oder höher als die hervorragende Zeitstandfestigkeit, welche derzeit CrMoV-Gussstahl besitzt, aufrecht erhalten wird, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters (oder Gussstahlartikels) unter Verwendung dieses Gussstahlmaterials für Druckbehälter, welches die Herstellung eines Druckbehälters erlaubt, ohne dass eine Materialbearbeitungsstufe wie ein Schmieden erforderlich ist.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Vorliegende Erfindung umfasst folgende Ausführungsformen:
[Ausführungsform 1] Ein Gussstahlmaterial für Druckbehälter, das auf Grundlage des Gewichtsprozentsatzes, enthält:
0,04 bis 0,1% C, 0,1 bis 0,4% Si, mehr als 0% und bis zu 0,2% Mn, 0,1 bis 0,8% Ni, 3 bis 4,5% Cr, 0,2 bis weniger als 0,5% Mo, 0,2 bis 0,4% V, 0,5 bis 2% W, 0,01 bis 0,06% Nb und/oder Ta, 0,001 bis 0,01% B, 0,005 bis 0,045% Ti, 0,006 bis 0,015% Al, mehr als 0,005% und weniger als 0,01% N, 0 bis 0,008% O, 0 bis 0,015% P als Verunreinigung und 0 bis 0,007% S als Verunreinigung, wobei der Rest Fe und zufällige Verunreinigungen ist, mit der Maßgabe, dass die zuvor genannten Gehalte an Ti, Al, O und N folgendem Verhältnis genügen: N – 0,29 {Ti – 1,5 (0–0,89 Al)} ≤ 0,0060%
[Ausführungsform 2] Ein Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters, das die Stufen des Gießens eines Gussstahlmaterials für Druckbehälter gemäß der zuvor beschriebenen Ausführungsform 1 zur Bildung eines Gussstahlartikels in Form eines Druckbehälters; ein Normalisieren des Gussstahlartikels durch sein Halten bei einer Temperatur von 1.000–1.150°C während 10 bis 30 Stunden und sein Abkühlen auf 200°C oder weniger; das Abschrecken des Gussstahlartikels durch sein Halten bei einer Temperatur von 970°–1.070°C während 5–30 Stunden, sein Abkühlen bei einer Kühlungsrate von 1–50°C pro Minute, bis die Temperatur verschiedener Teile des Materials 600°C erreicht, und sein weiteres Abkühlen auf 200°C oder darunter; sowie ein Anlassen des Gussstahlartikels durch sein Halten bei einer Temperatur von 680°C–740°C während 5–20 Stunden umfasst.
Das Gussstahlmaterial für Druckbehälter gemäß vorliegender Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass die hervorragende Hochtemperaturfestigkeit (insbesondere die Zeitstandfestigkeit), die ein herkömmliches Gussstahlmaterial besitzt, weiter erhöht wird, und überdies eine gute Duktilität und Zähigkeit gezeigt werden. Das hervorragende Merkmal desselben ist, dass es eine beträchtlich verbesserte Schweißbarkeit besitzt und somit leichter in Druckbehätter geformt werden kann als herkömmliche Gussstahlmaterialien.
Deshalb wird es unter Verwendung des Gussstahlmaterials für Druckbehälter gemäß vorliegender Erfindung möglich, die Wanddicke des Produkts zu verringern und die Anzahl von Schweißstufen zu senken und somit Druckbehälter mit geringeren Kosten herzustellen als im Fall herkömmlicher Materialien. Überdies besitzt dieses Gussstahlmaterial nicht nur hervorragende Eigenschaften, sondern kann auch die Materialkosten durch Minimierung der Zugabe teurer Legierungselemente verringern, wobei unter industriellem Gesichtspunkt bemerkenswerte Wirkungen erreicht werden.
Ferner kann das Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters unter Verwendung des Gussstahlmaterials vorliegender Erfindung Druckbehälter bereitstellen, die eine gut ausgewogene Kombination von Duktilität, Zähigkeit und Zeitstandfestigkeit aufweisen.
DETAlLLIERTE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Das erfindungsgemäße Gussstahlmaterial für Druckbehälter und das Herstellungsverfahren eines Druckbehälters gemäß vorliegender Erfindung unter Verwendung desselben wird nachfolgend in größeren Einzelheiten beschrieben.
Die Gründe für die Beschränkung des Gehalts an verschiedenen Komponenten, die in dem Gussstahlmaterial für Druckbehälter (im Folgenden kurz als "Gussstahlmaterialien" bezeichnet) gemäß vorliegender Erfindung enthalten sind, werden nachfolgend beschrieben. Bei folgender Beschreibung sind alle Prozentsätze, die Gehalte ausdrücken, wenn nicht anders angegeben, auf das Gewicht bezogen.
