JPH11131190A - 高低圧一体型ロータ用高強度耐熱鋼及びタービンロータ - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 １２％Ｃｒ系耐熱鋼において、優れた高温ク
リープ強さを維持すると同時に、優れた靱性をも兼ね備
えた１２％Ｃｒ系耐熱鋼を提供し、さらに、優れた高温
クリープ強さと優れた靱性とを兼ね備えた高低圧一体型
タービンロータ及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 特定割合のＣ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎ及びＮｂを必須成分として含有し、特定割合のＴａ、
Ｂ、Ｗ及びＣｏのうちの一種以上を任意成分として含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、該不可避
的不純物のうちのＳｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量が特定
範囲以下であることを特徴とする高低圧一体型ロータ用
高強度耐熱鋼、これを用いて特定条件で焼入れ、焼戻し
を行うことを特徴とする高低圧一体型タービンロータの
製造方法、及び高低圧一体型タービンロータ。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高圧部と低圧部と
を一体化した蒸気タービンのロータに用いられる優れた
高温強度を備えた高低圧一体型ロータ用高強度耐熱鋼、
該耐熱鋼により形成された高低圧一体型タービンロータ
及びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高低圧一体型ロータとは、高圧部（中圧
部を含む）と低圧部とが一体化したロータを称し、その
特徴は高圧部には高いクリープ強度が、低圧部には引張
強度と靱性というように１本のロータで全ての材料特性
が要求される点である。図１にロータ直径とロータ温度
の関係で整理した場合のロータ材の選定基準の例を示
す。高圧ロータ用Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び低圧ロータ用
３．５Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼の使用可能範囲をそれぞ
れ斜線で示す。また、低圧ロータ用２．５Ｎｉ−Ｃｒ−
Ｍｏ−Ｖ鋼のそれは枠表示で示す。さらに、Ｃｒ−Ｍｏ
−Ｖ鋼の改良材として開発された高低圧一体型ロータ用
２．２５Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼（例えば、特公昭５４−１９
３７０号公報）の使用可能範囲をメッシュで示す。図１
のように２．２５Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼の高低圧一体型ロー
タ材の使用可能範囲は広く、従来の高圧ロータ材および
低圧ロータ材のそれらを大部分内包している。

【０００３】この２．２５Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いた高
低圧一体型ロータの製造実績は、比較的最近のことであ
るが、従来の高低圧一体型ロータ材のこれまでの製造実
績は以下のとおりである。当初は小型のものが多く、ロ
ータ温度が４８０℃程度以下の場合には、クリープ強度
は比較的低いが靱性が良好な２．５Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−
Ｖ鋼が使用され、４８０℃を越え５５０℃程度までの場
合には、クリープ強度の優れたＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼が使用
されていた。ただし、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を使用する場合
には、靱性確保のため通常の高圧ロータの場合よりオー
ステナイト化温度を下げたり、焼入れ冷却速度を早くし
たりする処置がとられていた。その後、プラントの高温
大型化に伴い、ロータの直径も大きくなる傾向にあり、
Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼のロータ中心部での靱性低下が問題と
なってきた。その対策として、これまで主に２．５Ｎｉ
−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼で検討されていた要求性能の異なる
高圧部と低圧部にそれぞれ最適な熱処理を施す傾斜熱処
理法がＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼にも適用され、高圧部の高温強
度を確保しながら低圧部の靱性改善がはかられるように
なった。しかしながら、このような対策を講じたＣｒ−
Ｍｏ−Ｖ鋼傾斜熱処理ロータ材といえども、必要な強度
を確保しながら、ロータ中心部での必要な靱性の確保
は、ロータ直径に限界（１６００ｍｍ程度まで）があり
それ以上の大型化は難しいのが現状であった。

【０００４】これに対して、図１にメッシュの使用可能
範囲で示した２．２５Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼ロータ材は、高
低圧一体型蒸気タービンの高温大型化に対処するために
開発された新しいロータ材である。このロータ材は、最
大径１９５０ｍｍまでの製造実績を有し、十分に大型化
に耐え得る熱処理特性を有し、中心部のＦＡＴＴ（Frac
ture Appearance Transition Temperature：破面遷移温
度：Ｖノッチシャルピー衝撃試験片の脆性破面率が５０
％になる温度を指し、この温度が低いほど靱性が優れ
る、以下ＦＡＴＴと略称する）が２０〜６０℃と靱性に
優れた材料である。また、このロータ材の通常の常温の
０．２％耐力は７０〜７５ｋｇｆ／ｍｍ²級とすること
もでき、十分大型化が可能となっている。

