JPH08120414A - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
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- JPH08120414A JPH08120414A JP25034594A JP25034594A JPH08120414A JP H08120414 A JPH08120414 A JP H08120414A JP 25034594 A JP25034594 A JP 25034594A JP 25034594 A JP25034594 A JP 25034594A JP H08120414 A JPH08120414 A JP H08120414A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】超々臨界圧火力発電プラントにおける高温強度
に優れた蒸気タービンロータシャフトおよびその他高温
高圧環境で使用される耐熱鋼を提供する。 【構成】高温高圧部にさらされるロータシャフトがフェ
ライト系鍛鋼からなる主蒸気温度と再熱蒸気温度が６０
０℃以上６５０℃未満の蒸気タービンロータシャフト。
タービンロータシャフトは各使用温度での十万時間クリ
ープ破断強度が１２kgｆ／mm2 以上のフェライト系鍛鋼
からなる。
に優れた蒸気タービンロータシャフトおよびその他高温
高圧環境で使用される耐熱鋼を提供する。 【構成】高温高圧部にさらされるロータシャフトがフェ
ライト系鍛鋼からなる主蒸気温度と再熱蒸気温度が６０
０℃以上６５０℃未満の蒸気タービンロータシャフト。
タービンロータシャフトは各使用温度での十万時間クリ
ープ破断強度が１２kgｆ／mm2 以上のフェライト系鍛鋼
からなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は超々臨界圧火力プラント
における高強度高温蒸気タービンロータシャフト、およ
びその他、高温高圧下環境で使用される耐熱鋼に関す
る。
における高強度高温蒸気タービンロータシャフト、およ
びその他、高温高圧下環境で使用される耐熱鋼に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電プラントにおいて効率向
上の観点から超々臨界圧発電が注目されている。そこで
現在の蒸気タービン蒸気温度を５６６℃から６００℃，
６２５℃、最終的には６５０℃を目指している。それに
伴い、従来使用されてきたフェライト系耐熱鋼より高温
強度の優れた材料が必要である。
上の観点から超々臨界圧発電が注目されている。そこで
現在の蒸気タービン蒸気温度を５６６℃から６００℃，
６２５℃、最終的には６５０℃を目指している。それに
伴い、従来使用されてきたフェライト系耐熱鋼より高温
強度の優れた材料が必要である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の第１の目的は
蒸気温度６００〜６５０℃運転において高温強度及び靭
性の優れた蒸気タービン用ロータシャフトを提供するこ
とにある。
蒸気温度６００〜６５０℃運転において高温強度及び靭
性の優れた蒸気タービン用ロータシャフトを提供するこ
とにある。
【０００４】本発明第２の目的は高温高圧下の環境での
使用に耐える耐熱鋼を提供することにある。
使用に耐える耐熱鋼を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明では従来合金の見
直しを行い高温強度と靭性とを兼ね備える最適添加料を
研究した。その結果、従来の同系統の材料に重量％でＣ
ｕ０.１〜１.５％，Ｔｉ０.０１〜０.２％，Ｔａ０.０
２〜０.４０％，Ｈｆ０.００１〜０.０２０％，Ｚｒ０.
０１〜０.２％及びＣａ０.００１〜０.１％のいずれか
を１種以上を含有することにより、高温強度と靭性に優
れた鋼を提供することが可能となる。上記の添加元素は
単独添加でも高温強度または靭性向上の効果はあるが複
合添加により、相乗効果として一段と高温強度と靭性を
兼ね備えることが可能であることを新規に見出した。す
なわち、本発明では重量％でＣ０.０３〜０.１８％，Ｓ
ｉ０.１０％以下，Ｍｎ０.０５〜１.５０％，Ｎｉ０.０
５〜１.０％，Ｃｒ９.０〜１３.０％，Ｍｏ０.０５〜
０.５０％(０.５０％を含まず)，Ｗ２.０〜３.５％，Ｖ
０.０５〜０.３０％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，Ｃｏ
２.１〜１０.０％，Ｎ０.０１〜０.１％，Ｂ０.００１
〜０.０２５％を含み残部が実質的にＦｅおよび不可避
の不純物よりなるものをベースとしこれにＣｕ０.１〜
１.５％，Ｔｉ0.01〜０.２％，Ｔａ０.０２〜０.４０
％，Ｈｆ０.００１〜０.０２０％，Ｚｒ0.01〜０.２％
およびＣａ０.００１〜０.１％のいずれか１種以上を添
加することを特徴とし、高温強度，靭性に優れた上記タ
ービン用ロータシャフトおよび耐熱鋼である。
直しを行い高温強度と靭性とを兼ね備える最適添加料を
研究した。その結果、従来の同系統の材料に重量％でＣ
ｕ０.１〜１.５％，Ｔｉ０.０１〜０.２％，Ｔａ０.０
２〜０.４０％，Ｈｆ０.００１〜０.０２０％，Ｚｒ０.
