【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、蒸気タービン翼と蒸気タービン及びマルテンサイト鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、蒸気タービンの動翼には１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼が使用されている。近年、省エネルギーの観点からタービンの熱効率の向上が要求され、省スペースの観点から機器のコンパクト化が要求されるようになった。
【０００３】
熱効率を向上及び機器をコンパクト化するためには、低圧蒸気タービンの最終段動翼を長翼化するのが有効である。但し、長翼化を実現するには、高強度特に高引張強さを有する材料の開発が必要である。また低圧段で使用される材料は腐蝕環境下にあり、強度を高めるとともに耐食性、特に耐応力腐蝕割れ（ＳＣＣ；Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）特性も高めなければならない。
【０００４】
特開２０００−１６１００６号公報，特開２００１−２０７０４号公報及び特開２００１−９８３４９号公報には、低圧蒸気タービンの最終段動翼の長翼化をはかった発明、及び翼材料が記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、翼部長さとして、３０００ｒｐｍに対しては４３インチ以上、３６００ｒｐｍに対しては３８インチ以上を実現することのできる高強度高耐食マルテンサイト鋼と、それを用いた蒸気タービン翼及び蒸気タービンを提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、蒸気タービン翼特に低圧蒸気タービンの最終段動翼を、重量で、Ｃ０．０８〜０．４０％，Ｓｉ０．５０％以下，Ｍｎ１．５０％ 以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２．０〜３．５％，Ｍｏ１．５〜４．０％ ，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０．２０を超え０．４５％以下、及びＮ０．０２〜０．１５％を含有し、Ｃ量が０．１８％ 以下のときはＮｂ及びＴａの１種又は２種を合計量で０．２０％を超え０．４５％ 以下含み、Ｃ量が０．１８％を超えるときはＮｂ及びＴａの１種又は２種を合計量で０．３０％を超え０．４５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼によって形成したことにある。
【０００７】
前記鋼は、全焼戻しマルテンサイト組織を有するものであることが望ましい。また、室温の引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、特に１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上であることが望ましい。Ｃ量は０．２０〜０．３５重量％の範囲が好ましい。
【０００８】
本発明の蒸気タービン翼は、前記した化学成分を有する鋼を溶解，鍛造によって製造し、１０００〜１１００℃で０．５ 〜３時間保持後室温まで急冷する焼入れ処理と、更に５４０〜６２０℃で１〜６時間保持後室温まで冷却する２回以上の焼戻し熱処理を施すことによって製造することが望ましい。特に、１０００〜１１００℃で０．５ 〜３時間保持後室温まで急冷する処理を施した後、ドライアイスあるいは液体窒素温度まで冷却する深冷処理を施し、その後５４０〜６２０℃で１〜６時間保持後室温まで冷却する２回以上の焼戻し熱処理を施すことが望ましい。
【０００９】
本発明は、前記化学成分を有する全焼戻しマルテンサイト組織のマルテンサイト鋼よりなり、室温の引張強さが１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ２以上であり、翼長が９６５．２ｍｍ以上である低圧蒸気タービン最終段動翼を具備した３６００ｒｐｍ 蒸気タービンにある。また、前記化学成分を有する全焼戻しマルテンサイト組織のマルテンサイト鋼よりなり、室温の引張強さが１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上であり、翼長が１０９２ｍｍ以上である低圧蒸気タービン最終段動翼を具備した３０００ｒｐｍ 蒸気タービンにある。これらの場合、マルテンサイト鋼の室温の引張強さは、特に１３０ｋｇｆ／ｍｍ２以上であることが望ましい。
【００１０】
本発明はまた、重量で、Ｃ０．０８〜０．４０％，Ｓｉ０．５０％以下，Ｍｎ１．５０％以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２．０〜３．５％，Ｍｏ１．５〜４．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０．２０ を超え０．４５％以下、及びＮ０．０２〜０．１５％を含有し、Ｃ量が０．１８％以下のときはＮｂ及びＴａの１種又は２種を合計量で０．２０％を超え０．４５％以下含み、Ｃ量が０．１８％ を超えるときはＮｂ及びＴａの１種又は２種を合計量で０．３０％を超え０．４５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト鋼にある。
【００１１】
