JP6189737B2 - Steam turbine low pressure rotor and method for manufacturing the same - Google Patents
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Description
本発明は、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる蒸気タービンロータ及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a steam turbine rotor excellent in the balance of strength, toughness, and corrosion resistance, and a method for manufacturing the same.
地球環境保護の観点から、CO2排出量の削減及び資源の有効利用が課題となっている。火力発電においては、発電効率の向上が強く求められている。火力発電における発電効率向上のための手段の一つとして、蒸気タービンの長翼化を挙げることができる。しかしながら、蒸気タービンを長翼化すると、遠心力が増大する。このため、長翼を支持する高強度の低圧最終段ディスク、及びそのような低圧最終段ディスクを備える蒸気タービン低圧ロータが必要とされている。 From the viewpoint of protecting the global environment, reduction of CO 2 emissions and effective use of resources are issues. In thermal power generation, improvement in power generation efficiency is strongly demanded. One means for improving power generation efficiency in thermal power generation is to increase the length of the steam turbine. However, if the steam turbine is lengthened, the centrifugal force increases. For this reason, there is a need for a high strength low pressure last stage disk that supports the long blades and a steam turbine low pressure rotor comprising such a low pressure last stage disk.
蒸気タービン低圧ロータには、通常、高靭性の3.5％Ni鋼が用いられる。3.5％Ni鋼からなる一体型蒸気タービンロータの場合、1000 MPa以上に高強度化すると、耐食性が低下することが知られている。高強度化によって引き起こされる耐食性低下として、例えば、応力腐食割れ（SCC）の発生が顕著になることが知られている。 For steam turbine low pressure rotors, high toughness 3.5% Ni steel is typically used. In the case of an integrated steam turbine rotor made of 3.5% Ni steel, it is known that the corrosion resistance decreases when the strength is increased to 1000 MPa or more. It is known that, for example, the occurrence of stress corrosion cracking (SCC) becomes significant as a decrease in corrosion resistance caused by the increase in strength.
強度及び靭性に加えて耐食性に優れる材料として、例えば、特許文献1は、重量％で、C:0.05％以下、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Cu:5.0％以下、Ni:1.5〜7.0％、Cr:12.0〜17.5％、Mo:0〜2.0％（無添加の場合を含む）、N:0.02％以下を含むマルテンサイト系ステンレス鋼に対して、1000℃以下での加工率が10％以上で、且つ700℃以上で仕上がる熱間加工を施し、熱間加工後、直ちに3℃/min以上の冷却速度で室温付近まで冷却することにより、その後の焼入処理を省略することを特徴とする、耐キャビテーション・エロージョン性及び耐摩耗性に優れた高強度、高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法を記載する。
As a material excellent in corrosion resistance in addition to strength and toughness, for example,
特許文献2は、質量で、0.05％以下のC、0.05％以下のN、10.0％以上14.0％以下のCr、8.5％以上11.5％以下のNi、0.5％以上3.0％以下のMo、1.5％以上2.0％以下のTi、0.25％以上1.00％以下のAl、0.5％以下のSi、1.0％以下のMnを含み、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼、及びそれを用いた蒸気タービン長翼を記載する。当該文献は、前記の特徴を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が、組織の安定性、強度、靭性及び耐食性に優れ、サブゼロ処理を必要としない生産性に優れた材料であることを記載する。
一体型蒸気タービンロータとは異なり、特性の異なる複数の材料を組み合わせることで得られる蒸気タービンロータも知られている。例えば、特許文献3は、高温用ロータ材に肉盛溶接を施して中間材を設けるステップと、この中間材と高温用ロータ材に高温熱処理を施すステップと、上記中間材に低温用ロータ材を溶接して接合するステップと、これらの高温用ロータ材及び低温用ロータ材の全体に低温熱処理を施すステップとを含んでなるタービン用ロータの製造方法を記載する。当該文献は、前記方法によって製造されるタービン用ロータとして、高温部に高強度の12Cr鋼を、低温部に高靭性の3.5％Ni鋼を用いた異鋼種溶接ロータを開示する。
Unlike an integrated steam turbine rotor, a steam turbine rotor obtained by combining a plurality of materials having different characteristics is also known. For example,
前記の通り、蒸気タービンの長翼化に対応し得る、高強度且つ高耐食性の低圧側最終段ディスクを備える蒸気タービン低圧ロータが必要とされている。また、蒸気タービン低圧ロータ及びそのディスクを構成する材料には、通常、強度だけでなく、高い靭性も必要とされる。しかしながら、一般的に、強度及び靭性、強度及び耐食性は、それぞれトレードオフの関係にある。このため、単一の材料を用いて一体型の蒸気タービン低圧ロータを製造する場合、各段落において、強度、靭性及び耐食性のいずれも満足し得る水準を達成することは困難であった。また、特性の異なる複数の材料を組み合わせて蒸気タービン低圧ロータを製造する場合、複数の材料がそれぞれ有する特性を損なうことなく、各段落において、強度、靭性及び耐食性のいずれも満足し得る水準を達成することは困難であった。 As described above, there is a need for a steam turbine low-pressure rotor including a high-strength, high-corrosion-resistant low-pressure side final stage disk that can cope with the longer blade length of a steam turbine. Further, the material constituting the steam turbine low-pressure rotor and its disk usually requires not only strength but also high toughness. However, generally, strength and toughness, strength and corrosion resistance are in a trade-off relationship. For this reason, when manufacturing an integrated steam turbine low-pressure rotor using a single material, it has been difficult to achieve satisfactory levels of strength, toughness, and corrosion resistance in each stage. In addition, when manufacturing steam turbine low-pressure rotors by combining multiple materials with different characteristics, each paragraph achieves a level that satisfies all of the strength, toughness, and corrosion resistance without losing the characteristics of each material. It was difficult to do.
それ故、本発明は、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる蒸気タービン低圧ロータを提供することを目的とする。 Therefore, an object of the present invention is to provide a steam turbine low-pressure rotor having an excellent balance of strength, toughness, and corrosion resistance.
前記課題を解決するため、本発明の蒸気タービン低圧ロータは、総質量に対して、0.1質量％以下のCと、0.5質量％以下のSiと、0.1〜1質量％のMnと、7〜10質量％のNiと、12〜18質量％のCrと、2〜3質量％のMoと、0.5〜2.5質量％のTiと、0.5〜2.5質量％のAlと、残部のFe及び不可避不純物とからなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなる低圧側最終段ディスクと、3.5％Ni鋼からなり、該低圧側最終段ディスクに隣接して配置される高圧側ディスクとを備え、前記低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとを溶接して接合する工程、及び前記工程によって得られた接合部材を570〜650℃で熱処理する工程を含む方法によって製造される。 In order to solve the above-mentioned problems, the steam turbine low-pressure rotor of the present invention is based on a total mass of 0.1 mass% or less of C, 0.5 mass% or less of Si, 0.1 to 1 mass% of Mn, and 7 to 10 mass. From mass% Ni, 12-18 mass% Cr, 2-3 mass% Mo, 0.5-2.5 mass% Ti, 0.5-2.5 mass% Al, the balance Fe and inevitable impurities A low-pressure side final stage disk made of precipitation hardening martensitic stainless steel, and a high-pressure side disk made of 3.5% Ni steel and arranged adjacent to the low-pressure side final stage disk. It is manufactured by a method including a step of welding and joining a disc and the high-pressure side disc, and a step of heat-treating the joining member obtained by the step at 570 to 650 ° C.
