JPH0726329A - 耐熱ロータの製造法 - Google Patents
耐熱ロータの製造法Info
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- JPH0726329A JPH0726329A JP17345393A JP17345393A JPH0726329A JP H0726329 A JPH0726329 A JP H0726329A JP 17345393 A JP17345393 A JP 17345393A JP 17345393 A JP17345393 A JP 17345393A JP H0726329 A JPH0726329 A JP H0726329A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は含有する成分を調整し、高温度の蒸
気条件下での長時間加熱脆化が少く、かつ高温強度およ
びクリープ破断強度を向上させた耐熱ロータの製造法を
提供する。 【構成】 重量％で、C:0.07〜0.18、Si≦1.0 、Mn＜0.
1 、Cr：10〜13、Ni:0.1〜1.0 、Mo:0.1〜1.0 、V:0.15
〜0.40、Nb：0.02〜0.1 、 W:2.0〜4.0 、Co:3.0〜8.0
、 P≦0.010 、 S≦0.010 、Al≦0.015 、B:0.0005〜
0.005 、N:0.01〜0.1 、Sb＋Sn≦0.007 、必要に応じて
Cu≦0.1 、残部が実質的にFeから成る鋼を熱間成形後10
20〜1120℃に加熱、加速冷却を行った後、 700℃以上Ac
1 点以下の温度に再加熱する耐熱ロータの製造法。
気条件下での長時間加熱脆化が少く、かつ高温強度およ
びクリープ破断強度を向上させた耐熱ロータの製造法を
提供する。 【構成】 重量％で、C:0.07〜0.18、Si≦1.0 、Mn＜0.
1 、Cr：10〜13、Ni:0.1〜1.0 、Mo:0.1〜1.0 、V:0.15
〜0.40、Nb：0.02〜0.1 、 W:2.0〜4.0 、Co:3.0〜8.0
、 P≦0.010 、 S≦0.010 、Al≦0.015 、B:0.0005〜
0.005 、N:0.01〜0.1 、Sb＋Sn≦0.007 、必要に応じて
Cu≦0.1 、残部が実質的にFeから成る鋼を熱間成形後10
20〜1120℃に加熱、加速冷却を行った後、 700℃以上Ac
1 点以下の温度に再加熱する耐熱ロータの製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は長時間加熱脆化が少く、
高温強度と高温クリープ破断強度に富みしかも靭性の良
好な耐熱ロータの製造法に関する。
高温強度と高温クリープ破断強度に富みしかも靭性の良
好な耐熱ロータの製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電においては、発生廃棄ガ
スの環境汚染からの制約と、発電コストの一層の低減化
をはかるため、発電効率をさらに向上させる努力が傾注
されている。そしてそれを具現化するための高圧ロータ
の出現が望まれている。この高圧ロータには高温におけ
る強度やクリープ破断強度が充分高いということのほか
に、高温に長時間保持された場合の長時間加熱脆化の少
い材質であることも極めて重要である。
スの環境汚染からの制約と、発電コストの一層の低減化
をはかるため、発電効率をさらに向上させる努力が傾注
されている。そしてそれを具現化するための高圧ロータ
の出現が望まれている。この高圧ロータには高温におけ
る強度やクリープ破断強度が充分高いということのほか
に、高温に長時間保持された場合の長時間加熱脆化の少
い材質であることも極めて重要である。
【０００３】これらの要求は、発電に使用される蒸気条
件が５９０℃から６００℃になり、さらに６２０℃と計
画されるに及んでますます厳密さを加え、これに対する
有利な設計を可能にするためには従来の成分の鋼、例え
ば特開昭５９−１７９７１９号公報や、特開昭５９−１
３３３５４号公報、特公昭６０−５４３８５号公報等に
開示された鋼では、不充分になりつつある。
件が５９０℃から６００℃になり、さらに６２０℃と計
画されるに及んでますます厳密さを加え、これに対する
有利な設計を可能にするためには従来の成分の鋼、例え
ば特開昭５９−１７９７１９号公報や、特開昭５９−１
３３３５４号公報、特公昭６０−５４３８５号公報等に
開示された鋼では、不充分になりつつある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このような従来の鋼で
