DE69706224T2

DE69706224T2 - Wärmebeständiger Stahl und Dampfturbinenrotor

Info

Publication number: DE69706224T2
Application number: DE69706224T
Authority: DE
Inventors: Toshio Fujita; Yutaka Fukui; Yasuhiro Harada; Kishio Hidaka; Ryoichi Kaneko; Norio Morisada; Shigeyoshi Nakamura; Masao Shiga; Nobuo Shimizu; Yasuhiko Tanaka; Yasuo Watanabe; Norio Yamada
Original assignee: Hitachi Ltd; Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; Japan Steel Works Ltd
Priority date: 1996-05-07
Filing date: 1997-05-07
Publication date: 2001-12-06
Anticipated expiration: 2017-05-08
Also published as: US5911842A; KR970074965A; DE69706224D1; CA2203299A1; KR100465657B1; EP0806490A1; EP0806490B1; CA2203299C; JPH09296258A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung betrifft einen hochfesten, warmfesten. Stahl für den Einsatz in einer Hochtemperaturdampfturbine in einem Wärmekraftwerk, die bei ultraüberkritischem Druck arbeitet, und ein Dampfturbinenlaufrad, das aus dem warmfesten Stahl hergestellt ist.
In den letzten Jahren wurde bei Wärmekraftwerken im Hinblick auf die Verbesserung ihrer Effizienz besondere Aufmerksamkeit solchen geschenkt, die bei hoher Temperatur und hohem Druck arbeiten, bei denen die Dampftemperatur der Dampfturbinen, ausgehend von der derzeit verwendeten höchsten Dampftemperatur von 566ºC, auf 600ºC und schließlich auf 650ºC angehoben werden soll. Für die Anhebung der Dampftemperatur ist ein warmfester Werkstoff erforderlich, der weit warmfester ist als der übliche ferritische warmfeste Stahl. Austenitische warmfeste Legierungen kommen hier kaum in Frage, da sie aufgrund ihres hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten geringere Wärmeermüdungsbeständigkeit zeigen und in ihrer Herstellung teurer sind, obwohl einige von ihnen hohe Warmfestigkeit besitzen.
Es wurden somit in den letzten Jahren viele neue ferritische warmfeste Stähle vorgeschlagen, die eine erhöhte Warmfestigkeit besitzen, wie z. B. in den Patentschriften JP-A-62- 103345, JP-A-62-60845, JP-A-60-165360, JP-A-60-165359, JP-A- 60-165358, JP-A-63-89644, JP-A-62-297436, JP-A-62-297435, JP-A-61-231139 und JP-A-61-69948, an denen die Erfinder in der vorliegenden Anmeldung jeweils beteiligt waren. Unter diesen ferritischen warmfesten Stählen besitzt der in der JP-A-63-103345 beschriebene Stahl die höchste Warmfestigkeit.
Vorgeschlagen wurden in den JP-A-57-207161 und JP-B2- 57-25629 auch noch weitere warmfeste Stähle, die nun durch die vorliegende Erfindung verbessert werden. Die Erfinder in der vorliegenden Anmeldung haben außerdem noch einen weiteren warmfesten Stahl vorgeschlagen, der in der JP-A-4-147948 beschrieben wird.
Zur Erzielung der Enddampftemperatur von 650ºC sind jedoch die oben erwähnten Legierungen nicht völlig ausreichend, so daß nach wie vor ein Bedarf an der Entwicklung eines brauchbaren ferritischen warmfesten Stahls mit hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen besteht.
Der in der erwähnten JP-A-4-147948 gelehrte warmfeste Stahl ist im Großen und Ganzen zufriedenstellend. Es wurde jedoch gefunden, daß dieser Stahl, obwohl er durchschnittlich hohe Festigkeit bei hoher Temperatur aufweist, eine große Variationsbreite bezüglich der Warmfestigkeit und der Tieftemperaturzähigkeit aufweist.
Erforderlich ist somit die Bereitstellung eines Laufradwerkstoffs mit einer 100.000 h-Zeitstandfestigkeit von mindestens 10 kp/mm² bei 650ºC aufweist, um ein Wärmekraftwerk realisieren zu können, das unter ultraüberkritischem Druck und bei einer Enddampftemperatur von 650ºC arbeitet. Der Laufradwerkstoff sollte auch ausgezeichnete Zähigkeit und Versprödungsbeständigkeit aufweisen, um die entsprechende Sicherheit vor Sprödbruch zu gewährleisten.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines warmfesten Stahls und einer Dampfturbinenlaufradwelle, die höhere Warmfestigkeit aufweisen als die bisherigen Erzeugnisse.
Die Erfinder haben traditionelle Legierungen geprüft und die optimale Menge der einzelnen Legierungszusätze in einem warmfesten Stahl festgestellt, die eine weitere Erhöhung der Festigkeit ermöglichen. Es wurde schließlich gefunden, daß der warmfeste Stahl beträchtlich verbessert werden kann, wenn man eine vergleichsweise größere Menge an Co als bei ähnlichen traditionellen Legierungen und ferner eine größere Menge an Wolfram als bei den obigen traditionellen Legierungen zusammen mit dem Mo zusetzt, wobei dem W mehr Bedeutung beigemessen wird als dem Mo. Diese bemerkenswerte Wirkung beruht in erster Linie auf dem Synergismus zwischen W und Co.
Ferner wurde festgestellt, daß der warmfeste Stahl konstant hohe Festigkeit bei hoher Temperatur und hohe Zähigkeit bei tiefer Temperatur aufweist, wenn man die entsprechenden Mengen an Bor, Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff innerhalb eines entsprechenden Bereichs einstellt. Die vorliegende Erfindung beruht auch auf dieser neuen Erkenntnis.
