JP4256311B2 - 蒸気タービン用ロータシャフト及び蒸気タービン並びに蒸気タービン発電プラント - Google Patents

蒸気タービン用ロータシャフト及び蒸気タービン並びに蒸気タービン発電プラント Download PDF

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Description

本発明は、高圧、中圧及び高中圧蒸気タービンのロータシャフトとして高温強度が高く、耐クリープ脆化度の高いＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を用いた新規なロータシャフト及び蒸気タービン並びに蒸気タービン発電プラント関する。
一般に、高温（蒸気温度538〜566℃）の蒸気にさらされる高圧、中圧及び高中圧ロータとしては、ＡＳＴＭ規格材（Designation：A470 class8）Cr−Mo−V低合金鋼が使用されている。近年、省エネルギーの観点から蒸気タービンの発電効率の向上が望まれ、発電効率を向上させるには蒸気温度及び圧力を上げるのが最も有効な手段であることから、火力発電設備は蒸気温度の高温化が進められている。超々臨界圧を含む蒸気温度566〜600℃の高温では耐用温度、耐環境特性が高い12％Cr鋼が使用されている。高効率発電をすることで化石燃料の節約、排出ガスの発生量を抑えることが可能となり、地球環境保全に貢献できる。
特許文献１には、重量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.1％以下、Ｍｎ0.05〜0.25％、Ｎｉ1.5〜2.5％、Ｃｒ0.8〜2.5％、Ｍｏ0.8〜2.5％、及びＶ0.15〜0.35％を含み、（Ｍｎ／Ｎｉ）の比が0.12以下、即ち、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が8.3以上であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなる耐熱鋼が示され、その耐熱鋼をロータシャフトに用いた高低圧一体型蒸気タービンが示されている。
特許文献２には、重量で、Ｃ0.1〜0.3％、Ｓｉ0.05％以下、Ｍｎ0.1％以下、Ｎｉ0.1〜1.5％、Ｃｒ0.5〜3％、Ｍｏ0.05〜0.5％、Ｖ0.1〜0.35％、Ｎｂ0.01〜0.15％、Ｗ0.5〜2％、Ｂ0.001〜0.01％を含むＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を高低圧一体型蒸気タービン、蒸気タービンの高圧側、低圧側のロータ材に適用することが示されている。
特許文献３には、重量で、Ｃ0.05〜0.15％、Ｓｉ0.005〜0.3％、Ｍｎ0.01〜1.0％、Ｎｉ0.1〜2.0％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.1〜1.5％、Ｖ0.05〜0.3％、Ｗ0.1〜2.5％を含むＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を蒸気タービンの高温用ロータに適用することが示されている。
特許文献４には、重量で、Ｃ0.05〜0.30％、Ｓｉ0.005〜0.3％、Ｍｎ0.01〜1.0％、Ｎｉ0.1〜2.0％、Ｃｒ0.8〜3.5％、Ｍｏ0.1〜2.5％、Ｖ0.05〜0.4％、Ｃｏ0.1〜3.5％を含むＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を蒸気タービンの高温用ロータに適用することが示されている。
特開平１０−１８３２９４号公報 特開平 ９− ４１０７６号公報 特開平 ９−１９４９８７号公報 特開平 ９−２６８３４３号公報
しかし、蒸気温度の高温化による超々臨界圧発電プラント（593℃〜）に適用する12Cr鋼は低合金鋼に比較して経済的に不利であり、製造性も劣る。また、ボイラ、タービン部材の高温化に対応する超々臨界圧発電プラントの運転管理技術は高度であり、建設コスト、運転・保守点検費用が増大する。
一方、従来蒸気タービンの蒸気温度538〜566℃において、従来のCr−Mo-V低合金鋼と同等以上の製造性と機械的性質を有する低合金鋼材料が適用できれば、蒸気条件の高度化によらず出力増大が可能であり、高性能のタービンを構成することができる。
又、特許文献１〜４に記載のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼のいずれにおいても、高温強度及び切欠き強度が十分ではない。
本発明の目的は、高温強度及び切欠き強度に優れた耐熱鋼を用いた蒸気タービン用ロータシャフト及び蒸気タービン並びに蒸気タービン発電プラントを提供することにある。
本発明は、質量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.5％以下、Ｍｎ0.05〜0.50％、Ｎｉ0.5〜1.5％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.05〜0.35％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフトにある。
又、本発明の蒸気タービン用ロータシャフトは、質量で、Ｃ0.23〜0.32％、Ｓｉ0.01〜0.05％、Ｍｎ0.15〜0.35％、Ｎｉ0.7〜1.2％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.10〜0.30％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることが好ましい。
