JP2019105250A - タービンロータおよびタービンロータの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接継手のクリープ強度が優れたタービンロータおよびタービンロータの製造方
法を提供する。
【解決手段】実施形態のタービンロータは、少なくとも、高Ｃｒ合金鋼ロータと、前記高
Ｃｒ合金鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続され
たタービンロータであって、前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％
、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０
．５０％、Ｃｒ：９．００〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜
０．３０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．１５％、Ｃｏ：１〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
法を提供する。
【解決手段】実施形態のタービンロータは、少なくとも、高Ｃｒ合金鋼ロータと、前記高
Ｃｒ合金鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続され
たタービンロータであって、前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％
、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０
．５０％、Ｃｒ：９．００〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜
０．３０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．１５％、Ｃｏ：１〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
Description
本発明の実施形態は、タービンロータおよびタービンロータの製造方法に関する。
近年の蒸気発電プラントの高効率化に伴い蒸気温度の高温化が進み、蒸気入口温度が６
３０℃となる蒸気タービンロータが計画されている。このため６３０℃温度環境下で長時
間運転を想定して、よりクリープ強度の優れた高Ｃｒ合金鋼の適用が必要となる。
３０℃となる蒸気タービンロータが計画されている。このため６３０℃温度環境下で長時
間運転を想定して、よりクリープ強度の優れた高Ｃｒ合金鋼の適用が必要となる。
また、６３０℃蒸気タービンロータに対して素材コスト低減を目的として、高温領域は
高Ｃｒ合金鋼が使用され、低温領域は低Ｃｒ合金鋼が使用され、各々は溶接継手を介して
溶接接合される蒸気タービンロータが適用されている。ここで、溶接継手とは溶接金属、
高Ｃｒ合金鋼側の熱影響部（ＨＡＺ：Heat-Affected Zone）および低Ｃｒ合金鋼側の熱影
響部から構成される。
高Ｃｒ合金鋼が使用され、低温領域は低Ｃｒ合金鋼が使用され、各々は溶接継手を介して
溶接接合される蒸気タービンロータが適用されている。ここで、溶接継手とは溶接金属、
高Ｃｒ合金鋼側の熱影響部（ＨＡＺ：Heat-Affected Zone）および低Ｃｒ合金鋼側の熱影
響部から構成される。
高Ｃｒ合金鋼と低Ｃｒ合金鋼の溶接継手には、割れ等の欠陥が無く品質が良好であるこ
とに加えて、高温クリープ強度が要求される。
とに加えて、高温クリープ強度が要求される。
一般的に、高Ｃｒ合金鋼と低Ｃｒ合金鋼の溶接継手は低Ｃｒ合金鋼側の熱影響部のクリ
ープ強度が最弱になると予想される。
ープ強度が最弱になると予想される。
したがって、高Ｃｒ合金鋼と低Ｃｒ合金鋼の溶接継手での溶接接合には、品質が良好と
なる溶接金属を選定するだけでなく、よりクリープ強度が優れた低Ｃｒ合金鋼の使用が必
要となる。
なる溶接金属を選定するだけでなく、よりクリープ強度が優れた低Ｃｒ合金鋼の使用が必
要となる。
本発明が解決しようとする課題は、溶接継手のクリープ強度が優れたタービンロータお
よびタービンロータの製造方法を提供することである。
よびタービンロータの製造方法を提供することである。
実施形態のタービンロータは、少なくとも、高Ｃｒ合金鋼ロータと、前記高Ｃｒ合金鋼
ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続されたタービン
ロータであって、前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０
．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：９．００〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％
、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
５％、Ｃｏ：１〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、前記低Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ
：０．１５％以下、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：１．６〜
１．９％、Ｍｏ：０．６〜１．１％、Ｖ：０．２６〜０．３５％、Ｗ：０．６〜１．４％
、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含み、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなり、前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％
、Ｍｎ：０．１〜１．０％以下、Ｃｒ：２．０〜３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１０％
、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含む。
ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続されたタービン
ロータであって、前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０
．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：９．００〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％
、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