本発明の蒸気タービン低圧ロータはまた、総質量に対して、0.1質量％以下のCと、0.5質量％以下のSiと、0.1〜1質量％のMnと、7〜10質量％のNiと、12〜18質量％のCrと、2〜3質量％のMoと、0.5〜2.5質量％のTiと、0.5〜2.5質量％のAlと、残部のFe及び不可避不純物とからなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなる低圧側最終段ディスクと、3.5％Ni鋼からなり、該低圧側最終段ディスクに隣接して配置される高圧側ディスクとを備え、前記低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとが溶接部を介して接合されており、前記低圧側最終段ディスクの任意の断面における総面積に対するδフェライト相の面積の百分率が0〜10％の範囲である。 The steam turbine low-pressure rotor of the present invention is also based on the total mass of 0.1 mass% or less C, 0.5 mass% or less Si, 0.1 to 1 mass% Mn, 7 to 10 mass% Ni, Precipitation hardening type martensite consisting of 12-18% Cr, 2-3% Mo, 0.5-2.5% Ti, 0.5-2.5% Al, balance Fe and inevitable impurities A low pressure side final stage disk made of stainless steel and a high pressure side disk made of 3.5% Ni steel and disposed adjacent to the low pressure side final stage disk, the low pressure side final stage disk and the high pressure side disk Are joined via a welded portion, and the percentage of the area of the δ ferrite phase with respect to the total area in an arbitrary cross section of the low-pressure side final stage disk is in the range of 0 to 10%.
前記課題を解決するため、本発明の蒸気タービン低圧ロータの製造方法は、総質量に対して、0.1質量％以下のCと、0.5質量％以下のSiと、0.1〜1質量％のMnと、7〜10質量％のNiと、12〜18質量％のCrと、2〜3質量％のMoと、0.5〜2.5質量％のTiと、0.5〜2.5質量％のAlと、残部のFe及び不可避不純物とからなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなる低圧側最終段ディスクと、3.5％Ni鋼からなる高圧側ディスクとを溶接して接合する工程；及び
前記工程によって得られた接合部材を570〜650℃で熱処理する工程；
を含む。
In order to solve the above-mentioned problem, the method for producing a steam turbine low-pressure rotor of the present invention is based on a total mass of 0.1 mass% or less C, 0.5 mass% or less Si, 0.1 to 1 mass% Mn, 7-10 wt% Ni, 12-18 wt% Cr, 2-3 wt% Mo, 0.5-2.5 wt% Ti, 0.5-2.5 wt% Al, balance Fe and inevitable A step of welding and joining a low-pressure side final stage disk made of precipitation hardened martensitic stainless steel made of impurities and a high-pressure side disk made of 3.5% Ni steel; Heat treatment at ˜650 ° C .;
including.
本発明により、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる蒸気タービン低圧ロータを提供することが可能となる。 According to the present invention, it is possible to provide a steam turbine low-pressure rotor having an excellent balance of strength, toughness, and corrosion resistance.
前記した以外の、課題、構成及び効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。 Problems, configurations, and effects other than those described above will be clarified by the following description of embodiments.
以下、本発明の好ましい実施形態について詳細に説明する。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail.
本明細書では、適宜図面を参照して本発明の特徴を説明する。図面では、明確化のために各部の寸法及び形状を誇張しており、実際の寸法及び形状を正確に描写してはいない。それ故、本発明の技術的範囲は、これら図面に表された各部の寸法及び形状に限定されるものではない。 In the present specification, features of the present invention will be described with reference to the drawings as appropriate. In the drawings, the size and shape of each part are exaggerated for clarity, and the actual size and shape are not accurately depicted. Therefore, the technical scope of the present invention is not limited to the size and shape of each part shown in these drawings.
＜1. 蒸気タービン低圧ロータ＞
本発明は、蒸気タービン低圧ロータに関する。
<1. Steam turbine low pressure rotor>
The present invention relates to a steam turbine low pressure rotor.
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、低圧側最終段ディスクと、該低圧側最終段ディスクに隣接して配置される高圧側ディスクとを備えることが必要である。 The steam turbine low-pressure rotor of the present invention needs to include a low-pressure side final stage disk and a high-pressure side disk disposed adjacent to the low-pressure side final stage disk.
本発明の蒸気タービン低圧ロータにおいて、低圧側最終段ディスクは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなることが必要である。本明細書において、「析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼」は、金属間化合物による析出強化合金を意味する。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the low-pressure side final stage disk needs to be made of precipitation hardening martensitic stainless steel. In the present specification, “precipitation hardening type martensitic stainless steel” means a precipitation strengthened alloy made of an intermetallic compound.
本発明の蒸気タービン低圧ロータにおいて、低圧側最終段ディスクを構成する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、0.1質量％以下の炭素（C）を含有することが必要である。C含有量は、0.05質量％以下であることが好ましく、0.025質量％以下であることがより好ましい。炭素（C）は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の機械的特性及び／又は応力腐食割れ耐性（耐SCC性）に悪影響を及ぼすδフェライト相の生成を抑制する元素である。また、クロム（Cr）、チタン（Ti）及びモリブデン（Mo）等と一緒になって化合物（炭化物）を形成し、析出硬化に寄与する元素である。C含有量が0.1質量％以下の場合、炭化物の過剰析出に起因する靭性の低下を抑制することができる。また、粒界近傍のCr濃度の低下に起因する耐食性の悪化を抑制することができる。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the precipitation hardening martensitic stainless steel constituting the low-pressure side final stage disk needs to contain 0.1% by mass or less of carbon (C) with respect to the total mass. . The C content is preferably 0.05% by mass or less, and more preferably 0.025% by mass or less. Carbon (C) is an element that suppresses the formation of a δ ferrite phase that adversely affects the mechanical properties and / or stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) of precipitation hardening martensitic stainless steel. Further, it is an element that forms a compound (carbide) together with chromium (Cr), titanium (Ti), molybdenum (Mo), etc., and contributes to precipitation hardening. When the C content is 0.1% by mass or less, a reduction in toughness due to excessive precipitation of carbides can be suppressed. In addition, it is possible to suppress deterioration of corrosion resistance due to a decrease in Cr concentration in the vicinity of the grain boundary.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、0.5質量％以下のシリコン（Si）を含有することが必要である。Si含有量は、0.25質量％以下であることが好ましく、0.1質量％以下であることがより好ましい。シリコン（Si）は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造における溶解工程時に脱酸剤として機能する元素である。Si含有量が少量であっても、所望の効果を発現することができる。Si含有量が0.5質量％以下の場合、δフェライト相の形成に起因する特性劣化を抑制することができる。或いは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造において、カーボン真空脱酸法又はエレクトロスラグ再溶解法等の手段によって溶解工程を実施する場合、Si含有量は、ゼロであってもよい（すなわち、Siを含有しなくともよい）。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 0.5 mass% or less of silicon (Si) with respect to the total mass. The Si content is preferably 0.25% by mass or less, and more preferably 0.1% by mass or less. Silicon (Si) is an element that functions as a deoxidizer during the melting step in the production of precipitation hardening martensitic stainless steel. Even if the Si content is small, a desired effect can be exhibited. When the Si content is 0.5% by mass or less, characteristic deterioration due to the formation of the δ ferrite phase can be suppressed. Alternatively, in the production of precipitation hardening martensitic stainless steel, when the melting step is performed by means such as a carbon vacuum deoxidation method or an electroslag remelting method, the Si content may be zero (that is, Si may not be contained).