C (Kohlenstoff): C erhöht nicht nur die Härtbarkeit des Gussstahlmaterials, sondern bildet auch das Carbid von Cr, Mo, Nb und V und trägt hierdurch zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Wenn der Gehalt an C weniger als 0,04% beträgt, wird keine ausreichende 0,2% Dehngrenze oder Zeitstandfestigkeit erreicht. Andererseits ist es erwünscht, dass der Gehalt an C so gering wie möglich ist, um die Schweißbarkeit zu gewährleisten. Das heißt, der Gehalt an C darf nicht größer als 0,1% sein. Wenn der Gehalt an C übermäßig hoch ist, wird es schwierig, Zähigkeit zu gewährleisten. Überdies aggregieren Kohlenstoffnitride und vergröbern sich während der Verwendung, um eine Verringerung der Festigkeit bei Lang zeitaussetzung hohen Temperaturen zu verursachen. Demgemäß sollte der Gehalt an C im Bereich von 0,04 bis 0,1% liegen. Der bevorzugte Bereich ist 0,06–0,09%.
Si (Silicium): Si ist ein Element, das als Desoxidationsmittel wirksam ist Da Gussstücke in ihrer Form kompliziert sind, muss die Schmelze alle Ecken der Form glatt ausfüllen. Wenn dies nicht der Fall ist, treten beim Gießen Mängel auf, wie z. B. ein Fehlguss und Kaltguss und bedingt somit eine Notwendigkeit für eine Reparatur. Demzufolge ist es wichtig, die Fließfähigkeit der Schmelze zu gewährleisten und Si ist ein Element, das für die Gewährleistung der Schmelzfließfähigkeit erforderlich ist. Jedoch fördert Si die Trennung und verursacht hierdurch eine Verringerung der Zähigkeit von Gussstahlartikeln und auch der Hochtemperaturfestigkeit derselben. Wenn der Gehalt an Si weniger als 0,1% ist, leistet Si keine geeignete Funktion bei der Wirkung als Desoxidationsmittel und der Gewährleistung der Fließfähigkeit der Schmelze. Andererseits wird, wenn Si in einer Menge von mehr als 0,4% zugegeben wird, die Zähigkeit und Hochtemperaturfestigkeit von Gussstahlgegenständen verringert. Demgemäß sollte der Gehalt an Si im Bereich von 0,1 bis 0,4% liegen. Der Vorzugsbereich ist 0,2 bis 0,35%.
Mn (Mangan): Mn ist ein Element, das zur Erhöhung der Härtbarkeit von Gussstahlgegenständen brauchbar ist, und das ebenfalls zur Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit wirksam ist. Jedoch neigt die Zugabe einer erhöhten Menge an Mn dazu, eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit des Gussstahlgegenstands zu verursachen. Demgemäß sollte der Gehalt an Mn mehr als 0% (d. h., 0% ausgenommen) und bis zu 0,2% sein. Der Vorzugsbereich ist 0,05–0,15%.
Ni (Nickel): Ni erhöht die Härtbarkeit von Gussstahlgegenständen und ist auch zur Verbesserung der Zähigkeit wirksam. Jedoch verursacht die Zugabe einer übermäßig großen Nickelmenge eine Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit, insbesondere Zeitstandfestigkeit, von Gussstahlartikeln. Wenn die zugegebene Menge an Ni weniger als 0,1% ist, ergibt sich keine Wirkung, während, wenn sie mehr als 0,8% ist, die Zeitstandfestigkeit von Gussstahlarikeln vermindert wird.
Demgemäß sollte der Gehalt an Ni im Bereich von 0,1 bis 0,8% liegen. Der bevorzugte Bereich ist 0,2 bis 0,5%.
Cr (Chrom): Chrom verbessert nicht nur die Oxidationsbeständigkeit des Materials, sondern bildet auch ein Carbid und hierdurch trägt es in starkem Maße zu einer Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Obgleich die optimale zugegebene Chrommenge ein wenig größer als 1% unter dem Gesichtspunkt des Einflusses auf die Zeitstandfestigkeit von Gusstahlartikeln ist, ist die Zugabe einer größeren Chrommenge unter dem Gesichtspunkt der Gewährleistung einer Raumtemperaturfestigkeit durch erhöhte Härtbarkeit und der Verbesserung der Schlagzähigkeit erwünscht. Im Falle von Gussstahlmaterial gemäß vorliegender Erfindung sind die Mengen an anderen Elementen, die eine Funktion zur Erhöhung der Härtbarkeit ausüben, wie z. B. C, Mn und Mo auf ein Minimum herabgesetzt, um die Zähigkeit, Schweißbarkeit und Zeitstandfestigkeit des Gussstahlmaterials auf einem hohen Niveau zu halten. Deshalb muss die Menge an Cr erhöht werden, um die Härtbarkeit zu gewährleisten. Wenn die Menge an zugegebenem Cr weniger als 3% ist, wird keine ausreichende mechanische Festigkeit oder Zähigkeit erreicht. Andererseits wird, wenn sie mehr als 4,5% ist, die Zeitstandfestigkeit von Gussstahlartikeln verringert. Demgemäß sollte der Chromgehalt im Bereich von 3– 4,5% liegen. Der Vorzugsbereich ist 3,2–4,0%.