は、５９０℃程度迄の温度にはクリープ破断強度、クリ
ープ延性・靭性は良好であるが、ロータとして６００
℃，６２０℃というさらに高温度の蒸気条件下での運転
には不充分であるという問題がある。
は、５９０℃程度迄の温度にはクリープ破断強度、クリ
ープ延性・靭性は良好であるが、ロータとして６００
℃，６２０℃というさらに高温度の蒸気条件下での運転
には不充分であるという問題がある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記従来
技術の問題点を検討した結果、Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｂ，Ｎの適量添加を行い、さらに従来の知見より多
量のＷと上記各添加元素の適量に見合うＣｏを添加し、
Ｓｉ，Ｍｎを低減させることと同時にＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ等の脆化促進不純物を一定量以下に低減させることに
より、高温強度、クリープ破断強度の向上と同時に、長
時間加熱脆化の防止が大幅に可能となる高圧ロータの製
造を見出した。すなわち、本発明の骨子はＷを従来の鋼
より増量してクリープ破断強度を向上させ、 Laves相
（Ｆｅ2 Ｍｏ）を形成するＭｏは本発明対象ロータとし
ての使用条件を考慮して、低目に抑え、Ｍｎの低減とＣ
ｏの適量添加でＡｃ1 変態点を上昇させることにより、
焼戻温度を高くすることを可能ならしめること、および
その他の添加元素の適量添加により、高温強度と高温ク
リープ破断強度を確保することにある。
技術の問題点を検討した結果、Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｂ，Ｎの適量添加を行い、さらに従来の知見より多
量のＷと上記各添加元素の適量に見合うＣｏを添加し、
Ｓｉ，Ｍｎを低減させることと同時にＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ等の脆化促進不純物を一定量以下に低減させることに
より、高温強度、クリープ破断強度の向上と同時に、長
時間加熱脆化の防止が大幅に可能となる高圧ロータの製
造を見出した。すなわち、本発明の骨子はＷを従来の鋼
より増量してクリープ破断強度を向上させ、 Laves相
（Ｆｅ2 Ｍｏ）を形成するＭｏは本発明対象ロータとし
ての使用条件を考慮して、低目に抑え、Ｍｎの低減とＣ
ｏの適量添加でＡｃ1 変態点を上昇させることにより、
焼戻温度を高くすることを可能ならしめること、および
その他の添加元素の適量添加により、高温強度と高温ク
リープ破断強度を確保することにある。
【０００６】本発明は以上の知見に基づくものであり、
その特徴とするところは、重量％で Ｃ ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｍｎ：０．１０％未満、 Ｃｒ：１０〜１３％、Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ ：０．１５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１
％、Ｗ ：２．０〜４．０％、 Ｃｏ：３．０〜８．
０％、Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．０１０
％以下、Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｂ：０．０００
５〜０．００５％、Ｎ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｂ
＋Ｓｎの合計：０．００７％以下であり、さらに必要に
応じてＣｕ：１．０％以下添加し、残部がＦｅと他の不
可避的不純物から成る鋼を熱間成形した後、最終熱処理
として１０２０〜１１２０℃の温度に加熱して加速冷却
を行った後に７００℃以上Ａｃ1 点以下の温度に再加熱
する耐熱ロータの製造法である。
その特徴とするところは、重量％で Ｃ ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｍｎ：０．１０％未満、 Ｃｒ：１０〜１３％、Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ ：０．１５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１
％、Ｗ ：２．０〜４．０％、 Ｃｏ：３．０〜８．
０％、Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．０１０
