JPH0532463B2 - - Google Patents
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- JPH0532463B2 JPH0532463B2 JP22589182A JP22589182A JPH0532463B2 JP H0532463 B2 JPH0532463 B2 JP H0532463B2 JP 22589182 A JP22589182 A JP 22589182A JP 22589182 A JP22589182 A JP 22589182A JP H0532463 B2 JPH0532463 B2 JP H0532463B2
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Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
本発明は550〜600℃において高いクリープ破断
強度と高靱性特性を有し、かつ均一な焼戻マルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼をブレード又はロー
タシヤフトに用いた新規な蒸気タービンに関す
る。 現在の蒸気タービンは蒸気温度最大566℃、蒸
気圧力最大246atgである。ブレード材としてはク
ルシブル422鋼（12Cr1Mo1W１／４Ｖ鋼）やH46鋼 （12CrMoNbV鋼）及びロータシヤフト材として
1Cr−1Mo−１／４Ｖ鋼やU.S.P.3139377に示されて いる11Cr−1Mo−１／４Ｖ−Nb−Ｎ鋼が用いられ ている。 最近、石油、石炭などの化石燃料のコストが上
昇を続けており、これら化石燃料を用いている火
力プラントの発電効率向上が重要になつている。
発電効率を上げるためには蒸気タービンの蒸気温
度又は圧力を上げる必要がある。これら高効率タ
ービン用材料としては、現用タービン材では強度
不足で、これよりも高強度の材料が必要である。 しかし、前述した合金はいずれも高温強度及び
靱性が高温化に対して十分でない。 本発明の目的は、低温靱性を損うことなく高温
強度の高い耐熱鋼をロータシヤフト及びブレード
に使用した蒸気タービンを提供する。 本発明は、ロータシヤフトと、該ロータシヤフ
トに植設されたブレードとを備えた蒸気タービン
において、前記ロータシヤフトは重量で、C0.10
〜0.16％，Si0.6％以下、Mn1.5％以下、Cr8〜13
％，Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，V0.02〜0.5％，
Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，N0.025〜0.1％，
Ａ0.0005〜0.02％及び残部が実質的にFeであ
り、前記（Ｗ／Ａ）比が10〜80及び実質的に全
焼戻マルテンサイト組織を有し、又前記ブレード
は重量で、C0.13〜0.25％，Si0.6％，Mn1.5％以
下、Cr8〜13％，Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，
V0.02〜0.5％，Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，
N0.025〜0.1％，Ａ0.0005〜0.021％及び残部が
実質的にFeであり、前記（Ｗ／Ａ）比が11.9〜
70未満、及び実質的に全焼戻マルテンサイト組織
を有することを特徴とする蒸気タービンにある。 Ｃは高い引張強さを得るためにロータシヤフト
においては0.10％以上、ブレードでは0.13％以上
必要な元素であるが、その量がロータシヤフトに
おいては0.16％及びブレードにおいては0.25％を
越えると、高温に長時間さらされた場合に組織が
不安定になり長時間クリープ破断強度を低下させ
るので、ロータシヤフトでは0.10〜0.16％及びブ
レードには0.13〜0.25％とする。特に、ブレード
は0.16％以下が好ましい。 Nbは高温強度を高めるには非常に効果的な元
素であるが、あまり多量に添加すると特に大型鋼
塊ではNb炭化物の阻大な析出が生じ、また、マ
トリツクスのＣ濃度を低下させ、かえつて強度を
低下させたり、疲労強度を低下させるδフエライ
トを析出させる欠点があるので0.15％以下に抑え
る必要がある。また0.02％未満のNbでは効果が
不十分である。特に、0.07〜0.12％が好ましい。
