JPH03153848A - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
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- JPH03153848A JPH03153848A JP29240689A JP29240689A JPH03153848A JP H03153848 A JPH03153848 A JP H03153848A JP 29240689 A JP29240689 A JP 29240689A JP 29240689 A JP29240689 A JP 29240689A JP H03153848 A JPH03153848 A JP H03153848A
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Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
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。
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)
本発明は、高温で優れたクリープ強さを有するとともに
、低温においても優れたしん性1強度を有する耐熱鋼に
係り、特に蒸気タービンロータに適した耐熱鋼に関する
。
、低温においても優れたしん性1強度を有する耐熱鋼に
係り、特に蒸気タービンロータに適した耐熱鋼に関する
。
(従来の技術)
ガスタービンと蒸気タービンを組み合わせて熱効率の向
上を図ったコンバインドサイクル発電用の蒸気タービン
ロータや、自家発電用および高速タービン用ロータは、
小型化および機構の簡略化という検知から、高圧部から
低圧部までを同一の材質で一体構造として使用しており
、このような高低圧一体型ロータの材質には、従来、表
1に示す(A)の組成より成る合金を主として用いてい
る。
上を図ったコンバインドサイクル発電用の蒸気タービン
ロータや、自家発電用および高速タービン用ロータは、
小型化および機構の簡略化という検知から、高圧部から
低圧部までを同一の材質で一体構造として使用しており
、このような高低圧一体型ロータの材質には、従来、表
1に示す(A)の組成より成る合金を主として用いてい
る。
(以下余白)
ところで1以上のような蒸気タービンの最高蒸気温度は
500℃程度であったが、近年、熱効率向上の観点から
使用蒸気温度が500℃以上で、かつ発電容量の大きい
タービンが望まれている。そのため、使用蒸気温度の上
昇とロータ径が増大することから、コンバインドサイク
ル発電、自家発電。
500℃程度であったが、近年、熱効率向上の観点から
使用蒸気温度が500℃以上で、かつ発電容量の大きい
タービンが望まれている。そのため、使用蒸気温度の上
昇とロータ径が増大することから、コンバインドサイク
ル発電、自家発電。
高速タービン用高低圧一体型ロータにおいては、高圧部
では優れたクリープ強度が要求され、さらに低圧部にお
いては、タービンの大容量化に伴い。
では優れたクリープ強度が要求され、さらに低圧部にお
いては、タービンの大容量化に伴い。
翼長が増大し、ロータにかかる負荷、特に、タービンの
起動時にロータにかかる負荷が増すために強度とじん性
が必要とされる。しかし、これらの要求に対し、従来よ
り使用されているロータ材(A)をそのまま適用するこ
とは、低圧部での強度およびじん性が不足するため、不
可能である。
起動時にロータにかかる負荷が増すために強度とじん性
が必要とされる。しかし、これらの要求に対し、従来よ
り使用されているロータ材(A)をそのまま適用するこ
とは、低圧部での強度およびじん性が不足するため、不
可能である。
なお、現在、事業用蒸気タービンロータの構成材料とし
て用いられている合金の組成を1表1(B)、(C)に
示すが、この組成の合金で高低圧−体型ロータを構成し
た場合には1次のような不都合がある。すなわち、合金
(B)で高低圧一体型ロータを構成した場合には、クリ
ープ強度は十分であるが、じん性に乏しく、ロータ中心
部の延性脆性遷移温度(FATT)が高い、このため、
脆性破壊に対して安全性を十分に保障し得ない欠点があ
る。一方、合金(C)で構成した場合には、ロータ中心
部のFATTが室温以下と低いことから、ロータの脆性
破壊に対する安全性を十分に確保しうる。しかし、その
反面、蒸気温度の高い高圧部ではクリープ強度が不足す
るという不都合が生ずる。
て用いられている合金の組成を1表1(B)、(C)に
示すが、この組成の合金で高低圧−体型ロータを構成し
た場合には1次のような不都合がある。すなわち、合金
(B)で高低圧一体型ロータを構成した場合には、クリ
ープ強度は十分であるが、じん性に乏しく、ロータ中心
部の延性脆性遷移温度(FATT)が高い、このため、
脆性破壊に対して安全性を十分に保障し得ない欠点があ
る。一方、合金(C)で構成した場合には、ロータ中心
部のFATTが室温以下と低いことから、ロータの脆性
破壊に対する安全性を十分に確保しうる。しかし、その
反面、蒸気温度の高い高圧部ではクリープ強度が不足す
るという不都合が生ずる。
すなわち、上記合金A、B、Cのいずれを用いても、構
成された高低圧一体型タービン用ロータには、一長一短
があり、大型化に対して供し難い不都合さがある。
成された高低圧一体型タービン用ロータには、一長一短
があり、大型化に対して供し難い不都合さがある。
(発明が解決しようとする課題)
本発明は、上記の点に鑑みてなされたもので。
高温で優れたクリープ強さを有するとともに、低温での
強度およびじん性が優れた耐熱鋼を提供することを目的
とするものである。
強度およびじん性が優れた耐熱鋼を提供することを目的
とするものである。
(課題を解決するための手段)
本発明に係る耐熱鋼は、重量比で、c0.os、〜0.
