CN114667361A - 涡轮转子材料 - Google Patents

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Abstract

一种涡轮转子材料，其中，碳的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下，硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，锰的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下，镍的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下，铬的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下，钼的含有率为0.40质量％以上且1.50质量％以下，钒的含有率超过0.35质量％且0.45质量％以下，钨的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。

Description

涡轮转子材料
技术领域
本发明涉及一种涡轮转子材料。
本发明主张基于2019年12月25日申请的日本专利申请2019-234468号的优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
近年来，作为具有稳定性和持续性的可再生能源，正在研究地热的有效利用。作为将地热用作能源的方法，代表性地已知有将通过地热过热而产生的蒸汽用作热源的发电(以下，称为地热发电)。
用作热源的蒸汽通常包括以硫化氢为代表的腐蚀性气体。因此，对于地热发电中所使用的发电机的涡轮转子，要求对蒸汽中所包含的腐蚀性气体的耐腐蚀性。
尤其，因伴随成套设备的启动及成套设备的停止的温度变化，在涡轮壳体内的干燥和湿润交替重复的部位，腐蚀性气体容易浓缩。而且，在运行期间应力集中于涡轮转子的叶片槽。因此，如上所述，在腐蚀性气体容易浓缩的部位，在涡轮转子的叶片槽容易产生应力腐蚀龟裂的现象。若产生应力腐蚀龟裂，则会导致涡轮转子的破损，因此作为涡轮转子的材料，要求不易产生应力腐蚀龟裂的材料。
并且，近年来，以地热发电的高效率化、增加发电量为目的，要求涡轮转子的大型化。若使涡轮转子大型化，则容易在制造涡轮转子时，从转子的表面到中心部难以进行均匀的淬火。
因此，近年来，进行了适用于地热发电用涡轮转子的合金的研究来代替以往的作为地热发电用涡轮转子用材料开发的1％CrMoV钢(例如，参考专利文献1)。
在以下说明中，有时将涡轮转子用合金材料简称为“涡轮转子材料”。
并且，除了地热发电用涡轮转子以外，在利用由蒸汽发电用锅炉、燃气涡轮复合发电的废热回收锅炉制造的蒸汽进行发电的高低压一体型涡轮转子中，也进行大型化。在高低压一体型涡轮转子中，也需要确保大型化时淬火处理的容易性。
并且，与地热涡轮转子同样地，在高低压一体型涡轮转子的低压部存在干燥和湿润交替重复的部位。对于蒸汽发电、燃气涡轮复合发电中所使用的水，管理微量成分，所产生的蒸汽中所包含的腐蚀性气体成分极少。作为微量成分，可举出Na离子、Cl离子、硫酸根离子、二氧化硅等。但是，确认到如下事例，即，在水的管理不适当的情况、用于冷却蒸汽的海水泄漏等情况下，与地热涡轮同样地，在叶片槽产生应力腐蚀龟裂。
而且，为了能够长期稳定地使用，优选在高低压一体型涡轮转子中也对如上述那样的应力腐蚀龟裂具有高耐性。
以往技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-225222号公报
发明内容
发明要解决的技术课题
对涡轮转子的大型化的要求逐年增加。在上述专利文献1中假设了壳体直径为1600mm的大型转子，但是近年来要求更大的涡轮转子。为了响应这种涡轮转子的大型化，兼顾容易进行淬火处理和对应力腐蚀龟裂的耐性的涡轮转子材料仍有改进的余地。
本发明是鉴于这种情况而完成的，其目的在于提供一种能够兼顾淬火处理的容易性和耐腐蚀性的涡轮转子材料。
用于解决技术课题的手段