前述のブレードには0.05〜0.15％、ロータシヤフ
トには0.03〜0.10％が好ましい。 Ｎはクリープ破断強度の改善及びδフエライト
の生成防止に効果があるが、0.025％未満ではそ
の効果が充分でなく0.1％を越えると著しく靱性
を低下させる。特に、0.04〜0.07％が好ましい。 Crは高温強度を改善するが、13％を越えると
δフエライトを生成させる原因となり、８％より
少ないと高温高圧蒸気に対する耐食性が不十分と
なる。特に、10〜11.5％が好ましい。 Ｖはクリープ破断強度を高める効果があるが、
0.02％未満ではその効果が不十分で、0.5％を越
えるとδフエライトを生成して疲労強度を低下さ
せる。特に、0.1〜0.3％が好ましい。 Moは固溶強化及び析出硬化作用によつてクリ
ープ強度を改善するが、0.5％未満ではその効果
が少なく、２％を越えるとδフエライトを生成
し、靱性及びクリープ破断強度を低下させる。特
に、0.75〜1.5％が好ましい。最も１〜1.5％が好
ましい。 Niは靱性を高め、かつ、δフエライトの生成
を防止するのに非常に有効な元素であるが、1.5
％を越える添加はクリープ破断強度を低下させて
しまうので好ましくない。特に、0.3〜１％が好
ましい。 Mnは脱酸剤として添加するものであり、少量
の添加でその効果は達成され、1.5％を越える多
量添加はクリープ破断強度は低下させる。特に
0.5〜１％が好ましい。 Siは脱酸剤として添加するものであるが、真空
Ｃ脱酸法などの製鋼技術によれば、Si脱酸は不要
である。また、Siを低くすることにより、δフエ
ライト析出防止及び靱性改善に効果があるので、
0.6％以下に抑える必要がある。添加する場合、
特に、0.02〜0.25％が好ましい。最も0.02〜0.1が
好ましい。 Ｗは微量で顕著に高温強度を高める。0.1％未
満では効果が少ない。一方、Ｗは0.65％を越える
と著しく靱性を低めるので、Ｗは0.65％以下とす
べきである。特に、0.2〜0.45％が好ましい。最
も0.2〜0.3％が好ましい。 Ａは脱酸剤として有効な元素で、ブレード及
びロータシヤフトのいずれも0.0005％以上で、前
者が0.021％以下及び後者が0.02％以下含有させ
る。各々0.021％又は0.02％を越えるＡ量は高
温強度を低める。特に、いずれも0.001〜0.01％
が好ましい。 0.1〜0.65％のＷを添加し、Ａ含有量を0.0005
〜0.021％にし、更に（Ｗ／Ａ）比をロータシ
ヤフトでは10〜80及びブレードでは11.9〜70未満
とすることによつて低温靱性を低めることなく高
温で長時間加熱された場合の冶金組織の安定性が
改善され、高温長時間クリープ破断強度が著しく
高められた。特に、ロータシヤフトではＷ／Ａ
比が30〜60が好ましく、ブレードでは30以上が好
ましい。一般に、クリープ破断強度を高めると靱
性が低下するという相反する現象があるが、本発
明によれば靱性を損わずにクリープ破断強度が改
善できることが確認された。ＷはＣとの結びつき
がNb及びＶより弱いので、合金中のＡによつ
て炭化物の形成の仕方に影響を受け易い。Ａは
炭化物の形成を促進させる元素なので、Ｃとの結
びつきの弱い元素では炭化物形成に対し有効に作
用することを見い出した。 従つて、（Ｗ／Ａ）比が高温強度に重要な役
割を有することを見い出した。重量％で、（Ｗ／
Ａ）比が10未満のロータシヤフト及び11.9未満
のブレードでは炭化物が十分形成されず、高温強
度に対する効果が小さく、逆にロータシヤフトで
は80を越えると炭化物形成効果が小さく十分な高
温強度と高い靱性が得られない。ブレードでは70
を越えると高温強度が低下して来るのでより高い
効果が得られない。 Mo，Ｗ及びＣの含有量は、次式 Mo（wt％）＋3W（wt％） によつて求められる値が1.4〜2.6及び 3Mo（wt％）＋Ｗ（wt％）／Ｃ（wt％） によつて求められる値が34以下になるように調整
することが好ましい。 Mo及びＷは同様に炭化物形成能力が小さい元
素であるが、前述の如くＡの作用で炭化物の形
成が促進され、高温強度を顕著に向上させる。特
に、Mo＋3Wによつて求められる値を1.8〜2.2と
することが好ましい。 更に、（Ａ／Ｎ）の比を0.5以下にすること
が、窒素の固溶強化とCr2Ｎの分散強化による作
用により炭化物の高温における安定性を増し、そ
の結果クリープ破断強度を高めるので、好まし
い。 本発明の耐熱鋼は、実質的に全焼戻マルテンサ