％以下、Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｂ：０．０００
５〜０．００５％、Ｎ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｂ
＋Ｓｎの合計：０．００７％以下であり、さらに必要に
応じてＣｕ：１．０％以下添加し、残部がＦｅと他の不
可避的不純物から成る鋼を熱間成形した後、最終熱処理
として１０２０〜１１２０℃の温度に加熱して加速冷却
を行った後に７００℃以上Ａｃ1 点以下の温度に再加熱
する耐熱ロータの製造法である。
【０００７】以下に本発明をさらに詳細に説明する。先
ず本発明の対象とするロータを構成する鋼の化学成分の
添加理由を説明する。Ｃは強度確保上必要な元素である
が、０．０７％未満では焼入性の良好な本発明の規定す
る成分でも焼入硬さの確保が困難であり、従って加速冷
却し、焼戻後の常温，高温強度の確保、さらに高温での
クリープ破断強度の確保ができない。一方０．１８％を
超える量の添加では、靭性の劣化や、クリープ延性の劣
化が生じ好ましくない。従って０．０７〜０．１８％と
した。
ず本発明の対象とするロータを構成する鋼の化学成分の
添加理由を説明する。Ｃは強度確保上必要な元素である
が、０．０７％未満では焼入性の良好な本発明の規定す
る成分でも焼入硬さの確保が困難であり、従って加速冷
却し、焼戻後の常温，高温強度の確保、さらに高温での
クリープ破断強度の確保ができない。一方０．１８％を
超える量の添加では、靭性の劣化や、クリープ延性の劣
化が生じ好ましくない。従って０．０７〜０．１８％と
した。
【０００８】Ｓｉは強度を向上する元素であるが、本発
明の目的とするロータの場合、ＰやＭｎと共に焼戻脆化
や長時間加熱脆化を助長する。また、Ｍｏ含有鋼ではLa
ves相の析出を助長する等の悪影響もあり、できるだけ
低減することが望ましい。しかしながらＡｌもＭｎも低
減する必要のある本発明の場合、溶製上の困難さも考慮
に入れ上限を０．１％とした。
明の目的とするロータの場合、ＰやＭｎと共に焼戻脆化
や長時間加熱脆化を助長する。また、Ｍｏ含有鋼ではLa
ves相の析出を助長する等の悪影響もあり、できるだけ
低減することが望ましい。しかしながらＡｌもＭｎも低
減する必要のある本発明の場合、溶製上の困難さも考慮
に入れ上限を０．１％とした。
【０００９】Ｍｎは焼入性を向上させ、かつ強度を上
げ、δフェライトの生成を防止する等の効果があるがＡ
ｃ1 変態点を下げクリープ破断強度確保のためには好ま
しくなく、前述したように本発明を構成する重要なポイ
ントの１つとしてできるだけ低い方が望ましいが、あま
りに低くすると溶製上の困難さがあり、不経済となる。
従って上限のみを規制し０．１％未満とした。
げ、δフェライトの生成を防止する等の効果があるがＡ
ｃ1 変態点を下げクリープ破断強度確保のためには好ま
しくなく、前述したように本発明を構成する重要なポイ
ントの１つとしてできるだけ低い方が望ましいが、あま
りに低くすると溶製上の困難さがあり、不経済となる。
従って上限のみを規制し０．１％未満とした。
【００１０】Ｃｒは本発明のロータを構成する鋼の基本
元素であって、高温強度、高温クリープ破断強度、高温
耐食性を保持するため地鉄中での固溶と炭化物Ｍ23Ｃ6
のＭを主として構成するために添加するもので、１０％
未満では炭化物生成後の地鉄のＣｒ濃度の低下で耐食性
に難点を生じ、また１３％超では本発明の対象とするロ
ータの鋼では変態点がなくなり結晶粒度の異常成長によ
る靭性劣化が生じるからである。
元素であって、高温強度、高温クリープ破断強度、高温
耐食性を保持するため地鉄中での固溶と炭化物Ｍ23Ｃ6
のＭを主として構成するために添加するもので、１０％
未満では炭化物生成後の地鉄のＣｒ濃度の低下で耐食性
に難点を生じ、また１３％超では本発明の対象とするロ
ータの鋼では変態点がなくなり結晶粒度の異常成長によ
る靭性劣化が生じるからである。
【００１１】Ｎｉは地鉄中に固溶し、靭性を向上させる
効果があるが、本発明では過度に添加した場合、高温長
時間使用中にＣｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ等の炭・窒化物を凝
集させ、クリープ延性の低下をきたすことがある。この
限界量から上限を１％と定めた。一方Ｎｉはδフェライ
ト生成を抑制する大きな効果があり０．１％以上の添加
を行うこととし、ロータの遭遇雰囲気温度、ロータ径、
回転速度等を勘案してその規定範囲内での適正量を決定
する。
効果があるが、本発明では過度に添加した場合、高温長