５％、Ｃｏ：１〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、前記低Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ
：０．１５％以下、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：１．６〜
１．９％、Ｍｏ：０．６〜１．１％、Ｖ：０．２６〜０．３５％、Ｗ：０．６〜１．４％
、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含み、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなり、前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％
、Ｍｎ：０．１〜１．０％以下、Ｃｒ：２．０〜３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１０％
、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含む。
以下に、本発明の実施形態に係るタービンロータおよびタービンロータの製造方法を図１
乃至図４を参照して説明する。
乃至図４を参照して説明する。
図１は本実施形態のロータシャフトの構成を示す図である。６３０℃の高温高圧蒸気がロ
ータ中央部から流入する複流型であり、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と、低Ｃｒ合金鋼
ロータシャフト２と、これらを溶接金属を用いて溶接接合した溶接継手３とからなる構成
である。
ータ中央部から流入する複流型であり、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と、低Ｃｒ合金鋼
ロータシャフト２と、これらを溶接金属を用いて溶接接合した溶接継手３とからなる構成
である。
以下、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１の各成分を限定する理由を示す。
（１） Ｃ（炭素）
Ｃは、焼入れ性を確保し、マルテンサイト変態を促進させるとともに、合金中のＦｅ、Ｃ
ｒ、ＭｏなどとＭ２３Ｃ６型炭化物の形成や、Ｎｂ、Ｖ、Ｎ、などとＭＸ型炭窒化物を形
成して、析出強化により高温クリープ強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃは、耐
力の向上にも寄与するとともに、δフェライト生成の抑制にも不可欠な元素である。これ
らの効果を発揮させるために、Ｃを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃ
の含有量が０．２％を超えると、炭化物や炭窒化物の凝集や粗大化が起こりやすくなり、
高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｃの含有率を０．０５〜０．２％とした。
Ｃは、焼入れ性を確保し、マルテンサイト変態を促進させるとともに、合金中のＦｅ、Ｃ
ｒ、ＭｏなどとＭ２３Ｃ６型炭化物の形成や、Ｎｂ、Ｖ、Ｎ、などとＭＸ型炭窒化物を形
成して、析出強化により高温クリープ強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃは、耐
力の向上にも寄与するとともに、δフェライト生成の抑制にも不可欠な元素である。これ
らの効果を発揮させるために、Ｃを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃ
の含有量が０．２％を超えると、炭化物や炭窒化物の凝集や粗大化が起こりやすくなり、
高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｃの含有率を０．０５〜０．２％とした。
（２）Ｓｉ（ケイ素）
Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。この効果を発揮するために、Ｓｉを０．
０１％以上含有する必要がある。一方、Ｓｉの含有率が０．１％を超えると、鋼塊内部の
偏析が増加するとともに、焼戻し脆化感受性が極めて高くなる。そして、切欠靭性が損な
われ、高温に長時間保持することにより、析出物形態の変化が助長され、靭性が経時劣化
する。そのため、Ｓｉの含有率を０．０１〜０．１％とした。
Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。この効果を発揮するために、Ｓｉを０．
０１％以上含有する必要がある。一方、Ｓｉの含有率が０．１％を超えると、鋼塊内部の
偏析が増加するとともに、焼戻し脆化感受性が極めて高くなる。そして、切欠靭性が損な
われ、高温に長時間保持することにより、析出物形態の変化が助長され、靭性が経時劣化
する。そのため、Ｓｉの含有率を０．０１〜０．１％とした。
（３） Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させるこ
とにも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを０．０１％以上含有
することが必要である。一方、Ｍｎの含有率が０．１０％以上の場合、ＭｎはＳと結びつ
いてＭｎＳの非金属介在物を形成して、靭性が低下するとともに、靭性の経時劣化を助長
するとともに、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｍｎの含有率を０．０１
〜０．１０％未満とした。
Ｍｎは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させるこ
とにも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを０．０１％以上含有
することが必要である。一方、Ｍｎの含有率が０．１０％以上の場合、ＭｎはＳと結びつ
いてＭｎＳの非金属介在物を形成して、靭性が低下するとともに、靭性の経時劣化を助長
するとともに、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｍｎの含有率を０．０１
〜０．１０％未満とした。
（４）Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、靭性向上に有効である。焼入性を増大させ、
δフェライトの生成を抑制し、室温における強度や靭性を高めるためにも有効である。こ
れらの効果を発揮させるために、Ｎｉを０．０５％以上含有することが必要である。一方
、Ｎｉの含有率が０．５％を超えると、炭化物やラーベス相の凝集や粗大化が助長され、
高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．０５〜０．５％とし