30%、SL0.2%以下、 Mn 1.0%以下、
Ni1.5〜4.0%、Cr 9〜13%、 M 0
.05〜2.0%、V0.1〜0.5%、 N 0.0
1〜0.10%、W 0.1〜2.0%。
30%、SL0.2%以下、 Mn 1.0%以下、
Ni1.5〜4.0%、Cr 9〜13%、 M 0
.05〜2.0%、V0.1〜0.5%、 N 0.0
1〜0.10%、W 0.1〜2.0%。
Nb、Taの単独あるいは合計が0.01〜0.50%
、残部Feおよび付随的不純物より成り、この金属組織
中には実質的にフェライト相を生じないようにした合金
である。
、残部Feおよび付随的不純物より成り、この金属組織
中には実質的にフェライト相を生じないようにした合金
である。
(作用)
この発明に係る耐熱鋼は、前述した各合金元素を特定の
組成範囲とすることにより、高温で優れたクリープ強度
と低温で優れた強度およびじん性を発揮する。その大き
な理由としては、合金の素地中にNbあるいはTaの炭
窒化物が微細に分散析出し、高温でのクリープ変形抵抗
を維持するとともに、この微細に分散析出したNbある
いはTa炭窒化部が鍛造および熱処理時に合金の結晶粒
の粗大化を防止し、じん性の向上に寄与する。また、W
を添加し、その固溶強化機構により低温および高温での
強度を向上する。さらに、低温における強度、じん性を
増強するのに有効なNi を多量に含有すること、さら
に合金中への脱酸剤として添加するSLの量を減じ、代
わりに真空カーボン脱酸を行い1合金中のシリカ系酸化
物量を減らすことにより、低温におけるしん性が向上す
る。なお。
組成範囲とすることにより、高温で優れたクリープ強度
と低温で優れた強度およびじん性を発揮する。その大き
な理由としては、合金の素地中にNbあるいはTaの炭
窒化物が微細に分散析出し、高温でのクリープ変形抵抗
を維持するとともに、この微細に分散析出したNbある
いはTa炭窒化部が鍛造および熱処理時に合金の結晶粒
の粗大化を防止し、じん性の向上に寄与する。また、W
を添加し、その固溶強化機構により低温および高温での
強度を向上する。さらに、低温における強度、じん性を
増強するのに有効なNi を多量に含有すること、さら
に合金中への脱酸剤として添加するSLの量を減じ、代
わりに真空カーボン脱酸を行い1合金中のシリカ系酸化
物量を減らすことにより、低温におけるしん性が向上す
る。なお。
この発明に係る耐熱鋼は、以下に示す
クロム当量=−40XC%−30XN%−2XMn%−
4XNi%+Cr%+4XMo%+6XSi%+IIX
V%+2.5XTa%+5XNb%+1.5XW% の式で、クロム当量が11以下とすることが望ましい、
このことは、本発明に係る耐熱鋼、特に蒸気タービンロ
ータに適用する耐熱鋼の場合、その大型鋼塊でクロム当
量が11を越えると局部的な合金成分のばらつきからフ
ェライト相が生成し、クリープ強さやじん性の低下をき
たす恐れがあるためである。
4XNi%+Cr%+4XMo%+6XSi%+IIX
V%+2.5XTa%+5XNb%+1.5XW% の式で、クロム当量が11以下とすることが望ましい、
このことは、本発明に係る耐熱鋼、特に蒸気タービンロ
ータに適用する耐熱鋼の場合、その大型鋼塊でクロム当
量が11を越えると局部的な合金成分のばらつきからフ
ェライト相が生成し、クリープ強さやじん性の低下をき
たす恐れがあるためである。
この発明に係る耐熱鋼は、以下に述べるようにして製造
し得る。まず所定量の合金元素を配合し、溶解後、真空
カーボン脱酸を行い、鍛造する。その後、1100〜1
300℃に加熱後、さらに鍛造し、ロータ等の所定形状
化してから、1000〜1150℃で均一に加熱する。
し得る。まず所定量の合金元素を配合し、溶解後、真空
カーボン脱酸を行い、鍛造する。その後、1100〜1
300℃に加熱後、さらに鍛造し、ロータ等の所定形状
化してから、1000〜1150℃で均一に加熱する。
この加熱は、上記1000〜1150℃の温度で完全に
オーステナイト組織に変態するのに十分な時間を行う。
オーステナイト組織に変態するのに十分な時間を行う。
かくして合金組織を完全にオーステナイト組織に変態さ
せたのち、油中あるいは水噴霧などで約100℃まで急
冷する。 この急冷により合金はγ→α′変態により、
実質的に均一なマルテンサイト組織となる。しかる後、
このまま100℃付近に数十時間維持し均質化する。さ