【０００５】しかし、これらいずれの材料でも５３８℃
対応のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼ロータ材のクリープ強度を超え
る十分な高温クリープ強さを得ようとした場合、高靱性
を要求される低圧部の軸芯においては、破面遷移温度
（ＦＡＴＴ）を室温以下にすることは達成できず、しか
も、５６６℃の高温クリープ強さの目標値（例えば、５
６６℃／１０⁵ 時間におけるクリープ破断応力σ＝１４
ｋｇｆ／ｍｍ² ）そのものを満足することが達成できて
いない。一方、従来より５６６℃対応の高中圧ロータ材
として広く用いられている１２％Ｃｒ系耐熱鋼（例え
ば、特公昭４０−４１３７号公報）は、高温クリープ強
さには優れているものの、靱性が不足しているため、高
圧ロータあるいは中圧ロータ用材料としてのみ使用され
てきた。したがって１２％Ｃｒ系耐熱鋼では、例えば高
低圧一体型ロータ用材料として用いた場合、高圧部に必
要とされる高温クリープ強さには優れているものの、低
圧部において充分な靱性が得られない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記のよう
な従来技術の実状に鑑み、１２％Ｃｒ系耐熱鋼におい
て、優れた高温クリープ強さを維持すると同時に、優れ
た靱性をも兼ね備えた１２％Ｃｒ系耐熱鋼を提供し、さ
らに、優れた高温クリープ強さと優れた靱性とを兼ね備
えた高低圧一体型タービンロータ及びその製造方法を提
供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者等は高温及び常
温でも強度を有し、かつ常温でも優れた靱性を有する化
学組成の高低圧一体型蒸気タービン用ロータ材を開発す
べく鋭意研究を重ねた。その結果、１２％Ｃｒ系耐熱鋼
において、高温クリープ強さを低下させることなく靱性
を大幅に改善するために、従来の１２％Ｃｒ系耐熱鋼よ
りもＮｉ含有量を増加させ、Ｓｉ、Ｍｎ及びその他の不
可避的不純物の含有量を低減させることにより、マルテ
ンサイト組織のちみつ化が可能で、高温強度を確保しな
がら靱性が改善できることを見出し本発明に至ったもの
である。

【０００８】すなわち、本発明は以下の（１）〜（５）
の構成を有するものである。 （１）重量％でＣ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：２．５
％以下、Ｃｒ：８〜１１％、Ｍｏ：０．３〜２％、Ｖ：
０．１〜０．３％、Ｎ：０．０１〜０．０８％及びＮ
ｂ：０．０２〜０．１５％を含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなり、該不可避的不純物のうちのＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量が重量％でＳｉ：０．１％
以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００８％以下であることを特徴とする高低圧一
体型ロータ用高強度耐熱鋼。 （２）前記（１）の組成に加えて、さらに重量％でＴ
ａ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．００１〜０．０３
％、Ｗ：１〜２％、Ｃｏ：１〜４％のうちの一種又は二
種以上を含有する高低圧一体型ロータ用高強度耐熱鋼。

【０００９】（３）前記（１）又は（２）に記載の高強
度耐熱鋼となる組成の原材料を溶解、精錬、造塊する工
程と、該工程により得られた鋼塊より所望形状のタービ
ンロータ素体に鍛造成形する工程と、前記タービンロー
タ素体を１０００〜１１５０℃に加熱して焼入れする工
程と、前記焼入れされたタービンロータ素体に、５３０
℃〜７００℃の焼戻しを１回以上施す工程とを具備する
ことを特徴とする高低圧一体型タービンロータの製造方
法。

【００１０】（４）前記（１）又は（２）に記載の高強
度耐熱鋼となる組成の原材料を溶解、精錬、造塊する工
程と、該工程により得られた鋼塊より所望形状のタービ
ンロータ素体に鍛造成形する工程と、前記タービンロー
タ素体を高中圧部は１０００〜１１５０℃、低圧部は９
５０℃以上でかつ高中圧部よりも３０〜８０℃低い温度
に加熱して焼入れする工程と、前記焼入れされたタービ
ンロータ素体に、５３０℃〜７００℃の焼戻しを１回以
上施す工程とを具備することを特徴とする高低圧一体型
タービンロータの製造方法。