本発明に係るマルテンサイト鋼は、全焼戻しマルテンサイト組織を有することが望ましい。本発明のマルテンサイト鋼において、δフェライトが含まれると疲労強度が低下するので、δフェライトは全く含まないか、含んでも５％以下にすることが望ましい。δフェライト相を含まないようにするために、本発明では次式により計算されるＣｒ当量が１０以下になるように成分調整することが望ましい。
【００１２】
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ＋２．５Ｔａ
本発明において、熱処理工程と熱処理時の加熱温度は、均質で高引張り強さの蒸気タービン長翼材を得るために重要である。溶解・鍛造後に調質処理として１００℃〜１１００℃で０．５ 〜３時間加熱保持後、室温まで急冷する焼入れ処理を行うことが望ましい。急冷の方法としては、油焼入れが望ましい。加熱温度は１０００℃〜１０７５℃が特に望ましい。残留オーステナイトを分解するために、更にドライアイス又は液体窒素温度まで冷却する深冷処理を施すことは望ましい。その後、５４０℃〜６２０℃で焼戻しを行う。焼戻し温度は、５４０℃〜５９０℃の範囲がより望ましい。焼戻し処理を２回行うことは更に望ましい。この場合、１回目は５４０℃〜５７０℃で行い、２回目は５６０℃〜５９０℃で行うのがよい。また、２回目の焼戻し温度は、１回目の焼戻し温度よりも高くするのがよい。焼戻し処理の加熱保持時間は、１回目及び２回目ともに１〜６時間が望ましい。１回目と２回目の焼戻し時間は，合計でも１〜６時間とすることが望ましい。
【００１３】
Ｃは高い引張強さをえるために０．０８％ 以上とする。あまりＣを多くすると、靭性を低下させるので０．４０％ 以下にする。特に、０．２０〜０．３５％が好ましく、より０．２０〜０．３０％が好ましい。
【００１４】
Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱硫剤・脱酸剤で鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも引張強さを損わず、低温靭性を高める効果がある。ただしＳｉはδフェライト生成元素であり、多量の添加は、疲労強度及び靭性を低下させる有害なδフェライト生成の原因になるので、０．５０％以下が好ましい。特に、０．１０％以下が好ましく、０．０５％ 以下がより好ましい。Ｓｉ量の下限は０％であり、カーボン真空脱酸法或いはエレクトロスラグ再溶解法を採用することにより実現可能である。
【００１５】
少量のＭｎ添加は靭性を向上するが多量の添加は靭性を低下させるので、１．５０％ 以下が好ましい。特に、Ｍｎは脱酸剤として有効なので、靭性向上の点から０．９０％以下、特に０．４０％ 以下、より０．２０％ 以下が好ましい。
【００１６】
Ｃｒは耐食性と引張強さを高めるが、１３％以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。８％より少ないと耐食性と引張強さが不十分なので、Ｃｒは８〜１３％が好ましい。特に強度の点から１０．５〜１２．５％が好ましく、より１１〜１２％が好ましい。
【００１７】
Ｍｏは固溶強化及び炭化物・窒化物析出強化作用によって引張強さを高める効果がある。Ｍｏ１．５％ 未満では引張強さ向上効果が不十分であり、４％以上になるとδフェライト生成原因になるので１．５〜４．０％が好ましい。特に、１．７〜３．５％ 、より２．０５〜３．０％が好ましい。なお、ＷおよびＣｏもＭｏと同じ様な効果があり、より高強度化のために上限で同等の含有量まで含有させることができる。
【００１８】
Ｖは炭化物を析出し引張強さを高めると同時に靭性向上効果がある。
【００１９】
Ｖ０．０５％ 以下ではその効果が不十分であり、δフェライト生成の抑制から０．３５％ 以下が望ましい。特に０．１５〜０．３０％が好ましく、０．２０〜０．３０％がより好ましい。
【００２０】
Ｎｂは、高引張強さで高靭性高耐食性とするために不可欠である。
【００２１】
Ｃ量が０．１８％ 以下の場合はＮｂ０．２０％では不十分で、Ｃ量が０．１８％を超えるときはＮｂ０．３０％ では不十分である。δフェライト生成の抑制の点からＮｂの上限は０．４５％ が好ましい。Ｎｂの代わりに或いはＮｂとともにＴａを含有することができる。ＮｂとＴａの合計量は０．２〜０．４５重量％とする。
【００２２】
Ｎｉは低温靭性を高めると共に、δフェライト生成の防止効果がある。この効果は、Ｎｉ２％未満では不十分で、３．５％ を超える添加で効果が飽和する。特に、２．６〜３．２％が好ましい。
【００２３】
Ｎは引張強さの向上及びδフェライトの生成防止に効果があるが０．０２％ 未満ではその効果が十分でなく、０．１５％ を超えると靭性を低下させる。特に、０．０６〜０．１０％の範囲で優れた特性が得られる。
【００２４】
Ｐ及びＳの低減は、引張強さを損なわず、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましい。低温靭性向上の点からＰ０．０１５％以下，Ｓ０．０１５％以下が好ましい。特に、Ｐ０．０１０％以下，Ｓ０．０１０％以下が望ましい。Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、低温靭性を高める効果があるので極力低減することが望ましい。現状製鋼技術レベルの点から、Ｓｂ０．００１５％以下，Ｓｎ０．０１％以下、及びＡｓ０．０２％ 以下にすべきである。できればＳｂ０．００１％以下，Ｓｎ０．００５％及びＡｓ０．０１％以下が望ましい。
