JPH09296258A - 耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフト - Google Patents
耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフトInfo
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- JPH09296258A JPH09296258A JP8112228A JP11222896A JPH09296258A JP H09296258 A JPH09296258 A JP H09296258A JP 8112228 A JP8112228 A JP 8112228A JP 11222896 A JP11222896 A JP 11222896A JP H09296258 A JPH09296258 A JP H09296258A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 超超臨界圧蒸気タービン用ロータに用いるた
め、６５０℃で１０万時間クリープ破断強度：１０ kgf
/mm2以上を有する耐熱鋼を提供する。 【解決手段】 本発明の耐熱鋼は、重量％で、Ｃ：０.
０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.１５％以下、Ｍｎ：１.５
％以下、Ｎｉ：１.０％以下、Ｃｒ：８．５〜１３.０
％、Ｍｏ：３.５０％以下、Ｗ：３.５％以下、Ｖ：０.
０５〜０.３０％、Ｎｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：
５．０％以下、Ｂ：０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.
００５〜０.０４０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５
０％、Ｈ：０.００００１〜０.０００２％を含み、好ま
しくはＣｒ当量を１０以下とし、全焼戻しマルテンサイ
ト系金属組織を有する。
め、６５０℃で１０万時間クリープ破断強度：１０ kgf
/mm2以上を有する耐熱鋼を提供する。 【解決手段】 本発明の耐熱鋼は、重量％で、Ｃ：０.
０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.１５％以下、Ｍｎ：１.５
％以下、Ｎｉ：１.０％以下、Ｃｒ：８．５〜１３.０
％、Ｍｏ：３.５０％以下、Ｗ：３.５％以下、Ｖ：０.
０５〜０.３０％、Ｎｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：
５．０％以下、Ｂ：０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.
００５〜０.０４０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５
０％、Ｈ：０.００００１〜０.０００２％を含み、好ま
しくはＣｒ当量を１０以下とし、全焼戻しマルテンサイ
ト系金属組織を有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、超々臨界圧火力プ
ラントの高強度高温蒸気タービン用の耐熱鋼および該耐
熱鋼からなる蒸気タービン用ロータに関するものであ
る。
ラントの高強度高温蒸気タービン用の耐熱鋼および該耐
熱鋼からなる蒸気タービン用ロータに関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電プラントは効率向上の観
点から高温高圧化が注目されており、蒸気タービンの蒸
気温度は現在最高の５６６℃から、６００℃さらに究極
的には６５０℃が目標となつている。蒸気温度を高める
ためには、従来使われているフェライト系耐熱鋼より高
温強度の優れた耐熱材料が必要である。オーステナイト
系耐熱合金の中には高温強度の優れたものがあるが、熱
膨張係数が大きいために熱疲労強度が劣ること、高価で
あることなどの点から実用化には問題がある。
点から高温高圧化が注目されており、蒸気タービンの蒸
気温度は現在最高の５６６℃から、６００℃さらに究極
的には６５０℃が目標となつている。蒸気温度を高める
ためには、従来使われているフェライト系耐熱鋼より高
温強度の優れた耐熱材料が必要である。オーステナイト
系耐熱合金の中には高温強度の優れたものがあるが、熱
膨張係数が大きいために熱疲労強度が劣ること、高価で
あることなどの点から実用化には問題がある。
【０００３】このため、近年高温強度を改良した新しい
フエライト系耐熱鋼が多数提案されている。その例とし
ては本発明者のうちの一人が関与した発明で、特開昭62
−103345号、特開昭62−60845号、特開昭60−165360
号、特開昭60−165359号、特開昭60−165358号、特開昭
63−89644号、特開昭62−297436号、特開昭62−297435
号、特開昭61−231139号、特開昭61−69948 号などの公
報に開示されたものがある。このうち、特に特開昭62−
103345号に開示された鋼が最も強度が高いと見なされ
る。
フエライト系耐熱鋼が多数提案されている。その例とし
ては本発明者のうちの一人が関与した発明で、特開昭62
−103345号、特開昭62−60845号、特開昭60−165360
号、特開昭60−165359号、特開昭60−165358号、特開昭
63−89644号、特開昭62−297436号、特開昭62−297435
号、特開昭61−231139号、特開昭61−69948 号などの公
報に開示されたものがある。このうち、特に特開昭62−
103345号に開示された鋼が最も強度が高いと見なされ
る。
【０００４】また、本発明が改良の対象とした他の耐熱
鋼には、特開昭57−207161号や特公昭57−25629 号公報
に開示されたものがある。最近、発明者らは、さらに他
の耐熱鋼を特開 平4-147948号で開示した。
鋼には、特開昭57−207161号や特公昭57−25629 号公報
に開示されたものがある。最近、発明者らは、さらに他
の耐熱鋼を特開 平4-147948号で開示した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、６５０
℃という究極の蒸気温度を達成するためには、これらの
提案された合金では未だ不十分であり、さらに高温強度
の高いフエライト系耐熱鋼が利用できることが望まれて
いた。
℃という究極の蒸気温度を達成するためには、これらの
提案された合金では未だ不十分であり、さらに高温強度
の高いフエライト系耐熱鋼が利用できることが望まれて
いた。
【０００６】この要求を満足する材料は、発明者らは、
特開平4-147948号公報で開示した。しかし、この発明鋼
には、平均的には高い高温強度が得られるものゝ、高温
強度及び低温靱性に、大きなばらつきを生じることが判
明した。
特開平4-147948号公報で開示した。しかし、この発明鋼