イト組織からなる。この合金はδフエライトが組
成によつて形成されるので、実質的に形成されな
い組成としなければ、高い高温強度が得られな
い。δフエライト量の制御はクロム当量によつて
行うことができる。 クロム当量＝−40×Ｃ（％）−30×Ｎ（％）−２×
Mn（％） −４×Ni（％）＋Cr（％）＋Si（％）＋４×Mo
（％） ＋1.5×Ｗ（％）＋11×Ｖ（％）＋５×Nb（％） 本発明において、クロム当量は12以下が好まし
く、特に蒸気タービン用ブレードの場合は、６〜
12、最も９〜11が好ましい。ロータシヤフトの場
合は10.5以下、特に４〜9.5、最も6.5〜9.5が好ま
しい。 δフエライト組織が生成すると疲労強度及び靱
性を低下させるので組織は均一な焼戻マルテンサ
イト組織にする必要がある。 ブレードは油中焼入れ後焼戻し、ロータシヤフ
トは100℃／ｈ以上の冷却速度で焼入れ後焼戻し
するのが好ましい。 実施例 １ 第１表（重量％）に示すＡ及びＮ含有量を種
種変え、残部Feからなる成分の鋼を溶製し、35
mm×115mm角棒に熱間鍛伸後、1100℃で１時間均
熱保持し油冷焼入れ後、650℃で２時間均熱保持
し空冷する焼戻しを行なつた。この熱処理は、蒸
気タービン用ブレードのものである。No.１〜３，
６，７は本発明鋼、No.４，５は比較鋼である。こ
れらの供試材について、クリープ破断試験を行な
い600℃，104ｈ強度を求め、Ａ，Ｗ及びＮの影
響を調べた。他のＣ，Si，Mn，Cr，Ni，Mo，
Ｖ，Ｗ及びNbはほぼ一定にした。 第１図はクリープ破断強度と（Ａ／Ｎ）の関
係を示すものである。図に示す如く、クリープ破
断強度は（Ａ／Ｎ）比が0.5以下のとき高い値
が得られる。 第２図は同じくクリープ破断強度と（Ｗ／Ａ
）
強度と高靱性特性を有し、かつ均一な焼戻マルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼をブレード又はロー
タシヤフトに用いた新規な蒸気タービンに関す
る。 現在の蒸気タービンは蒸気温度最大566℃、蒸
気圧力最大246atgである。ブレード材としてはク
ルシブル422鋼（12Cr1Mo1W１／４Ｖ鋼）やH46鋼 （12CrMoNbV鋼）及びロータシヤフト材として
1Cr−1Mo−１／４Ｖ鋼やU.S.P.3139377に示されて いる11Cr−1Mo−１／４Ｖ−Nb−Ｎ鋼が用いられ ている。 最近、石油、石炭などの化石燃料のコストが上
昇を続けており、これら化石燃料を用いている火
力プラントの発電効率向上が重要になつている。
発電効率を上げるためには蒸気タービンの蒸気温
度又は圧力を上げる必要がある。これら高効率タ
ービン用材料としては、現用タービン材では強度
不足で、これよりも高強度の材料が必要である。 しかし、前述した合金はいずれも高温強度及び
靱性が高温化に対して十分でない。 本発明の目的は、低温靱性を損うことなく高温
強度の高い耐熱鋼をロータシヤフト及びブレード
に使用した蒸気タービンを提供する。 本発明は、ロータシヤフトと、該ロータシヤフ
トに植設されたブレードとを備えた蒸気タービン
において、前記ロータシヤフトは重量で、C0.10
〜0.16％，Si0.6％以下、Mn1.5％以下、Cr8〜13
％，Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，V0.02〜0.5％，
Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，N0.025〜0.1％，
Ａ0.0005〜0.02％及び残部が実質的にFeであ
り、前記（Ｗ／Ａ）比が10〜80及び実質的に全
焼戻マルテンサイト組織を有し、又前記ブレード
は重量で、C0.13〜0.25％，Si0.6％，Mn1.5％以
下、Cr8〜13％，Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，
V0.02〜0.5％，Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，
N0.025〜0.1％，Ａ0.0005〜0.021％及び残部が
実質的にFeであり、前記（Ｗ／Ａ）比が11.9〜
70未満、及び実質的に全焼戻マルテンサイト組織
を有することを特徴とする蒸気タービンにある。 Ｃは高い引張強さを得るためにロータシヤフト
においては0.10％以上、ブレードでは0.13％以上
必要な元素であるが、その量がロータシヤフトに