为了解决上述课题，本发明所涉及的涡轮转子材料中，碳的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下，硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，锰的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下，镍的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下，铬的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下，钼的含有率为0.40质量％以上且1.50质量％以下，钒的含有率超过0.35质量％且0.45质量％以下，钨的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
发明效果
根据本发明，能够提供一种能够兼顾淬火处理的容易性和耐腐蚀性的涡轮转子材料。
附图说明
图1是表示用于SCC试验的试验片的示意图。
图2是表示SCC试验的试验方法的示意图。
图3是表示在SCC试验中在试验片产生的龟裂的示意图。
具体实施方式
本发明所涉及的涡轮转子材料为一种合金，其中，碳的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下，硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，锰的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下，镍的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下，铬的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下，钼的含有率为0.40质量％以上且1.50质量％以下，钒的含有率超过0.35质量％且0.45质量％以下，钨的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
在以往已知的涡轮转子材料中，在使涡轮转子大型化时，产生各种课题。
例如，在假设制造φ1900mm左右的大型涡轮转子的情况下，若作为涡轮转子材料使用1％CrMoV钢，则在淬火处理中从转子表面到中心部难以进行均匀的淬火。具体而言，在淬火处理时冷却速度变慢的转子的中心部分出现铁素体相(软质相)，因此容易无法确保强度、韧性。
另一方面，具有上述组成的本发明的涡轮转子材料成为容易进行淬火处理并且耐腐蚀性优异的合金材料。
另外，“淬火处理”是指将涡轮转子材料加热至相变点温度以上之后急剧冷却的处理。涡轮转子材料在相变点以上的温度下呈奥氏体相，但是在急剧冷却的过程中相变为称为马氏体、贝氏体的微细针状组织，强度提高。
“容易进行淬火处理”是指，即使以较慢的速度进行冷却，也难以产生称为铁素体相的软化相。在此，更具体而言，是指在淬火后的涡轮转子材料的中心部分难以产生铁素体相的性质。
并且，在以下说明中，有时将“容易进行淬火处理的性质”称为“淬火性”。
“淬火性高”是指容易进行淬火处理的性质强。
并且，“耐应力腐蚀龟裂性”是指对应力腐蚀龟裂的耐性。更具体而言，“耐应力腐蚀龟裂性”是指针对对材料施加拉伸应力并且由于特定的环境的腐蚀作用而在材料产生龟裂的现象的耐性。
以下，依次对本发明的涡轮转子材料进行说明。
(关于碳含有率)
本发明的涡轮转子材料中的碳(C)的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下。
通常，C有助于提高钢的淬火性，并且确保机械强度。在本发明的涡轮转子材料中，C的含有率为0.18质量％以上，可获得所需的淬火性及机械特性。
尤其，上述C的含有率优选0.20质量％以上。
另一方面，添加了过量C的低合金钢的韧性趋于下降。
并且，若低合金钢C的含有率高，则在对低合金钢进行回火时容易产生大量铬(Cr)的碳化物，在低合金钢的基体中固溶的Cr的量容易减少。此时，低合金钢的耐应力腐蚀龟裂性容易劣化。
而且，C通常在铸锭工序中的凝固时在熔融金属中趋于容易浓缩。因此，若在低合金钢中包含必要以上的C，则在铸锭工序中连续制造铸锭时，从凝固初期到凝固末期铸锭中的C的含有率容易增加。其结果，若C的含有率高，则难以获得具有均匀的特性的低合金钢。