【００２５】
さらに、本発明においては、Ｍｎ／Ｎｉ比を０．１１以下にすること、又Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等のＭＣ炭化物形成元素を１種又は２種，３種の各々の組み合わせで合計で０．５％以下含むものが好ましい。
【００２６】
本発明材の熱処理は、まず完全なオーステナイトに変態するに十分な温度である最低１０００℃，最高１１００℃に均一加熱し、急冷し（好ましくは油冷）、次いで５４０〜５７０℃の温度に加熱保持・冷却し（第１次焼戻し）、次いで５６０〜６２０℃の温度に加熱保持・冷却（第２次焼戻し）を行い、全焼戻しマルテンサイト組織とすることが好ましい。
【００２７】
【発明の実施の形態】
〔実施例１〕
表１は蒸気タービン長翼材に係る１２％Ｃｒ鋼の化学組成（重量％）を示し、残部はＦｅである。各試料はそれぞれ１５０ｋｇ真空アーク溶解し、１１５０℃に加熱して鍛造して実験素材とした。試料Ｎｏ．１は、１０００℃で１時間加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２時間保持後室温まで空冷した。Ｎｏ．２は、１０５０℃で１時間加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に２時間保持後室温まで空冷した。試料Ｎｏ．３〜６は、１０５０℃で１時間加熱後油焼き入れ、Ｎｏ．７，８は１０７５℃で１時間加熱後油焼き入れにより室温まで冷却し、次いで５６０℃（低温戻し）に加熱し２時間保持後室温まで空冷し（一次焼戻し）、更に５８０℃（高温戻し）に加熱し２時間保持後室温まで空冷した（二次焼戻し）。試料Ｎｏ．９，１０は１０７５℃で１時間加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで液体窒素温度までの深冷処理を行い、更に５７０℃に加熱し２時間保持後室温まで空冷した。いずれの試料も全焼戻しマルテンサイト組織を有していた。表１において、Ｎｏ．４〜１０は本発明に係る材料、およびＮｏ．１〜３は、比較材である。
【００２８】
表２はこれら試料の室温（２０℃）の機械的性質を示す。比較材（Ｎｏ．１〜３）と本発明に係る材料（Ｎｏ．４〜１０）は翼部長さ４３インチ以上の３０００ｒｐｍ 蒸気タービン用材料として要求される引張強さ１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ２ を満足する。しかし、Ｎｂ濃度の高いＮｏ．２は衝撃値が低く、３．８ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ２ の要求値を満足できない。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
図１は、耐食性評価に用いた低歪み速度試験（ＳＳＲＴ試験）結果を示す。破断応力比は（腐食環境下の破断応力）／（Ｎ２ ガス雰囲気下の破断応力）で定義され、数値の高いものほど耐食性に優れる。比較材Ｎｏ．１，３は破断応力比が低く、耐食性が悪い。比較材Ｎｏ．２は強度，耐食性に優れるが、衝撃値が低い。開発材は強度，衝撃値，耐食性のいずれも優れた結果を示した。
【００３２】
〔実施例２〕
図２は実施例１のＮｏ．４〜８に記載の鋼を用いた３０００ｒｐｍ 用の翼部長さ１１６８ｍｍ（４６″）長翼の外観図である。１は高速蒸気が突き当たる翼プロファイル部を、２はロータシャフトへの翼植込部を、３は翼の遠心力を支えるためのピンを挿入する穴を、４は蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのエロージョンシールド（ステライト板を溶接）、５はタイボス、６はコンティニュアスカバーである。
【００３３】
図２に示す４６″長翼はエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱処理を行った。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は実施例１に示した条件で行った。この長翼の金属組織は全焼戻しマルテンサイト組織であった。翼プロファイル部１は植え込み部の厚さが最も大きく、先端部になるに従って徐々に薄肉となっている。
【００３４】
図３は、本発明の４６″長翼を使用した蒸気タービンの一実施例を示す。
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、蒸気タービンの長翼に要求される引張強さ及び靭性が満足される物が得られ、この長翼を使用した蒸気タービンは極めて高い熱効率とコンパクト化が達成される顕著な効果が発揮される。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明材と比較材の特性を示す図。
【図２】本発明に係る蒸気タービン動翼の正面図。
【図３】本発明に係る蒸気タービンの断面図。
【符号の説明】