０１〜０.２％及びＣａ０.００１〜０.１％のいずれか
を１種以上を含有することにより、高温強度と靭性に優
れた鋼を提供することが可能となる。上記の添加元素は
単独添加でも高温強度または靭性向上の効果はあるが複
合添加により、相乗効果として一段と高温強度と靭性を
兼ね備えることが可能であることを新規に見出した。す
なわち、本発明では重量％でＣ０.０３〜０.１８％，Ｓ
ｉ０.１０％以下，Ｍｎ０.０５〜１.５０％，Ｎｉ０.０
５〜１.０％，Ｃｒ９.０〜１３.０％，Ｍｏ０.０５〜
０.５０％(０.５０％を含まず)，Ｗ２.０〜３.５％，Ｖ
０.０５〜０.３０％，Ｎｂ０.０１〜０.２０％，Ｃｏ
２.１〜１０.０％，Ｎ０.０１〜０.１％，Ｂ０.００１
〜０.０２５％を含み残部が実質的にＦｅおよび不可避
の不純物よりなるものをベースとしこれにＣｕ０.１〜
１.５％，Ｔｉ0.01〜０.２％，Ｔａ０.０２〜０.４０
％，Ｈｆ０.００１〜０.０２０％，Ｚｒ0.01〜０.２％
およびＣａ０.００１〜０.１％のいずれか１種以上を添
加することを特徴とし、高温強度，靭性に優れた上記タ
ービン用ロータシャフトおよび耐熱鋼である。
【０００６】
【作用】以下、各元素の添加量の限定について述べる。
【０００７】Ｃは焼き入れ性を確保し、また焼きもどし
過程においてＭ23Ｃ6 型炭化物を析出させ高温強度を向
上させるために不可欠の元素である。そのためには最低
0.03％以上必要とするが、０.１８％を超えるとＭ23Ｃ6
型炭化物を過度に析出させマトリックス強度を低下させ
たり、長時間での高温強度も損なうので０.０３〜 ０.
１８％ に限定する。望ましくは０.０７〜０.１３％と
し、さらに望ましくは０.１０〜０.０２％である。
過程においてＭ23Ｃ6 型炭化物を析出させ高温強度を向
上させるために不可欠の元素である。そのためには最低
0.03％以上必要とするが、０.１８％を超えるとＭ23Ｃ6
型炭化物を過度に析出させマトリックス強度を低下させ
たり、長時間での高温強度も損なうので０.０３〜 ０.
１８％ に限定する。望ましくは０.０７〜０.１３％と
し、さらに望ましくは０.１０〜０.０２％である。
【０００８】Ｓｉはラーベス相の生成を促進したり、粒
界偏析などにより靭性を低下させる有害な元素であるた
め、０.１０％以下にする。望ましくは０.０５％以下で
ある。
界偏析などにより靭性を低下させる有害な元素であるた
め、０.１０％以下にする。望ましくは０.０５％以下で
ある。
【０００９】Ｍｎは靭性を劣化させるデルタフェライト
の生成を抑制し、高温強度に付与するＭ23Ｃ6形炭化物
の析出を促進させる元素として最低０.０５％は必要で
あるが、１.５％ を越えると、耐酸化性を劣化させるの
で、０.０５〜１.５％に限定する。望ましくは０.３〜
０.７％でありさらに望ましくは０.３５〜０.６５％で
ある。
の生成を抑制し、高温強度に付与するＭ23Ｃ6形炭化物
の析出を促進させる元素として最低０.０５％は必要で
あるが、１.５％ を越えると、耐酸化性を劣化させるの
で、０.０５〜１.５％に限定する。望ましくは０.３〜
０.７％でありさらに望ましくは０.３５〜０.６５％で
ある。
【００１０】Ｎｉはデルタフェライトの生成を抑制し、
靭性を向上させる元素であり最低０.０５％必要である
が、１.０％を越えるとクリープ破断強度を低下させる
ので、０.０５〜１.０％に限定する。望ましくは０.３
〜０.７％であるが、さらに望ましくは０.４〜０.６％
である。
靭性を向上させる元素であり最低０.０５％必要である
が、１.０％を越えるとクリープ破断強度を低下させる
ので、０.０５〜１.０％に限定する。望ましくは０.３
〜０.７％であるが、さらに望ましくは０.４〜０.６％
である。
【００１１】Ｃｒは耐酸化性を向上させＭ23Ｃ6 型炭化
物を析出させ、高温強度を向上させるために不可欠な元
素であり最低９％以上必要であるが１３％を越えるとデ
ルタフェライトを生成するので９.０〜１３.０％に限定
する。望ましくは１０.８〜１１.８％である。
物を析出させ、高温強度を向上させるために不可欠な元
素であり最低９％以上必要であるが１３％を越えるとデ
ルタフェライトを生成するので９.０〜１３.０％に限定
する。望ましくは１０.８〜１１.８％である。
【００１２】ＭｏはＭ23Ｃ6 型炭化物の微細析出を促進
し、凝集を防ぐ作用がある。そのため高温強度を長時間
保持するのに有効であり、最低０.０５％ 以上必要であ
るが０.５０％ 以上になるとデルタフェライトを生成さ
せるので０.０５〜０.５０％（０.５０％を含まず）に
限定する。望ましくは０.４５％以下で、さらに望まし
くは０.１〜０.２％である。
し、凝集を防ぐ作用がある。そのため高温強度を長時間
保持するのに有効であり、最低０.０５％ 以上必要であ
るが０.５０％ 以上になるとデルタフェライトを生成さ
せるので０.０５〜０.５０％（０.５０％を含まず）に
限定する。望ましくは０.４５％以下で、さらに望まし
くは０.１〜０.２％である。
【００１３】ＷはＭｏ以上にＭ23Ｃ6 型炭化物の凝集粗
大化を抑制する作用が強く、またマトリックスを固溶強
化するので、高温強度向上に有効である。最低２.０％
以上必要であるが３.５％ を越えるとデルタフェライト
やラーベス相を形成し靭性を劣化させるので２.０〜３.