对此，在本发明的涡轮转子材料中，通过C的含有率为0.28质量％以下，能够确保足够的韧性和高耐应力腐蚀龟裂性。而且，通过C的含有率为0.28质量％以下，容易制造具有均匀的特性的涡轮转子材料。
尤其，上述C的含有率优选0.25质量％以下。
本发明的涡轮转子材料中的C的含有率的上限值和下限值能够任意组合。上述C的含有率优选0.20质量％以上且0.25质量％以下。
(关于硅含有率)
本发明的涡轮转子材料中的硅(Si)的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下。
Si作为低合金钢中的脱氧剂而有用。另一方面，若在低合金钢中添加大量Si，则韧性趋于下降。
因此，本发明的涡轮转子材料中的Si的含有率为0.25质量％以下，优选0.15质量％以下。Si的含有率的最小值为0质量％。
(关于锰含有率)
本发明的涡轮转子材料中的锰(Mn)的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下。
Mn有助于确保低合金钢的淬火性。并且，Mn作为低合金钢的脱氧剂而有用，抑制热锻时的龟裂。在本发明的涡轮转子材料中，Mn的含有率为0.10质量％以上，可有效地表现出这些效果。
尤其，上述Mn的含有率优选0.50质量％以上。
另一方面，Mn趋于降低低合金钢的韧性。在本发明的涡轮转子材料中，Mn的含有率为1.20质量％以下，可获得所需的韧性。
尤其，上述Mn的含有率优选1.00质量％以下。
本发明的涡轮转子材料中的Mn的含有率的上限值和下限值能够任意组合。上述Mn的含有率优选0.50质量％以上且1.00质量％以下。
(关于镍含有率)
本发明的涡轮转子材料中的镍(Ni)的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下。
Ni有助于确保低合金钢的淬火性。并且，Ni提高低合金钢的韧性。在本发明的涡轮转子材料中，Ni的含有率为0.50质量％以上，可有效地表现出这些效果。
另一方面，若Ni在低合金钢中的含有率变高，则趋于降低低合金钢的耐应力腐蚀龟裂性。在本发明的涡轮转子材料中，Ni的含有率为1.20质量％以下，能够确保所需的耐应力腐蚀龟裂性。
(关于铬含有率)
涡轮转子材料中的铬(Cr)的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下。
Cr有助于确保低合金钢的淬火性。并且，Cr与C结合而产生碳化物。所产生的Cr的碳化物提高低合金钢的强度。而且，Cr具有固溶于基体中而抑制应力腐蚀龟裂的效果。在本发明的涡轮转子材料中，Cr的含有率为1.80质量％以上，可有效地表现出这些效果。
尤其，上述Cr的含有率优选2.00质量％以上。
另一方面，若Cr在低合金钢中的含有率变高，则在低合金钢中产生应力腐蚀龟裂的情况下，龟裂的扩展趋于变快。这是因为：低合金钢的耐腐蚀性变高的结果，一旦在低合金钢中产生龟裂，则龟裂的前端不被腐蚀而保持尖锐的形状，保持应力集中于龟裂的前端。
即，在低合金钢中，为了抑制产生应力腐蚀龟裂本身，Cr含量越高越有利，为了抑制所产生的龟裂的扩展，Cr含量越高越不利。
在本发明的涡轮转子材料中，Cr的含有率为2.80质量％以下，抑制龟裂产生时的龟裂的扩展，可获得所期望的耐应力腐蚀龟裂特性。
尤其，上述Cr的含有率优选2.50质量％以下。
本发明的涡轮转子材料中的Cr的含有率的上限值和下限值能够任意组合。上述Cr的含有率优选2.00质量％以上且2.50质量％以下。
(关于钼含有率)
本发明的涡轮转子材料中的钼(Mo)的含有率为0.30质量％以上且1.20质量％以下。
Mo有助于确保低合金钢的淬火性。并且，Mo与C结合而产生碳化物。所产生的Mo的碳化物提高低合金钢的强度。在本发明的涡轮转子材料中，Mo的含有率为0.50质量％以上，可有效地表现出这些效果。
另一方面，若Mo在低合金钢中的含有率变高，则趋于降低低合金钢的韧性。并且，Mo为昂贵的元素，因此若涡轮转子材料中的Mo的含有率变高，则材料成本容易增加。
而且，若Mo在低合金钢中的含有率变高，则在回火时趋于阻碍钒(V)的碳化物的形成。如后述，V的碳化物具有提高耐应力腐蚀龟裂性的效果。
在本发明的涡轮转子材料中，Mo的含有率为1.20质量％以下，能够确保所需的韧性。并且，在本发明的涡轮转子材料中，通过Mo的含有率为1.20质量％以下，难以阻碍V的碳化物的生成。