には、平均的には高い高温強度が得られるものゝ、高温
強度及び低温靱性に、大きなばらつきを生じることが判
明した。
【０００７】究極の６５０℃超超臨界圧火力発電プラン
トを実現するためには、６５０℃、１０万時間クリープ
破断強度１０ kgf/mm2以上のロータ材料が必要である。
また、脆性破壊に対する安全性確保の観点から、優れた
靭性と脆化特性も必要である。
トを実現するためには、６５０℃、１０万時間クリープ
破断強度１０ kgf/mm2以上のロータ材料が必要である。
また、脆性破壊に対する安全性確保の観点から、優れた
靭性と脆化特性も必要である。
【０００８】本発明の目的は、従来のものよりさらに高
温強度の優れた耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシヤフ
トを提供することにある。
温強度の優れた耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシヤフ
トを提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来の合
金の見直しを行ない、さらに高強度化をはかるために各
元素の最適添加量を研究した。その結果、Ｃｏを従来の
同系統の合金に比べて比較的多く、積極的に添加するこ
と、ＭｏとＷを同時に添加するが、Ｍｏに比べてＷを重
視し、従来よりも多量のＷを添加すること、およびその
結果としてＷとＣｏの相乗効果により高温強度を一段と
高められることを見出した。
金の見直しを行ない、さらに高強度化をはかるために各
元素の最適添加量を研究した。その結果、Ｃｏを従来の
同系統の合金に比べて比較的多く、積極的に添加するこ
と、ＭｏとＷを同時に添加するが、Ｍｏに比べてＷを重
視し、従来よりも多量のＷを添加すること、およびその
結果としてＷとＣｏの相乗効果により高温強度を一段と
高められることを見出した。
【００１０】さらに、鋼中のＢ、Ｎ、Ｏ及びＨを適正範
囲に規制することにより、安定して高い高温強度と低温
靱性得られることを、新規に見いだし本発明に至つたも
のである。
囲に規制することにより、安定して高い高温強度と低温
靱性得られることを、新規に見いだし本発明に至つたも
のである。
【００１１】すなわち本発明の第１の発明は、重量で、
Ｃ：０.０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.１５％以下、Ｍ
ｎ：１.５％以下、Ｎｉ：１.０％以下、Ｃｒ：８．５〜
１３.０％、Ｍｏ：３．５％以下、好ましくは０．０５
〜０.５０％未満又は０．５％を超え３．５％以下、
Ｗ：１．０〜３.５％、Ｖ：０.０５〜０.３０％、Ｎ
ｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：５．０％以下、Ｂ：
０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.００５〜０.０４０
％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｈ：０.０００２０％以下
を含み、好ましくは各成分元素を重量％として次式で求
めるＣｒ当量を１０以下に成分調整し、金属組織を全焼
戻しマルテンサイトにしたことを特徴とする高温強度の
優れたフエライト系耐熱鋼である。
Ｃ：０.０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.１５％以下、Ｍ
ｎ：１.５％以下、Ｎｉ：１.０％以下、Ｃｒ：８．５〜
１３.０％、Ｍｏ：３．５％以下、好ましくは０．０５
〜０.５０％未満又は０．５％を超え３．５％以下、
Ｗ：１．０〜３.５％、Ｖ：０.０５〜０.３０％、Ｎ
ｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：５．０％以下、Ｂ：
０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.００５〜０.０４０
％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｈ：０.０００２０％以下
を含み、好ましくは各成分元素を重量％として次式で求
めるＣｒ当量を１０以下に成分調整し、金属組織を全焼
戻しマルテンサイトにしたことを特徴とする高温強度の
優れたフエライト系耐熱鋼である。
【００１２】Ｃｒ当量＝−４０×Ｃ−３０×Ｎ−２×Ｍ
ｎ−４×Ｎｉ＋Ｃｒ＋６×Ｓｉ＋４×Ｍｏ＋１１×Ｖ＋
５×Ｎｂ−２×Ｃｏ 本発明の第２の発明は第１の発明の耐熱鋼からなる高温
蒸気タービン用ロータシャフトである。
ｎ−４×Ｎｉ＋Ｃｒ＋６×Ｓｉ＋４×Ｍｏ＋１１×Ｖ＋
５×Ｎｂ−２×Ｃｏ 本発明の第２の発明は第１の発明の耐熱鋼からなる高温
蒸気タービン用ロータシャフトである。
【００１３】また、本発明の第３の発明は、重量％で、
Ｃ：０.０８〜０.１６％、Ｓｉ：０.１０％以下、Ｍ
ｎ：０.１５〜０.８５％、Ｎｉ：０．２０〜０．８０
％、Ｃｒ：１０．０〜１２.０％、Ｍｏ：０．０５〜０.
５０％、Ｗ：２．０〜３.０％、Ｖ：０.１０〜０.３０
％、Ｎｂ：０.０３〜０.１０％、Ｃｏ：２．０〜３．５
％、Ｂ：０.００４〜０．０１７％、Ｎ：０.０１０〜
０.０３０％、Ｏ：０．０００５〜０．００３５％、
Ｈ：０.００００１〜０.０００１５％を含み、好ましく
はＣｒ当量を８．５以下に成分調整し、金属組織を全焼
戻しマルテンサイトにしたことを特徴とする耐熱鋼であ
る。そして第４の発明は、第３の発明の耐熱鋼からな
り、特に蒸気温度６１０℃以上の超々臨界圧蒸気タービ
ン用として使用可能なフエライト系耐熱鋼からなるロー
タシヤフトである。
Ｃ：０.０８〜０.１６％、Ｓｉ：０.１０％以下、Ｍ
ｎ：０.１５〜０.８５％、Ｎｉ：０．２０〜０．８０
％、Ｃｒ：１０．０〜１２.０％、Ｍｏ：０．０５〜０.
５０％、Ｗ：２．０〜３.０％、Ｖ：０.１０〜０.３０
％、Ｎｂ：０.０３〜０.１０％、Ｃｏ：２．０〜３．５
％、Ｂ：０.００４〜０．０１７％、Ｎ：０.０１０〜
０.０３０％、Ｏ：０．０００５〜０．００３５％、
Ｈ：０.００００１〜０.０００１５％を含み、好ましく
はＣｒ当量を８．５以下に成分調整し、金属組織を全焼
戻しマルテンサイトにしたことを特徴とする耐熱鋼であ
る。そして第４の発明は、第３の発明の耐熱鋼からな
り、特に蒸気温度６１０℃以上の超々臨界圧蒸気タービ
ン用として使用可能なフエライト系耐熱鋼からなるロー
タシヤフトである。
【００１４】第５の発明は、６５０℃における１０万時
間クリープ破断強度を１０ kgf/mm2にした高温強度の優
れたフエライト系耐熱鋼からなるロータシヤフトであ
る。
間クリープ破断強度を１０ kgf/mm2にした高温強度の優
れたフエライト系耐熱鋼からなるロータシヤフトであ
る。
【００１５】また第６の発明は、蒸気タービン用ロータ
の熱処理方法であって、焼入れ（１０００〜１１００℃
から急冷）及び１次焼きもどし又は一次及び２次焼きも
どし後に、ロータ中心に孔を空け、前者に２次焼きもど
し又は後者に３次焼きもどし熱処理を施すことを特徴と
する。
の熱処理方法であって、焼入れ（１０００〜１１００℃
