JPH10317079A - 蒸気タービン翼およびその製造方法 - Google Patents
蒸気タービン翼およびその製造方法Info
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- JPH10317079A JPH10317079A JP12372597A JP12372597A JPH10317079A JP H10317079 A JPH10317079 A JP H10317079A JP 12372597 A JP12372597 A JP 12372597A JP 12372597 A JP12372597 A JP 12372597A JP H10317079 A JPH10317079 A JP H10317079A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】フェライト系耐熱鋼と同等あるいは、それより
低い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大
幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き
感受性を兼備し、かつ製造の容易なγ′相析出強化型超
耐熱合金からなる蒸気タービン翼およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３％，Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下を含有し、Ｚｒ：
０.２％ 以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜
８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼
にあり、更に必要に応じてＣｏ：５％以下，Ｎｂ：１.
０％ 以下添加することができる。
低い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大
幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き
感受性を兼備し、かつ製造の容易なγ′相析出強化型超
耐熱合金からなる蒸気タービン翼およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３％，Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下を含有し、Ｚｒ：
０.２％ 以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜
８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼
にあり、更に必要に応じてＣｏ：５％以下，Ｎｂ：１.
０％ 以下添加することができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、新規な蒸気タービ
ン翼に係り、特に蒸気タービンブレードに関するもので
ある。
ン翼に係り、特に蒸気タービンブレードに関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】従来、スチームタービンのブレード，デ
ィスクには、１２Ｃｒ系のフェライト系耐熱鋼が使用さ
れてきたが、スチームタービンの蒸気温度は効率向上の
ため、従来の６００℃未満の温度から近年は、６００〜
６３０℃の温度に上昇しつつある。
ィスクには、１２Ｃｒ系のフェライト系耐熱鋼が使用さ
れてきたが、スチームタービンの蒸気温度は効率向上の
ため、従来の６００℃未満の温度から近年は、６００〜
６３０℃の温度に上昇しつつある。
【０００３】このような蒸気温度の高温化に伴ない、一
部オーステナイト系のγ′析出強化型超耐熱合金が使用
されるようになってきた。
部オーステナイト系のγ′析出強化型超耐熱合金が使用
されるようになってきた。
【０００４】ところが、γ′析出強化型超耐熱合金は、
フェライト系耐熱鋼より一段と高い高温強度を有するも
のの、熱膨張係数がフェライト系より高いため、他のフ
ェライト系の部材との熱膨張差の問題、さらに熱疲労強
度が劣る等の問題がある。そのため超耐熱合金の中で
は、フェライト系に近い比較的低い熱膨張係数を有する
Ｍ２５２等の使用が検討されている。また低熱膨張超耐
熱合金として、特開昭47−13302 号，特開昭53−6225号
および特開昭53−58427 号などが提案されている。
フェライト系耐熱鋼より一段と高い高温強度を有するも
のの、熱膨張係数がフェライト系より高いため、他のフ
ェライト系の部材との熱膨張差の問題、さらに熱疲労強
度が劣る等の問題がある。そのため超耐熱合金の中で
は、フェライト系に近い比較的低い熱膨張係数を有する
Ｍ２５２等の使用が検討されている。また低熱膨張超耐
熱合金として、特開昭47−13302 号，特開昭53−6225号
および特開昭53−58427 号などが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】Ｍ２５２は、比較的低
い熱膨張係数と、高い強度を有するが、一方高価なＣｏ
を約１０％も含むために非常に高価であるという問題が
ある。また、クリープ破断時の延性が比較的小さな値で
あるため、長時間使用後の切り欠き感受性が低下するお
それがある。
