DE69422028T2

DE69422028T2 - Martensitischer wärmebeständiger stahl mit hervorragender erweichungsbeständigkeit und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number: DE69422028T2
Application number: DE69422028T
Authority: DE
Inventors: Toshio Fujita; Yasushi Nippon Steel Corporation Hasegawa; Nobuo Nippon Steel Corporation Mizuhashi; Hisashi Nippon Steel Corporation Naoi; Masahiro Nippon Steel Corporation Ohgami
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-12-28
Filing date: 1994-12-28
Publication date: 2000-03-30
Anticipated expiration: 2014-12-29
Also published as: US5650024A; EP0688883A4; DE69422028D1; EP0688883B1; WO1995018242A1; CN1039036C; EP0688883A1; CN1119878A

Description

GEBIET DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen martensitischen, wärmebeständigen Stahl und genauer auf einen martensitischen, wärmebeständigen Stahl mit hervorragender Erweichungsbeständigkeit und die Verwendung in einer Hochtemperatur- und Hochdruckumgebung.

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Kessel von Wärmeenergiekraftwerken sind in den letzten Jahren unter Bedingungen von sehr hoher Temperatur und hohem Druck betrieben worden. Ein Teil von ihnen sind vorgesehen, bei 566ºC und 316 bar betrieben zu werden. Es wird geschätzt, daß einige von ihnen in der Zukunft bei 649ºC und 352 bar betrieben werden. Folglich werden Materialien für solche Kessel unter extrem harten Bedingungen verwendet werden.
Wenn die Betriebstemperatur 550ºC übersteigt, werden die in den Kesseln verwendeten Materialien geändert werden, beispielsweise von ferritischem 2 · 1/4% Cr-1% Mo-Stahl zu austenitischem Stahl hoher Qualität wie 18-8-Edelstahl aus Sicht der Oxidationsstabilität und Hochtemperaturstabilität. Folglich werden aktuelle Materialien sehr hoher Qualität und hoher Kosten verwendet.
Stahlmaterialien mit einer mittleren Qualität zwischen 2 · 1/4% Cr-1% Mo-Stahl und austenitischem Edelstahl sind in den letzten Dekaden erforscht worden. Kesselrohrstähle, die eine mittlere Menge Chrom enthalten, wie 9%-Cr-Stahl und 12%-Cr- Stahl sind auf der Basis der oben beschriebenen Forderungen entwickelt worden. Einige der Stähle haben eine hohe Temperaturstabilität und Zeitstandfestigkeit im Vergleich zu austenitischen Stählen durch Ausscheidungshärtung oder Festlösungsverfestigung erreicht, die durch Zugabe einer Auswahl an Legierungselementen als Basismaterialkomponenten bewirkt wird.
Die Zeitstandfestigkeit von wärmebeständigen Stählen wird durch Festlösungsverfestigung, wenn die Stähle für einen kurzen Zeitraum ausgehärtet worden sind, und durch Ausscheidungshärtung, wenn sie über einen langen Zeitraum ausgehärtet worden sind, bestimmt. Dies ist so, weil Festlösungsverfestigungselemente, die in den Stählen gelöst sind, zunächst als stabile Carbide wie M&sub2;&sub3;C&sub6; durch Aushärten in einigen Fällen ausgeschieden werden. Wenn jedoch die Stähle für einen noch längeren Zeitraum ausgehärtet werden, werden die Ausscheideprodukte durch Zusammenwachsen vergröbert, und infolgedessen wird die Zeitstandfestigkeit verringert. Viele Studien sind deshalb durchgeführt worden, die Festlösungsverfestigungselemente im Lösungszustand in den Stählen über ein langen Zeitraum ohne Ausscheidung zu halten, um die hohe Zeitstandfestigkeit der wärmebeständigen Stähle zu erhalten.
Beispielsweise offenbaren die ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen (Kokai) Nr. 63-89644, 61-2331139 und 62-297435 ferritische, wärmebeständige Stähle, die eine weit höhere Zeitstandfestigkeit als ein herkömmlicher ferritischer, wärmebeständiger Stahl mit Mo-Zusatz durch die Verwendung von W als Festlösungsverfestigungselement erzielen kann. Viele dieser Stähle besitzen eine getemperte Martensit-Einzelphase als ihre Struktur, und es wird angenommen, daß sie die nächste Generation von Materialien zur Verwendung in Hochtemperatur- und Hochdruckumgebungen aufgrund ihres Vorteils als ferritische Stähle mit ausgezeichneter Dampfoxidationsbeständigkeit und aufgrund ihrer hohen Stabilitätseigenschaften werden.
Andererseits verwenden ferritische, wärmebeständige Materialien die hohe Stabilität einer Martensitstruktur, die eine große Menge von Fehlordnungen enthält, oder ihre getemperte Struktur, die durch das Unterkühlungsphänomen der Phasenumwandlung aus einer austenitischen Einzelphasenregion zu (Ferrit- + Carbid- Ausscheidung) der herzustellenden Phase in Folge der Abkühlung während der Wärmebehandlung gebildet wird. Dementsprechend werden, wenn die Struktur einem Wärmekreislauf des Wiedererhitzens der austenitischen Einzelregion unterworfen wird, beispielsweise wenn die Struktur Schweißwärmeeinfluß unterworfen wird, die Fehlordnungen hoher Dichte erneut vermindert, und die Stabilität nimmt manchmal lokal in der Schweiß-HAZ (Wärmeeinflußzone) ab.
Insbesondere unter dieses Teilen, die auf eine Temperatur von wenigstens dem Ferrit-Austenit-Umwandlungspunkt wiedererhitzt werden, werden die Teile, die auf eine Temperatur nahe des Umwandlungspunktes erhitzt werden, beispielsweise etwa 900 bis 1000ºC im Fall von 9%-Zr-Stahl, und über einen kurzen Zeitraum wieder abgekühlt werden, Martensitumwandlung unterworfen, während Austenitkörnchen nicht ausreichend wachsen, um zu einer feinen Kornstruktur zu werden. Außerdem werden M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide, die ein Hauptfaktor bei der Verbesserung der Materialstabilität durch Ausscheidungshärtung sind, nicht wieder gelöst, und der Mechanismus zur Auslösung einer Abnahme der Hochtemperaturstabilität wie Umbau der Aufbaukomponenten der Carbide oder Carbidvergröberung kann gemeinsam auf den Teil wirken, um lokal eine erweichte Zone zu werden. Das weichzonen-bildende Phänomen wird zweckmäßigerweise "HAZ-Erweichung" genannt.
DE-A-42 12 966 offenbart einen mit Stickstoff gemischten martensitischen wärmebeständigen Stahl, der 14-18% Cr, 0,5-3% Mo, 0,5-3% W, 0,2-1% V, 0,3-2% Nb und 0,2-1% N umfaßt der Nitrid vom Typ CrN mit etwa 80% Cr umfaßt.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben detaillierte Studien der Weichzone durchgeführt und herausgefunden, daß die Abnahme der Festigkeit hauptsächlich durch eine Änderung der Aufbauelemente in den M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden verursacht wird. Als Ergebnis der weiteren Untersuchung entdeckten sie, daß, wenn hochstabiler martensitischer, wärmebeständiger Stahl Schweißwärmeeinfluß unterworfen wird, Mo oder W, die besonders wichtig bei seiner Festlösungsverfestigung sind, in dem Aufbauelement M von M&sub2;&sub3;C&sub6; in einer großen Menge und den Ausscheidungen an den Korngrenzen der feinen Kornstrukturen gelöst werden, und daß folglich eine Mo- oder W-abgereicherte Zone nahe der austentischen Korngrenzen gebildet wird, was zu einer lokalen Abnahme der Zeitstandfestigkeit führt.
Dementsprechend ist die Abnahme der durch Schweißwärmeeinfluß verursachten Zeitstandfestigkeit für wärmebeständige Materialien kritisch nachteilig. Es ist offensichtlich, daß sich der Stand der Technik auf Optimierung der Wärmebehand lung richtet, und Schweißen kann die Probleme nicht lösen. Außerdem ist es offensichtlich, daß eine Gegenmaßnahme der vollständigen Austenisierung eines erneut geschweißten Teiles, der als einzige Lösung erkannt worden ist, nicht praktiziert werden kann, wenn das Verfahren der Konstruktion und Durchführung von Arbeiten im Energiekraftwerk in Erwägung gezogen wird. Dementsprechend ist es klar, daß die Offenbarung des "HAZ-Erweichungs"-Phänomens in einem herkömmlichen wärmebeständigen martensitischen oder ferritischen Stahl unvermeidlich ist.
Ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist es, den Nachteil herkömmlichen Stahls zu überwinden, nämlich einer lokalen Weichzone in einer Schweiß-HAZ, die durch Umbau und Vergröberung von M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden verursacht wird, zu vermeiden.
Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist es zu verhindern, daß Mo oder W in M&sub2;&sub3;C&sub6; in einer großen Menge gelöst werden, während das Stahlmaterial Schweißwärmeeinfluß unterworfen wird.
Um die oben erwähnten Gegenstände der vorliegenden Erfindung zu erreichen, werden die Zusammensetzung und die Ausscheidungsmenge von M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden in einer Schweiß-HAZ kontrolliert.
AIs Ergebnis der intensiven Untersuchung des "HAZ-Erweichungs"-Phänomens, um die oben erwähnten Gegenstände zu erreichen, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung entdeckt, daß Ti, Zr, Ta und Hf jeweils eine extrem starke Affinität zu C in dem Komponentsystem des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung haben, daß Carbide dieser Elemente Ausscheidungskerne von auszuscheidenden MrCb- Carbiden in der getemperten Martensitstruktur des Stahls der vorliegenden Erfindung werden und sich diese Elemente im Festlösungzustand zur selben Zeit in der Materialkomponente M in den Carbiden lösen, daß, wenn die Festlösungsmenge in der Materialkomponente M in einem speziellen Bereich ist, die Zeitstandfestigkeit der Schweiß-HAZ auf nur einen extrem kleinen Wert innerhalb der Abweichung der Zeitstandfestigkeit des Basismaterials im Vergleich zu dessen Zeitstandfestigkeit abfällt und daß infolgedessen die Schweiß-HAZ kein "HAZ-Erweichungs"-Phänomen mehr zeigt.
Das folgende Verfahren ist entwickelt worden, um die Entdeckung zu realisieren.
Zuerst werden, da die Ausscheidungen von Ti, Zr, Ta und Hf jeweils fein und geeignet sein müssen, das heißt, daß alle Ausscheidungen Carbide und Carbonitride sein müssen, diese Elemente jeweils zu dem geschmolzenen Stahl in einem Zustand niedriger Sauerstoffkonzentration unmittelbar vor Beendigung der Veredlung zugegeben. Als zweites wird, da diese Ausscheidungen von Ti usw. Ausscheidungskerne von M&sub2;&sub3;C&sub6; innerhalb der getemperten Martensitstruktur ausscheiden müssen und im Festlösungzustand in den resultierenden Carbiden in geeigneten Mengen gelöst werden müssen, die Stahlplatte wie folgt verarbeitet: Die Stahlplatte, die einer Festlösungswärmebehandlung unterworfen worden ist, wird einem Kühlungsstopp bei einer Temperatur von 950 bis 1000ºC im Verlauf des Kühlens unterworfen, und die Stahlplatte wird bei der Temperatur für einem vorbestimmten Zeitraum zum ausreichenden Ausscheiden feiner Carbide von Ti usw. gehalten.
Wie oben beschrieben, werden, wenn ein Stahlmaterial mit einer Martensitstruktur, in der feine Carbide von Ti usw. ausgeschieden werden, getempert wird, M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbide ausgeschieden, während die Carbide von Ti usw. als Ausscheidungskerne verwendet werden. M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide und die feinen Carbide von Ti, Zr, Ta und Elf werden wechselseitig ineinander gelöst, und schließlich werden M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide, in denen Ti, Zr, Ta und Hf in dem vorgeschriebenen Bereich in der Materialkomponente M feststoffgelöst werden, in der getemperten Martensitstrukur gebildet. Infolgedessen wird die Zeitstandfestigkeit der Schweiß-HAZ deutlich verbessert.
Das heißt, die vorliegende Erfindung stellt einen martensitischen, wärmebeständigen Stahl zur Verfügung, der ausgedrückt als Masseprozent 0,01 bis 0,30% C, 0,02 bis 0,80% Si, 0,20 bis 1,00% Mn, 5,00 bis 18,00% Cr, 0,005 bis 1,00% Mo, 0,20 bis 3,50% W, 0,02 bis 1,00% V, 0,01 bis 0,50% Nb, 0,01 bis 0,25% N, bis zu 0,030% P, bis zu 0,010% S, bis zu 0,020% O, wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Ti, Zr, Ta und Hf besteht, in einer Menge von 0,005 bis 2,0% für jedes der Elemente, wenn nötig, wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Co, Ni und Cr besteht, in einer Menge von 0,2 bis 5% für jeweils Co und Ni und 0,2 bis 2,0% für Cu und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfaßt und der in der getemperten martensitischen Struktur ausgeschiedenen M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide besitzt, wobei der Wert von (Ti% + Cr% + Ta% + Hf%) in der Metallkomponente M 5 bis 65% ist. Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung besagten wärmebeständigen Stahls zur Verfügung, das die Schritte Zugabe wenigstens eines Elementes, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Ti, Zr, Ta und Hf besteht, zu einem geschmolzenen Stahl während des Zeitraumes von 10 Minuten vor Abschluß der Veredlung zu deren Abschluß, Unterwerfen des Stahls einem temporären Kühlungsstopp bei einer Temperatur von 950 bis 1000ºC im Verlauf der Kühlung des Stahls nach der Lösungsbehandlung, Halten des Stahls bei der Temperatur für 5 bis 60 Minuten und Tempern umfaßt. Die Erfindung ist in den Ansprüchen 1 und 3 definiert. Bevorzugte Ausführungen sind in den Ansprüchen 2 und 4 bis 6 definiert.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine Ansicht, die die stumpfe Kerbenform einer geschweißten Verbindungsnaht zeigt.
Fig. 2 ist eine Ansicht, die ein Verfahren zur Entnahme von Teststücken zum Analysieren der Ausscheidungen in einer Schweiß-HAZ zeigt.
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Zugabezeit von Ti, Zr, Ta und Hf und der Form und der mittleren Partikelgröße von Ti, Zr, Ta und Hf in dem Stahl zeigt.
Fig. 4 zeigt Graphen, die jeweils die Beziehung zwischen einer zeitweisen Kühlungsstopptemperatur nach der Lösungsbehandlung und einer Haltezeit danach und der Partikelgröße der ausgeschiedenen Carbide zeigt.
Fig. 5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einer zeitweisen Kühlungsstopptemperatur nach der Lösungsbehandlung und der Form und Struktur der Ausscheidungen in einer Schweiß-HAZ zeigt.
Fig. 6 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Differenz (D-CRS) zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolati on eines Basisstahls und der einer Schweiß-HAZ und dem Wert von M% (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden in der Schweiß-HAZ zeigt.
Fig. 7 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls, und dem Wert von Ti% + Zr% + Ta% + Hf% in dem Basisstahl zeigt.
Fig. 8 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Wert von M% (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden in der Schweiß-HAZ und der Festigkeit davon zeigt.
Fig. 9(a) und Fig. 9(b) sind Ansichten, die ein Verfahren zur Entnahme eines Teststücks für die Zeitstandfestigkeit aus einem Stahlrohr bzw. ein derartiges Verfahren aus einer Platte oder einem Blech zeigen.
Fig. 10(a) und Fig. 10(b) sind Ansichten, die ein Verfahren zur Entnahme eines Teststücks für die Zeitstandfestigkeit aus einer Schweißzone eines Stahlrohrs bzw. ein derartiges Verfahren aus einer Schweißzone einer Platte oder eines Blechs zeigen.
Fig. 11 (a) und Fig. 11 (b) sind Ansichten, die ein Verfahren zur Entnahme eines Teststücks für den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy aus einer Schweißzone eines Stahlrohrs bzw. ein derartiges Verfahren aus einer Schweißzone einer Platte oder eines Blechs zeigen.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGEN

Bevorzugte Ausführungen der vorliegenden Erfindung werden erläutert.
Zuerst werden die Gründe zur Einschränkung der Anteile der Komponenten in dem geschmolzenen Stahl der vorliegenden, oben erwähnten Erfindung nachstehend beschrieben. Ein Anteil, ausgedrückt in %, bedeutet einen Anteil in Masse %.
Obwohl C notwendig ist zum Erhalten der Stabilität des Stahls ist C in einem Anteil von weniger als 0,01% unzureichend zur Sicherstellung der Stabilität des Stahls. Wenn der Anteil an C 0,30% übersteigt, wird die Schweiß-HAZ merklich härter und infolgedessen entsteht Kaltrißbildung beim Schweißen. Dementsprechend definiert sich der Bereich des C-Anteils von 0,01 bis 0,30%.
Si ist wichtig zur Sicherstellung der Oxidationsbeständigkeit des Stahls und ist ebenso ein notwendiges Element als Reduktionsmittel. Si in einem Anteil von weniger als 0,02% ist unzureichend, und Si in einem 0,80% übersteigenden Anteil verringert die Zeitstandfestigkeit des Stahls. Dementsprechend definiert sich der Bereich des Si-Anteils von 0,02 bis 0,80%.
Mn ist eine nicht nur für die Reduktion notwendige Komponente, sondern auch zum Erhalten der Stabilität des Stahls. Die Zugabe von Mn in einem Anteil von wenigstens 0,20% ist zum Erhalten einer ausreichenden Wirkung nötig. Mn in einem 1,00% übersteigenden Anteil verringert manchmal die Zeitstandfestigkeit des Stahls. Dementsprechend definiert sich der Bereich des Mn-Anteils von 0,20 bis 1,00%. Cr ist ein für die Oxidationsbeständigkeit des Stahls wichtiges Element. Cr vereinigt sich gleichzeitig mit C in Form von Cr&sub2;&sub3;C&sub6; · Cr&sub7;C&sub3; usw., um feine Ausscheidungen in des Basisstahlmatrix zu bilden, und leistet einen Beitrag zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit des Stahls. Vom Standpunkt der Oxidationsbeständigkeit definiert sich die untere Grenze des Cr-Anteils auf 5,0%. Seine obere Grenze definiert sich auf 18,0% vom Standpunkt der Sicherstellung einer Hochtemperaturstabilität des Stahls und hinsichtlich der Einschränkung, eine martensitische Einzelphase zu erzielen.
W ist ein Element, das deutlich die Zeitstandfestigkeit durch Lösungshärten erhöht. W erhöht besonders Langzeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen von wenigstens 550ºC. Wenn W in einem 3,5% übersteigenden Anteil zugegeben wird, fällt es hauptsächlich an den Korngrenzen als intermetallische Verbindungen in einer großen Menge aus. Infolgedessen werden die Festigkeit und die Zeitstandfestigkeit des Basisstahls merklich verringert. Die obere Grenze des W-Anteils definiert sich deshalb auf 3,5%. Überdies ist W in einem Anteil von weniger als 0,20% unzureichend zur Erlangung der Wirkung der Festlösungsverfestigung. Dementsprechend definiert sich die untere Grenze des W-Anteils auf 0,20%.
Mo erhöht ebenso die Hochtemperaturstabilität des Stahls durch Festlösungsverfestigung. Mo in einem Anteil von weniger als 0,005% ist unzureichend zur Erlangung der Wirkung. Da Mo&sub2;C-Carbide in einer großen Menge ausfallen oder eine in termetallische Mo&sub2;Fe-Verbindung ausfällt, wenn der Anteil Mo 1,00% übersteigt, kann gleichzeitige Zugabe von Mo und W die Festigkeit des Basisstahls beträchtlich verringern. Dementsprechend definiert sich die obere Grenze des Mo-Anteils auf 1,00%.
V ist ein Element, das deutlich die Hochtemperaturzeitstandfestigkeit des Stahls erhöht, wenn es als Ausscheidungen ausfällt oder wenn es sich in der Matrix in derselben Weise wie W löst. In der vorliegenden Erfindung ist V in einem Anteil von weniger als 0,02% für die Ausscheidungshärtung des Stahls mit V-Ausscheidungen unzureichend, und andererseits bildet V in einem 1,00% übersteigenden Anteil Cluster von V-Carbiden oder -Carbonitriden, die die Festigkeit des Stahls verringern. Dementsprechend definiert sich der V-Anteil auf 0,02 bis 1,00%.
Nb-Ausscheidungen als NX-Carbide oder -Carbonitride erhöhen die Hochtemperaturstabilität des Stahls und leisten einen Betrag zur Festlösungsverfestigung. Wenn der Nb-Anteil weniger als 0,01% ist, sind die Zugabeeffekte nicht bemerkbar. Wenn der Nb-Anteil 0,50% übersteigt, werden grobe Ausscheidungen gebildet, die die Festigkeit verringern. Dementsprechend definiert sich der Zugabebereich des Nb-Anteils auf 0,01 bis 0,50%.
N wird in der Matrix oder den Ausscheidungen als Nitride und Carbonitride gelöst. N leistet einen Beitrag zum Lösungshärten und Ausscheidungshärten des Stahls in erster Linie in Form von VN, NbN oder ihren Carbonitriden. N in einem Zugabeanteil weniger als 0,01% zeigt fast keinen Beitrag zur Verfestigung des Stahls. Überdies definiert sich die obere Grenze seines Zugabeanteils auf 0,25%, während die obere Grenze seines Zugabeanteils in dem geschmolzenen Stahl in Übereinstimmung mit dem Cr-Zugabeanteil von bis zu dem Maximalwert von 18% in Erwägung gezogen wird.
Die Zugabe von Ti, Zr, Ta und Hf leistet einen Beitrag zur Grundlage der vorliegenden Erfindung. Die Zugabe dieser Elemente und das Verfahren der vorliegenden Erfindung realisieren die Verhinderung der "HAZ-Erweichung" in dem Stahl der Erfindung. Ti, Zr, Ta und Hf besitzen eine extrem starke Affinität zu C in dem Komponentsystem des Stahls der Erfindung und lösen sich in M von M&sub2;&sub3;C&sub6; als Grunde lemente, um seine Zersetzungstemperatur zu erhöhen. Dementsprechend sind diese Elemente zum Schutz von M&sub2;&sub3;C&sub6; vor Vergröberung in der "HAZ-Erweichungs" - Zone wirksam. Außerdem verhindern diese Elemente W und Mo vor dem Lösen in M&sub2;&sub3;C&sub6;, und deshalb wird keine an W- und Mo-abgereicherte Zone um die Ausscheidungen gebildet. Diese Elemente können einzeln oder zusammen in einem Gemisch von wenigstens zwei von ihnen zugegeben werden. Diese Elemente zeigen jeweils schon in einem Anteil von wenigstens 0,005% diese Wirkungen. Da jedes dieser Elemente in einem Anteil von wenigstens 2,0% grobe MX-Carbide bildet und die Festigkeit des Stahl verschlechtert, definiert sich der Zugabebereich des Anteils von ihnen auf 0,005 bis 2,0%.
P, S und O werden in dem Stahl der Erfindung als Verunreinigungen gemischt. Aus der Sicht der Darstellung des Effektes der Erfindung verringern jedoch P und S die Stabilität, und O fällt als Oxid aus und verringert die Festigkeit des Stahls. Dementsprechend sind die oberen Grenzen von P, S und O auf 0,03, 0,01 bzw. 0,02% definiert.
Obwohl die Grundkomponenten des Stahls der vorliegenden Erfindung wie oben beschriebenen sind, kann der Stahl gegebenenfalls ein oder wenigstens zwei Elemente enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt wurden, die aus Ni, Co und Cu besteht. Der Stahl der Erfindung kann 0,1 bis 5,0% Ni, 0,1 bis 5,0% Co und 0,1 bis 2,0% Cu enthalten.