おいては0.16％及びブレードにおいては0.25％を
越えると、高温に長時間さらされた場合に組織が
不安定になり長時間クリープ破断強度を低下させ
るので、ロータシヤフトでは0.10〜0.16％及びブ
レードには0.13〜0.25％とする。特に、ブレード
は0.16％以下が好ましい。 Nbは高温強度を高めるには非常に効果的な元
素であるが、あまり多量に添加すると特に大型鋼
塊ではNb炭化物の阻大な析出が生じ、また、マ
トリツクスのＣ濃度を低下させ、かえつて強度を
低下させたり、疲労強度を低下させるδフエライ
トを析出させる欠点があるので0.15％以下に抑え
る必要がある。また0.02％未満のNbでは効果が
不十分である。特に、0.07〜0.12％が好ましい。
前述のブレードには0.05〜0.15％、ロータシヤフ
トには0.03〜0.10％が好ましい。 Ｎはクリープ破断強度の改善及びδフエライト
の生成防止に効果があるが、0.025％未満ではそ
の効果が充分でなく0.1％を越えると著しく靱性
を低下させる。特に、0.04〜0.07％が好ましい。 Crは高温強度を改善するが、13％を越えると
δフエライトを生成させる原因となり、８％より
少ないと高温高圧蒸気に対する耐食性が不十分と
なる。特に、10〜11.5％が好ましい。 Ｖはクリープ破断強度を高める効果があるが、
0.02％未満ではその効果が不十分で、0.5％を越
えるとδフエライトを生成して疲労強度を低下さ
せる。特に、0.1〜0.3％が好ましい。 Moは固溶強化及び析出硬化作用によつてクリ
ープ強度を改善するが、0.5％未満ではその効果
が少なく、２％を越えるとδフエライトを生成
し、靱性及びクリープ破断強度を低下させる。特
に、0.75〜1.5％が好ましい。最も１〜1.5％が好
ましい。 Niは靱性を高め、かつ、δフエライトの生成
を防止するのに非常に有効な元素であるが、1.5
％を越える添加はクリープ破断強度を低下させて
しまうので好ましくない。特に、0.3〜１％が好
ましい。 Mnは脱酸剤として添加するものであり、少量
の添加でその効果は達成され、1.5％を越える多
量添加はクリープ破断強度は低下させる。特に
0.5〜１％が好ましい。 Siは脱酸剤として添加するものであるが、真空
Ｃ脱酸法などの製鋼技術によれば、Si脱酸は不要
である。また、Siを低くすることにより、δフエ
ライト析出防止及び靱性改善に効果があるので、
0.6％以下に抑える必要がある。添加する場合、
特に、0.02〜0.25％が好ましい。最も0.02〜0.1が
好ましい。 Ｗは微量で顕著に高温強度を高める。0.1％未
満では効果が少ない。一方、Ｗは0.65％を越える
と著しく靱性を低めるので、Ｗは0.65％以下とす
べきである。特に、0.2〜0.45％が好ましい。最
も0.2〜0.3％が好ましい。 Ａは脱酸剤として有効な元素で、ブレード及
びロータシヤフトのいずれも0.0005％以上で、前
者が0.021％以下及び後者が0.02％以下含有させ
る。各々0.021％又は0.02％を越えるＡ量は高
温強度を低める。特に、いずれも0.001〜0.01％
が好ましい。 0.1〜0.65％のＷを添加し、Ａ含有量を0.0005
〜0.021％にし、更に（Ｗ／Ａ）比をロータシ
ヤフトでは10〜80及びブレードでは11.9〜70未満
とすることによつて低温靱性を低めることなく高
温で長時間加熱された場合の冶金組織の安定性が
改善され、高温長時間クリープ破断強度が著しく
高められた。特に、ロータシヤフトではＷ／Ａ
比が30〜60が好ましく、ブレードでは30以上が好
ましい。一般に、クリープ破断強度を高めると靱
性が低下するという相反する現象があるが、本発
明によれば靱性を損わずにクリープ破断強度が改
善できることが確認された。ＷはＣとの結びつき
がNb及びＶより弱いので、合金中のＡによつ
て炭化物の形成の仕方に影響を受け易い。Ａは
炭化物の形成を促進させる元素なので、Ｃとの結
びつきの弱い元素では炭化物形成に対し有効に作
用することを見い出した。 従つて、（Ｗ／Ａ）比が高温強度に重要な役
割を有することを見い出した。重量％で、（Ｗ／
Ａ）比が10未満のロータシヤフト及び11.9未満
のブレードでは炭化物が十分形成されず、高温強
度に対する効果が小さく、逆にロータシヤフトで
は80を越えると炭化物形成効果が小さく十分な高
温強度と高い靱性が得られない。ブレードでは70
を越えると高温強度が低下して来るのでより高い