から急冷）及び１次焼きもどし又は一次及び２次焼きも
どし後に、ロータ中心に孔を空け、前者に２次焼きもど
し又は後者に３次焼きもどし熱処理を施すことを特徴と
する。
【００１６】本発明の第７の発明は、重量で、前述の鋼
のＢとＮの含有量合計を０．０５０％以下、及びＮ／Ｂ
の比を１〜５としたことを特徴とする耐熱鋼である。そ
して第８の発明は、第７の発明の耐熱鋼からなる蒸気タ
ービン用ロータシャフトである。
のＢとＮの含有量合計を０．０５０％以下、及びＮ／Ｂ
の比を１〜５としたことを特徴とする耐熱鋼である。そ
して第８の発明は、第７の発明の耐熱鋼からなる蒸気タ
ービン用ロータシャフトである。
【００１７】第９の発明は、第３の発明のＢとＮの含有
量合計を０．０３５％以下、およびＮ／Ｂの比を１〜５
としたことを特徴とする耐熱鋼である。そして第１０の
発明は、蒸気温度６１０℃以上の蒸気タービン用ロータ
シャフトである。
量合計を０．０３５％以下、およびＮ／Ｂの比を１〜５
としたことを特徴とする耐熱鋼である。そして第１０の
発明は、蒸気温度６１０℃以上の蒸気タービン用ロータ
シャフトである。
【００１８】本発明の第１１の発明は、前述の鋼の６５
０℃における１０万時間クリープ破断強度が１０ kgf/m
m2以上、及び６５０℃で１０００時間加熱後２０℃にお
ける衝撃吸収エネルギーが２ kgf-m以上であることを特
徴とする耐熱鋼である。そして第１２の発明は第１１の
発明の耐熱鋼からなる蒸気タービン用ロータシャフトで
ある。
０℃における１０万時間クリープ破断強度が１０ kgf/m
m2以上、及び６５０℃で１０００時間加熱後２０℃にお
ける衝撃吸収エネルギーが２ kgf-m以上であることを特
徴とする耐熱鋼である。そして第１２の発明は第１１の
発明の耐熱鋼からなる蒸気タービン用ロータシャフトで
ある。
【００１９】なお、第１、３、７、９及び１１の発明の
耐熱鋼いずれにもＣａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｇ
及び希土類元素の少なくとも１種を０．２％以下を加え
てもよい。
耐熱鋼いずれにもＣａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｇ
及び希土類元素の少なくとも１種を０．２％以下を加え
てもよい。
【００２０】特開昭62−103345号ないし特開昭61−6994
8 号に開示される１０種類の合金はいずれもＣｏを含ま
ないか、Ｃｏを含んでも１％以下である。従来Ｃｏはシ
ヤルピー衝撃値を低下させるため、特に延性が低下しが
ちなＷ含有鋼においては、Ｃｏの多量添加は不適当と考
えられていたからである。ところが、本発明者等の研究
によれば、Ｃｏを添加してもこのような悪い傾向は認め
られず、むしろＣoを２.１％以上添加すると高温強度及
び靭性の向上には著しい効果があることがわかつた。そ
こで、本発明においてはＣｏを２.１％ 以上含有させる
ことによつて、高温強度の一段の向上を達成することが
できるのである。
8 号に開示される１０種類の合金はいずれもＣｏを含ま
ないか、Ｃｏを含んでも１％以下である。従来Ｃｏはシ
ヤルピー衝撃値を低下させるため、特に延性が低下しが
ちなＷ含有鋼においては、Ｃｏの多量添加は不適当と考
えられていたからである。ところが、本発明者等の研究
によれば、Ｃｏを添加してもこのような悪い傾向は認め
られず、むしろＣoを２.１％以上添加すると高温強度及
び靭性の向上には著しい効果があることがわかつた。そ
こで、本発明においてはＣｏを２.１％ 以上含有させる
ことによつて、高温強度の一段の向上を達成することが
できるのである。
【００２１】特開昭57−207161号の合金は、Ｍｏ：０.
５〜２.０％、Ｗ：１.０〜２.５％、Ｃｏ：０.３〜２.
０％であり、ＭｏとＷを同等の重要性とみて利用し、Ｃ
ｏ含有量を低く抑えている。これに対し、本発明合金
は、この合金の範囲外の低いＭｏ含有量とし、むしろＷ
を重視し、いずれも高い含有量のＷとＣｏの相乗効果に
よって高温強度を一段と高めたものである。
５〜２.０％、Ｗ：１.０〜２.５％、Ｃｏ：０.３〜２.
０％であり、ＭｏとＷを同等の重要性とみて利用し、Ｃ
ｏ含有量を低く抑えている。これに対し、本発明合金
は、この合金の範囲外の低いＭｏ含有量とし、むしろＷ
を重視し、いずれも高い含有量のＷとＣｏの相乗効果に
よって高温強度を一段と高めたものである。
【００２２】また、特公昭57−25629 号に開示される材
料は、内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労
性を重視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素
として有用であるほか、鋳込時の湯流性、高温酸化性の
改善効果を目的として０.２〜３.０％の範囲で積極的に
添加するものであり、本発明合金とは、その組成および
用途を異にする。すなわち、本発明合金では、Ｓｉは延
性を低下させる有害元素であり、０.１５％ 以下に制限
する必要がある点で大きく異なる。
料は、内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労
性を重視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素
として有用であるほか、鋳込時の湯流性、高温酸化性の
改善効果を目的として０.２〜３.０％の範囲で積極的に
添加するものであり、本発明合金とは、その組成および
用途を異にする。すなわち、本発明合金では、Ｓｉは延
性を低下させる有害元素であり、０.１５％ 以下に制限
する必要がある点で大きく異なる。
【００２３】また、特公昭57−25629 号では、Ｍｏ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの効果を同等としているので、各元
素は１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍｏ、Ｗ、
Ｎｂ、Ｖは後述するようにそれぞれ別別の役割を担って
いるので、すべて同時に含有することが必要であり、こ
の点で全く技術思想が異なつている。このような合金組
成の相異から特性においては、特公昭57−25629号は、
７００℃−１００時間のクリープ破断強度が最大１２.
５ kgf／mm2 であるのに対し、本発明合金のそれは、す
べて１５ kgｆ／mm2 以上となり、格段の強度の向上が
はかれることが可能となったものである。
Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの効果を同等としているので、各元
素は１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍｏ、Ｗ、
Ｎｂ、Ｖは後述するようにそれぞれ別別の役割を担って
いるので、すべて同時に含有することが必要であり、こ
の点で全く技術思想が異なつている。このような合金組
成の相異から特性においては、特公昭57−25629号は、
７００℃−１００時間のクリープ破断強度が最大１２.
