JPH07118811A - 蒸気タービンロータ - Google Patents
蒸気タービンロータInfo
- Publication number
- JPH07118811A JPH07118811A JP26332793A JP26332793A JPH07118811A JP H07118811 A JPH07118811 A JP H07118811A JP 26332793 A JP26332793 A JP 26332793A JP 26332793 A JP26332793 A JP 26332793A JP H07118811 A JPH07118811 A JP H07118811A
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- Japan
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- turbine rotor
- rotor
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【構成】重量比でＣ０.０６〜０.１６％，Ｓｉ０.２％
未満，Ｍｎ１％未満，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ０.２〜０.
９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，
Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５％未満，Ｗ２を
越え３％未満、Ｂ0.001を越え０.０３％ 未満及びＣｏ
２％未満を含み，残部がＦｅ及び不可避不純物で構成さ
れていることを特徴とする蒸気タービンロータ。 【効果】温度６５０℃までの超々臨界圧タービン用ロー
タ等の高温部材をこれまでの超合金鋼に代わり、マルテ
ンサイト系耐熱鋼（本発明鋼）で作製することができ
る。
未満，Ｍｎ１％未満，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ０.２〜０.
９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，
Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５％未満，Ｗ２を
越え３％未満、Ｂ0.001を越え０.０３％ 未満及びＣｏ
２％未満を含み，残部がＦｅ及び不可避不純物で構成さ
れていることを特徴とする蒸気タービンロータ。 【効果】温度６５０℃までの超々臨界圧タービン用ロー
タ等の高温部材をこれまでの超合金鋼に代わり、マルテ
ンサイト系耐熱鋼（本発明鋼）で作製することができ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は新規な耐熱鋼に係り、特
に６２１℃以上において高いクリープ破断強度と低温に
おいて高い靭性を有し、かつ均一な焼もどしマルテンサ
イト組織を有する蒸気タービン用ロータとその製造法に
関する。
に６２１℃以上において高いクリープ破断強度と低温に
おいて高い靭性を有し、かつ均一な焼もどしマルテンサ
イト組織を有する蒸気タービン用ロータとその製造法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】従来の蒸気タービンは蒸気温度最大５６
６℃，蒸気圧力２４６atg である。このロータ材は１Ｃ
ｒ−１Ｍｏ−１／４Ｖ低合金鋼や、特公昭40−4137号公
報に示されている１１Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋼が
用いられている。
６℃，蒸気圧力２４６atg である。このロータ材は１Ｃ
ｒ−１Ｍｏ−１／４Ｖ低合金鋼や、特公昭40−4137号公
報に示されている１１Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋼が
用いられている。
【０００３】しかし、石油，石炭などの化石燃料の枯渇
及び省エネの観点から、火力発電プラントの高効率化が
望まれている。発電効率を上げるためには蒸気タービン
の蒸気温度を上げるのが最も有効な手段である。これら
の高効率タービン用材料としては、現用ロータ材では強
度不足で、これよりも高強度の材料が必要である。
及び省エネの観点から、火力発電プラントの高効率化が
望まれている。発電効率を上げるためには蒸気タービン
の蒸気温度を上げるのが最も有効な手段である。これら
の高効率タービン用材料としては、現用ロータ材では強
度不足で、これよりも高強度の材料が必要である。
【０００４】しかし、前述した合金はいずれも、蒸気温
度６２１℃以上の高温蒸気タービンロータは、高温強度
が不足である。
度６２１℃以上の高温蒸気タービンロータは、高温強度
が不足である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前述の従来使用材料よ
りも高温強度の高い材料は、Ｃｏ基耐熱合金及びＮｉ基
耐熱合金が知られている。しかし、これらの合金は高温
クリープ破断強度に優れているが、コストが高い上に熱
膨張係数が大きいために、タービンの起動停止時に大き
な熱応力を発生する問題があった。
りも高温強度の高い材料は、Ｃｏ基耐熱合金及びＮｉ基
耐熱合金が知られている。しかし、これらの合金は高温
クリープ破断強度に優れているが、コストが高い上に熱
膨張係数が大きいために、タービンの起動停止時に大き
な熱応力を発生する問題があった。
【０００６】本発明の目的は熱膨張係数が従来使用材と
同等で、６２１℃以上でのクリープ破断強度の高く、か
つ低温靭性の高い蒸気タービンロータと、その製造法を
提供することにある。
同等で、６２１℃以上でのクリープ破断強度の高く、か
つ低温靭性の高い蒸気タービンロータと、その製造法を
提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量比でＣ
０.０６〜０.１６％，Ｓｉ０.２％未満，Ｍｎ１％未満,
Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ０.２〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.