時間使用中にＣｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ等の炭・窒化物を凝
集させ、クリープ延性の低下をきたすことがある。この
限界量から上限を１％と定めた。一方Ｎｉはδフェライ
ト生成を抑制する大きな効果があり０．１％以上の添加
を行うこととし、ロータの遭遇雰囲気温度、ロータ径、
回転速度等を勘案してその規定範囲内での適正量を決定
する。
【００１２】Ｃｕは地鉄中に固溶して固溶強化させると
共に、概ね０．５％以上の添加の場合は焼戻時に析出し
て析出強化を行う。本発明では必要に応じ、これを１．
０％以下添加することにした。これを超える量の添加は
析出強化の際に靭性の劣化を避けることができなくなる
ためである。
共に、概ね０．５％以上の添加の場合は焼戻時に析出し
て析出強化を行う。本発明では必要に応じ、これを１．
０％以下添加することにした。これを超える量の添加は
析出強化の際に靭性の劣化を避けることができなくなる
ためである。
【００１３】Ｍｏは本発明を構成する鋼では固溶体強化
作用、Ｍ23Ｃ6 炭化物の安定化作用、一部の Laves相と
しての析出作用を有し、高温クリープ強度を確保する上
で添加する。上限を１％としたのは、Ｃｏ，Ｗを含む本
発明では、これを超える量の添加では Laves相の析出量
が増加し、靭性を低下させるためであり、下限量を０．
１％としたのはこれ未満では高温強度の確保や高温での
ピッティング腐蝕の発生を防止できなくなるからであ
る。
作用、Ｍ23Ｃ6 炭化物の安定化作用、一部の Laves相と
しての析出作用を有し、高温クリープ強度を確保する上
で添加する。上限を１％としたのは、Ｃｏ，Ｗを含む本
発明では、これを超える量の添加では Laves相の析出量
が増加し、靭性を低下させるためであり、下限量を０．
１％としたのはこれ未満では高温強度の確保や高温での
ピッティング腐蝕の発生を防止できなくなるからであ
る。
【００１４】Ｖは炭化物Ｖ4 Ｃ3 、炭・窒化物Ｖ（Ｃ，
Ｎ）或いはＭ23Ｃ6 のＭ中に入って析出強化作用を起
し、本発明の対象とするロータの高温クリープ破断強度
を確保する意味で極めて重要である。下限量を０．１５
％としたのはこれ未満ではこれらの効果が充分に期待で
きないからであり、一方添加量を過多にするとこれらの
効果が飽和し経済的でないばかりかかえって靭性やクリ
ープ延性を劣化させる。このため上限を０．４０％とし
た。
Ｎ）或いはＭ23Ｃ6 のＭ中に入って析出強化作用を起
し、本発明の対象とするロータの高温クリープ破断強度
を確保する意味で極めて重要である。下限量を０．１５
％としたのはこれ未満ではこれらの効果が充分に期待で
きないからであり、一方添加量を過多にするとこれらの
効果が飽和し経済的でないばかりかかえって靭性やクリ
ープ延性を劣化させる。このため上限を０．４０％とし
た。
【００１５】ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）を生成し、この一部
が未固溶である温度に焼入温度をとることによってオー
ステナイトの成長を抑制し、細粒オーステナイトからの
焼入れによって、細粒マルテンサイトを晶出せしめ、続
く焼戻時に地鉄中に固溶していたＮｂをＮｂ（Ｃ，Ｎ）
として微細に析出せしめ、細粒の焼戻マルテンサイトと
して粒界面積を拡げると共に、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓ，Ａ
ｓ，Ｓｎ等粒界脆化を促進する元素を少くしたこととの
重畳効果により著しく長時間加熱脆化を抑制できる等の
知見により添加する。これらの効果を有効ならしめる下
限量は０．０２％である。一方添加量が多すぎると長時
間加熱の際にＮｂ（Ｃ，Ｎ）の顕著な凝集粗大化を生
じ、クリープ破断強度、特に長時間側のそれを低下せし
めることが多い。さらにＮｂは鋼塊の凝固時にＣと結び
ついてＮｂＣの巨大一次共晶として晶出し、これが後工
程の熱処理によっても鋼中に均等に拡散固溶せず、これ
がクリープ破断強度やクリープ延性の著しい低下並びに
靭性の著しい低下をきたす。このＮｂの限界量が０．１
％であり、これをＮｂの上限量として規定した。
が未固溶である温度に焼入温度をとることによってオー
ステナイトの成長を抑制し、細粒オーステナイトからの
焼入れによって、細粒マルテンサイトを晶出せしめ、続
く焼戻時に地鉄中に固溶していたＮｂをＮｂ（Ｃ，Ｎ）
として微細に析出せしめ、細粒の焼戻マルテンサイトと
して粒界面積を拡げると共に、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓ，Ａ
ｓ，Ｓｎ等粒界脆化を促進する元素を少くしたこととの