５ kgf／mm2 であるのに対し、本発明合金のそれは、す
べて１５ kgｆ／mm2 以上となり、格段の強度の向上が
はかれることが可能となったものである。
【００２４】さらに、Ｂを０．００１〜０．０２０％、
Ｎを０．００５〜０．０４０％、Ｏを０．０００５〜
０．００５０％、Ｈを０．００００１〜０．０００２０
％に調整することにより、超超臨界圧タービンロータシ
ャフトとして要求される１０万時間クリープ破断強度１
０ kgf/mm2以上の高い高温強度が６５０℃においても得
られる。この成分調整によって、６５０℃で１０００時
間脆化処理後でも、２０℃衝撃吸収エネルギー２ kgf-m
以上の高い低温靱性も得られる。
Ｎを０．００５〜０．０４０％、Ｏを０．０００５〜
０．００５０％、Ｈを０．００００１〜０．０００２０
％に調整することにより、超超臨界圧タービンロータシ
ャフトとして要求される１０万時間クリープ破断強度１
０ kgf/mm2以上の高い高温強度が６５０℃においても得
られる。この成分調整によって、６５０℃で１０００時
間脆化処理後でも、２０℃衝撃吸収エネルギー２ kgf-m
以上の高い低温靱性も得られる。
【００２５】さらに、本発明鋼には、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ
などの炭化物形成元素の少なくとも１種を０．５％以
下、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ及び希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ
など）の少なくとも１種を０．２％以下添加することに
より、高温強度及び低温靭性を高めることができる。特
に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下が好まし
い。
などの炭化物形成元素の少なくとも１種を０．５％以
下、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ及び希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ
など）の少なくとも１種を０．２％以下添加することに
より、高温強度及び低温靭性を高めることができる。特
に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下が好まし
い。
【００２６】以下、各元素の量の限定理由について述べ
る。Ｃは焼入性を確保し、また焼もどし過程でＭ23Ｃ6
型炭化物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の
元素であり、最低０.０５％を必要とするが、０.２０％
を越えるとＭ23Ｃ6 型炭化物を過度に析出させ、マト
リツクスの強度を低めてかえつて長時間側の高温強度を
損なうので、０.０５〜０.２０％に限定する。望ましく
は、０.０８〜０.１６％である。さらに望ましくは、
０.０９〜０.１４％である。
る。Ｃは焼入性を確保し、また焼もどし過程でＭ23Ｃ6
型炭化物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の
元素であり、最低０.０５％を必要とするが、０.２０％
を越えるとＭ23Ｃ6 型炭化物を過度に析出させ、マト
リツクスの強度を低めてかえつて長時間側の高温強度を
損なうので、０.０５〜０.２０％に限定する。望ましく
は、０.０８〜０.１６％である。さらに望ましくは、
０.０９〜０.１４％である。
【００２７】Ｍｎは、δフエライトの生成を抑制し、Ｍ
23Ｃ6型炭化物の析出を促進する元素としては必要であ
るが、１.５％ を越えると耐酸化性及び脆化特性を劣化
させるので、１.５％以下に限定する。望ましくは、０.
１５〜０.８５％である。さらに望ましくは、０.３５〜
０.６５％である。
23Ｃ6型炭化物の析出を促進する元素としては必要であ
るが、１.５％ を越えると耐酸化性及び脆化特性を劣化
させるので、１.５％以下に限定する。望ましくは、０.
１５〜０.８５％である。さらに望ましくは、０.３５〜
０.６５％である。
【００２８】Ｎｉはδフエライトの生成を抑制し、靭性
を高める元素であるが、１.０％を越えるとクリープ破
断強度を低下させるので、１.０％以下に限定する。望
ましくは、０.２〜０.８％である。さらに望ましくは、
０.４〜０.６％である。
を高める元素であるが、１.０％を越えるとクリープ破
断強度を低下させるので、１.０％以下に限定する。望
ましくは、０.２〜０.８％である。さらに望ましくは、
０.４〜０.６％である。
【００２９】Ｃｒは耐酸化性を付与し、Ｍ23Ｃ6 型炭化
物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元素で
あり、最低８．５％必要であるが、１３％を越えるとδ
フエライトを生成し、高温強度および靭性を低下させる
ので８．５〜１３.０％に限定する。望ましくは、１０.
０〜１２．０％である。さらに望ましくは、１０．５〜
１１．５％である。
物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元素で
あり、最低８．５％必要であるが、１３％を越えるとδ
フエライトを生成し、高温強度および靭性を低下させる
ので８．５〜１３.０％に限定する。望ましくは、１０.
０〜１２．０％である。さらに望ましくは、１０．５〜
１１．５％である。
【００３０】ＭｏはＭ23Ｃ6 型炭化物の微細析出を促進
し、凝集を妨げる作用があり、このため高温強度を長時
間保持するのに有効であるが、３.５０％ 以上になると
δフエライトを生成し易くするので３.５％以下に限定
する。望ましくは、０.０５〜０.４５％、より好ましく
は０.１５〜０.２５％又は０．５％を超え３．５％以
下、より好ましくは０．５５〜０．８５％又は１．２〜
２．５％である。
し、凝集を妨げる作用があり、このため高温強度を長時
間保持するのに有効であるが、３.５０％ 以上になると
δフエライトを生成し易くするので３.５％以下に限定
する。望ましくは、０.０５〜０.４５％、より好ましく
は０.１５〜０.２５％又は０．５％を超え３．５％以
下、より好ましくは０．５５〜０．８５％又は１．２〜
２．５％である。
【００３１】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、またマトリツクスを固溶強
化するので高温強度の向上に有効であり、３．５％以下
必要であるが、３.５％ を越えるとδフエライトやラー
ベス相（Ｆｅ2Ｗ）を生成しやすくなり、逆に高温強度
を低下させるので３.５％以下に限定する。望ましく
は、Ｍｏ量１．２〜２．５％に対しては０．５〜１．０
％、それより低いＭｏ量に対しては、より好ましくは