た。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、靭性向上に有効である。焼入性を増大させ、
δフェライトの生成を抑制し、室温における強度や靭性を高めるためにも有効である。こ
れらの効果を発揮させるために、Ｎｉを０．０５％以上含有することが必要である。一方
、Ｎｉの含有率が０．５％を超えると、炭化物やラーベス相の凝集や粗大化が助長され、
高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．０５〜０．５％とし
た。
（５）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、Ｍ２３Ｃ６型炭化物やＭ２Ｘ型炭窒化物によ
る析出強化により高温クリープ強度を高めるために必要不可欠の元素である。これらの効
果を発揮させるために、Ｃｒを９．０％以上含有することが必要である。一方、９．９９
％を超える添加は、δフェライトを生成し、高温強度及び靭性を低下させる。そのため、
Ｃｒの含有量を９．０〜９．９９％とした。
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、Ｍ２３Ｃ６型炭化物やＭ２Ｘ型炭窒化物によ
る析出強化により高温クリープ強度を高めるために必要不可欠の元素である。これらの効
果を発揮させるために、Ｃｒを９．０％以上含有することが必要である。一方、９．９９
％を超える添加は、δフェライトを生成し、高温強度及び靭性を低下させる。そのため、
Ｃｒの含有量を９．０〜９．９９％とした。
（６）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させるとともに、微細炭（窒）化物や
微細なラーベス相を生成して高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｍｏは、焼戻脆
化の抑制にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｏを０．０５％以
上含有することが必要である。一方、Ｍｏの含有率が１％を超えると、δフェライトを生
成して、靭性を著しく低下させるとともに、高温クリープ破断強度も低下させる。そのた
め、Ｍｏの含有率を０．０５〜１％とした。
Ｍｏは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させるとともに、微細炭（窒）化物や
微細なラーベス相を生成して高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｍｏは、焼戻脆
化の抑制にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｏを０．０５％以
上含有することが必要である。一方、Ｍｏの含有率が１％を超えると、δフェライトを生
成して、靭性を著しく低下させるとともに、高温クリープ破断強度も低下させる。そのた
め、Ｍｏの含有率を０．０５〜１％とした。
（７）Ｖ（バナジウム）
Ｖは、微細な炭化物や炭窒化物を形成して、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効
な元素である。この効果を発揮させるために、Ｖを０．０５％以上含有することが必要で
ある。一方、Ｖの含有率が０．３％を超えると、炭（窒）化物の過度の析出や粗大化が生
じ、高温クリープ破断強度の低下を招く。そのため、Ｖの含有率を０．０５〜０．３％と
した。
Ｖは、微細な炭化物や炭窒化物を形成して、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効
な元素である。この効果を発揮させるために、Ｖを０．０５％以上含有することが必要で
ある。一方、Ｖの含有率が０．３％を超えると、炭（窒）化物の過度の析出や粗大化が生
じ、高温クリープ破断強度の低下を招く。そのため、Ｖの含有率を０．０５〜０．３％と
した。
（８）Ｎ（窒素）
Ｎは、Ｃ、Ｎｂ、Ｖなどと結びついて炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上さ
せる。Ｎの含有率が０．０１％未満では、充分な引張強度や高温クリープ破断強度を得る
ことができない。一方、０．０２５％以上では靭性が低下するため、Ｎの含有率を０．０
１％〜０．０２５％とした。
Ｎは、Ｃ、Ｎｂ、Ｖなどと結びついて炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上さ
せる。Ｎの含有率が０．０１％未満では、充分な引張強度や高温クリープ破断強度を得る
ことができない。一方、０．０２５％以上では靭性が低下するため、Ｎの含有率を０．０
１％〜０．０２５％とした。
（９）Ｗ（タングステン）
Ｗは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の凝集や粗大化を抑制するとともに、合金中に固溶してマトリ
ックスを固溶強化させ、高温引張強度や高温クリープ破断強度の向上に有効な元素である
。これらの効果を発揮させるために、Ｗを１％以上含有することが必要である。一方、Ｗ
の含有率が２．２％を超えると、δフェライトや粗大なラーベス相が生成しやすくなり、
延性や靭性が低下するとともに、高温クリープ破断強度も低下する。そのため、Ｗの含有
率を１〜２．２％とした。
Ｗは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の凝集や粗大化を抑制するとともに、合金中に固溶してマトリ
ックスを固溶強化させ、高温引張強度や高温クリープ破断強度の向上に有効な元素である
。これらの効果を発揮させるために、Ｗを１％以上含有することが必要である。一方、Ｗ
の含有率が２．２％を超えると、δフェライトや粗大なラーベス相が生成しやすくなり、
延性や靭性が低下するとともに、高温クリープ破断強度も低下する。そのため、Ｗの含有
率を１〜２．２％とした。
（１０）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、室温での引張強度の向上に有効であるとともに、微細炭化物や炭窒化物を形成し
、高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｎｂは、微細なＮｂＣを生成して結晶粒の
微細化を促進し、靭性を向上させる。Ｎｂの一部は、Ｖ炭窒化物と複合したＭＸ型炭窒化
物を析出して、高温クリープ破断強度を向上させる効果もある。これらの効果を発揮させ
るために、Ｎｂを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｂの含有率が０．
１５％を超えると、粗大な炭化物や炭窒化物が析出し、延性や靭性を低下させる。そのた
め、Ｎｂの含有率を０．０１〜０．１５％とした。
Ｎｂは、室温での引張強度の向上に有効であるとともに、微細炭化物や炭窒化物を形成し