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、0.1〜1質量％のマンガン（Mn）を含有することが必要である。Mn含有量は、0.3〜0.8質量％の範囲であることが好ましく、0.4〜0.7質量％の範囲であることがより好ましい。マンガン（Mn）は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造における溶解工程時に脱酸剤又は脱硫剤として機能する元素である。Mn含有量が少量であっても、所望の効果を発現することができる。Mn含有量が0.1質量％以上の場合、δフェライト相の形成に起因する特性劣化を抑制することができる。また、1質量％以下の場合、靭性の低下を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 0.1 to 1% by mass of manganese (Mn) with respect to the total mass. The Mn content is preferably in the range of 0.3 to 0.8% by mass, and more preferably in the range of 0.4 to 0.7% by mass. Manganese (Mn) is an element that functions as a deoxidizer or a desulfurizer during the melting step in the production of precipitation hardening martensitic stainless steel. Even if the Mn content is small, a desired effect can be exhibited. When the Mn content is 0.1% by mass or more, characteristic deterioration due to the formation of the δ ferrite phase can be suppressed. Moreover, when it is 1 mass% or less, the fall of toughness can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、7〜10質量％のニッケル（Ni）を含有することが必要である。Ni含有量は、7.5〜9.5質量％の範囲であることが好ましく、8.0〜9.0質量％の範囲であることがより好ましい。ニッケル（Ni）は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の機械的特性及び／又は応力腐食割れ耐性（耐SCC性）に悪影響を及ぼすδフェライト相の生成を抑制する元素である。また、チタン（Ti）及びアルミニウム（Al）等と一緒になって化合物（Ni-Ti-Al化合物）を形成し、該Ni-Ti-Al化合物の析出硬化によって、引張強度、焼き入れ性及び／又は靭性の向上に寄与する元素である。Ni含有量が7質量％以上の場合、前記の効果を十分に発現することができる。また、Ni含有量が10質量％以下の場合、オーステナイト相の形成に起因する機械的強度（例えば引張強度）の低下を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 7 to 10% by mass of nickel (Ni) with respect to the total mass. The Ni content is preferably in the range of 7.5 to 9.5% by mass, and more preferably in the range of 8.0 to 9.0% by mass. Nickel (Ni) is an element that suppresses the formation of a δ ferrite phase that adversely affects the mechanical properties and / or stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) of precipitation hardening martensitic stainless steel. Further, a compound (Ni-Ti-Al compound) is formed together with titanium (Ti) and aluminum (Al), and the tensile strength, hardenability and / or by precipitation hardening of the Ni-Ti-Al compound. Or it is an element which contributes to the improvement of toughness. When the Ni content is 7% by mass or more, the above effects can be sufficiently exhibited. Moreover, when Ni content is 10 mass% or less, the fall of the mechanical strength (for example, tensile strength) resulting from formation of an austenite phase can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、12〜18質量％のクロム（Cr）を含有することが必要である。Cr含有量は、13〜18質量％の範囲であることが好ましく、13.5〜14.5質量％の範囲であることがより好ましく、13.75〜14.25質量％の範囲であることがさらに好ましい。クロム（Cr）は、ステンレス鋼の表面に不動態被膜を形成することによって、耐食性向上に寄与する元素である。Cr含有量が12質量％以上の場合、十分な耐食性を確保することができる。また、Cr含有量が18質量％以下の場合、δフェライト相の形成に起因する、機械的特性又は耐SCC性のような特性の劣化を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 12 to 18% by mass of chromium (Cr) with respect to the total mass. The Cr content is preferably in the range of 13 to 18% by mass, more preferably in the range of 13.5 to 14.5% by mass, and still more preferably in the range of 13.75 to 14.25% by mass. Chromium (Cr) is an element that contributes to improving corrosion resistance by forming a passive film on the surface of stainless steel. When the Cr content is 12% by mass or more, sufficient corrosion resistance can be ensured. Further, when the Cr content is 18% by mass or less, deterioration of characteristics such as mechanical characteristics or SCC resistance caused by the formation of the δ ferrite phase can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、2〜3質量％のモリブデン（Mo）を含有することが必要である。Mo含有量は、2.2〜2.8質量％の範囲であることが好ましく、2.3〜2.7質量％の範囲であることがより好ましい。モリブデン（Mo）は、耐SCC性を向上させる元素である。Mo含有量が2質量％以上の場合、十分な耐SCC性を確保することができる。また、Mo含有量が3質量％以下の場合、δフェライト相の形成に起因する、機械的特性又は耐SCC性のような特性の劣化を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 2 to 3% by mass of molybdenum (Mo) with respect to the total mass. The Mo content is preferably in the range of 2.2 to 2.8% by mass, and more preferably in the range of 2.3 to 2.7% by mass. Molybdenum (Mo) is an element that improves SCC resistance. When the Mo content is 2% by mass or more, sufficient SCC resistance can be ensured. Further, when the Mo content is 3% by mass or less, deterioration of characteristics such as mechanical characteristics or SCC resistance due to the formation of the δ ferrite phase can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に含有されるMoの少なくとも一部分は、タングステン（W）によって置換されていることが好ましい。この場合、Mo及びWの合計含有量は、前記で説明したMo含有量と同一の範囲とすればよい。すなわち、Mo及びWの合計含有量は、2〜3質量％の範囲であればよく、2.2〜2.8質量％の範囲であることが好ましく、2.3〜2.7質量％の範囲であることがより好ましい。また、Mo及びWの合計含有量のうち、0.8〜1.7質量％がWで置換されていることが好ましく、1.0〜1.5質量％がWで置換されていることがより好ましい。タングステン（W）は、Moと同様に耐SCC性を向上させる元素である。Moの少なくとも一部分をWによって置換することにより、Moによって提供される前記効果をさらに向上させることができる。さらに、Moの少なくとも一部分をWによって置換することにより、δフェライトの析出開始温度（A4点）を上昇させることができる。Mo及びWの合計含有量が2質量％以上の場合、十分な耐SCC性を確保することができる。また、Mo及びWの合計含有量が3質量％以下の場合、δフェライト相の形成に起因する、機械的特性又は耐SCC性のような特性の劣化を抑制することができる。 