３％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，Ｎ０.００５〜０.０３
５％，Ｍｏ０.５％未満，Ｗ２を越え３％未満を含有す
る合金鋼に、０.００１を越え０.０３％未満のＢと２％
未満のＣｏを添加することによって、高い高温強度と高
い低温靭性が得られることを究明してなされたものであ
る。
０.０６〜０.１６％，Ｓｉ０.２％未満，Ｍｎ１％未満,
Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ０.２〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.
３％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，Ｎ０.００５〜０.０３
５％，Ｍｏ０.５％未満，Ｗ２を越え３％未満を含有す
る合金鋼に、０.００１を越え０.０３％未満のＢと２％
未満のＣｏを添加することによって、高い高温強度と高
い低温靭性が得られることを究明してなされたものであ
る。
【０００８】また、重量比でＣ０.０６〜０.１４％，Ｓ
ｉ０.１％ 未満，Ｍｎ１％未満，Ｃｒ８〜１２％，Ｎｉ
０.２〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜
０.２０％，Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５未満
％，Ｗ２を越え３％未満を含有する合金鋼に、０.０１
を越え０.０２５％未満のＢ及び２％未満のＣｏを添加
することによって、ロータより高い高温強度と高い低温
靭性が得られることを実験的に究明してなされたもので
ある。
ｉ０.１％ 未満，Ｍｎ１％未満，Ｃｒ８〜１２％，Ｎｉ
０.２〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜
０.２０％，Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５未満
％，Ｗ２を越え３％未満を含有する合金鋼に、０.０１
を越え０.０２５％未満のＢ及び２％未満のＣｏを添加
することによって、ロータより高い高温強度と高い低温
靭性が得られることを実験的に究明してなされたもので
ある。
【０００９】さらに、重量比でＣ０.０９〜０.１４％，
Ｓｉ０.０７％未満，Ｍｎ０.７％未満，Ｃｒ９.５〜１
２％，Ｎｉ０.３〜０.７％，Ｖ０.１５〜０.２５％，Ｎ
ｂ０.０４〜０.０８％，Ｎ０.０１５〜０.０２５％，Ｍ
ｏ０.４％未満，Ｗ２.３〜２.７を含有する合金鋼に、
０.０１を越え０.０２％未満のＢ及び０.５を越え２％
未満のＣｏを添加することによって、ロータよりさら
に、高い高温強度と高い低温靭性が得られることを実験
的に究明してなされたものである。
Ｓｉ０.０７％未満，Ｍｎ０.７％未満，Ｃｒ９.５〜１
２％，Ｎｉ０.３〜０.７％，Ｖ０.１５〜０.２５％，Ｎ
ｂ０.０４〜０.０８％，Ｎ０.０１５〜０.０２５％，Ｍ
ｏ０.４％未満，Ｗ２.３〜２.７を含有する合金鋼に、
０.０１を越え０.０２％未満のＢ及び０.５を越え２％
未満のＣｏを添加することによって、ロータよりさら
に、高い高温強度と高い低温靭性が得られることを実験
的に究明してなされたものである。
【００１０】本発明の１２Ｃｒ耐熱鋼では、Ｃ及びＮ含
有量が次式の範囲内に調整することによって、高い高温
強度と高い低温靭性を有する蒸気タービンロータが得ら
れる。
有量が次式の範囲内に調整することによって、高い高温
強度と高い低温靭性を有する蒸気タービンロータが得ら
れる。
【００１１】
【数３】 Ｃ＋２Ｎ＝０.１３〜０.２ …（１） 本発明の１２Ｃｒ耐熱鋼では、Ｔａ０.２％以下、Ｔｉ
０.１％以下及びＺｒ０.１％ 以下のうち、少なくとも
一種を添加することによって、高い低温靭性を有する蒸
気タービンロータが得られる。
０.１％以下及びＺｒ０.１％ 以下のうち、少なくとも
一種を添加することによって、高い低温靭性を有する蒸
気タービンロータが得られる。
【００１２】本発明の１２Ｃｒ耐熱鋼ロータ材では、高
い高温強度と低温靭性並びに高い疲労強度得るために、
次式で計算されるＣｒ当量を４〜１０に成分調整し、金
属組織を全焼もどしマルテンサイトにする必要がある。
い高温強度と低温靭性並びに高い疲労強度得るために、
次式で計算されるＣｒ当量を４〜１０に成分調整し、金
属組織を全焼もどしマルテンサイトにする必要がある。
【００１３】
【数４】 Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１.５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ −３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ …（２） 本発明の１２Ｃｒ耐熱鋼では、６２１℃以上の蒸気中で