い熱膨張係数と、高い強度を有するが、一方高価なＣｏ
を約１０％も含むために非常に高価であるという問題が
ある。また、クリープ破断時の延性が比較的小さな値で
あるため、長時間使用後の切り欠き感受性が低下するお
それがある。
【０００６】また特開昭47−13302 号および特開昭53−
6225号に開示される合金は、低熱膨張合金として知られ
るいわゆるインバー合金と同じメカニズムで低熱膨張を
得ている。すなわち、ＦｅとＮｉのバランスによりキュ
リー点を調整して、強磁性状態での低い熱膨張を利用し
ている。
6225号に開示される合金は、低熱膨張合金として知られ
るいわゆるインバー合金と同じメカニズムで低熱膨張を
得ている。すなわち、ＦｅとＮｉのバランスによりキュ
リー点を調整して、強磁性状態での低い熱膨張を利用し
ている。
【０００７】しかしながら、このタイプの合金の場合、
Ｃｒ添加により熱膨張係数が増加するので、高温強度や
耐酸化性を向上させる目的でＣｒを高めることができ
ず、またＦｅ−Ｎｉ(またはＣｏ)のバランスが重要なた
めに、相当量のＦｅを含有させる必要がある。したがっ
て、本系統の合金の場合は、低Ｃｒ，高Ｆｅのため、高
温強度や耐酸化性が劣り、耐熱用途に適さないという問
題がある。さらに切り欠き感受性が高くクリープラプチ
ャー試験において、ノッチ部で破断しやすいという欠点
がある。
Ｃｒ添加により熱膨張係数が増加するので、高温強度や
耐酸化性を向上させる目的でＣｒを高めることができ
ず、またＦｅ−Ｎｉ(またはＣｏ)のバランスが重要なた
めに、相当量のＦｅを含有させる必要がある。したがっ
て、本系統の合金の場合は、低Ｃｒ，高Ｆｅのため、高
温強度や耐酸化性が劣り、耐熱用途に適さないという問
題がある。さらに切り欠き感受性が高くクリープラプチ
ャー試験において、ノッチ部で破断しやすいという欠点
がある。
【０００８】一方、特開昭53−58427 号に開示される合
金は、Ｍｏを多量に含むことにより、低い熱膨張係数が
得られるが、Ｍｏに加えＮｂも含むことにより熱間加工
性が低下する問題がある。
金は、Ｍｏを多量に含むことにより、低い熱膨張係数が
得られるが、Ｍｏに加えＮｂも含むことにより熱間加工
性が低下する問題がある。
【０００９】本発明は、フェライト系耐熱鋼に近い熱膨
張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大幅に上回
る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き感受性な
らびにラプチャー破断延性を兼備し、γ′析出強化型超
耐熱合金からなる蒸気タービン翼とその製造方法を提供
することである。
張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大幅に上回
る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き感受性な
らびにラプチャー破断延性を兼備し、γ′析出強化型超
耐熱合金からなる蒸気タービン翼とその製造方法を提供
することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】クリープ破断時の延性を
良好な値とするために、ＡｌとＴｉは両方共に析出強化
相であるγ′（ガンマプライム）相を形成する元素であ
るが、Ａｌの割合が高くなるほどクリープ破断時の延性
が高くなることを見出し、強度とのバランスで最適割合
としてＡｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）で表わされる値を
０.４５〜０.８の範囲とした。また、熱処理による延性
向上であり、本合金に溶体化処理後、820〜８８０℃の
１段目時効処理を施すことにより、大幅に延性が向上す
ることを見出した。
良好な値とするために、ＡｌとＴｉは両方共に析出強化
相であるγ′（ガンマプライム）相を形成する元素であ
るが、Ａｌの割合が高くなるほどクリープ破断時の延性
が高くなることを見出し、強度とのバランスで最適割合
としてＡｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）で表わされる値を
０.４５〜０.８の範囲とした。また、熱処理による延性
向上であり、本合金に溶体化処理後、820〜８８０℃の
１段目時効処理を施すことにより、大幅に延性が向上す
ることを見出した。
【００１１】本発明は、重量％で、Ｃ：０.２％ 以下，
Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４
％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)
×Ｗ：５〜１７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.
５％，Ｆｅ：１０％以下，Ｂ：０.０２％ 以下を含有
し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からな
る蒸気タービン翼にある。
Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４
％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)
×Ｗ：５〜１７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.