It is preferable that at least a part of Mo contained in the precipitation hardening martensitic stainless steel is replaced with tungsten (W). In this case, the total content of Mo and W may be in the same range as the Mo content described above. That is, the total content of Mo and W may be in the range of 2 to 3% by mass, preferably in the range of 2.2 to 2.8% by mass, and more preferably in the range of 2.3 to 2.7% by mass. Moreover, it is preferable that 0.8-1.7 mass% is substituted by W among the total content of Mo and W, and it is more preferable that 1.0-1.5 mass% is substituted by W. Tungsten (W) is an element that improves the SCC resistance like Mo. By replacing at least a portion of Mo with W, the effect provided by Mo can be further improved. Further, substitution with at least a portion W of Mo, it is possible to increase the δ ferrite precipitation start temperature (A 4 points). When the total content of Mo and W is 2% by mass or more, sufficient SCC resistance can be ensured. In addition, when the total content of Mo and W is 3% by mass or less, deterioration of characteristics such as mechanical characteristics or SCC resistance due to the formation of the δ ferrite phase can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、0.5〜2.5質量％のチタン（Ti）を含有することが必要である。Ti含有量は、1.0〜2.0質量％の範囲であることが好ましく、1.25〜1.75質量％の範囲であることがより好ましい。チタン（Ti）は、ニッケル（Ni）及びアルミニウム（Al）等と一緒になって化合物（Ni-Ti-Al化合物）を形成し、該Ni-Ti-Al化合物の析出硬化によって、引張強度、焼き入れ性及び／又は靭性の向上に寄与する元素である。このため、Tiは、優れた引張強度を得るために必須の元素である。また、Ti炭化物は、Cr炭化物と比較して優先して形成される。このため、Tiは、結果としてCr炭化物の生成を抑制し、耐SCC性の向上にも寄与する元素である。さらに、Ti成分は、耐粒界腐食性を向上させる効果もある。Ti含有量が0.5質量％以上の場合、前記の効果を十分に発現することができる。また、Ti含有量が2.5質量％以下の場合、有害相の形成に起因する靭性の低下を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 0.5 to 2.5% by mass of titanium (Ti) with respect to the total mass. The Ti content is preferably in the range of 1.0 to 2.0% by mass, and more preferably in the range of 1.25 to 1.75% by mass. Titanium (Ti) forms a compound (Ni-Ti-Al compound) together with nickel (Ni), aluminum (Al), etc., and by precipitation hardening of the Ni-Ti-Al compound, tensile strength, It is an element that contributes to improvement of insertability and / or toughness. For this reason, Ti is an essential element for obtaining an excellent tensile strength. Ti carbide is preferentially formed as compared with Cr carbide. For this reason, Ti is an element that suppresses the formation of Cr carbide as a result and contributes to the improvement of SCC resistance. Further, the Ti component has an effect of improving the intergranular corrosion resistance. When the Ti content is 0.5% by mass or more, the above effects can be sufficiently exhibited. Moreover, when Ti content is 2.5 mass% or less, the fall of the toughness resulting from formation of a harmful phase can be suppressed.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、総質量に対して、0.5〜2.5質量％のアルミニウム（Al）を含有することが必要である。Al含有量は、1.0〜2.0質量％の範囲であることが好ましく、1.25〜1.75質量％の範囲であることがより好ましい。アルミニウム（Al）は、ニッケル（Ni）及びチタン（Ti）等と一緒になって化合物（Ni-Ti-Al化合物）を形成し、該Ni-Ti-Al化合物の析出硬化によって、引張強度、焼き入れ性及び／又は靭性の向上に寄与する元素である。このため、Alもまた、優れた引張強度を得るために必須の元素である。Al含有量が0.5質量％以上の場合、前記の効果を十分に発現することができる。また、Al含有量が2.5質量％以下の場合、Ni-Ti-Al化合物の過剰な析出を抑制することができる。また、δフェライト相の形成に起因する特性劣化を抑制することができる。 The precipitation hardening martensitic stainless steel needs to contain 0.5 to 2.5% by mass of aluminum (Al) with respect to the total mass. The Al content is preferably in the range of 1.0 to 2.0% by mass, and more preferably in the range of 1.25 to 1.75% by mass. Aluminum (Al) forms a compound (Ni-Ti-Al compound) together with nickel (Ni), titanium (Ti), etc., and the tensile strength, It is an element that contributes to improvement of insertability and / or toughness. For this reason, Al is also an essential element for obtaining an excellent tensile strength. When the Al content is 0.5% by mass or more, the above effects can be sufficiently exhibited. Moreover, when Al content is 2.5 mass% or less, excessive precipitation of a Ni-Ti-Al compound can be suppressed. In addition, it is possible to suppress characteristic deterioration due to the formation of the δ ferrite phase.
前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、前記C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ti、Alの含有量の残部は、鉄（Fe）及び不可避不純物からなる。本発明において、「不可避不純物」は、リン、酸素及び窒素のような、鋼材の製造において不可避的に混入し得る各種元素を意味する。 In the precipitation hardening martensitic stainless steel, the balance of the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, Ti, and Al is composed of iron (Fe) and inevitable impurities. In the present invention, “inevitable impurities” mean various elements that can be inevitably mixed in the production of steel, such as phosphorus, oxygen, and nitrogen.
本発明の蒸気タービン低圧ロータにおいて、前記低圧側ディスクの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に含有される各元素組成は、前記で説明した範囲内の任意の組み合わせで、適宜設定することができる。各元素組成の設定においては、例えば特開2012-102638号公報のような析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関する文献を参照することができる。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, each elemental composition contained in the precipitation-hardening martensitic stainless steel of the low-pressure side disk can be appropriately set in any combination within the range described above. For the setting of each elemental composition, for example, reference can be made to a literature related to precipitation hardening type martensitic stainless steel as disclosed in JP 2012-102638 A.