Die Erfindung betrifft erstens einen warmfesten Stahl von ausgezeichneter Warmfestigkeit, dessen Metallgefüge ausschließlich in der Martensitphase vorliegt, hergestellt durch Anlassen bzw. erneutes Erwärmen nach dem Abschrecken, und der, bezogen auf das Gewicht, 0,05 bis 0,20% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, höchstens 1,0% Ni, 8,5 bis 13,0% Cr, höchstens 3,5% Mo, vorzugsweise von 0,05 bis weniger als 0,50% oder von mehr als 0,5 bis höchstens 3,5 %, 1,0 bis 3,5% W, 0,05 bis 0,30% V, 0,01 bis 0,20% Nb, 2,0 bis 5,0% Co, 0,001 bis 0,020% B, 0,005 bis 0,040% N, höchstens 0,010% O und höchstens 0,00020% H. Der Anteil der einzelnen Legierungselemente wird dabei vorzugsweise so eingestellt, daß das Cr-Äqwivalent des warmfesten Stahls höchstens 8,5 beträgt, wobei dieses wie folgt definiert wird:
"Cr-Äquivalent = - 40 · C - 30 · N - 2 · Mn - 4 · Ni + Cr + 6 · Si + 4 · Mo + 1,5 W + 11 · V + 5 · Nb - 2 · Co".
Die Erfindung betrifft zweitens eine Dampfturbinenlaufradwelle, die aus dem oben erwähnten martensitischen warmfesten Stahl hergestellt wurde.
Die Erfindung betrifft drittens einen warmfesten Stahl, dessen Metallgefüge ausschließlich in der Martensitphase vorliegt, hergestellt durch Anlassen nach dem Abschrecken und der, bezogen auf das Gewicht, 0,08 bis 0,16% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, 0,20 bis 0,80% Ni, 10,0 bis 12,0% Cr, 0,05 bis 0,50% Mo, 2,0 bis 3,0% W, 0,10 bis 0,30% V, 0,03 bis 0,13% Nb, 2,0 bis 3,5% Co, 0,004 bis 0,017% B, 0,010 bis 0,030% N, 0,0005 bis 0,0035% O und 0,0()001 bis 0,00015% H umfaßt. Das Cr-Äquivalent wird hier vorzugsweise so eingestellt, daß es nicht über 8,5 liegt.
Die Erfindung betrifft viertens eine Laufradwelle, die aus dem im vorhergehenden Absatz angeführten warmfesten Ferritstahl hergestellt wurde und die in einem Wärmekraftwerk, das unter einem ultraüberkritischen Druck und bei einer Dampftemperatur von mindestens 610ºC arbeitet, eingesetzt werden kann.
Die Erfindung betrifft fünftens eine Laufradwelle, die aus dem warmfesten, im dritten Absatz von Seite 3 und im zweiten Absatz von Seite 4 angeführten warmfesten Ferritstählen hergestellt wurde und eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit von mindestens 10 kp/mm² bei 650ºC aufweist.
Die Erfindung betrifft sechstens ein Wärmebehandlungsverfahren für eine Dampfturbinenlaufradwelle, das folgende Stufen umfaßt:
Abschrecken eines Ausgangswerkstoffs für die Laufradwelle, ausgehend von einer Temperatur von 1000 bis 1100ºC,
Anlassen bzw. Wiedererwärmen des abgeschreckten Werkstoffs, gegebenenfalls unter erneutem Anlassen bzw. Wiedererwärmen, Bildung eines Lochs im Zentralbereich des angelassenen Werkstoffs entlang seiner Achse und
erneutes Anlassen des mit einem Loch im Zentralbereich ausgestatteten Werkstoffs.
Die Erfindung betrifft siebentens warmfeste Stähle, die Bor und Stickstoff in einer Gesamtmenge von höchstens 0,050% enthalten, wobei das Verhältnis N/B 1 : 5 beträgt.
Die Erfindung betrifft achtens eine aus dem im vorhergehenden Absatz erwähnten warmefesten Stahl hergestellte Dampfturbinenlaufradwelle.
Die Erfindung betrifft neuntens den im dritten Absatz von Seite 3 erwähnten warmfesten Stahl, der Bor und Stickstoff in einer Gesamtmenge von höchstens 0,035% enthält, wobei das Verhältnis N/B 1 : 5 beträgt.
Die Erfindung betrifft zehntens eine Dampfturbinenlaufradwelle, die aus dem im dritten Absatz von Seite 3, im zweiten Absatz von Seite 4 und im dritten Absatz von Seite 5 erwähnten warmfesten Stahl hergestellt wurde und bei einer Dampftemperatur von mindestens 610ºC im Einsatz ist.
Die Erfindung betrifft elftens den im dritten Absatz von Seite 3, im zweiten Absatz von Seite 4 und im dritten Absatz von Seite 5 erwähnten warmfesten Stahl, der eine 100.000 h- Zeitstandfestigkeit von mindestens 10 kp/mm² bei 650ºC und eine Schlagabsorptionsenergie von mindestens 2 kp-m bei 20ºC nach Erwärmung während 1000 Stunden bei 650ºC aufweist.
Die Erfindung betrifft zwölftens eine aus dem im vorhergehenden Absatz erwähnten warmfesten Stahl hergestellte Dampf turbinenlaufradwelle.
Die einzelnen oben im dritten Absatz von Seite 3, im zweiten Absatz von Seite 4, im dritten, fünften und siebten Absatz von Seite 5 erwähnten warmfesten Stähle können, bezogen auf das Gewicht, höchstens 0,2% wenigstens eines der Elemente, ausgewählt unter Ca, Ti, Zr, Ta, Hf und Mg sowie Seltenerdelemente enthalten.