効果が得られない。 Mo，Ｗ及びＣの含有量は、次式 Mo（wt％）＋3W（wt％） によつて求められる値が1.4〜2.6及び 3Mo（wt％）＋Ｗ（wt％）／Ｃ（wt％） によつて求められる値が34以下になるように調整
することが好ましい。 Mo及びＷは同様に炭化物形成能力が小さい元
素であるが、前述の如くＡの作用で炭化物の形
成が促進され、高温強度を顕著に向上させる。特
に、Mo＋3Wによつて求められる値を1.8〜2.2と
することが好ましい。 更に、（Ａ／Ｎ）の比を0.5以下にすること
が、窒素の固溶強化とCr2Ｎの分散強化による作
用により炭化物の高温における安定性を増し、そ
の結果クリープ破断強度を高めるので、好まし
い。 本発明の耐熱鋼は、実質的に全焼戻マルテンサ
イト組織からなる。この合金はδフエライトが組
成によつて形成されるので、実質的に形成されな
い組成としなければ、高い高温強度が得られな
い。δフエライト量の制御はクロム当量によつて
行うことができる。 クロム当量＝−40×Ｃ（％）−30×Ｎ（％）−２×
Mn（％） −４×Ni（％）＋Cr（％）＋Si（％）＋４×Mo
（％） ＋1.5×Ｗ（％）＋11×Ｖ（％）＋５×Nb（％） 本発明において、クロム当量は12以下が好まし
く、特に蒸気タービン用ブレードの場合は、６〜
12、最も９〜11が好ましい。ロータシヤフトの場
合は10.5以下、特に４〜9.5、最も6.5〜9.5が好ま
しい。 δフエライト組織が生成すると疲労強度及び靱
性を低下させるので組織は均一な焼戻マルテンサ
イト組織にする必要がある。 ブレードは油中焼入れ後焼戻し、ロータシヤフ
トは100℃／ｈ以上の冷却速度で焼入れ後焼戻し
するのが好ましい。 実施例 １ 第１表（重量％）に示すＡ及びＮ含有量を種
種変え、残部Feからなる成分の鋼を溶製し、35
mm×115mm角棒に熱間鍛伸後、1100℃で１時間均
熱保持し油冷焼入れ後、650℃で２時間均熱保持
し空冷する焼戻しを行なつた。この熱処理は、蒸
気タービン用ブレードのものである。No.１〜３，
６，７は本発明鋼、No.４，５は比較鋼である。こ
れらの供試材について、クリープ破断試験を行な
い600℃，104ｈ強度を求め、Ａ，Ｗ及びＮの影
響を調べた。他のＣ，Si，Mn，Cr，Ni，Mo，
Ｖ，Ｗ及びNbはほぼ一定にした。 第１図はクリープ破断強度と（Ａ／Ｎ）の関
係を示すものである。図に示す如く、クリープ破
断強度は（Ａ／Ｎ）比が0.5以下のとき高い値
が得られる。 第２図は同じくクリープ破断強度と（Ｗ／Ａ
）
【表】
との関係を示す線図である。図に示す如く、
（Ｗ／Ａ）比が10以上で高いクリープ破断強度
が得られる。 実施例 ２ 重量で、約11％Cr−0.18％，Ｖ−0.08％，Nb
−0.04％Ｎ−0.007Aを含む鋼のMo（0.95〜1.52
％），Ｗ（０〜0.70）及びＣ（0.13〜0.22％）を種々
変えた鋼を溶製し、600℃，104時間クリープ破断
強度及び室温の衝撃値を調べた。第２表に供試材
の化学組成（重量％）、クリープ破断強度及び衝
撃値を示す。化学組成の残部はFeである。No.８，
10，12〜15は本発明鋼、No.９，11，16〜18は比較
鋼である。 第３図及び第４図は1100℃で１時間保持し油冷
焼入れ後、650℃で２時間保持し空冷する焼戻し
処理した試料（蒸気タービン用ブレード相当熱処
理材）のクリープ破断強度とMo＋3W量との関
係及び衝撃値と（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係
（Ｗ／Ａ）比が10以上で高いクリープ破断強度
が得られる。 実施例 ２ 重量で、約11％Cr−0.18％，Ｖ−0.08％，Nb
−0.04％Ｎ−0.007Aを含む鋼のMo（0.95〜1.52
％），Ｗ（０〜0.70）及びＣ（0.13〜0.22％）を種々
変えた鋼を溶製し、600℃，104時間クリープ破断
強度及び室温の衝撃値を調べた。第２表に供試材
の化学組成（重量％）、クリープ破断強度及び衝
撃値を示す。化学組成の残部はFeである。No.８，
10，12〜15は本発明鋼、No.９，11，16〜18は比較
鋼である。 第３図及び第４図は1100℃で１時間保持し油冷
焼入れ後、650℃で２時間保持し空冷する焼戻し
処理した試料（蒸気タービン用ブレード相当熱処
理材）のクリープ破断強度とMo＋3W量との関
係及び衝撃値と（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係
【表】
【表】