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、一般に12Cr鋼と比較して強度が高い。また、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、12Cr鋼又は3.5％Ni鋼と比較してC含有量が少ないため、耐食性に優れる。それ故、本発明の蒸気タービン低圧ロータの低圧側最終段ディスクを構成する材料として析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を用いることにより、低圧側最終段に要求される高強度及び高耐食性を達成することができる。 Precipitation hardening type martensitic stainless steel generally has higher strength than 12Cr steel. Precipitation hardening type martensitic stainless steel is excellent in corrosion resistance because it has a lower C content than 12Cr steel or 3.5% Ni steel. Therefore, by using precipitation hardening martensitic stainless steel as a material constituting the low pressure side final stage disk of the steam turbine low pressure rotor of the present invention, high strength and high corrosion resistance required for the low pressure side final stage are achieved. be able to.
本発明の蒸気タービン低圧ロータにおいて、高圧側ディスクは、3.5％Ni鋼からなることが必要である。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the high-pressure side disk needs to be made of 3.5% Ni steel.
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、前記低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとが溶接部を介して接合されている。異なる材料からなる部材が接合されていることにより、本発明の蒸気タービンロータは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び3.5％Ni鋼の特性を兼ね備えることができる。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk are joined via a weld. By joining the members made of different materials, the steam turbine rotor of the present invention can have the characteristics of precipitation hardening martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel.
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、一般に12Cr鋼と比較して靭性が低い。このため、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を使用する場合、熱処理を行ってマルテンサイト相（組織）の少なくとも一部分を相変態させて、靭性を向上させる。 Precipitation hardening type martensitic stainless steel generally has lower toughness than 12Cr steel. For this reason, when using precipitation hardening type martensitic stainless steel, it heat-processes and at least one part of a martensitic phase (structure | tissue) is phase-transformed, and toughness is improved.
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と3.5％Ni鋼とを溶接する場合、通常は、溶接後に熱処理（応力除去焼鈍（SR））を行って、溶接によって生じた残留応力を軽減させる。SR温度は、通常、A1変態点以下の範囲の温度（以下、「至適SR温度範囲」とも記載する）で設定される。ここで、3.5％Ni鋼の至適SR温度範囲は、析出硬化型マルテンサイトステンレス鋼の至適SR温度範囲と比較して高い。例えば、3.5％Ni鋼の至適SR温度範囲は、通常は595℃以上である（参考文献：JIS Z370）。また、析出硬化型マルテンサイトステンレス鋼の至適SR温度範囲は、通常は500℃以下である。このため、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と3.5％Ni鋼とを溶接して接合した部材を熱処理する場合、該熱処理温度を3.5％Ni鋼の至適SR温度範囲に基づき設定すると、 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の強度が低下する可能性がある。一方、熱処理温度を、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の至適SR温度範囲に基づき設定すると、3.5％Ni鋼の応力除去が不十分となる可能性がある。それ故、析出硬化型マルテンサイトステンレス鋼及び3.5％Ni鋼の特性を損なうことなく、強度、靭性及び耐食性のいずれも満足し得る水準を達成することは困難であった。 When welding precipitation hardening martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel, heat treatment (stress relief annealing (SR)) is usually performed after welding to reduce residual stress generated by welding. The SR temperature is usually set at a temperature in the range below the A 1 transformation point (hereinafter also referred to as “optimum SR temperature range”). Here, the optimum SR temperature range of 3.5% Ni steel is higher than the optimum SR temperature range of precipitation hardening martensitic stainless steel. For example, the optimum SR temperature range for 3.5% Ni steel is usually 595 ° C or higher (reference: JIS Z370). Moreover, the optimum SR temperature range of precipitation hardening type martensitic stainless steel is usually 500 ° C. or less. For this reason, when heat treating a member joined by welding precipitation hardening type martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel, if the heat treatment temperature is set based on the optimum SR temperature range of 3.5% Ni steel, precipitation hardening The strength of type martensitic stainless steel may be reduced. On the other hand, if the heat treatment temperature is set based on the optimum SR temperature range of precipitation hardening martensitic stainless steel, there is a possibility that the stress removal of 3.5% Ni steel will be insufficient. Therefore, it has been difficult to achieve satisfactory levels of strength, toughness, and corrosion resistance without impairing the properties of precipitation hardening martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel.
本発明者らは、所定の組成を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と3.5％Ni鋼とを溶接し、次いで熱処理する場合、一般的な析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の至適SR温度範囲と比較して高い温度で熱処理することにより、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の強度及び靭性のいずれも高くなることを見出した。 When the present inventors weld a precipitation hardening martensitic stainless steel having a predetermined composition and 3.5% Ni steel and then heat-treat, the optimum SR temperature of a general precipitation hardening martensitic stainless steel It has been found that both the strength and toughness of the precipitation hardening martensitic stainless steel are increased by heat treatment at a temperature higher than the range.
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、以下において詳細に説明するように、前記低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとを溶接して接合する工程、及び前記工程によって得られた接合部材を570〜650℃で熱処理する工程を含む方法によって製造される。このような方法によって製造することにより、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる蒸気タービン低圧ロータを得ることができる。 As described in detail below, the steam turbine low-pressure rotor of the present invention includes a step of welding and joining the low-pressure side final stage disc and the high-pressure side disc, and a joining member obtained by the step 570 to It is manufactured by a method including a step of heat treatment at 650 ° C. By producing by such a method, a steam turbine low-pressure rotor having an excellent balance of strength, toughness and corrosion resistance can be obtained.
本発明の蒸気タービン低圧ロータが前記のような特性を有する理由は、以下のように説明することができる。なお、本発明は、以下の作用・原理に限定されるものではない。前記のように、低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとを溶接して接合する工程、及び前記工程によって得られた接合部材を所定の温度で熱処理する工程を実施することにより、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとが溶接部を介して接合されるとともに、低圧側最終段ディスクの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び高圧側ディスクの3.5％Ni鋼が相変態する。結果として得られる蒸気タービン低圧ロータの低圧側最終段ディスク及び高圧側ディスクにおいては、接合前の鋼材料とは異なる新たな鋼組織が形成される。これにより、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び3.5％Ni鋼を単独で熱処理した場合と比較して、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる新たな鋼材料を得ることができる。 The reason why the steam turbine low-pressure rotor of the present invention has the above-described characteristics can be explained as follows. Note that the present invention is not limited to the following actions and principles. As described above, the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk are welded and joined, and the joining member obtained by the process is heat-treated at a predetermined temperature, whereby the low-pressure side final disk The stage disk and the high-pressure side disk are joined via a weld, and the precipitation hardening martensitic stainless steel of the low-pressure side final stage disk and the 3.5% Ni steel of the high-pressure side disk undergo phase transformation. As a result, a new steel structure different from the steel material before joining is formed in the low pressure side final stage disk and the high pressure side disk of the steam turbine low pressure rotor. Thereby, compared with the case where precipitation hardening type martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel are heat-treated alone, a new steel material having an excellent balance of strength, toughness and corrosion resistance can be obtained.
