FR2718153A1 - Rotor de turbine à un corps haute pression basse pression, son procédé de fabrication et matériau le constituant. - Google Patents

Abstract

L'invention concerne un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression constitué par un acier contenant, en masse, 0,10 à 0,35% de C, pas plus de 0,3% de Si, pas plus de 1,0% de Mn, 1,0 à 2, 0% de Ni, 1,5 à 3,0% de Cr, 0,9 à 1,3% de Mo, 0,10 à 0,35% de V, 0,01 à 0,15% de Nb, 0,1 à 1,5% de W, le complément étant constitué par Fe et des impuretés inévitables, qui présente des caractéristiques de durée avant rupture par fluage et de rapport de ségrégation améliorées. L'invention concerne aussi l'acier correspondant et son procédé de fabrication.

Description

i La présente invention concerne un rotor de turbine à un corps haute

pression-basse pression ainsi qu'un procédé pour le fabriquer et un matériau utilisé

à cette fin.

En général, dans une turbine à vapeur, on utilise en combinaison des rotors constitués par des matériaux qui diffèrent en fonction des conditions d'uti-

lisation de la vapeur. La figure 6 représente un exemple de turbine à vapeur con-

ventionnelle. Dans une turbine à vapeur de grande taille, on utilise par exemple un acier de type CrMoV présentant une excellente résistance à la rupture par fluage aux hautes températures comme matériau pour le rotor 1 qui fonctionne du côté haute température-haute pression (aux environ de 566 C, par exemple) selon la norme ASTM-A470 (classe 8). Pour le rotor 2 qui fonctionne du côté basse pression (à une température inférieure ou égale à 350C, par exemple), on utilise un acier de type NiCrMoV ayant une teneur en Ni au moins égale à 2,5%, selon la

norme ASTM-A470 (classes 2 à 7). Ces rotors qui sont constitués par des maté-

riaux qui diffèrent en fonction des conditions concernant la vapeur sont réunis mécaniquement au niveau d'une jonction 3 pour former une turbine à vapeur servant à entraîner en rotation un générateur électrique 4. Du fait que cette turbine à vapeur conventionnelle de grande taille est construite en réunissant plusieurs rotors constitués par des matériaux différents, de la manière décrite ci-dessus, elle

présente l'inconvénient que son procédé de fabrication est compliqué, que l'en-

combrement au sol pour l'installation de la turbine dans son ensemble est impor-

tant et que le coût de l'installation est inévitablement élevé.

Au contraire, dans une turbine à vapeur relativement petite (pour une

centrale électrique d'une puissance ne dépassant pas 100 MW), on utilise généra-

lement un rotor à un seul corps haute pression-basse pression constitué par un seul matériau du côté haute pression au côté basse pression qui est en général un acier

de type CrMoV, NiCrMoV ou 1CrMoVNiNb.

Cependant, dans une centrale électrique d'une puissance supérieure à MW, l'utilisation d'une turbine à vapeur comportant un rotor à un corps haute pression-basse pression pose un problème qui sera évoqué dans la suite. La figure 7 représente un exemple de turbine à vapeur comportant un rotor à un corps haute pression-basse pression. Dans cette turbine à vapeur, la partie haute pression 1 du rotor est utilisée dans un environnement à haute température, dépassant 500C, et la partie en aval de la partie haute pression 1 et la partie en amont de la partie basse pression 2 sont utilisées dans une gamme de températures de 350 à 450C. L'acier de type CrMoV utilisé jusqu'à maintenant comme matériau pour le rotor à un corps haute pression-basse pression n'est donc pas totalement satisfaisant en ce qui concerne la résistance à la traction et la ténacité. Bien que cet acier présente une excellente résistance à la traction, il pose néanmoins le problème qu'il a une résistance à la rupture par fluage insuffisante et qu'il est susceptible de subir une fragilisation aux températures dépassant 350C. L'acier de type 1CrMoVNiNb est peu satisfaisant en ce qui concerne sa résistance à la traction et sa ténacité. On a déjà développé un acier de type 12Cr comme matériau pour rotor qui présente une

excellente résistance à la rupture par fluage, une excellente ténacité et une excel-

lente résistance à la traction aux basses températures. Comme cet acier de type 12Cr est coûteux, son utilisation comme matériau pour rotor fait croître les coûts de production. Ces circonstances ont accéléré le développement d'un alliage qui contient W en plus de Ni, Cr, Mo, V, ou analogues et qui contient en outre B et N

(JP-A-63-157 839).

Un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression capable de conserver la résistance à la rupture par fluage qui est nécessaire dans une partie

haute pression tout en empêchant simultanément les pertes de résistance méca-

nique (résistance à la traction et résistance à la rupture par fluage) dues au vieillis-

sement et qui soit capable aussi de conserver la ténacité et la résistance à la traction qui sont nécessaires dans une partie basse pression tout en empêchant en même temps la ténacité de diminuer (fragilisation) du fait du vieillissement et qui soit par conséquent utilisable dans une centrale électrique d'une puissance supérieure à

MW reste encore à développer.

Le premier objet de cette invention consiste à fournir un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression qui présente une résistance à la

traction élevée dans des conditions d'exposition à une vapeur de température rela-

tivement basse et une résistance à la rupture par fluage élevée à haute température.

Le rotor de turbine de ce type permet l'utilisation d'une vapeur à haute température du côté haute température-haute pression et permet simultanément d'équiper son côté basse pression d'un dernier étage à aubes allongées. Il contribue donc à

améliorer le rendement d'une turbine à vapeur.

Le second objet de cette invention consiste à fournir un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression qui fonctionne sans défaillance pendant une longue durée tout en conservant une résistance à la traction élevée et une

résistance à la rupture par fluage élevée sans subir le phénomène de fragilisation.

Le rotor de turbine de ce type ne présente pas de dégradation progressive de sa

résistance à la traction et de sa résistance à la rupture par fluage du fait d'un fonc-

tionnement prolongé dans un environnement à haute température, dépassant 500C, et de développement progressif du phénomène de fragilisation dû à un fonctionnement continu dans une gamme de températures de 350 à 450C. Il en résulte que ce rotor de turbine se révèle avantageux également du point de vue économique. Lc troisième objet de cette invention consiste à fournir un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression capable d'éviter la ségrégation

des constituants, en particulier la ségrégation du carbone, dans le matériau consti-

tuant la partie centrale du rotor ainsi qu'un procédé de production du rotor de tur-

bine. Du fait de l'amélioration de son procédé de production, ce rotor de turbine ne présente pas de ségrégation du carbone qui est susceptible de se produire dans la partie centrale d'un rotor lorsque la teneur en impuretés inévitables d'un acier

faiblement allié est abaissée.

Dans le rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression selon

l'invention, il est nécessaire que la diminution progressive de la résistance méca-

nique (résistance à la traction et résistance à la rupture par fluage) soit empêchée sans préjudice pour la résistance à la rupture par fluage dans sa partie haute

pression et que, simultanément, la dégradation progressive de la ténacité (c'est-à-

dire le développement d'une fragilisation) soit empêchée sans préjudice pour la ténacité et la résistance à la traction dans sa partie haute pression. Après avoir remarqué que les trois éléments Ni (nickel), Mo (molybdène) et W (tungstène),

parmi d'autres éléments d'alliage, ont une forte influence sur les conditions essen-

tielles évoquées ci-dessus, les présents demandeurs ont fait une étude consacrée à la détermination des concentrations optimales de ces éléments. Ils ont constaté que ces conditions essentielles sont grandement affectées non seulement par les types

et les quantités des éléments d'alliage mais aussi par les quantités d'impuretés iné-

vitables. Ils ont constaté en outre que la ségrégation des constituants, en particulier la ségrégation du carbone, dans la partie centrale d'un bloc d'acier, à savoir la partie centrale d'un rotor, est nettement empêchée lorsque l'on adopte comme technique de refusion la refusion sous laitier électroconducteur (RLE) en plus des étapes

standards de fusion et d'affinage.

Lorsqu'un rotor à un corps haute pression-basse pression est utilisé dans un domaine de haute température dépassant 500'C, les grains fins de carbure contenus dans l'alliage constituant le rotor et contribuant à la fortification de

l'alliage s'agglomèrent en grains grossiers et ont tendance à réduire progressive-

ment cette contribution et à provoquer une diminution de la résistance à la traction et de la résistance à la rupture par fluage. Lorsqu'un tel rotor est utilisé dans une gamme de température de 350 à 450C, les impuretés contenues dans l'alliage du

rotor ont tendance à se rassembler aux joints de grains en provoquant une ségré-

gation aux joints de grains dans une mesure telle que les forces de liaison inter-

atomiques aux joints de grains sont affaiblies et qu'il en résulte finalement le phénomène de fragilisation. Sur la base de cette connaissance, les demandeurs ont réussi à abaisser notablement l'ampleur de la ségrégation aux joints de grains et en même temps à empêcher nettement la dégradation progressive de la résistance mécanique et de la ténacité en ajustant la teneur en Ni dans le domaine de 1,0 à 2,0%, la teneur en Mo dans le domaine de 0,9 à 1,3% et la teneur en W dans le domaine de 0,1 à 1,5% et, en même temps, en fixant la teneur en P (phosphore) à une valeur inférieure ou égale à 0,005%, la teneur en S (soufre) à une valeur inférieure ou égale à 0,001%, la teneur en As (arsenic) à une valeur inférieure ou égale à 0,008%, la teneur en Sb (antimoine) à une valeur inférieure ou égale à 0,004% et la teneur en Sn (étain) à une valeur inférieure ou égale à 0,008% parmi les impuretés inévitables qui sont contenues dans l'alliage. Cette composition

d'alliage confère au rotor une stabilité durable, un allongement de sa durée de ser-

vice, élimine le risque d'une rupture fragile et garantit un fonctionnement durable

stable.