更に、前述の蒸気タービン用ロータシャフトは、前記Ｎｉが0.65〜0.95％及び（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.5〜7.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなること、前記Ｎｉが0.95〜1.35％及び（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が４〜８であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることが好ましい。
又、前述の蒸気タービン用ロータシャフトは、前記Ｎｉが0.5〜1.5％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜14.0であること、前記Ｎｉが0.65〜0.95％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.0〜9.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなること、前記Ｎｉが0.95〜1.35％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜8.5であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなること、前記Ｎｉが1.35〜１.５％及び（Ｃｒ/Ｍｎ）の比が5.0〜8.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることが好ましい。
前記Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼は、538℃、10万時間平滑クリープ破断強度が150MPa以上、好ましくは170MPa以上、最も180MPa以上であることが好ましい。
クリープ脆化特性を評価する試験法として、試験片の標点間に切欠を設けた切欠クリープ試験がある。切欠試験では、切欠部の変形を拘束する多軸応力が働き、延性の高い材料では平滑クリープ破断時間よりも長時間で破断する切欠強化となる。しかし、試験中に脆化が進んで材料の延性が低下した場合は、平滑試験よりも短時間で破断する切欠弱化となる。クリープ脆化特性をとして、（切欠試料の破断強度／平滑試料の破断時間）の比が2倍以上、好ましくは2.5倍以上とすることが望ましい。以下、本発明材の成分限定理由について説明する。
Ｃは焼入れ性を向上し、強度を確保するのに必要な元素である。その量が0.15％以下では十分な焼入れ性が得られず、ロータ中心に軟らかいフェライト組織が生成し、十分な引張強さ及び耐力が得られない。また0.4％以上になると靭性を低下させるので、Ｃの範囲は0.15〜0.40％に限定される。特に0.20〜0.35％の範囲が好ましく、より0.23〜0.32％の範囲が好ましい。
Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱硫・脱酸剤で、鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。カーボン真空脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法などによればＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。Ｓｉは0.50％以下が好ましく、より0.10％ 以下が好ましい。特に0.05％ 以下が好ましい。
適量のＭｎ添加は、鋼中に不純物元素として存在し、熱間加工性を悪くする有害なＳを硫化物ＭｎＳとして固定する作用がある。このため、Ｍｎの適量添加は前述のＳの害を減少させる効果があるので、蒸気タービン用ロータシャフトのような大型鍛造品の製造においては、0.05％以上にすべきである。一方、多量に添加するとクリープ脆化を生じやすくなり、切欠き弱化となるので0.5％以下とする。特に、0.10〜0.40％、より0.15〜0.35％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｉは焼入れ性を向上させ、靭性向上に不可欠の元素である。Ｎｉ0.5％未満では靭性向上効果が十分ではない。また1.5％を超える多量の添加はクリープ破断強度を低下させてしまう。特に0.6〜1.3％、より0.7〜1.2％の範囲とすることが好ましい。又、Ｎｉの含有量は、前述のように、（Ｎｉ／Ｍｎ）及び（Ｃｒ／Ｍｎ）比によって特性が異なるので、0.65〜0.95％、0.95〜1.35％及び1.35〜1.5％のそれぞれの範囲において（Ｎｉ／Ｍｎ）及び（Ｃｒ／Ｍｎ）比にそれぞれ好ましい範囲を有するものである。特に、0.65%以上0.95％未満、0.95%以上1.35％未満及び1.35%〜1.5％のそれぞれの範囲が好ましく、より0.65〜0.9％、0.95〜1.3％及び1.35〜1.5％の範囲が好ましい。