を示す線図である。表中、No.８〜12は蒸気タービ
ン用ロータに関するもの、No.14〜18はブレードに
関するものである。 第５図及び第６図は1100℃で２時間保持し、
100℃／ｈ冷却後、565℃で15時間保持し空冷し、
665℃で45時間保持し炉冷した試料（ロータシヤ
フト中心部相当熱処理材）の試料結果を同様に示
すものである。第３図及び第５図に示す如く、ク
リープ破断強度はMo＋3Wの値が増すにつれて
高くなり、ロータ材としてはMo＋3W量として
1.5〜2.9、ブレード材としてはMo＋3W量として
1.5〜2.9で高い強度が得られる。Ｗのクリープ破
断強度向上効果はMoの３倍であることが見い出
された。Moの増加とＷの添加は高温における炭
化物の安定化と固溶強化のためにクリープ破断強
度を向上する。 第４図及び第６図に示す如く、衝撃値は （Ｗ＋3Mo／Ｃ）比が30以上になると著しく低下す るので、ブレード材としては（Ｗ＋3Mo／Ｃ）の値 を34以下、ロータ材としては（Ｗ＋3Mo／Ｃ）の値 を32以下に調整することが好ましい。 第７図は、クリープ破断強度と（Ｗ／Ａ）比
との関係を示す線図である。図に示す如く、
（Ｗ／Ａ）比がブレードでは11.9〜70未満及び
ロータシヤフトでは10〜80で高いクリープ破断強
度が得られる。No.15はCr当量が高く、デルタフ
エライトが出るため強度が低い。（Ｗ／Ａ）比
105のNo.17は105ｈでは本発明鋼より強度が低くな
る。 実施例 ３ 第１表のNo.１の合金によつて、第８図に示す蒸
気タービン用ブレードを製作した。ブレードは、
溶解後、鍛造を行い、1100℃で１時間加熱保持
し、次いで油中に投入して冷却し、更に650℃で
２時間加熱保持し、炉中冷却したものである。図
に示す形状には、機械加工によつて行つた。この
ものの組織は全焼戻マルテサイトであつた。 また、第２表のNo.13の合金によつて、第９図に
示す蒸気タービン用ロータシヤフトを製作した。
ロータシヤフトは、溶解後、鍛造し、1100℃で２
時間加熱保持し、次いで100℃／ｈで冷却し、次
いで565℃で15時間加熱保持し、20℃／ｈで冷却
及び665℃で45時間加熱保持し、20℃／ｈで冷却
の熱処理を施したものである。図に示す形状は、
機械加工によつて製作した。このものの組織は全
焼戻マルテンサイト組織であつた。 蒸気タービン用ロータシヤフトは焼入れ温度で
の加熱保持中及び焼戻し温度での加熱保持中さら
に冷却時をシヤフトをゆつくり径方向に回転させ
ながら行うことが全体を均一な温度に加熱するこ
とから好ましい。このような熱処理によりロータ
シヤフトは長時間使用に対して経年曲りが防止で
きる。 本発明鋼の600℃までの高温クリープ破断強度
は著しく高く、高効率蒸気タービン用ブレード及
びロータとして要求される強度を十分満足し、
600℃までの高効率蒸気タービンが達成できる。
ン用ロータに関するもの、No.14〜18はブレードに
関するものである。 第５図及び第６図は1100℃で２時間保持し、
100℃／ｈ冷却後、565℃で15時間保持し空冷し、
665℃で45時間保持し炉冷した試料（ロータシヤ
フト中心部相当熱処理材）の試料結果を同様に示
すものである。第３図及び第５図に示す如く、ク
リープ破断強度はMo＋3Wの値が増すにつれて
高くなり、ロータ材としてはMo＋3W量として
1.5〜2.9、ブレード材としてはMo＋3W量として
1.5〜2.9で高い強度が得られる。Ｗのクリープ破
断強度向上効果はMoの３倍であることが見い出
された。Moの増加とＷの添加は高温における炭
化物の安定化と固溶強化のためにクリープ破断強
度を向上する。 第４図及び第６図に示す如く、衝撃値は （Ｗ＋3Mo／Ｃ）比が30以上になると著しく低下す るので、ブレード材としては（Ｗ＋3Mo／Ｃ）の値 を34以下、ロータ材としては（Ｗ＋3Mo／Ｃ）の値 を32以下に調整することが好ましい。 第７図は、クリープ破断強度と（Ｗ／Ａ）比
との関係を示す線図である。図に示す如く、
（Ｗ／Ａ）比がブレードでは11.9〜70未満及び
ロータシヤフトでは10〜80で高いクリープ破断強
度が得られる。No.15はCr当量が高く、デルタフ
エライトが出るため強度が低い。（Ｗ／Ａ）比
105のNo.17は105ｈでは本発明鋼より強度が低くな
る。 実施例 ３ 第１表のNo.１の合金によつて、第８図に示す蒸
気タービン用ブレードを製作した。ブレードは、
溶解後、鍛造を行い、1100℃で１時間加熱保持