使用されるので、650℃，１０5ｈクリープ破断強度１０
kgｆ／mm2以上、室温衝撃吸収エネルギ1.5 kgｆ−ｍ以
上にしなければならない。
使用されるので、650℃，１０5ｈクリープ破断強度１０
kgｆ／mm2以上、室温衝撃吸収エネルギ1.5 kgｆ−ｍ以
上にしなければならない。
【００１４】本発明１２Ｃｒ耐熱鋼ロータは、１２Ｃｒ
耐熱鋼ロータ材を目標組成とする合金原料を電気炉で溶
解し精錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製
し、この電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で鋼塊を
作製し、この鋼塊を熱間鍛錬で成形することにより健全
なものが作製できる。
耐熱鋼ロータ材を目標組成とする合金原料を電気炉で溶
解し精錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製
し、この電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で鋼塊を
作製し、この鋼塊を熱間鍛錬で成形することにより健全
なものが作製できる。
【００１５】また、１２Ｃｒ耐熱鋼ロータ材を９５０〜
１２００℃で熱間鍛錬成形後、950〜１１５０℃に加熱
し、６６０〜７５０℃まで冷却し、この温度で恒温焼鈍
し、更に１０００〜１１５０℃に加熱焼入れ後、５５０
〜６５０℃及び６５０〜750℃で２回焼もどしを行うこ
とにより、６２１℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気ター
ビンロータが製造できる。
１２００℃で熱間鍛錬成形後、950〜１１５０℃に加熱
し、６６０〜７５０℃まで冷却し、この温度で恒温焼鈍
し、更に１０００〜１１５０℃に加熱焼入れ後、５５０
〜６５０℃及び６５０〜750℃で２回焼もどしを行うこ
とにより、６２１℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気ター
ビンロータが製造できる。
【００１６】
【作用】Ｃは高い引張強さを得るために０.０６％以上
必要な元素であるが、０.１６％を越えると高温に長時
間さらされた場合に金属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、０.０６〜０.１６％に
限定される。特に０.０９〜０.１４％が好ましい。
必要な元素であるが、０.１６％を越えると高温に長時
間さらされた場合に金属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、０.０６〜０.１６％に
限定される。特に０.０９〜０.１４％が好ましい。
【００１７】Ｎはクリープ破断強度の改善及びδフェラ
イト組織の生成防止に効果があるが、０.００５％未満
ではその効果が十分でなく０.０３５％を越えると靭性
を低下させると共に、クリープ破断強度も低下させる。
特に０.０１５〜０.０３％が好ましい。
イト組織の生成防止に効果があるが、０.００５％未満
ではその効果が十分でなく０.０３５％を越えると靭性
を低下させると共に、クリープ破断強度も低下させる。
特に０.０１５〜０.０３％が好ましい。
【００１８】またＣとＮの適正範囲は次式を満足すると
ころにあることが実験的に究明された。
ころにあることが実験的に究明された。
【００１９】
【数５】 Ｃ＋２Ｎ＝０.１３〜０.２ …（１） 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％を越える多量の添加はクリー
プ破断強度を低下させる。特に０.７％ 以下が好まし
い。
その効果は達成され、１％を越える多量の添加はクリー
プ破断強度を低下させる。特に０.７％ 以下が好まし
い。
【００２０】Ｓｉも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有害なδフ
ェライト組織生成防止効果がある。したがって、添加す
る場合には０.２％ 以下に抑える必要があり、特に０.
０７％未満が好ましい。
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有害なδフ
ェライト組織生成防止効果がある。したがって、添加す
る場合には０.２％ 以下に抑える必要があり、特に０.
０７％未満が好ましい。
【００２１】Ｖはクリープ破断強度を高める効果がある
が、０.０５％ 未満ではその効果が不十分で０.３％ を
越えるとδフェライトを生成して疲労強度を低下させ
る。特に、０.１５〜０.２５％が好ましい。
が、０.０５％ 未満ではその効果が不十分で０.３％ を
越えるとδフェライトを生成して疲労強度を低下させ
る。特に、０.１５〜０.２５％が好ましい。
【００２２】Ｎｂは高温強度を高めるのに非常に効果的
な元素であるが、あまり多量に添加すると、特に大型鋼