重畳効果により著しく長時間加熱脆化を抑制できる等の
知見により添加する。これらの効果を有効ならしめる下
限量は０．０２％である。一方添加量が多すぎると長時
間加熱の際にＮｂ（Ｃ，Ｎ）の顕著な凝集粗大化を生
じ、クリープ破断強度、特に長時間側のそれを低下せし
めることが多い。さらにＮｂは鋼塊の凝固時にＣと結び
ついてＮｂＣの巨大一次共晶として晶出し、これが後工
程の熱処理によっても鋼中に均等に拡散固溶せず、これ
がクリープ破断強度やクリープ延性の著しい低下並びに
靭性の著しい低下をきたす。このＮｂの限界量が０．１
％であり、これをＮｂの上限量として規定した。
【００１６】Ｗは本発明鋼の場合、高温強度および高温
クリープ破断強度向上のために添加するが、特に本発明
鋼の如く６００℃を超えるような高温使用の場合、少く
とも２％の添加量が必要であるが、あまり多くすると炭
化物の量が多すぎ、靭性の著しい劣化をもたらすため上
限を４％とした。
クリープ破断強度向上のために添加するが、特に本発明
鋼の如く６００℃を超えるような高温使用の場合、少く
とも２％の添加量が必要であるが、あまり多くすると炭
化物の量が多すぎ、靭性の著しい劣化をもたらすため上
限を４％とした。
【００１７】ＣｏはＮｉやＭｎと共にδフェライトの生
成を抑制する数少い元素であり、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等
のδフェライトの生成助長元素と異なる。さらに地鉄中
に固溶してＡｃ1 点を上昇させる効果があるから焼戻温
度を上昇させることが可能であり、Ｍｎの低減と共に本
発明では重要なポイントの１つである。下限を３０％と
したのはこれらの効果が本発明の対象とするロータの使
用雰囲気温度では期待できなくなるからであり、上限を
８．０％としたのはこれを超える量ではその作用により
他元素の炭・窒化物の安全性を阻害するからである。
成を抑制する数少い元素であり、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等
のδフェライトの生成助長元素と異なる。さらに地鉄中
に固溶してＡｃ1 点を上昇させる効果があるから焼戻温
度を上昇させることが可能であり、Ｍｎの低減と共に本
発明では重要なポイントの１つである。下限を３０％と
したのはこれらの効果が本発明の対象とするロータの使
用雰囲気温度では期待できなくなるからであり、上限を
８．０％としたのはこれを超える量ではその作用により
他元素の炭・窒化物の安全性を阻害するからである。
【００１８】Ｐは初期靭性を劣化させると同時に、直接
の粒界脆化の原因となり、本発明ではＭｎやＳｉと共に
その絶対量を減少させる必要がある。低い程好ましいが
使用条件から見た必要限界および経済的理由から上限の
みを規定し０．０１０％とした。Ｓは初期靭性、特に吸
収エネルギー値を低下せしめるため低い程好ましいが精
錬上の理由で上限のみを規定し０．０１０％以下とし
た。
の粒界脆化の原因となり、本発明ではＭｎやＳｉと共に
その絶対量を減少させる必要がある。低い程好ましいが
使用条件から見た必要限界および経済的理由から上限の
みを規定し０．０１０％とした。Ｓは初期靭性、特に吸
収エネルギー値を低下せしめるため低い程好ましいが精
錬上の理由で上限のみを規定し０．０１０％以下とし
た。
【００１９】Ａｌは脱酸剤として添加されるが、Ｎとの
親和力が強いためＮを固定してＶ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の本発明に有効な炭・窒化物のスムーズな
形成を阻害して結果としてクリープ破断強度の低下、ク
リープ延性の低下をきたす可能性が大きく、できるだけ
少い方が好ましいが、本発明では低Ｓｉのため溶製時の
脱酸が困難であることが考慮されるため、少量の使用は
止むを得ない。従って上限のみを０．０１５％と規定し
た。
親和力が強いためＮを固定してＶ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の本発明に有効な炭・窒化物のスムーズな
形成を阻害して結果としてクリープ破断強度の低下、ク
リープ延性の低下をきたす可能性が大きく、できるだけ
少い方が好ましいが、本発明では低Ｓｉのため溶製時の
脱酸が困難であることが考慮されるため、少量の使用は
止むを得ない。従って上限のみを０．０１５％と規定し
た。
【００２０】ＢはＮｂとの共存で焼入性向上効果の他に
炭化物の地鉄中の粒状析出作用をもたらし、また粒界の
析出物を不連続にする等の作用がある。本発明で下限量
を０．０００５％としたのはこれらの効果を期待可能な