Ni, Co und Cu sind alles wirksame Elemente zur Stabilisierung der Austenit- Struktur. Besonders wenn große Menge ferrit-stabilisierender Elemente, nämlich Cr, W, Mo, Ti, Zr, Ta, Hf, Si usw. zugegeben werden, sind Ni, Co, Cu zum Erhalten einer vollständigen Martensit- oder seiner getemperten Struktur notwendig, und diese Elemente sind verwendbar. Gleichzeitig sind Ni und Co wirksam bei der Verbesserung der Festigkeit bzw. der Stabilität des Stahls, und Cu ist wirksam bei der Verbesserung seiner Stabilität und Korrosionsbeständigkeit. Ein Anteil jedes dieser Elemente von weniger als 0,1% ist zur Erreichung dieser Effekte ausreichend. Wenn Ni oder Co jeweils in einem Anteil, der 5,0% übersteigt, zugegeben werden, oder wenn Cu in einem Anteil, der 2,0% übersteigt, zugegeben wird, ist es unvermeidlich, daß grobe intermetallische Verbindungen im Falle der Zugabe von Ni oder Co ausgeschieden werden und daß intermetallische Verbindungen in Filmform entlang der Korngrenzen im Fall der Zugabe von Cu gebildet werden.
Diese Elemente werden deshalb in den oben erwähnten Anteilsbereichen zugegeben. Da jedoch die oben beschriebenen Effekte der Zugabe dieser Elemente wichtig werden, wenn sie jeweils in einem Anteil von wenigstens 0,2% zugegeben werden, ist die untere Grenze der Zugabemenge von jedem dieser Elemente wünschenswerterweise 0,2%.
Um geeignete Effekte der Zugabe von Ti, Zr, Ta und Hf zu erhalten, muß der Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in der Metallkomponente M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden, die in der Schweiß-HAZ existieren, 5 bis 65% sein. Um dem Erfordernis durch Ausscheidung dieser Elemente in Form geeigneter Carbide in dem Stahl zu, genügen, wird die Stahlherstellung wie folgt durchgeführt: Ti, Zr, Ta und Elf werden während des Zeitraumes von 10 Minuten vor Abschluß der Veredlung bis zum Abschluß der Veredlung zugegeben; das Kühlen des Stahls im Anschluß an die Lösungsbehandlung, die normalerweise mittels Halten des Stahls bei einer Temperatur von 900 bis 1350ºC für einen Zeitraum von 10 Minuten bis 24 Stunden durchgeführt wird, wird zeitweise bei einer Temperatur von 950 bis 1000ºC unterbrochen, und der Stahl wird bei der Temperatur für einen Zeitraum von 5 bis 60 Minuten, um die ausgeschiedenen Formen der Carbide zu kontrollieren, gehalten. Die so erhaltenen Ausscheidungen können als Ausscheidungskerne von M&sub2;&sub3;C&sub6; verwendet werden, das hauptsächlich Cr enthält, das im Anschluß an das Tempern ausgeschieden wird, das normalerweise durch Halten des Stahls bei einer Temperatur von 300 bis 850ºC für einen Zeitraum von 10 Minuten bis 24 Stunden durchgeführt wird. Die Effekte der Zugabe von Ti, Zr, Ta und Hf können geeignet gezeigt werden, und der Gegenstand der Erfindung kann nur durch Anwenden des oben erwähnten Verfahrens erreicht werden. Die beabsichtigten Effekte der vorliegenden Erfindung können nicht erreicht werden, selbst wenn ein Stahl bloß durch ein herkömmliches Verfahren unter Verwendung von Materialien mit der eingestellten chemischen Zusammensetzung der Erfindung hergestellt wird. Das heißt, der Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in der Metallkomponente M von M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden, die in der Schweiß-HAZ existieren, kann nicht auf 5 bis 65% geregelt werden.
Das Herstellungsverfahren und der Zusammensetzungsbereich der oben erwähnten Carbide sind durch nachstehend beschriebene Experimente bestimmt worden.
Ein geschmolzener Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, wie der die in den Ansprüchen der vorliegenden Erfindung, abgesehen von Ti, Zr, Ta und Hf, beansprucht wird, wurde durch Verwendung eines VIM (Vakuuminduktionswärmeofen) oder Ef (elektrischer Ofen) und Auswählen und Verwenden einer AOD (Argon-Sauerstoff-Blas-Decarbonisieurngs- Veredlungseinheit), einer VOD (Vakuum-Saug-Sauerstoff-Blas- Decärbonisierungseinheit) oder LF (Pfannen-Veredlungseinheit für geschmolzenen Stahl) hergestellt und in einen Walzblock mit einem Querschnitt von 210 · 1.600 mm durch eine kontinuierliche Gießeinheit gegossen. Der Einfluß der Zugabezeit von Ti, Zr, Ta und Hf auf die Zusammensetzung und die Form von Ausscheidungen nach dem Gießen wurde durch Zugeben dieser Elemente zu jeder der folgenden Zeiten untersucht: zum Beginn des Schmelzens, während des Schmelzens oder 5 Minuten vor Abschluß des Schmelzens in einem VIM oder EF; zum Beginn des Veredlungsprozesses oder 10 Minuten vor dessen Abschluß in einem AOD, VOD oder LF. Jeder dieser auf diese Weise gegossenen Walzblöcke wurde geteilt, so daß jedes so erhaltene Stück eine Länge von 2 bis 5 m hatte, und Platten, die jeweils eine Dicke von 25,4 mm haben, wurden gebildet. Diese Platten wurden dann unter den Bedingungen einer maximalen Heiztemperatur von 1.100ºC und einer Haltezeit von 1 Stunde lösungsbehandelt. Während des Kühlens der Platten wurde das Kühlen bei einer Temperatur von 1.050, 1.000, 950, 900, 850 und 800ºC unterbrochen, und die Platte wurde bei dieser Temperatur für bis zu 24 Stunden in dem Ofen gehalten und luftgekühlt. Ausscheidungen in den Platten wurden dann der Rückstandsextraktions- Analyse unterzogen, und die Ausscheidungsformen von Carbiden in den Platten wurden unter Verwendung eines Transmissions-Elektronenmikrosköpes mit einer Mikroröntgenanalysevorrichtung untersucht.
Weiterhin wurde jede so enthaltene Stahlplatte bei 780ºC 1 Stunde getempert, und Schweißnahtvorbereitung für V-förmiges Stumpfschweißen mit einem Kerbungswinkel von 45 Grad unterzogen und für Schweißversuche verwendet. Die Versuche wurden unter Verwendung von TIG-Lichtbogenschweißen unter einer ausgewählten Wärmeeintragsbedingung von 15.000 J/cm, die ein genereller Wärmeeintrag für martensitische, wärmebeständige Materialien ist, durchgeführt.
Die so erhaltenen geschweißten Anschlußproben wurden Nachschweißwärmebehandlung bei 740ºC 6 Stunden unterzogen und dünne Filmscheibenproben zur transmissions-elektronenmikroskopischen Betrachtung und Blockteststücke zur Extraktions-Rückstandsanalyse aus dem HAZ-Teilen der Proben durch in Fig. 2 gezeigte Verfahren hergestellt.
Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen der Zugabezeit von Ti, Zr, Ta und Hf und der Form und der mittleren Partikelgröße von Ausscheidungen von Ti, Zr, Ta und Hf in dem Stahl. Da die Ausscheidungen von Ti, Zr, Ta und Hf Ausscheidungskerne von M&sub2;&sub3;C&sub6; und in dem Aufbaumetallelement M von M&sub2;&sub3;C&sub6; festlöslich werden können, müssen diese Elemente als feine Carbide (einschließlich Carbonitride) vorher in dem geschmolzenen Material vorliegen. Es ist zu verstehen, daß, um dem Erfordernis zu entsprechen, diese Elemente zu dem geschmolzenem Stahl, der eine geringe Sauerstoffkonzentration besitzt, zugegeben werden müssen, das heißt, diese Elemente müssen zu dem geschmolzenen Stahl während eines Zeitraums vom 10 Minuten vor Abschluß der Veredlung in einem VOD oder LF bis zum Zeitpunkt von deren Abschluß zugegeben werden. Die mittlere Partikelgröße der Carbide zu diesem Zeitpunkt, nämlich der Carbide in Stählen, die durch Gießen des geschmolzenen Stahls oder Barrenherstellung davon hergestellt wurden, wurde als ungefähr 0,15 um durch elektronenmikroskopische Betrachtung der Carbide festgestellt.
Die Partikelgröße der Ausscheidungen sollte wünschenswerterweise so klein wie möglich im Hinblick auf den Ausscheidungshärtungsmechanismus gemacht werden.
Wenn die so erhaltene Gußwalzplatte usw. Warmformgebung, Lösungsbehandlung, Kühlen (Luftkühlen) auf Raumtemperatur, Verarbeitung und Tempern unterzogen wird, werden die Carbide von Ti usw., die in dem getemperten verarbeiteten Produkt ausfallen, fein werden. Die Menge der so gebildeten Carbide ist jedoch nur halb so groß wie die der Carbiden von Ti usw., die in der Walzplatte zum Zeitpunkt ihrer Herstellung ausgeschieden worden sind. Außerdem werden die Carbide als Carbide vom MC-Typ anders als Carbide vom M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ ausgeschieden. Infolgedessen findet das "HAZ-Erweichungs"-Phänomen in dem getemperten verarbeiteten Produkt statt.
Infolge der Untersuchung der Beziehung zwischen den Kühlbedingungen nach der Lösungsbehandlung und ausgeschiedenen Carbiden unter Verwendung von Gußwalzplatten (mit chemischen Komponenten, deren Anteile in dem in den Ansprüchen der vorliegenden Erfindung beanspruchten Bereich sind), die durch das Verfahren von EF-LF-CC hergestellt wurden, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung geklärt, daß die Kühlungsstopptemperatur im Anschluß an die Lösungsbehandlung und die Haltezeit bei dieser Temperatur eine äußerst wichtige Beziehung zu der Partikelgröße der ausgeschiedenen Carbide haben.
Das heißt, es ist bestätigt worden, daß die mittlere Partikelgröße der in den Stählen ausgeschiedenen Carbide am kleinsten wird, wenn die Kühlungsstopptemperatur zwischen 950 und 1.000ºC ist, und daß die meisten Carbide, die in den Gußwalzplatten ausgeschieden worden sind, ausgeschieden werden, wenn die Gußplatten für eine Haltezeit von 5 bis 60 Minuten gehalten werden.
Unter Berücksichtigung der oben beschriebenen Forschungsergebnisse führten die Erfinder der vorliegenden Erfindung die folgenden Versuche durch: in Fig. 3 verwendete Gußwalzplatten wurden verarbeitet, lösungsbehandelt, Luftkühlung unterworfen, die bei einer Auswahl von Temperaturen, einschließlich 950 und 1.000ºC, unterbrochen wurde, bei den jeweiligen Kühlungsstopptemperaturen 30 Minuten gehalten, und weiter auf Raumtemperatur luftgekühlt die so erhaltenen Proben wurden bei 780ºC 1 Stunde getempert; die Proben wurden geschweißt und wärmebehandelt; und die Beziehungen zwischen den Formen und Zusammensetzungen der Hauptausscheidungen in der Schweiß-HAZ und der Kühlungsstopptemperatur wurden untersucht. Die so erhaltenen Ergebnisse werden in Fig. 5 gezeigt. Es ist aus Fig. 5 zu erkennen, daß die Carbide, die die feinsten Ausscheidungs formen annehmen, vor dem Tempern (Carbide in den Stählen, die dem Kühlungsstopp bei einer Te von 950 bis 1.000ºC unterzogen worden sind) Ausscheidungskerne von M&sub2;&sub3;C&sub6; werden, daß die während des Tempers ausgeschiedenen Carbide und M&sub2;&sub3;C&sub6; sich wechselseitig ineinander lösen, um schließlich M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide zu bilden, und daß Ti, Zr, Ta und Hf in dem Konstituentmetallelement M in einem Verhältnis von insgesamt 5 bis 65% gelöst werden.
Weiterhin wurde festgestellt, daß die oben erwähnte Schweiß-HAZ eine sehr hohe Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur hat.
Fig. 6 zeigt die Beziehung zwischen der Differenz (D-CRS (MPa)) zwischen der Zeitstandfestigkeit der Basisstähle bei 600ºC für 100.000 Stunden und der der Schweiß-HAZ und dem Wert von M% (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in der Schweiß-HAZ. Wenn M% zwischen 5 und 65 ist, nimmt die Zeitstandfestigkeit der Schweiß-HAZ um nur bis zu 7 MPa im Vergleich zu der der Basisstähle ab. Da die Differenz innerhalb der Abweichung der Zeitstandfestigkeitdaten der Basisstähle (10 MPa) ist, ist zu verstehen, daß die Schweiß-HAZ nicht länger HAZ-Erweichung zeigt. Es kann gefolgert werden, daß die experimentellen Ergebnisse aus den folgenden Gründen verursacht werden: M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide, die zwischen 5 und 65% Ti, Zr, Ta und Hf in dem Aufbauelement M enthalten, haben eine hohe Zersetzungstemperatur im Vergleich zu gewöhnlichen M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden, die hauptsächlich Cr in M enthalten, und werden keiner Koaleszenzvergröberung selbst nach Schweißwärmebeeinflussung ausgesetzt; überdies sind W und Mo äußerst schwierig anstelle von oder zusätzlich zu Ti, Zr, Ta und Hf aufgrund ihrer chemischen Affinitäten und Phasendiagramme zu lösen.
Außerdem beeinflußt jedes der Elemente Ti, Zr, Ta und Hf die Zeitstandfestigkeit der Basisstähle.
Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der Zeitstandfestigkeit der Basisstähle bei 600. ºC für 100.000 Stunden und dem Wert von Ti% + Zr% + Ta% + Hf% in den Basisstählen. Es wird aus Fig. 7 offensichtlich, daß die übermäßige Zugabe von Ti, Zr, Ta und Hf Ausscheidungsvergröberung bewirkt und daß folglich die Zeitstandfestigkeit der Basisstähle selbst abnimmt. Wenn die Gesamtmenge von Ti% + Zr% + Ta% + Hf% in den Basisstählen bis zu 8% ist, erreicht deren Zeitstandfestigkeit zumindest den Bewertungsstandardwert von 130 MPa und verursacht keine Probleme.
Wenn die obere Grenze der Gesamtmenge an Ti usw. 8% ist, übersteigt der Anteil jedes der Elemente Ti, Zr, Ta und Hf nicht 2% und ist innerhalb des in der vorliegenden Erfindung beanspruchten Anteilbereiches.
Als nächstes wird die Festigkeit der Schweiß-HAZ des Stahles gemäß der vorliegenden Erfindung erläutert. Fig. 8 zeigt die Beziehung zwischen dem Wert von Ti% + Zr% + Ta% + Hf%, nämlich M% in M&sub2;&sub3;C&sub6; in der Schweiß-HAZ, und der Festig keit der Schweiß-HAZ. Es ist zu verstehen, daß, wenn M% 65% übersteigt, die Ausscheidungen vergröbert werden und die Festigkeit der Schweiß-HAZ abnimmt und daß die Festigkeit unter den Bewertungsstandardwert von 50 J fällt.