５％に限定する。望ましくは２.４〜３.０％である。さ
らに望ましくは２.５〜２.７％である。
大化を抑制する作用が強く、またマトリックスを固溶強
化するので、高温強度向上に有効である。最低２.０％
以上必要であるが３.５％ を越えるとデルタフェライト
やラーベス相を形成し靭性を劣化させるので２.０〜３.
５％に限定する。望ましくは２.４〜３.０％である。さ
らに望ましくは２.５〜２.７％である。
【００１４】Ｖは窒炭化物を析出し高温強度を高めるの
に有効であり最低０.０５％ 必要であるが０.３％ を越
えると過度に炭素を固溶してしまいマトリックス強度を
低下させたり、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の析出量を減じて高温
強度を低下させてしまうので０.０５〜０.３０％に限定
する。
に有効であり最低０.０５％ 必要であるが０.３％ を越
えると過度に炭素を固溶してしまいマトリックス強度を
低下させたり、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の析出量を減じて高温
強度を低下させてしまうので０.０５〜０.３０％に限定
する。
【００１５】ＮｂはＮｂＣを生成して結晶粒の粗大化を
抑制し、また一部は焼き入れの際に固溶して焼きもどし
の過程でＮｂＣを析出することにより高温強度を向上さ
せる。そのため、最低０.０１％必要であるが０.２０％
を越えると過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ23Ｃ6 型炭
化物の析出量を減らし高温強度を低下させ、また有害な
共晶炭化物及びデルタフェライト組織を析出させ靭性を
低下させてしまうので、０.０１〜０.２０％に限定す
る。望ましくは０.０５〜０.１３％、さらに望ましくは
０.０５〜０.１１％とする。
抑制し、また一部は焼き入れの際に固溶して焼きもどし
の過程でＮｂＣを析出することにより高温強度を向上さ
せる。そのため、最低０.０１％必要であるが０.２０％
を越えると過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ23Ｃ6 型炭
化物の析出量を減らし高温強度を低下させ、また有害な
共晶炭化物及びデルタフェライト組織を析出させ靭性を
低下させてしまうので、０.０１〜０.２０％に限定す
る。望ましくは０.０５〜０.１３％、さらに望ましくは
０.０５〜０.１１％とする。
【００１６】Ｃｏは高温強度を著しく向上させる効果が
あり、そのためには最低でも２.０％必要であるが１０
％を越えると靭性を低下させてしまうため２.０〜１０.
０％に限定する。望ましくは２.０〜３.０％に限定す
る。
あり、そのためには最低でも２.０％必要であるが１０
％を越えると靭性を低下させてしまうため２.０〜１０.
０％に限定する。望ましくは２.０〜３.０％に限定す
る。
【００１７】ＮはＶ窒炭化物を生成したり、また固溶し
た状態でＭｏ，Ｗと共同でＩＳ効果により、高温強度を
向上させる効果があり、最低０.０１％必要であるが０.
１％を越えると靭性を低下させるので０.０１〜０.１％
に限定する。望ましくは0.02〜０.０４％であるがさら
に望ましくは０.０２〜０.０３％である。
た状態でＭｏ，Ｗと共同でＩＳ効果により、高温強度を
向上させる効果があり、最低０.０１％必要であるが０.