塊では粗大な共晶Ｎｂ炭化物が生じ、かえって強度を低
下させたり、疲労強度を低下させるδフェライトを析出
させる原因になるので０.２％以下に抑える必要があ
る。また０.０１％ 未満のＮｂでは効果が不十分であ
る。特に大型鋼塊の場合は０.０３〜０.１％が、より
０.０４〜０.０８が好ましい。
な元素であるが、あまり多量に添加すると、特に大型鋼
塊では粗大な共晶Ｎｂ炭化物が生じ、かえって強度を低
下させたり、疲労強度を低下させるδフェライトを析出
させる原因になるので０.２％以下に抑える必要があ
る。また０.０１％ 未満のＮｂでは効果が不十分であ
る。特に大型鋼塊の場合は０.０３〜０.１％が、より
０.０４〜０.０８が好ましい。
【００２３】Ｎｉは靭性を高め，かつ，δフェライトの
生成を防止するのに非常に有効な元素であるが、０.２
％未満ではその効果が十分でなく、０.９％を越える添
加はクリープ破断強度を低下させるので好ましくない。
特に０.３〜０.７％が好ましい。
生成を防止するのに非常に有効な元素であるが、０.２
％未満ではその効果が十分でなく、０.９％を越える添
加はクリープ破断強度を低下させるので好ましくない。
特に０.３〜０.７％が好ましい。
【００２４】Ｃｒは高強度及び高温酸化を改善する効果
がある。１３％を越えると有害なδフェライト組織生成
の原因となり、８％より少ないと高温高圧蒸気に対する
耐酸化性が不十分となる。またＣｒ添加は、クリープ破
断強度を高める効果があるが、過剰の添加は有害なδフ
ェライト組織生成及び靭性低下の原因となる。特に、
９.５〜１１％、より１０.５〜１１.５％が好ましい。
がある。１３％を越えると有害なδフェライト組織生成
の原因となり、８％より少ないと高温高圧蒸気に対する
耐酸化性が不十分となる。またＣｒ添加は、クリープ破
断強度を高める効果があるが、過剰の添加は有害なδフ
ェライト組織生成及び靭性低下の原因となる。特に、
９.５〜１１％、より１０.５〜１１.５％が好ましい。
【００２５】Ｗは高温長時間強度を顕著に高める効果が
ある。２％より少ないＷでは、621〜６５０℃で使用す
る耐熱鋼としては効果が不十分である。またＷが３％を
越えると靭性が低くなる。２.１〜２.８％が好ましく，
特に２.３〜２.７％が好ましい。
ある。２％より少ないＷでは、621〜６５０℃で使用す
る耐熱鋼としては効果が不十分である。またＷが３％を
越えると靭性が低くなる。２.１〜２.８％が好ましく，
特に２.３〜２.７％が好ましい。
【００２６】これまでの高Ｃｒマルテンサイト系耐熱鋼
には、高温強度向上のために、約１％のＭｏ添加が行な
われていた。しかし、本発明鋼の様に２％を越えるＷを
含む場合には、０.５％以上のＭｏ添加は靭性及び疲労
強度を低下させるので、０.５％未満に制限される。
には、高温強度向上のために、約１％のＭｏ添加が行な
われていた。しかし、本発明鋼の様に２％を越えるＷを
含む場合には、０.５％以上のＭｏ添加は靭性及び疲労
強度を低下させるので、０.５％未満に制限される。
【００２７】Ｔａ，Ｔｉ及びＺｒの添加は、靭性を高め
る効果があり、Ｔａ０.２％ 以下、Ｔｉ０.１％以下及
びＺｒ０.１％以下の単独または複合添加で十分な効果
が得られる。Ｔａを０.１％ 以上添加した場合には、Ｎ
ｂの添加を省略することができる。
る効果があり、Ｔａ０.２％ 以下、Ｔｉ０.１％以下及
びＺｒ０.１％以下の単独または複合添加で十分な効果
が得られる。Ｔａを０.１％ 以上添加した場合には、Ｎ
ｂの添加を省略することができる。
【００２８】本発明の耐熱鋼ロータ材は実質的に全焼も
どしマルテンサイト組織でなければならない、δフェラ
イト組織が混在すると、疲労強度及び靭性が低くなるの
で、組織は均一な焼もどしマルテンサイト組織にする必
要がある。全焼もどしマルテンサイト組織を得るため
に、（１）式で計算されるＣｒ当量を、成分調整により
１０以下にしなければならない。Ｃｒ当量をあまり低く
するとクリープ破断強度が低下してしまうので、４以上
にしなければならない。特に、Ｃｒ当量６〜８が好まし
い。
どしマルテンサイト組織でなければならない、δフェラ
イト組織が混在すると、疲労強度及び靭性が低くなるの
で、組織は均一な焼もどしマルテンサイト組織にする必
要がある。全焼もどしマルテンサイト組織を得るため
に、（１）式で計算されるＣｒ当量を、成分調整により
１０以下にしなければならない。Ｃｒ当量をあまり低く
するとクリープ破断強度が低下してしまうので、４以上
にしなければならない。特に、Ｃｒ当量６〜８が好まし
い。
【００２９】Ｂ添加は高温（６２１℃以上）クリープ破
断強度を著しく高めるが、Ｂ含有量が０.０１％未満で
はその効果が不十分である。Ｂ含有量が０.０４％を越
えると、高温熱間加工性が悪くなるため、上限は０.０
４％ に制限される。大形ロータのＢ含有量は、０.０１
〜０.０３％が好ましく、特に０.０１〜０.０２％が好
ましい。
断強度を著しく高めるが、Ｂ含有量が０.０１％未満で
はその効果が不十分である。Ｂ含有量が０.０４％を越