Spécifiquement, le rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression selon la présente invention est caractérisé en ce qu'il est formé par un acier ayant, en masse, une teneur en C de 0,10 à 0,35%, une teneur en Si (silicium) d'au plus 0,3% (0% étant exclu), une teneur en Mn (manganèse) d'au plus 1,0% (0% étant exclu), une teneur en Ni de 1,0 à 2,0%, une teneur en Cr (chrome) de 1,5 à 3,0%, une teneur en Mo de 0,9 à 1,3%, une teneur en V (vanadium) de 0,10 à 0,35%, une teneur en Nb (niobium) de 0,01 à 0,15%, une teneur en W de 0,1 à 1,5%, le complément étant constitué par Fe (fer) et les impuretés inévitables, les impuretés inévitables ayant une teneur en P d'au plus 0,005%, une teneur en S d'au plus 0,001%, une teneur en As d'au plus 0,008%, une teneur en Sb d'au plus

0,004% et une teneur en Sn d'au plus 0,008%.

L'acier qui présente un telle composition est caractérisé en ce qu'il possède, comme valeurs caractéristiques, une résistance à la traction de 843,4 N à 902,2 N/mm2 (86 à 92 kgf/mm2), une température de transition de survenue de fracture (MTSF, qui sera définie dans la suite), d'au plus 70'C, et une durée avant rupture d'au moins 2500 h dans des conditions de fluage de 600C et

137,3 N/mm2 (14 kgf/mm2).

En outre, le rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression selon la présente invention est caractérisé en ce qu'il est produit au moyen du procédé de refusion sous laitier électroconducteur (RLE) en tant que technique de refusion. Le procédé RLE est un procédé qui comprend la fusion d'une électrode consommable grâce à la chaleur due à la résistance électrique d'un laitier en fusion et la solidification continue de la masse fondue dans un moule de cuivre refroidi à l'eau. On sait que le procédé de coulée utilisant le procédé RLE procure les effets suivants: 1) la texture solidifiée est améliorée car, au cours de la solidification,

les inclusions non métalliques sont piégées de sorte que le phénomène de ségré-

gation en V et de ségrégation en V inversé, c'est-à-dire l'apparition de marques de ségrégation en forme de V ou en forme de V inversé dans le lingot, est empochée; 2) le lingot coulé possède une peau propre; 3) le retrait des inclusions non métalliques est obtenu de manière satisfaisante de fait que le phénomène de ségrégation en V et de ségrégation en V inversé est empêché;

4) l'action d'affinage du laitier facilite les réactions telles que la désul-

furation et la désoxydation.

On a maintenant déterminé que lorsqu'un lingot préparé pour le rotor selon l'invention présente la composition selon la présente invention et que lorsque le procédé RLE est appliqué à ce lingot, la ségrégation des constituants dans la partie centrale du rotor obtenu est notablement réduite. Il en résulte que le rotor

selon la présente invention présente d'excellentes caractéristiques.

D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront mieux

dans la description détaillée qui suit et se réfère aux dessins annexés, donnés

uniquement à titre d'exemple, et dans lesquels: la figure 1 est un graphique montrant les résultats de la corrélation entre la 'TF, la durée avant rupture par fluage, le rapport de ségrégation d'une part et la teneur en Mo d'autre part; la figure 2 est un graphique montrant les résultats de la corrélation entre la 1MSF et la durée avant rupture par fluage d'une part et la teneur en Ni d'autre part; la figure 3 est un graphique montrant les résultats de la corrélation entre la 1MSF et la durée avant rupture par fluage d'une part et la teneur en W d'autre part; la figure 4 est un graphique montrant la relation entre la durée de chauffage à 600'C et la résistance à la traction; la figure 5 est un graphique montrant la relation entre la durée de chauffage à 400'C et la lTSF; la figure 6 est un schéma représentant un exemple de turbine à vapeur utilisant un rotor conventionnel; et la figure 7 est un schéma représentant un exemple de turbine à vapeur

comportant un rotor à un corps haute pression-basse pression.

On va maintenant exposer les raisons pour lesquelles on incorpore les éléments constitutifs utilisés dans les modes de réalisation de cette invention et les raisons pour lesquelles on impose des limites déterminées aux éléments constitutifs

dans la composition. Sauf indication contraire, les pourcentages sont des pour-

centages en masse.

Ni (nickel) est un élément destiné à former de l'austénite et qui est efficace pour stabiliser la phase austénitique au cours de la phase de chauffage du traitement de trempe et pour empêcher la formation d'une phase ferritique au cours de la phase de refroidissement du traitement de trempe. Il est efficace également pour améliorer la résistance à la traction et la ténacité. Pour que le rotor de turbine selon la présente invention acquiert la résistance à la traction et la ténacité requises,

il est nécessaire d'incorporer le nickel en une concentration d'au moins 1,0%.

Cependant, si la concentration en nickel dépasse 2,0%, l'excès de nickel a tendance à abaisser la résistance à la rupture par fluage et à favoriser la fragilisation. Ainsi, la quantité de nickel qui doit être incorporée est située dans le domaine de 1,0 à

2,0%, de préférence de 1,3 à 1,8%.

Mo (molybdène) est un élément qui est efficace pour améliorer la trempabilité, la résistance la traction et la résistance à la rupture par fluage de l'acier. Pour que le rotor selon la présente invention acquière la résistance à la

traction et la résistance à la rupture par fluage requises, il est nécessaire d'incorpo-

rer le molybdène en une concentration d'au moins 0,9%. Si la concentration en

molybdène dépasse 1,3%, l'excès de molybdène non seulement abaisse la résis-

tance à la rupture par fluage mais aussi dégrade nettement la ténacité. En outre, la ségrégation des constituants, en particulier la ségrégation du carbone, dans la partie centrale du rotor de turbine est susceptible d'augmenter. De ce fait, la concentration en molybdène est située dans le domaine de 0,9 à 1,3%, de préférence de 1,0 à

1,2%.

L'expression "ségrégation du carbone" telle qu'elle est utilisée ici désigne un phénomène selon lequel la concentration du constituant carbone varie d'un endroit à l'autre dans le lingot. Un lingot commence à se solidifier depuis la partie périphérique et la partie inférieure du moule et cette solidification se propage progressivement vers l'intérieur. La partie centrale et la partie supérieure sont soli- difiées en dernier. Dans le lingot qui présente la composition selon la présente

invention, le phénomène de ségrégation du constituant carbone se produit prin-

cipalement dans la partie centrale du lingot bien qu'il soit variable avec la compo-

sition du matériau. Spécifiquement, cette ségrégation est plus marquée dans la partie située au-dessus de la partie centrale. On suppose que lorsque cette ségrégation se produit nettement dans un matériau donné, le matériau voit ses caractéristiques dégradées et ne remplit plus les spécifications définies pour un rotor de grande taille. De ce fait, lors de la sélection des constituants destinés au matériau d'un lingot, il est nécessaire de prendre en compte dans la plus grande mesure possible la ségrégation des constituants. Le degré de ségrégation dans un type d'acier donné peut être déterminé en préparant un lingot constitué par cet acier particulier, en prélevant des échantillons dans la partie supérieure et dans la partie inférieure de la partie centrale du lingot, en analysant la teneur en carbone des échantillons, et en évaluant le rapport des deux teneurs en carbone. Dans la composition selon la présente invention, la ségrégation du carbone devient

importante lorsque la concentration en molybdène dépasse 1,3%.

W (tungstène) est un élément qui est efficace pour renforcer la solution solide et donc pour améliorer la résistance mécanique à haute température. Pour que le tungstène manifeste cet effet, il est nécessaire qu'il soit incorporé en une quantité d'au moins 0,1%. Cependant, si cette quantité dépasse 1,5%, la ténacité est abaissée. Ainsi, la teneur en tungstène est située dans le domaine de 0,1 à 1,5%, de

préférence de 0,2 à 0,8%.

Les propriétés caractéristiques telles que la ténacité, la résistance à la rupture par fluage et la résistance à la traction, qui sont importantes dans le cadre de la présente invention, peuvent être évaluées par l'essai de traction, l'essai de résilience Charpy et l'essai de rupture par fluage qui seront spécifiquement décrits

dans la suite.