らに、550〜700℃で数時間から数十時間維持して
焼戻しを行うと合金の組織は最終的に焼戻しマルテンサ
イト組織となり、高温で優れたクリープ強さと、低温で
の優れた強度およびじん性を有する耐熱鋼を得ることが
できる。
せたのち、油中あるいは水噴霧などで約100℃まで急
冷する。 この急冷により合金はγ→α′変態により、
実質的に均一なマルテンサイト組織となる。しかる後、
このまま100℃付近に数十時間維持し均質化する。さ
らに、550〜700℃で数時間から数十時間維持して
焼戻しを行うと合金の組織は最終的に焼戻しマルテンサ
イト組織となり、高温で優れたクリープ強さと、低温で
の優れた強度およびじん性を有する耐熱鋼を得ることが
できる。
ここで、本発明に係る耐熱鋼を構成する材料の合金組成
の限定理由について説明する。
の限定理由について説明する。
c : 0.os〜0.30%。Cは、高温で地鉄中に
固溶し、オーステナイト組織とし、急冷により γ→α
′変態を起こさせ低温および高温での強度を向上させる
とともに−Nbe Ta、Crなどの元素と炭化物を形
成し、高温のクリープ変形抵抗を向上させるのに必要な
元素であり、0.05%未満ではその効果が小さく、ま
た、0.30%を越えると低温でのじん性が低下する。
固溶し、オーステナイト組織とし、急冷により γ→α
′変態を起こさせ低温および高温での強度を向上させる
とともに−Nbe Ta、Crなどの元素と炭化物を形
成し、高温のクリープ変形抵抗を向上させるのに必要な
元素であり、0.05%未満ではその効果が小さく、ま
た、0.30%を越えると低温でのじん性が低下する。
Si:0.2%以下a Siは、溶解時の脱酸剤とし
て必要な元素であるが、多量の含有は低温でのしん性を
害するため、できるだけ少い方が望ましく0.2%以下
とする。
て必要な元素であるが、多量の含有は低温でのしん性を
害するため、できるだけ少い方が望ましく0.2%以下
とする。
Mn:1.0%以下。Mnは、Siと同様に溶解時の脱
酸および脱硫剤として添加されるが、多量に添加すると
じん性が低下するので1.0%以下とする。
酸および脱硫剤として添加されるが、多量に添加すると
じん性が低下するので1.0%以下とする。
Ni:1.5〜4.0%。Niは、フェライト相の生成
を防止し、焼入性を高めるのに必要で、さらに低温にお
ける強度とじん性をより向上させるためにも1.5%以
上が必要である。なお、4.0%を越えると高温強度の
低下が著しくなるためこの範囲とする。
を防止し、焼入性を高めるのに必要で、さらに低温にお
ける強度とじん性をより向上させるためにも1.5%以
上が必要である。なお、4.0%を越えると高温強度の
低下が著しくなるためこの範囲とする。
Cr:9〜13%。Crは、地鉄中に固溶し、合金の強
度を向上させるとともに、耐酸化、耐食性を付与させる
のに必要な元素で、少くとも9%は必要である。しかし
、多量の含有は好ましくないフェライト相を生成し、高
温強度およびじん性の低下をきたすことから13%まで
とする。
度を向上させるとともに、耐酸化、耐食性を付与させる
のに必要な元素で、少くとも9%は必要である。しかし
、多量の含有は好ましくないフェライト相を生成し、高
温強度およびじん性の低下をきたすことから13%まで
とする。
Mo:0.5〜2.0%0Moは、高温および低温での
強度を高め、さらに焼戻し脆性を防止するのに必要であ
り、0.5%未満では、その効果が少い、また、Moを
多量に添加すると、 フェライト相が生成し、高温強度
およびじん性を低下させることから2.0%までとする
。
強度を高め、さらに焼戻し脆性を防止するのに必要であ
り、0.5%未満では、その効果が少い、また、Moを
多量に添加すると、 フェライト相が生成し、高温強度
およびじん性を低下させることから2.0%までとする
。
V : 0.1〜0.5%、■は、高温強度を向上させ
るのに必要な元素で、0.1%未満ではその効果が少く
、またフェライト生成元素であり、多量の含有はフェラ
イト相を生成し、高温強度およびじん性を低下させるの
でこの範囲とする。
るのに必要な元素で、0.1%未満ではその効果が少く
、またフェライト生成元素であり、多量の含有はフェラ
イト相を生成し、高温強度およびじん性を低下させるの
でこの範囲とする。
N : 0.01〜0゜10%。Nは、オーステナイト
生成元素で、 フェライト相の生成を抑制し、特にNb