Ｃｒは焼入れ性を向上させ、靭性及び強度向上効果がある。また、蒸気中の耐食性も向上させる。0.8％未満ではこれらの効果が十分ではなく、1.5％を超える添加はクリープ破断強度を低下させる。特に、0.9〜1.4％、より1.0〜1.3％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｏは焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度向上及び焼戻し脆化防止効果がある。0.8％未満ではこれらの効果が十分ではなく、1.8％を超える多量の添加は靭性を低下させる。特に靭性の点からは、1.0〜1.6％、より1.2〜1.5％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｏと同様に、微細炭化物を析出させ、高温強度向上及び焼戻し脆化防止の効果を有する元素として、Ｗが上げられることが小鋼塊の実験の結果明らかとなった。しかし、試験温度によってＭｏとＷが高温強度に及ぼす効果が異なり、本開発鋼の適用温度範囲である566℃以下の温度ではＭｏの添加が有効であることが明らかとなった。また、Ｗの添加は蒸気タービンロータのような大型鋼塊製造時には偏析を生じやすく、Ｗ添加により逆に強度低下、靭性低下を招くことも実験の結果明らかとなった。したがって、本発明鋼ではＷは添加しないものである。
Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性向上効果がある。0.05％未満ではこれらの効果が十分ではなく、0.35％を超える添加は効果が飽和してしまう。特に、0.15〜0.33％、より0.20〜0.30％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｂは、Ｖと同様に微細炭化物を析出させて、高温強度向上、靭性向上に寄与する。Ｖとの複合添加により大幅な強度向上効果の得られることが小鋼塊を用いた実験の結果明らかとなったが、蒸気タービンロータのような大型鍛造品の鋼塊製造においては鋼塊中心で偏析を生じやすく、Ｎｂ添加により逆に強度低下、靭性低下を招くことも実験の結果明らかとなった。したがって、本発明鋼ではＮｂは添加しないものである。
Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｒは、高温強度、クリープ脆化特性に大きく関与し、本発明鋼では複合的に作用することが実験的に明らかとなった。即ち、高い高温強度と耐クリープ脆化特性を兼ね備えた材料特性を得るためには、焼入れ性を向上させ、靭性を向上させるＮｉとクリープ脆化を促進するＭｎとの比（Ｎｉ／Ｍｎ）を3.0〜10.0とし、又、焼入れ性を向上させ高温強度を向上させるＣｒとクリープ脆化を促進するＭｎとの比（Ｃｒ／Ｍｎ）を3.5〜14.0とすることが好ましい。更に、前述のように、Ｎｉ量によって、（Ｎｉ／Ｍｎ）及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の範囲をより適切に設定するのが好ましい。
本発明鋼は、その溶製に際して、希土類元素、Ｃａ、Ｚｒ、及びＡｌの１種以上を添加することによりそのものによる効果と脱酸の効果等により靭性を向上させるので、それらの１種以上を添加することが好ましい。希土類元素は0.05％未満では効果が不十分で、0.4％を超える添加はその効果が飽和する。Ｃａは少量の添加では靭性向上効果があるが、0.0005％未満では効果が不十分で、0.01％を超える添加はその効果が飽和する。Ｚｒは0.01％未満では靭性向上効果が不十分であり、0.2％を超える添加はその効果が飽和する。Ａｌは0.001％未満では靭性向上効果が不十分であり、0.02％を超える添加はクリープ破断強度を低下させる。
酸素は、高温強度に影響するので、5〜25ppmの範囲が好ましく、これにより高いクリープ破断強度が得られる。
又、Ｐ及びＳは、Ｍｎ、希土類元素等の添加により低減でき、それによりクリープ破断強度及び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Ｐ0.020％以下及びＳ0.020％以下が好ましい。特に、Ｐ0.015％以下、Ｓ0.015％ 以下、より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り、極力低減することが望ましいが、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％以下が好ましい。特に、Ｓｂ0.0010％ 以下、Ｓｎ0.005％及びＡｓ0.01％以下が望ましい。
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、最低900℃、最高1000℃で所定時間、均一加熱保持した後、急冷する（好ましくは油冷又は水噴霧）。900℃未満では、高い靭性が得られるものの高いクリープ破断強度が得られにくく、1000℃を超える温度では、高いクリープ破断強度が得られるものの、高い靭性が得られにくい。
次に、630〜700℃の温度で所定時間加熱保持後、冷却する焼戻しを行い、全焼戻しベイナイト組織とするものが好ましい。630℃未満では高い靭性が得られにくく、700℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られにくい。また、焼戻した後にさらに強度と靭性を調整するため、630〜700℃の温度に加熱保持・冷却する焼戻しを必要に応じて繰り返すことができる。焼戻しを繰り返すことにより、強度は低下するが靭性は向上する。
前述に記載の組成を有するCr-Mo-V鋼は、塩基性電気炉及び取鍋精錬炉で、溶解及び精錬を行い、真空鋳込みを行うと同時に真空カーボン脱酸を行うことが望ましい。