５％，Ｆｅ：１０％以下，Ｂ：０.０２％ 以下を含有
し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からな
る蒸気タービン翼にある。
【００１２】本発明は、重量％で、Ｃ：０.２％ 以下，
Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４
％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)
×Ｗ：５〜１７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１.０％以
下，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下，Ｚｒ：０.２％
以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％で
あるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４
％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)
×Ｗ：５〜１７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１.０％以
下，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下，Ｚｒ：０.２％
以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％で
あるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
【００１３】さらに本発明の望ましい組成は、重量％
で、Ｃ：０.０８％以下，Ｓｉ：０.５％以下，Ｍｎ：
０.５％ 以下，Ｃｒ：１５〜２２％、およびＭｏ，Ｗの
１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１２％，Ａ
ｌ：１.０〜１.８％，Ｔｉ：1.2〜３.０％，Ｆｅ：２％
以下、およびＢ：０.０２％以下，Ｚｒ：０.２％ 以下
の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／(Ａｌ＋０.５
６Ｔｉ）で表わされる値が０.４５〜０.７０であり、Ｎ
ｉが４８〜８０％を有するものである。本発明は、常温
から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３.８×１０
マイナス６乗／℃以下であり、かつ６００℃における引
張強度が１０００Ｎ／mm2 以上、および試験温度６５０
℃、荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の条件下で、切り欠き−
平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命
が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上であ
るＮｉ基合金からなる蒸気タービン翼にある。また、上
記合金のうち、高強度と高延性とを同時に満足させるに
は、溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜１０８０
℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８０℃での
第１段時効処理、および６００〜８００℃での第２段時
効処理を行う製造方法を実施するのが好ましい。
で、Ｃ：０.０８％以下，Ｓｉ：０.５％以下，Ｍｎ：
０.５％ 以下，Ｃｒ：１５〜２２％、およびＭｏ，Ｗの
１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１２％，Ａ
ｌ：１.０〜１.８％，Ｔｉ：1.2〜３.０％，Ｆｅ：２％
以下、およびＢ：０.０２％以下，Ｚｒ：０.２％ 以下
の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／(Ａｌ＋０.５
６Ｔｉ）で表わされる値が０.４５〜０.７０であり、Ｎ
ｉが４８〜８０％を有するものである。本発明は、常温
から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３.８×１０
マイナス６乗／℃以下であり、かつ６００℃における引
張強度が１０００Ｎ／mm2 以上、および試験温度６５０
℃、荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の条件下で、切り欠き−
平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命
が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上であ
るＮｉ基合金からなる蒸気タービン翼にある。また、上
記合金のうち、高強度と高延性とを同時に満足させるに
は、溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜１０８０
℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８０℃での
第１段時効処理、および６００〜８００℃での第２段時
効処理を行う製造方法を実施するのが好ましい。
【００１４】本発明は動翼，静翼に用いることができる
が、特に動翼に用いるのが好ましく、高圧タービン，中
圧タービン及び高中圧一体タービンの初段に用いるのが
好ましく、高圧タービンでは４段目まで用いることがで
きる。高中圧タービンでは高圧部で４段目まで及び中圧
部の初段と２段に用いられる。
が、特に動翼に用いるのが好ましく、高圧タービン，中
圧タービン及び高中圧一体タービンの初段に用いるのが
好ましく、高圧タービンでは４段目まで用いることがで
きる。高中圧タービンでは高圧部で４段目まで及び中圧
部の初段と２段に用いられる。
【００１５】以下に本発明合金の成分限定理由について
述べる。
述べる。
【００１６】Ｃは、炭化物形成により結晶粒粗大化を防
止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物がス
トリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対する直
角方向の延性が低下し、さらにＴｉと結合して炭化物を
形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相となる
γ′を形成するＴｉ量が確保できなくなるため、Ｃは
０.２％以下に限定する。望ましいＣの範囲は０.１５％
以下であり、より望ましくは０.０８％以下であり、０.
００５〜０.０５％がよい。
止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物がス
トリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対する直
角方向の延性が低下し、さらにＴｉと結合して炭化物を
形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相となる
γ′を形成するＴｉ量が確保できなくなるため、Ｃは
０.２％以下に限定する。望ましいＣの範囲は０.１５％
以下であり、より望ましくは０.０８％以下であり、０.
００５〜０.０５％がよい。
【００１７】ＭｎとＳｉは、合金溶製時に脱酸剤として
用いられるが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使
用時の靭性を損なうため、それぞれＭｎ：１％以下，Ｓ
ｉ：１％以下に限定する。望ましくは、Ｍｎ，Ｓｉそれ
ぞれ０.５％以下，より０.１％以下が好ましく、特に無
添加が好ましく、０.０１％ 以下が最も好ましい。
用いられるが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使
用時の靭性を損なうため、それぞれＭｎ：１％以下，Ｓ
ｉ：１％以下に限定する。望ましくは、Ｍｎ，Ｓｉそれ
