JPH02149649A

JPH02149649A - Ｃｒ合金鋼

Info

Publication number: JPH02149649A
Application number: JP30066388A
Authority: JP
Inventors: Kiyoshi Imai; 潔今井; Masayuki Yamada; 政之山田
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1988-11-30
Filing date: 1988-11-30
Publication date: 1990-06-08

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔発明の目的〕（産業上の利用分野）この発明は、蒸気タービン装置の羽根、ケーシング締付
用ボルト等に使用されるＣｒ合金鋼に関する。

（従来の技術）現在の蒸気タービンを駆動するのに使用されている蒸気
の最高温度は５６６℃、圧力は最大で２４６ｋｇｆ　／
ｃｄであるが、熱効率の改善を図るため、使用する蒸気
の温度・圧力を引上げることが期待されている。このよ
うな蒸気条件はタービンを構成する部品の材料の高温強
度に依存するものであり。

したがって蒸気条件の向上を実現するためにより高い高
温強度を有する材料の開発がすすめられている。そのよ
うな開発は、ロータやケーシングといった主要大型部品
については言うまでもなく。

羽根やボルト等についても重要である。

（発明が解決しようとする課題）蒸気タービンの羽根には高速回転による遠心力が常に作
用しており、高温強度が不足していると羽根はクリープ
変形してロータから浮き上がって。

その先端が静止部と接触するという事態に至ることがあ
る。また、゛ケーシングを密閉するのに使用されている
ボルトには、当初弾性力に基づく一定の締付圧力が付与
されているが、ケーシングに作用する蒸気圧力が常にボ
ルトに作用しているため、ボルトはクリープ変形しその
締圧力は徐々に低下してケーシングの密閉を保てなくな
り、蒸気漏れを生じたり、クリープ変形が蓄積された場
合にはボルト自身が破断に至ることがある。

一方、これら蒸気タービン羽根・ボルトの使用温度域は
３５０〜５５０℃であるが、　このような温度で金属材
料を長時間使用すると、脆化現象を生じ。

靭性が低下する場合がある。これは、高温に長時間加熱
されることにより金属組織が変化するのが原因であるが
、高速で回転する羽根や、高引張応力Ｆにおかれるボル
トがその使用中に脆化することは、衝撃に対する抵抗力
が弱化することになり好ましくない。

このように、蒸気タービンの高温部に用いられる羽根や
ボルトの材料にはクリープ特性に優れ。

かつ、高温での経年脆化を生じない材料が要求され、従
来から１２％Ｃｒ系の耐熱鋼が使用されている。

従来の１２％Ｃｒ系耐熱鋼は他の同等の高温強度を有す
る耐熱鋼よりも一般に安価であり１羽根材として不可欠
な振動減衰も優れている。しかしながら、長時間の使用
により経年脆化現象が認められ、また蒸気タービンの蒸
気条件向上に対応するためには、高温強度が不足してい
るのが現状である。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので
あり、具体的には、経年脆化を起さず、かつクリープ強
度を向上させたＣｒ合金鋼を提供することにある。

〔発明の構成〕

（課題を解決するための手段および作用）本発明は、重
量比でｃ　：　ｏ、ｏｓ〜０．２５％、ｓｉ：０．２％
以下、Ｍｎ　：　１．０％以下、Ｎｉ　：　０．３〜２
．０％、Ｃｒ８．０〜１３．０％、Ｍｏ　：　０．５〜
２．０％、　Ｖ　：　０．１〜０．３％、Ｎｂ　：　０
．０３〜０．３０％、　　Ｎ　：　０．０１〜０．２０
％、Ｖ：０．７〜２．０％、Ｂ　：　０．０１％以下、
残部Ｆｅおよび付随的不純物からなるＣｒ合金鋼である
。

かかる本発明の合金鋼は、従来より使用されている１２
％Ｃｒ耐熱鋼である１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｗ鋼（
Ｃｒｕｃｉｂｌｅ　４２２）の化学成分を系統的に検討
し、クリープ強度を向上させつつ、併せて経年脆化量を
低減するよう各合金元素の及ぼす影響について詳細な調
査・試験を実施した結果得られた。

その結果をまとめると次の通りである。

■　Ｃ（炭素）炭素は、焼入時におけるオーステナイト相を安定にし、
さらに炭化物を生成してクリープ破断強度を高めるが、
　そのためには０．０５％以上は必要である。しかし、
０．２５％を越えると炭化物が過剰となり、却ってクリ
ープ破断強さを低下させる。

よって炭素の量は０．０５から０．２５％とするが、好
ましくは０．０８から０．１５％である。

■　Ｓｉ　（シリコン）シリコンは溶解時の脱酸剤として添加されるが、これを
多量に添加すると、その一部が酸化物として鋼中に残留
し靭性に悪影響を及ぼすのみならず、δフェライト相や
Ｌａｖａｓ相を生成するよう作用し、経年脆化をもたら
す。したがって、Ｓｉの添加量は０．２０％以下とする
。好ましくは０．１０％以下である。