、高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｎｂは、微細なＮｂＣを生成して結晶粒の
微細化を促進し、靭性を向上させる。Ｎｂの一部は、Ｖ炭窒化物と複合したＭＸ型炭窒化
物を析出して、高温クリープ破断強度を向上させる効果もある。これらの効果を発揮させ
るために、Ｎｂを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｂの含有率が０．
１５％を超えると、粗大な炭化物や炭窒化物が析出し、延性や靭性を低下させる。そのた
め、Ｎｂの含有率を０．０１〜０．１５％とした。
（１１）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、δフェライトの生成を抑制することにより靭性低下を抑制し、固溶強化により高
温引張強度や高温クリープ破断強度を向上させる。これらの効果を発揮させるために、Ｃ
ｏを１％以上含有する必要がある。一方、Ｃｏの含有率が５％を超えると、延性や高温ク
リープ破断強度の低下が生じるとともに、製造コストが増加する。そのため、Ｃｏの含有
率を１〜５％とした。
Ｃｏは、δフェライトの生成を抑制することにより靭性低下を抑制し、固溶強化により高
温引張強度や高温クリープ破断強度を向上させる。これらの効果を発揮させるために、Ｃ
ｏを１％以上含有する必要がある。一方、Ｃｏの含有率が５％を超えると、延性や高温ク
リープ破断強度の低下が生じるとともに、製造コストが増加する。そのため、Ｃｏの含有
率を１〜５％とした。
（１２）Ｂ（ボロン）
Ｂは、結晶粒界での炭化物、炭窒化物およびラーベス相の凝集や粗大化を高温下で長時間
に亘って抑制する効果を有している。さらに、Ｂは、ＷやＮｂなどと複合添加することに
よって、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮
させるために、Ｂを０．００３％以上含有することが必要である。一方、Ｂの含有率が０
．０３％を超えると、ＢとＮが結合してＢＮ相が析出し、高温クリープ破断延性や靭性が
大きく低下する。また、ＢＮ相の析出により、高温クリープ破断強度に有効な固溶Ｂの含
有量が減少するため、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｂの含有率を０．０
０３〜０．０３％とした。
Ｂは、結晶粒界での炭化物、炭窒化物およびラーベス相の凝集や粗大化を高温下で長時間
に亘って抑制する効果を有している。さらに、Ｂは、ＷやＮｂなどと複合添加することに
よって、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮
させるために、Ｂを０．００３％以上含有することが必要である。一方、Ｂの含有率が０
．０３％を超えると、ＢとＮが結合してＢＮ相が析出し、高温クリープ破断延性や靭性が
大きく低下する。また、ＢＮ相の析出により、高温クリープ破断強度に有効な固溶Ｂの含
有量が減少するため、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｂの含有率を０．０
０３〜０．０３％とした。
なお、上記成分ならびに主成分であるＦｅを添加する際に付随的に混入する不純物は極力
低減することが望ましい。
低減することが望ましい。
以下、低Ｃｒ合金鋼ロータシャフト２の各成分を限定する理由を示す。
（１）Ｃ （ 炭素）
Ｃは焼入れ性の確保に有用な元素であり、また、析出強化に寄与する炭化物の構成元素と
しても有用な元素である。Ｃ量が０．２５％未満では上述の効果が小さい。一方、Ｃ量が
０．３５％を超えると炭化物の凝集が促進され、また、鋼塊凝固時の偏析傾向が高まる。
このため、Ｃ含有量は０．２５〜０．３５％とする。
Ｃは焼入れ性の確保に有用な元素であり、また、析出強化に寄与する炭化物の構成元素と
しても有用な元素である。Ｃ量が０．２５％未満では上述の効果が小さい。一方、Ｃ量が
０．３５％を超えると炭化物の凝集が促進され、また、鋼塊凝固時の偏析傾向が高まる。
このため、Ｃ含有量は０．２５〜０．３５％とする。
（２）Ｓｉ（ケイ素）
Ｓｉは脱酸剤として有用であり、また、耐水蒸気酸化性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有
量が高い場合は、鋼の靭性の低下及び脆化が促進される。このため、この観点からはＳｉ
含有量は可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると靭性が
著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする。
Ｓｉは脱酸剤として有用であり、また、耐水蒸気酸化性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有
量が高い場合は、鋼の靭性の低下及び脆化が促進される。このため、この観点からはＳｉ
含有量は可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると靭性が
著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする。
（３）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは脱硫剤として有用な元素である。Ｍｎ量が０．２％未満では脱硫効果が認められな
い。一方、０．８％を超えてＭｎを添加するとクリープ抵抗を低下させる。このため、Ｍ
ｎ含有量は０．２〜０．８％とする。
Ｍｎは脱硫剤として有用な元素である。Ｍｎ量が０．２％未満では脱硫効果が認められな
い。一方、０．８％を超えてＭｎを添加するとクリープ抵抗を低下させる。このため、Ｍ
ｎ含有量は０．２〜０．８％とする。
（４）Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは焼入れ性及び靭性を向上させ、また、フェライトの生成を抑制する効果を有する。
Ｎｉ量が０．３％以上でその効果が認められる。しかしＮｉ量が０．６％を超えるとクリ
ープ抵抗を低下させる。このため、Ｎｉ含有量を０． ３ 〜 ０ ．６ ％ とする。
Ｎｉは焼入れ性及び靭性を向上させ、また、フェライトの生成を抑制する効果を有する。
Ｎｉ量が０．３％以上でその効果が認められる。しかしＮｉ量が０．６％を超えるとクリ
ープ抵抗を低下させる。このため、Ｎｉ含有量を０． ３ 〜 ０ ．６ ％ とする。
（５）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは鋼に耐酸化性、耐食性を付与する効果を有する。また、Ｃｒは析出強化に寄与する
析出物の構成元素としても有用な元素である。本実施形態においては、主にＣｒに靭性の
向上効果を期待するものである。Ｃｒ量が１．６％未満では靭性の向上は期待できない。
一方、Ｃｒ量が１．９％を超えると焼戻し軟化抵抗が低下し、クリープ強度が悪化する。