ぞれ０.５％以下，より０.１％以下が好ましく、特に無
添加が好ましく、０.０１％ 以下が最も好ましい。
【００１８】Ｃｒは、基地に固溶して、合金の耐酸化性
を向上させるとともに切り欠きラプチャー感受性を大幅
に緩和させる効果を有する。１０％未満では、上記効果
が得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難と
なるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。望ましいＣ
ｒの範囲は１５〜２２％であり、最も１８〜２０％が好
ましい。
を向上させるとともに切り欠きラプチャー感受性を大幅
に緩和させる効果を有する。１０％未満では、上記効果
が得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難と
なるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。望ましいＣ
ｒの範囲は１５〜２２％であり、最も１８〜２０％が好
ましい。
【００１９】ＭｏおよびＷは、合金の熱膨張係数を下げ
る効果があり、１種または２種を添加する。Ｍｏ＋(１
／２)×Ｗ量で５％未満では、上記効果が得られず、ま
た１７％を越えると、合金の塑性加工が困難となるた
め、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗで
５〜１７％に限定する。ＭｏとＷの望ましい範囲はＭｏ
＋(１／２)×Ｗで５〜１２％である。Ｍｏは５〜１７
％、好ましくは５〜１２％、Ｗは３０％以下、好ましく
は３〜１５％である。特に、Ｍｏ単独が好ましく、８〜
１２％がよい。
る効果があり、１種または２種を添加する。Ｍｏ＋(１
／２)×Ｗ量で５％未満では、上記効果が得られず、ま
た１７％を越えると、合金の塑性加工が困難となるた
め、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗで
５〜１７％に限定する。ＭｏとＷの望ましい範囲はＭｏ
＋(１／２)×Ｗで５〜１２％である。Ｍｏは５〜１７
％、好ましくは５〜１２％、Ｗは３０％以下、好ましく
は３〜１５％である。特に、Ｍｏ単独が好ましく、８〜
１２％がよい。
【００２０】Ａｌは、γ′相と呼ばれる金属間化合物
(Ｎｉ3Ａｌ）を形成し、合金の高温強度を高めるために
添加する。上記効果を得るため０.５％以上が必要であ
るが、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは
０.５〜２％ に限定する。望ましいＡｌの範囲は０.８
〜１.８％より好ましくは０.８〜１.５％である。
(Ｎｉ3Ａｌ）を形成し、合金の高温強度を高めるために
添加する。上記効果を得るため０.５％以上が必要であ
るが、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは
０.５〜２％ に限定する。望ましいＡｌの範囲は０.８
〜１.８％より好ましくは０.８〜１.５％である。
【００２１】Ｔｉは、Ａｌと共にγ′相(Ｎｉ3(Ａｌ，
Ｔｉ)）を形成する。Ａｌ単独のγ′相よりもＡｌ，Ｔ
ｉからなるγ′の方が、さらに高い高温強度が得られ
る。
Ｔｉ)）を形成する。Ａｌ単独のγ′相よりもＡｌ，Ｔ
ｉからなるγ′の方が、さらに高い高温強度が得られ
る。
【００２２】そのためＴｉは、１％以上が必要である
が、３.５％ を越えるとγ′相が不安定になり、また熱
間加工性の面でも好ましくないので、１〜３％に限定す
る。望ましいＴｉの範囲は、１.２〜３.０％であり、よ
り２.０〜３.０％が好ましい。前述のように、本合金に
おいてＡｌとＴｉのバランスは重要である。γ′相中の
Ａｌの割合が多くなるほど、延性は向上するが、逆に強
度は低下する。本発明合金においては、十分な延性を確
保することが重要であり、γ′相中のＡｌの割合を原子
量の比として表わすため、Ａｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）
なる数値を設定した。この値が０.４５より低いと十分
な延性が得られない。逆に０.８を越えると強度が不足
する。更に、（Ｔｉ／Ａｌ）比は強度に影響を及ぼし、
その比はＦｅ量との関係によって前述のように定めるこ
とができる。
が、３.５％ を越えるとγ′相が不安定になり、また熱
間加工性の面でも好ましくないので、１〜３％に限定す
る。望ましいＴｉの範囲は、１.２〜３.０％であり、よ
り２.０〜３.０％が好ましい。前述のように、本合金に
おいてＡｌとＴｉのバランスは重要である。γ′相中の
Ａｌの割合が多くなるほど、延性は向上するが、逆に強
度は低下する。本発明合金においては、十分な延性を確
保することが重要であり、γ′相中のＡｌの割合を原子
量の比として表わすため、Ａｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）
なる数値を設定した。この値が０.４５より低いと十分
な延性が得られない。逆に０.８を越えると強度が不足
する。更に、（Ｔｉ／Ａｌ）比は強度に影響を及ぼし、
その比はＦｅ量との関係によって前述のように定めるこ
とができる。
【００２３】ＢおよびＺｒは、粒界を強化し、合金の高
温における延性を高める効果があるため、１種または２
種を添加する。しかし過度に添加すると、かえって熱間
加工性を劣化させるため、Ｂは０.０２％以下，Ｚｒは
０.２％以下に限定した。特に、Ｂは０.００２〜０.０
１５％，Ｚｒ０.０１〜０.１％が好ましく、よりＢは
０.００４〜０.０１０％が好ましい。
温における延性を高める効果があるため、１種または２
種を添加する。しかし過度に添加すると、かえって熱間
加工性を劣化させるため、Ｂは０.０２％以下，Ｚｒは
０.２％以下に限定した。特に、Ｂは０.００２〜０.０
１５％，Ｚｒ０.０１〜０.１％が好ましく、よりＢは
０.００４〜０.０１０％が好ましい。
【００２４】Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、
合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応
じて添加することができる。１０％を越えると、合金の
熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するた
め、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは２％
以下であり、より無添加がよい。
合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応
じて添加することができる。１０％を越えると、合金の
熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するた
め、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは２％
以下であり、より無添加がよい。
【００２５】Ｃｏは、合金に固溶して、合金の引張強度
およびクリープ破断強度を向上させる効果があり、必要
に応じて添加することができる。Ｃｏは高価な元素であ
るため添加する場合には、上限を５％とするのがよい。
およびクリープ破断強度を向上させる効果があり、必要
に応じて添加することができる。Ｃｏは高価な元素であ
るため添加する場合には、上限を５％とするのがよい。
【００２６】Ｎｂは、ＡｌやＴｉとともにγ′相である
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）を形成し、高温強度向上に寄
与するため、必要に応じて添加することができる。しか
し、多すぎるとＮｉ2Ｎｂ を主体とするLaves 相を形成
しやすく、強度上昇に寄与しないばかりか延性も低下さ
せる。特に多量のＭｏ、あるいはＭｏとＦｅ含有量が多
い場合にはLaves 相が形成されやすくなる。少量のLave
s 相の場合、熱処理等で消失させることも可能である
が、製造工程が繁雑となり好ましくない。したがって、
Ｎｂを添加する場合でも、Ｎｂの上限は１.０％ が好ま
しい。より好ましいＮｂの上限は０.８％ であり、０.