L'essai de traction est destiné à être réalisé sur une éprouvette donnée

afin de déterminer la résistance à la traction, la limite d'élasticité 0, 2% et la réduc-

tion de la section ou striction de l'éprouvette. Il est souhaitable que les valeurs numériques correspondant à ces différentes propriétés augmentent. Les propriétés

de traction (résistance à la traction, limite d'élasticité 0,2%, allongement et stric-

tion) d'une éprouvette donnée à différentes températures peuvent être obtenues en

modifiant la température de l'éprouvette.

L'essai de résilience Charpy est destiné à être mis en oeuvre sur une éprouvette donnée afin de déterminer l'intensité du choc et la 1TSF (température de transition de survenue de fracture) c'est-à-dire la température de transition ductile-fragile obtenue à partir du rapport de fracture de l'éprouvette. En général, l'expression "intensité du choc" est utilisée pour caractériser une propriété qui se manifeste à la température ambiante (20'C). De la même façon que pour les propriétés de traction, il est souhaitable que l'intensité du choc (difficulté avec laquelle une éprouvette est rompue par la force d'un choc, c'est-à-dire la valeur de la ténacité) soit élevée. L'intensité de choc d'un lingot selon la présente invention varie avec la température. Une même éprouvette du lingot présente une grande intensité de choc et une fracture ductile à haute température tandis qu'elle présente une faible intensité de choc et une fracture fragile à basse température. Dans un domaine de température intermédiaire, cette éprouvette présente simultanément une fracture ductile et une fracture fragile. En mesurant les surfaces de ces deux fractures ont détermine la température à laquelle le rapport de ces surfaces est exactement 50%/50%. Cette température est appelée rTSF. De ce fait, la valeur de

la ténacité augmente lorsque la valeur de la TFSF diminue.

L'essai de rupture par fluage est destiné à être réalisé sur une éprou-

vette donnée afin de déterminer la résistance à la rupture par fluage de l'éprouvette.

La résistance à la rupture par fluage est une propriété qui correspond à une durée avant rupture par fluage. La valeur de la résistance à la rupture par fluage augmente

avec la durée avant rupture par fluage.

La présente invention concerne un alliage à base de Fe d'une compo-

sition spécifique comprenant C, Si, Mn, Cr, V et Nb en plus des teneurs optimales en impuretés inévitables Ni, Mo et W. On va maintenant exposer les raisons pour lesquelles on incorpore ces éléments constitutifs et pour lesquelles on impose des limites sur ces éléments dans

la composition.

C (carbone) a pour effet de stabiliser une phase austénitique au cours du traitement de trempe, de donner naissance à un carbure et d'améliorer la résistance à la traction. Pour ce faire, il est nécessaire qu'il soit incorporé en une quantité d'au moins 0,10%. Cependant, si cette quantité dépasse 0,35%, le carbure est formé de manière excessive si bien que la résistance à la traction est abaissée et que la ténacité est dégradée également. Ainsi, la quantité de carbone qui doit être incorporée est située dans le domaine de 0,10 à 0,35%, de préférence de 0,18 à

0,30%.

Si (silicium) est incorporé en tant qu'agent désacidifiant pendant la fusion. Cependant, s'il est incorporé en quantité excessive, l'excès demeure sous forme d'un oxyde dans l'acier et exerce un effet défavorable sur la ténacité. Ainsi, la quantité de silicium qui doit être incorporée n'est pas supérieure à 0,3%, et de

préférence elle n'est pas supérieure à 0,1%.

Mn (manganèse) est incorporé en tant qu'agent désacidifiant et désulfurant au cours de la fusion. Cependant, s'il est incorporé en quantité excessive, la ténacité est dégradée. Ainsi, la quantité de manganèse qui doit être incorporée n'est pas supérieure à 1,0%, et de préférence elle n'est pas supérieure à 0,7%. Cr (chrome) est un élément nécessaire pour empêcher l'oxydation et, en même temps, pour améliorer la résistance à la traction et la ténacité. Pour cette

raison, il est nécessaire qu'il soit incorporé en une quantité d'au moins 1,5%.

Cependant, si cette quantité dépasse 3,0%, la ténacité et la résistance à la traction sont dégradées ainsi que les propriétés concernant les tourillons. De ce fait, la quantité de chrome qui doit être incorporée est située dans le domaine de 1,5 à

3,0%, de préférence de 1,8 à 2,5%.

V (vanadium) est un élément qui est efficace pour améliorer la trem-

pabilité de l'acier et la résistance à la rupture par fluage. Il est efficace également pour obtenir une fine division des grains cristallins. Pour manifester ces effets, il est nécessaire qu'il soit incorporé en une quantité d'au moins 0,10%. Cependant, si cette quantité dépasse 0, 35%, la ténacité et la résistance à la traction sont dégradées. Ainsi, la quantité de vanadium qui doit être incorporée est située dans le

domaine de 0,10 à 0,35%, de préférence de 0,15 à 0,30%.

Nb (niobium) est un élément qui est efficace pour réaliser une fine division des grains cristallins. Pour manifester cet effet, il est nécessaire qu'il soit incorporé en une quantité d'au moins 0,01%. Cependant, si cette quantité dépasse 0,15%, l'excès provoque la formation de particules grossières de carbonitrure et abaisse la ténacité. Ainsi, la quantité de niobium qui doit être incorporé est située

dans le domaine de 0,01 à 0,15%, de préférence de 0,02 à 0,10%.

On va maintenant décrire des exemples conformes à la présente

invention ainsi que des exemples comparatifs.

Les formulations utilisées pour les exemples 1 à 14 selon la présente invention sont présentées dans le tableau 1 et les formulations utilisées pour les exemples comparatifs i à 18 sont présentées dans le tableau 2. Les raisons pour lesquelles on a fixé les proportions des constituants utilisés dans les exemples 1 à 14 et dans les exemples comparatifs 1 à 18 vont être données dans la suite. Les exemples 1 à 5 concernent les aciers dans lesquels les teneurs en C, Si, Mn, Ni, Cr, V, Nb et W sont fixées et la teneur en Mo est modifiée afin d'améliorer la résistance à la rupture par fluage et la ténacité. Les exemples 6 à 9 concernent des aciers dont les teneurs en C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Nb et W sont fixées et dont la teneur en Ni est modifiée afin d'améliorer la résistance à la rupture par

fluage et la ténacité et d'empêcher la ségrégation des constituants.

Les exemples 10 à 14 concernent des aciers dont les teneurs en C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V et Nb sont fixées et dont la teneur en W est modifiée afin d'améliorer la résistance à la rupture par fluage et la ténacité et d'empêcher la

ségrégation des constituants.

La composition de l'exemple comparatif 1 correspond à l'acier de type 1%CrMoV qui a été utilisé jusqu'à maintenant dans les rotors de turbine haute température de centrales thermiques. La composition de l'exemple comparatif 2 correspond à l'acier de type 3,5%NiCrMoV qui a été utilisé jusqu'à maintenant

dans les rotors de turbine basse température de centrales thermiques. La composi-

tion de l'exemple comparatif 18 correspond à l'acier de type 1%CrMoVNiNb qui a

été utilisé jusqu'à maintenant dans les rotors à un corps haute pressionbasse pres-

sion de turbines à vapeur relativement petites (centrales électriques dont la puis-

sance ne dépasse pas 100 MW). Ces types d'aciers contiennent invariablement P, S, As, Sb et Sn parmi d'autres impuretés inévitables en quantité plus importante que

dans les types d'aciers des exemples 1 à 14.