１．６〜３.０％である。さらに望ましくは、２.０〜
２.８％である。
大化を抑制する作用が強く、またマトリツクスを固溶強
化するので高温強度の向上に有効であり、３．５％以下
必要であるが、３.５％ を越えるとδフエライトやラー
ベス相（Ｆｅ2Ｗ）を生成しやすくなり、逆に高温強度
を低下させるので３.５％以下に限定する。望ましく
は、Ｍｏ量１．２〜２．５％に対しては０．５〜１．０
％、それより低いＭｏ量に対しては、より好ましくは
１．６〜３.０％である。さらに望ましくは、２.０〜
２.８％である。
【００３２】Ｖは、Ｖの炭窒化物を析出して高温強度を
高めるのに有効であり、最低０.０５％ を必要とする
が、０.３％ を越えると炭素を過度に固定し、Ｍ23Ｃ6
型炭化物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させるの
で０.０５〜０.３％に限定する。望ましくは、０.１０
〜０.３０％である。さらに望ましくは、０．１５〜
０．２５％である。
高めるのに有効であり、最低０.０５％ を必要とする
が、０.３％ を越えると炭素を過度に固定し、Ｍ23Ｃ6
型炭化物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させるの
で０.０５〜０.３％に限定する。望ましくは、０.１０
〜０.３０％である。さらに望ましくは、０．１５〜
０．２５％である。
【００３３】Ｎｂは、ＮｂＣを生成して結晶粒の微細化
に役立ち、また一部は焼入れの際に固溶して焼もどし過
程でＮｂＣを析出し、高温強度を高める作用があり、最
低０.０１％必要であるが、０.２０％ を越えるとＶと
同様炭素を過度に固定してＭ23Ｃ6 型炭化物の析出量を
減少し、高温強度の低下を招くので０.０１〜０.２０％
に限定する。望ましくは、０.０３〜０.１３％である。
さらに望ましくは、０.０４〜０.１０％である。
に役立ち、また一部は焼入れの際に固溶して焼もどし過
程でＮｂＣを析出し、高温強度を高める作用があり、最
低０.０１％必要であるが、０.２０％ を越えるとＶと
同様炭素を過度に固定してＭ23Ｃ6 型炭化物の析出量を
減少し、高温強度の低下を招くので０.０１〜０.２０％
に限定する。望ましくは、０.０３〜０.１３％である。
さらに望ましくは、０.０４〜０.１０％である。
【００３４】Ｃｏは本発明を従来の発明から区別して特
徴ずける重要な元素である。本発明においてはＣｏの添
加により高温強度が著しく改善される。これはおそら
く、Ｗとの相互作用によるものと考えられ、Ｗを１．６
％以上含む本発明合金において特徴的な現象である。こ
のようなＣｏの効果をより明確に実現するために、本発
明合金におけるＣｏの下限は２．０％とするのが好まし
い、一方Ｃｏを過度に添加すると延性が低下し、またコ
ストが上昇するので、上限は５．０％に限定する。望ま
しくは、２.１〜３．５％である。さらに望ましくは、
２.２〜３.１％である。
徴ずける重要な元素である。本発明においてはＣｏの添
加により高温強度が著しく改善される。これはおそら
く、Ｗとの相互作用によるものと考えられ、Ｗを１．６
％以上含む本発明合金において特徴的な現象である。こ
のようなＣｏの効果をより明確に実現するために、本発
明合金におけるＣｏの下限は２．０％とするのが好まし
い、一方Ｃｏを過度に添加すると延性が低下し、またコ
ストが上昇するので、上限は５．０％に限定する。望ま
しくは、２.１〜３．５％である。さらに望ましくは、
２.２〜３.１％である。
【００３５】ＮはＶの窒化物を析出したり、また固溶し
た状態でＭｏやＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元素と
置換型固溶元素の相互作用）により高温強度を高める作
用があり、最低０.００５％ は必要であるが、０.０４
％を越えると延性及び靭性を低下させるので、０.００
５〜０.０４％に限定する。望ましくは、０．０１〜０.
０３％である。さらに望ましくは、０.０１５〜０.０２
５％である。
た状態でＭｏやＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元素と
置換型固溶元素の相互作用）により高温強度を高める作
用があり、最低０.００５％ は必要であるが、０.０４
％を越えると延性及び靭性を低下させるので、０.００
５〜０.０４％に限定する。望ましくは、０．０１〜０.
０３％である。さらに望ましくは、０.０１５〜０.０２
５％である。
【００３６】Ｓｉはラーベス相の生成を促し、また粒界
偏析等により延性を低下させるので、有害元素として
０.１５％以下に制限する。望ましくは、０.１０％以下
である。さらに望ましくは、０.０６％以下である。Ｓ
ｉは脱酸剤として加えるが、真空脱酸する場合には無添
加であり、そのときの含有量は０.０１％ 以下である。
好ましくは０．００５〜０．０６％である。
偏析等により延性を低下させるので、有害元素として
０.１５％以下に制限する。望ましくは、０.１０％以下
である。さらに望ましくは、０.０６％以下である。Ｓ
ｉは脱酸剤として加えるが、真空脱酸する場合には無添
加であり、そのときの含有量は０.０１％ 以下である。
好ましくは０．００５〜０．０６％である。
【００３７】Ｂは粒界強化作用と、Ｍ23Ｃ6より高温で
安定なＭ23(ＣＢ)6を析出し、炭化物の凝集粗大化を妨
げるので、炭化物分散強化作用により高温強度を高める
効果があり、最低０.００１％ 添加すると有効である
が、０.０２０％を越えると溶接性や鍛造性を害すると
共に低温靭性を低めるので、０.００１〜０.０２０％に
限定する。望ましくは、０．００２％以上、より好まし
くは０.００４〜０.０１７％である。さらに望ましく
は、０.００６〜０.０１３％である。
安定なＭ23(ＣＢ)6を析出し、炭化物の凝集粗大化を妨
げるので、炭化物分散強化作用により高温強度を高める
効果があり、最低０.００１％ 添加すると有効である
が、０.０２０％を越えると溶接性や鍛造性を害すると
共に低温靭性を低めるので、０.００１〜０.０２０％に
限定する。望ましくは、０．００２％以上、より好まし
くは０.００４〜０.０１７％である。さらに望ましく
は、０.００６〜０.０１３％である。
【００３８】ＢとＮとは密接な関係を有し、（Ｎ／Ｂ）
比を１〜５とするのが好ましく、両者の合計量を０．０
５０％以下とするが好ましい。特に、両者の合計量は、
Ｂが０．０１０％以上又はＮ量が０．０１５％未満では
０．０５０％以下、Ｂ量が０．０１０％未満又はＮ量が
０．０１５％以上では０．０４０％以下が好ましく、合
計量で、より０．０１５％以上、更に０．０１５〜０．
０３５％が好ましい。
比を１〜５とするのが好ましく、両者の合計量を０．０
５０％以下とするが好ましい。特に、両者の合計量は、
Ｂが０．０１０％以上又はＮ量が０．０１５％未満では