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、前記低圧側最終段ディスクと前記高圧側ディスクとが溶接部を介して接合されている。ここで、前記低圧側ディスクの任意の断面における総面積に対するδフェライト相の面積の百分率（以下、「δフェライト相分率」とも記載する）は、0〜10％の範囲である。前記δフェライト相の面積の百分率は、0〜1％の範囲であることが好ましい。δフェライト相分率が前記範囲の場合、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の機械的特性及び／又は応力腐食割れ耐性（耐SCC性）の低下を抑制することができる。 In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk are joined via a weld. Here, the percentage of the area of the δ ferrite phase with respect to the total area in an arbitrary cross section of the low-pressure side disk (hereinafter also referred to as “δ ferrite phase fraction”) is in the range of 0 to 10%. The area percentage of the δ ferrite phase is preferably in the range of 0 to 1%. When the δ ferrite phase fraction is in the above range, the mechanical properties and / or stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) of the precipitation hardening type martensitic stainless steel can be suppressed.
なお、本発明の蒸気タービン低圧ロータの鋼材料に形成される各相の面積の百分率は、例えば、JIS G 0555に規定される点算法に基づき、以下の手順で算出することができる。蒸気タービン低圧ロータから試料を切断し、該試料を研磨及びエッチング処理等する。得られた試料の断面を、光学顕微鏡を用いて数視野（例えば20〜50視野程度）観察して、各相の領域を目視で同定する。各相の面積から全視野における各相の面積の百分率を算出し、平均値を決定する。 In addition, the percentage of the area of each phase formed in the steel material of the steam turbine low-pressure rotor of the present invention can be calculated by the following procedure based on, for example, a point calculation method defined in JIS G 0555. A sample is cut from the steam turbine low-pressure rotor, and the sample is polished and etched. The cross section of the obtained sample is observed with several fields (for example, about 20 to 50 fields) using an optical microscope, and the region of each phase is visually identified. The percentage of the area of each phase in the entire visual field is calculated from the area of each phase, and the average value is determined.
また、本発明の蒸気タービン低圧ロータの鋼材料に形成される各相の相分率（各相の総重量に対する割合）は、当該技術分野で通常使用されるソフトウェア（例えば、Thermo-Calc Version 3.0、Thermo-Calc社）を用いて、蒸気タービン低圧ロータの鋼材料の元素組成及び熱処理温度に基づき算出できる。もちろん、各相の面積の百分率や相分率を決定し得る手段であれば、他の手段を用いてもよい。これは、他の物性値の決定手段についても同様である。 In addition, the phase fraction of each phase formed in the steel material of the steam turbine low-pressure rotor of the present invention (ratio to the total weight of each phase) is the software normally used in the art (for example, Thermo-Calc Version 3.0 , Thermo-Calc Co.) based on the elemental composition of the steel material of the steam turbine low-pressure rotor and the heat treatment temperature. Of course, other means may be used as long as it is a means capable of determining the area percentage and phase fraction of each phase. The same applies to other physical property value determining means.
本発明の蒸気タービン低圧ロータの構成を示す模式図を図1に示す。図1に示すように、本発明の蒸気タービン低圧ロータ1は、低圧側最終段ディスク11と、低圧側最終段ディスク11に隣接して配置される高圧側ディスク12とを備えることが必要である。低圧側最終段ディスク11と高圧側ディスク12とは、溶接部13を介して接合されていることが必要である。溶接部13の数、材料及び形状は特に限定されない。当該技術分野で通常使用される接合材を用いて形成することができる。或いは、母材である低圧側最終段ディスク11の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、高圧側ディスク12の3.5％Ni鋼とを溶融させることによって形成してもよい。また、溶接部13は、低圧側最終段ディスク11と高圧側ディスク12とが互いに離間するように配置されていてもよく、低圧側最終段ディスク11と高圧側ディスク12とが互いに密着するように配置されていてもよい。いずれの場合も、本発明の実施形態に包含される。
FIG. 1 is a schematic diagram showing the configuration of the steam turbine low-pressure rotor of the present invention. As shown in FIG. 1, the steam turbine
本発明の蒸気タービン低圧ロータの一実施形態を示す模式図を図2に示す。図2に示すように、本発明の蒸気タービン低圧ロータ2は、低圧側最終段ディスク21と、低圧側最終段ディスク21に隣接して配置される高圧側ディスク22とを備え、低圧側最終段ディスク21と高圧側ディスク22とが溶接部23を介して接合されている。低圧側最終段ディスク21に隣接して配置されるロータシャフト24、及び高圧側ディスク22に隣接して配置される複数のさらなる高圧側ディスク25の構成は、特に限定されない。低圧側最終段ディスク21又は高圧側ディスク22と同一の材料からなるように構成されていてもよく、異なる材料からなり、隣接して配置される部材と溶接部を介して接合されていてもよい。いずれの場合も、本発明の実施形態に包含される。
FIG. 2 is a schematic diagram showing an embodiment of the steam turbine low-pressure rotor of the present invention. As shown in FIG. 2, the steam turbine
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる。本発明の蒸気タービン低圧ロータにおいて、例えば、低圧側最終段ディスクを構成する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強さは、通常は1300 MPa以下であり、典型的には1000〜1300 MPaの範囲であり、特に1050〜1300 MPaの範囲である。また、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼のシャルピー衝撃吸収エネルギーは、通常は80 J以上であり、典型的には80〜150 Jの範囲であり、特に80〜120 Jの範囲である。 The steam turbine low-pressure rotor of the present invention has an excellent balance of strength, toughness, and corrosion resistance. In the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, for example, the tensile strength of the precipitation hardening martensitic stainless steel constituting the low-pressure side final stage disk is usually 1300 MPa or less, typically 1000 to 1300 MPa. Range, in particular in the range of 1050 to 1300 MPa. Further, the Charpy impact absorption energy of the precipitation hardening type martensitic stainless steel is usually 80 J or more, typically in the range of 80 to 150 J, particularly in the range of 80 to 120 J.
なお、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強さは、JIS Z 2241に基づき室温で引張試験を実施することにより、測定することができる。析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼のシャルピー衝撃吸収エネルギーは、JIS Z 2242に基づき室温でシャルピー衝撃試験を実施することにより、測定することができる。 The tensile strength of precipitation hardening martensitic stainless steel can be measured by conducting a tensile test at room temperature based on JIS Z 2241. The Charpy impact absorption energy of precipitation hardening martensitic stainless steel can be measured by conducting a Charpy impact test at room temperature based on JIS Z 2242.
＜2. 蒸気タービン＞
本発明はまた、本発明の蒸気タービン低圧ロータを用いる蒸気タービンに関する。
<2. Steam turbine>
The present invention also relates to a steam turbine using the steam turbine low pressure rotor of the present invention.