Les exemples comparatifs 3 à 17 concernent des types d'acier qui ne sont pas utilisés comme matériaux pour les rotors de turbine existants mais qui ont été fabriqués en particulier afin d'étudier les effets de Ni, Mo et W. Spécifiquement, les exemples comparatifs 3 à 8 concmernent des types

d'acier ayant différentes teneurs en Mo au-delà de la limite supérieure ou au-

dessous de la limite inférieure des teneurs en Mo des types d'acier des exemples 1 à 5. Les exemples comparatifs 9 à 13 concernent des types d'acier ayant différentes

teneurs en Ni au-dessus de la limite supérieure ou au-dessous de la limite infé-

rieure des teneurs en Ni des types d'acier des exemples 6 à 9. Les exemples com-

paratifs 14 à 17 concernent des types d'acier ayant différentes teneurs en W au-

dessus de la limite supérieure ou au-dessous de la limite inférieure des teneurs en

W des types d'acier des exemples 10 à 14.Tableau 1

|________ Composition chimique (% en masse) C Si Mn Ni Cr Mo V Nb W P S As Sb Sn Fe

Exemple

1 0,25 0,05 0,55 1,64 2,20 0,94 0,22 0,03 0,61 0,003 0, 0005 0,004 0,001 0,004 Complément 2 0,24 0,07 0,46 1,65 2, 23 1,10 0,23 0,02 0,59 0,003 0,0006 0,004 0,001 0,003 Complément 3 0,24 0,07 0,43 1,74 2,21 1,27 0,24 0,03 0,48 0,002 0,0005 0,006 0,002 0,004 Complément 4 0,24 0,07 0,42 1,70 2,24 1,05 0,22 0,03 0,23 0,003 0,0007 0,006 0,001 0,005 Complément 0,23 0,06 0,46 1,73 2,23 1,08 0,22 0,02 1,02 0,004 0,0008 0,005 0,002 0,004 Complément 6 0,24 0,08 0,47 1,11 2,26 1,21 0,19 0,03 0,33 0,003 0,0005 0,006 0,002 0,004 Complément 7 0,23 0,07 0,53 1,33 2,21 1,20 0,22 0,02 0,29 0,002 0,0006 0,004 0,002 0,005 Complément 8 0,23 0,06 0,58 1,59 2,23 1,16 0,24 0,02 0,31 0,002 0,0007 0,004 0,002 0,004 Complément 9 0,23 0,05 0,49 1,90 2,18 1,18 0,20 0,02 0,30 0,003 0,0006 0,004 0,001 0,004 Complément 0,25 0,08 0,48 1, 65 2,20 1,21 0,22 0,03 0,11 0,002 0,0008 0,005 0,001 0,005 Complément 11 0,26 0,07 0,53 1,67 2,23 1,22 0,23 0,02 0,41 0,004 0,0006 0,005 0,002 0,004 Complément 12 0,25 0,06 0,47 1,73 2,20 1,20 0,22 0,02 0,82 0,003 0,0007 0,004 0,001 0,005 Complément 13 0,24 0,05 0,52 1,71 2,18 1,14 0,19 0,03 1,30 0,003 0,0006 0,006 0,002 0,004 Complément 14 0,23 0,08 0,55 1,68 2,22 1,17 0,20 0,03 1,39 0,002 0,0007 0,005 0,002 0,004 Compément

Tableau 2

_________Jl Composition chimique (% en masse) C Si Mn Ni [ Cr Mo] V Nb W P S As Sb Sn Fe Exemple comparatif 1 0,29 0,07 0,77 0,34 1,10 1,15 0,22 - 0,007 0,0040 0,010 0,008 0,012 Complément 2 0,24 0,08 0,23 3,56 1,84 0,39 0,12 - - 0,006 0,0034 0,012 0,007 0,009 Complément 3 0,25 0,07 0,51 1,72 2,21 0,23 0,22 0,03 0,51 0,004 0,0008 0,006 0,002 0,005 Complément 4 0,22 0,06 0, 38 1,66 2,17 0,48 0,25 0,02 0,45 0,003 0,0009 0,005 0,001 0,004 Complément 0,28 0,08 0,44 1,62 2,28 0,67 0,23 0,02 0,61 0, 004 0,0008 0,006 0,001 0,004 Complément 6 0,27 0,09 0,32 1, 78 2,20 1,46 0,24 0,03 0,55 0,003 0,0005 0,004 0,002 0,005 Complément 7 0,24 0,06 0,55 1,71 2,31 1,72 0,22 0,03 0,50 0, 003 0,0006 0,005 0,002 0,003 Complément 8 0,25 0,07 0,48 1, 70 2,19 1,91 0,23 0,03 0,57 0,004 0,0007 0,006 0,001 0,005 Complément 9 0,22 0,07 0,52 0,31 2,15 1,03 0,20 0,03 0,30 0, 003 0,0006 0,007 0,001 0,004 Complément 0,22 0,06 0,60 0,52 2,22 0,98 0,23 0,03 0,31 0,004 0,0007 0,006 0,002 0,004 Complément 11 0,25 0,08 0,63 0,72 2,20 0,99 0,19 0,02 0,28 0,004 0,0007 0,005 0,002 0,005 Complément 12 0,27 0,05 0,58 2,31 2,21 1,12 0,20 0,02 0,30 0,004 0,0008 0,006 0,001 0,004 Complément 13 0,26 0,07 0,56 2,63 2,18 1,13 0,21 0,03 0,30 0,003 0,0007 0,005 0,001 0,005 Complément 14 0,27 0,07 0,47 1,72 2,19 1,08 0,22 0,03 - 0,003 0,0006 0,006 0,002 0,004 Complément 0,22 0,08 0,55 1,67 2,16 1,03 0,20 0,02 0,05 0, 002 0,0007 0,007 0,001 0,004 Complément 16 0,25 0,05 0,61 1, 66 2,22 1,11 0,23 0,02 1,70 0,004 0,0007 0,004 0,001 0,005 Complément 17 0,24 0,06 0,58 1,70 2,24 1,08 0,25 0,02 2,01 0,003 0,0006 0,005 0,002 0,005 Compléient 18 0,26 0,06 0,65 0,95 1,03 1,21 0,25 0,03 - 0,005 0,0035 0,010 0,007 0,010 Compl6ment Les matières premières préparées en des quantités conformes à la formulation de chaque exemple ou de chaque exemple comparatif ont été fondues dans un four de fusion haute fréquence sous vide et la masse fondue a été versée dans un moule pour obtenir un lingot. Ce lingot a été traité pour décaper sa surface, placé dans un four à huile lourde, chauffé à 1 200'C et forgé à la presse pour

obtenir une barre ronde forgée et allongée de 30 mm de diamètre.

Puis, cette barre ronde a été soumise à un traitement de recuit prépa-

ratoire en vue de l'affinage, à un traitement de trempe et à un traitement de revenu.

Les conditions de ces traitements sont présentées dans le tableau 3. Le traitement de recuit préparatoire en vue de l'affinage qui est indiqué dans le tableau 3 a pour but de supprimer la texture hétérogène provoquée par le forgeage et en même temps d'amener un carbure hétérogène grossier à former une solution solide dans la matrice et à permettre à l'acier obtenu à la suite du traitement de recuit et de revenu d'acquérir des propriétés améliorées. Bien que l'efficacité de ce traitement en ce qui concerne le rôle mentionné ci-dessus augmente avec la température utilisée pour le traitement, une limite supérieure pratique de température de 1 100'C a été

adoptée pour le traitement en question.

Le chauffage en vue du traitement de trempe a pour but de convertir temporairement les éléments formateurs de carbures tels que Cr, Mo et V en une solution solide dans la matrice pour ajuster la taille des grains et obtenir une précipitation de carbure uniforme et fine pendant le traitement de revenu. Pour le rotor haute pression existant (exemple comparatif 1) la trempe est réalisée à 970'C et pour le rotor basse pression existant (exemple comparatif 2) elle est réalisée à 840C. Comme l'acier selon la présente invention est destiné à un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression, on a choisi une température de 930'C

intermédiaire entre les températures de trempe des deux rotors mentionnés ci-

dessus. Le refroidissement pour le traitement de trempe a été réalisé à une vitesse de diminution de la température d'environ 100'C/h qui est la vitesse de refroidissement standard obtenue dans la partie centrale d'un rotor basse pression ordinaire de grande taille ayant un diamètre maximum de 1 650 mm lorsque ce

rotor est refroidi par aspersion d'eau.

De même que la température de trempe, la température de revenu a été fixée à une valeur de 650 C intermédiaire entre les températures de revenu de 670'C et 600C utilisées respectivement pour le rotor haute pression existant et pour le rotor basse pression existant. La durée de chauffage pour le traitement de revenu a été modifiée en fonction des types d'acier pour que la résistance à la traction à la température ambiante soit situéce à un niveau de 853,2 à 882,6 N/mm2 (87 à 90 kgf/mm2) nécessaire pour la partie basse pression. Ces conditions ont été choisies afin d'ajuster la résistance à la traction à un niveau fixé pratiquement et d'évaluer et comparer des facteurs tels que la limite d'élasticité, les propriétés de choc (en particulier la TSF) et la résistance à la rupture par fluage qui sont

nécessaires pour un rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression.

Cette évaluation permet de comparer des matériaux contenant des constituants dif-

férents.