１…翼プロファイル部、２…翼植込部、３…ピン穴、４…エロージョンシールド、５…タイボス、６…コンティニュアスカバー。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a steam turbine blade, a steam turbine, and martensite steel.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, 12Cr-Mo-Ni-VN steel has been used for the moving blade of a steam turbine. In recent years, improvement in thermal efficiency of turbines has been demanded from the viewpoint of energy saving, and downsizing of equipment has been demanded from the viewpoint of space saving.
[0003]
In order to improve the thermal efficiency and make the equipment compact, it is effective to make the last-stage moving blade of the low-pressure steam turbine longer. However, in order to realize a longer blade, it is necessary to develop a material having high strength, particularly high tensile strength. Further, the material used in the low pressure stage is in a corrosive environment, and it is necessary to increase strength and corrosion resistance, in particular, stress corrosion cracking (SCC).
[0004]
JP-A-2000-161006, JP-A-2001-20704, and JP-A-2001-98349 describe an invention in which the last-stage moving blade of a low-pressure steam turbine is made longer, and a blade material. I have.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention relates to a high-strength and high-corrosion-resistant martensitic steel capable of realizing a blade length of 43 inches or more for 3000 rpm and 38 inches or more for 3600 rpm, and a steam turbine blade and steam using the same. It is to provide a turbine.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present invention provides a steam turbine blade, particularly a final stage rotor blade of a low-pressure steam turbine, in which, by weight, C 0.08 to 0.40%, Si 0.50% or less, Mn 1.50% or less, and Cr 8.0 to 13.0%. , Ni 2.0-3.5%, Mo 1.5-4.0%, V 0.05-0.35%, the total amount of one or two of Nb and Ta exceeds 0.20 and 0.45% When N content is 0.02 to 0.15% and C content is 0.18% or less, the total amount of one or two of Nb and Ta exceeds 0.20% and 0.45% or less. When the C content exceeds 0.18%, one or two of Nb and Ta are contained in a total amount of more than 0.30% to 0.45% or less, and the balance is formed of steel composed of Fe and unavoidable impurities. I did it.
[0007]
The steel desirably has a fully tempered martensite structure. Further, it is desirable that the tensile strength at room temperature is 120 kgf / mm 2 or more, particularly 128.5 kgf / mm 2 or more. The C content is preferably in the range of 0.20 to 0.35% by weight.