本発明の蒸気タービン低圧ロータを用いる蒸気タービンの一実施形態を示す模式図を図3に示す。図3に示すように、本発明の蒸気タービン3は、本発明の蒸気タービン低圧ロータ31を用いる。蒸気タービン低圧ロータ31には、各段落のディスクにタービン翼が配設されている。
FIG. 3 shows a schematic diagram showing an embodiment of a steam turbine using the steam turbine low-pressure rotor of the present invention. As shown in FIG. 3, the
本発明の蒸気タービン低圧ロータは、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる。このため、本発明の蒸気タービン低圧ロータを用いる蒸気タービンは、長翼化したタービン翼を用いる場合であっても、応力腐食割れ（SCC）の発生を実質的に抑制することができる。それ故、本発明の蒸気タービンは、本発明の蒸気タービン低圧ロータを用いることによって、SSCの発生等に起因する破損を実質的に回避しつつ高い発電効率を達成することができる。 The steam turbine low-pressure rotor of the present invention has an excellent balance of strength, toughness, and corrosion resistance. For this reason, the steam turbine using the steam turbine low-pressure rotor of the present invention can substantially suppress the occurrence of stress corrosion cracking (SCC) even when a long blade is used. Therefore, by using the steam turbine low-pressure rotor of the present invention, the steam turbine of the present invention can achieve high power generation efficiency while substantially avoiding damage due to the occurrence of SSC or the like.
＜3. 蒸気タービン低圧ロータの製造方法＞
本発明はまた、蒸気タービン低圧ロータの製造方法に関する。
<3. Manufacturing method of steam turbine low pressure rotor>
The invention also relates to a method of manufacturing a steam turbine low pressure rotor.
［3-1. 溶接工程］
本発明の方法は、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとを溶接して接合する溶接工程を含む。本工程は、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとが溶接部を介して接合された接合部材を得ることを目的とする。
[3-1. Welding process]
The method of the present invention includes a welding step of welding and joining the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk. The purpose of this step is to obtain a joining member in which the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk are joined via a weld.
本工程において使用される低圧側最終段ディスクは、前記で説明した特徴を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。また、本工程において使用される低圧側最終段ディスクは、前記で説明した特徴を有する3.5％Ni鋼である。 The low-pressure side final stage disk used in this step is precipitation hardening martensitic stainless steel having the characteristics described above. Further, the low-pressure side final stage disk used in this process is 3.5% Ni steel having the characteristics described above.
本工程において使用される低圧側最終段ディスク及び高圧側ディスクは、当該技術分野で公知の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び3.5％Ni鋼の製造方法に基づき、製造することができる。 The low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk used in this step can be manufactured based on a method of manufacturing precipitation hardening martensitic stainless steel and 3.5% Ni steel known in the art.
本工程において、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとを溶接する手段は特に限定されない。当該技術分野で通常使用される溶接方法を適用することができる。例えば、当該技術分野で通常使用される接合材を用いる溶接方法によって、低圧側最終段ディスク及び高圧側ディスクを接合することができる。或いは、母材である低圧側最終段ディスクの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、高圧側ディスクの3.5％Ni鋼とを溶融させることによって接合してもよい。また、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとが互いに離間するように、溶接部を介して接合してもよく、低圧側最終段ディスクと高圧側ディスクとが互いに密着するように、溶接部を介して接合してもよい。いずれの場合も、本工程の実施形態に包含される。 In this step, the means for welding the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk is not particularly limited. Any welding method commonly used in the art can be applied. For example, the low-pressure side final stage disk and the high-pressure side disk can be joined by a welding method using a joining material that is usually used in the art. Alternatively, the precipitation hardening martensitic stainless steel of the low-pressure side final stage disk that is the base material and the 3.5% Ni steel of the high-pressure side disk may be joined together by melting. Further, the low pressure side final stage disk and the high pressure side disk may be joined via a welded portion so that the low pressure side final stage disk and the high pressure side disk are separated from each other. You may join via. Either case is included in the embodiment of this step.
［3-2. 熱処理工程］
本発明の方法は、前記溶接工程によって得られた接合部材を熱処理する熱処理工程を含む。本工程は、接合部材を所定の条件下で熱処理することにより、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れる蒸気タービン低圧ロータを得ることを目的とする。
[3-2. Heat treatment process]
The method of the present invention includes a heat treatment step of heat-treating the joining member obtained by the welding step. The purpose of this step is to obtain a steam turbine low-pressure rotor having an excellent balance of strength, toughness and corrosion resistance by heat-treating the joining member under predetermined conditions.
本工程において、接合部材を熱処理する温度は、570〜650℃の範囲であることが必要である。前記熱処理温度は、570〜600℃の範囲であることが好ましい。570℃以上の温度で熱処理することにより、低圧側最終段ディスクを構成する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼のシャルピー衝撃吸収エネルギーを80 J以上とすることができる。また、650℃以下の温度で熱処理することにより、低圧側最終段ディスクを構成する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強さを1000 MPa以上とすることができる。さらに、600℃以下の温度で熱処理することにより、低圧側最終段ディスクを構成する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強さを1050 MPa以上とすることができる。 In this step, the temperature at which the joining member is heat-treated needs to be in the range of 570 to 650 ° C. The heat treatment temperature is preferably in the range of 570 to 600 ° C. By performing heat treatment at a temperature of 570 ° C. or higher, the Charpy impact absorption energy of the precipitation hardening martensitic stainless steel constituting the low-pressure side final stage disk can be 80 J or higher. Further, by performing heat treatment at a temperature of 650 ° C. or less, the tensile strength of the precipitation hardening martensitic stainless steel constituting the low-pressure side final stage disk can be made 1000 MPa or more. Furthermore, by performing heat treatment at a temperature of 600 ° C. or lower, the tensile strength of the precipitation hardening martensitic stainless steel constituting the low-pressure side final stage disk can be made 1050 MPa or more.
前記の方法を実施することにより、強度、靭性及び耐食性のバランスに優れた蒸気タービン低圧ロータを製造することができる。 By implementing the above method, a steam turbine low-pressure rotor having an excellent balance of strength, toughness and corrosion resistance can be produced.
以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。但し、本発明の技術的範囲はこれら実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the technical scope of the present invention is not limited to these examples.