このため、Ｃｒ含有量は１．６〜１．９％とする。
Ｃｒは鋼に耐酸化性、耐食性を付与する効果を有する。また、Ｃｒは析出強化に寄与する
析出物の構成元素としても有用な元素である。本実施形態においては、主にＣｒに靭性の
向上効果を期待するものである。Ｃｒ量が１．６％未満では靭性の向上は期待できない。
一方、Ｃｒ量が１．９％を超えると焼戻し軟化抵抗が低下し、クリープ強度が悪化する。
このため、Ｃｒ含有量は１．６〜１．９％とする。
（６）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわ
たり高温に晒された場合に必要な固溶Ｍｏ量を確保するためには、０．６％以上のＭｏ添
加が必要である。しかし、Ｍｏ量が１．１％を超えると靭性の低下とフェライトの生成を
促進し、また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｍｏ含有量は０．６〜１．１％とす
る。
Ｍｏは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわ
たり高温に晒された場合に必要な固溶Ｍｏ量を確保するためには、０．６％以上のＭｏ添
加が必要である。しかし、Ｍｏ量が１．１％を超えると靭性の低下とフェライトの生成を
促進し、また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｍｏ含有量は０．６〜１．１％とす
る。
（７）Ｖ（バナジウム）
Ｖは固溶強化及び微細な炭窒化物の形成に寄与する。ＶはＮｂと類似の効果を有するため
、Ｎｂの添加量との兼ね合いでその添加量を変化させる必要がある。Ｎｂ無添加の場合、
０．２６％以上のＶ添加で微細析出物が十分に析出し、また、母相の回復を抑制する。一
方、Ｖ量が０．３５％ を超えると靭性の低下を招き、また、炭窒化物の粗大化を促進す
る。このため、Ｖ含有量は０．２６〜０．３５％とする。
Ｖは固溶強化及び微細な炭窒化物の形成に寄与する。ＶはＮｂと類似の効果を有するため
、Ｎｂの添加量との兼ね合いでその添加量を変化させる必要がある。Ｎｂ無添加の場合、
０．２６％以上のＶ添加で微細析出物が十分に析出し、また、母相の回復を抑制する。一
方、Ｖ量が０．３５％ を超えると靭性の低下を招き、また、炭窒化物の粗大化を促進す
る。このため、Ｖ含有量は０．２６〜０．３５％とする。
ＶとＮｂを複合添加する場合は、Ｖの一部がＮｂと同様の効果を有する。このため、０．
２３％以上のＶ添加で上述の効果が期待できる。一方、Ｖ量が０．３０％を超えると靭性
の低下及び炭窒化物の粗大化を促進する。このため、Ｖ含有量は０．２３〜０．３０％と
する。
２３％以上のＶ添加で上述の効果が期待できる。一方、Ｖ量が０．３０％を超えると靭性
の低下及び炭窒化物の粗大化を促進する。このため、Ｖ含有量は０．２３〜０．３０％と
する。
（８）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは微細炭窒化物を形成し析出強化に寄与する。Ｎｂ量が０．００１％未満ではこれら
の効果が得られない。一方、Ｎｂ量が０．００８％を超えると偏析が生じ、未固溶の粗大
なＮｂ炭窒化物の体積率が増加する。これに伴い靭性の低下や切欠弱化が生じる。このた
め、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．００８％とする。本実施形態においては、Ｖの添加量
を増加させることでＮｂ 添加と同様の効果を得ることが可能となる。
Ｎｂは微細炭窒化物を形成し析出強化に寄与する。Ｎｂ量が０．００１％未満ではこれら
の効果が得られない。一方、Ｎｂ量が０．００８％を超えると偏析が生じ、未固溶の粗大
なＮｂ炭窒化物の体積率が増加する。これに伴い靭性の低下や切欠弱化が生じる。このた
め、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．００８％とする。本実施形態においては、Ｖの添加量
を増加させることでＮｂ 添加と同様の効果を得ることが可能となる。
（９）Ｗ（タングステン）
Ｗは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわた
り高温に晒された場合に必要な固溶Ｗ量を確保するためには、０．６％以上のＷ添加が必
要である。しかし、Ｗ量が１．４％を超えると靭性の低下やフェライトの生成を促進し、
また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｗ含有量は０．６〜１．４％とする。
Ｗは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわた
り高温に晒された場合に必要な固溶Ｗ量を確保するためには、０．６％以上のＷ添加が必
要である。しかし、Ｗ量が１．４％を超えると靭性の低下やフェライトの生成を促進し、
また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｗ含有量は０．６〜１．４％とする。
（１０）Ｍｏ＋Ｗ／２
Ｍｏ＋Ｗ／２で表される量を１．３〜１．４に制限する理由を説明する。
Ｍｏ＋Ｗ／２で表される量を１．３〜１．４に制限する理由を説明する。
本実施形態におけるＷ及びＭｏのそれぞれの効果は上記（９）及び（６）に述べた通りで
ある。しかし、これらを複合添加した場合はＭｏやＷを単独添加した場合に比べ、クリー
プ強度が向上する一方で偏析傾向が著しく増大する。所望のクリープ強度を発揮させ、か
つ偏析を回避するためにはＭｏとＷの複合添加量に対して制限を設ける必要がある。この
ためには、ここで表したＭｏ当量と称される指標を用いることが好適である。本実施形態
の場合、Ｍｏ当量が１．３未満ではクリープ強度が低下する。一方、Ｍｏ当量が１．４を
超えると偏析が不可避となる。このため、Ｍｏ当量は１．３〜１．４とする。
ある。しかし、これらを複合添加した場合はＭｏやＷを単独添加した場合に比べ、クリー
プ強度が向上する一方で偏析傾向が著しく増大する。所望のクリープ強度を発揮させ、か
つ偏析を回避するためにはＭｏとＷの複合添加量に対して制限を設ける必要がある。この
ためには、ここで表したＭｏ当量と称される指標を用いることが好適である。本実施形態
の場合、Ｍｏ当量が１．３未満ではクリープ強度が低下する。一方、Ｍｏ当量が１．４を
超えると偏析が不可避となる。このため、Ｍｏ当量は１．３〜１．４とする。
（１１）Ｎ（窒素）
Ｎは窒化物あるいは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。さらに母相中に
残存するＮは固溶強化にも寄与する。本実施形態ではＮ量が０．００２％未満ではこれら
の効果が認められない。一方、Ｎ量が０．００８％以上では窒化物あるいは炭窒化物の粗
大化を促進し、クリープ抵抗が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２〜０．００８
％とする。