Die Erfindung betrifft somit einen warmfesten Stahl, dessen Metallgefüge ausschließlich in der Martensitphase vorliegt, hergestellt durch Anlassen bzw. Wiedererwärmen nach dem Abschrecken, und der, bezogen auf das Gewicht 0,05 bis 0,20% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, höchstens 1,0% Ni, 8,5 bis 13,0% Cr, höchstens 3,50% Mo, höchstens 3,5% W, 0,05 bis 0,30% V, 0,01 bis 0,20% Nb, 2,0 bis 5,0% Co, 0,001 bis 0,020% B, 0,005 bis 0,040% N, höchstens 0,010% O, höchstens 0,00020% H, vorzugsweise wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr, Hf in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in einer Menge von höchstens 0,2% umfaßt, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.
Der warmfeste Stahl enthält, bezogen auf das Gewicht, 0,08 bis 0,16% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, 0,20 bis 0,80% Ni, 10,0 bis 12,0% Cr, 0,05 bis 0,50% Mo, 2,0 bis 3,0% W, 0,10 bis 0,30% V, 0,03 bis 0,13% Nb, 2,0 bis 3,5% Co, 0,004 bis 0,017% B, 0,010 bis 0,030% N, 0,0005 bis 0,0035% O und 0,00001 bis 0,00015% H, vorzugsweise mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr, Hf in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in einer Menge von höchstens 0,2%, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.
Der warmfeste Stahl enthält vorteilhafter Weise, bezogen auf das Gewicht, 0,09 bis 0,14% C, höchstens 0,06% Si, 0,35 bis 0,65% Mn, 0,4 bis 0,6% Ni, 10,5 bis 11,5% Cr, 0,55 bis 0,85% Mo oder 1,2 bis 2,5% Mo, 0,5 bis 1,0% W bei 1,2 bis 2,5% Mo oder 1,6 bis 3,0% W bei weniger als 1,2% Mo, 0,15 bis 0,25% V, 0,04 bis 0,10% Nb, 2,2 bis 3,1% Ca, 0,006 bis 0,013% B, 0,015 bis 0,025% N, 0,0005 bis 0,002% O, 0,00001 bis 0,0001% H, vorzugsweise wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr, Hf, in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in einer Menge von höchstens 0,2%, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.
In den oben erwähnten warmfesten Stählen beträgt die Gesamtmenge an B und N bis zu 0,050 Gew.-% und vorzugsweise 0,015 bis 0,035 Gew.-% und das Verhältnis N/B 1 bis 5.
Eine bevorzugte Zusammensetzung des erfindungsgemäßen warmfesten Stahls weist in Gew.-% ein Cr-Äquivalent, d. h. - 40 · C - 30 · N - 2 · Mn - 4 · Ni + Cr + 6 · Si + 4 · Mo + 1,5 · W + 11 · V + 5 · Nb - 2 · Co von bis zu 10 und vorzugsweise von bis zu 8,5 und insbesondere von bis zu 7,5 auf.
Der erfindungsgemäße warmfeste Stahl weist eine 100.000 h- Zeitstandfestigkeit von mindestens 98 N/mm² (10 kp/mm²) bei 650ºC und eine Kerbschlagabsorptionsenergie von mindestens 19,5 Nm (2 kp-m) bei 20ºC nach Erwärmung während 1000 Stunden bei 650ºC auf.
Eine Dampfturbinenlaufradwelle, die in einer Dampfturbine bei einer Dampftemperatur von 610 bis 650ºC zum Einsatz gelangt, wird in vorteilhafter Weise aus einem der oben erwähnten warmfesten Stähle hergestellt.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Bor auf die 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC,
Fig. 2 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Bor auf die Kerbschlagabsorptionsenergie bei 20ºC,
Fig. 3 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Stickstoff auf die 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC,
Fig. 4 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Stickstoff auf die Kerbschlagabsorptionsenergie bei 20ºC,
Fig. 5 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Wasserstoff auf die Kerbschlagabsorptionsenergie bei 20ºC,
Fig. 6 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Sauerstoff auf die 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC,
Fig. 7 zeigt in einem Diagramm die Wirkung von Sauerstoff auf die Kerbschlagabsorptionsenergie bei 20ºC und
Fig. 8 zeigt eine perspektivische Ansicht einer erfindungsgemäßen Dampfturbinenlaufradwelle.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Die zehn Typen bekannter Legierungen, wie sie in den oben erwähnten Druckschriften von JP-A-62-103345 bis JP-A-61- 69948 beschrieben werden, enthalten kein Cobalt oder nur höchstens 1% Cobalt. Allgemein wurde bisher angenommen, daß eine zu hohe Menge an zugesetztem Cobalt für das in Stählen enthaltene Wolfram ungeeignet ist, da diese dadurch insbesondere in ihrer Duktilität beeinträchtigt werden, da die Charpy-Kerbschlagzähigkeit des Stahls nach einer allgemeinen Erkenntnis durch Cobalt herabgesetzt wird. Aufgrund der Untersuchungen der Erfinder wurde jedoch gefunden, daß zugesetztes Cobalt keine ungünstige Wirkung hat und daß die Warmfestigkeit und -zähigkeit durch Zugabe von mindestens 2,0% Co ganz im Gegenteil noch verbessert wird. Beim errfindungsgemäßen Stahl ist es daher möglich, die Warmfestigkeit durch Zugabe von 2,1% Cobalt erheblich zu verbessern.
Eine in der JP-A-57-207161 beschriebene Legierung enthält 0,5 bis 2,0% Mo, 1,0 bis 2,5% W und 0,3 bis 2,0% Co, wobei No und W als gleichermaßen wichtige Legierungselemente anzusehen sind und Co auf eine vergleichsweise geringe Menge beschränkt wird. Im Gegensatz dazu enthalten die erfindungsgemäßen Stähle eine geringere Menge an Mo, als dies bei der Legierung gemäß JP'161 der Fall ist, wobei W als ziemlich wichtig angesehen wird und die Warmfestigkeit durch den Synergismus höherer Mengen an zugesetztem W und Co weiter verbessert wird.