尤其，上述Mo的含有率优选为1.00质量％以下。
本发明的涡轮转子材料中的Mo的含有率的上限值和下限值能够任意组合。上述Mo的含有率优选0.50质量％以上且1.00质量％以下。
(关于钒含有率)
本发明的涡轮转子材料中的钒(V)的含有率超过0.35质量％且0.43质量％以下。
V有助于确保低合金钢的淬火性。并且，V与C结合而产生碳化物。所产生的V的碳化物提高低合金钢的强度。
并且，V在淬火处理的回火时，作为与基体匹配的V碳化物(匹配V碳化物)而析出。所产生的V碳化物捕获由材料腐蚀产生的氢，提高耐应力腐蚀龟裂性。
而且，在淬火时未固溶于基体的V碳化物抑制涡轮转子材料的基体的晶粒生长(粗大化)，提高韧性及耐应力腐蚀龟裂性。
在通常已知的V添加钢中，V的含有率为0.15质量％以上且0.3质量％以下。对此，在本发明的涡轮转子材料中，为了充分地确保V碳化物的量以能够发挥上述2种作用，V的含有率超过0.35质量％。
另一方面，若V在低合金钢中的含有率变高，则趋于降低韧性。在本发明的涡轮转子材料中，V的含有率为0.43质量％以下，能够确保所需的韧性。
通常认为低合金钢的应力腐蚀龟裂是由以下机制产生的。
首先，若低合金钢暴露在腐蚀环境下，则通过低合金钢与腐蚀性物质的反应(腐蚀反应)产生氢。所产生的氢被取入低合金钢的基体中。基体中的氢一边在基体中扩散一边在低合金钢中应力集中的部位积聚。对于与应力腐蚀龟裂相关的氢的行为有各种说法，但是例如认为通过积聚的氢降低基体金属的原子间结合力而加速龟裂的产生及扩展。
对此，本发明的涡轮转子材料通过以上述含有率包含V，在材料组织内具有大量匹配V碳化物。认为该匹配V碳化物捕获侵入到涡轮转子材料的组织内的氢，抑制氢聚集在龟裂的前端部。由此，认为即使在应力作用于涡轮转子材料的状态下暴露在地热蒸汽等腐蚀环境中的情况下，龟裂的产生及扩展也会延迟、即耐应力腐蚀龟裂性变高。
(关于钨含有率)
本发明的涡轮转子材料中的钨(W)的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下。
W有助于提高低合金钢的潜移强度。并且，若W在低合金钢中的含有率变高，则趋于提高低合金钢的耐应力腐蚀龟裂性。尤其，在本发明的涡轮转子材料中，W的含有率为0.40质量％以上，由此可有效地表现出提高耐应力腐蚀龟裂性的效果。
另一方面，若W在低合金钢中的含有率变高，则趋于降低淬火性，并且趋于降低韧性。在本发明的涡轮转子材料中，W的含有率为1.10质量％以下，能够确保所需的淬火性和韧性。
尤其，上述W的含有率优选0.80质量％以下。
(关于铌含有率)
本发明的涡轮转子材料可以含有0.01质量％以上且0.15质量％以下的铌(Nb)。
Nb有助于确保低合金钢的淬火性。并且，Nb与C结合而产生碳化物。所产生的Nb的碳化物在低合金钢的淬火温度下不完全固溶，而与V同样地具有抑制基体晶粒的粗大化的功能。为了赋予这些功能，本发明的涡轮转子材料的Nb的含有率优选0.01质量％以上。
另一方面，若Nb在低合金钢中的含有率变高，则趋于降低韧性。在本发明的涡轮转子材料中，Nb的含有率为0.15质量％以下，在添加Nb的情况下也能够确保韧性。
(关于磷、硫磺含有率)
本发明的涡轮转子材料中的磷(P)的含有率为0质量％以上且0.02质量％以下。
本发明的涡轮转子材料中的硫磺(S)的含有率为0质量％以上且0.01质量％以下。
P、S均为从制钢原料带入的杂质，并且为在钢材中形成磷化物、硫化物而显著降低钢材的韧性的有害杂质。因此，P的含有率及S的含有率越低，则可期待越良好的特性。
因此，P的含有率以0.02质量％为上限，优选0.01质量％以下，更优选为无法检测(0质量％)。
同样地，S的含有率以0.01质量％为上限，优选0.005质量％以下，更优选为无法检测(0质量％)。
(关于不可避免的杂质)
在本发明的涡轮转子材料中，除了上述的各元素以外，对于氮(N)、氧(O)、铜(Cu)、砷(As)、锑(Sb)、锡(Sn)等钢铁材料中通常包含的不可避免的杂质，在不可避免地包含的含有率下也允许存在。
(钼含有率与钒含有率的比)
如上所述，若Mo量变多，则在回火时容易阻碍具有提高耐应力腐蚀龟裂性的效果的钒(V)的碳化物的形成。