本発明は、前述に記載の耐熱鋼よりなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフトにあり、又、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、前記水蒸気を前記動翼の初段に流入させ最終段から流出させる蒸気タービンにおいて、前述のロータシャフトからなることを特徴とする蒸気タービンにある。
本発明に係る蒸気タービンは、動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービン及び高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービンとを一体にした高中圧一体型タービンのいずれかであることが好ましい。
又、本発明は、前述の高圧蒸気タービンと、中圧蒸気タービンと、１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと、発電機とを有するタンデムコンパウンド型蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンの少なくとも一方が前述に記載の蒸気タービンよりなること、又、高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービンと発電機とをタンデムに配置し、１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと発電機とをタンデムに配置し、前記中圧蒸気タービンから出た蒸気を前記低圧蒸気タービンに供給するクロスコンパンド型蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンの少なくとも一方が前述に記載の蒸気タービンよりなること、更に、動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービン及び該高圧蒸気タービンより出た水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンを一体にした高中圧一体タービンと、１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと、発電機とを備えた蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高中圧蒸気タービンが前述に記載の蒸気タービンよりなることが好ましい。
本発明によれば、高温強度及び切欠き強度に優れた耐熱鋼を用いた蒸気タービン用ロータシャフト及び蒸気タービン並びに蒸気タービン発電プラントを提供することができる。
以下、本発明を実施するための最良の形態を具体的な実施例によって詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1は、本発明に係る蒸気タービン用ロータシャフトに用いる耐熱鋼の化学組成（質量％）を示すものである。各試料は、それぞれ高周波溶解炉で溶解後、造塊し、温度850〜1150℃で30ｍｍ角に熱間鍛造して実験素材とした。試料No.1〜No.15は本発明鋼である。試料No.21〜No.26は比較のために溶製した比較鋼であり、No.26はASTM規格A470 class8相当材である。これら試料は、蒸気タービンロータシャフト中心部の条件をシミュレートして、950℃に加熱保持し全体をオーステナイト化した後、100℃/hの速度で冷却し、焼入れした。次いで、650℃で20時間加熱保持後、空冷の焼戻しを行った。本発明に係るＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼はフェライト相を含まず、全ベイナイト組織であった。
Figure 0004256311
表2は、各試料の引張、衝撃及びクリープ破断試験結果を示すものである。引張は常温試験結果、靭性はＶノッチシャルピー衝撃試験から求めた50％FATT（Fracture Appearance Transition Temperature：衝撃破面遷移温度）で示した。クリープ破断強度はラルソンミラー法で求めた538℃、105時間破断強度で示した。クリープ脆化度（切欠試料の破断時間／平滑試料の破断時間）の比のうち、本発明材No.14以外は切欠試験が継続中であり、破断に至っていないものである。表2から明らかなように、本発明材は、室温の引張強さが725ＭＰａ以上、0.02％耐力が585ＭＰａ以上、ＦＡＴＴが121℃以下、クリープ脆化度は3以上と高く、以下に示す高圧蒸気タービン、中圧蒸気タービン及び高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービンとを一体にした高中圧一体型タービンの蒸気タービン用ロータシャフトとして極めて有効であると言える。
Figure 0004256311
図１は、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比と538℃、105時間クリープ破断強度との関係を示す線図である。本発明鋼は、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10の特定の範囲内で高いクリープ破断強度を有する。特に、Ｎｉ量が0.7〜0.8％、1.0〜1.2％及び1.4〜1.5％と順次高くなるとクリープ破断強度が低くなる。特に、Ｎｉ量が0.7〜0.8％においてはその比が3.5〜7.0で最も高いクリープ破断強度が得られる。次いで、又、Ｎｉ量1.0〜1.2％においてはやや低下し、更にＮｉ量1.4〜1.5％ではそれよりも低下している。そして、Ｎｉ量の増加と共にクリープ破断強度のピーク値が低くなるものである。