[0008]
The steam turbine blade of the present invention is manufactured by melting and forging a steel having the above-mentioned chemical composition, holding at 1000 to 1100 ° C. for 0.5 to 3 hours, then quenching to room temperature, and further performing quenching at 540 to 620 ° C. It is desirable to perform the production by performing two or more tempering heat treatments of cooling to room temperature after holding for 1 to 6 hours. In particular, after holding at 1000 to 1100 ° C. for 0.5 to 3 hours, performing a process of rapidly cooling to room temperature, then performing a deep cooling process of cooling to dry ice or liquid nitrogen temperature, and then performing at 540 to 620 ° C. for 1 to 6 hours. It is desirable to perform two or more tempering heat treatments of cooling to room temperature after holding.
[0009]
The present invention relates to a low-pressure steam turbine comprising a fully tempered martensitic steel having the above chemical composition, having a tensile strength at room temperature of 128.5 kgf / mm 2 or more and a blade length of 965.2 mm or more. In a 3600 rpm steam turbine with staged buckets. Further, a final stage rotor blade of a low-pressure steam turbine having a tempered martensite steel having the above-mentioned chemical components, a tensile strength at room temperature of 128.5 kgf / mm 2 or more, and a blade length of 1092 mm or more. Equipped with 3000rpm steam turbine. In these cases, the tensile strength at room temperature of the martensitic steel is desirably 130 kgf / mm 2 or more.
[0010]
The present invention also provides, by weight, C 0.08 to 0.40%, Si 0.50% or less, Mn 1.50% or less, Cr 8.0 to 13.0%, Ni 2.0 to 3.5%, Mo 1.5. -4.0%, V0.05-0.35%, total amount of one or two of Nb and Ta is more than 0.20 and 0.45% or less, and N0.02-0.15% When the C amount is 0.18% or less, the total amount of one or two of Nb and Ta is more than 0.20% and 0.45% or less, and when the C amount is more than 0.18%, A high-strength martensitic steel containing one or two of Nb and Ta in a total amount of more than 0.30% and 0.45% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
[0011]
The martensitic steel according to the present invention preferably has a fully tempered martensite structure. In the martensitic steel of the present invention, when δ ferrite is contained, the fatigue strength is reduced. Therefore, it is desirable that δ ferrite is not contained at all, or even if it is contained, it is 5% or less. In order to exclude the δ ferrite phase, in the present invention, it is desirable to adjust the components so that the Cr equivalent calculated by the following equation becomes 10 or less.
[0012]
Cr equivalent = Cr + 6Si + 4Mo + 1.5W + 11V + 5Nb-40C-30N-30B-2Mn-4Ni-2Co + 2.5Ta
In the present invention, the heat treatment step and the heating temperature during the heat treatment are important for obtaining a steam turbine long blade material having a uniform and high tensile strength. After the melting and forging, it is preferable to perform a quenching treatment of heating and holding at 100 ° C. to 1100 ° C. for 0.5 to 3 hours, followed by rapid cooling to room temperature. As a quenching method, oil quenching is desirable. The heating temperature is particularly preferably from 1000C to 1075C. In order to decompose the retained austenite, it is preferable to further perform a deep cooling treatment to cool to a temperature of dry ice or liquid nitrogen. Thereafter, tempering is performed at 540 ° C to 620 ° C. The tempering temperature is more preferably in the range of 540 ° C to 590 ° C. It is more desirable to perform the tempering twice. In this case, the first time is preferably performed at 540 ° C. to 570 ° C., and the second time is preferably performed at 560 ° C. to 590 ° C. The second tempering temperature is preferably higher than the first tempering temperature. The heating and holding time of the tempering treatment is desirably 1 to 6 hours in each of the first and second times. The first and second tempering times are desirably 1 to 6 hours in total.
[0013]
C is set to 0.08% or more to obtain a high tensile strength. If C is excessively increased, the toughness is reduced. In particular, 0.20 to 0.35% is preferable, and 0.20 to 0.30% is more preferable.
[0014]
Si is a deoxidizing agent, and Mn is a desulfurizing agent and a deoxidizing agent, which are added at the time of melting of steel. Even if it is a small amount, it has the effect of increasing the low-temperature toughness without impairing the tensile strength. However, Si is a δ ferrite-forming element, and if added in a large amount, causes harmful δ-ferrite formation which lowers fatigue strength and toughness, so 0.50% or less is preferable. In particular, 0.10% or less is preferable, and 0.05% or less is more preferable. The lower limit of the amount of Si is 0%, which can be realized by employing a carbon vacuum deoxidation method or an electroslag remelting method.