Die JP-A-57-25629 lehrt einen Werkstoff für eine Verbrennungskammer eines Verbrennungsmotors, insbesondere einen Gußwerkstoff zur Verbesserung der Wärmeermüdungsbeständigkeit. So wird beim Werkstoff gemäß der JP'629 Si in einer Menge von 0,2 bis 3,0% als wirksames Desoxidationsmittel sowie zur Verbesserung der Fließfähigkeit der Schmelze während des Gießens und des Oxidationsverhaltens bei hoher Temperatur zugesetzt. Der Werkstoff unterscheidet sich von den erfindungsgemäßen Legierungen im Hinblick auf chemische Zusammensetzung und die Verwendungszwecke. Die erfindungsgemäßen Legierungen unterscheiden sich grundsätzlich von dem Werkstoff gemäße der JP'629 in der Hinsicht, daß Si bei den erfindungsgemäßen Legierungen ein schädliches Element darstellt und auf eine Menge von höchstens 0,15% beschränkt sein muß.
Die JP-A-57-25629 lehrt ferner, daß Mo, W, Nb, V und Ti als Legierungselemente im Hinblick auf ihre Wirkung gleichwertig sind, so daß der Werkstoff wenigstens eines dieser Elemente enthalten kann. Demgegenüber ist es bei den erfindungsgemäßen Legierungen aufgrund der unterschiedlichen Aufgaben von Mo, W, Nb und V erforderlich, daß sie alle diese Elemente enthalten. Dies bedeutet, daß sich die erfindungsgemäße technische Idee völlig von der in der JP'629 unterscheidet. Aufgrund dieses Unterschieds im Hinblick auf die Legierungszusammensetzung des Werkstoffs gemäß der JP'629 einerseits gegenüber den erfindungsgemäßen Legierungen zeigt erstere eine maximale Zeitstandfestigkeit von 12,5 kp/mm² während 100 Stunden bei 700ºC, während letztere eine Zeitstandfestigkeit von mindestens 15 kp/mm² aufweist, wodurch die Festigkeit der erfindungsgemäßen Legierung erhöht wird.
Bei einem Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls an eingestellten Mengen von 0,001 bis 0,020% Bor, 0,005 bis 0,040% Stickstoff, 0,0005 bis 0,0050% Sauerstoff und 0,00001 bis 0,00020% Wasserstoff ist es möglich, eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit von mindestens 10 kp/mm² bei 650ºC zu erzielen, was für eine Laufradwelle für eine unter ultraüberkritischen Druck arbeitende Turbine erforderlich ist. Bei einer derartigen Einstellung der chemischen Zusammensetzung kann der erfindungsgemäße Stahl eine hohe Tieftemperaturzähigkeit bei einer Kerbschlagabsorptionsenergie von 2 kp-m bei 20ºC selbst nach einer Versprödungsbehandlung während 1000 Stunden bei 650ºC erzielen.
Beim erfindungsgemäßen Stahl können die Warmfestigkeit und die Tieftemperaturzähigkeit durch Zugabe von wenigstens einem carbidbildenden Element wie Ti, Zr, Hf usw. in einer Menge von höchstens 0,5% und wenigstens eines Elements aus der Gruppe Ca, Mg und Al sowie von Seltenerdmetallen wie La, Ce und Y usw. in einer Menge von höchstens 0,2% angehoben werden. Bevorzugt werden Mengen von höchstens 0,2% Ti und höchstens 0,2% Hf.
Nachfolgend werden die Gründe angegeben, weshalb die einzelnen Legierungselemente innerhalb eines spezifischen Mengenbereichs zum Einsatz gelangen.
Kohlenstoff (C) ist für den erfindungsgemäßen Stahl unentbehrlich im Hinblick auf die Aufrechterhaltung der Abschreckeigenschaften und die Anhebung der Warmfestigkeit durch Ausfällung von Carbiden des M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typs während des Anlassens. Obwohl der erfindungsgemäße Stahl wenigstens einen Gehalt von 0,05% C erforderlich macht, wird im Falle eines Überschreitens einer Menge von 0,20% C eine überschüssige Menge an Carbiden des M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typs ausgefällt, wodurch die Matrix im Hinblick auf die Festigkeit beeinträchtigt wird und so die Hochtemperaturfestigkeit des Stahls bei Langzeiteinsatz herabgesetzt wird. Der C-Gehalt wird somit auf eine Menge in einem Bereich von 0,05 bis 0,20% und vorzugsweise von 0,08 bis 0,16% und insbesondere von 0,09 bis 0,14% eingeschränkt.
Mn ist für den erfindungsgemäßen Stahl erforderlich, um die Bildung der δ-Ferrit-Phase einzuschränken und die Ausfällung von Carbiden des M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typs zu begünstigen. Eine überschüssige Mange von mehr als 1,5% Mn beeinträchtigt die Oxida- tions- und Versprödungsbeständigkeit des Stahls. Der bevorzugte Mengenbereich für Mn liegt bei 0,35 bis 0,85% und vorzugsweise bei 0,35 und 0,65%.
Ni begrenzt die Bildung der δ-Ferrit-Phase und erhöht die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahls. Über 1,0% Ni vermindert die Zeitstandfestigkeit des Stahls. Ni ist somit auf eine Menge von höchstens 1,0%, vorzugsweise auf eine Menge von 0,2 bis 0,8 und insbesondere auf eine Menge von 0,4 bis 0,6% beschränkt.