最低量であり、上限を０．００５％としたのはこれを超
える量では特に長時間の高温保持で粒界の炭化物を過度
に凝集せしめクリープ破断強度を低下せしめるからであ
る。
炭化物の地鉄中の粒状析出作用をもたらし、また粒界の
析出物を不連続にする等の作用がある。本発明で下限量
を０．０００５％としたのはこれらの効果を期待可能な
最低量であり、上限を０．００５％としたのはこれを超
える量では特に長時間の高温保持で粒界の炭化物を過度
に凝集せしめクリープ破断強度を低下せしめるからであ
る。
【００２１】Ｎはδフェライトの析出を抑えると同時に
本発明鋼では地鉄の強度を向上させると共にＶやＮｂ等
の炭・窒化物を形成させる重要元素である。これらの効
果を確保するための最低量は０．０１％であり、また上
限を０．１％としたのはこれを超える量では靭性の確保
が困難となるからである。
本発明鋼では地鉄の強度を向上させると共にＶやＮｂ等
の炭・窒化物を形成させる重要元素である。これらの効
果を確保するための最低量は０．０１％であり、また上
限を０．１％としたのはこれを超える量では靭性の確保
が困難となるからである。
【００２２】Ｓｂ，Ｓｎは長時間加熱保持時の粒界脆化
を著しく助長するため、できるだけ減少させるのが好ま
しいが、これらの元素は精錬で低減できるものでなく、
低減するにはスクラップ等の製鋼原料の厳選以外にな
く、経済的問題が大きい。本発明では靭性低下の割合も
考え合わせ上限量をＳｂとＳｎの和で０．００７０％と
した。
を著しく助長するため、できるだけ減少させるのが好ま
しいが、これらの元素は精錬で低減できるものでなく、
低減するにはスクラップ等の製鋼原料の厳選以外にな
く、経済的問題が大きい。本発明では靭性低下の割合も
考え合わせ上限量をＳｂとＳｎの和で０．００７０％と
した。
【００２３】次に本発明における製造条件について説明
する。先ず、本発明においては、前述の如き化学成分を
有する鋼を、ロータとして成形するのであるが、成形方
法は特に限定するものでなく、適正な条件下での鍛造お
よび機械加工によるのが好ましい。
する。先ず、本発明においては、前述の如き化学成分を
有する鋼を、ロータとして成形するのであるが、成形方
法は特に限定するものでなく、適正な条件下での鍛造お
よび機械加工によるのが好ましい。
【００２４】成形後所定の機械的性質を確保する目的か
ら熱処理を行うが、材質を決定する最後の熱処理として
加速冷却前の加熱温度は１０２０〜１１２０℃と限定し
た。下限を１０２０℃と決めたのはＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ等の炭化物、炭・窒化物の地鉄中への溶解を期待し、
焼戻時および高温使用時にこれらを継続析出させてクリ
ープ破断強度を確保する目的からで、１０２０℃未満で
はこれらの炭化物、炭・窒化物の溶解が不充分であるた
めである。一方、上限を１１２０℃と決めたのは、上述
のＮｂ（Ｃ，Ｎ）の加熱時のピンニング効果によるオー
ステナイト成長抑制の目的からであり、１１２０℃を超
える加熱温度ではＮｂ（Ｃ，Ｎ）がほぼ完全に溶解して
この効果は期待できないからである。
ら熱処理を行うが、材質を決定する最後の熱処理として
加速冷却前の加熱温度は１０２０〜１１２０℃と限定し
た。下限を１０２０℃と決めたのはＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ等の炭化物、炭・窒化物の地鉄中への溶解を期待し、
焼戻時および高温使用時にこれらを継続析出させてクリ
ープ破断強度を確保する目的からで、１０２０℃未満で
はこれらの炭化物、炭・窒化物の溶解が不充分であるた
めである。一方、上限を１１２０℃と決めたのは、上述
のＮｂ（Ｃ，Ｎ）の加熱時のピンニング効果によるオー
ステナイト成長抑制の目的からであり、１１２０℃を超
える加熱温度ではＮｂ（Ｃ，Ｎ）がほぼ完全に溶解して
この効果は期待できないからである。
【００２５】加熱後の加速冷却の冷却速度は本発明に規
定する化学成分の鋼は極めて焼入性がよく、充分に焼入
深度が得られ易いため、油焼入、圧搾気体や気水冷却に
よる冷却等の緩冷却も好ましく、従って特別に限定する
ものではない。要は均一な焼入組織を得るように管理さ
れた手段であればよい。また、加速冷却の終了温度は、
焼入組織が全断面で得られるような温度が必要であり、
特に限定はしないが、好ましいのは２００℃以下であ
る。
定する化学成分の鋼は極めて焼入性がよく、充分に焼入
深度が得られ易いため、油焼入、圧搾気体や気水冷却に
よる冷却等の緩冷却も好ましく、従って特別に限定する
ものではない。要は均一な焼入組織を得るように管理さ
れた手段であればよい。また、加速冷却の終了温度は、