Tableau 3

Traitement de recuit en vue du Traitement de trempe *2 Traitement de revenu traitement thermique de qualit6 * 1 température de trempe (C) température de revenu (C) température de recuit (-C)

Exemple

1 1 100 930 650 x 21 h, refroidi par l'air 2 1 100 930 650 x 22 h, refroidi par l'air 3 1100 930 650 x 24 h, refroidi par l'air 4 1100 930 650 x 20 h, refroidi par l'air o, 1 100 930 650 x 25 h, refroidi par l'air 6 1 100 930 650 x 22 h, refroidi par l'air 7 1100 930 650 x 22 h, refroidi par l'air 8 1100 930 650 x 24 h, refroidi par l'air 9 1 100 930 650 x 26 h, refroidi par l'air 1 100 930 650 x 18 h, refroidi par l'air 11 1 100 930 650 x 20 h, refroidi par l'air 12 1 100 930 650 x 25 h, refroidi par l'air 13 1 100 930 650 x 30 h, refroidi par l'air 14 1 100 930 650 x 31 h, refroidi par l'air Traitement de recuit en vue du Traitement de trempe *2 Traitement de revenu traitement thermique de qualité * 1 température de trempe (C) température de revenu (C) température de recuit ('C) Exemple comparatif 1 1100 970 670 x 20 h, refroidi par l'air 2 950 840 600 x 20 h, refroidi par l'air 3 1 100 930 650 x 15 h, refroidi par l'air 4 1 100 930 650x 18 h, refroidi par l'air 1 100 930 650x 18 h, refroidi par l'air 6 1 100 930 650 x 25 h, refroid par l'air 7 1 100 930 650x 27 h, refroidi par l'air 8 1 100 930 650x 30 h, refroidi par l'air 9 1 100 930 650 x 12 h, refroidi par l'air 1 100 930 650 x 14 h, refroidi par l'air 11 1 100 930 650 x 15 h, refroidi par l'air 12 1 100 930 650 x 30 h, refroidi par l'air 13 1 100 930 650 x32 h, reftoidi par l'air 14 1 100 930 650 x 20 h, refroidi par l'air Tableau 3 (suite) Traitement de recuit en vue du Traitement de trempe *2 Traitement de revenu traitement thermique de qualit6 * 1 température de trempe (C) température de revenu ('C) temperature de recuit (C) Exemple comparatif _o 1 100 930 650 x 24 h, refroidi par l'air 16 1 100 930 650 x 33 h, refroidi par l'air 17 1 100 930 650 x 35 h, refroidi par l'air 18 1 100 950 660 x 20 h, refroidi par l'air 1; Temp6rature de recuit ('C) x 10 h, refroidissement dans le four *2; Température de trempe (C) x 10 h, refroidissement 100C/h Ix Les échantillons traités thermiquement qui sont présentés dans le

tableau 3 ont été usinés pour préparer des éprouvettes respectives et ces éprou-

vettes ont été soumises à un essai de traction, à un essai de résilience Charpy et à un essai de rupture par fluage. Les résultats de l'essai de traction et de l'essai de résilience Charpy sont présentés dans le tableau 4 et les résultats dc l'essai de rupture par fluage sont présentés dans le tableau 5. L'essai de traction a été réalisé à

la température ambiante. Les données obtenues dans l'essai concernant l'allonge-

ment à la rupture et la réduction de la section ou striction sont préscntées égale-

ment dans le tableau 4. L'essai de résilience Charpy a été réalisé à plusieurs tempé-

ratures situées entre la température ambiante et 200C pour déterminer la 1TSF.

L'essai de rupture par fluage a été réalisé à 600'C avec deux valeurs de contrainte:

137,3 N/mm2 (14 kgf/mm2) et 166,7 N/mm2 (17 kgf/mm2).

Tableau 4

Essai de traction Choc Charpy Résistance à la traction Limite d'élasticité 0,2 % Allongement Striction Intensité du choc 1TSF*3 N/mm2 (kgf/mm2) N/mm2 (kgf/mm2) (%) (%) N.m/cm2 (kgf.m/cm2) (C)

Exemple

1 869,88(88,7) 733,56 (74,8) 23,0 59,6 132,39 (13,5) + 12

2 877,73 (89,5) 752,20 (76,7) 23,0 60,5 120,63 (12,3) + 18

3 872,82 (89,0) 739,45 (75,4) 22,8 63,0 128,47 (13,1) + 15

4 871,84 (88,9) 734,54 (74,9) 22,0 61,2 131,41 (13,4) + 7

884,59 (90,2) 740,43 (75,5) 23,2 63,4 115,72 (11,8) + 22

6 869,88 (88,7) 716,89 (73,1) 19,7 57,5 78,46 (8,0) + 30

7 862,03 (87,9) 717,87 (73,2) 20,3 59,6 106,90 (10,9) + 24

8 858,11 (87,5) 713,95 (72,8) 21,0 60,4 118,66 (12,1) + 20

9 868,90 (88,6) 724,74 (73,9) 21,2 60,4 132,39 (13,5) + 7

874,78 (89,2) 728,66 (74,3) 23,4 63,5 141,22 (14,4) + 2

11 861,05 (87,8) 723,76 (73,8) 22,6 62,7 127,49 (13,0) + 8

12 872,82 (89,0) 731,60 (74,6) 21,5 61,8 122,59 (12,5) + 20

13 865,96 (88,3) 727,68 (74,2) 19,4 60,9 85,32 (8,7) + 45

14 859,09 (87,6) 722,77 (73,7) 20,7 60,4 67,67 (6,9) + 62

Tableau 4 (suite) Essai de traction Choc Charpy Résistance à la traction Limite d'élasticité 0,2 % Allongement Striction Intensité du choc ITSF*3 N/mm2 (kgf/mm2) N/mm2 (kgf/mm2) (%) (%) N.m/cm2 (kgf.m/cm2) (C) Exemple comparatif

1 789,46 (80,5) 65,7 23,2 59,6 11,77 (1,2) + 95

2 908,13 (92,6) 77,3 23,5 66,5 197,12 (20,1) -20

3 865,96 (88,3) 74,2 23,7 64,7 132,39 (13,5) + 12

4 879,69 (89,7) 75,1 21,9 59,6 124,55 (12,7) + 15

S 867,92 (88,5) 74,0 22,2 63,4 136,32 (13,9) + 10

6 884,59 (90,2) 75,5 19,7 50,2 82,38 (8,4) + 31

7 879,69 (89,7) 75,2 18,5 51,3 69,63 (7,1) + 42

8 868,90 (88,6) 73,8 18,1 48,7 61,78 (6,3) + 56

9 859,09 (87,6) 73,5 19,2 50,8 10,79 (1,1) + 105

851,25 (86,8) 71,8 18,7 52,4 11,77 (1,2) + 100

11 856,15 (87,3) 72,6 18,5 52,4 44,13 (4,5) + 82

12 868,90 (88,6) 72,8 22,3 60,8 135,34 (13,8) + 6

13 873,80 (89,1) 73,4 21,6 59,6 149,07 (15,2) 0

14 882,63 (90,0) 73,8 21,6 60,8 144,16 (14,7) + 4

Tableau 4 (suite) Essai de traction Choc Charpy Résistance à la traction Limite d'élasticité 0,2 % Allongement Striction Intensité du choc TFSF*3 N/mm2 (kgf/mm2) N/mm2 (kgf/mm2) (%) (%) N.m/cm2 (kgf. m/cm2) (CC) Exemple comparatif

869,88 (88,7) 72,7 22,0 63,4 136, 32 (13,9) + 5

16 850,27 (86,7) 71,9 18,4 51,6 16,67 (1,7) + 90

17 865,96 (88,3) 73,0 18,0 54,7 12,75 (1,3) + 105

18 792,40 (80,8) 66,2 22,5 63,4 74,53 (7,6) + 45

3; Température de transition ductile-fragile détermin6ée à partir du rapport de fracture des 6prouvettes t, n

Tableau 5

Essai de rupture par fluage (température: 600C) Contrainte: 137,3 N/mm2 (14 kgf/mm2) Contrainte: 166,7 N/mm2 (17 kgf/mm2) Durce avant rupture Allongement Striction Durée avant rupture Allongement Striction par fluage (h)(%) (%) par fluage (h) (%) (%)

Exemple

1 3 258,1 29,4 57,0 1 507,1 27, 9 66,0

2 3 908,3 31,2 60,7 1 681,4 27, 4 65,5

3 3 381,7 29,5 58,5 1 576,0 30, 1 69,2

4 3 195,6 29,5 57,0 1 516,8 28, 1 66,3

4 191,0 28,5 55,6 1 783,3 27,0 65,5

6 3 827,3 27,8 58,5 1 821,7 26, 4 64,1

7 3 734,5 28,4 59,3 1 759,7 27, 0 65,4

8 3 516,3 28,0 58,5 1 618,7 28, 7 66,3

9 3 093,7 29,5 61,4 1 472,3 27, 5 65,4

3 017,6 28,6 59,3 1 320,8 25,4 63,0

11 3 420,6 28,6 60,8 1 576,2 27, 3 65,3

12 3 831,4 26,9 55,7 1 786,7 28, 0 66,1

13 4 116,7 27,8 56,1 2 014,9 28, 5 66,1

14 4 926,1 26,1 54,8 2 247,6 28, 8 67,2

Essai de rupture par fluage (température: 600C) Contrainte: 137,3 N/mm2 (14 kgf/mm2) Contrainte: 166,7 N/mm2 (17 kgf/mm2) Dur6e avant rupture Allongement Striction Dur6e avant rupture Allongement Striction par fluage (h)(%) (%) pa r fluage (h)(%) (%) Exemple comparatif