０．０５０％以下、Ｂ量が０．０１０％未満又はＮ量が
０．０１５％以上では０．０４０％以下が好ましく、合
計量で、より０．０１５％以上、更に０．０１５〜０．
０３５％が好ましい。
【００３９】Ｏの溶解度は高々０．００１％であるが、
実用上は過剰のＯが含まれ、ＭｎＯ・ＳｉＯ2などの非
金属介在物となる。Ｏは結晶粒粗大化防止効果があるも
のの、過剰のＯは、クリープ破断強度及び破壊靭性を低
めるので、上限は０．０１０％に限定される。望ましく
は、０．００５０％以下で、より０.０００５〜０.００
３５％である。さらに望ましくは、０.０００５〜０.０
０２０％である。
実用上は過剰のＯが含まれ、ＭｎＯ・ＳｉＯ2などの非
金属介在物となる。Ｏは結晶粒粗大化防止効果があるも
のの、過剰のＯは、クリープ破断強度及び破壊靭性を低
めるので、上限は０．０１０％に限定される。望ましく
は、０．００５０％以下で、より０.０００５〜０.００
３５％である。さらに望ましくは、０.０００５〜０.０
０２０％である。
【００４０】鋼中のＨは原子半径が小さいため侵入型固
溶体として存在している。Ｈはまた、白点などの欠陥生
成原因となる事が知られているもの、現在の工業技術で
は完全に除去することはできない。０．０００２０％を
超える過剰のＨは、クリープ破断強度及び破壊靭性を低
めるので、上限は０.０００２％に限定される。望まし
くは、０.００００１〜０.０００１５％である。さらに
望ましくは、０.００００１〜０.０００１０％である。
溶体として存在している。Ｈはまた、白点などの欠陥生
成原因となる事が知られているもの、現在の工業技術で
は完全に除去することはできない。０．０００２０％を
超える過剰のＨは、クリープ破断強度及び破壊靭性を低
めるので、上限は０.０００２％に限定される。望まし
くは、０.００００１〜０.０００１５％である。さらに
望ましくは、０.００００１〜０.０００１０％である。
【００４１】クロム当量は１０以上になると、低温靭
性、脆化及び疲労強度を低下させる有害なδフェライト
を析出するので、１０以下に限定される。８．５以下が
好ましく、特に７．５以下が好ましい。
性、脆化及び疲労強度を低下させる有害なδフェライト
を析出するので、１０以下に限定される。８．５以下が
好ましく、特に７．５以下が好ましい。
【００４２】本発明のロータシヤフトは、インゴツトを
電気炉溶解、又は、エレクトロスラグ溶解（ＥＳＲ）に
よつて鋳造し、鍛造を行つた後、９００〜１１５０℃で
加熱し、中心部で５０〜６００℃／ｈ冷却による焼入れ
し、次いで５００〜７００℃で１次焼戻し及び６００〜
７５０℃２次焼戻しが施される。この１次焼戻し又は２
次焼戻し後にロータシャフト中心に孔を空けた後、ロー
タシャフト中心部の衝撃値の向上を目的に２次焼きもど
し又は３次焼きもどし熱処理を施す。焼戻しは、２００
℃以上、好ましくは５００〜７００℃である。３次焼戻
しは、１次焼戻し温度より高く２次焼戻し温度より低く
するのが好ましい。特に、本発明鋼及びロータシャフト
は部材中心部で５０〜１００℃／ｈの焼入れ速度に対し
て高強度及び高靭性を有するものである。
電気炉溶解、又は、エレクトロスラグ溶解（ＥＳＲ）に
よつて鋳造し、鍛造を行つた後、９００〜１１５０℃で
加熱し、中心部で５０〜６００℃／ｈ冷却による焼入れ
し、次いで５００〜７００℃で１次焼戻し及び６００〜
７５０℃２次焼戻しが施される。この１次焼戻し又は２
次焼戻し後にロータシャフト中心に孔を空けた後、ロー
タシャフト中心部の衝撃値の向上を目的に２次焼きもど
し又は３次焼きもどし熱処理を施す。焼戻しは、２００
℃以上、好ましくは５００〜７００℃である。３次焼戻
しは、１次焼戻し温度より高く２次焼戻し温度より低く
するのが好ましい。特に、本発明鋼及びロータシャフト
は部材中心部で５０〜１００℃／ｈの焼入れ速度に対し
て高強度及び高靭性を有するものである。
【００４３】
〔実施の形態１〕表１に示す組成の合金を真空誘導溶解
によって、５０kgのインゴツトに鋳造し、３０×９０(m
m)角の棒に鍛造後、大型蒸気タービンロータの中心部を
模擬した熱処理を施した。
によって、５０kgのインゴツトに鋳造し、３０×９０(m
m)角の棒に鍛造後、大型蒸気タービンロータの中心部を
模擬した熱処理を施した。
【００４４】
【表１】
【００４５】試料Ｎｏ．１〜１７には、１０５０℃×５
時間、１００℃／ｈ冷却の焼入れ、５７０℃×２０時間
の１次焼戻しと７１０℃×２０時間の２次焼戻し及び６
８０℃×２０時間の３次焼戻しを行なった。試料Ｎｏ．
２１には、１０５０℃×５時間、１００℃／ｈ冷却の焼
入れ、５７０℃×２０時間の１次焼戻しと６７０℃×２
０時間の２次焼戻しを行なった。これら熱処理後の素材
から試験片を採取し、６５０℃及び７００℃でクリープ
破断試験を実施した。６５０℃、１０万時間クリープ破
断強度は試験データをラルソン−ミラー法で整理して、
求めた。衝撃試験は、上記熱処理材に６５０℃×１００
０時間の脆化処理を施した後、Ｖノッチシャルピー試験
片（JIS Z 2202 ４号試験片）を採取し、２０℃で試験
し、衝撃吸収エネルギーを求めた。表１のＮｏ.１、１
１、１４及び１７は本発明鋼であり、Ｎｏ.２〜５、Ｎ
ｏ.１２、１３、１５及び１６は比較鋼、Ｎｏ.２１は、
現流タービンに広く用いられている従来ロータ材であ
る。
時間、１００℃／ｈ冷却の焼入れ、５７０℃×２０時間
の１次焼戻しと７１０℃×２０時間の２次焼戻し及び６
８０℃×２０時間の３次焼戻しを行なった。試料Ｎｏ．
２１には、１０５０℃×５時間、１００℃／ｈ冷却の焼
入れ、５７０℃×２０時間の１次焼戻しと６７０℃×２
０時間の２次焼戻しを行なった。これら熱処理後の素材
から試験片を採取し、６５０℃及び７００℃でクリープ
破断試験を実施した。６５０℃、１０万時間クリープ破
断強度は試験データをラルソン−ミラー法で整理して、
求めた。衝撃試験は、上記熱処理材に６５０℃×１００
０時間の脆化処理を施した後、Ｖノッチシャルピー試験
片（JIS Z 2202 ４号試験片）を採取し、２０℃で試験
し、衝撃吸収エネルギーを求めた。表１のＮｏ.１、１
１、１４及び１７は本発明鋼であり、Ｎｏ.２〜５、Ｎ
ｏ.１２、１３、１５及び１６は比較鋼、Ｎｏ.２１は、
現流タービンに広く用いられている従来ロータ材であ
る。
【００４６】表２は、これら試料の６５０℃、１０万時
間クリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギーを示す。
間クリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギーを示す。
【００４７】
【表２】
【００４８】本発明鋼(Ｎｏ.１、１１、１４、１７)の
６５０℃、１０万時間クリープ破断強度は１１．５〜１
２．７ kgf/mm2で、従来材（Ｎｏ.２１）の約３倍と、
著しく優れていることがわかる。なお本発明鋼(Ｎｏ.