＜実施例1：析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼＞
［1-1：鋼材料の作製］
所定の元素組成となるように、高周波真空溶解炉（5.0×10-3 Pa以下、1600℃以上）を用いて原料を溶解した。なお、元素組成は、次の通りである（総質量に対する質量％）：C：0.03質量％；Si：0.04質量％；Mn：0.02質量％；Ni：8.0質量％；Cr：13.0質量％；Mo：2.2質量％；Ti：1.0質量％；Al：1.1質量％；Fe及び不可避不純物：残部。得られた鋳塊に対して、1000 ton鍛造機及び250 kgfハンマ鍛造機を用いて熱間鍛造を行った。これにより、90 mm幅×30 mm厚さ×1400 mm長さの角材を得た。次いで、前記角材を切断し、45 mm幅×30 mm厚さ×80 mm長さのステンレス鋼材料を得た。
<Example 1: Precipitation hardening type martensitic stainless steel>
[1-1: Production of steel materials]
The raw material was melted using a high-frequency vacuum melting furnace (5.0 × 10 −3 Pa or less, 1600 ° C. or more) so as to obtain a predetermined elemental composition. The elemental composition is as follows (% by mass relative to the total mass): C: 0.03% by mass; Si: 0.04% by mass; Mn: 0.02% by mass; Ni: 8.0% by mass; Cr: 13.0% by mass; Mo : 2.2 mass%; Ti: 1.0 mass%; Al: 1.1 mass%; Fe and inevitable impurities: the balance. The obtained ingot was hot forged using a 1000 ton forging machine and a 250 kgf hammer forging machine. As a result, a square member 90 mm wide × 30 mm thick × 1400 mm long was obtained. Next, the square bar was cut to obtain a stainless steel material of 45 mm width × 30 mm thickness × 80 mm length.
ボックス型電気炉を用いて、種々の温度及び時間で前記ステンレス鋼材料を熱処理した。 The stainless steel material was heat-treated at various temperatures and times using a box-type electric furnace.
［1-2：評価試験］
前記で得られた各試料について、以下の評価試験を実施した。
[1-2: Evaluation test]
The following evaluation tests were performed on each sample obtained above.
各試料の引張強さは、各試料から作成された試験片（30 mm長さ×6 mm外径）を用いて、JIS Z 2241に規定される方法に基づき、室温で測定した。 The tensile strength of each sample was measured at room temperature based on the method specified in JIS Z 2241 using a test piece (30 mm length × 6 mm outer diameter) prepared from each sample.
各試料のシャルピー衝撃吸収エネルギーは、各試料から作成された試験片（2 mmのVノッチ）を用いて、JIS Z 2242に規定されるシャルピー衝撃試験に基づき、室温で測定した。 The Charpy impact absorption energy of each sample was measured at room temperature using a test piece (2 mm V-notch) prepared from each sample based on the Charpy impact test specified in JIS Z 2242.
各試料の熱処理温度と引張強さとの関係を図4に、各試料の熱処理温度とシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を図5に、それぞれ示す。 FIG. 4 shows the relationship between the heat treatment temperature and tensile strength of each sample, and FIG. 5 shows the relationship between the heat treatment temperature and Charpy impact absorption energy of each sample.
＜実施例2：蒸気タービン低圧ロータ＞
［2-1：鋼材料の製造］
前記実施例1で作製した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼材料と3.5％Ni鋼材料とを溶接して接合した接合部材について、市販のソフトウェア（Thermo-Calc Version 3.0、メーカー：Thermo-Calc社）を用いて相平衡状態計算を行った。前記計算においては、鉄系のデータベースTTFE6を使用した。溶接部材の合金組成は、部位によって希釈率が異なると予想された。そこで、それぞれの鋼材料に含有される代表的な元素成分について、希釈率を50％と仮定して計算を行った。
<Example 2: Steam turbine low pressure rotor>
[2-1: Production of steel materials]
Commercially available software (Thermo-Calc Version 3.0, manufacturer: Thermo-Calc) for the joining member obtained by welding the precipitation hardening type martensitic stainless steel material and the 3.5% Ni steel material produced in Example 1 above. Was used to calculate the phase equilibrium state. In the calculation, an iron-based database TTFE6 was used. The alloy composition of the welded member was expected to have a different dilution ratio depending on the part. Therefore, the calculation was performed on the assumption that the dilution rate was 50% for typical elemental components contained in each steel material.
前記接合部材を570〜650℃で熱処理した場合の合金材料について、前記の条件に基づいて計算を行ったところ、平衡後の相分率（各相の総重量に対する割合）は、αフェライト相が87.4〜64.1％、γ相（オーステナイト相）が8.19〜33.4％、ラーベス相が0.58〜0％、M23C6型炭化物が2.54〜2.52％であった。 For the alloy material when the joining member is heat-treated at 570 to 650 ° C., calculation was performed based on the above conditions. The phase fraction after equilibrium (ratio to the total weight of each phase) It was 87.4 to 64.1%, γ phase (austenite phase) was 8.19 to 33.4%, Laves phase was 0.58 to 0%, and M23C6 type carbide was 2.54 to 2.52%.
なお、本発明は、前記した実施例に限定されるものではなく、様々な変形例が含まれる。例えば、前記した実施例は、本発明を分かりやすく説明するために詳細に説明したものであり、必ずしも説明した全ての構成を備えるものに限定されるものではない。また、各実施例の構成の一部について、他の構成の追加・削除及び／又は置換をすることが可能である。 In addition, this invention is not limited to an above-described Example, Various modifications are included. For example, the above-described embodiments have been described in detail for easy understanding of the present invention, and are not necessarily limited to those having all the configurations described. Further, it is possible to add, delete, and / or replace another configuration with respect to a part of the configuration of each embodiment.
1, 2…本発明の蒸気タービン低圧ロータ
11, 21…低圧側最終段ディスク
12, 22…高圧側ディスク
13, 23…溶接部
24…ロータシャフト
25…さらなる高圧側ディスク
3…本発明の蒸気タービン
31…本発明の蒸気タービン低圧ロータ
1, 2 ... Steam turbine low-pressure rotor of the present invention
11, 21… Low pressure side last stage disk
12, 22… High-pressure side disk
13, 23 ... welds
24 ... Rotor shaft
25 ... Further high-pressure side disk
3 ... Steam turbine of the present invention
31 ... Steam turbine low-pressure rotor of the present invention
Claims (5)
前記低圧側最終段ディスクと、前記高圧側ディスクとを溶接して接合する工程；及び前記工程によって得られた接合部材を570〜650℃で熱処理する工程；を含む、蒸気タービン低圧ロータの製造方法。 0.1 mass% or less of C, 0.5 mass% or less of Si, 0.1 to 1 mass% of Mn, 7 to 10 mass% of Ni, 12 to 18 mass% of Cr, 2 Low pressure side final stage disk made of precipitation hardened martensitic stainless steel consisting of ~ 3 mass% Mo, 0.5-2.5 mass% Ti, 0.5-2.5 mass% Al, the balance Fe and unavoidable impurities And a method of manufacturing a steam turbine low-pressure rotor comprising a 3.5% Ni steel and a high-pressure side disk disposed adjacent to the low-pressure side final stage disk ,
A step of heat treatment at five hundred seventy to six hundred and fifty ° C. The bonding member obtained by and the step; that said low-pressure side final stage disc, the step of welding to join the high-pressure side disk including manufacturing method of a steam turbine low-pressure rotor .
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