1 3 502,1 35,0 65,2 1 480,2 36,8 74,8

2 213,0 30,8 60,7 84,5 34,5 74,0

3 821,4 30,1 59,6 321,7 30,1 65,7

4 1 107,8 28,4 58,4 514,3 31,3 67,4

1 823,2 33,2 62,3 723,4 32,7 68,7

6 2 241,2 35,1 65,2 817,6 29,2 65,2

7 1 817,3 29,7 63,7 742,6 34,3 70,3

*8 1 072,4 34,7 63,4 526,7 29,5 66,3

9 5 011,4 28,1 58,4 2 387,0 31,0 67,4

4 423,5 26,4 55,7 2 143,5 30,5 65,7

11 4 106,5 27,7 58,5 2 014,1 28,6 63,1

12 1 019,4 31,6 62,4 500,4 33,5 68,5

13 823,3 35,8 64,7 389,2 35,1 69,2

14 1 208,5 30,6 60,7 526,9 35,0 68,8

Tableau 5 (sulte) Essai de rupture par fluage (température: 600C) Contrainte: 137,3 N/mm2 (14 kgf/mm2) Contrainte: 166,7 N/mm2 (17 kgf/mm2) Durée avant rupture Allongement Striction Durée avant rupture Allongement Striction par fluage (h) (%) (%) par fluage (h) (%) (%) Exemple comparatif

1 620,4 32,4 62,3 617,4 33,7 64,7

16 5 160,7 26,0 57,2 2 533,5 28,2 63,1

17 5 315,4 24,2 55,0 2 581,5 27,6 63,5

18 3 140,1 25,7 63,0 1 289,0 34,6 71,6

Les données obtenues pour la TSF, la durée avant rupture par fluage et le rapport de ségrégation ont été corrélées séparément avec la teneur en Mo, la teneur en Ni et la teneur en W. Les résultats sont présentés respectivement sur les

figures 1, 2 et 3.

Concernant les exemples comparatifs 1, 2, 3, 5, 6, 8 et 18 et les exemples 1 à 3, des lingots de 500 kg ont été préparés séparément et analysés en ce qui concerne la teneur en carbone de la partie centrale pour permettre l'évaluation des degrés de ségrégation du carbone dans la partie centrale des rotors de turbine à un corps haute pression-basse pression destinés à être fabriqués à partir des lingots. Les lingots ont également été testés en ce qui concerne le rapport de ségrégation c'est-à-dire le rapport de la teneur en carbone en pourcentage de la partie inférieure d'un lingot à la teneur en carbone en pourcentage de la partie

supérieure du lingot. Les résultats sont présentés dans le tableau 6.

Tableau 6 ________ _______ ______Rapport de ségrégation Exemple 1 1,16

2 1,19

3 1,21

Exemple comparatif 1 1,12

2 1,11

3 1,13

1,12

6 1,53

8 1,82

18 1,13

Pour déterminer l'effet de la RLE sur la ségrégation des constituants, des lingots de 2 t obtenus par RLE ont été préparés séparément conformément aux exemples 1, 2 et 3 et ont été testés en ce qui concerne la teneur en carbone de la partie centrale. On a ainsi trouvé un rapport de ségrégation de 1,03 pour l'exemple 1, de 1,06 pour l'exemple 2 et de 1,07 pour l'exemple 3. Ces données indiquent clairement que l'utilisation du procédé RLE était efficace pour abaisser notablement la ségrégation des constituants par rapport aux données du tableau 6

concernant des expériences ne faisant pas intervenir le procédé RLE.

En ce qui concerne les exemples comparatifs 1, 2 et 18 et les exemples 2, 4, 7, 8, 11, 12 et 13, l'essai de traction a été réalisé après 1 000 h et 10 000 h de chauffage à 600 C et l'essai de résilience Charpy a été réalisé après 1000 h et 000 h de chauffage à 400'C sur les éprouvettes respectives afin d'évaluer la dégradation de la résistance mécanique et la dégradation de la ténacité du fait du vieillissement. Les résultats de l'essai de traction sont présentés dans le tableau 7 et sur la figure 4 et les résultats de l'essai de résilience Charpy sont présentés dans le

tableau 8 et sur la figure 5.

Tableau 7

R6sistance à la traction N/mm2 (kgf/mm2) En l'6tat Après chauffage à 600C, 103 h Après chauffage à 600C, 104 h

Exemple

2 877,73 (89,5) 866,94 (88,4) 859,09 (87,6)

4 871,84 (88,9) 864,98 (88,2) 853,21 (87,0)

7 862,03 (87,9) 854,19 (87,1) 847,32 (86,4)

8 858,11 (87,5) 845,36 (86,2) 843,40 (86,0)

11 861,05 (87,8) 855,17 (87, 2) 851,25 (86,8) O

12 872,82 (89,0) 861,05 (87, 8) 853,21 (87,0)

13 865,96 (88,3) 858,11 (87, 5) 850,27 (86,7)

Exemple comparatif

1 789,46 (80,5) 752,20 (76,7) 737,49 (75,2)

2 908,13 (92,6) 861,05 (87,8) 823,79 (84,0)

18 792,40 (80,8) 744,35 (75, 9) 739,45 (75,4)

o, Essai de résilience Charpy En l'état Apres chauffage à 400'C, 103 h Après chauffage à 400'C, 104h Valeur de r6silience ITSF Valeur de résilience TFSF Valeur de résilience TTSF N.m/cm2 (kgf.m/cm2) (kC) N.m/cm2 (kgf.m/cm2) ('C) N.m/cm2 (kgf.m/cm2) ( C)

Exemple

2 120,63 (12,3) + 18 109,84 (11,2) + 24 109,84 (11,2) + 25

4 131,41 (13,4) + 7 111,80 (11,4) + 14 125,53 (12,8) + 10

7 106,90 (10,9) + 24 104,93 (10,7) + 27 107,88 (11,0) + 21 NP

8 118,66 (12,1) + 20 115,72 (11,8) + 23 106,90 (10,9) + 28

11 127,49 (13,0) + 8 124,55 (12,7) + 10 123,57 (12,6) + 13

12 122,59 (12,5) + 20 118,66 (12,1) + 22 117,68 (12,0) + 23

13 85,32 (8,7) + 45 77,47 (7,9) + 48 80,42 (8,2) + 49

Exemple comparatif

1 11,77 (1,2) + 95 7,84 (0,8) + 119 6,86 (0,7) + 128

2 197,12 (20,1) - 20 127,49 (13,0) + 18 102,97 (10,5) + 37

18 74,53 (7,6) + 45 55,90 (5,7) + 63 39,23 (4,0) + 72

C, I-

On va maintenant commenter les résultats d'essais mentionnés ci-

dessus. Pour que le rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression selon la présente invention présente une résistance à la traction élevée dans un environnement de vapeur de température relativement basse et une résistance à la rupture par fluage élevée à haute température et conserve une résistance à la traction élevée et une résistance à la rupture par fluage élevée pendant une longue durée sans subir de phénomène de fragilisation, il est souhaitable qu'il possède les valeurs caractéristiques suivantes. Concernant les valeurs initiales, il est souhaitable que la résistance à la traction soit située dans le domaine de 843,40 à 902,24 N/mm2 (86 à 92 kgf/mm2), que la limite d'élasticité 0,2% soit située dans le domaine de 696,30 à 755,14 N/mm2 (71 à 77 kgf/mm2), que l'allongement soit au moins de 18%, que la striction soit au moins de 55%, que la valeur de résilience

soit au moins de 58,84 N.m/cm2 (6 kgf.m/cm2) et que la TSF ne soit pas supé-

rieure à 70 C. Dans des conditions de fluage de 600C et 137,30 N/mm2 (14 kgf/ mrm2), il est souhaitable que la durée avant rupture ne soit pas inférieure à 2 500 h,

que l'allongement ne soit pas inférieur à 20% et que la striction ne soit pas infé-

rieure à 50%. Dans des conditions de fluage de 600'C et 166,72 N/mm2 (17 kgf/ rmm2), il est souhaitable que la durée avant rupture ne soit pas inférieure à 1 000 h.

que l'allongement ne soit pas inférieur à 20% et que la striction ne soit pas infé-

rieure à 50%.