Mo (Molybdän): Mo bildet ein Carbid und ist deshalb zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit wirksam. Überdies ist Mo auch zur Verbesserung der Härtbarkeit und Zähigkeit wirksam. Insbesondere im erfindungsgemäßen Material ist Mo, zusammen mit W, ein Element, das zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit beiträgt. Die Ausgewogenheit zwischen den Mengen an Mo und W, die zugegeben werden, ist wichtig. Beim erfindungsgemäßen Gussstahlmaterial wird, wenn die Menge an zugegebenem Mo weniger als 0,2% ist, keine ausreichende Wirkung herbeigeführt, je nach der Menge an zugegebenem W, wie weiter unten beschrieben wird. Andererseits wird, wenn Mo in einer Menge von nicht weniger als 0,5% zugegeben wird, das Material während des Gebrauchs versprödet. Demgemäß sollte der Gehalt an Mo im Bereich von 0,2 bis weniger als 0,5% liegen. Der bevorzugte Bereich ist 0,3 bis 0,4%.
V (Vanadium): V bildet ein feines Carbid und trägt hierdurch in starkem Maße zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei. Beim Gussstahlmaterial gemäß vorliegender Erfindung wird, wenn die zugegebene Menge an V weniger als 0,2% beträgt, keine ausreichende Wirkung herbeigeführt. Andererseits wird, wenn sie mehr als 0,4% ist, eine Verringerung der Zähigkeit verursacht. Demgemäß sollte der Gehalt an V im Bereich von 0,2 bis 0,4% liegen. Der Vorzugsbereich ist 0,2 bis 0,3%.
W (Wolfram): W ist eines der wichtigsten Elemente im Gussstahlmaterial der vorliegenden Erfindung und bildet auch ein charakteristisches Element desselben. W löst sich in der Matrix auf Eisenbasis und trägt hiermit zur festen Lösungsverstärkung bei. Überdies übt W eine Funktion aus, die Aggregation und Vergröberung von Carbiden, die von anderen Legierungselementen wie Cr gebildet werden, zu unterdrücken, wodurch es in großem Maße zu einer Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit beiträgt. Wenn die zugegebene Menge an W weniger als 0,5% ist, verbessert W nicht ausreichend die Hochtemperaturfestigkeit. Andererseits wird, wenn sie mehr als 2% beträgt, eine Verringerung der Raumtemperatur-Duktilität und Zähigkeit verursacht, um die Schweißbarkeit herabzusetzen.
Demgemäß sollte der Wolframgehalt im Bereich von 0,5 bis 2% liegen. Der Vorzugsbereich ist 0,8 bis 1,6%.
Nb (Niob) und/oder Ta (Tantal): Nb und Ta bilden Carbide, wodurch sie zu einer Verbesserung der Hochtemperaturtestigkeit von Gussstahlartikeln beitragen. Jedoch müssen diese Carbide in Form von feinen Körnchen ausgefällt werden. Wenn Nb und/oder Ta in übermäßig großen Mengen zugegeben werden, werden proeutektoide grobe Carbide gebildet. Sie tragen nicht zu einer Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei, sondern verursachen vielmehr eine ausgesprochene Verringerung der Duktilität und Zähigkeit. Wenn die Menge an Nb und/oder Ta, die zugegeben wird, weniger als 0,01% beträgt, verbessert sie nicht die Hochtemperaturfestigkeit ausreichend. Andererseits werden, wenn sie mehr als 0,06% beträgt, proeutektoide grobe Carbide gebildet. Demgemäß sollte der Gehalt an Nb und/oder Ta im Bereich von 0,01 bis 0,06% liegen. Der Vorzugsbereich ist 0,02 bis 0,05%.
B (Bor): B ist ein Element, das für die Gewährleistung von Festigkeit und Zähigkeit wichtig ist. B löst sich in der Matrix und den Korngrenzen und führt hierbei zur Wirkung einer Erhöhung der Härtbarkeit von Gussstahlartikeln und Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit derselben. Wenn die Menge an B, die zugegeben wird, weniger als 0,01% beträgt, wird B in fester Lösung herabgesetzt, um eine Verringerung der Härtbarkeit zu bewirken, und es wird proeutektoider Ferrit ausgeschieden, um eine Verringerung der Festigkeit und Zähigkeit zu bewirken. Wenn die zugegebene Menge an B mehr als 0,01% ist, wird das Material versprödet. Demgemäß sollte die Bormenge im Bereich von 0,001 bis 0,01% liegen. Der bevorzugte Bereich ist 0,01 bis 0,005%.