やTaと化合して窒化物を形成して高温のクリープ変形
抵抗を向上させるのに必要で、0,01%未満ではその
効果が十分でなく、また、0.10%を越えると巣やミ
クロポアの発生を増加させるのでこの範囲とする。
生成元素で、 フェライト相の生成を抑制し、特にNb
やTaと化合して窒化物を形成して高温のクリープ変形
抵抗を向上させるのに必要で、0,01%未満ではその
効果が十分でなく、また、0.10%を越えると巣やミ
クロポアの発生を増加させるのでこの範囲とする。
w : 0.t 〜、2.0%、WはMoと同様に、固
溶強化により、低温および高温での強度を向上させる元
素で、0.1%未満ではその効果が顕著でなく、また、
2.0%を越えるとじん性を低下させるのでこの範囲
とする。
溶強化により、低温および高温での強度を向上させる元
素で、0.1%未満ではその効果が顕著でなく、また、
2.0%を越えるとじん性を低下させるのでこの範囲
とする。
Nb、Ta:単独あるいは合計が0.01〜0.50%
。
。
N b 、 T aは合金中のCおよびNと化合してN
b炭窒化物やTa炭窒化物を生成し、合金の素地中へ微
細に析出9分散して高温のクリープ強さを向上させると
ともに、鍛造および熱処理時の結晶粒の粗大化を防止し
、低温でのしん性を向上させるのに必要な元素で、少く
とも0.01%は必要とする。しかし、NbやTaはフ
ェライト生成元素であり、多量の添加は高温強度や、じ
ん性の低下をきたすため0.50%までとする。
b炭窒化物やTa炭窒化物を生成し、合金の素地中へ微
細に析出9分散して高温のクリープ強さを向上させると
ともに、鍛造および熱処理時の結晶粒の粗大化を防止し
、低温でのしん性を向上させるのに必要な元素で、少く
とも0.01%は必要とする。しかし、NbやTaはフ
ェライト生成元素であり、多量の添加は高温強度や、じ
ん性の低下をきたすため0.50%までとする。
(実施例)
次に、本発明について、その実施例を以下に説明する。
まず、表2に示す化学組成の合金試料を用意し、溶解、
鍛造した。なお、実施例1,2,3.および比較例1,
2については鍛造前に真空カーボン脱酸を実施した。次
に、鍛造した各合金試料のインゴットを1200℃に加
熱し、鍛造加工を行い、その後表3に示す条件で調質処
理を施した。なお、表中の熱処理の欄で、記号A、C,
E、Gはロータの中心部、また記号B、D、F、Hは同
じくロータの表層部での焼入冷却度をシミュレートした
ものである。かくして得た各試験材より引張試験。
鍛造した。なお、実施例1,2,3.および比較例1,
2については鍛造前に真空カーボン脱酸を実施した。次
に、鍛造した各合金試料のインゴットを1200℃に加
熱し、鍛造加工を行い、その後表3に示す条件で調質処
理を施した。なお、表中の熱処理の欄で、記号A、C,
E、Gはロータの中心部、また記号B、D、F、Hは同
じくロータの表層部での焼入冷却度をシミュレートした
ものである。かくして得た各試験材より引張試験。
シャルピー衝撃試験、およびクリープ破断試験を行った
。これらの試験結果を表4に示す(なお、表4の中に記
したFATTとは、シャルピー衝撃試験した後の試験片
破面において、延性破面が50%を占める温度のことで
、この温度が低いほど、じん性が優れており、タービン
ロータとして望ましい、)、l 表4から明らかなように、本発明に係る耐熱鋼は、比較
例1に比べ高強度でありながら、じん性がはるかに優れ
ている。また、従来の蒸気タービンロータ材である比較
例2,3.4に比べて引張強さやクリープ破断強度は著
しく優れている。
。これらの試験結果を表4に示す(なお、表4の中に記
したFATTとは、シャルピー衝撃試験した後の試験片
破面において、延性破面が50%を占める温度のことで
、この温度が低いほど、じん性が優れており、タービン
ロータとして望ましい、)、l 表4から明らかなように、本発明に係る耐熱鋼は、比較
例1に比べ高強度でありながら、じん性がはるかに優れ
ている。また、従来の蒸気タービンロータ材である比較
例2,3.4に比べて引張強さやクリープ破断強度は著
しく優れている。
以上のように、本発明に係る耐熱鋼は、従来の蒸気ター
ビン等に使用されているlcr−IM。
ビン等に使用されているlcr−IM。
−0,25Vロータ(比較例3)、3.5Ni−1,7
Cr−0,4Mo−0,4Vロータ(比較例4)および
lCr−1Mo−0,25V−0,02Nbロータ(比