１％を越えると靭性を低下させるので０.０１〜０.１％
に限定する。望ましくは0.02〜０.０４％であるがさら
に望ましくは０.０２〜０.０３％である。
【００１８】Ｂは粒界強化作用とＭ23Ｃ6中に固溶しＭ
23Ｃ6型炭化物の凝集粗大化を抑制する作用により高温
強度を向上させる効果がある。しかし、０.０２５％ を
越えると鍛造製および溶接製を悪化させるで０.００１
〜０.０２５％に限定し、望ましくは０.０１〜０.０２
％である。
23Ｃ6型炭化物の凝集粗大化を抑制する作用により高温
強度を向上させる効果がある。しかし、０.０２５％ を
越えると鍛造製および溶接製を悪化させるで０.００１
〜０.０２５％に限定し、望ましくは０.０１〜０.０２
％である。
【００１９】以下に述べるＣｕ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚ
ｒ，Ｃａは本発明を従来の発明から区別して特徴づける
重要な元素である。
ｒ，Ｃａは本発明を従来の発明から区別して特徴づける
重要な元素である。
【００２０】Ｃｕは結晶粒の粗大化を抑制する作用によ
り靭性を向上させるがそのためには少なくとも０.１％
必要とする。しかし１.５％を超えると鍛造性を低下さ
せるので０.１％〜１.５％に限定する。望ましくは０.
５〜１.０％とする。
り靭性を向上させるがそのためには少なくとも０.１％
必要とする。しかし１.５％を超えると鍛造性を低下さ
せるので０.１％〜１.５％に限定する。望ましくは０.
５〜１.０％とする。
【００２１】ＴｉはＴｉＣ，ＴｉＮを生成することによ
り結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細にするために
Ｔｉを添加することによって従来の同系等の材料の靭性
を向上させ高温強度と靭性に優れた材料にすることを可
能とする。そのためには少なくとも０.０１％以上必要
であるが０.２％を越えると炭素を過度に固溶してしま
いＭ23Ｃ6 型炭化物の析出量を減じて高温強度を低下さ
せるので０.０１〜０.２％に限定する。望ましくは０.
０１〜０.１％とする。
り結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細にするために
Ｔｉを添加することによって従来の同系等の材料の靭性
を向上させ高温強度と靭性に優れた材料にすることを可
能とする。そのためには少なくとも０.０１％以上必要
であるが０.２％を越えると炭素を過度に固溶してしま
いＭ23Ｃ6 型炭化物の析出量を減じて高温強度を低下さ
せるので０.０１〜０.２％に限定する。望ましくは０.
０１〜０.１％とする。
【００２２】ＴａはＴａＣを生成して結晶粒を微細にす
る作用がありまた一部は焼き入れの際固溶して焼きもど
し過程でＴａＣを析出し高温強度を向上させる作用があ
る。そのためには最低０.０２％必要であるが０.４０％
を越えると過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ23Ｃ6 型炭
化物の析出量を減らし高温強度を低下させたり、有害な
共晶炭化物及びデルタフェライト組織を析出させ靭性を
低下させるので0.02〜０.４０％ に限定する。望ましく
は０.１０〜０.３０％、さらに望ましくは0.15〜０.２
５％とする。
る作用がありまた一部は焼き入れの際固溶して焼きもど
し過程でＴａＣを析出し高温強度を向上させる作用があ
る。そのためには最低０.０２％必要であるが０.４０％
を越えると過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ23Ｃ6 型炭
化物の析出量を減らし高温強度を低下させたり、有害な
共晶炭化物及びデルタフェライト組織を析出させ靭性を
低下させるので0.02〜０.４０％ に限定する。望ましく
は０.１０〜０.３０％、さらに望ましくは0.15〜０.２
５％とする。
【００２３】Ｈｆは高温強度を著しく向上させ、また靭
性も向上させる作用がある。そのためには少なくとも
０.００１％以上必要とするが、０.０２０％を超えて添
加してもその効果は飽和してしまうので０.００１〜０.
０２０％と限定し、望ましくは０.００５〜０.０２０％
とし、さらに望ましくは０.００７〜０.０１５％とす
る。
性も向上させる作用がある。そのためには少なくとも
０.００１％以上必要とするが、０.０２０％を超えて添
加してもその効果は飽和してしまうので０.００１〜０.