Cr ist für den erfindungsgemäßen Stahl unentbehrlich im Hinblick auf die Oxidationsbeständigkeit und die Ausfällung von Carbiden des M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typs sowie im Hinblick auf die Anhebung der Warmfestigkeit. Obwohl der erfindungsgemäße Stahl wenigstens 8,5% Cr erforderlich macht, wird im Falle der Überschreitung von 13% Cr die δ-Ferrit-Phase gebildet, wodurch der Stahl an Warmfestigkeit und Zähigkeit einbüßt. Die Cr- Menge ist daher auf einen Bereich von 8,5 bis 13,0, vorzugsweise von 10,0 bis 12,0% und insbesondere von 10,5 bis 11,5% beschränkt.
Mo begünstigt die Feinkornausfällung von Carbiden des M&sub2;&sub3;C&sub6;- Typs und verhindert deren Aggregation. Es ist somit wirksam im Hinblick auf die Aufrechterhaltung der Warmfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls über längere Zeit. Wird jedoch eine Menge von 3,50% Mo überschritten, kann es zur Bildung der δ-Ferrit-Phase kommen, weshalb die Menge an Mo auf eine Menge von höchstens 3,5%, vorzugsweise von 0,15 bis 0,25% oder mehr als 0,5 bis höchstens 3,5% und inbesondere auf eine Menge von 0,55 bis 0,85% oder 1,2 bis 2,5% beschränkt ist.
Wolfram (W) verhindert wirksamer die Aggregation der Carbide vom M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ und die Bildung von Grobkorn als Mo und ist wirksam im Hinblick auf die Verbesserung der Warmfestigkeit des Stahls, da sich Wolfram in der Matrix löst und diese dadurch verfestigt wird. Der erfindungsgemäße Stahl erfordert einen Gehalt von höchstens 3,5% W. Wird dieser Gehalt überschritten, kann es zur Bildung der ö-Ferrit-Phase und der sogenannten Laves-Phase (Fe&sub2;W) kommen, wodurch der Stahl an Warmfestigkeit einbüßt. Die Menge an Wolfram ist daher auf einen Wert von höchstens 3,5%, vorzugsweise von 0,5 bis 1% bei einer Menge an Mo von 1,2 bis 2,5%, auf 1,6 bis 3,0 % im Falle einer Mo-Menge von unter 1,2% und insbesondere auf 2,0 bis 2,8% beschränkt.
Vanadium (V) ist wirksam im Hinblick auf die Ausfällung von Carbonitriden in der Grundmasse des Stahls für die Anhebung der Warmfestigkeit. Der erfindungsgemäße Stahl erfordert einerseits eine Menge an V von wenigstens 0,05%, wird aber andererseits eine Menge von 0,3% überschritten, wird der Kohlenstoff durch V zu sehr fixiert und die Menge an ausgefällten Carbiden vom M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ wird so weit reduziert, daß die Warmfestigkeit des Stahls beeinträchtigt wird. Die Menge an Vanadium ist somit auf einen Bereich von 0,05 bis 0,3%, vorzugsweise von 0,10 bis 0,30% und insbesondere von 0,15 bis 0,25% beschränkt.
Nb bildet NbC im Sinne der Kornfeinung des Stahls und ein Teil davon wird in der Grundmasse gelöst, wenn der Stahl abgeschreckt wird und es während des Anlassens zur Ausfällung kommt, wodurch die Warmfestigkeit erhöht wird. Für den erfindungsgemäßen Stahl sind zwar wenigstens 0,01% V erforderlich, wird jedoch eine Menge von 0,20% Nb überschritten, wird Vanadium durch Nb zu stark fixiert und die Menge an ausgefallenen Carbiden vom M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ wird so weit reduziert, daß die Warmfestigkeit des Stahls beeinträchtigt wird. Die Menge an Nb ist somit auf eine Menge im Bereich von 0,01 bis 0,20%, vorzugsweise von 0,03 bis 0,13% und insbesondere von 0,04 bis 0,10% begrenzt.
Co ist ein wichtiges Legierungselement, wodurch sich der erfindungsgemäße Stahl von den herkömmlichen Stählen unterscheidet, und führt zu einer erheblichen Verbesserung der Warmfestigkeit des Stahls. Es wird angenommen, daß diese Wirkung vermutlich auf dem Synergismus zwischen Co und Wolfram im Hinblick auf die konkrete chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls, der mindestens 1,6% Wolfram enthält, beruht. Zur Verstärkung der Co-Wirkung enthält der erfindungsgemäße Stahl wenigstens 2,0% Co. Ist andererseits die Menge an Co zu hoch, verliert der Stahl an Duktilität und die Kosten für seine Herstellung erhöhen sich. Die Menge an Co ist daher auf einen Wert von bis zu 5,0%, vorzugsweise von 2,1 bis 3,5% und insbesondere von 2,2 bis 3,1% beschränkt.
Stickstoff (N) ist wirksam im Sinne der Ausfällung von Vanadiumnitriden und der Anhebung der Warmfestigkeit des Stahls in Form einer festen Lösung (sogenannter "IS effect") unter Zusammenwirkung mit Mo und W, wobei der "IS effect" auf der Wechselwirkung zwischen einem interstitiellen Lösungsmittelelement und einem Lösungsmittelelement vom Substitutionstyp beruht. Der erfindungsgemäße Stahl erfordert einerseits wenigstens 0,005% Stickstoff, andererseits kommt es jedoch bei einer Überschreitung von 0,04% Stickstoff zu einer Verminderung der Duktilität und Zähigkeit des Stahls. Die Stickstoffmenge ist somit auf einen Bereich von 0,005 bis 0,04% vorzugsweise von 0,01 bis 0,03% und insbesondere von 0,015 bis 0,025% beschränkt.