えると、高温熱間加工性が悪くなるため、上限は０.０
４％ に制限される。大形ロータのＢ含有量は、０.０１
〜０.０３％が好ましく、特に０.０１〜０.０２％が好
ましい。
【００３０】Ｃｏ添加は有害組織であるδフェライト相
の析出を防止すると共に、クリープ破断強度及び靭性を
高める効果がある。２％以上の添加は、靭性を低める欠
点がでてくる。特に０.５〜１.９％が好ましい。
の析出を防止すると共に、クリープ破断強度及び靭性を
高める効果がある。２％以上の添加は、靭性を低める欠
点がでてくる。特に０.５〜１.９％が好ましい。
【００３１】ロータは、６２１℃以上の蒸気中で高速回
転(３０００又は３６００rpm）されるので、ブレードを
支持しているダブテール部と中心孔部には、高い応力が
作用するので、クリープ破壊防止の観点から、１０kgｆ
／mm2以上の１０5ｈクリープ破断強度が要求される。ま
た、起動時には、メタル温度が低い時に中心孔部に引張
り熱応力が作用するので、脆性破壊防止の観点から、
１.５kgｆ−ｍ 以上の室温衝撃吸収エネルギが要求され
る。
転(３０００又は３６００rpm）されるので、ブレードを
支持しているダブテール部と中心孔部には、高い応力が
作用するので、クリープ破壊防止の観点から、１０kgｆ
／mm2以上の１０5ｈクリープ破断強度が要求される。ま
た、起動時には、メタル温度が低い時に中心孔部に引張
り熱応力が作用するので、脆性破壊防止の観点から、
１.５kgｆ−ｍ 以上の室温衝撃吸収エネルギが要求され
る。
【００３２】ロータ全体を均質にするのには、鋼塊重量
８０トン前後（ロータ→直径：1200mm，長さ：約８ｍ）
と大形になるので、高度な製造技術が要求される。本発
明ロータは目標組成とする合金原料を電気炉で溶解し精
錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製し、こ
の電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で鋼塊を作製
し、この鋼塊を熱間鍛錬で成形することにより作製でき
る。電気炉とエレクトロスラグ再溶解法で、２回溶解を
繰り返すことにより、成分偏析の少ない均質なロータが
作製できる。
８０トン前後（ロータ→直径：1200mm，長さ：約８ｍ）
と大形になるので、高度な製造技術が要求される。本発
明ロータは目標組成とする合金原料を電気炉で溶解し精
錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製し、こ
の電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で鋼塊を作製
し、この鋼塊を熱間鍛錬で成形することにより作製でき
る。電気炉とエレクトロスラグ再溶解法で、２回溶解を
繰り返すことにより、成分偏析の少ない均質なロータが
作製できる。
【００３３】また、鋼塊の熱間鍛錬は、高温で行うほど
変形抵抗が小さく鍛錬し易いが、あまり高温で行うと割
れてしまうので、９５０〜１２００℃の温度範囲で行わ
なければならない。熱間鍛錬成形後、９５０〜１１５０
℃に加熱し、６６０〜７５０℃まで冷却し、この温度で
恒温焼鈍し、更に１０００〜１１５０℃に加熱焼入れ
後、５５０〜６５０℃及び６５０〜７５０℃で２回焼も
どしを行うことにより、１０kgｆ／mm2 以上の６５０
℃、１０5ｈクリープ破断強度と１.５kgｆ−ｍ以上の室
温衝撃吸収エネルギが得られ、６２１℃以上の蒸気中で
使用可能な蒸気タービンロータが製造法できる。上記熱
処理で、恒温焼鈍は結晶粒を微細化し、靭性を高める。
また、２回焼もどしは、残留オーステナイトを完全に分
解させ、均一な全焼きもどしマルテンサイト組織にする
ことができる。
変形抵抗が小さく鍛錬し易いが、あまり高温で行うと割
れてしまうので、９５０〜１２００℃の温度範囲で行わ
なければならない。熱間鍛錬成形後、９５０〜１１５０
℃に加熱し、６６０〜７５０℃まで冷却し、この温度で
恒温焼鈍し、更に１０００〜１１５０℃に加熱焼入れ
後、５５０〜６５０℃及び６５０〜７５０℃で２回焼も
どしを行うことにより、１０kgｆ／mm2 以上の６５０
℃、１０5ｈクリープ破断強度と１.５kgｆ−ｍ以上の室
温衝撃吸収エネルギが得られ、６２１℃以上の蒸気中で
使用可能な蒸気タービンロータが製造法できる。上記熱
処理で、恒温焼鈍は結晶粒を微細化し、靭性を高める。
また、２回焼もどしは、残留オーステナイトを完全に分
解させ、均一な全焼きもどしマルテンサイト組織にする
ことができる。
【００３４】
【実施例】以下、本発明鋼の実施例について述べる。
【００３５】表１は代表的試料の化学組成を示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】試料は、高周波誘導溶解炉を用い鋼塊を作
製し、次に９５０〜１１５０℃で、３５mm角棒に熱間鍛
伸した。試料Ｎｏ.８〜１３は発明材であり、試料Ｎｏ.