１〜０.７％が特によい。
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）を形成し、高温強度向上に寄
与するため、必要に応じて添加することができる。しか
し、多すぎるとＮｉ2Ｎｂ を主体とするLaves 相を形成
しやすく、強度上昇に寄与しないばかりか延性も低下さ
せる。特に多量のＭｏ、あるいはＭｏとＦｅ含有量が多
い場合にはLaves 相が形成されやすくなる。少量のLave
s 相の場合、熱処理等で消失させることも可能である
が、製造工程が繁雑となり好ましくない。したがって、
Ｎｂを添加する場合でも、Ｎｂの上限は１.０％ が好ま
しい。より好ましいＮｂの上限は０.８％ であり、０.
１〜０.７％が特によい。
【００２７】Ｎｉ量は４８％未満ではＮｉ基合金が得ら
れなくなり強度等が低下するので、４８％以上とする。
また、８０％を越えると延性が低下するので、８０％以
下とする。特に４９〜７５％が好ましく、より５４〜７
０％が好ましい。
れなくなり強度等が低下するので、４８％以上とする。
また、８０％を越えると延性が低下するので、８０％以
下とする。特に４９〜７５％が好ましく、より５４〜７
０％が好ましい。
【００２８】更に、Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％
以下，Ｃｕ：５％以下，Ｍｇ：0.01％以下，Ｃａ：０.
０１％以下とするのが好ましい。
以下，Ｃｕ：５％以下，Ｍｇ：0.01％以下，Ｃａ：０.
０１％以下とするのが好ましい。
【００２９】次に熱処理方法について述べる。本発明に
よる合金は、熱処理条件によって、炭化物を粒界に析出
させ、クリープ破断時の延性を向上させることができ
る。本発明者らは、本発明合金の熱処理条件について鋭
意検討を行った結果、溶体化処理後、２段時効処理を行
うことにより、炭化物を析出させて安定化させ、高温強
度を劣化させることなく、安定した延性が得られる知見
を得たものである。
よる合金は、熱処理条件によって、炭化物を粒界に析出
させ、クリープ破断時の延性を向上させることができ
る。本発明者らは、本発明合金の熱処理条件について鋭
意検討を行った結果、溶体化処理後、２段時効処理を行
うことにより、炭化物を析出させて安定化させ、高温強
度を劣化させることなく、安定した延性が得られる知見
を得たものである。
【００３０】上記組成範囲内の合金元素を適正に組み合
わせることにより、常温から６００℃までの平均熱膨張
係数が、１３.８×１０ マイナス６乗／℃以下の低熱膨
張と、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／mm2 以
上および試験温度６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2
条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験
を行った後の破断寿命が５０時間以上でかつ破断時の絞
りが３０％以上である高い高温強度を兼備させることが
できる。
わせることにより、常温から６００℃までの平均熱膨張
係数が、１３.８×１０ マイナス６乗／℃以下の低熱膨
張と、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／mm2 以
上および試験温度６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2
条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験
を行った後の破断寿命が５０時間以上でかつ破断時の絞
りが３０％以上である高い高温強度を兼備させることが
できる。
【００３１】
〔実施例１〕表１に示す組成の合金を、それぞれ１０ｋ
ｇ真空溶解して造塊し、続いて３０mm角に熱間鍛造し
た。次いで２種類の熱処理を施した。熱処理Ａは、１０
６６℃で４時間加熱後空冷し、さらに７２０℃で８時間
加熱後、１時間に約５５℃の速度で６２０℃まで冷却
し、さらに６２０℃で８時間加熱後空冷の熱処理であ
る。次に熱処理Ｂは、第１段時効処理として、８５０℃
で４時間加熱後、空冷し、第２段時効処理として、７６
０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理である。なお、鍛
造時に割れ等は発生せず、鍛造性は良好であった。さら
に本発明合金と以下に示す特性を比較するため、従来合
金(Ｍ２５２相当)も作製した。
ｇ真空溶解して造塊し、続いて３０mm角に熱間鍛造し
た。次いで２種類の熱処理を施した。熱処理Ａは、１０
６６℃で４時間加熱後空冷し、さらに７２０℃で８時間
加熱後、１時間に約５５℃の速度で６２０℃まで冷却
し、さらに６２０℃で８時間加熱後空冷の熱処理であ
る。次に熱処理Ｂは、第１段時効処理として、８５０℃
で４時間加熱後、空冷し、第２段時効処理として、７６
０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理である。なお、鍛
造時に割れ等は発生せず、鍛造性は良好であった。さら
に本発明合金と以下に示す特性を比較するため、従来合
金(Ｍ２５２相当)も作製した。
【００３２】表２に本発明合金，従来合金の常温から各
温度までの平均熱膨張係数を示す。本発明合金が通常使
用される温度は、６００〜７００℃であるが、２０℃か
ら６００℃および７００℃までの熱膨張係数は、従来合
金とほぼ同様の、フェライト系耐熱鋼並みの低い熱膨張
係数を示している。
温度までの平均熱膨張係数を示す。本発明合金が通常使
用される温度は、６００〜７００℃であるが、２０℃か