■　Ｍｎ　（マンガン）マンガンはシリコンと同様に溶解時の脱酸・脱硫剤とし
て添加する元素であるが、多量に添加するとクリープ破
断強さが低下するので１．０％までとする。好ましくは
０．３から０．８％であ−る。

に）Ｎｉ　にニッケル）ニッケルはオーステナイト生成元素であり、焼入時のオ
ーステナイト相を安定にしδフェライト相の生成を防止
するのに有効であるが、そのためには０．３％を越える
添加が必要である。しかし、２．０％を越えて添加する
と、　クリープ破断強さが極端に低下し、またＡｃＬ変
態温度が下がり好ましくはないので、添加量は０．３％
を越え２．０％とする。好ましくは０．５から１．５％
である。

■　Ｃｒ　（クロム）クロムは、高温環境下での酸化を防止するとともに、ク
リープ破断強さの向上を図るのに必要な元素である。こ
の目的のためには８．０％以上の添加が必要であるが、
１３．０％を越えるとδフェライト相を生成するので、
８．０％から１３．０％の範囲とするが、好ましくは９
．５から１２．０％である。

■　Ｎｏ　（モリブデン）モリブデンはクリープ破断強さの向上を図り、また焼戻
し脆化を防止するのに有効な元素であるが、そのために
は０．５％以上の添加が必要である。

しかし、２．０％を越えると、δフェライト相を生成し
、クリープ破断強さや靭性の低下をきたすので、０．５
から２．０％とするが、　好ましくは０．７から１．５
％である。

■　Ｖ（バナジウム）バナジウムはクリープ破断強さを向上させるのに有効な
元素である。この目的を達成するには、０．１％以上の
添加が必要であるが、０．３％を越えるとδフェライト
を生成し易くなるので、０．１から０．３％とするが、
　好ましくは０．１５から０．２７％である。

（８）Ｎｂにニオブ）ニオブは結晶粒を微細化して延性、靭性を増す作用があ
る。さらに、これは炭化物、炭窒化物を形成し基地中に
微細に分散析出してクリープ特性を著しく改善する。こ
れらの効果を得るためには、少くとも０．０３％以上と
なるように添加することが必要であるが、０．３％以上
になるとδフェライトを生成し、また炭化物が粗大に昇
出して好ましくない。　したがって添加量は０．０３％
から０．３％とするが、　好ましくは０．１０から０．
２７％である。

■　Ｎ（窒素）窒素はフェライト相の生成を抑制するのに有効であり、
またニオブおよびタンタルの炭窒化物を形成するのに必
要な元素である。この目的のためには０．０１％以上の
添加が必要であるが、０．２％を越えると延・靭性が低
下するので０．０１から０．２％とする。好ましくは０
．０３から０．０８％である。

（ｔＯ）Ｗ（タングステン）タングステンはモリブデンと同様にクリープ破断強さを
向上する作用がある。このためには０．７％を越える添
加が必要であるが、２．０％を越えるとδフェライトを
生成するに至る。したがって、添加量は０．７を越え２
．０％とするが、好ましくは１．０から１．５％である
。

（１１）Ｂ（ボロン）ボロンは焼入性を向上させるとともに、クリープ破断強
さを向上させるのに有効な元素であるが、０．０１％を
越えて添加すると製造時に鉛造割れが生じ易くなるので
、０．０１％以下とする。好ましくはｏ、ｏｏｓ〜０．
０１％である。

ここで、本発明に係るＣｒ合金鋼の組成結果に至るまで
の過程を簡単に述べる。

まず、限定された組成範囲となるように配合された原料
は、適当な炉、たとえば電気炉を用いて大気中あるいは
真空中で溶解される。溶解後、溶湯は適当な大きさおよ
び形状を有するインゴットに造塊される。なお、このイ
ンゴットを再びアーク溶解あるいはエレクトロスラグ溶
解すると、成分の均質化や不純物を低減する上で有効で
ある。

次に造塊されたインゴットは重油炉、電気炉あるいはガ
ス炉等の加熱炉において約１１５０℃から１２００℃の
範囲の温度に加熱された後、通常の手法、たとえばプレ
ス鍛造、ハンマ鍛造のような方法により鍛造される。

こうして鍛造されたＣｒ合金鋼は、加熱炉において１０
５０℃から１１５０℃の範囲の温度に加熱され、この温
度で全体が均一にオーステナイト化するまで保持された
後、油中投入、水中投入あるいは微風冷却などの方法で
急冷して焼入れされる。