Ti (Titan): Ti ist ein Element, welches ein Nitrit bildet und für die Gewährleistung der Härtungswirkung von B wichtig ist. Wenn der Gehalt an N hoch ist, wird eine große Menge an BN an den Korngrenzen ausgefällt. Dies setzt die Menge an B, die in fester Lösung vorliegt, herab und erniedrigt somit die Härtungswirkung von B, so dass die Ausfällung von Ferrit gefördert wird, um eine Verringerung der Festigkeit und Zähigkeit zu bewirken. Deshalb wird Ti als Mittel zur Gewährleistung einer Härtungswirkung durch Zugabe einer kleinen Menge von B bewirkt, unter Bildung eines Nitrits (TiN). Dies kann verhindern, dass B ein Nitrit (BN) bildet, und hierbei dient es zur Gewährleistung der Härtbarkeit infolge der Anwesenheit von B in fester Lösung. Wenn die zugegebene Menge an Ti weniger als 0,005 beträgt, tritt die vorher beschriebene Wirkung nicht auf. Andererseits wird eine Verringerung der Zähigkeit verursacht, wenn sie mehr als 0,045% ist. Demgemäß sollte die Titanmenge im Bereich von 0,005 bis 0,045% liegen. Der Vorzugsbereich ist 0,01 bis 0,03%.
Al (Aluminium): wie Ti, fixiert AlN (in Form von AlN), wodurch es eine Funktion zur Erhöhung der in fester Lösung vorliegenden Menge an B ausübt, und maximiert die Wirkung von B. Wenn die zugegebene Menge an Al weniger als 0,006% ist, tritt diese Wirkung nicht auf. Andererseits wird eine Verringerung der Zähigkeit verursacht, wenn sie mehr als 0,015% beträgt. Demgemäß sollte der Aluminiumgehalt im Bereich von 0,006 bis 0,015% liegen. Der bevorzugte Bereich ist 0,008 bis 0,012%.
N (Stickstoff): N ist ein schädliches Element beim erfindungsgemäßen Gussstahlmaterial. Zur Maximierung der Härtungswirkung von B sollte der Gehalt an N so gering wie möglich sein. Im Speziellen wird an den Korngrenzen eine große Menge von BN ausgefällt, wenn der Gehalt an N hoch ist. Dies erniedrigt die Menge an in fester Lösung vorliegendem B und setzt die Härtungswirkung von B deshalb herab, so dass die Ausfällung von proeutektoidem Ferrit gefördert wird, was eine Verringerung der Festigkeit und Zähigkeit von Gussstahlartikeln verursacht. Deshalb wird die Härtungswirkung von B durch Veränderung des Borgehalts proportional zum Stickstoffgehalt gewährleistet. Wenn jedoch der Gehalt an N 0,01% oder mehr ist, ist eine große Menge B erforderlich, um eine Erhöhung der Menge der erhaltenen Ausfällung (BN) zu bewirken und somit eine Versprödung des Materials. Obgleich es erwünscht ist, dass der Gehalt an N so nieder wie möglich ist, sind beträchtliche Stahlherstellungskosten erforderlich, um den Gehalt an N auf 0,005% oder weniger zu verringern. Demgemäß sollte der Gehalt an N größer als 0,005% und weniger als 0,01% sein. Bei vorliegender Erfindung sind Ti und Al zur Fixierung von N zugegebene Elemente, das die Wirkung der B-Zugabe stört. Um zu ermöglichen, dass Ti und Al ihre Funktion als nitritbildende Elemente wirksam ausüben, dürfen diese Ti und Al nicht durch Sauerstoff verbraucht werden. Bei vorliegender Erfindung ist der Sauerstoffgehalt deshalb strikt begrenzt unter Anbetracht dieses Verhältnisses mit den Gehalten an N und den zuvor genannten nitritbildenden Elementen. Die vorliegenden Erfinder fanden jetzt, dass, das zur Minimierung der Ausfällung von B (d. h. BN) und Bildung einer starken Härtungswirkung durch Zugabe einer kleinen Menge von B die in fester Lösung vorliegende Menge an N folgendem Verhältnis genügen müssen: N – 0,29 {Ti – 1,5 (0–0,89 Al)} ≤ 0,0060%
So wird die Härtungswirkung von B ausreichend gezeigt, um eine Balnitstruktur zu bilden, und es kann eine ausreichende Festigkeit, Zähigkeit und eine ausreichende Zeitstandfestigkeit gewährleistet werden.