図２に、靭性を向上させるＮｉとクリープ脆化を促進するＭｎとの関係で示される（Ｎｉ／Ｍｎ）の比と、538℃、105時間破断強度におけるクリープ脆化度（切欠試料の破断時間／平滑試料の破断時間）との関係を示す図である。本発明鋼のうち、図中矢印で示したNo.14以外は切欠破断試験を継続中である。（Ｎｉ／Ｍｎ）比が高くなるとクリープ破断強度が高い傾向にある。（Ｎｉ／Ｍｎ）比が3〜10では切欠破断強度が低くなっており、本発明のＮｉ/Ｍｎ比範囲が、クリープ脆化の面から好ましい。
図３は、（Ｃｒ／Ｍｎ）の比と538℃、105時間クリープ破断強度との関係を示す線図である。本発明鋼は、（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜10の特定の範囲内で高いクリープ破断強度を有する。特に、Ｎｉ量が0.6〜0.8％、1.0〜1.2％及び1.4〜1.5％と順次高くなるとクリープ破断強度が低くなる。又、Ｎｉ量が0.7〜0.8％においてはその比が3.0〜9.0で最も高いクリープ破断強度が得られる。次いで、又、Ｎｉ量1.0〜1.2％においては（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜8.5でクリープ破断強度がやや低下し、更にＮｉ量1.4〜1.5％では（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が5.0〜8.0でそれよりも低下している。そして、Ｎｉ量の増加と共にクリープ破断強度のピーク値が低くなるものである。
図４は、焼入れ性を向上させ高温強度を向上させるＣｒと、クリープ脆化を促進するＭｎとの比（Ｃｒ／Ｍｎ）の比と、538℃、105時間破断強度とクリープ脆化度との関係を示す図である。本発明鋼のうち、No.14以外は切欠破断試験を継続中である。また、試料No.24の（Ｃｒ／Ｍｎ）の比は95と高く、図から割愛するが切欠弱化であった。（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が高くなるとクリープ破断強度が高い傾向にある。（Ｃｒ／Ｍｎ）比3.5以下、14以上では切欠破断強度が低くなっており、本発明の（Ｃｒ/Ｍｎ）比範囲が、クリープ脆化の面から好ましい。
図５は、Ｎｉ量と538℃、105時間クリープ破断強度との関係を示す線図である。本発明鋼は、Ｍｎ添加量が0.81〜1.20％の比較鋼に対して、本発明鋼の0.05〜0.5％のものはＮｉ量が0.5〜1.5％の特定の範囲内では高いクリープ破断強度が得られる。そして、いずれの耐熱鋼もＮｉ量の増加と共に、クリープ破断強度が低下している。特に、Ｍｎ量が0.2％において最も高いクリープ破断強度が得られ、従って0.15〜0.35％において高いクリープ破断強度が得られることが分かる。
また、本発明鋼No.3と比較鋼No.26（現用高圧ロータ相当材）の脆化特性を調べるため、500℃×3000時間保持による脆化処理前後の試料について20℃で衝撃試験を行い、50％破面遷移温度（FATT）を調べた。比較鋼No.26のFATTは脆化処理前の95℃から脆化処理後に128℃（ΔFATT＝33℃）となり、脆化処理によってFATTが上昇（脆化）してしまう。これに対し、本発明鋼のNo.3のFATTは、脆化処理前後とも103℃で、殆ど脆化しないことも確認された。
図６は、Ｍｎ量と538℃、105時間クリープ破断強度との関係を示す線図である。本発明鋼は、Ｍｎ添加量が0.05〜0.5％の特定の範囲内で高いクリープ破断強度が得られる。特に、いずれのＮｉ量においてもＭｎ量を0.15〜0.35％において最も高いクリープ破断強度が得られる。又、Ｎｉ量が0.7〜0.8％においてはより高いクリープ破断強度が得られる。
図７はＭｎ量とクリープ脆化度（切欠試料の破断時間／平滑試料の破断時間）の比との関係を示す線図である。本発明鋼のうち、No.14は試験が終了しているが、それ以外は切欠破断試験を継続中である。Ｍｎ量が0.02％の極低ＭｎであるNo.24は、切欠破断強度が低く、また、Ｍｎ0.78％のNo.25のそれ以上の高い含有量でも切欠破断強度が低くなっており、本発明のＭｎ量の範囲0.05〜0.5％では、クリープ脆化度が3以上の高いものであることが明らかである。
以上のように、本発明の耐熱鋼は、高温使用時の信頼性に優れ、かつ製造性にも優れたものであることが明らかである。
図８は高圧蒸気タ一ビン及び中圧蒸気タービンを一軸に結合した断面構成図である。高圧蒸気夕一ビンは高圧内部車室18とその外側の高圧外部車室19内に高圧動翼16を植設した高圧車軸(高圧ロータシャフト)23が設けられる。538℃又は566℃の高温高圧の蒸気はボイラによって得られ、主蒸気管を通って、蒸気入口を構成するフランジ、エルボ25より主蒸気入口28を通り、ノズルボックス38より初段複流の動翼に導かれる、初段は複流であり、片側に他8段設けられる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。動翼は鞍型ダブティル型式,ダブルティノン,初段翼長約35ｍｍである。車軸間の長さは約5.8m及び静翼部に対応する部分で最も小さい部分の直径は約710ｍｍであ。
図９は、高圧蒸気タービン(HP)と、中圧蒸気タービン(IP)と、１台又は２台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラント、図１０は、高圧蒸気タービン(HP)、中圧蒸気タービン(IP)、 発電機（GEN）と、２台の低圧蒸気タービン(LP)及び発電機（GEN）とをクロスコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントである。高圧蒸気タービン（ＨＰ）より排出された蒸気が再熱器(R/H)によって加熱されて中圧蒸気タービン(IP)に導かれる。