０２０％と限定し、望ましくは０.００５〜０.０２０％
とし、さらに望ましくは０.００７〜０.０１５％とす
る。
【００２４】ＺｒはＺｒＣ，ＺｒＮが粒界の移動を阻止
することによりオーステナイト結晶粒を微細化する作用
や焼き入れの際に固溶したＺｒが焼きもどし過程におい
てＺｒＣを析出して高温強度を向上させる。そのために
は最低０.０１％ 必要とするが０.２％ を越えると
（０.２％ を含まず）過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ
23Ｃ6の析出量を減じてしまい逆に高温強度を低下させ
てしまうので０.２０％と限定し望ましくは０.０５〜
０.１％とする。
することによりオーステナイト結晶粒を微細化する作用
や焼き入れの際に固溶したＺｒが焼きもどし過程におい
てＺｒＣを析出して高温強度を向上させる。そのために
は最低０.０１％ 必要とするが０.２％ を越えると
（０.２％ を含まず）過度に炭素を固溶してしまい、Ｍ
23Ｃ6の析出量を減じてしまい逆に高温強度を低下させ
てしまうので０.２０％と限定し望ましくは０.０５〜
０.１％とする。
【００２５】Ｃａは十分な脱酸，脱硫作用により鋼の清
浄度を向上させ、その結果として靭性を高める作用があ
る。そのためには最低０.００１％以上必要とするが0.0
30％を超えて添加させても効果が飽和してしまうので
０.００１〜０.０３０％と限定する。望ましくは０.０
０１〜０.０２０％でさらに望ましくは０.０１０〜0.02
0％とする。
浄度を向上させ、その結果として靭性を高める作用があ
る。そのためには最低０.００１％以上必要とするが0.0
30％を超えて添加させても効果が飽和してしまうので
０.００１〜０.０３０％と限定する。望ましくは０.０
０１〜０.０２０％でさらに望ましくは０.０１０〜0.02
0％とする。
【００２６】本発明のロータシャフトはインゴットを真
空溶解，真空Ｃ脱酸，ＥＳＲ溶解により鋳造，鍛造した
後９００〜１２００℃に加熱し５０〜１００℃／ｈの冷
却速度で焼き入れを行い、５００〜６２０℃に加熱して
一次焼きもどしを行い、その後一次焼きもどし温度より
も高い温度６００〜７６０℃に加熱して二次焼きもどし
を行う。
空溶解，真空Ｃ脱酸，ＥＳＲ溶解により鋳造，鍛造した
後９００〜１２００℃に加熱し５０〜１００℃／ｈの冷
却速度で焼き入れを行い、５００〜６２０℃に加熱して
一次焼きもどしを行い、その後一次焼きもどし温度より
も高い温度６００〜７６０℃に加熱して二次焼きもどし
を行う。
【００２７】
（実施例１）表１に示す組成の合金鋼を真空誘導加熱に
より１０kgのインゴットに鋳造した後３０mm角の棒に鍛
造後大型蒸気タービンロータの中心孔を模擬して焼き入
れ１０５０℃，５時間，１００℃／ｈ冷却，一次焼きも
どし５７０℃，２０時間，炉冷，二次焼きもどし７００
℃，２０時間，炉冷を行い、７００℃−１２kgｆ／mm2
でのクリープ破断試験および２０℃Ｖノッチシャルピ衝
撃試験を行った。その結果を表２に示す。
より１０kgのインゴットに鋳造した後３０mm角の棒に鍛
造後大型蒸気タービンロータの中心孔を模擬して焼き入
れ１０５０℃，５時間，１００℃／ｈ冷却，一次焼きも
どし５７０℃，２０時間，炉冷，二次焼きもどし７００
℃，２０時間，炉冷を行い、７００℃−１２kgｆ／mm2
でのクリープ破断試験および２０℃Ｖノッチシャルピ衝
撃試験を行った。その結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】表２のＮo.２〜Ｎo.５は従来合金Ｎo.１
(特開平4−147948号公報に相当する合金）にＣｕを０.
１３〜１.３２％添加したものであるが従来合金Ｎo.１
に比べ７００℃−１２kgｆ／mm2 クリープ破断時間を短
くさせることなく衝撃吸収エネルギを向上させている。
特にＣｕを１.０％ 以上添加したＮo.３，４，５では従
来材に比べ１.２〜１.４kgｆ.ｍ高い値となった。
(特開平4−147948号公報に相当する合金）にＣｕを０.