Außerdem wurde beim Festigkeitstest ein 2 mm V-gekerbtes Teststück zum Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy gemäß JIS Nr. 4 aus einem Teil herausgeschnitten, der eine Schweißzone enthält, und in zu der Schweißlinie senkrechter Richtung wie in Fig. 11(a) und Fig. 11(b) fixiert. Die Kerbe wurde an einem Schweißband 9, das durch den härtesten Teil dargestellt wurde, gebildet und gezeigt. Die Bewertungstandardwert wurde als 50 J bei 0ºC bestimmt, während die Konstruktionsbedingungen der wärmebeständigen Materialien berücksichtigt wurden. Das Bezugszeichen 10 kennzeichnet eine Schweiß-HAZ.
Wie oben beschrieben besitzt der Stahl der Erfindung, der einen Wert von 5 bis 65% als M% aufweist, auch ausgezeichnete Festigkeit.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist wie in den Ansprüchen beansprucht auf der Basis der oben erwähnten Ergebnisse bestimmt worden. Wenn ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung ohne Anwendung des Verfahrens der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, ist es unmöglich, in der Schweiß-HAZ M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide zu erhalten, die die gleichen Zusammensetzungen, wie die in der vorliegenden Erfindung erwähnte, aufweisen.
Es gibt keine Begrenzung auf das Verfahren zum Schmelzen des Stahls der Erfindung. Das Verfahren kann in genügender Weise unter Berücksichtigung der Konverter, Induktionswärmeöfen, Lichtbogenschmelzöfen, elektrischen Öfen usw. und der chemischen Komponenten und dem Preis des Stahls bestimmt werden. Die im Veredlungsschritt verwendete Einheit muß mit einem Bunker ausgestattet sein, der Ti, Zr, Ta und Hf zugeben kann und der die Sauerstoffkonzentration in dem geschmolzen Stahl auf eine ausreichend niedrige regeln kann, so daß wenigstens 90% dieser zugegebenen Elemente als Carbide ausgeschiedenen werden können. Dementsprechend wird vorteilhafterweise ein LF, der mit einer Ar-Blaseinheit, einer Lichtbogen-Heizeinheit oder einer Vakuum-Entgasungseinheit ausgerüstet ist, vorteilhafterweise verwendet. Die Verwendung von ihm wird die Wirkungen der Erfindung erhöhen.
Weiterhin ist in dem folgenden Walzschritt oder Rohrwalzschritt im Falle der Herstellung eines Stahlrohrs die Lösungsbehandlung zum Zwecke einheitlichen an. Wiederauflösens der Ausscheidungen wesentlich. Es wird eine Anlage benötigt, die das Kühlen des Stahls bei einer gegebenen Temperatur im Verlauf des Kühlens nach der Lösungsbehandlung unterbrechen kann, und ein Ofen, der den Stahl auf bis zu 1350ºC erhitzen kann, wird benötigt. Dabei können andere Herstellungsschritte als die oben erwähnten angewendet werden, konkret alle Herstellungsschritte, die als notwendig oder nützlich zur Herstellung eines Stahls oder Stahlerzeugnisses durch die vorliegende Erfindung erkannt werden, wie beispielsweise Schmieden, Walzen, Wärmebehandlung, Rohrbildung, Schweißen, Zerlegung, Qualitätsprüfung und ähnliches. Ihre Anwendung beeinträchtigt die Effekte der vorliegenden Erfindung auf keinen Fall.
Insbesondere bei der Herstellung von Stahlrohren können die folgenden Herstellungsverfahren von Stahlrohren auf die vorliegende Erfindung unter der Bedingung angewendet werden, daß die Verfahren die Herstellungsschritte der vorliegenden Erfindung auf jeden Fall umfassen: ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen Rohrs oder Röhre, daß die Schritte des Bearbeitens eines Stahls, um einen Rund- oder Quadratknüppel zu bilden und Heißpressen und nahtloses Walzen der Knüppel auf verschiedene Weisen umfaßt; ein Verfahren zur Herstellung eines elektrisch geschweißten Rohres, daß die Schritte des Warmwalzens und Kaltwalzens eines Stahlblechs und Widerstandsschweißen des gewalzten Bleches umfaßt; und ein Ver fahren zur Herstellung eines geschweißten Stahlrohrs, daß das Durchführung von TIG-Lichtbogenschweißen, IG-Schweißen, SAW, Laserschweißen und EB-Schweißen allein oder in Kombination umfaßt. Weiterhin können zusätzlich nach Durchführung jedes der oben erwähnten Verfahren Warm- oder Kalt-SR (Quetschwalzen), Schlichtwalzen und verschiedene Nivellierungsschritte ausgeführt werden. Die anwendbare Größe des Stahls der Erfindung kann so vergrößert werden.
Der Stahl der vorliegenden Erfindung kann weiterhin in Form einer Platte oder eines Blechs bereitgestellt werden. Die Platte oder das Blech, die der notwendigen Wärmebehandlung unterworfen worden sind, kann als wärmebeständiges Material mit verschiedenen Formen verwendet werden und übt keine nachteiligen Effekte in der vorliegenden Erfindung aus.
Weiterhin können auf das Verfahren der vorliegenden Erfindung pulvermetallurgische Techniken wie HIP (isostatische Heißpreß-Sinterungseinheit), CIP (isostatische Kaltpreßeinheit) und Sintern angewendet werden. Produkte mit verschiedenen Formen können durch Unterwerfen der resultierenden gepreßten Produkte der unbedingt erforderlichen Wärmebehandlung erhalten werden.
Die so erhaltenen Stahlrohre, Stahlplatten und wärmebeständigen Stahlmaterialien verschiedener Formen können den jeweiligen Wärmebehandlungen in Abhängigkeit von dem Gegenstand und der Anwendung unterzogen werden. Diese Wärmebehandlungen sind wichtig, um ausreichende Effekte der vorliegenden Erfindung zu erhalten.
Normalerweise werden die Produkte der vorliegenden Erfindung durch die Schritte Normalisieren (Lösungsbehandlung) und Tempern erhalten. Die Produkte können weiter wiederangelassen und/ oder normalisiert werden, und der Schritt ist nützlich. Außerdem sind der Kühlungsstopp bei einer Temperatur des Stahls und sein Halten beider dieser Temperatur nach der Lösungsbehandlung unabdingbar im Verfahren der Erfindung.
Wenn der Stahl der Erfindung einen relativ hohen Stickstoff- oder Kohlenstoffanteil besitzt, wenn der Stahl austentit-stabilisierende Elemente wie Co, Ni und Cu in einer großen Menge enthält oder wenn der Stahl ein niedriges Cr-Äquivalent enthält, kann die sogenannte Unter-Null-Behandlung, worin der Stahl auf bis zu 0ºC gekühlt wird, darauf angewendet werden, um beibehaltene Austentitphasenbildung zu vermeiden. Die Behandlung ist beim ausreichenden Offenbaren der mechanischen Eigenschaften des Stahls der Erfindung wirksam.
Jeder der oben erwähnten Schritte kann auch wenigstens zweimal angewendet werden, so lange wie die Wiederholung der Schritte zum ausreichenden Offenbaren der Materialeigenschaften notwendig ist, und die Wiederholung übt keine nachteiligen Effekte in der vorliegenden Erfindung aus.
Die oben erwähnterüSchritte können angemessen ausgewählt und auf das Verfahren zur Herstellung des Stahls der vorliegenden Erfindung ausgewählt werden.