Ｎは窒化物あるいは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。さらに母相中に
残存するＮは固溶強化にも寄与する。本実施形態ではＮ量が０．００２％未満ではこれら
の効果が認められない。一方、Ｎ量が０．００８％以上では窒化物あるいは炭窒化物の粗
大化を促進し、クリープ抵抗が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２〜０．００８
％とする。
（１２）Ｂ（ホウ素）
Ｂは微量の添加で焼入れ性を高め、また、炭窒化物の高温における長時間安定化を可能に
する。その効果は０．００１％以上のＢ添加で認められる。すなわち、０．００１％以上
のＢ添加は、結晶粒界及びその近傍に析出する炭化物の粗大化を抑制する効果を発揮する
。しかし、Ｂ量が０．００４％を超えると粗大生成物の形成を促進する。このため、添加
する場合、Ｂ含有量は０．００１〜０．００４％とする。
Ｂは微量の添加で焼入れ性を高め、また、炭窒化物の高温における長時間安定化を可能に
する。その効果は０．００１％以上のＢ添加で認められる。すなわち、０．００１％以上
のＢ添加は、結晶粒界及びその近傍に析出する炭化物の粗大化を抑制する効果を発揮する
。しかし、Ｂ量が０．００４％を超えると粗大生成物の形成を促進する。このため、添加
する場合、Ｂ含有量は０．００１〜０．００４％とする。
なお、上記成分ならびに主成分であるＦｅを添加する際に付随的に混入する不純物は極力
低減することが望ましい。
低減することが望ましい。
以下、溶接金属の各成分を限定する理由を示す。
（１） Ｃ（炭素）
Ｃは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の形成や、ＭＸ型炭窒化物を形成して、析出強化により高温ク
リープ強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃは、耐力の向上にも寄与するとともに
、δフェライト生成の抑制にも不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるために、
Ｃを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃの含有量が０．１５％を超える
場合は、靭性が悪化し、溶接割れ感受性を高める為、添加量は０．０５〜０．１５％に限
定される。
Ｃは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の形成や、ＭＸ型炭窒化物を形成して、析出強化により高温ク
リープ強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃは、耐力の向上にも寄与するとともに
、δフェライト生成の抑制にも不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるために、
Ｃを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃの含有量が０．１５％を超える
場合は、靭性が悪化し、溶接割れ感受性を高める為、添加量は０．０５〜０．１５％に限
定される。
（２）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させるこ
とにも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを０．０１％以上含有
することが必要である。他方、１％を超える添加は靭性の経時劣化を助長し、高温クリー
プ破断強度を低下させる。Ｍｎの含有率を０．０１〜１．０％以下とした。
Ｍｎは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させるこ
とにも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを０．０１％以上含有
することが必要である。他方、１％を超える添加は靭性の経時劣化を助長し、高温クリー
プ破断強度を低下させる。Ｍｎの含有率を０．０１〜１．０％以下とした。
（３）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、炭化物の析出により高温クリープ強度を高め
るために必要不可欠の元素である。一方、３．５％を超える添加はδフェライト生成を促
し、溶接金属部の靭性が悪化する。また、Ｃｒ含有量が９．０〜９．９％の高Ｃｒ合金鋼
と、１．６〜１．９％の改良低Ｃｒ合金鋼を溶接にて接合する場合、高Ｃｒ合金鋼側へＣ
が移行し、低Ｃｒ合金鋼側の溶接界面において強度が低下する。したがって、Ｃｒ濃度差
によるＣの移行を抑制するため、溶接材料のＣｒ含有率は２．０〜３．５％であることが
望ましい。
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、炭化物の析出により高温クリープ強度を高め
るために必要不可欠の元素である。一方、３．５％を超える添加はδフェライト生成を促
し、溶接金属部の靭性が悪化する。また、Ｃｒ含有量が９．０〜９．９％の高Ｃｒ合金鋼
と、１．６〜１．９％の改良低Ｃｒ合金鋼を溶接にて接合する場合、高Ｃｒ合金鋼側へＣ
が移行し、低Ｃｒ合金鋼側の溶接界面において強度が低下する。したがって、Ｃｒ濃度差
によるＣの移行を抑制するため、溶接材料のＣｒ含有率は２．０〜３．５％であることが
望ましい。
（４） Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは、靭性向上及びδフェライト生成の抑制に有効である。これらの効果を発揮させる
ために、Ｎｉを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉの含有率が０．１
％を超えると、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．０１
〜０．１％とした。
Ｎｉは、靭性向上及びδフェライト生成の抑制に有効である。これらの効果を発揮させる
ために、Ｎｉを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉの含有率が０．１
％を超えると、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．０１
〜０．１％とした。
（５） Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、溶接金属の高温クリープ強度を高めるために添加される。０．５％未満ではこれ
らの効果が充分でなく、１．５％を超える添加は靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの
含有率は０．５〜１．５％とした。
Ｍｏは、溶接金属の高温クリープ強度を高めるために添加される。０．５％未満ではこれ