Si ist ein schädliches Element, das die Bildung der Laves- Phase begünstigt und die Zähigkeit des Stahls aufgrund der Korngrenzenseigerung usw. beeinträchtigt. Si muß somit auf eine Menge von höchstens 0,10% und vorzugsweise von höchstens 0,06% beschränkt sein. Obwohl Si gewöhnlich dem Stahl als Desoxidationsmittel zugesetzt wird, sieht man bei der Desoxidation des Stahls unter Vakuum davon ab. In diesem Falle enthält der Stahl höchstens 0,01% und vorzugsweise 0,005 bis bis 0,06% Si.
Bor (B) hat eine die Korngrenzen verfestigende sowie eine die Carbidverteilung verstärkende Wirkung beim Stahl, wodurch die Warmfestigkeit angehoben wird. Die zuletzt genannte Wirkung beruht dabei darauf, daß das Bor Präzipitate vom Typ M&sub2;&sub3;(CB)&sub6; erzeugt, die warmfester sind als die Carbide vom M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ und die es verhindern, daß es zu einer Aggregation und Vergröberung der Carbide kommt. Zur Erzielung der genannten Wirkungen ist einerseits eine Menge von wenigstens 0,001% Bor erforderlich, wird jedoch andererseits eine Bormenge von 0,020% überschritten, büßt der Stahl an Schweißbarkeit, Schmiedbarkeit und Niedertemperturzähigkeit ein. Die Bormenge ist daher auf einen Bereich von 0,001 bis 0,020 %, vorzugsweise von mindestens 0,002% und insbesondere von 0,004 bis 0,017% und ganz besonders von 0,006 bis 0,013% beschränkt.
Bor und Stickstoff hängen ganz eng miteinander zusammen. Ihre Mengen sind vorzugsweise so einzustellen, daß das Mengenverhältnis "N/B" 1 bis 5 beträgt und ihre Aggregation höchstens 0,050% ausmacht. Im Hinblick auf die Aggregationsmenge ist insbesondere festzustellen, daß bei einer Bormenge von mindestens 0,010% oder unter 0,015% die Stickstoffmenge vorzugsweise höchstens 0,050% zu betragen hat und im Falle von weniger als 0,010% Bor oder weniger als 0,015% Bor, die Menge an Stickstoff vorzugsweise höchstens 0,040% zu betragen hat. Die Aggregationsmenge beträgt vorzugsweise mindestens 0,015% und ganz besonders 0,015 bis 0,035%.
Die Sauerstofflöslichkeit im Stahl beträgt höchstens 0,001%, der Stahl enthält jedoch tatsächlich eine überschüssige Menge an Sauerstoff, um nichtmetallische Verbindungen einschließlich MnO-SiO&sub2; zu bilden. Der Sauerstoff verhindert einerseits eine Vergröberung des Kristallkorns des Stahls, bewirkt jedoch andererseits, wenn er in einer überschüssigen Menge vorliegt, eine Beeinträchtigung der Zeitstandfestigkeit und der Bruchzähigkeit. Die Sauerstoffmenge ist daher auf 0,010%, vorzugsweise 0,0050%, besonders bevorzugt auf 0,0005 bis 0,0035% und ganz besonders bevorzugt auf 0,0005 bis 0,0020% beschränkt.
Der Wasserstoff liegt im Stahl aufgrund seines kleinen Atomradius als interstitielles Lösungsmittel vor. Obwohl ferner allgemein bekannt ist, daß Wasserstoff für die Bildung von Defekten im Stahl, wie z. B. von weißen Flecken, verantwortlich ist, kann er mit den gegenwärtigen industriellen Verfahren nicht vollständig entfernt werden. Da eine überschüssige Menge von mehr als 0,00020% Wasserstoff die Zeitstandfestigkeit und die Bruchzähigkeit beeinträchtigt, ist seine Menge auf 0,0002%, vorzugsweise 0,00001 bis 0,00015% und insbesondere auf 0,00001 bis 0,00010% beschränkt.
Was das Cr-Äquivalent betrifft, so wird, wenn dieses einen Wert von 10 überschreitet, die schädliche δ-Ferrit-Phase, welche den Stahl in seiner Tieftemperaturzähigkeit, seiner Versprödungsbeständigkeit und seiner Ermüdungsfestigkeit beeinträchtigt, im Stahl ausgefällt, weshalb dieses auf höchstens 10, vorzugsweise höchstens 8,5 und insbesondere auf höchstens 7,5 beschränkt ist.
Die Herstellung der erfindungsgemäßen Laufradwelle umfaßt folgende Stufen:
Gießen eines Blocks aus einer Schmelze des erfindungsgemäßen Stahls, der in einem Elektroofen oder durch Elektroschlackeumschmelzen (ESU) gewonnen wird,
Schmieden des Blocks,
Erwärmung des geschmiedeten Erzeugnisses auf 900 bis 1150ºC,
Abschrecken des geschmiedeten Erzeugnisses nach dem Erwärmen bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 50ºC/h bis 600ºC/h im zentralen Bereich des Erzeugnisses,
Anlassen des abgeschreckten Erzeugnisses bei 500ºC bis 700ºC (primäres Anlassen), gegebenenfalls gefolgt von einem sekundären Anlassen bei 600 bis 750ºC,
Bildung eines Lochs im Zentralbereich des angelassenen Erzeugnisses entlang seiner Achse und
abschließendes Anlassen des ein Loch im Zentralbereich aufweisenden Erzeugnisses.
Das Anlassen erfolgt bei einer Temperatur von mindestens 200ºC, vorzugsweise von 500 bis 700ºC. Das abschließende Anlassen wird bei einer Temperatur oberhalb derjenigen des primären Anlassens und unterhalb derjenigen des gegebenenfalls erfolgenden sekundären Anlassens durchgeführt. Insbesondere können der erfindungsgemäße Stahl und die erfindungsgemäße Laufradwelle hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit infolge der Abschreckgeschwindigkeit von 50ºC/h bis 600ºC/h im Zentralbereich des zu bearbeitenden Erzeugnisses aufweisen.