BEISPIELE

Ein geschmolzener Stahl, der Komponenten bis auf Ti, Zr, Ta und Hf, wie in einigen der Tabellen 1-1 bis 25-3 gezeigt, aufweist wurde in einer Menge von 300 t, 120 t oder 60 t durch das Hochofen-Roheisen-Konverterblasverfahren unter Verwendung eines VIM oder EF hergestellt und in einer LF-Einheit, der eine Lichtbogen- Wiedererwärmungseinheit aufweist und Ar einblasen kann, veredelt. Wenigstens eines der Elemente Ti, Zr, Ta und Hf wurde zu dem geschmolzenen Stahl in Mengen, die in der Tabelle gezeigt werden, 10 Minuten vor Abschluß der Veredlung zugegeben und der geschmolzene Stahl kontinuierlich gegossen, um eine Walzplatte zu erhalten. Die so erhaltene Walzplatte wurde warmgewalzt, um eine 50 mm dicke Platte und ein 12 mm dickes Blech zu ergeben, oder die Walzplatte wurde bearbeitet, um einen Rundknüppel zu ergeben, der heißgepreßt wurde, um ein Rohr mit einem Außendurchmesser von 74 mm und einer Stärke von 10 mm zu ergeben, oder nahtlos gewalzt, um eine Röhre mit einem Außendurchmesser von 380 mm und eine Stärke von 50 mm zu ergeben. Das Blech wurde gebildet und elektrisch geschweißt, um ein elektrisch geschweißtes Stahlrohr mit einem Außendurchmesser von 280 mm und einer Stärke von 12 mm zu ergeben.
Die so erhaltenen Platten, Bleche und Rohre wurden bei 1.100ºC 1 Stunde lösungsbehandelt, einem zeitweiligen Kühlungsstopp bei einer Temperatur von 950 bis 1.000ºC unterworfen und bei dieser Temperatur 5 bis 60 Minuten in dem Ofen gehalten, luftgekühlt und 1 Stunde bei 780ºC getempert.
Die so erhaltenen Platten und Bleche wurde einer Schweißnahtvorbereitung genau in derselben, in Fig. 1 gezeigten Weise unterzogen. Eine Kerbe, die die gleiche wie in Fig. 1 war, wurde in jedem der so erhaltenen Rohre an der Kante in der Umfangsrichtung gebildet. Die bearbeiteten Platten und Bleche wurden geschweißt und die bearbeiteten Rohre Kreisverbindungsschweißen unterzogen durch TIF- Lichtbodenschweißen oder SAW-Schweißen. Die geschweißten Anschnitte wurde örtlich Erweichungsglühen (PWHT) durch ihr Erwärmen auf 740ºC für 6 Stunden unterworfen.
Die Zeitdehnungsmerkmale der Basisstähle wurde folgendermaßen erhalten: ein Zeitdehnungsteststück 5 mit einem Durchmesser von 6 mm wurde aus einem anderen Abschnitt als einer Schweißzone und einer Schweiß-HAZ in einem Stahrohr 1 in, paralleler Richtung zu der Rohrachsenrichtung 2, wie in Fig. 9(a) gezeigt, herausgeschnitten, oder ein Zeitdehnungsteststück 5 derselben Größe aus demselben Abschnitt wie oben erwähnt in einer Platte 3 in paralleler Richtung zu der Walzrichtung 4, wie in Fig. 9(b) gezeigt, herausgeschnitten; die Zeitstandfestigkeit wurde bei 600ºC an dem Teststück gemessen und die so erhaltenen Daten linear extrapoliert, um eine Zeitstandfestigkeit für 100.000 Stunden zu erhalten. Die Zeitdehnungsmerkmale einer Schweißzone wurden folgendermaßen erhalten: ein Zeitdehnungsteststück 8 mit einem Durchmesser von 6 mm wurde aus jedem der geschweißten Rohre oder Platten in einer senkrechten Richtung zu der Schweißlinie 6, wie in Fig. 10(a) oder Fig. 10 (b) gezeigt, herausgeschnitten; die Ergebnisse der Messung der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC wurden linear auf 100.000 Stunden extrapoliert. Die so erhaltenen Zeitdehnungsmerkmale wurden mit denen der Basisstähle verglichen und bewertet. Zum Gebrauch der Beschreibung in der vorliegenden Erfindung bedeutet "Zeitstandfestigkeit" (HAZCRS (MPa)) eine Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 Stunden, die durch lineare Extrapolation berechnet wurde. Die Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit eines Basisstahls und der einer Schweiß-HAZ (D-CRS (MPa)) wurde als Index der "HAZ-Erweichungs"-Beständigkeit der Schweißzone verwendet. Obwohl der Wert der D-CRS ein wenig durch das Verfahren der Probennahme eines Zeitstandfestigkeitsteststücks in der Walzrichtung der Probe beeinflußt wird, konnte empirisch durch einleitende Experimente festgestellt werden, daß der Einfluß innerhalb von 5 MPa ist. Dementsprechend bedeutet ein D-CRS-Vert von bis zu 10 MPa, daß die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit des Stahlmaterials äußerst gut ist.
Teststücke für Ausscheidungen eines HAZ-Abschnittes wurden durch das in Fig. 2 gezeigte Verfahren hergestellt und Extraktions-Rückstandsanalyse durch Säureauflösung unterworfen, um M&sub2;&sub3;C&sub6; nachzuweisen, gefolgt durch Bestimmen der Zusammensetzung in M durch eine Scanning-Mikroröntgenanalysevorrichtung. So erhaltene Ti% + Zr% + Ta% + Hf% wurden durch M% dargestellt und die Ausscheidungen bewertet. Die Standardreferenz, die auf den experimentellen Ergebnissen basiert, wurde als 5 bis 65% bestimmt.
Die Werte von D-CRS, HAZCRS und M% wurden in Tabelle 1-3, Tabelle 2-3 bis Tabelle 25-3 in Form numerischer Daten zusammen mit den chemischen Komponenten gezeigt.
Es wird aus den Tabellen offensichtlich, daß die Stähle der vorliegenden Erfindung Nr. 1 bis Nr. 381 den Maximalwert von D-CRS von 7 MPa, den Maximalwert von HAZCRS von 180 MPa und den Minimalwert von HAZCRS von 130 MPA zeigten. Dementsprechend war die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit der Stähle der Erfindung äußerst gut.
Zum Vergleich wurden Stähle, die nicht jedem der Ansprüche der vorliegenden Erfindung entsprechen, in derselben Weise bewertet. Die chemischen Komponenten und die Wert von D-CRS, HAZCRS und M% unter den Bewertungsergebnissen werden in Tabelle 26-1 bis Tabelle 26-2 gezeigt.
Experimentelle Ergebnisse der Vergleichsstähle in Tabelle 26-1 bis Tabelle 26-2 sind wie unten beschrieben. Obwohl Stahl Nr. 721 und Stahl Nr. 722 dieselben chemischen Komponenten wie der Stahl der Erfindung enthalten, wurden Ti und Zr zum Zeitpunkt des Schmelzens zugegeben. Infolgedessen betrug der Wert von M% bis zu 5%, und die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit verschlechterte sich. Stahl Nr. 725, Stahl Nr. 726, Stahl Nr. 727 und Stahl Nr. 728 waren Fälle, in denen eine Zahl von groben M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbiden ausgeschieden wurden, die Zusammensetzungskontrolle von M&sub2;&sub3;C&sub6; in der Schweiß-HAZ nicht erreicht werden konnte und sich im Ergebnis die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit aufgrund des übermäßigen Zusatzes an Ti im Falle des Stahles Nr. 725, des übermäßigen Zusatzes an Zr im Falle des Stahles Nr. 726, des übermäßigen Zusatzes an Ta im Falle des Stahles Nr. 727 und des übermäßigen Zusatzes an Hf im Falle des Stahles Nr. 728 verschlechterte. Da ein zeitweiser Kühlungsstopp nach der Lösungsbehandlung bei der Herstellung des Stahles, Nr. 729 nicht durchgeführt wurde, konnte die Zusammensetzungkontrolle von M&sub2;&sub3;C&sub6; darin nicht erreicht werden, und die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit verschlechterte sich. Bei der Herstellung des Stahles Nr. 730 wurden, da die Haltezeit 240 Minuten, nach der Lösungsbehandlung und dem zeitweisen Kühlungsstopp betrug, was übermäßig lang war, die Ausscheidungen vergröbert, und die Zusammensetzungskontrolle von M&sub2;&sub3;C&sub6; konnte nicht erreicht werden. Im Ergebnis verschlechterte sich die HAZ-Erweichungs-Beständigkeit. Tabelle 1-1 STAHL DER ERFINDUNG (Mass.%) Tabelle 1-2 STAHL DER ERFINDUNG - (Mass%) Tabelle 1-3. STAHL DER ERFINDUNG (Mass.%)
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600 0C für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa).
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 2-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 2-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 2-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 3-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 3-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 3-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS:, Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 4-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 4-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 4-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbidan in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 5-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 5-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 5-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 6-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 6-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 6-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 7-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 7-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 7-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%)) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 7-4 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 8-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 8-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600 0C für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%> in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 9-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 9-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 9-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 10-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 10-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 10-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 11-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 11-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 11-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 12-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 12-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 12-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 13-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 13-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 13-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 14-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 14-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 14-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa).
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 15-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 15-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 15-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 16-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 16-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 16-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 17-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 17-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 17-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 18-3 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 18-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 18-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 19-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 19-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 19-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 20-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 20-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 20-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinfiußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwäririeeinflußzone Tabelle 21-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 20-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 20-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 22-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 22-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 22-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 23-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 23-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 23-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 24-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 24-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 24-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 25-1 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 25-2 STAHL DER ERFINDUNG Tabelle 25-3 STAHL DER ERFINDUNG
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
4%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone Tabelle 26-1 VERGLEICHSSTAHL Tabelle 26-2 VERGLEICHSSTAHL
D-CRS: Differenz zwischen der Zeitstandfestigkeit bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation eines Basisstahls und der einer Schweißwärmeeinflußzone (MPa)
HAZCRS: Zeitstandfestigkeit einer Schweißzone bei 600ºC für 100.000 h, berechnet durch lineare Extrapolation (MPa)
M%: Wert von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in M von M&sub2;&sub3;C&sub6;- Carbiden in einer Schweißwärmeeinflußzone