因此，在本发明的涡轮转子材料中，通过将Mo含有率与V的含有率之比设为2倍以下，容易确保涡轮转子材料中的匹配V碳化物量并容易确保耐应力腐蚀龟裂性，因此优选。
(优选方式)
优选，本发明的涡轮转子材料中，碳的含有率为0.20质量％以上且0.25质量％以下，硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，锰的含有率为0.50质量％以上且1.00质量％以下，镍的含有率为0.50质量％以上且0.90质量％以下，铬的含有率为2.00质量％以上且2.50质量％以下，钼的含有率为0.50质量％以上且1.00质量％以下，钒的含有率超过0.35质量％且0.40质量％以下，钨的含有率为0.40质量％以上且0.80质量％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
(淬火性)
如上所述，本发明的涡轮转子材料的淬火性高。
对于本发明的涡轮转子材料的淬火性，通过模拟试验求出淬火时的涡轮转子材料中心部的冷却速度，对于进行了与所获得的结果相同的冷却的试验片，根据先共析铁素体率进行评价。
对于铁素体组织，在用显微镜放大观察金属组织时，与周围的组织相比呈白色。因此，通过显微镜观察能够掌握铁素体组织的存在。
对于先共析铁素体率，在使用光学显微镜以100倍的放大倍率对金属组织进行拍摄的放大照片中，设为照进照片中的呈白色的组织的面积与一张照片的摄像范围整体的面积的比率(百分比)。
在求出涡轮转子材料中心部的冷却速度的模拟试验中，设定假设了相当于φ1900mm的涡轮转子材料的模拟试验条件。并且，模拟试验能够使用一般的热分析软件来进行，将构成涡轮转子材料的各金属的比热、导热系数、相变点用作物理常数。
(耐应力腐蚀龟裂性)
并且，本发明的涡轮转子材料的耐应力腐蚀龟裂性高。
对于本发明的涡轮转子材料的耐应力腐蚀龟裂性，通过“Proceedings 23rd NZGeothermal Workshop 2001p137-142”中所记载的试验(SCC试验)进行确认。
图1是表示用于SCC试验的试验片的示意图。图2是表示SCC试验的试验方法的示意图。图3是表示在SCC试验中在试验片产生的龟裂的示意图。
首先，使用本发明的涡轮转子材料制作多个图1所示的试验片。试验片为108mm×8mm×5mm(加工精确度±0.02mm)，在108mm×5mm的面的长度方向中央具有深度为1，25mm、角度为45°、前端的R＝0.2的V凹槽(Notch)。
接着，将所制作的多个试验片插入到供实际地热蒸汽流动的试验槽中，将试验片暴露在地热蒸汽中。此时，如图2所示，使用夹具X在三点支撑试验片A。并且，在试验片的V凹槽附近施加作为涡轮转子材料合适的相当于0.2％耐力的挠曲量。
接着，定期从试验槽中取出试验片。如图3所示，在试验片中，根据应力腐蚀龟裂的程度，从V凹槽前端朝向试验片内部产生龟裂。
接着，将所取出的试验片进行切割，测量龟裂长度(L)。根据龟裂长度与试验时间的对应关系来求出龟裂扩展速度。将所求出的龟裂扩展速度作为耐应力腐蚀龟裂性的指标。龟裂扩展速度越慢的涡轮转子材料，评价为耐应力腐蚀龟裂性越高。
(韧性)
并且，本发明的涡轮转子材料优选显示高韧性以确保所制造的涡轮转子的强度。
对于韧性，根据JIS Z 2242，进行室温下的夏比冲击试验(Charpy impact test)并进行评价。
(涡轮转子材料的制造方法)
本发明的涡轮转子材料能够通过与一般的涡轮转子材料的制造方法相同的制造工序来制造。
首先，在熔解炉中将上述的各元素的生金一边进行熔解一边进行混合，获得具有上述化学组成的熔融金属。
接着，根据需要对熔融金属进行脱气处理、夹杂物去除处理之后，浇铸到铸型中并进行冷却。
接着，加工成涡轮转子的形状之后，进行淬火处理，由此可获得涡轮转子材料。
此外，本发明的涡轮转子材料例如以下述方式制造。
首先，在电弧炉等中熔解及精炼作为原料的铁、合金成分，将各金属的比率调整为与合金中的含有率相同比率的熔融金属浇铸到模具中，使其固化而制成铸锭。
然后，将所获得的铸锭进行热锻并热成型为接近涡轮转子的形状，进而进行将组织进行均匀化的正火处理、用于获得所需的机械特性的淬火处理、回火处理等热处理。由此，可制造本发明的涡轮转子材料。
上述的熔解、热锻、热处理的各方法能够使用用于制造低合金钢的通常已知的方法，并无特别限定。
(作用效果)
