JP6012454B2

JP6012454B2 - 鍛造部材並びにこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ及び蒸気タービンボルト

Info

Publication number: JP6012454B2
Application number: JP2012279053A
Authority: JP
Inventors: 今野　晋也; 晋也今野; 宏紀鴨志田
Original assignee: Mitsubishi Hitachi Power Systems Ltd
Current assignee: Mitsubishi Power Ltd
Priority date: 2012-12-21
Filing date: 2012-12-21
Publication date: 2016-10-25
Anticipated expiration: 2032-12-21
Also published as: JP2014122385A

Description

本発明は、鍛造部材及びこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ、蒸気タービンボルト等、ガスタービンや蒸気タービンプラント等に用いる高温部品に関する。

蒸気タービンプラントの高温部材は、これまで、鉄鋼材料が用いられてきたが、蒸気温度を向上させることで発電効率を高めることを目的に、高温強度に優れたＮｉ基合金を適用する検討が進められている。

Ｎｉ基合金は、高温強度に優れているものの、大型部材の製造性が鉄鋼材料と比べて劣ることが問題であり、大型部材の製造性に優れたＮｉ基合金の開発が進められている。大型鋳塊を製造する際に問題となる重力偏析（マクロ偏析）に伴う欠陥の発生は、浮上型偏析加速元素（Ａｌ，Ｔｉ，Ｗ）と沈降型偏析加速元素（Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ）とをバランス良く添加すれば抑制できることが明らかとなっており、この知見に基づく合金設計がなされている。

偏析特性に優れた合金としては、特許文献１が挙げられる。特許文献１においては、浮上型偏析加速元素（Ａｌ，Ｔｉ）及び沈降型偏析加速元素（Ｍｏ）の添加量がバランスされており、重力偏析が発生せず、Ｎｉ基合金としては、大型の鋳塊（８５０ｍｍ以上）の製造が可能である。

国際公開第２００９／０２８６７１号

特許文献１に記載の合金には、高温強度を高める目的でＭｏが多く添加されている。しかしながら、Ｍｏは凝固の際に液相に濃化するため、凝固が開始するデンドライト中心部とデンドライト境界部とでは、その濃度が異なり、デンドライト境界部の方が、その濃度は高くなる。Ｍｏは拡散速度が遅いため、その後、鋳塊を鍛造してもＭｏの濃度のばらつきは残留する。

また、特許文献１に記載の合金の場合、Ｃを多く添加することができるが、Ｃも凝固の際に液相に濃化するため、凝固が開始するデンドライト中心部とデンドライト境界部とでは、その濃度が異なり、デンドライト境界部の方が、その濃度は高くなる。Ｃは、Ｍｏと比べると拡散速度は速いが、Ｍｏと結合し、炭化物を形成すると安定となる。Ｃ量がデンドライト境界部でデンドライト中心部よりも濃度が高くなることから、デンドライト中心部よりもデンドライト境界部の方が、炭化物の析出量が多くなる。

このように、特許文献１の技術を用いた場合、マクロ偏析は発生しにくいものの、大型鋼塊を作製した際にはＭｏ濃度と炭化物との析出量にばらつきが生じる。デンドライト境界部であった部分ではＭｏ濃度が高いため、デンドライト中心部であった部分と比べて拡散が遅い。また、炭化物の析出量が多いため、鍛造後、再結晶し、結晶粒が成長する際の成長速度が、デンドライト中心部であった部分に比べて遅くなる。

これにより、デンドライト中心部であった部分では、結晶粒が大きくなり、混粒組織が形成される。結晶粒が微細な部分では、クリープ強度が弱くなり、クリープ強度が粗粒な部分では疲労強度が弱くなるため、均質な組織と比較して混粒組織では、クリープ強度も疲労強度も低下する。また、Ｍｏの濃度が不均質になることにより固溶強化が不均質となり、均質な場合と比較して弱い部分が生じるため、均質な場合と比べて引張強度、疲労強度などが低下する。

本発明の目的は、結晶粒組織が均質で、かつ、高温強度が高い大型鍛造部材を得ることにある。

本発明の鍛造部材は、０．００５〜０．０３０質量％のＣ、０．１０質量％以下のＳｉ、０．１０質量％以下のＭｎ、１５〜２１質量％のＣｒ、２５質量％以下のＣｏ、及び１．０〜１．５質量％のＡｌを含み、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量でＭｏ及びＷを５．０〜１７質量％含み、所定量のＴｉ、Ｔａ及びＮｂを含み、残部はＮｉ及び不可避的不純物からなる。