MÖGLICHKEIT DER VERWENDUNG IN DER INDUSTRIE

Wie oben detailliert beschrieben liefert die vorliegende Erfindung einen martensitischen, wärmebeständigen Stahl, der ausgezeichneter HAZ-Erweichungsbeständigkeit besitzt und eine hohe Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur von 550ºC zeigt. Die vorliegende Erfindung kann deshalb Materialien bei niedrigen Kosten zur Verfügung stellen, die Betriebsbedingungen bei hoher Temperatur und Druck in Wärmekraftwerkskesseln usw. widerstehen können. Dementsprechend leistet die vorliegende Erfindung einen außerordentlichen Beitrag zur Entwicklung der Industrie.

Claims

1. Martensitischer, wärmebeständiger Stahl mit ausgezeichneter HAZ- Erweichungsbeständigkeit, der, ausgedrückt als Masseprozent, 0,01 bis 0,30% C, 0,02 bis 0,80% Si, 0,20 bis 1,00% Mn, 5,00 bis 18,00% Cr, 0,005 bis 1,00% Mo, 0,20 bis 3, 50% W, 0,02 bis 1,00% V, 0,01 bis 0,50% Nb, 0,01 bis 0,25% N, bis zu 0,030% P, bis zu 0,010% S. bis zu 0,020% O, wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählti wurde, die aus Ti, Zr, Ta und Hf besteht, in einer Menge von 0,005 bis 2,0% für jedes der Elemente, gegebenenfalls wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Co, Ni und Cu besteht, in einer Menge von 0,1 bis 5,0% für Co oder Ni und 0,1 bis 2,0% für Cu und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfaßt, wobei der Wert von (Ti% + Cr% + Ta% + Hf%) in der Metallkomponente M der M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbide, die in der getemperten martensitischen Struktur des Sfiahls ausgeschieden sind, 5 bis 65% ist.

2. Martensitischer, wärmebeständiger Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß besagter Stahl, ausgedrückt als Masseprozent, wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Co, Ni und Cu besteht, in einer Menge von 0,1 bis 5,0% für Co oder Ni und 0,1 bis 2,0% für Cu umfaßt.

3. Verfahren zur Herstellung eines martensitischen, wärmebeständigen Stahls mit ausgezeichneter HAZ-Erweichungsbeständigkeit, das die Schritte Zugabe wenigstens eines Elementes, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Ti, Zr, Ta und Hf besteht, in einer Menge von 0,005 bis 2,0% für jedes der Elemente, ausgedrückt als Masseprozenfi, zu einem geschmolzenen Stahl, der 0,01 bis 0,30% C, 0,02 bis 0,80% Si, 0,20 bis 1,00% Mn, 5,00 bis 18,00% Cr, 0,005 bis 1,00% Mo, 0,20 bis 3, 50% W, 0,02 bis 1,00% V, 0,01 bis 0,50% Nb, 0,01 bis 0,25% N, bis zu 0,030% P, bis zu 0,010% S. bis zu 0,020% O, gegebenenfalls wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Co, Ni und Cu besteht, in einer Menge von 0,1 bis 5,0% für Co oder Ni und 0,1 bis 2,0% für Cu und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfaßt, während des Zeitraumes von 10 Minuten vor Abschluß der Veredlung bis zum Abschluß der Veredlung, Gießen des besagten geschmolzenen Stahls,

Warmformen des resultierenden Gußerzeugnisses,

Lösungsbehandeln des so erhaltenen warmgeformten Produktes,

Unterwerfen besagten warmgeformten Produktes, das lösungsbehandelt worden ist, einem Kühlungsstopp bei einer Temperatutvon 950 bis 1000ºC im Verlauf der Kühlung des besagten warmgeformten Produktes von der Lösungsbehandlungstemperatur auf Raumtemperatur,

Halten besagten warmgeformten Produktes bei der Temperatur für 5 bis 60 Minuten und

Tempern besagten bearbeiteten Produktes.

4. Verfahren zur Herstellung eines martensitischen, wärmebeständigen Stahls nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß besagter geschmolzener Stahl, ausgedrückt als Masseprozent, wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt wurde, die aus Co, Ni und Cu besteht, in einer Menge von 0,1 bis 5,0% für Co oder Ni und 0,1 bis 2,0% für Cu umfaßt.

5. Verfahren zur Herstellung eines martensitischen, wärmebeständigen Stahls nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß besagtes Wärmeformen Walzen zur Herstellung eines Plattenproduktes und eines Rohrproduktes ist.

6. Verfahren zur Herstellung eines martensitischen, wärmebeständigen Stahls nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß besagtes Wärmeformen Schmieden ist.