焼入組織が全断面で得られるような温度が必要であり、
特に限定はしないが、好ましいのは２００℃以下であ
る。
【００２６】次に加速冷却後焼戻しを行うが、再加熱に
より７００℃以上Ａｃ1 点未満の温度に加熱して行う。
これは硬化組織の軟化と、これに付随する高靭化および
固溶していたＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗの炭化物、炭・
窒化物の微細析出を目的としたものである。ここで７０
０℃以上と限定したのは、これより低い温度での焼戻し
では、使用時の高温長時間保持中のクリープ破断強度の
低下が著しく、所定の目的を達せられなく、また良好な
靭性が期待できないからである。Ａｃ1 変態点に達する
と、強度、靭性共に劣化するので、工業的に可能な管理
条件を考慮してＡｃ1 変態点より５０℃以上低い温度と
するのが好ましい。
より７００℃以上Ａｃ1 点未満の温度に加熱して行う。
これは硬化組織の軟化と、これに付随する高靭化および
固溶していたＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗの炭化物、炭・
窒化物の微細析出を目的としたものである。ここで７０
０℃以上と限定したのは、これより低い温度での焼戻し
では、使用時の高温長時間保持中のクリープ破断強度の
低下が著しく、所定の目的を達せられなく、また良好な
靭性が期待できないからである。Ａｃ1 変態点に達する
と、強度、靭性共に劣化するので、工業的に可能な管理
条件を考慮してＡｃ1 変態点より５０℃以上低い温度と
するのが好ましい。
【００２７】
【実施例】次に本発明を実施例によりさらに具体的に説
明する。表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表
欄外に示す方法で鋼片を作成し、それぞれ表２で示す製
造条件で加熱、加速冷却、焼戻を行い試験に供した。靭
性については長時間加熱脆化試験として６２０℃×１０
００時間保定の熱処理を行って焼戻後と比較した。試験
結果を表２に併せて示す。
明する。表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表
欄外に示す方法で鋼片を作成し、それぞれ表２で示す製
造条件で加熱、加速冷却、焼戻を行い試験に供した。靭
性については長時間加熱脆化試験として６２０℃×１０
００時間保定の熱処理を行って焼戻後と比較した。試験
結果を表２に併せて示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】これらによって本発明によるＡ−１〜Ａ−
７の鋼はいずれも本発明の目的とする長時間加熱脆化の
少い、高いクリープ破断強度を兼ね備えた鋼が得られて
いることがわかる。これに対し、Ｂ−１〜Ｂ−３は化学
成分および熱処理条件が本発明の規定値を外れたもの
で、いずれも長時間加熱後の靭性とクリープ破断強度が
低い結果を示しており、本発明の効果による差が顕著で
ある。
７の鋼はいずれも本発明の目的とする長時間加熱脆化の
少い、高いクリープ破断強度を兼ね備えた鋼が得られて
いることがわかる。これに対し、Ｂ−１〜Ｂ−３は化学
成分および熱処理条件が本発明の規定値を外れたもの
で、いずれも長時間加熱後の靭性とクリープ破断強度が
低い結果を示しており、本発明の効果による差が顕著で
ある。
【００３１】
【発明の効果】以上の実施例からみても明らかな如く、
本発明によれば従来法により得られた鋼に比して長時間
加熱脆化が少く、しかもクリープ破断強度の高い耐熱ロ
ータを製造することができ、産業上の効果は極めて大き
い。
本発明によれば従来法により得られた鋼に比して長時間
加熱脆化が少く、しかもクリープ破断強度の高い耐熱ロ
ータを製造することができ、産業上の効果は極めて大き
い。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０７〜０．１８％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．１０％未満、 Ｃｒ：１０〜１３％、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．１５〜０．４０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１％、 Ｗ ：２．０〜４．０％、 Ｃｏ：３．０〜８．０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％、 ＳｂおよびＳｎの合計：０．００７％以下、 残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼を熱間成形後１