１及び２は従来材である。試料Ｎｏ.１及びＮｏ.２は現
流タービンに使用されているＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び１１
Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋼である。Ｎｏ.３〜No.７
は比較材である。
製し、次に９５０〜１１５０℃で、３５mm角棒に熱間鍛
伸した。試料Ｎｏ.８〜１３は発明材であり、試料Ｎｏ.
１及び２は従来材である。試料Ｎｏ.１及びＮｏ.２は現
流タービンに使用されているＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び１１
Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋼である。Ｎｏ.３〜No.７
は比較材である。
【００３８】試料は、大形蒸気タービンロータシャフト
の中心部を想定して次の条件で熱処理（焼入れ・焼もど
し）した。大形ロータの中心部は、水又は油で焼入れし
ても、冷却速度はあまり速くならず、高々１００℃／ｈ
である。
の中心部を想定して次の条件で熱処理（焼入れ・焼もど
し）した。大形ロータの中心部は、水又は油で焼入れし
ても、冷却速度はあまり速くならず、高々１００℃／ｈ
である。
【００３９】試料Ｎｏ.１：９７０℃×２０ｈ１００℃
／ｈ冷却 ６７５℃×２０ｈ空冷 試料Ｎｏ.２：１０５０℃×２０ｈ １００ ℃／ｈ
冷却 ５７０℃×２０ｈ 空冷 ６７５℃×２０ｈ 空冷 試料Ｎｏ.３〜１３：１０５０℃×２０ｈ １００ ℃
／ｈ 冷却 ５７０℃×２０ｈ 空冷 ７００℃×２０ｈ 空冷 試料Ｎｏ.１０′は、焼入れ・焼もどし熱処理前に、恒
温焼鈍処理(１０５０℃まで加熱し、１０時間保持後７
００℃まで冷却死、この温度で５０時間保持し恒温変態
させ、炉冷）を施したものである。
／ｈ冷却 ６７５℃×２０ｈ空冷 試料Ｎｏ.２：１０５０℃×２０ｈ １００ ℃／ｈ
冷却 ５７０℃×２０ｈ 空冷 ６７５℃×２０ｈ 空冷 試料Ｎｏ.３〜１３：１０５０℃×２０ｈ １００ ℃
／ｈ 冷却 ５７０℃×２０ｈ 空冷 ７００℃×２０ｈ 空冷 試料Ｎｏ.１０′は、焼入れ・焼もどし熱処理前に、恒
温焼鈍処理(１０５０℃まで加熱し、１０時間保持後７
００℃まで冷却死、この温度で５０時間保持し恒温変態
させ、炉冷）を施したものである。
【００４０】表２は室温の引張特性、２０℃におけるＶ
ノッチシャルピー衝撃吸収エネルギ及び６５０℃、１０
5ｈクリープ破断強度を示す。
ノッチシャルピー衝撃吸収エネルギ及び６５０℃、１０
5ｈクリープ破断強度を示す。
【００４１】
【表２】
【００４２】適量のＮ，Ｂ及びＣｏを添加した本発明材
(Ｎｏ.８〜１０）のクリープ破断強度及び衝撃吸収エネ
ルギは、超々臨界圧タービンロータに要求される特性
（６５０℃，１０５ｈ強度≧１０kgｆ／mm2，２０℃衝
撃吸収エネルギ≧１.５kg−ｍ)を十分満足する。また、
Ｔａ，Ｔｉ及びＺｒを添加した試料(Ｎｏ.１１，１２及
び１３）の靭性は、かなり優れている。
(Ｎｏ.８〜１０）のクリープ破断強度及び衝撃吸収エネ
ルギは、超々臨界圧タービンロータに要求される特性
（６５０℃，１０５ｈ強度≧１０kgｆ／mm2，２０℃衝
撃吸収エネルギ≧１.５kg−ｍ)を十分満足する。また、
Ｔａ，Ｔｉ及びＺｒを添加した試料(Ｎｏ.１１，１２及
び１３）の靭性は、かなり優れている。
【００４３】恒温焼鈍処理を施した試料１０´の靭性
は、この処理を行わなかった試料No.１０より、著しく
改善されている。
は、この処理を行わなかった試料No.１０より、著しく
改善されている。
【００４４】図１および図２は、衝撃吸収エネルギおよ
びクリープ破断強度に及ぼすＣ＋Ｎ量の影響を示す。Ｃ
＋Ｎ量が０.１４％の本発明材(Ｎｏ.９)は、比較材(Ｎ
ｏ.６：Ｃ＋Ｎ＝０.０７，Ｎｏ.４：Ｃ＋Ｎ＝０.１８)
に比べ、クリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギが著し
く優れており、要求値を十分満足する。本発明材は、６
５０℃以下の温度域（５２５〜６２５℃）でも、比較材
より著しく高いクリープ破断強度を示した。
びクリープ破断強度に及ぼすＣ＋Ｎ量の影響を示す。Ｃ
＋Ｎ量が０.１４％の本発明材(Ｎｏ.９)は、比較材(Ｎ
ｏ.６：Ｃ＋Ｎ＝０.０７，Ｎｏ.４：Ｃ＋Ｎ＝０.１８)
に比べ、クリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギが著し
く優れており、要求値を十分満足する。本発明材は、６
５０℃以下の温度域（５２５〜６２５℃）でも、比較材
より著しく高いクリープ破断強度を示した。
【００４５】本発明の合金組成原料を電気炉で溶解し精
錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製し、こ