本発明によれば、結晶粒及び固溶強化量が均一であり、高温強度に優れた大型鍛造品を提供することができる。

比較例であるＣ１で作製した大型鍛造材の組織を示す拡大断面図である。大型鍛造材における固溶強化元素の分布を示すグラフである。実施例の大型鍛造材のＣ量と結晶粒度比との関係を示すグラフである。実施例の大型鍛造材のＷ／Ｍｏ比と結晶粒度比との関係を示すグラフである。大型鍛造模擬材のクリープ試験結果を示すグラフである。

次に示す成分範囲とすることにより、上記の混粒組織及び固溶強化のばらつきを抑制でき、大型の鍛造品でも優れた機械特性が得られる。

特許文献１においては、Ｃの成分範囲を０．１質量％以下としているが、混粒組織及び固溶強化のばらつきを抑制するためには、０．００５〜０．０３０質量％とすることが望ましい。最も好ましい範囲は、０．００５〜０．０２５質量％である。

Ｃｒ量は、耐食性を保つため、１５質量％以上添加することが望ましい。しかしながら、添加しすぎると、有害相が析出し、強度特性が悪化することから、２１質量％以下とすることが好ましい。すなわち、好ましい範囲は、１５質量％〜２１質量％である。さらに、最も好ましい範囲は、１９質量％〜２１質量％である。

Ｃｏは、固溶強化元素であり、添加することが好ましい。しかしながら、過剰に添加すると、析出強化相であるγ’相を不安定にするため、２５質量％以下（０質量％は含まない。）とすることが望ましい。

Ｍｏ及びＷは、固溶強化元素であり、添加することで高温強度が向上する。しかしながら、添加しすぎると、有害相が析出し、材料を脆化させる。好ましい範囲は、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量でＭｏ及びＷを５．０〜１７質量％である。

また、Ｗは、Ｍｏとは逆の偏析特性を示し、デンドライト中心部で濃度が高くなり、デンドライト境界部で濃度が低くなる。このため、ＷとＭｏとをバランス良く添加すると、Ｗの濃度が低い部分では、Ｍｏの濃度が高くなり、Ｍｏの濃度が低い部分では、Ｗの濃度が高くなる。この結果、固溶強化及び拡散速度が一様になり、混粒組織が抑制できるとともに、固溶強化のばらつきによる強度の低下も抑制できる。このためには、ＷとＭｏとの含有量の比であるＷ／Ｍｏを０．５〜１．５とすることが有効である。

Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａは、γ’相を安定化する元素であるが、添加しすぎると、γ’相が過剰に析出し、延性が低下する。よって、Ａｌの好ましい添加範囲は、１．０〜１．５質量％であり、Ｔｉの好ましい添加範囲は、１．０〜２．０質量％であり、Ｔａの好ましい添加範囲は、０．１〜０．６質量％であり、Ｎｂの好ましい添加範囲は、０．１〜０．６質量％である。ＴｉとＴａとＮｂとの総和である「Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｎｂ」の最も好ましい範囲は、１．４５〜２質量％である。Ｓｉ及びＭｎは、材料を脆化させる元素であり、それぞれ、０．１質量％以下とすることが望ましい。

以下、実施例及び比較例を用いて説明する。

表１は、供試材の化学成分をまとめて示したものである。

このうち、比較例であるＣ１及び実施例であるＬＣＷ３について、高周波真空溶解及びエレクトロスラグ再溶解により７５０ｍｍ径の鋳塊を作製し、熱間鍛造により３００ｍｍφの鍛造素材（約３トン）を作製した。鍛造素材を１１５０℃で２時間溶体化した後、断面中央部において組織観察を行った。

図１は、Ｃ１の組織を示したものである。

本図から、Ｃ１においては細粒部と粗粒部とからなる帯状組織が形成されていることがわかる。

これに対して、ＬＣＷ３においては、図示していないが、明瞭な帯状組織は観察されなかった。

図２は、断面組織におけるエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ線分析）の結果を示したものである。横軸は、粗粒部（中央）から細粒部（中央）までの位置を規格化した値を示している。縦軸は、Ｍｏ＋０．５Ｗの値、すなわち、質量基準によるＭｏの含有量とＷの含有量の０．５倍とを足した値を示している。