ら６００℃および７００℃までの熱膨張係数は、従来合
金とほぼ同様の、フェライト系耐熱鋼並みの低い熱膨張
係数を示している。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表３に本発明合金，従来合金の常温におけ
る引張試験結果を、表４に６００℃における引張試験結
果を示す。本発明合金は従来合金とほぼ同等の高い強度
を示している。
る引張試験結果を、表４に６００℃における引張試験結
果を示す。本発明合金は従来合金とほぼ同等の高い強度
を示している。
【００３６】表５に本発明合金のうちの１７合金を選
び、試験温度：６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の
条件で切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行
った結果を示す。表５から本発明合金は、すべて平滑部
で破断し、切り欠き感受性も良好であり、また寿命も十
分長いことがわかる。
び、試験温度：６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の
条件で切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行
った結果を示す。表５から本発明合金は、すべて平滑部
で破断し、切り欠き感受性も良好であり、また寿命も十
分長いことがわかる。
【００３７】また、本発明合金のうち、特にＡｌ／（Ａ
ｌ＋０.５６Ｔｉ）の値が０.４５を越えるＮo.１４〜３
１の延性が高い。さらに熱処理Ｂを行うことで、クリー
プ破断延性は、一段と向上しており、いずれの合金も３
０％以上の絞りが出ているのがわかる。
ｌ＋０.５６Ｔｉ）の値が０.４５を越えるＮo.１４〜３
１の延性が高い。さらに熱処理Ｂを行うことで、クリー
プ破断延性は、一段と向上しており、いずれの合金も３
０％以上の絞りが出ているのがわかる。
【００３８】しかし、Ａｌ／（Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）値
が０.７を越えるＮo.３１合金は、延性は高いものの、
破断時間がやや低下している。したがって、良好なクリ
ープ破断特性と強度を両立させるため、Ａｌ／（Ａｌ＋
０.５６Ｔｉ）値を０.４５〜０.７ に制限し、かつ熱処
理Ｂを施すことが有効であることがわかる。
が０.７を越えるＮo.３１合金は、延性は高いものの、
破断時間がやや低下している。したがって、良好なクリ
ープ破断特性と強度を両立させるため、Ａｌ／（Ａｌ＋
０.５６Ｔｉ）値を０.４５〜０.７ に制限し、かつ熱処
理Ｂを施すことが有効であることがわかる。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】〔実施例２〕実施例１と同様に真空溶解に
よって表６（重量％）に示すＮｉ基合金の鋳塊を製造
し、熱間鍛造によって所望の寸法の角材を得た。残部は
Ｎｉである。
よって表６（重量％）に示すＮｉ基合金の鋳塊を製造
し、熱間鍛造によって所望の寸法の角材を得た。残部は
Ｎｉである。
【００４３】
【表６】
【００４４】図１は植込型式が鞍型タイプ，シュラウド
チカバーがテノンシュラウドカバータイプである６２５
℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図で
ある。図中、１は翼部、２はテノン、３はダブティルで
ある。テノンは弯曲していて個々の動翼に対して個々の
テノンが機械的にかしめによって結合される。
チカバーがテノンシュラウドカバータイプである６２５
℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図で
ある。図中、１は翼部、２はテノン、３はダブティルで
ある。テノンは弯曲していて個々の動翼に対して個々の
テノンが機械的にかしめによって結合される。
【００４５】図２は植込型式がアキシャルタイプ，シュ
ラウドカバーがテノン・ダブル・シュラウドタイプであ
る同じ６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動
翼の斜視図である。テノンが複数の動翼を１個のテノン
で機械的にかしめによって固定されるものである。
ラウドカバーがテノン・ダブル・シュラウドタイプであ
る同じ６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動
翼の斜視図である。テノンが複数の動翼を１個のテノン
で機械的にかしめによって固定されるものである。
【００４６】図３は同じく６２５℃級蒸気タービンの中
圧タービンの初段動翼の斜視図である。植込型式は逆ク
リスマスツリータイプ，シュラウドカバーはテノン・シ
ュラウドタイプであり、個々の動翼に個々のテノンがか
しめによって固定したものである。
圧タービンの初段動翼の斜視図である。植込型式は逆ク
リスマスツリータイプ，シュラウドカバーはテノン・シ
ュラウドタイプであり、個々の動翼に個々のテノンがか
しめによって固定したものである。
【００４７】図４は同じく６２５℃級中圧タービンの初
段動翼の斜視図であり、図３と植込型式及びシュラウド
カバーが同じ形式のものである。本図面でのテノンは同
じ素材から一体に形成されたものである。
段動翼の斜視図であり、図３と植込型式及びシュラウド
カバーが同じ形式のものである。本図面でのテノンは同
じ素材から一体に形成されたものである。
【００４８】本実施例は図１〜図４の動翼を表６に示す
合金によって製造したものであり、前述の鍛造後に各図