図１１は高圧蒸気タービンのロータシャフト及び図１２は中圧蒸気タービンのロータシャフトの正面図である。図に示すように、いずれも動翼を植設する部分が胴体部よりも大径に形成されている。本実施例においては、これらの高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンのロータシャフトに実施例１に記載の耐熱鋼が用いられ、鋼塊製造時に偏析等の有害相は検出されず、溶解、鋳造及び熱間塑性加工性の製造性も良好であった。更に、加工後、実施例１と同様の熱処理が行われる。加熱保持時間はその容量に応じて長くなる。
本実施例におけるロータシャフト材は、FATTが121℃以下、室温引張強さ725MPa以上、0.02％耐力585MPa以上、伸び率17％以上、絞り率43％以上、538℃、105時間クリープ破断強度150MPa以上を有するものである。高圧、中圧ロータシャフトの耐用温度が上昇し、クリープ脆化に対する信頼性も向上したため、高圧、中圧の出力を増大でき、タービン効率が向上した。
これにより、蒸気温度538℃又は566℃において、蒸気条件の高度化によらずに蒸気タービンの出力増大が可能であり、高性能のタービンを構成することができるものである。又、高効率発電をすることで化石燃料の節約が可能となり、地球環境保全に貢献できる。
図１３は本発明に係る高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンを一体にした高中圧一体型蒸気タービンの断面図である。高圧側蒸気タービンは高圧内部車室18と、その外側の高圧外部車室19内に高圧動翼16を植設した高中圧車軸（高中圧一体型ロータシャフト）が設けられる。高温高圧の蒸気はボイラによって得られ、主蒸気管を通って、主蒸気入口を構成するフランジ、エルボ25より主蒸気入口28を通り、ノズルボックス38より初段の動翼に導かれる。蒸気はロータシャフトの中央側より入り、軸受43側に流れる構造を有する。
高圧側蒸気タービンより排出された蒸気が再熱器(R/H)によって加熱されて中圧側に導かれ、中圧側蒸気タービンは高圧蒸気タービンと共に発電機を回転させる。中圧側タービンは高圧側タービンと同様に中圧内部車室21と中圧外部車室22とを有し、中圧動翼17と対向して静翼が設けられる。
図１４は、高中圧蒸気タービン(HP/IP)と、１台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラント、図１５は、高中圧蒸気タービン(HP/IP)と、２台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントである。
図１６は高中圧蒸気タービンのロータシャフトの正面図である。図に示すように、いずれも動翼を植設する部分が胴体部よりも大径に形成されている。本実施例に使用した高中圧ロータシャフト33は実施例1に記載の全ベイナイト組織を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼からなる。鋼塊製造時に偏析等の有害相は検出されず、溶解、鋳造及び熱間塑性加工性の製造性も良好であった。更に、加工後の熱処理は、実施例１と同様である。本実施例の入口蒸気温度は538℃又は566℃である。
本実施例におけるロータシャフト材は、FATTが121℃以下、室温引張強さ725MPa以上、0.02％耐力585MPa以上、伸び率17％以上、絞り率43％以上、538℃、105時間クリープ破断強度150MPa以上を有するものである。高中圧ロータシャフトの耐用温度が上昇し、クリープ脆化に対する信頼性も向上したため、高中圧蒸気タービンの出力を増大でき、タービン効率が向上した。
本発明によれば、クリープ破断強度及び切欠き強度に優れたロータシャフトが得られることにより蒸気条件の高度化によらずに蒸気タービンの出力増大が可能であり、高性能のタービンを構成することができるものである。又、高効率発電をすることで化石燃料の節約が可能となり、地球環境保全に貢献できる。
（Ｎｉ/Ｍｎ）比とクリープ破断強度との関係を示す線図である。 （Ｎｉ/Ｍｎ）比とクリープ脆化度との関係を示す図である。 （Ｃｒ/Ｍｎ）比とクリープ破断強度との関係を示す線図である。 （Ｃｒ/Ｍｎ）比とクリープ脆化度との関係を示す図である。 Ｎｉ添加量とクリープ破断強度との関係を示す線図である。 Ｍｎ添加量とクリープ破断強度との関係を示す線図である。 Ｍｎ添加量とクリープ脆化度との関係を示す図である。 本発明に係る高圧蒸気タ一ビン及び中圧蒸気タービンを一軸に結合した断面構成図である。 本発明に係る高圧蒸気タービン(HP)と、中圧蒸気タービン(IP)と、１台又は２台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントの構成図である。 本発明に係る高圧蒸気タービン(HP)、中圧蒸気タービン(IP)、 発電機（GEN）と、２台の低圧蒸気タービン(LP)及び発電機（GEN）とをクロスコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントの構成図である。 本発明に係る高圧蒸気タービンのロータシャフトの正面図である。 本発明に係る中圧蒸気タービンのロータシャフトの正面図である。 本発明に係る高中圧一体型蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る高中圧蒸気タービン(HP/IP)と、１台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントの構成図である。 本発明に係る高中圧蒸気タービン(HP/IP)と、２台の低圧蒸気タービン(LP)と、発電機（GEN）とをタンデムコンパウンドに配置した蒸気タービン発電プラントの構成図である。 本発明に係る高中圧蒸気タービンのロータシャフトの正面図である。