Les exemples selon l'invention qui ont été cités ci-dessus répondent tous aux valeurs caractéristiques qui viennent d'être mentionnées. Dans les valeurs caractéristiques, la résistance à la traction était à un niveau identique dans tous les exemples car les valeurs de résistance à la traction obtenues dans les exemples ont été rendues pratiquement égales en modifiant les conditions du revenu pour les

différentes éprouvettes. Ainsi, les valeurs de limitc d'élasticité 0,2% étaient prati-

quement au même niveau. Les valeurs d'allongement et de striction présentées par les éprouvettes étaient pratiquement à des niveaux identiques car elles n'ont pas été notablement affectées par les légères variations des éléments d'alliage. La valeur de résilience et la TIF qui se rapportent à la ténacité sont affectées dans une grande mesure par les types et les quantités des éléments incorporés. En particulier, lorsqu'ils sont incorporés en quantités accrues, Cr, Ni, et Nb sont efficaces pour améliorer la ténacité. Lorsqu'ils sont incorporés en quantité accrue, W et Mo dégradent la ténacité. Afin de réduire notablement l'ampleur de la ségrégation aux joints de grains et de réduire la fragilisation due au vieillissement pendant une utilisation prolongée du rotor, la quantité d'impuretés inévitables doit être limitée le plus possible. Les constituants sont aussi limités du point de vue de la résistance à la rupture par fluage (durée) et de la ségrégation du carbone. Concernant les teneurs en les constituants de l'acier de cette invention, on choisit les domaines souhaitables suivants: Cr: 1,5 à 3,0%, Ni: 1,0 à 2,0%, Nb: 0,01 à 0,15%, W: 0,1 à 1, 5% et Mo: 0,9 à 1,3%, et, parmi les impuretés inévitables, P: pas plus de 0,005%, S: pas plus de 0,01%, As: pas plus de 0,008%, Sb: pas plus de 0,004% et Sn: pas plus de 0,008%. Ces domaines sont suffisants pour répondre totalement

aux valeurs caractéristiques mentionnées ci-dessus.

L'exemple 6 présentait une valeur de résilience relativement basse due probablement au fait que Ni qui est efficace pour améliorer la ténacité a été incorporé en une petite quantité par rapport aux autres exemples. L'exemple 14 présentait une plus faible valeur de résilience bien qu'il contienne Ni en une quantité plus importante que l'exemple 6. Ceci est dû probablement au fait que la ténacité a été abaissée proportionnellement à l'augmentation de la quantité de W

incorporée dans l'exemple 14.

Dans le tableau 5, les exemples comparatifs 9, 10, 11, 16 et 17 pré-

sentaient des durées avant rupture par fluage plus souhaitables que les exemples

selon la présente invention. Comme les exemples comparatifs 9, 10 et 11 conte-

naient Ni en des quantités ne dépassant pas 1,0% et comme les exemples compa-

ratifs 16 et 17 contenaient W en des quantités d'au moins 1,5%, ils ne parvenaient pas à satisfaire les valeurs caractéristiques mentionnées cidessus concernant la

valeur de résilience et la TTSF qui se rapportent à la ténacité, de sorte qu'ils pré-

sentaient de faibles valeurs de ténacité.

On va maintenant étudier les cas dans lesquels on fait varier les teneurs en Mo, Ni et W tout en confinant les teneurs en impuretés inévitables dans les

domaines mentionnés ci-dessus.

On va tout d'abord commenter les exemples comparatifs 1 à 8 et les exemples 1 à 5 dans lesquels la teneur en Mo était modifiée et les teneurs en

impuretés inévitables étaient confinées dans les domaines mentionnés cidessus.

D'après les résultats d'essais représentés dans le tableau 4, on note que les exemples 1 à 5 égalaient ou dépassaient les exemples comparatifs 1 à 8 en ce qui concerne la résistance à la traction, la limite d'élasticité, l'allongement et la striction et présentaient des propriétés mécaniques suffisantes aux températures relativement basses. En particulier, ces exemples présentaient tous une résistance mécanique nettement améliorée, une faible ITSF et une ténacité élevée par rapport à l'exemple comparatif 1. D'après les résultats d'essais représentés dans le tableau 5, on remarque que les exemples 1 à 5 présentaient des durées avant rupture par fluage très satisfaisantes par rapport aux exemples comparatifs 2 à 8 et présentaient des propriétés favorablement comparables à celles de l'exemple comparatif 1 qui représente un rotor de turbine haute pression conventionnel. On note d'après les résultats d'essais du tableau 6 que les exemples 1 à 3 selon la présente invention présentaient des rapports de ségrégation très faibles par rapport aux exemples comparatifs 6 et 8 et pratiquement égaux à ceux des exemples comparatifs 1 et 2 qui représentent respectivement un rotor de turbine haute pression conventionnel et un rotor de turbine basse pression conventionnel. Ceci indique que les rotors de turbine selon la présente invention ne posent aucun

problème concernant la ségrégation des constituants du point de vue de la fabri-

cation. La figure 1 représente les corrélations entre ces résultats d'essais et la teneur en Mo. On note d'après ce graphique que les caractéristiques de ténacité, de durée

avant rupture par fluage et de rapport de ségrégation sont toujours très satisfai-

santes lorsque les teneurs en Mo sont situées dans le domaine de 0,9 à 1, 3.

On va maintenant commenter les exemples comparatifs 1 et 9 à 13 et les exemples 6 à 9 dans lesquels la teneur en Ni varie et les teneurs en les

impuretés inévitables sont confinées dans les domaines mentionnés cidessus.

On note d'après les résultats d'essais représentés dans le tableau 4 que les exemples 6 à 9 selon la présente invention égalaient ou surpassaient les exemples comparatifs 1 et 9 à 13 en ce qui concerne la résistance à la traction, la limite d'élasticité, l'allongement et la striction. Ceci indique qu'ils possèdent des propriétés mécaniques totalement satisfaisantes aux températures relativement basses. Les exemples 6 à 9 en particulier présentent une résistance mécanique nettement améliorée, une TSF plus faible et une ténacité améliorée par rapport à l'exemple comparatif 1. En outre, les exemples 6 à 9 présentent une MTSF réduite

et une ténacité nettement améliorée par rapport aux exemples comparatifs 9 à 11.

On note d'après les résultats d'essais représentés dans le tableau 5 que les exemples 6 à 9 selon la présente invention présentent des durées avant rupture par fluage très satisfaisantes par rapport aux exemples comparatifs 12 et 13 et qu'ils possèdent des propriétés caractéristiques favorablement comparables à celles de l'exemple comparatif 1 qui représente un rotor de turbine haute pression conventionnel. La figure 2 représente les corrélations entre ces résultats d'essais et la teneur en Ni. On constate d'après ce graphique que les propriétés caractéristiques de ténacité et de durée avant rupture par fluage sont très satisfaisantes lorsque les teneurs en Ni sont

situées dans le domaine de 1,0 à 2,0%.

On va maintenant commenter les exemples comparatifs 1 et 14 à 17 et les exemples 10 à 14 dans lesquels la teneur en W varie et les teneurs en les impuretés inévitables sont confinées dans les domaines mentionnés ci-dessus. D'après les résultats d'essais représentés dans le tableau 4, on remarque

que les exemples 1, 2 et 10 à 14 selon la présente invention égalaient ou sur-

passaient les exemples comparatifs 1 et 14 à 17 en ce qui concerne larésistance à la traction, la limite d'élasticité, l'allongement et la striction. Ceci indique qu'ils présentent des propriétés mécaniques totalement satisfaisantes aux températures relativement basses. Les exemples 1, 2 et 10 à 14 en particulier présentent une résistance mécanique nettement améliorée, une ITSF réduite et une ténacité améliorée par rapport à l'exemple comparatif 1. De plus, les exemples 1, 2 et 10 à 14 présentent une TTSF réduite et une ténacité nettement améliorée par rapport

aux exemples comparatifs 16 et 17. On note d'après les résultats d'essais repré-

sentés dans le tableau 5 que les exemples 1, 2 et 10 à 14 selon la présente invention présentent des durées avant rupture par fluage très satisfaisantes par rapport aux exemples comparatifs 14 et 15 et qu'ils possèdent des propriétés caractéristiques favorablement comparables à celles de l'exemple comparatif 1 qui représente un

rotor de turbine haute pression conventionnel. La figure 3 représente les corré-

lations entre ces résultats d'essais et la teneur en W. On constate d'après ce gra-

phique que les propriétés caractéristiques de ténacité et de durée avant rupture par fluage sont très satisfaisantes lorsque les teneurs en W sont situées dans le domaine

de 0,1 à 1,5%.

D'après le tableau 7 et la figure 4 qui montrent les résultats de l'éva-

luation de la baisse de résistance à la traction due au vieillissement, parmi d'autres propriétés de résistance mécanique, on note que les exemples comparatifs 1 et 2

présentent de grandes diminutions de la résistance à la traction dues au vieillisse-

ment, après le vieillissement à 600'C pendant 10 000 h, que l'exemple comparatif 1 présente une baisse de 52 N/mm2 (5,3 kgf/mm2) et que l'exemple comparatif 2 présente une baisse de 84,34 N/mm2 (8,6 kgf/mm2), respectivement, en ce qui concerne la résistance à la traction. Au contraire, les exemples selon la présente invention présentent des baisses de résistance à la traction situées dans le domaine

de 9,81 à 19,62 N/mm2 (1 à 2 kgf/mm2). Ceci indique que ces exemples présen-

tent une résistance à la traction nettement améliorée par rapport aux exemples comparatifs qui représentent des matériaux conventionnels. L'incorporation de W constitue par elle-même l'une des caractéristiques des types d'acier selon la présente invention. On pense que le tungstène forme une solution solide dans la matrice et augmente la résistance à la traction, la résistance à la rupture par fluage,

améliore la stabilité de la texture et empêche les variations de résistance méca-

nique dues au vieillissement. L'exemple comparatif 1 manifeste une grande varia-

tion de la résistance mécanique due au vieillissement par rapport à l'exemple com-

paratif 2, probablement du fait d'une différence dans la teneur en Ni. Ni est un élément qui est inhabituellement efficace pour augmenter la ténacité mais qui aggrave la dégradation de la résistance mécanique aux hautes températures. Du fait que, selon la présente invention, la limite supérieure de la teneur en Ni est fixée à 2,0%, l'effet de Ni couplé à l'effet de W qui se manifeste dans la stabilisation de la texture permnnet de réduire à un niveau extrêmement bas les variations de résistance

à la traction dues au vieillissement.