在本发明的涡轮转子材料中，通过相较于通常已知的V添加钢提高V的含有率，增加在组织内产生的匹配V碳化物，提高耐应力腐蚀龟裂性。
并且，对于匹配V碳化物的量，还考虑涡轮转子材料的强度、韧性之后，规定了优选范围。
因此，根据如上述的结构的涡轮转子材料，能够兼顾淬火处理的容易性和耐应力腐蚀龟裂性。
＜附注＞
本发明的涡轮转子材料例如如下掌握。
[1]第1方式所涉及的涡轮转子材料中，碳的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下，硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，锰的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下，镍的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下，铬的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下，钼的含有率为0.40质量％以上且1.50质量％以下，钒的含有率超过0.35质量％且0.45质量％以下，钨的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
根据上述方式，通过相较于通常已知的V添加钢提高V的含有率，增加在组织内产生的匹配V碳化物，提高耐应力腐蚀龟裂性。并且，对于匹配V碳化物的量，还考虑涡轮转子材料的强度、韧性之后，规定了优选范围。
因此，根据如上述的结构的涡轮转子材料，能够兼顾淬火处理的容易性和耐应力腐蚀龟裂性。
[2]第2方式所涉及的涡轮转子材料中，铌的含有率为0.01质量％以上且0.15质量％以下。
根据上述方式，通过以上述含有率包含铌，Nb碳化物固溶于基体，能够期待提高淬火性的效果。并且，抑制因伴随淬火的加热而基体晶粒粗大化，因此能够确保涡轮转子材料的韧性。
[3]第3方式所涉及的涡轮转子材料中，钼的含有率为钒含有率的2倍以下。
根据上述方式，通过将Mo含有率与V的含有率之比设为2倍以下，容易确保涡轮转子材料中的匹配V碳化物量并容易确保耐应力腐蚀龟裂性。
实施例
以下，根据实施例对本发明进行说明，但是本发明并不限定于这些实施例。
对于各实施例、比较例的涡轮转子材料，使用真空感应加热炉制作具有表1、表2所示的化学成分的50kg钢锭。在制作钢锭时，实施了VCD(Vacuum Carbon Degassing/真空碳脱气)。
接着，对所获得的钢锭实施锻炼比为3以上且16以下的热锻之后，将钢锭加热至1010℃而进行了正火处理。
接着，将钢锭加热至930℃之后，对φ1900mm的涡轮转子材料的表层部及中心部进行了模拟的2种冷却作为淬火处理。将对表层部进行了模拟的冷却的钢锭设为“钢锭A”，将对中心部进行了模拟的冷却的钢锭设为“钢锭B”。
假设在淬火处理之前，对相当于φ1900mm的涡轮转子材料进行淬火，通过模拟试验求出了涡轮转子材料的表层部及中心部的冷却速度。将所获得的表层部的冷却速度设为“钢锭A”的冷却条件，将中心部的冷却速度设为“钢锭B”的冷却条件。模拟试验能够使用一般的热分析软件来进行，将构成涡轮转子材料的各金属的比热、导热系数、相变点用作物理常数。
接着，对于各钢锭A、B，加热至如耐力成为730±20MPa的温度而进行回火处理，从而获得了涡轮转子材料。
由钢锭A获得的涡轮转子材料用于后述的耐应力腐蚀龟裂性的评价。
由钢锭B获得的涡轮转子材料用于后述的先共析铁素体率及韧性的评价。
另外，比较例1的组成满足DIN标准材料(2.2CrMoNiWV8-8)的成分。
[表1]
Figure BDA0003616573980000181
[表2]
Figure BDA0003616573980000182
对于所获得的各涡轮转子材料，进行了下述评价。
(评价1：淬火性)
对于上述钢锭B，求出先共析铁素体率，并对淬火性进行了评价。
对于铁素体组织，在用显微镜放大观察金属组织时，与周围的组织相比呈白色。因此，通过显微镜观察能够掌握铁素体组织的存在。
对于先共析铁素体率，在使用光学显微镜以100倍的放大倍率对金属组织进行拍摄的放大照片中，设为照进照片中的呈白色的组织的面积与一张照片的摄像范围整体的面积的比率(百分比)。
先共析铁素体率为“0”的涡轮转子材料评价为合格品。