らの効果が充分でなく、１．５％を超える添加は靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの
含有率は０．５〜１．５％とした。
（６） Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、溶接後熱処理によって溶接金属中に極めて微細な炭化物
を析出し、高温クリープ強度の向上に有効である。一方、微細な炭化物は溶接金属の靭性
を劣化させる為、高温クリープ強度と靭性を考慮して、Ｎｂ含有率を０．０１〜０．０５
％とした。
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、溶接後熱処理によって溶接金属中に極めて微細な炭化物
を析出し、高温クリープ強度の向上に有効である。一方、微細な炭化物は溶接金属の靭性
を劣化させる為、高温クリープ強度と靭性を考慮して、Ｎｂ含有率を０．０１〜０．０５
％とした。
（７） Ｖ（バナジウム）
Ｖは、炭化物及び炭窒化物形成元素であり、高温クリープ強度の向上に有効である。また
、Ｎｂ系炭化物と比較してやや粗大であることから、靭性への影響はＮｂ程ではない。こ
のため、溶接材料のＶ含有率を０．２〜０．４％とした。
Ｖは、炭化物及び炭窒化物形成元素であり、高温クリープ強度の向上に有効である。また
、Ｎｂ系炭化物と比較してやや粗大であることから、靭性への影響はＮｂ程ではない。こ
のため、溶接材料のＶ含有率を０．２〜０．４％とした。
（８）Ｐ（リン）、Ｓ（サルファー）
ＰとＳは、鋼中に不純物として含有される成分であり、溶接割れ感受性を高めることから
何れも低減することが望ましく、それぞれ０．０３％以下とすることが好ましい。
ＰとＳは、鋼中に不純物として含有される成分であり、溶接割れ感受性を高めることから
何れも低減することが望ましく、それぞれ０．０３％以下とすることが好ましい。
本実施形態におけるロータシャフトは、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と、低Ｃｒ合金鋼
ロータシャフト２と、これらを溶接金属を用いて溶接接合した溶接継手３とからなる構成
であるが、蒸気入口温度が６３０℃である場合、溶接継手３に対してもクリープ強度が要
求される。
ロータシャフト２と、これらを溶接金属を用いて溶接接合した溶接継手３とからなる構成
であるが、蒸気入口温度が６３０℃である場合、溶接継手３に対してもクリープ強度が要
求される。
溶接継手３のクリープ強度は低Ｃｒ合金鋼側の熱影響部に支配されるため、本実施形態の
低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手と従来の低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手に対して５２５〜６００℃
範囲の各温度でクリープ試験を実施した。
低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手と従来の低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手に対して５２５〜６００℃
範囲の各温度でクリープ試験を実施した。
本実施形態の低Ｃｒ合金鋼の各成分は上述の通りである。
従来の低Ｃｒ合金鋼の各成分は、先行技術文献の特許文献１（特許第５０１１９３１号）
に記載された低Ｃｒ合金鋼の各成分であり、すなわち、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．１〜０．３％、Ｐ：０．０
１２％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。
に記載された低Ｃｒ合金鋼の各成分であり、すなわち、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．１〜０．３％、Ｐ：０．０
１２％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。
図２は低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手のクリープ強度比較結果を示す図であり、ラーソンミラ
ーパラメータ（以下、ＬＭＰ）で評価した結果を示している。
ーパラメータ（以下、ＬＭＰ）で評価した結果を示している。
図２から明らかなように、本実施形態の低Ｃｒ合金鋼側の溶接継手は従来の低Ｃｒ合金鋼
側の溶接継手と比較して同一のＬＭＰで高いクリープ破断強度を示していることが確認で
きる。
側の溶接継手と比較して同一のＬＭＰで高いクリープ破断強度を示していることが確認で
きる。
図３は本実施形態の開先形状を示す図である。高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と低Ｃｒ合
金鋼ロータシャフト２の開先は、狭開先４を形成している。狭開先４を、上述の溶接金属
を用いて狭開先自動ティグ溶接法にて溶接接合する。なお、溶接継手３は中空である。こ
こで、狭開先とは1層1パスで初層から最終層まで振り分けせずに溶接できる開先のことで
ある。
金鋼ロータシャフト２の開先は、狭開先４を形成している。狭開先４を、上述の溶接金属
を用いて狭開先自動ティグ溶接法にて溶接接合する。なお、溶接継手３は中空である。こ
こで、狭開先とは1層1パスで初層から最終層まで振り分けせずに溶接できる開先のことで
ある。
溶接継手３の非破壊検査として磁粉探傷試験と超音波探傷試験を実施した結果、検査規格
を超えるブローホールなど有意な欠陥指示模様は検出されなかった。
を超えるブローホールなど有意な欠陥指示模様は検出されなかった。
上述の高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と上述の低Ｃｒ合金鋼ロータシャフト２を上述の溶
接金属を用いて狭開先形状にして狭開先自動ティグ溶接法で溶接することにより、良好な
溶接品質を得られることが示された。
接金属を用いて狭開先形状にして狭開先自動ティグ溶接法で溶接することにより、良好な
溶接品質を得られることが示された。
図４は溶接継手の硬さ分布を示す図である。溶接後の熱処理後に、溶接金属、熱影響部（
ＨＡＺ）、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフトおよび低Ｃｒ合金鋼ロータシャフトの、狭開先深
さが中央付近のビッカーズ硬さを計測した結果を示す。横軸は軸方向における溶接金属中
央からの距離を示しており、縦軸はビッカーズ硬さを示している。低Ｃｒ合金鋼側の熱影
響部（ＨＡＺ）の幅は約５ｍｍであった。
ＨＡＺ）、高Ｃｒ合金鋼ロータシャフトおよび低Ｃｒ合金鋼ロータシャフトの、狭開先深
さが中央付近のビッカーズ硬さを計測した結果を示す。横軸は軸方向における溶接金属中
央からの距離を示しており、縦軸はビッカーズ硬さを示している。低Ｃｒ合金鋼側の熱影
響部（ＨＡＺ）の幅は約５ｍｍであった。