しかる後、この合金鋼は、加熱炉において６００℃から
７００℃の範囲の温度に加熱保持して焼戻しされ、その
組織は焼戻しマルテンサイトとなる。

なお、焼戻しに際しては、焼入時の残留オーステナイト
相を分解することを目的に、上記のように６００から７
００℃における焼戻しを行う前に、　まずそれより低い
５００から６００℃の範囲の温度に加熱保持し、冷却し
た後、引続き６００℃から７００℃において焼戻しする
こともある。

こうして得られた合金鋼は、たとえばタービン部品等の
所望の形状に切削加工して成形されろ。

なお、羽根の場合には鍛練したビレットを適当な大きさ
に切断後、１１００℃から１２００℃程度の温度に加熱
し、型鍛造して羽根形状に成形してから焼入れ、焼戻し
を行ない、次いで最終寸法に機械加工することもある。

（実施例）本発明は以下に述べる実施例および比較例についての試
験結果から一層明瞭に理解される。

表１の実施例１〜６及び比較例１・２に示す合金組成と
なるよう原料を配合して高周波真空溶解炉で溶解後、金
型に鋳込んでインゴットを得た。

このインゴットの表面を機械加工で削り落した後、重油
炉に装入し、　１２００℃に加熱してハンマ鍛造を行な
い、直径３０ｍｍの丸棒に鍛伸した。なお、比較例１・
２の組成はそれぞれ従来より使用されている１２Ｃｒ系
耐熱鋼であるＭａｌ−Ｔｒｏｌ　　Ｈ−４６およびＣｒ
ｕｃｉｂｌｅ　４２２に相当し、比較例３は、本発明に
かかる合金鋼と同様の組成であるが、ＳＬのみが従来材
と同等の高レベルとなっている。

こうして得られた丸棒を後述する各試験の試験片が採取
できる長さに切断し、その夫々を電気炉において１１０
０℃に２時間加熱保持し、　しかる後室温の油に投入し
て焼入れし、引続いて電気炉にて５９０℃に３時間加熱
して焼戻し、さらに６５０℃で３時間焼戻しだ、この熱
処理を終えた各素材を２群に分け、その一方はそのまま
機械加工して試験片を作成し、引張試験、クリープ破断
試験およびシャルピー衝撃試験を行なった。他方は、熱
処理後、６００℃の電気炉にて１０，０００時間加熱し
た後機械加工して試験片を作成し、シャルピー衝撃試験
を実施した。これらの試験結果を表２に示す。

以下余白引張試験は室温で行ない、表２には破断後の伸び・絞り
も合せて示しである。また、クリープ破断試験は温度お
よび荷重を変えて二通りの条件で行ない、表中にそれぞ
れの条件で破断に至るのに要した時間を示した。さらに
シャルピー衝撃試験は室温から２００℃までの範囲で複
数の温度で実施し、破面遷移温度を求めた。

表２に示した試験結果から、本発明に係る合金鋼である
実施例１〜６および比較例３は６００’Ｃ，６５０℃の
いずれの温度においても比較例１・２に較べ格段に優れ
たクリープ破断特性を示すことが明らかである。しかも
、常温における引張試験では実施例１〜６は比較例１・
２と同程度の引張強さを示し、破断後の伸び・絞りにつ
いては実施例１〜６の方が優れていることがわかる。さ
らに、６００℃にて１０，０００時間加熱した後の破面
遷移温度の変化を見ると、比較例１〜３はいずれも６０
℃以上の上昇がみられるのに対し、実施例１〜３はＳｉ
量が０．０３〜０．０５であるため破面遷移温度の上昇
は１２〜１５℃にとどまっており、Ｓｉ量が０．１８と
本発明鋼のなかでは比較的多い実施例６においても破面
遷移温度の上昇は４０℃程度と、経年脆化が低くおさえ
られている。

〔発明の効果〕

以上実施例・比較例の結果から、本発明にかかる合金鋼
は、延性を損うことなくクリープ特性の向上を実現する
と共に、経年脆化現象を大幅に軽減することができた。

これを蒸気タービン羽根・ボルトに採用することにより
、蒸気条件の向上と共に安、定速用に大いに寄与するこ
とができる。

代理人　弁理士　　則　近　憲　苗量　　　　　第子丸　　　健

Claims

【特許請求の範囲】

重量比でＣ０．０５〜０．２５％、Ｓｉ０．２％以下、
Ｍｎ１．０％以下、Ｎｉ０．３〜２．０％、Ｃｒ８．０
〜１３．０％、Ｍｏ０．５〜２．０％、Ｖ０．１〜０．
３％、Ｎｂ０．０３〜０．３％、Ｎ０．０１〜０．２０
％、Ｗ０．７〜２．０％、Ｂ０．０１％以下、残部がＦ
ｅおよび付随的不純物からなるＣｒ合金鋼。