し、次いで油中に投入して冷却し、更に650℃で
２時間加熱保持し、炉中冷却したものである。図
に示す形状には、機械加工によつて行つた。この
ものの組織は全焼戻マルテサイトであつた。 また、第２表のNo.13の合金によつて、第９図に
示す蒸気タービン用ロータシヤフトを製作した。
ロータシヤフトは、溶解後、鍛造し、1100℃で２
時間加熱保持し、次いで100℃／ｈで冷却し、次
いで565℃で15時間加熱保持し、20℃／ｈで冷却
及び665℃で45時間加熱保持し、20℃／ｈで冷却
の熱処理を施したものである。図に示す形状は、
機械加工によつて製作した。このものの組織は全
焼戻マルテンサイト組織であつた。 蒸気タービン用ロータシヤフトは焼入れ温度で
の加熱保持中及び焼戻し温度での加熱保持中さら
に冷却時をシヤフトをゆつくり径方向に回転させ
ながら行うことが全体を均一な温度に加熱するこ
とから好ましい。このような熱処理によりロータ
シヤフトは長時間使用に対して経年曲りが防止で
きる。 本発明鋼の600℃までの高温クリープ破断強度
は著しく高く、高効率蒸気タービン用ブレード及
びロータとして要求される強度を十分満足し、
600℃までの高効率蒸気タービンが達成できる。
第１図はクリープ破断強度と（Ａ／Ｎ）比と
の関係、第２図はクリープ破断強度と（Ｗ／Ａ
）比との関係、第３図はクリープ破断強度と
（Mo＋3W）との関係、第４図は衝撃値と
（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係、第５図はクリープ破 断強度と（Mo＋3W）との関係、第６図は衝撃
値と（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係及び第７図はクリ ープ破断強度と（Ｗ／Ａ）比との関係を示す線
図、第８図は本発明の耐熱鋼を適用した蒸気ター
ビン用ブレードの一例を示す斜視図及び第９図は
本発明の耐熱鋼を適用した蒸気タービン用ロータ
シヤフトの一例を示す斜視図である。
の関係、第２図はクリープ破断強度と（Ｗ／Ａ
）比との関係、第３図はクリープ破断強度と
（Mo＋3W）との関係、第４図は衝撃値と
（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係、第５図はクリープ破 断強度と（Mo＋3W）との関係、第６図は衝撃
値と（Ｗ＋3Mo／Ｃ）比との関係及び第７図はクリ ープ破断強度と（Ｗ／Ａ）比との関係を示す線
図、第８図は本発明の耐熱鋼を適用した蒸気ター
ビン用ブレードの一例を示す斜視図及び第９図は
本発明の耐熱鋼を適用した蒸気タービン用ロータ
シヤフトの一例を示す斜視図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ロータシヤフトと、該ロータシヤフトに植設
されたブレードとを備えた蒸気タービンにおい
て、前記ロータシヤフトが重量で、C0.10〜0.16
％，Si0.6％以下、Mn1.5％以下、Cr8〜13％，
Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，V0.02〜0.5％，
Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，N0.025〜0.1％，
Ａ0.0005〜0.02％、及び残部が実質的にFeであ
り、前記（Ｗ／Ａ）比が10〜80、及び実質的に
全焼戻マルテンサイト組織を有することを特徴と
する蒸気タービン。 ２ ロータシヤフトと、該ロータシヤフトに植設
されたブレードとを備えた蒸気タービンにおい
て、前記ロータシヤフトが重量で、C0.10〜0.16
％，Si0.6％以下、Mn1.5％以下、Cr8〜13％，
Ni1.5％以下、Mo0.5〜２％，V0.02〜0.5％，
Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65％，N0.025〜0.1％，
Ａ0.0005〜0.02％、及び残部が実質的にFeであ
り、前記（Ｗ／Ａ）比が10〜80、及び実質的に
全焼戻マルテンサイト組織を有し、前記ブレード
は重量で、C0.13〜0.25％，Si0.6％以下、Mn1.5
％以下、Cr8〜13％，Ni1.5％以下、Mo0.5〜２
％，V0.02〜0.5％，Nb0.02〜0.15％，W0.1〜0.65
％，N0.025〜0.1％，Ａ0.0005〜0.021％及び残
部が実質的にFeであり、前記（Ｗ／Ａ）比が