BEISPIELE

Beispiel 1

Die Legierungen mit den in Tabelle 1 angeführten chemischen Zusammensetzungen wurden durch Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt. Sie wurden zu Blöcken mit einem Gewicht von jeweils 50 kg vergossen und zu rechteckigen Brammen mit einem Querschnitt von jeweils 30 mm · 90 mm geschmiedet. Die geschmiedeten Erzeugnisse wurden einer Wärmebehandlung unterzogen, die derjenigen des Zentralbereichs einer echten großen Dampfturbinenlaufradwelle entspricht. Tabelle 1 Tabelle 1 (Fortsetzung)
* Bemerkung: Cr-Äquivalent - Cr + 6Si + 4Mo + 1,5W + 11V + 5Nb - 40C - 2Mn - 4Ni -2Co - 30N
Die Stähle gemäß den Beispielen Nr. 1 bis 17 wurden bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 100ºC/h nach Halten bei 1050ºC während 5 Stunden einem ersten Anlassen bei 570ºC während 20 Stunden und einer sekundären Anlaßbehandlung bei 710ºC während 20 Stunden und einem abschließenden Anlassen bei 680ºC während 20 Stunden unterworfen.
Der Stahl aus Beispiel Nr. 21 wurde einer Abschreckbehandlung bei einer Abkühlungsbeschwindigkeit von 100ºC/h nach Halten bei 1050ºC während 5 Stunden, einem ersten Anlassen bei 570ºC während 20 Stunden und einem sekundären Anlassen bei 670ºC während 20 Stunden unterworfen.
Dann wurden dem obigen wärmebehandelten Erzeugnissen Proben entnommen und auf Zeitstandfestigkeit bei 650ºC bzw. 700ºC geprüft. Die Prüfergebnisse wurden nach der Methode von Larson-Miller bewertet, um die 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC im Hinblick auf die einzelnen Proben zu ermitteln.
Was den Kerbschlagbiegeversuch betrifft, so wurden die obigen wärmebehandelten Erzeugnisse einer Versprödungsbehandlung bei 650ºC während 1000 Stunden unterworfen, wonach die Charpy-Spitzkerbproben entsprechend JIS Z 2202 Nr. 4 entnommen wurden. Die Proben wurden dem Charpy-Spitzkerbversuch bei 20ºC unterworfen und es wurde die Kerbschlagabsorptionsenergie für die einzelnen Proben ermittelt.
In Tabelle 1 handelt es sich bei den Beispielen Nr. 1, 11, 14 und 17 um den erfindungsgemäßen Stahl und bei den Beispielen 2 bis 5, 12, 13, 15 und 16 um den Vergleichsstahl und Beispiel Nr. 21 steht für einen traditionellen Laufradwellenwerkstoff, der bei den derzeitigen Turbinen breite Anwendung findet.
Tabelle 2 illustriert die 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC und die Kerbschlagabsorptionsenergie für die einzelnen Beispiele. Tabelle 2
Der erfindungsgemäße Stahl gemäß den Beispielen Nr. 1, 11, 14 und 17 weist eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC von 12,7 kp/mm² auf, was einen ausgezeichneten Wert darstellt und den traditionellen Werkstoff gemäß Nr. 21 um ca. das Dreifache übertrifft. Ferner weisen die Beispiele Nr. 1, 11, 14 und 17 des erfindungsgemäßen Stahls eine Zähigkeit von 2,5 bis 3,12 kp-m (bei 20ºC) auf, was dem traditionellen Werkstoff im allgemeinen gleichkommt oder diesen sogar übertrifft.
Es wird angenommen, daß der erfindungsgemäße Stahl für eine Laufradwelle einer unter ultraüberkritischem Druck arbeitenden Dampfturbine, die bei einer Grenzdampftemperatur von 650ºC arbeitet, völlig ausreicht.
Die Fig. 1 bis 8 zeigen die Ergebnisse der mechanischen Prüfung entsprechend den Beispielen.
Aus diesen Zeichnungen kann folgendes entnommen werden:
Zulegiertes Bor vermindert einerseits die Zähigkeit (Fig. 2), führt jedoch andererseits zu einem erheblichen Anstieg der Zeitstandfestigkeit (Fig. 1). Durch Zulegieren von mindestens 0,001% Bor kann eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC von mindestens 19 kp/mm² erzielt werden. Eine zu hohe Bormenge vermindert jedoch die Zähigkeit und insbesondere setzt eine Bormenge von über 0,02% die Kerbschlagabsorptionsenergie auf einen Wert von 2 kp-m herab.
Obwohl Stickstoff in den Stählen die Zähigkeit herabsetzt (Fig. 4), bewirkt andererseits eine Stickstoffmenge von ca. 0,02% einen starken Anstieg der Zeitstandfestigkeit (Fig. 3). Durch Zulegieren von 0,005 bis 0,04% Stickstoff kann eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC von mindestens 10 kp/mm² erzielt werden.
Ein Anstieg der Wasserstoffmenge beeinträchtigt die Zähigkeit (Fig. 5). Liegt der Wasserstoff in einer Menge von über 0,0002% vor, ist es unmöglich, eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC von mindestens 10 kp/mm² und eine Kerbschiagabsorptionsenergie von mindestens 2 kp-m aufrechtzuerhalten.
Eine Zunahme der Sauerstoffmenge führt zur Verminderung der Zeitstandfestigkeit sowie der Zähigkeit (Fig. 6 und 7). Liegt der Sauerstoff in einer Menge von mindestens 0,005% vor, ist es unmöglich, eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit bei 650ºC von mindestens 10 kp/mm² aufrechtzuerhalten.

Beispiel 2

In einem Elektroofen wurde ein Werkstoff erschmolzen, der die chemische Zusammensetzung gemäß Beispiel 17 (sie Tabelle 1) besitzt. Ein Block aus dieser Schmelze wurde dann geschmiedet, um zu einer Stabelektrode zu gelangen. Anschließend wurde diese dem Elektroschlackeumschmelzverfahren unterworfen. Das durch das Elektroschlackeumschmelzverfahren erhaltene Erzeugnis wurde dann bei 1150ºC geschmiedet, um zu einem Erzeugnis von der Form einer Laufradwelle mit einem Maximaldurchmesser von ca. 900 mm und einer Länge von 4500 mm zu gelangen, wonach dieses grob bearbeitet (geschruppt) wurde. Das auf diese Weise erhaltene Erzeugnis wurde dann Wärmebehandlungen unter Abschrecken und dreifachem Anlassen entsprechend den Bedingungen in Beispiel 1 unterworfen. Zum Zwecke der Dehydrierung wurde das dreifache Anlassen nach der Bildung eines zentralen Loches mit einem Durchmesser von 90 mm im Erzeugnis unmittelbar nach der zweiten Anlaßbehandlung durchgeführt.
Beispiel 17 und Tabelle 1 zeigen das Ergebnis der chemischen Analyse des zentralen Bereichs des Erzeugnisses von der Form einer Laufradwelle, die bereits die obigen Wärmebehandlungen durchlaufen hat.
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Zeitstandprüfung sowie der Charpy-Spitzkerbprobe bei dem Erzeugnis, das die Form einer Laufradwelle aufweist. Die Ergebnisse sind dabei annähernd identisch mit denen des erfindungsgemäßen Stahls gemäß der ersten Ausführungsform.
Die Beispiele zeigen, daß der erfindungsgemäße Stahl für eine Laufradwelle einer großen Turbine in Frage kommt, ohne daß dabei Probleme bezüglich der Bearbeitbarkeit auftreten.
Aus den obigen Ausführungen geht hervor, daß bei Verwendung des erfindungsgemäßen Stahls für die Herstellung einer Laufradwelle einer bei einem ultraüberkritischen Druck arbeitenden Dampfturbine, deren Dampftemperatur auf ca. 650ºC angehoben werden kann, wodurch der thermische Wirkungsgrad des Wärmekraftwerks erheblich verbessert werden kann.