Wie zuvor beschrieben, bildet O (Sauerstoff) leicht die Oxide von Al und Ti (insbesondere das Oxid von Ti). Somit verbraucht O Ti und verhindert damit, dass Ti eine Funktion als Element zur Bindung von N ausübt. Demzufolge ist es erwünscht, dass der Gehalt an O so gering wie möglich ist. Überdies muss, da O Einschlüsse vom Oxidtyp bildet und hierdurch Materialeigenschaften vermindert, der Gehalt an O unter diesem Gesichtspunkt auf ein Minimum herabgesetzt werden. Nach Kenntnis vorliegender Erfinder ist es erwünscht, dass der Gehalt an O nicht mehr als 0,008% (unter Einschluss von 0%) beträgt. Der Vorzugsbereich ist bis zu 0,004%.
P (Phosphor): P ist ein Verunreinigungselement. Der Gehalt an P muss durch ausreichendes Entfernen im Schmelzzustand verringert werden. Insbesondere verursacht P Brüchigkeit beim Anlassen, wodurch es die Zähigkeit des Materials während der Benutzung vermindert. Demgemäß sollte der Gehalt an P nicht mehr als 0,015% (einschließlich 0%) sein. Der Vorzugsbereich ist bis zu 0,01%.
S (Schwefel): wie P ist S ein Verunreinigungselement. Der Gehalt an S muss auf ein Minimum herabgesetzt werden, weil F dazu neigt, eine Trennung während der Verfestigung des geschmolzenen Stahls einzugehen und mikroskopische Mängel (oder Mikroporosität) zu bilden. Demgemäß sollte der Gehalt an S nicht mehr als 0,007% (einschließlich 0%) sein. Der bevorzugte Bereich ist bis zu 0,004%.
Nunmehr wird weiter unten das Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters unter Verwendung des zuvor beschriebenen Gussstahlmaterials beschrieben. Das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Produkt ist ein Druckbehälter, der in einer Umgebung hoher Temperatur verwendet werden soll und eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und insbesondere hohe Zeitstandfestigkeit erfordert. Überdies muss er eine hervorragende Schweißbarkeit besitzen, da dieser Druckbehälter ein Gussstahlartikel ist und unvermeidlich einer Reparatur durch Schweißen unterzogen werden kann. Aus diesem Grund muss der Druckkessel eine gute Zähigkeit besitzen. Unter diesem Gesichtspunkt ist es sehr wichtig, dass das erfindungsgemäße Verfahren Wärmebehandlungen unter solchen Bedingungen umfasst, dass die zuvor genannten Eigenschaften entwickelt werden.
(1) Normalisierungsbehandlung
(i) Normalisierungstemperatur: vor dem Abschrecken wird der Gussstahlartikel der Normalisierungsbehandlung als Vorbehandlung unterzogen. Der Zweck dieser Normalisierungsbehandlung ist die Minimierung eines Phänomens, welches bewirkt, dass Legierungselemente uneinheitlich im Gussmaterial verteilt werden (d. h., die sogenannte Trennung), wodurch ein homogenes [sic!] Material erhalten wird. Demgemäß wird der Gussstahlartikel in einem so hohen Temperaturbereich wie möglich gehalten, um die Wirkung der Förderung der Diffusion von Atomen in der Matrix hervorzubringen, und hierdurch die Trennung, welche während der Verfestigung auftritt, zu verringern.
Überdies sind im Gussstahlmaterial vorliegender Erfindung Nb und/oder Ta enthalten. Diese Elemente bilden Carbide, weshalb sie die Hochtemperaturfestigkeit verbessern. In diesem Fall müssen die Carbide feinkörnig sein. In dem as-Gussmaterial sind proeutektoide grobe Carbide als Ergebnis der zuvor beschriebenen Trennung gebildet. Diese Carbide tragen als solche nicht völlig zu einer Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei, sondern verursachen vielmehr eine Verringerung der Duktilität und Zähigkeit. Infolgedessen ist es notwendig, feine Carbide durch Auflösen von Nb und/oder Ta in der Matrix zu erhalten und sie wieder uszufällen. Dieser Zweck wird durch die Stufe der Normalisierungsbehandlung erreicht.
Überdies ist B im Gussstahlmaterial gemäß vorliegender Erfindung enthalten. Wenn der Niederschlag von B (in Form von BN), der während der Verfestigung gebildet wird, in einem so hoch wie möglichen Temperaturbereich gehalten wird, wird B in der Matrix gelöst und bringt die Wirkung einer Erhöhung der Härtbarkeit hervor. Um den gleichen Zweck in der Abschreckungsstufe zu erreichen, ist es erforderlich, die Abschrecktemperatur zu erhöhen. Jedoch vergröbert eine derartige Erhöhung der Abschrecktemperatur Kristallkörner und vermindert deshalb die Duktilität und Zähigkeit.
Wenn die Normalisierungstemperatur unterhalb 1.000°C liegt, wird keine ausreichende Diffusion von Atomen verursacht. Ferner ist die in der Matrix gelöste Menge von NB und/oder Ta übermäßig gering, und die Menge von in der Matrix gelösten B ist ebenfalls übermäßig gering. Andererseits wird die Wirkung der Normalisierungsbehandlung bei einer Normalisierungstemperatur von 1.150°C gesättigt. Demgemäß sollte die Normalisierungstemperatur im Bereich von 1.000– 1.150°C liegen.