符号の説明
1…一第1軸受、2…第2軸受、3…第3軸受、4…第4軸受、5…推力軸受、10…第1シャフトパッキン、11.…第2シャフトパッキン、12…第3シャフトパッキン、13…第4シャフトパッキン、14…高圧隔板、15…中圧隔板、16…高圧動翼、17…中圧動翼、18…高圧内部車室、19…高圧外部車室、20…中圧内部第1軍室、21…中圧内部第2車室、22…中圧外部車室、23…高圧蒸気タービンのロータシャフト、24…中圧蒸気タービンのロータシャフト、25…フランジ,エルボ、26…前側軸受箱、27…ジャーナル部。28…主蒸気入口、29…再熱蒸気入口、30…高圧蒸気排気口、31…気筒連絡管、33…高中圧蒸気タービンのロータシャフト、38…ノズルボックス(高圧第1段)、39…推力軸受摩耗遮断装置、40…暖機蒸気入口、41…動翼、42…静翼、43…軸受、44…ロータシャフト。

Claims (19)

  1. 質量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.5％以下、Ｍｎ0.05〜0.50％、Ｎｉ0.5〜1.5％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.05〜0.35％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  2. 質量で、Ｃ0.23〜0.32％、Ｓｉ0.01〜0.05％、Ｍｎ0.15〜0.35％、Ｎｉ0.7〜1.2％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.10〜0.30％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  3. 請求項１又は２において、前記Ｎｉが0.65〜0.95％及び（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.5〜7.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  4. 請求項１又は２において、前記Ｎｉが0.95〜1.35％及び（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が４〜８であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  5. 請求項１又は２において、前記Ｎｉが1.35〜1.5％及び（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が5.5〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  6. 請求項１〜５のいずれかにおいて、（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜14.0であることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  7. 請求項６において、前記Ｎｉが0.65〜0.95％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.0〜9.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  8. 請求項６において、前記Ｎｉが0.95〜1.35％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が3.5〜8.5であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  9. 請求項６において、前記Ｎｉが1.35〜1.5％及び（Ｃｒ／Ｍｎ）の比が5.0〜8.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  10. 請求項１〜９のいずれかにおいて、前記Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼は、538℃、10万時間平滑クリープ破断強度が150ＭＰａ以上であることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  11. 請求項１〜１０のいずれかにおいて、前記Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼は、同一温度と同一応力のクリープ試験における（切欠試料の破断時間／平滑試料の破断時間）の比が2倍以上であることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
  12. ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、前記水蒸気を前記動翼の初段に流入させ前記動翼の最終段から流出させる蒸気タービンにおいて、前記ロータシャフトは、請求項１〜１１のいずれかに記載のロータシャフトからなることを特徴とする蒸気タービン。