并且，先共析铁素体率大于0的涡轮转子材料评价为不合格品。
关于评价结果，示于表3，4中。
(评价2：韧性)
对于涡轮转子材料的韧性，使用由钢锭B获得的涡轮转子材料的试验片，根据JISZ 2242，进行室温(20℃)下的夏比冲击试验并进行了评价。使用设置有2mmV凹槽的试验片进行3次夏比冲击试验，将3个点的测定值的平均值作为韧性的评价结果。
所求出的冲击吸收能源为50J以上的涡轮转子材料评价为合格品。
并且，冲击吸收能源小于50J的涡轮转子材料评价为不合格品。
关于评价结果，示于表3，4中。
(评价3：耐应力腐蚀龟裂性)
对于在评价1及评价2中判断为合格品的涡轮转子材料，使用由钢锭A获得的涡轮转子材料的试验片，对耐应力腐蚀龟裂性进行了评价。
对于涡轮转子材料的耐应力腐蚀龟裂性，通过“Proceedings 23rd NZGeothermal Workshop 2001p137-142”中所记载的试验(SCC试验)进行了确认。
首先，使用涡轮转子材料制作了多个图1所示的试验片。试验片为108mm×8mm×5mm(加工精确度±0.02mm)，在108mm×5mm的面的长度方向中央具有深度为1，25mm、角度为45°、前端的R＝0.2的V凹槽。
接着，将所制作的多个试验片插入到供实际地热蒸汽流动的试验槽中，将试验片暴露在地热蒸汽中。此时，如图2所示，使用夹具X在三点支撑了试验片A。并且，在试验片的V凹槽附近施加了作为涡轮转子材料合适的相当于0.2％耐力的挠曲量。
接着，定期从试验槽取出试验片，将所取出的试验片进行切割，测量了龟裂长度(L)。根据龟裂长度与试验时间的对应关系来求出龟裂扩展速度，并作为耐应力腐蚀龟裂性的指标。龟裂扩展速度越慢的涡轮转子材料，评价为耐应力腐蚀龟裂性越高。
在本实施例中，对于各试验片的龟裂扩展速度，使用相对于比较例1的DIN标准材料的龟裂扩展速度的比率(以下，称为相对比)进行了评价。
对于耐应力腐蚀龟裂性的评价结果，考虑数据的偏差，相对比为0.75以上且1.25以下的材料评价为与比较例1等同。
并且，相对比小于0.75的材料的龟裂扩展速度明显慢于比较例1，评价为合格品。
并且，相对比大于1.25的材料的龟裂扩展速度明显快于比较例1，评价为不合格品。
关于评价结果，示于表3，4中。
在表3、表4中，以如下方式示出评价结果。
◎：龟裂扩展速度的相对比小于0.50
〇：龟裂扩展速度的相对比为0.50以上且小于0.75
△：龟裂扩展速度的相对比为0.75以上且1.25以下
×：龟裂扩展速度的相对比超过1.25
并且，在表3、表4所示的“综合评价”一栏中，在评价1～3中评价为合格品的材料记载为“〇”，在评价1～3中的任一个中评价为不合格品的材料记载为“×”。
[表3]
Figure BDA0003616573980000211
[表4]
Figure BDA0003616573980000221
评价的结果得知，本发明的涡轮转子材料中所包含的实施例1～实施例10为兼顾耐应力腐蚀龟裂性和淬火性的材料。
并且，得知实施例2～实施例5、实施例7、实施例8的涡轮转子材料中，Mo含有率为V含有率的2倍以下，耐应力腐蚀龟裂性优异。
根据以上结果，明确可知本发明的涡轮转子材料是有用的。

Claims (3)

1.一种涡轮转子材料，其中，
碳的含有率为0.18质量％以上且0.28质量％以下，
硅的含有率为0质量％以上且0.25质量％以下，
锰的含有率为0.10质量％以上且1.20质量％以下，
镍的含有率为0.50质量％以上且1.20质量％以下，
铬的含有率为1.80质量％以上且2.80质量％以下，
钼的含有率为0.40质量％以上且1.50质量％以下，
钒的含有率超过0.35质量％且0.45质量％以下，
钨的含有率为0.40质量％以上且1.10质量％以下，
剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
2.根据权利要求1所述的涡轮转子材料，其中，
铌的含有率为0.01质量％以上且0.15质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的涡轮转子材料，其中，
钼的含有率为钒含有率的2倍以下。
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