Nach dieser Normalisierungsbehandlung wird der Gussstahlgegenstand auf eine Temperatur im Bereich von 200°C und darunter abgekühlt, was die Umwandlung von der Hochtemperaturphase (Austenit) zur Raumtemperaturphase (Bainit) vervollständigt. Deshalb verschwinden während der Normalisierungsbehandlung gebildete grobe Kristallkörner bei der folgenden Abschreckbehandlungsstufe, so dass eine geeignete Korngröße während der Abschreckbehandlung erhalten werden kann.
(ii) Normalisierungszeit: die Normalisierungszeit ist insofern wichtig, als sie die Diffusion von Legierungselementen beeinflusst. Sie ist auch wichtig, bei der Verursachung mindestens eines der Elemente Nb und Ta sowie B ausreichend zu lösen. Wenn die Normalisierungszeit weniger als 10 Stunden beträgt, wird keine ausreichende Diffusion oder Auflösung erreicht. Andererseits wird die Wirkung der Normalisierungsbehandlung in 30 Stunden gesättigt. Demgemäß sollte die Normalisierungszeit im Bereich von 10 bis 30 Stunden liegen.
(2) Abschreckbehandlung
(i) Erwärmungstemperatur beim Abschrecken: die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken (oder Lösungstemperatur) beeinflusst die Korngröße des Materials in hohem Maße. Wenn die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken übermäßig hoch ist, werden die Kristallkörner vergröbert, unter Bewirken einer Verringerung der Duktilität und Zähigkeit des Materials. Andererseits wird, wenn die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken übermäßig nieder ist, eine Verringerung der Zeitstandfestigkeit, Festigkeit und Zähigkeit infolge der Ausfällung proeutektoiden Ferrits verursacht. Aus diesem Grund ist eine geeignete Temperatursteuerung erforderlich.
Im Falle des erfindungsgemäßen Gussstahlmateriats werden die Kristallkörner, wenn die Abschreckbehandlung (oder Lösungsbehandlung) bei einer Temperatur von über 1.070°C durchgeführt wird, so grob, dass keine ausreichende Duktilität oder Zähigkeit erhalten wird. Andererseits wird, wenn die Temperatur für die Abschreckbehandlung (oder Lösungsbehandlung) unterhalb 970°C liegt, die Abschreckwirkung in einem solchen Ausmaß erniedrigt, dass keine befriedigenden Materialeigenschaften erhalten werden. Demgemäß sollte die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken (oder Lösungstemperatur) im Bereich von 970° bis 1.070°C liegen.
(ii) Verweilzeit bei der Erwärmungstemperatur beim Abschrecken:
die Verweilzeit bei der Erwärmungstemperatur beim Abschrecken ist derart, dass die zuvor beschriebene Abschreckwirkung in vollstem Ausmaß erreicht wird. Wenn die Verweilzeit weniger als 5 Stunden beträgt, können sich Legierungselemente nicht in der Matrix von Fe (Eisen) lösen. Ferner verursacht dies ein Problem, indem die Trennung oder lokale Konzentration von Legierungselementen nicht ausreichend ausgeschlossen wird. Andererseits wird die Wirkung der Lösungsbehandlung in 30 Stunden gesättigt. Wenn die Verweilzeit 30 Stunden überschreitet, vergröbern sich die Kristallkörner im Gegenteil, unter Verursachung einer Verringerung der Duktilität und Zähigkeit des Materials. Demgemäß sollte die Verweilzeit bei der Erwärmungstemperatur beim Abschrecken im Bereich von 5–30 Stunden liegen.
(iii) Kühlungsrate beim Abschrecken:
die Kühlungsrate beim Abschrecken beeinflusst die Festigkeit und Zähigkeit des Materials stark. Wenn die Kühlungsrate beim Abschrecken gering ist, werden keine befriedigende Zeitstandfestigkeit, Festigkeit oder Zähigkeit infolge der Ausfällung von proeutektoidem Ferrit erreicht. Demgemäß ist es notwendig, die Kühlrate beim Abschrecken zu erhöhen. In der Praxis ist es denkbar, wenn ein Gussstahlartikel mit großen Abmessungen abgeschreckt wird, die Kühlungsrate durch Eintauchen desselben in Öl oder Wasser zu erhöhen. Jedoch kann dieses Probleme verursachen, wenn der Gussstahlartikel eine komplizierte Gestalt hat, wie z. B. eine Deformation und Risse. Bei vorliegender Erfindung sollten infolgedessen die Obergrenze der Kühlrate 50°C pro Minute, und die Untergrenze derselben 1°C pro Minute sein, bis die Temperatur verschiedener Teile des Gussstahlartikels von der Abschreckausgangstemperatur auf 600°C abgefallen ist. Es ist ein hervorstechendes Merkmal des Gussstahlmaterials gemäß vorliegender Erfindung, dass seine Härtbarkeit auch bei einer Kühlungsrate von 1°C pro Minute gewährleistet sein kann, um dementsprechend eine hohe mechanische Stärke zu erreichen.