11.9〜70未満、及び実質的に全焼戻マルテンサイ
ト組織を有することを特徴とする蒸気タービン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22589182A JPS59116360A (ja) | 1982-12-24 | 1982-12-24 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22589182A JPS59116360A (ja) | 1982-12-24 | 1982-12-24 | 耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59116360A JPS59116360A (ja) | 1984-07-05 |
| JPH0532463B2 true JPH0532463B2 (ja) | 1993-05-17 |
Family
ID=16836488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22589182A Granted JPS59116360A (ja) | 1982-12-24 | 1982-12-24 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59116360A (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59179718A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-12 | Toshiba Corp | タ−ビンロ−タの製造方法 |
| JPS60128250A (ja) * | 1983-12-15 | 1985-07-09 | Toshiba Corp | 高クロム耐熱鋳鋼 |
| JPS6260845A (ja) * | 1985-09-12 | 1987-03-17 | Toshio Fujita | 高温用蒸気タ−ビンロ−タ |
| JPS6289811A (ja) * | 1985-10-14 | 1987-04-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度高Ｃｒフエライト鋼の熱処理法 |
| JP2988109B2 (ja) * | 1991-03-20 | 1999-12-06 | 株式会社日立製作所 | 回転電機用ロータシャフト及びそれを用いた回転電機 |
| JP3315800B2 (ja) | 1994-02-22 | 2002-08-19 | 株式会社日立製作所 | 蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
| JPH0959747A (ja) * | 1995-08-25 | 1997-03-04 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
| CN1291133C (zh) * | 1996-02-16 | 2006-12-20 | 株式会社日立制作所 | 蒸汽涡轮机发电设备、蒸汽涡轮机叶片及该叶片的制造方法 |
| US6358004B1 (en) | 1996-02-16 | 2002-03-19 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine power-generation plant and steam turbine |
| US6305078B1 (en) | 1996-02-16 | 2001-10-23 | Hitachi, Ltd. | Method of making a turbine blade |
| JP4386364B2 (ja) | 2005-07-07 | 2009-12-16 | 株式会社日立製作所 | 蒸気タービン用配管とその製造法及びそれを用いた蒸気タービン用主蒸気配管と再熱配管並びに蒸気タービン発電プラント |
-
1982
- 1982-12-24 JP JP22589182A patent/JPS59116360A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59116360A (ja) | 1984-07-05 |
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