の電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で１０トン鋼塊
を作製し、この鋼塊を９５０〜１２００℃で熱間鍛錬で
成形した。熱間鍛錬成形後、１０５０℃に加熱し、７０
０℃まで冷却し、この温度で恒温焼鈍し、更に1050℃に
加熱焼入れ後、５７０℃及び７００℃で２回焼もどしを
行ない蒸気タービンロータを製造した。図２はその形状
を示す。この試作ロータを切断調査した結果、超々臨界
圧タービンロータに要求される特性(６５０℃、１０5ｈ
強度≧１０kgｆ／mm2，２０℃衝撃吸収エネルギ≧１.５
kg−ｍ）を十分満足し、均質なロータであることが実証
された。
錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作製し、こ
の電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で１０トン鋼塊
を作製し、この鋼塊を９５０〜１２００℃で熱間鍛錬で
成形した。熱間鍛錬成形後、１０５０℃に加熱し、７０
０℃まで冷却し、この温度で恒温焼鈍し、更に1050℃に
加熱焼入れ後、５７０℃及び７００℃で２回焼もどしを
行ない蒸気タービンロータを製造した。図２はその形状
を示す。この試作ロータを切断調査した結果、超々臨界
圧タービンロータに要求される特性(６５０℃、１０5ｈ
強度≧１０kgｆ／mm2，２０℃衝撃吸収エネルギ≧１.５
kg−ｍ）を十分満足し、均質なロータであることが実証
された。
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば、６５０℃クリープ破断
強度及び室温靭性の高いマルテンサイト系耐熱鋼が得ら
れるので、温度６５０℃までの超々臨界圧タービン用ロ
ータ等の高温部材をこれまでの超合金鋼に代わり、マル
テンサイト系耐熱鋼(本発明鋼)で作製することができ
る。
強度及び室温靭性の高いマルテンサイト系耐熱鋼が得ら
れるので、温度６５０℃までの超々臨界圧タービン用ロ
ータ等の高温部材をこれまでの超合金鋼に代わり、マル
テンサイト系耐熱鋼(本発明鋼)で作製することができ
る。
【００４７】これまでの超合金鋼に代わり、本発明鋼を
高温部材に使用することにより、材料コストを著しく低
減することができる。また、本発明鋼は超合金鋼に比べ
熱膨張係数が小さいので、タービンの急起動が容易にな
ると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。
高温部材に使用することにより、材料コストを著しく低
減することができる。また、本発明鋼は超合金鋼に比べ
熱膨張係数が小さいので、タービンの急起動が容易にな
ると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。
【図１】衝撃吸収エネルギに及ぼすＣ＋Ｎ量の影響を示
す特性図。
す特性図。
【図２】クリープ破断強度に及ぼすＣ＋Ｎ量の影響を示
す特性図。
す特性図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中村 重義 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 福井 寛 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 藤田 利夫 東京都千代田区神田駿河台四丁目６番地 株式会社日立製作所内
Claims (9)
- 【請求項１】重量比でＣ０.０６〜０.１６％，Ｓｉ０.
２％未満，Ｍｎ１％未満，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ０.２
〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜０.２
０％，Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５％未満、
Ｗ２を越え３％未満、Ｂ0.001を越え０.０３％ 未満及
びＣｏ２％未満を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物で
構成されていることを特徴とする蒸気タービンロータ。 - 【請求項２】重量比でＣ０.０６〜０.１４％，Ｓｉ０.
１％ 未満、Ｍｎ１％未満、Ｃｒ８〜１２％，Ｎｉ０.２
〜０.９％，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０１〜０.２
０％，Ｎ０.００５〜０.０３５％，Ｍｏ０.５未満％，
Ｗ２を越え３％未満、Ｂ０.０１を越え０.０２５％ 未
満及びＣｏ２％未満を含み，残部がＦｅ及び不可避不純
物で構成されていることを特徴とする蒸気タービンロー
タ。 - 【請求項３】重量比でＣ０.０９〜０.１４％，Ｓｉ０.