[0015]
The addition of a small amount of Mn improves the toughness, but the addition of a large amount lowers the toughness. In particular, since Mn is effective as a deoxidizing agent, the content is preferably 0.90% or less, particularly 0.40% or less, more preferably 0.20% or less from the viewpoint of improving toughness.
[0016]
Cr enhances corrosion resistance and tensile strength, but when added in an amount of 13% or more, it causes the formation of a δ ferrite structure. If it is less than 8%, the corrosion resistance and tensile strength are insufficient, so that the Cr content is preferably 8 to 13%. Particularly, from the viewpoint of strength, it is preferably 10.5 to 12.5%, more preferably 11 to 12%.
[0017]
Mo has the effect of increasing the tensile strength by the action of solid solution strengthening and carbide / nitride precipitation strengthening. If the Mo content is less than 1.5%, the effect of improving the tensile strength is insufficient, and if the Mo content is 4% or more, δ ferrite may be formed, so the content is preferably 1.5 to 4.0%. In particular, it is preferably 1.7 to 3.5%, more preferably 2.05 to 3.0%. Note that W and Co have the same effect as Mo, and can be contained up to the same content at the upper limit for higher strength.
[0018]
V has the effect of increasing the tensile strength by precipitating carbides and improving the toughness.
[0019]
If the V value is less than 0.05%, the effect is insufficient, and from the viewpoint of suppressing the formation of δ ferrite, the content is desirably 0.35% or less. In particular, 0.15 to 0.30% is preferable, and 0.20 to 0.30% is more preferable.
[0020]
Nb is indispensable for high tensile strength, high toughness and high corrosion resistance.
[0021]
When the amount of C is 0.18% or less, Nb 0.20% is insufficient, and when the amount of C exceeds 0.18%, Nb 0.30% is insufficient. From the viewpoint of suppressing the formation of δ ferrite, the upper limit of Nb is preferably 0.45%. Ta can be contained instead of or together with Nb. The total amount of Nb and Ta is 0.2 to 0.45% by weight.
[0022]
Ni enhances low-temperature toughness and has an effect of preventing the formation of δ ferrite. This effect is insufficient when the content of Ni is less than 2%, and the effect is saturated when the content is more than 3.5%. In particular, 2.6 to 3.2% is preferable.
[0023]
N is effective in improving tensile strength and preventing the formation of δ ferrite, but if it is less than 0.02%, its effect is not sufficient, and if it exceeds 0.15%, toughness is reduced. In particular, excellent characteristics are obtained in the range of 0.06 to 0.10%.
[0024]
The reduction of P and S has the effect of increasing the low-temperature toughness without impairing the tensile strength, and it is desirable to reduce as much as possible. From the viewpoint of improving low-temperature toughness, P is preferably 0.015% or less and S is 0.015% or less. In particular, P is preferably 0.010% or less and S 0.010% or less. Since reduction of Sb, Sn and As also has the effect of increasing low-temperature toughness, it is desirable to reduce as much as possible. From the point of the current steelmaking technology level, Sb should be 0.0015% or less, Sn 0.01% or less, and As0.02% or less. If possible, Sb 0.001% or less, Sn 0.005% and As 0.01% or less are desirable.
[0025]
Furthermore, in the present invention, the Mn / Ni ratio is set to 0.11 or less, and a total of 0.1, 2, or 3 types of MC carbide forming elements such as Ti, Zr, and Hf are combined. Those containing 5% or less are preferred.
[0026]
In the heat treatment of the material of the present invention, the material is first uniformly heated to a minimum temperature of 1000 ° C. and a maximum temperature of 1100 ° C., which is sufficient to transform into austenite, rapidly cooled (preferably oil cooled), and then heated to a temperature of 540 to 570 ° C. It is preferable to perform holding and cooling (primary tempering), and then heat and hold and cool (secondary tempering) to a temperature of 560 to 620 ° C. to obtain a fully tempered martensitic structure.