On note d'après le tableau 8 et la figure 5 qui montrent les résultats de l'évaluation de la baisse de résistance à la traction due au vieillissement, que les exemples comparatifs 1 et 2 présentent des degrés importants de fragilisation après le traitement thermique à 400'C pendant 10 000 h, que l'exemple comparatif 1 présente une augmentation de 33'C et l'exemple comparatif 2 une augmentation de 57'C de la 1TSF. Au contraire, les exemples de cette invention présentent des augmentations de la TSF dans le domaine de -3 à +7'C. Ceci indique que les

exemples selon l'invention sont nettement améliorés en ce qui concerne la réduc-

tion de la ténacité par vieillissement par rapport aux exemples comparatifs qui représentent des matériaux conventionnels. Même après une utilisation prolongée, les rotors fabriqués avec les types d'acier selon la présente invention réduisent l'ampleur de la ségrégation des impuretés aux joints de grains et infléchissent le phénomène de fragilisation dû au vieillissement car les teneurs en P. S, As, Sb et Sn, parmi d'autres impuretés inévitables, sont limitées à des quantités extrêmement faibles. L'exemple comparatif 2 présente un degré important de fragilisation par rapport à l'exemple comparatif 1, probablement du fait d'une différence dans la teneur en Ni de même que dans le cas de la dégradation de la résistance mécanique mentionnée ci-dessus. Spécifiquement, Ni est un élément qui est inhabituellement efficace pour augmenter la ténacité mais qui aggrave le phénomène de fragilisation aux températures situées au voisinage de 350C à 450'C. Comme la limite supérieure de la teneur en Ni est fixée à 2,0%, le phénomène de fragilisation dû au vieillissement peut être réduit à un niveau extrêmement bas du fait de l'effet de Ni couplé à l'effet de réduction de l'ampleur de la ségrégation aux joints de grains du fait que les teneurs en les impuretés inévitables sont limitées à des quantités

extrêmement faibles.

Compte tenu de ce qui précède, on peut conclure que les exemples 4 et 6 à 9 constituent par eux-mêmes des modes de réalisation préférés pour le rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression selon la présente invention.

Claims (10)

REVENDICATIONS

1. Rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression caracté-

risé en ce qu'il est constitué par un acier dont la composition contient, en masse, une teneur en C de 0,10 à 0,35%, une teneur en Si d'au plus 0,3% (0% étant exclu), une teneur en Mn d'au plus 1,0% (0% étant exclu), une teneur en Ni de 1,0 à 2,0%, une teneur en Cr de 1,5 à 3,0%, une teneur en Mo de 0,9 à 1,3%, une teneur en V de 0,10 à 0,35%, un teneur en Nb de 0,01 à 0,15%, une teneur en W de 0,1 à 1,5%,

le complément étant constitué par Fe et des impuretés inévitables, lesdites impu-

retés inévitables ayant une teneur en P d'au plus 0,005%, une teneur en S d'au plus 0,001%, une teneur en As d'au plus 0,008%, une teneur en Sb d'au plus 0,004% et

une teneur en Sn d'au plus 0,008%.

2. Rotor selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit acier a une composition contenant, en masse, une teneur en C comprise dans le domaine de 0,18 à 0,3%, un teneur en Si d'au plus 0,1% (0% étant exclu), une teneur en Mn d'au plus 0,7% (0% étant exclu), une teneur en Ni située dans le domaine de 1,3 à 1,8%, une teneur en Cr située dans le domaine de 1,8 à 2,5%, une teneur en Mo située dans le domaine de 1,0 à 1,2%, un teneur en V située dans le domaine de 0,15 à 0,3%, une teneur en Nb située dans le domaine de 0,02 à 0,1%, une teneur en W située dans le domaine de 0,2 à 0,8%, le complément étant constitué par Fe

et des impuretés inévitables.

3. Rotor selon la revendication 2, caractérisé en ce que ledit acier a une composition contenant, en masse, une teneur en C située dans le domaine de 0,2 à 0,27%, une teneur en Si d'au plus 0,1% (0% étant exclu), une teneur en Mn d'au plus 0,7% (0% étant exclu), une teneur en Ni située dans domaine de 1,5 à 1,8%, une teneur en Cr située dans le domaine de 2,0 à 2,3%, une teneur en Mo située dans le domaine de 1,0 à 1,2%, une teneur en V située dans le domaine de 0,18 à 0,23%, une teneur en Nb située dans le domaine de 0,02 à 0,05%, une teneur en W située dans le domaine de 0,2 à 0,5%, le complément étant constitué par Fe et des

impuretés inévitables.

4. Rotor selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit acier présente des valeurs caractéristiques de résistance à la traction situées dans le domaine de 843,40 à 902,24 N/mm2 (86 à 92 kgf/mm2), une température de transition de survenue de fracture (ITSF) d'au plus 70'C et une durée avant rupture d'au moins 2500h dans des conditions de fluage de 600'C et

137,30 N/mm2 (14 kgUmm2).

5. Rotor selon la revendication 4, caractérisé en ce que ladite tempé-

rature de transition de survenue de fracture n'est pas supérieure à 45C.

6. Rotor selon la revendication 4, caractérisé en ce que ledit acier a une valeur caractéristique de limite d'élasticité 0,2% située dans le domaine de 696,30 à 755,14 N/mm2 (71 à 77 kgf/mm2), un allongement d'au moins 18%, une striction d'au moins 55% et une valeur de résilience d'au moins 58,84 N.m/cm2

(6 kgf.m/cm2).

7. Rotor selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit acier est obtenue par refusion d'un lingot d'acier présentant ladite composition par une

technique de refusion sous laitier électroconducteur.

8. Procédé de production d'un acier pour rotor de turbine à un corps haute pression-basse pression présentant une composition ayant, en masse, une teneur en C de 0,10 à 0,35%, une teneur en Si d'au plus 0,3% (0% étant exclu), une teneur en Mn d'au plus 1,0% (0% étant exclu), un teneur en Ni de 1,0 à 2,0%, une teneur en Cr de 1,5 à 3,0%, une teneur en Mo de 0,9 à 1,3%, une teneur en V de 0,10 à 0,35%, une teneur en Nb de 0,01 à 0,15%, une teneur en W de 0,1 à 1,5%, le complément étant constitué par Fe et des impuretés inévitables, lesdites impuretés inévitables ayant une teneur en P d'au plus 0,005%, une teneur en S d'au plus 0,001%, une teneur en As d'au plus 0,008%, une teneur en Sb d'au plus 0,004% et un teneur en Sn d'au plus 0,008%, caractérisé en ce qu'il comprend une étape de

fusion d'un acier présentant ladite composition dans un four de fusion pour prépa-

rer un lingot d'acier primaire, une étape de refusion et de coulée dudit lingot d'acier primaire par la technique de refusion sous laitier électroconducteur pour former un lingot d'acier secondaire, une étape de forgeage dudit lingot d'acier secondaire pour produire une masse forgée sous forme d'un rotor, et la soumission de ladite masse

forgée sous forme d'un rotor à des traitements de recuit, de trempe et de revenu.

9. Matériau pour rotor de turbine à vapeur, caractérisé en ce qu'il comprend un acier présentant une composition ayant, en masse, une teneur en C de 0,10 à 0,35%, une teneur en Si d'au plus 0,3% (0% étant exclu), une teneur en Mn d'au plus 1,0% (0% étant exclu), une teneur en Ni de 1,0 à 2,0%, une teneur en Cr de 1,5 à 3,0%, une teneur en Mo de 0,9 à 1, 3%, une teneur en V de 0,10 à 0,35%, une teneur en Nb de 0,01 à 0,15%, une teneur en W de 0,1 à 1,5%, le complément étant constitué par Fe et des impuretés inévitables, lesdites impuretés inévitables ayant une teneur en P d'au plus 0,005%, une teneur en S d'au plus 0,001%, une teneur en As d'au plus 0,008%, une teneur en Sb d'au plus 0,004% et une teneur en

Sn d'au plus 0,008%.

10. Matériau pour rotor selon la revendication 9, caractérisé en ce qu'il est utilisé dans une turbine à vapeur d'une centrale électrique ayant une puissance

d'au moins 100 MW.