の形式に対して所望の相似形になるように熱間型鍛造を
行った。次いで、実施例１の熱処理Ａ及びＢと同じ熱処
理を施し、図１〜図４の各々の形状に機械加工した。図
１〜図３のテノンは同じ組成のＮｉ基合金が好ましい
が、高強度１２％Ｃｒ系マルテンサイト鋼でもよい。い
ずれも鍛造材である。
合金によって製造したものであり、前述の鍛造後に各図
の形式に対して所望の相似形になるように熱間型鍛造を
行った。次いで、実施例１の熱処理Ａ及びＢと同じ熱処
理を施し、図１〜図４の各々の形状に機械加工した。図
１〜図３のテノンは同じ組成のＮｉ基合金が好ましい
が、高強度１２％Ｃｒ系マルテンサイト鋼でもよい。い
ずれも鍛造材である。
【００４９】表７は室温（２０℃），６００℃での引張
試験結果を示すものである。室温ではいずれも目標の耐
力６９０Ｎ／mm2 以上及び引張強さ９６０Ｎ／mm2 以上
を有しており、伸び率２０％以上，絞り率２５％以上の
高いものである。また、600℃では目標の耐力が３３５
Ｎ／mm2 以上，引張強さ７７０Ｎ／mm2 以上有し、伸び
率１０％以上，絞り率１５％以上の高い値を有してい
る。
試験結果を示すものである。室温ではいずれも目標の耐
力６９０Ｎ／mm2 以上及び引張強さ９６０Ｎ／mm2 以上
を有しており、伸び率２０％以上，絞り率２５％以上の
高いものである。また、600℃では目標の耐力が３３５
Ｎ／mm2 以上，引張強さ７７０Ｎ／mm2 以上有し、伸び
率１０％以上，絞り率１５％以上の高い値を有してい
る。
【００５０】
【表７】
【００５１】表８は熱膨張係数（×１０-6／℃）を示
し、室温から６００℃までの平均熱膨張係数１３.８×
１０-6／℃以下である。
し、室温から６００℃までの平均熱膨張係数１３.８×
１０-6／℃以下である。
【００５２】
【表８】
【００５３】表９は６５０℃における複合試験片を用い
てクリープ破断試験したものである。表８に示すよう
に、高応力下ではいずれも高い寿命を有しています。
てクリープ破断試験したものである。表８に示すよう
に、高応力下ではいずれも高い寿命を有しています。
【００５４】
【表９】
【００５５】
【発明の効果】以上のように本発明の蒸気タービン翼
は、室温から７００℃までの温度変化に対して、熱膨張
係数が小さく、また６００℃における引張特性も良好
で、かつ６５０℃におけるラプチャー寿命も十分長く、
また破断時の延性も良好であるため従来のフェライト系
の耐熱鋼より高い高温強度を有し、かつフェライト系に
近い熱膨張係数を有したもので、蒸気温度として６００
〜６５０℃の蒸気タービンの高温化に対応でき、高い熱
効率を上げることができ、その効果は非常に大きい。
は、室温から７００℃までの温度変化に対して、熱膨張
係数が小さく、また６００℃における引張特性も良好
で、かつ６５０℃におけるラプチャー寿命も十分長く、
また破断時の延性も良好であるため従来のフェライト系
の耐熱鋼より高い高温強度を有し、かつフェライト系に
近い熱膨張係数を有したもので、蒸気温度として６００
〜６５０℃の蒸気タービンの高温化に対応でき、高い熱
効率を上げることができ、その効果は非常に大きい。
【図１】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図２】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図３】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図４】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
１…翼部、２…テノン、３…ダブティル。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ａ Ｆ０１Ｄ 5/28 Ｆ０１Ｄ 5/28 (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 小野田 武志 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 平賀 良 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 (72)発明者 桂木 進 島根県安来市安来町2107番地の２ 日立金 属株式会社冶金研究所内 (72)発明者 大野 丈博 島根県安来市安来町2107番地の２ 日立金 属株式会社冶金研究所内
Claims (9)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：
１０％以下、およびＢ：0.02％以下，Ｚｒ：０.２％ 以
下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であ
るＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気ター
ビン翼。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０.２％ 以下，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１.０％以下，Ａｌ：０.
５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：１０％以下、お
よびＢ：０.０２％以下，Ｚｒ：０.２％以下の１種また
は２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐
熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン翼。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ：０.０８％以下，Ｓｉ：０.
５％以下，Ｍｎ：０.５％ 以下，Ｃｒ：１５〜２２％、
およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×
Ｗ：５〜１２％，Ａｌ：１.０〜１.８％，Ｔｉ：１.２
〜３.０％，Ｆｅ：２％以下、およびＢ：０.０２％以
下，Ｚｒ：０.２％以下の１種または２種を含有し、さ
らにＡｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ）で表わされる値が０.
４５〜０.７０であり、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ
基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン
翼。 - 【請求項４】常温から６００℃までの平均熱膨張係数
が、１３.８×１０ マイナス６乗／℃以下、６００℃に
おける引張強度が１０００Ｎ／mm2 以上、および温度６
５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の条件下で、切り欠
き−平滑複合クリープ破断寿命が５０時間以上で、かつ
破断時の絞りが３０％以上であるＮｉ基超耐熱合金から
なることを特徴とする蒸気タービン翼。 - 【請求項５】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：
１０％以下、およびＢ：0.02％以下，Ｚｒ：０.２％ 以
下の１種または２種を含有し、（Ｔｉ／Ａｌ）比が２.
３２ 以下であり、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超
耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン翼。 - 【請求項６】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％，Ｆｅ：
３.６０〜１０％ 以下、およびＢ：０.０２％以下，Ｚ
ｒ：０.２％以下の１種または２種を含有し、（Ｔｉ／
Ａｌ）比が４以下であり、Ｎｉが４８〜８０％であるＮ
ｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン
翼。 - 【請求項７】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ａｌ：０.５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％、および
Ｂ：０.０２％ 以下，Ｚｒ：０.２％ 以下の１種または
２種を含有し、（Ｔｉ／Ａｌ）比が２.３８〜５ であ
り、残部が実質的にＮｉであるＮｉ基超耐熱合金からな
ることを特徴とする蒸気タービン翼。 - 【請求項８】重量％で、Ｃ：０.２％以下 ，Ｓｉ：１％
以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭ
ｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５〜１
７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１.０％以下，Ａｌ：０.
５〜２％，Ｔｉ：１〜３.５％、およびＢ：０.０２％
以下，Ｚｒ：０.２％ 以下の１種または２種を含有し、
（Ｔｉ／Ａｌ）比が２.３８〜５ であり、残部が実質的
にＮｉであるＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とす
る蒸気タービン翼。 - 【請求項９】溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜
１０８０℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８
０℃での第１段時効処理、および６００〜８００℃での
第２段時効処理を行うことを特徴とする請求項１ないし
４のいずれかに記載の蒸気タービン翼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12372597A JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12372597A JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10317079A true JPH10317079A (ja) | 1998-12-02 |
| JP3559681B2 JP3559681B2 (ja) | 2004-09-02 |
Family
ID=14867826
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12372597A Expired - Lifetime JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
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1997
- 1997-05-14 JP JP12372597A patent/JP3559681B2/ja not_active Expired - Lifetime
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