本図に示すように、比較例（従来例）であるＣ１の場合、Ｍｏ＋０．５Ｗの値が位置によって大きく変動している。言い換えると、粗粒部においては細粒部に比べてＭｏ＋０．５Ｗの値が小さくなっている。これに対して、実施例であるＬＣＷ３の場合は、Ｍｏ＋０．５Ｗの値が位置によらず、ほぼ一定である。

この結果から、本発明によれば、組織の均質化及び固溶強化量の均質化が達成できることがわかる。

次に、横方向一方向凝固炉を用いて、大型鋼塊を模擬した試験材を作製した。模擬材の偏析指数は約１０〜１の範囲である。ここで、偏析指数１０は１トンクラスの鍛造材を、偏析指数１は１０トンクラスの鍛造材を模擬している。偏析指数が約１の試験材を熱間鍛造し、その後、組織観察を実施した。

図３は、実施例の大型鍛造材のＣ量と結晶粒度比との関係を示すグラフである。横軸は、質量基準による炭素の含有量（Ｃ量）を示している。縦軸は、粗粒部における粒径と細粒部における粒径との比である結晶粒径比を示している。図中の各データ（黒丸）に対応するように実施例及び比較例の試番が記載してある。

本図から、Ｃ量が小さいほど結晶粒径比が小さくなっていることがわかる。

Ｃ量が多いと著しく混粒となり、結晶粒径比が大きくなる。これに対して、Ｃ量が０．０３０質量％以下の場合、鍛造材全体が均質な組織となり、結晶粒径比は１に近くなる。

結晶粒径比が小さいことは、明瞭な帯状組織が観察されない状態に対応している。したがって、Ｃ量は、０．０３０質量％以下であることが望ましく、０．０２５質量％以下であることが更に望ましい。

図４は、Ｗ／Ｍｏと結晶粒径比との関係を示したものである。横軸は、Ｗ／Ｍｏの値、すなわち、質量基準によるＷの含有量とＭｏの含有量との比を示している。縦軸は、結晶粒径比を示している。図中の各データ（黒丸）に対応するように実施例及び比較例の試番が記載してある。

本図から、Ｗ／Ｍｏが１の場合に結晶粒径比が最も小さくなっていることがわかる。また、Ｗ／Ｍｏが０．５〜１．５の範囲にある場合、結晶粒径比が３以下となり、比較的均質な組織になることがわかる。

図５は、大型鋼塊模擬材のクリープ試験結果を示したものである。横軸は、偏析指数を示している。縦軸は、クリープ破断時間を示している。ここで、偏析指数は、（冷却速度）と（凝固速度）^１．１との積であり、鍛造材の大きさに対応する指数であって、鍛造材の径が小さくなるほど大きくなる。

本図に示すように、比較例（従来例）であるＣ３の場合、偏析指数が小さくなる（鍛造材の径が大きくなる）に従って、クリープ破断時間が短くなる。すなわち、クリープ強度が低下する。これに対して、実施例であるＬＣ１及びＷＬＣ３の場合は、偏析指数が小さくなっても、クリープ破断時間が短くなることがなく、クリープ強度の低下が軽微である。

以上の結果から、本発明によれば、結晶粒組織が均質で、かつ、高温強度が高い大型鍛造部材を得ることができる。

Claims

０．００５〜０．０３０質量％のＣ、０．１０質量％以下のＳｉ、０．１０質量％以下のＭｎ、１５〜２１質量％のＣｒ、２５質量％以下のＣｏ、及び１．０〜１．５質量％のＡｌを含み、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量でＭｏ及びＷを５．０〜１７質量％含み、Ｔｉ、Ｔａ及びＮｂの合計含有量が１．４５〜２．０質量％であり、残部はＮｉ及び不可避的不純物からなり、ＷとＭｏとの含有量の比であるＷ／Ｍｏは、質量基準で０．５〜１．５であることを特徴とする鍛造部材。
１．０〜２．０質量％のＴｉ、０．１〜０．６質量％のＴａ、及び０．１〜０．６質量％のＮｂを含むことを特徴とする請求項１記載の鍛造部材。
請求項１又は２に記載の鍛造部材を用いたことを特徴とする蒸気タービンロータ。
請求項１又は２に記載の鍛造部材を用いたことを特徴とする蒸気タービン動翼。
請求項１又は２に記載の鍛造部材を用いたことを特徴とするボイラ配管。
請求項１又は２に記載の鍛造部材を用いたことを特徴とするボイラチューブ。
請求項１又は２に記載の鍛造部材を用いたことを特徴とする蒸気タービンボルト。