Claims

1. Warmfester Stahl, dessen Metallgefüge ausschließlich in der Martensitphase vorliegt, hergestellt durch Anlassen nach dem Abschrecken, und der, bezogen auf das Gewicht, 0,05 bis 0,20% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, höchstens 1,0% Ni, 8,5 bis 13,0% Cr, höchstens 3,50% Mo, höchstens 3,5% W, 0,05 bis 0,30% V, 0,01 bis 0,20% Nb, 2,0 bis 5,0 % Co, 0,001 bis 0,020% B, 0,005 bis 0,040% N, hochstens 0,010% O, höchstens 0,00020% H, vorzugsweise wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr und Hf in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in einer Menge von höchstens 0,2% umfaßt, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.

2. Warmfester Stahl nach Anspruch 1, der, bezogen auf das Gewicht, 0,08 bis 0,16% C, höchstens 0,10% Si, 0,35 bis 0,85% Mn, 0,20 bis 0,80% Ni, 10,0 bis 12,0% Cr, 0,05 bis 0,50% Mo, 2,0 bis 3,0% W, 0,10 bis 0,30% V, 0,03 bis 0,13% Nb, 2,0 bis 3,5% Co, 0,004 bis 0,017% B, 0,010 bis 0,030% N, 0,0005 bis 0,0035% O und 0,00001 bis 0,00015% H, vorzugsweise mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr, Hf in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in erner Menge von höchstens 0,2% umfaßt, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.

3. Warmfester Stahl nach Anspruch 1, der, bezogen auf das Gewicht, 0,09 bis 0,14% C, höchstens 0,06% Si, 0,35 bis 0,65% Mn, 0,4 bis 0,6 W Ni, 10,5 bis 11,5% Cr, 0,55 bis 0,85% Mo oder 1,2 bis 2,5% Mo, 0,5 bis 1,0% W bei 1,2 bis 2,5% Mo oder 1,6 bis 3,0% W bei weniger als 1,2% Mo, 0,15 bis 0,25% V, 0,04 bis 0,10% Nb, 2,2 bis 3,1% Co, 0,006 bis 0,013% B, 0,015 bis 0,025% N, 0,0005 bis 0,002% O, 0,00001 bis 0,0001% H, vorzugsweise wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr, Hf, in einer Menge von höchstens 0,5%, insbesondere wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe Ca, Ti, Zr, Ta, Hf, Mg und Al, und Seltenerdelemente in einer Menge von höchstens 0,2% umfaßt, wobei der Rest auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.

4. Warmfester Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, worin die Gesamtmenge an B und N bis zu 0,050 Gew-% erreicht und das Verhältnis N/B 1 bis 5 beträgt.

5. Warmfester Stahl nach Anspruch 4, worin die Gesamtmenge an B und N 0,015 bis 0,035 Gew.-% beträgt.

6. Warmfester Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, der in Gew.-% ein Cr-Äquivalent, d. h. 40 · C - 30 · N - 2 · Mn - 4 · Ni + Cr + 6 · S i + 4 · Mo + 1,5 · W + 11 · V + 5 · Nb - 2 · Co von bis zu 10 und vorzugsweise von bis zu 8,5 und insbesondere von bis zu 7, 5 aufweist.

7. Warmfester Stahl nach einem der vorhergenden Ansprüche, der eine 100.000 h-Zeitstandfestigkeit von mindestens 98 N/mm² (10 kp/mm²) bei 650ºC und eine Schlagabsorptionsenergie von mindestens 19,5 Nm (2 kp-m) bei 20ºC nach Erwärmung während 1000 Stunden bei 650ºC aufweist.

8. Dampfturbinenlaufradwelle, die aus einem warmfesten Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche hergestellt wurde und in einer bei einer Dampftemperatur von 610 bis 650ºC arbeitenden Dampfturbine zum Einsatz kommt.

9. Wärmebehandlungsverfahren für eine Dampfturbinenlaufradwelle nach Anspruch 8, das folgende Stufen umfaßt:

- Abschrecken eines Ausgangsstoffes für die Laufradwelle, ausgehend von einer Temperatur von 900 bis 1150ºC und vorzugsweise von 1000 bis 1100ºC,

- erstes Anlassen des abgeschreckten Stoffes, gegebenenfalls unter sekundärem Anlassen,

- Bildung eines Lochs im Zentralbereich im angelassenen Stoff entlang seiner Achse und

- abschließendes Anlassen des ein Loch im Zentralbereich aufweisenden Stoffes.

10. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem der Ausgangsstoff ein Block ist, der aus der Schmelze des in einem Elektroofen oder durch Elektroschlacke-Umschmelzen gewonnenen warmfesten Stahls gegossen wurde und nachfolgend geschmiedet wird.

11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, bei dem das Abschrecken bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 50 bis 600ºC/h im Zentralbereich des Stoffes durchgeführt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, bei dem das primäre Anlassen bei 500 bis 700ºC durchgeführt wird, während das gegebenenfalls erfolgende sekundäre Anlassen bei 600 bis 750ºC durchgeführt wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12, bei dem das abschließende Anlassen bei einer Temperatur durchgeführt wird, die über der des primären Anlassens und unter der des gegebenenfalls erfolgenden Anlassens liegt.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13, bei dem das abschließende Anlassen bei einer Temperatur von mindestens 200ºC und vorzugsweise bei 500 bis 700ºC durchgeführt wird.