(3) Anlassbehandlung
(i) Anlasstemperatur und -zeit:
der Zweck der Anlassbehandlung ist das Ausschließen jeglicher Mängel, die während des Abschreckens eingeführt werden, um hierdurch ein Material mit guter Zähigkeit zu liefern. Die mechanische Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit des Materials schwankt gemäß dieser Wärmebehandlungstemperatur und Verweilzeit.
Wenn die Anlasstemperatur höher und die Verweilzeit länger wird, schreitet die Anlassbehandlung weiter fort. Dies bewirkt eine Verringerung der Festigkeit des Materials, jedoch eine Verbesserung der Duktilität und Zähigkeit.
Andererseits zeigt, wenn die Anlasstemperatur geringer, und die Verweilzeit kürzer wird, das Material eine Verbesserung der Festigkeit, jedoch eine Verringerung der Duktilität und Zähigkeit. Demzufolge müssen die Anlasstemperatur und -zeit strikt gesteuert werden.
Wenn die Anlassbehandlung in einem Temperaturbereich von mehr als 740°C durchgeführt wird, hat das erhaltene Material eine gute Duktilität und Zähigkeit, zeigt jedoch eine Verringerung der mechanischen Festigkeit. Wenn die Anlassbehandlung in einem Temperaturbereich von unterhalb 680°C durchgeführt wird, werden befriedigend hohe mechanische Festigkeit, jedoch eine Verringerung der Duktilität und Zähigkeit erhalten. Demgemäß sollte die Temperatur der Anlassbehandlung im Bereich von 680° bis 740°C liegen.
Wenn die Zeit der Anlassbehandlung weniger als 5 Stunden beträgt, wird keine ausreichende Auflösung oder Diffusion erreicht, und keine ausreichende Menge von feinen Kohlenstoffnitriden werden ausgefällt. Demzufolge werden keine ausreichende Zeitstandfestigkeit, Duktilität oder Zähigkeit erhalten.
Andererseits wird die Wirkung der Anlassbehandlung in 20 Stunden gesättigt. Zusätzlich wird die mechanische Festigkeit des Materials verringert, wenn die Anlassbehandlung mehr als 20 Stunden durchgeführt wird. Demgemäß sollte die Zeit der Anlassbehandlung im Bereich von 5–20 Stunden liegen.
BEISPIELE
Vorliegende Erfindung wird anhand nachfolgender Beispiele spezieller erklärt.
Die chemischen Zusammensetzungen von zu Testzwecken benutzten Materialien sind in Tabelle 1 gezeigt. Alle Materialien wurden durch Schmelzen der Komponenten in einem 50 kg Vakuumschmelzofen und Gießen der erhaltenen Schmelze in eine Form aus Formsand hergestellt. Die so geformten Gussstahlgegenstände wurden als Teststücke benutzt.
In Tabelle 1 sind die mit einem * markierten Werte außerhalb des Zusammensetzungsbereichs der vorliegenden Erfindung. Die Testmaterialien (oder Gussstahlgegenstände), die derart durch Gießen erhalten wurden, wurden Wärmebehandlungen unterzogen, welche den Wärmebehandlungsbedingungen genügten, welche durch das erfindungsgemäße Verfahren, wie in Tabelle 2 gezeigt, ausgewiesen sind. Sodann wurden zur Prüfung des Einflusses von Veränderungen der Zusammensetzung die wärmebehandelten Testmaterialien einem Zugtest, Zähigkeitstest und einem Zeitstandfestigkeitstest unterzogen.
Wie aus Tabelle 2 ersichtlich, besitzen die Gussstahlmaterialien gemäß vorliegender Erfindung (d. h., die erfinderischen Materialien) eine gut ausgewogene Kombination von Festigkeit, Duktilität (z. B. Dehnung und Flächenverringerung) sowie Schlagzähigkeit, und sie zeigen übereinstimmend hohe Eigenschaftswerte. Im Vorliegenden ist der Begriff "50% FATT" eine Abkürzung für die Brucherscheinungs-Übergangstemperatur (fracture appearance transition temperature). Geringere Werte von 50%FATT zeigen eine bessere Schlagzähigkeit an. Ferner hat ein Material mit guter Schlagzähigkeit in der Regel eine gute Schweißbarkeit.