１３〜１.３２％添加したものであるが従来合金Ｎo.１
に比べ７００℃−１２kgｆ／mm2 クリープ破断時間を短
くさせることなく衝撃吸収エネルギを向上させている。
特にＣｕを１.０％ 以上添加したＮo.３，４，５では従
来材に比べ１.２〜１.４kgｆ.ｍ高い値となった。
【００３１】またＮo.６〜Ｎo.９は従来合金Ｎo.１にＴ
ｉを０.０１〜０.１６％添加したものであり従来合金と
比較するとクリープ破断時間及びＶノッチシャルピ衝撃
吸収エネルギのいずれも向上させていることがわかる。
特にＴｉを０.０５〜０.１１％添加した場合ではクリー
プ破断時間が従来合金に比べ約２.５ 倍の８０時間前後
長くし、また衝撃吸収エネルギにおいても約１.７倍，
１.５kgｆ.ｍ 向上させることがわかる。またＮo.２９
は本発明におけるＴｉ変化量を越えたものであるが、こ
の場合は従来合金に比べクリープ破断時間を短くしてし
まうことがわかる。
ｉを０.０１〜０.１６％添加したものであり従来合金と
比較するとクリープ破断時間及びＶノッチシャルピ衝撃
吸収エネルギのいずれも向上させていることがわかる。
特にＴｉを０.０５〜０.１１％添加した場合ではクリー
プ破断時間が従来合金に比べ約２.５ 倍の８０時間前後
長くし、また衝撃吸収エネルギにおいても約１.７倍，
１.５kgｆ.ｍ 向上させることがわかる。またＮo.２９
は本発明におけるＴｉ変化量を越えたものであるが、こ
の場合は従来合金に比べクリープ破断時間を短くしてし
まうことがわかる。
【００３２】Ｎo.１０〜Ｎo.１３は従来合金にＴａを
０.０２％〜０.３９％添加したものであるが従来合金に
比べクリープ破断時間及びシャルピ衝撃吸収エネルギの
いずれも向上させることがわかる。特にＴａを０.１４
〜０.２４％添加した場合の効果が著しく、最大でクリ
ープ破断時間を２.５ 倍以上の１３９時間、衝撃吸収エ
ネルギを３.９kgｆ.ｍまで向上させる。ただし、Ｎo.３
０のＴａを０.５０％ 添加したものをみるとクリープ破
断時間，シャルピ衝撃吸収エネルギのいずれも低下させ
てしまうことがわかる。
０.０２％〜０.３９％添加したものであるが従来合金に
比べクリープ破断時間及びシャルピ衝撃吸収エネルギの
いずれも向上させることがわかる。特にＴａを０.１４
〜０.２４％添加した場合の効果が著しく、最大でクリ
ープ破断時間を２.５ 倍以上の１３９時間、衝撃吸収エ
ネルギを３.９kgｆ.ｍまで向上させる。ただし、Ｎo.３
０のＴａを０.５０％ 添加したものをみるとクリープ破
断時間，シャルピ衝撃吸収エネルギのいずれも低下させ
てしまうことがわかる。
【００３３】Ｎo.１４〜Ｎo.１６は従来合金にＨｆを
０.００３〜０.０１５％添加したものであるが従来合金
に比べクリープ破断時間，衝撃吸収エネルギを向上させ
ることがわかる。特にクリープ破断時間を長くする効果
が本発明において単独添加では最大であり、最大で従来
合金の約３倍の１６４時間となる。ただし、Ｎo.３１の
ように０.０３％添加してみても本発明目的のＨｆの効
果は飽和する。
０.００３〜０.０１５％添加したものであるが従来合金
に比べクリープ破断時間，衝撃吸収エネルギを向上させ
ることがわかる。特にクリープ破断時間を長くする効果
が本発明において単独添加では最大であり、最大で従来
合金の約３倍の１６４時間となる。ただし、Ｎo.３１の
ように０.０３％添加してみても本発明目的のＨｆの効
果は飽和する。
【００３４】Ｎo.１７〜Ｎo.１９は従来合金にＺｒを
０.０３％ 添加したものであるが従来合金に比べクリー
プ破断時間及び衝撃吸収エネルギを向上させることがわ
かる。その結果０.１０％で最大でクリープ破断時間で
は従来材の２.２倍の１２１時間、単独添加で衝撃吸収
エネルギを向上させる効果は本発明では最大であり約２
倍の４.０kgｆ.ｍに向上させる。ただしＮo.３２のよう
に０.０３％ 添加した場合ではクリープ破断時間，衝撃
吸収エネルギを低下させる。
０.０３％ 添加したものであるが従来合金に比べクリー
プ破断時間及び衝撃吸収エネルギを向上させることがわ
かる。その結果０.１０％で最大でクリープ破断時間で
は従来材の２.２倍の１２１時間、単独添加で衝撃吸収
エネルギを向上させる効果は本発明では最大であり約２
倍の４.０kgｆ.ｍに向上させる。ただしＮo.３２のよう
に０.０３％ 添加した場合ではクリープ破断時間，衝撃
吸収エネルギを低下させる。
【００３５】Ｎo.２０〜Ｎo.２２は従来合金にＣａを
０.００１〜０.０３０％添加したものであるが従来合金
に比べクリープ破断強度においてはＮo.２０の０.００
３％ 添加で１２９時間と従来合金に比べ２.４倍、Ｎo.
２１の０.０１５％添加において最大で１３８時間とな
る。また衝撃吸収エネルギにおいても０.０１５％ 添加
において最大の２.７kgｆ.ｍとなる。
０.００１〜０.０３０％添加したものであるが従来合金
に比べクリープ破断強度においてはＮo.２０の０.００
３％ 添加で１２９時間と従来合金に比べ２.４倍、Ｎo.