較例2)に比へて、引張強さやクリープ破断強さがはる
かに優れており、また、比較例1に比べてじん性が極め
て優れているため、特に蒸気タービン用ロータ。
Cr−0,4Mo−0,4Vロータ(比較例4)および
lCr−1Mo−0,25V−0,02Nbロータ(比
較例2)に比へて、引張強さやクリープ破断強さがはる
かに優れており、また、比較例1に比べてじん性が極め
て優れているため、特に蒸気タービン用ロータ。
タービンブレード、ケーシング用締付はボルトとして工
業上すこぶる有用であると言える。
業上すこぶる有用であると言える。
Claims (2)
- (1)重量比で、C0.05〜0.30%、Si0.2
%以下、Mn1.0%以下、Ni1.5〜4.0%、C
r9〜13%、Mo0.5〜2.0%、V0.1〜0.
5%、N0.01〜0.10%、W0.1〜2.0%、
Nb、Taの単独あるいは合計が0.01〜0.50%
、残部Feおよび付随的不純物より成ることを特徴とす
る耐熱鋼。 - (2)蒸気タービンロータであることを特徴とする請求
項1記載の耐熱鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP29240689A JPH03153848A (ja) | 1989-11-13 | 1989-11-13 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP29240689A JPH03153848A (ja) | 1989-11-13 | 1989-11-13 | 耐熱鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03153848A true JPH03153848A (ja) | 1991-07-01 |
Family
ID=17781373
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP29240689A Pending JPH03153848A (ja) | 1989-11-13 | 1989-11-13 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03153848A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2368849A (en) * | 2000-11-14 | 2002-05-15 | Res Inst Ind Science & Tech | Martensitic stainless steel |
US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6283449A (ja) * | 1985-10-09 | 1987-04-16 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
JPS62192536A (ja) * | 1986-02-18 | 1987-08-24 | Nippon Chiyuutankou Kk | タ−ビンロ−タの製造法 |
-
1989
- 1989-11-13 JP JP29240689A patent/JPH03153848A/ja active Pending
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS6283449A (ja) * | 1985-10-09 | 1987-04-16 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
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GB2368849B (en) * | 2000-11-14 | 2005-01-05 | Res Inst Ind Science & Tech | Martensitic stainless steel having high mechanical strength and corrosion resistance |
US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
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