１、１１、１４、１７)の靭性２.５〜３.２ kgf-m(２０
℃)は、従来材と同等もしくはそれ以上である。
６５０℃、１０万時間クリープ破断強度は１１．５〜１
２．７ kgf/mm2で、従来材（Ｎｏ.２１）の約３倍と、
著しく優れていることがわかる。なお本発明鋼(Ｎｏ.
１、１１、１４、１７)の靭性２.５〜３.２ kgf-m(２０
℃)は、従来材と同等もしくはそれ以上である。
【００４９】本発明鋼は、上記の優れた機械的性質か
ら、究極の６５０℃超超臨界圧蒸気タービンロータとし
て、十分適用可能であると言える。
ら、究極の６５０℃超超臨界圧蒸気タービンロータとし
て、十分適用可能であると言える。
【００５０】図１〜図８は、表２に示した機械性試験結
果を図示したものである。Ｂの添加は、靭性を低めるも
のゝ（図２）、クリープ破断強度を著しく高める（図
１）。Ｂを０．００１％以上添加することにより、１０
kgf/mm2 以上の６５０℃、１０万時間クリープ破断強
度が得られる。しかし、過剰のＢ添加は靭性を低め、
０．０２％以上添加すると衝撃吸収エネルギー２ kgf-m
を割ってしまう。
果を図示したものである。Ｂの添加は、靭性を低めるも
のゝ（図２）、クリープ破断強度を著しく高める（図
１）。Ｂを０．００１％以上添加することにより、１０
kgf/mm2 以上の６５０℃、１０万時間クリープ破断強
度が得られる。しかし、過剰のＢ添加は靭性を低め、
０．０２％以上添加すると衝撃吸収エネルギー２ kgf-m
を割ってしまう。
【００５１】Ｎの添加も、靭性を低めるものゝ（図
４）、０．０２％前後のＮ添加はクリープ破断強度を著
しく高める（図３）。Ｎを０．００５〜０．０４％以上
添加することにより、１０ kgf/mm2 以上の６５０℃、
１０万時間クリープ破断強度が得られる。
４）、０．０２％前後のＮ添加はクリープ破断強度を著
しく高める（図３）。Ｎを０．００５〜０．０４％以上
添加することにより、１０ kgf/mm2 以上の６５０℃、
１０万時間クリープ破断強度が得られる。
【００５２】Ｈの増加は、靭性を低める（図５）。Ｈが
０．０００２％以上になると、１０kgf/mm2 以上の６５
０℃、１０万時間クリープ破断強度と２ kgf-m 以上の
衝撃吸収エネルギーが確保できなくなる。
０．０００２％以上になると、１０kgf/mm2 以上の６５
０℃、１０万時間クリープ破断強度と２ kgf-m 以上の
衝撃吸収エネルギーが確保できなくなる。
【００５３】Ｏの増加も、クリープ破断強度及び靭性を
低める（図６、７）。Ｏが０．００５％以上になると、
１０ kgf/mm2 以上の６５０℃、１０万時間クリープ破
断強度が確保できなくなる。
低める（図６、７）。Ｏが０．００５％以上になると、
１０ kgf/mm2 以上の６５０℃、１０万時間クリープ破
断強度が確保できなくなる。
【００５４】〔実施の形態２〕表１に示すＮｏ.１７の
組成を有するものを電気炉で溶製し、熱間で鍛伸して電
極棒を作製した。次いで、この電極棒をエレクトロスラ
グ再溶解（ＥＳＲ）法より溶製した。次いで、最大径は
約９００mm、長さ４５００mmのロータ形状に、温度１１
５０℃で鍛造し、荒加工を施し、実施の形態１の発明鋼
と同じ条件で焼入れ及び３回の焼戻しの熱処理を行つ
た。３次焼戻しは、脱水素を目的に、２次焼戻し直後
に、中心にφ９０mmの孔を空けた後に行なった。
組成を有するものを電気炉で溶製し、熱間で鍛伸して電
極棒を作製した。次いで、この電極棒をエレクトロスラ
グ再溶解（ＥＳＲ）法より溶製した。次いで、最大径は
約９００mm、長さ４５００mmのロータ形状に、温度１１
５０℃で鍛造し、荒加工を施し、実施の形態１の発明鋼
と同じ条件で焼入れ及び３回の焼戻しの熱処理を行つ
た。３次焼戻しは、脱水素を目的に、２次焼戻し直後
に、中心にφ９０mmの孔を空けた後に行なった。
【００５５】Ｎｏ.１７は、上記調質熱処理後のロータ
シャフト中心部のチェク化学分析結果を示す。
シャフト中心部のチェク化学分析結果を示す。
【００５６】本試作ロータシャフトについて、クリープ
破断及びＶノッチシャルピー試験を行なった結果を表２
に示す。実施の形態１の発明鋼とほぼ同じ結果が得られ
た。
破断及びＶノッチシャルピー試験を行なった結果を表２
に示す。実施の形態１の発明鋼とほぼ同じ結果が得られ
た。
【００５７】本実施の形態により、製造性にも問題な
く、大型タービンロータへの適用が可能であることが実
証された。
く、大型タービンロータへの適用が可能であることが実
証された。
【００５８】
【発明の効果】本発明によるロータを超々臨界圧蒸気タ
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になり、火力発電の効率向
上に著しい効果がある。
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になり、火力発電の効率向
上に著しい効果がある。
【図１】６５０℃における１０万時間クリープ破断強度
に及ぼすＢの影響を示す線図。
に及ぼすＢの影響を示す線図。
【図２】２０℃における衝撃吸収エネルギーに及ぼすＢ
の影響を示す線図。
の影響を示す線図。
【図３】６５０℃における１０万時間クリープ破断強度
に及ぼすＮの影響を示す線図。
に及ぼすＮの影響を示す線図。
【図４】２０℃における衝撃吸収エネルギーに及ぼすＮ
の影響を示す線図。
の影響を示す線図。
【図５】２０℃における衝撃吸収エネルギーに及ぼすＨ
の影響を示す線図。
の影響を示す線図。
【図６】６５０℃における１０万時間クリープ破断強度
に及ぼすＯの影響を示す線図。
に及ぼすＯの影響を示す線図。
【図７】２０℃における衝撃吸収エネルギーに及ぼすＯ
の影響を示す線図。
の影響を示す線図。
【図８】本発明に係る蒸気タービン用ロータシャフトの
斜視図。
斜視図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 範雄 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 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 清水 暢夫 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 金子 了市 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 原田 保弘 茨城県ひたちなか市堀口832番地の２ 株 式会社日立製作所日立工場素形材センタ内 (72)発明者 渡辺 康雄 茨城県ひたちなか市堀口832番地の２ 株 式会社日立製作所日立工場素形材センタ内 (72)発明者 藤田 利夫 茨城県ひたちなか市堀口832番地の２ 株 式会社日立製作所日立工場素形材センタ内 (72)発明者 森定 祝雄 茨城県ひたちなか市堀口832番地の２ 日 立マテリアルエンジニアリング株式会社内 (72)発明者 田中 泰彦 北海道室蘭市茶津町４番地 株式会社日本 製鋼所室蘭研究所内
Claims (16)
- 【請求項１】 重量で、Ｃ：０.０５〜０.２０％、Ｓ