  13. 請求項１２において、前記流入させる前記水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービン、該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービン及び、前記流入させる前記水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンとを一体にした高中圧一体型タービンのいずれかよりなることを特徴とする蒸気タービン。
  14. 動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと、該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンと、１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと、発電機とを有するタンデムコンパウンド型蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンの少なくとも一方が請求項１２に記載の蒸気タービンよりなることを特徴とする蒸気タービン発電プラント。
  15. 動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと、該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンと発電機とをタンデムに配置し、１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと発電機とをタンデムに配置し、前記中圧蒸気タービンから出た水蒸気を前記低圧蒸気タービンに供給するクロスコンパンド型蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービンの少なくとも一方が請求項１２に記載の蒸気タービンよりなることを特徴とする蒸気タービン発電プラント。
  16. 動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンとを一体にした高中圧一体型タービンと、前記中圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を動翼の初段に流入させる１台又はタンデムに結合した２台の低圧蒸気タービンと、発電機とを有するタンデムコンパウンド型蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高中圧蒸気タービンが請求項１２に記載の蒸気タービンよりなることを特徴とする蒸気タービン発電プラント。
  17. ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、前記動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンにおいて、前記ロータシャフトは、質量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.5％以下、Ｍｎ0.05〜0.50％、Ｎｉ0.5〜1.5％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.05〜0.35％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする高圧蒸気タービン。
  18. 動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンにおいて、該中圧蒸気タービンは、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングとを有し、前記ロータシャフトは、質量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.5％以下、Ｍｎ0.05〜0.50％、Ｎｉ0.5〜1.5％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.05〜0.35％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする中圧蒸気タービン。
  19. 動翼の初段に流入する水蒸気の温度が538℃以上である高圧蒸気タービンと該高圧蒸気タービンより出た前記水蒸気を加熱して動翼の初段に流入させる中圧蒸気タービンとを一体にした高中圧一体型蒸気タービンにおいて、該高中圧一体型蒸気タービンは、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングとを有し、前記ロータシャフトは、質量で、Ｃ0.15〜0.40％、Ｓｉ0.5％以下、Ｍｎ0.05〜0.50％、Ｎｉ0.5〜1.5％、Ｃｒ0.8〜1.5％、Ｍｏ0.8〜1.8％、及びＶ0.05〜0.35％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなり、（Ｎｉ／Ｍｎ）の比が3.0〜10.0であるＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする高中圧一体型蒸気タービン。
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