上述の高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト１と上述の低Ｃｒ合金鋼ロータシャフト２を上述の溶
接金属を用いて狭開先形状にして狭開先自動ティグ溶接法で溶接することにより、熱影響
部の領域を板厚方向に均一かつ最小限に抑制することができるため、高温クリープ破断強
度を向上させることができる。
接金属を用いて狭開先形状にして狭開先自動ティグ溶接法で溶接することにより、熱影響
部の領域を板厚方向に均一かつ最小限に抑制することができるため、高温クリープ破断強
度を向上させることができる。
以上説明した実施形態によれば、溶接継手のクリープ強度を向上させることができる。
本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したも
のであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その
他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の趣旨を逸脱しない範囲で、種々の
省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や
要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる
。
のであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その
他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の趣旨を逸脱しない範囲で、種々の
省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や
要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる
。
１：高Ｃｒ合金鋼ロータシャフト、２：低Ｃｒ合金鋼ロータシャフト、３：溶接継手、
４：狭開先
４：狭開先
Claims (4)
- 少なくとも、高Ｃｒ合金鋼ロータと、前記高Ｃｒ合金鋼ロータよりＣｒの含有量が少な
い低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続されたタービンロータであって、
前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１
０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：９．００
〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．０１
０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｃｏ：１
〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なり、
前記低Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５％以下、
Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：１．６〜１．９％、Ｍｏ：０
．６〜１．１％、Ｖ：０．２６〜０．３５％、Ｗ：０．６〜１．４％、Ｍｏ＋Ｗ／２：１
．３〜１．４％を含み、Ｎ：０．００２〜０．００８％またはＢ：０．００１〜０．００
４％のいずれか一方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％以下
、Ｃｒ：２．０〜３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ
：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３
％以下を含むタービンロータ。 - 少なくとも、高Ｃｒ合金鋼ロータと、前記高Ｃｒ合金鋼ロータよりＣｒの含有量が少な
い低Ｃｒ合金鋼ロータとを溶接金属で接続されたタービンロータであって、
前記高Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１
０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：９．００
〜９．９９％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．０１
０〜０．０２５％、Ｗ：１．００〜２．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｃｏ：１
〜５％、Ｂ：０．００３〜０．０３０％以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なり、
前記低Ｃｒ合金鋼が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５％以下、
Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：１．６〜１．９％、Ｍｏ：０
．６〜１．１％、Ｖ：０．２３〜０．３０％、Ｎｂ：０．００１〜０．００８％、Ｗ：０
．６〜１．４％、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなり、
前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％以下
、Ｃｒ：２．０〜３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ
：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３
％以下を含むタービンロータ。 - 前記低Ｃｒ合金鋼が、さらに、質量％で、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含む請求項
２記載のタービンロータ。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載のタービンロータを製造するタービンロータの製造
方法において、
前記高Ｃｒ合金鋼と前記低Ｃｒ合金鋼の開先形状を狭開先とし、
前記狭開先を狭開先自動ティグ溶接により溶接するタービンロータの製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2017239381A JP2019105250A (ja) | 2017-12-14 | 2017-12-14 | タービンロータおよびタービンロータの製造方法 |
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|---|---|---|---|
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