ｉ：０.１５％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｎｉ：１.０
％以下、Ｃｒ：８．５〜１３.０％、Ｍｏ：３.５０％以
下、Ｗ：３.５％以下、Ｖ：０.０５〜０.３０％、Ｎ
ｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：５．０％以下、Ｂ：
０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.００５〜０.０４０
％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｈ：０.０００２０％以下
を含み、全焼戻しマルテンサイト組織を有することを特
徴とする耐熱鋼。 - 【請求項２】 重量で、Ｃ：０.０５〜０.２０％、Ｓ
ｉ：０.１５％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｎｉ：１.０
％以下、Ｃｒ：８．５〜１３.０％、Ｍｏ：３.５０％以
下、Ｗ：３.５％以下、Ｖ：０.０５〜０.３０％、Ｎ
ｂ：０.０１〜０.２０％、Ｃｏ：５．０％以下、Ｂ：
０.００１〜０．０２０％、Ｎ：０.００５〜０.０４０
％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｈ：０.０００２０％以下
を含み、全焼戻しマルテンサイト組織を有するマルテン
サイト鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロー
タシャフト。 - 【請求項３】 重量で、Ｃ：０.０８〜０.１６％、Ｓ
ｉ：０.１０％以下、Ｍｎ：０.１５〜０.８５％、Ｎ
ｉ：０．２０〜０．８０％、Ｃｒ：１０．０〜１２.０
％、Ｍｏ：０．０５〜０.５０％、Ｗ：２．０〜３.０
％、Ｖ：０.１０〜０.３０％、Ｎｂ：０.０３〜０.１０
％、Ｃｏ：２．０〜３．５％、Ｂ：０.００４〜０．０
１７％、Ｎ：０.０１０〜０.０３０％、Ｏ：０．０００
５〜０．００３５％、Ｈ：０.００００１〜０.０００１
５％を含み、全焼戻しマルテンサイト組織を有すること
を特徴とする耐熱鋼。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０.０８〜０.１６％、Ｓ
ｉ：０.１０％以下、Ｍｎ：０.１５〜０.８５％、Ｎ
ｉ：０．２０〜０．８０％、Ｃｒ：１０．０〜１２.０
％、Ｍｏ：０．５０％を超え３．５％以下、Ｗ：２．０
〜３.０％、Ｖ：０.１０〜０.３０％、Ｎｂ：０.０３〜
０.１３％、Ｃｏ：２．０〜３．５％、Ｂ：０.００４〜
０．０１７％、Ｎ：０.０１０〜０.０３０％、Ｏ：０．
０００５〜０．００３５％、Ｈ：０.００００１〜０.０
００１５％を含み、全焼戻しマルテンサイト組織を有す
るマルテンサイト鋼からなることを特徴とする蒸気ター
ビン用ロータシャフト。 - 【請求項５】 ６５０℃における１０万時間クリープ破
断強度が１０kgf/mm2以上である請求項２又は４に記載
の蒸気タービン用ロータシャフト。 - 【請求項６】 蒸気タービン用ロータシャフトを、１０
００〜１１００℃で焼入れ後、１次の焼きもどし又は１
次及び２次焼きもどし後にロータ中心に孔を空けた後、
前者に２次焼きもどし又は後者に３次焼きもどし熱処理
を施すことを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト
の熱処理方法。 - 【請求項７】 前記ＢとＮの含有量合計が０．０５０％
以下、及びＮ／Ｂの比が１〜５である請求項１又は３に
記載の耐熱鋼。 - 【請求項８】 前記ＢとＮの含有量合計が０．０５０％
以下、及びＮ／Ｂの比が１〜５である請求項２、４又は
５に記載の蒸気タービン用ロータシャフト。 - 【請求項９】 Ｃｒ当量が８．５以下である請求項１、
３又は７に記載の耐熱鋼。 - 【請求項１０】 蒸気温度６１０℃以上である請求項
２、４、５及び８のいずれかに記載の蒸気タービン用ロ
ータシャフト。 - 【請求項１１】 ６５０℃における１０万時間クリープ
破断強度が１０ kgf/mm2以上、及び６５０℃で１０００
時間加熱後２０℃における衝撃吸収エネルギが２ kgf-m
以上である請求項１、３又は７に記載の耐熱鋼。 - 【請求項１２】 前記マルテンサイト鋼は、６５０℃に
おける１０万時間クリープ破断強度が１０ kgf/mm2以
上、及び６５０℃で１０００時間加熱後２０℃における
衝撃吸収エネルギーが２ kgf-m以上である請求項２、
４、５及び８のいずれかに記載の蒸気タービン用ロータ
シャフト。 - 【請求項１３】 請求項１、３、７、９及び１１いずれ
かに記載の耐熱鋼にＣａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｇ及び希土類元素の少なくとも１種を合計で０．２％以
下含有させたことを特徴とする耐熱鋼。 - 【請求項１４】 前記マルテンサイト鋼にＣａ、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｇ及び希土類元素の少なくとも１
種を合計で０．２％以下含有させた請求項２、４、５、
８及び１２のいずれかに記載の蒸気タービン用ロータシ
ャフト - 【請求項１５】 ６５０℃における１０万時間クリープ
破断強度が１０ kgf/mm2以上、及び６５０℃で１０００
時間加熱後２０℃における衝撃吸収エネルギが２ kgf-m
以上である、全焼戻しマルテンサイト組織を有すること
を特徴とする耐熱鋼。 - 【請求項１６】 ６５０℃における１０万時間クリープ
破断強度が１０ kgf/mm2以上、及び６５０℃で１０００
時間加熱後２０℃における衝撃吸収エネルギが２ kgf-m
以上である、全焼戻しマルテンサイト組織を有するマル
テンサイト鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用
ロータシャフト。
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|---|---|---|---|
| JP8112228A JPH09296258A (ja) | 1996-05-07 | 1996-05-07 | 耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフト |
| CA002203299A CA2203299C (en) | 1996-05-07 | 1997-04-22 | Heat resisting steel and steam turbine rotor shaft |
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| JP8112228A JPH09296258A (ja) | 1996-05-07 | 1996-05-07 | 耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフト |
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