[0027]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
[Example 1]
Table 1 shows the chemical composition (% by weight) of 12% Cr steel related to the steam turbine long blade material, and the balance is Fe. Each sample was melted in a vacuum arc of 150 kg, heated to 1150 ° C., and forged to obtain an experimental material. Sample No. 1 was heated at 1000 ° C. for 1 hour, cooled to room temperature by oil quenching, then heated to 570 ° C., held for 2 hours, and air-cooled to room temperature. No. 2 was heated at 1050 ° C. for 1 hour, cooled to room temperature by oil quenching, then kept at 570 ° C. for 2 hours and air-cooled to room temperature. Sample No. Nos. 3 to 6 were heated at 1050 ° C. for 1 hour and then oil-hardened. 7 and 8 were heated at 1075 ° C. for 1 hour, cooled to room temperature by oil quenching, then heated to 560 ° C. (low temperature return), held for 2 hours, air-cooled to room temperature (primary temper), and further at 580 ° C. (high temperature return). After heating for 2 hours, the mixture was air-cooled to room temperature (secondary tempering). Sample No. Samples 9 and 10 were heated at 1075 ° C. for 1 hour, cooled to room temperature by oil quenching, deep-cooled to liquid nitrogen temperature, further heated to 570 ° C., held for 2 hours, and air-cooled to room temperature. All samples had a fully tempered martensite structure. In Table 1, No. Nos. 4 to 10 are the materials according to the present invention, and Nos. 4 to 10. 1 to 3 are comparative materials.
[0028]
Table 2 shows the mechanical properties of these samples at room temperature (20 ° C.). The comparative material (Nos. 1 to 3) and the material according to the present invention (Nos. 4 to 10) satisfy the tensile strength of 128.5 kgf / mm 2 required as a material for a steam turbine having a blade length of 43 inches or more and 3000 rpm. I do. However, when the Nb concentration is high, No. 2 has a low impact value and cannot satisfy the required value of 3.8 kgfm-cm / cm 2 .
[0029]
[Table 1]
[0030]
[Table 2]
[0031]
FIG. 1 shows the results of a low strain rate test (SSRT test) used for corrosion resistance evaluation. The rupture stress ratio is defined as (rupture stress in a corrosive environment) / (rupture stress in an N 2 gas atmosphere), and the higher the numerical value, the better the corrosion resistance. Comparative material No. Nos. 1 and 3 have a low breaking stress ratio and poor corrosion resistance. Comparative material No. No. 2 is excellent in strength and corrosion resistance, but has a low impact value. The developed material showed excellent results in all of strength, impact value and corrosion resistance.
[0032]
[Example 2]
FIG. 4 is an external view of a blade having a blade length of 1168 mm (46 ″) for steel at 3000 rpm for use with steel described in Nos. 4 to 8. 1 is a blade profile portion against which high-speed steam strikes, 2 is a blade implant portion on a rotor shaft. 3 is a hole for inserting a pin to support the centrifugal force of the wing, 4 is an erosion shield (welding a stellite plate) to prevent erosion due to water droplets in steam, 5 is a tie boss, and 6 is a continuous skater. It is a bar.
[0033]
The 46 ″ long blade shown in FIG. 2 was melted by the electroslag remelting method and forged and heat-treated. The forging was performed within a temperature range of 850 to 1150 ° C., and the heat treatment was performed under the conditions shown in Example 1. The metal structure of this long blade was a fully tempered martensite structure, and the blade profile portion 1 had the largest thickness at the implanted portion, and gradually became thinner toward the tip.
[0034]
FIG. 3 shows an embodiment of a steam turbine using 46 "long blades of the present invention.
[0035]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the thing which satisfies the tensile strength and toughness required for the long blade of a steam turbine is obtained, and the steam turbine using this long blade achieves extremely high thermal efficiency and compactness. The effect is exhibited.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing characteristics of a material of the present invention and a comparative material.
FIG. 2 is a front view of a steam turbine blade according to the present invention.
FIG. 3 is a sectional view of a steam turbine according to the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... wing profile part, 2 ... wing implantation part, 3 ... pin hole, 4 ... erosion shield, 5 ... tie boss, 6 ... continuous cover.