２１の０.０１５％添加において最大で１３８時間とな
る。また衝撃吸収エネルギにおいても０.０１５％ 添加
において最大の２.７kgｆ.ｍとなる。
【００３６】Ｎo.２３〜Ｎo.２８はＣｕ，Ｔｉ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｚｒ，Ｃａを２種以上添加した、複合添加した結
果である。Ｎo.２３はＣｕ０.７２％，Ｔｉ０.０５％を
添加したものであるが従来合金と比較するとクリープ破
断時間，シャルピ衝撃吸収エネルギ共に向上させている
ことがわかる。クリープ破断時間１３４時間はＮo.７と
ほぼ同じで、衝撃吸収エネルギ３.９kgｆ.ｍはＮo.８，
Ｎo.４よりも高いことがわかる。つまりＣｕ，Ｔｉは共
に衝撃吸収エネルギを向上させる作用がある。これらを
同時に添加することによりその効果を一層向上させてい
る。
Ｈｆ，Ｚｒ，Ｃａを２種以上添加した、複合添加した結
果である。Ｎo.２３はＣｕ０.７２％，Ｔｉ０.０５％を
添加したものであるが従来合金と比較するとクリープ破
断時間，シャルピ衝撃吸収エネルギ共に向上させている
ことがわかる。クリープ破断時間１３４時間はＮo.７と
ほぼ同じで、衝撃吸収エネルギ３.９kgｆ.ｍはＮo.８，
Ｎo.４よりも高いことがわかる。つまりＣｕ，Ｔｉは共
に衝撃吸収エネルギを向上させる作用がある。これらを
同時に添加することによりその効果を一層向上させてい
る。
【００３７】Ｎo.２４は従来合金にＣｕ０.６９％，Ｔ
ｉ０.０５％，Ｔａ０.１０％ 、添加したものである。
その結果クリープ破断時間１６４時間、衝撃吸収エネル
ギ4.2kgｆ.ｍ となり、いずれもＣｕ，Ｔｉ，Ｔａ単独
添加でそれぞれ最大の効果があるＮo.５，Ｎo.８，Ｎo.
１２より優れている。
ｉ０.０５％，Ｔａ０.１０％ 、添加したものである。
その結果クリープ破断時間１６４時間、衝撃吸収エネル
ギ4.2kgｆ.ｍ となり、いずれもＣｕ，Ｔｉ，Ｔａ単独
添加でそれぞれ最大の効果があるＮo.５，Ｎo.８，Ｎo.
１２より優れている。
【００３８】Ｎo.２５は従来合金にＴｉ０.０６％，Ｔ
ａ０.１２％，Ｈｆ０.０１０％,Ｚｒ０.０７％ 添加し
たものであるが、このクリープ破断時間及びシャルピ衝
撃吸収エネルギはそれぞれ単独添加したとき最大であっ
た。Ｎo.１６，Ｎo.１８よりも高い値を示すことから複
合添加による向上があることがわかる。
ａ０.１２％，Ｈｆ０.０１０％,Ｚｒ０.０７％ 添加し
たものであるが、このクリープ破断時間及びシャルピ衝
撃吸収エネルギはそれぞれ単独添加したとき最大であっ
た。Ｎo.１６，Ｎo.１８よりも高い値を示すことから複
合添加による向上があることがわかる。
【００３９】Ｎo.２６は従来合金にＣｕ０.７％，Ｔａ
０.１０％,Ｚｒ０.０７％,Ｃａ0.015％添加したもので
ある。その結果単独添加でクリープ破断時間及び衝撃吸
収エネルギで最大を示すＮo.１２，Ｎo.１８よりも優れ
ている。
０.１０％,Ｚｒ０.０７％,Ｃａ0.015％添加したもので
ある。その結果単独添加でクリープ破断時間及び衝撃吸
収エネルギで最大を示すＮo.１２，Ｎo.１８よりも優れ
ている。
【００４０】Ｎo.２７は従来合金にＨｆ０.０１０％，
Ｃａ０.０１５％添加したものであるが、その結果はＨ
ｆを単独で０.００９％添加したＮo.１５やＣａを単独
で0.015％添加したＮo.２１よりも優れている。
Ｃａ０.０１５％添加したものであるが、その結果はＨ
ｆを単独で０.００９％添加したＮo.１５やＣａを単独
で0.015％添加したＮo.２１よりも優れている。
【００４１】Ｎo.２９は従来合金にＣｕ０.７１％，Ｔ
ｉ０.０６％，Ｔａ０.１１％，Ｈｆ０.０１０％，Ｚｒ
０.０７％，Ｃａ０.０２０％ 添加したものでクリープ
破断時間、シャルピ衝撃吸収エネルギはそれぞれ１８９
時間，５.０kgｆ.ｍと本発明において最も効果の高い材
料である。これは単独添加したものはもちろん２種，３
種，４種添加したものよりも優れていることがわかる。
ｉ０.０６％，Ｔａ０.１１％，Ｈｆ０.０１０％，Ｚｒ
０.０７％，Ｃａ０.０２０％ 添加したものでクリープ
破断時間、シャルピ衝撃吸収エネルギはそれぞれ１８９
時間，５.０kgｆ.ｍと本発明において最も効果の高い材
料である。これは単独添加したものはもちろん２種，３
種，４種添加したものよりも優れていることがわかる。
【００４２】以上よりＣｕ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ，
Ｃａを１種又は複数を従来合金（特開平4−147948 号公
報）に添加することにより高温強度及び靭性を向上させ
ることが可能である。
Ｃａを１種又は複数を従来合金（特開平4−147948 号公
報）に添加することにより高温強度及び靭性を向上させ
ることが可能である。
【００４３】
【発明の効果】本発明によるロータを超々超臨界圧蒸気
タービンに適用すれば蒸気タービンの蒸気温度を６５０
℃程度まで高めることも可能となり火力発電の効率向上
が可能となる。
タービンに適用すれば蒸気タービンの蒸気温度を６５０
℃程度まで高めることも可能となり火力発電の効率向上
が可能となる。
【００４４】本発明による耐熱鋼は従来材より高温強
度，靭性に優れているので現在の使用環境よりもより高
温高圧化において使用可能な材料を提供することが可能
となった。
度，靭性に優れているので現在の使用環境よりもより高
温高圧化において使用可能な材料を提供することが可能
となった。
【図１】本発明による蒸気タービンロータシャフトの断
面図。
面図。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％でＣｕ０.１〜１.５％，Ｔｉ０.０