０２０〜１１２０℃に加熱し、加速冷却を行った後７０
０℃以上のＡｃ1 変態点以下の温度に再加熱して製造す
ることを特徴とする耐熱ロータの製造法。 - 【請求項２】 請求項１の成分にさらにＣｕ：１．０％
以下含有させたことを特徴とする請求項１記載の耐熱ロ
ータの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17345393A JPH0726329A (ja) | 1993-07-13 | 1993-07-13 | 耐熱ロータの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17345393A JPH0726329A (ja) | 1993-07-13 | 1993-07-13 | 耐熱ロータの製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0726329A true JPH0726329A (ja) | 1995-01-27 |
Family
ID=15960754
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17345393A Pending JPH0726329A (ja) | 1993-07-13 | 1993-07-13 | 耐熱ロータの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0726329A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0828010A2 (en) * | 1996-09-10 | 1998-03-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High strength and high-toughness heat-resistant cast steel |
| EP1132489A2 (en) * | 2000-03-07 | 2001-09-12 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine rotor shaft |
| CN111074174A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-28 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种复合析出相强化2500MPa级超高强度钢及制造方法 |
-
1993
- 1993-07-13 JP JP17345393A patent/JPH0726329A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0828010A2 (en) * | 1996-09-10 | 1998-03-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High strength and high-toughness heat-resistant cast steel |
| EP0828010A3 (en) * | 1996-09-10 | 1998-09-02 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High strength and high-toughness heat-resistant cast steel |
| EP1132489A2 (en) * | 2000-03-07 | 2001-09-12 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine rotor shaft |
| EP1132489A3 (en) * | 2000-03-07 | 2001-09-19 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine rotor shaft |
| CN111074174A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-28 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种复合析出相强化2500MPa级超高强度钢及制造方法 |
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