０７％未満、Ｍｎ０.７％未満、Ｃｒ９.５〜１２％，Ｎ
ｉ０.３〜０.７％，Ｖ０.１５〜０.２５％，Ｎｂ０.０
４〜０.０８％，Ｎ０.０１５〜０.０２５％，Ｍｏ０.４
％未満、Ｗ２.３〜２.７，Ｂ０.０１を越え０.０２％未
満及びＣｏ０.５ を越え２％未満を含み、残部がＦｅ及
び不可避不純物で構成されていることを特徴とする蒸気
タービンロータ。 - 【請求項４】請求項１または２において、Ｃ及びＮ含有
量が次式の範囲内の蒸気タービンロータ。 【数１】 Ｃ＋２Ｎ＝０.１３〜０.２ …（１） - 【請求項５】請求項１，２，３または４において、Ｔａ
０.２％以下、Ｔｉ０.１％以下及びＺｒ０.１％ 以下の
うち、少なくとも一種を含有する蒸気タービンロータ。 - 【請求項６】請求項１，２，３，４または５において、
数２で計算されるＣｒ当量が４〜１０であり、金属組織
が全焼もどしマルテンサイトである蒸気タービンロー
タ。 【数２】 Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１.５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ −３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ …（２） - 【請求項７】請求項１，２，３，４，５または６におい
て、６２５℃，１０5ｈ クリープ破断強度１０kgｆ／mm
2 以上、室温衝撃吸収エネルギー１.５kgｆ−ｍ 以上で
ある１２Ｃｒ耐熱鋼ロータ。 - 【請求項８】請求項１，２，３，４，５または６におい
て、前記ロータ材を目標組成とする合金原料を電気炉で
溶解し精錬後、真空カーボン脱酸法で脱酸し、電極を作
製し、この電極を用いエレクトロスラグ再溶解法で鋼塊
を作製し、この鋼塊を熱間鍛錬で成形する蒸気タービン
ロータの製造法。 - 【請求項９】請求項１，２，３，４，５または６に記載
の１２Ｃｒ耐熱鋼ロータ材を９５０〜１２００℃で熱間
鍛錬成形後、９５０〜１１５０℃に加熱し、６６０〜７
５０℃まで冷却し、この温度で恒温焼鈍し、 更に１０００〜１１５０℃に加熱焼入れ後、５５０〜６
５０℃及び６５０〜７５０℃で２回焼もどしを行う蒸気
タービンロータの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26332793A JP3345988B2 (ja) | 1993-10-21 | 1993-10-21 | 蒸気タービンロータ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26332793A JP3345988B2 (ja) | 1993-10-21 | 1993-10-21 | 蒸気タービンロータ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07118811A true JPH07118811A (ja) | 1995-05-09 |
| JP3345988B2 JP3345988B2 (ja) | 2002-11-18 |
Family
ID=17387940
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26332793A Expired - Fee Related JP3345988B2 (ja) | 1993-10-21 | 1993-10-21 | 蒸気タービンロータ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3345988B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1770184A1 (en) * | 2005-09-29 | 2007-04-04 | Hitachi, Ltd. | High-strength martensite heat resisting cast steel and method of producing the steel |
| JP2012077667A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-19 | Hitachi Ltd | 蒸気タービン用ロータシャフトとそれを用いた蒸気タービン及び蒸気タービン発電プラント |
| JP2015078426A (ja) * | 2013-09-13 | 2015-04-23 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン用ロータの製造方法 |
| JP2015529780A (ja) * | 2012-09-24 | 2015-10-08 | ヌオーヴォ ピニォーネ ソチエタ レスポンサビリタ リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | 蒸気タービンブレードのための特定の材料の選択 |
-
1993
- 1993-10-21 JP JP26332793A patent/JP3345988B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1770184A1 (en) * | 2005-09-29 | 2007-04-04 | Hitachi, Ltd. | High-strength martensite heat resisting cast steel and method of producing the steel |
| JP2007092122A (ja) * | 2005-09-29 | 2007-04-12 | Hitachi Ltd | 高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及びその用途 |
| JP4542490B2 (ja) * | 2005-09-29 | 2010-09-15 | 株式会社日立製作所 | 高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及びその用途 |
| JP2012077667A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-19 | Hitachi Ltd | 蒸気タービン用ロータシャフトとそれを用いた蒸気タービン及び蒸気タービン発電プラント |
| JP2015529780A (ja) * | 2012-09-24 | 2015-10-08 | ヌオーヴォ ピニォーネ ソチエタ レスポンサビリタ リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | 蒸気タービンブレードのための特定の材料の選択 |
| JP2015078426A (ja) * | 2013-09-13 | 2015-04-23 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン用ロータの製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3345988B2 (ja) | 2002-11-18 |
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