Im Gegensatz hierzu besitzen die Vergleichsmaterialien eine schlecht ausgewogene Kombination von Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit. Insbesondere ist ihre Schlagzähigkeit vergleichsweise schlechter. Bei den Testbedingungen, die für die Zeitstandfestigkeitstests benutzt wurden, wurden die Temperatur und Beanspruchung konstant gehalten. Infolgedessen kann gesagt werden, dass Materialien, die eine längere Bruchzeit zeigen, eine höhere Zeitstandfestigkeit besitzen. Somit kann gesehen werden, dass die Gussstahlmaterialien gemäß vorliegender Erfindung auch in ihrer Zeitstandfestigkeit den Vergleichsmaterialien überlegen sind.
Dann wurden verschiedene Gussstahlmaterialien gemäß vorliegender Erfindung getestet, um den Einfluss auf verschiedene Eigenschaften der durch das erfindungsgemäße Verfahren ausgewiesenen Wärmebehandlungsbedingungen zu prüfen. Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass, die erhaltenen Produkte, wenn sie Wärmebehandlungen unterzogen wurden, welche die Wärmebehandlungsbedingungen, die durch das erfindungsgemäße Verfahren ausgewiesen sind, befriedigen, eine gut ausgewogene Kombination von Festigkeit, Duktilität (wie z. B. Dehnung und Flächenverringerung) sowie Schlagzähigkeit besitzen und übereinstimmend hohe Eigenschaftswerte zeigen. Im Gegensatz hierzu haben die erhaltenen Produkte, wenn sie Wärmebehandlungen unterzogen werden, welche die durch das erfindungsgemäße Verfahren ausgewiesenen Wärmebehandlungsbedingungen nicht erfüllen, eine schlecht ausgewogene Kombination von Eigenschaften.
Wenn die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken geringer als ihr ausgewiesener Bereich ist, oder die Kühlrate beim Abschrecken geringer als ihr ausgewiesener Bereich ist, im Vergleich zu den durch das erfindungsgemäße Verfahren ausgewiesenen Wärmebehandlungsbedingungen, neigt die Ausfällung von proeutektoidem Ferrit dazu, aufzutreten, und die erhaltenen Druckbehälter (oder Gussstahlgegenstände) zeigen eine Verringerung der Festigkeit, Zähigkeit und Zeitstandsfestigkeit.
Wenn die Erwärmungstemperatur beim Abschrecken höher als ihr angegebener Bereich ist, wird die Korngröße so groß, dass die erhaltenen Produkte eine Verringerung der Duktilität und Zähigkeit zeigen.
Wenn die Anlasstemperatur höher als ihr ausgewiesener Bereich ist, haben die erhaltenen Produkte eine gute Duktilität und Zähigkeit, jedoch eine geringe Festigkeit. Andererseits haben die erhaltenen Produkte, wenn die Anlasstemperatur geringer als ihr ausgewiesener Bereich ist, eine hohe Festigkeit, zeigen jedoch eine geringe Duktilität und Zähigkeit.

Claims

Gegossenes Stahlmaterial für Druckbehälter, das auf einer Gewichtsprozentbasis 0,04 bis 0,1% C, 0,1 bis 0,4% Si, mehr als 0% und bis zu 0,2% Mn, 0,1 bis 0,8% Ni, 3 bis 4,5% Cr, 0,2 bis weniger als 0,5% Mo, 0,2 bis 0,4% V, 0,5 bis 2% W, 0,01 bis 0,06% Nb und/oder Ta, 0,001 bis 0,01% B, 0,005 bis 0,045% Ti, 0,006 bis 0,015% Al, mehr als 0,005% und weniger als 0,01% N, 0 bis 0,008% 0, 0 bis 0,015% P, als eine Verunreinigung und 0 bis 0,007% S als eine Verunreinigung enthält, wobei der restliche Hauptlegierungsbestandteil Fe mit beiläufigen Verunreinigungen ist, unter der Maßgabe, dass die zuvor genannten Gehalte von Ti, Al, O und N die folgende Beziehung erfüllen: N – 0,29{Ti – 1,5(O – 0,89 Al)} ≤ 0,0060%
Verfahren zur Herstellung eines Druckbehälters, bei dem man ein Gussstahlmaterial für Druckbehälter, wie in Anspruch 1 beansprucht, gießt, um einen gegossenen Stahlartikel in Form eines Druckbehälters zu bilden, den Stahlgussartikel normalisiert, indem man ihn 10 bis 30 Stunden bei einer Temperatur von 1.000 bis 1.150°C belässt und ihn auf 200°C oder darunter abkühlt, den Stahlgussartikel abschreckt, indem man ihn 5 bis 30 Stunden bei einer Temperatur von 970 bis 1.070°C belässt, ihn mit einer Kühlrate von 1 bis 50°C pro Minute abkühlt, bis die Temperatur verschiedener Teile des Materials 600°C erreicht und ihn weiterhin auf 200°C oder darunter abkühlt und den Stahlgussartikel anlässt, indem man ihn 5 bis 20 Stunden bei einer Temperatur von 680 bis 740°C belässt.