１〜０.２％，Ｔａ０.０２〜０.４０％，Ｈｆ０.００１
〜０.０２％，Ｚｒ０.０１〜０.２％およびＣａ０.００
１〜０.０５％のいずれか１種以上を含有するＣ０.０３
〜０.１８％，Ｓｉ０.１０％以下，Ｍｎ０.０５〜１.５
％，Ｎｉ０.０５〜１.０％，Ｃｒ９.０〜１３.０％，Ｍ
ｏ０.０５〜０.５０％，Ｗ２.０〜３.０％，Ｖ０.０５
〜０.３０％，Ｎｂ0.01〜０.２０％，Ｃｏ２.１〜１０.
０％，Ｎ０.０１〜０.１％，Ｂ０.００１〜０.０２５％
を含み残部が実質的にＦｅ及び不可避の不純物よりな
ることを特徴とする蒸気タービンロータシャフト。 - 【請求項２】重量％でＣｕ０.１〜１.５％，Ｔｉ０.０
１〜０.２％，Ｔａ０.０２〜０.４０％，Ｈｆ０.００１
〜０.０２０％，Ｚｒ０.０１〜０.２％およびＣａ０.０
０１〜０.１％のいずれか１種以上を含有するＣ０.０３
〜０.２０％，Ｓｉ０.１０％以下，Ｍｎ０.０５〜１.５
％，Ｎｉ０.０５〜１.０％，Ｃｒ９.０〜１３.０％，Ｍ
ｏ０.０５〜０.５０％，Ｗ２.０〜３.０％，Ｖ０.０５
〜０.３０％，Ｎｂ0.01〜０.２０％，Ｃｏ２.１〜１０.
０％，Ｎ０.０１〜０.１％，Ｂ０.００１〜０.０２５％
を含み残部が実質的にＦｅ及び不可避の不純物よりな
ることを特徴とする耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25034594A JPH08120414A (ja) | 1994-10-17 | 1994-10-17 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25034594A JPH08120414A (ja) | 1994-10-17 | 1994-10-17 | 耐熱鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08120414A true JPH08120414A (ja) | 1996-05-14 |
Family
ID=17206539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25034594A Pending JPH08120414A (ja) | 1994-10-17 | 1994-10-17 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08120414A (ja) |
Cited By (4)
| 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 |
| WO1998030727A1 (fr) * | 1997-01-08 | 1998-07-16 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Materiaux pour roue de turbine a vapeur, destines a etre utilises a des temperatures elevees |
| EP0930127A1 (en) * | 1998-01-20 | 1999-07-21 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Welding materials for high-Cr steels |
| JP2014095386A (ja) * | 2007-04-27 | 2014-05-22 | ▲偉▼忠 ▲馮▼ | 新型のタービン発電機ユニット |
-
1994
- 1994-10-17 JP JP25034594A patent/JPH08120414A/ja active Pending
Cited By (8)
| 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 |
| WO1998030727A1 (fr) * | 1997-01-08 | 1998-07-16 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Materiaux pour roue de turbine a vapeur, destines a etre utilises a des temperatures elevees |
| EP0930127A1 (en) * | 1998-01-20 | 1999-07-21 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Welding materials for high-Cr steels |
| US6290904B1 (en) | 1998-01-20 | 2001-09-18 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Welding materials for high-Cr steels |
| US9151177B2 (en) | 2007-04-24 | 2015-10-06 | Weizhong Feng | Type of turbo-generator unit |
| JP2014095386A (ja) * | 2007-04-27 | 2014-05-22 | ▲偉▼忠 ▲馮▼ | 新型のタービン発電機ユニット |
| US9988944B2 (en) | 2007-04-27 | 2018-06-05 | Weizhong Feng | Type of turbo-generator unit |
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