【００１１】（５）前記（１）又は（２）に記載の高強
度耐熱鋼となる組成の原材料を溶解、精錬、造塊し、得
られた鋼塊を所望形状のタービンロータ素体に鍛造成形
し、該成形物を１０００〜１１５０℃に均一加熱するか
又は高中圧部は１０００〜１１５０℃、低圧部は９５０
℃以上でかつ高中圧部よりも３０〜８０℃低い温度に傾
斜加熱して焼入れした後、５３０℃〜７００℃の焼戻し
を１回以上施すことによって得られるＭ₂₃Ｃ₆ 型化物お
よび金属間化合物を主として結晶粒界及びマルテンサイ
ト境界に析出させ、かつＭＸ型炭化窒化物をマルテンサ
イトラス内部に析出させた耐熱鋼より形成されてなるこ
とを特徴とする高低圧一体型タービンロータ。

【００１２】

【発明の実施の形態】次に、本発明に係る高強度耐熱鋼
の化学成分組成及びその限定理由について説明する。な
お、以下の説明において、含有量を表す％は、重量比と
する。

【００１３】Ｃ：Ｃは、焼入れ性を確保し、マルテンサ
イト変態を促進させるとももに、合金中のＦｅ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｖ、Ｗなどと結合してＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物を結晶粒
界、マルテンサイトラス粒界上に形成するとともにＮ
ｂ、Ｖなどと結合してＭＸ型炭化窒化物をマルテンサイ
トラス内に形成する。これより、両者の炭化物の析出強
化により室温引張強さ及び高温クリープ強さを向上させ
る。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では充分な室温
引張強さ、高温クリープ強さが得られず、また、０．２
％を超えて含有させると、低温靱性が劣化し、さらに、
炭化物の粗大化が起こりやすくなり高温クリープ強さも
劣化するので、その含有量を０．０５〜０．２％に限定
する。望ましくは、０．１０〜０．１５％の範囲であ
る。

【００１４】Ｎｉ：Ｎｉは本発明鋼において、靱性を向
上させるが、高温クリープ強さを低下させる作用を有し
ている。しかし、その含有量が０．２％未満では高低圧
一体型ロータに必要な著しい靱性の向上が認めらられ
ず、また、２．５％を超えて含有させると従来材と同等
の高温クリープ強さを維持することをが難しくなるの
で、その含有量を２．５％以下に限定する。望ましく
は、０．２〜１％の範囲である。

【００１５】Ｃｒ：Ｃｒは、本発明鋼の主要構成成分で
あり、耐酸化性及び高温耐食性を高め、さらに、合金中
に固溶して、合金の強度を向上させるが、その含有量が
８％未満では、充分な耐酸化性や強度を得ることができ
ず、１１％を超えて含有させると有害なデルタフェライ
トを生成し、低温における延性、靱性及び高温における
クリープ強さを低下させるので、その含有量を８〜１１
％に限定する。望ましくは９．５〜１０．５％の範囲で
ある。

【００１６】Ｍｏ：Ｍｏは、合金中に固溶し、焼入性を
増大し低温及び高温における強度を高めるとともに、微
細炭化物を形成し、高温クリープ強さを向上させる。ま
た、焼戻し脆化の抑制に寄与する元素である。その含有
量が０．３％未満ではその作用効果が少なく、２％を超
えて含有させると逆にクリープ強さが低下するので、そ
の含有量を０．３〜２％に限定する。望ましくは、０．
６〜１．４％の範囲である。

【００１７】Ｖ：Ｖは、微細炭化物、炭窒化物をマルテ
ンサイトラス内に形成、高温クリープ強さを向上させる
が、その含有量が０．１％未満ではその作用効果が不十
分であり、下限を０．１％とする。また、０．３％を超
えて含有させるとデルタフェライトを生成し、高温クリ
ープ強さが低下するとともに、靱性が低下するのでその
上限を０．３％とする。望ましくは、０．１５〜０．２
５％の範囲である。

【００１８】Ｎ：Ｎは、Ｎｂ、Ｖなどと結合して窒化物
を形成し、高温クリープ強さを向上させるが、その含有
量が０．０１％未満では充分な強度及び高温クリープ強
さを得ることができず、０．０８％を超えて含有させる
と鋼塊の製造が困難となり、かつ熱間加工性が悪くなる
ので、その含有量を０．０１〜０．０８％に限定する。
望ましくは、０．０２〜０．０４％の範囲である。

【００１９】Ｎｂ：Ｎｂは、微細炭化物、炭窒化物を形
成し、高温クリープ強さを向上させるとともに、結晶粒
の微細化を促進し、低温靱性を向上させるのに必要な元
素である。その作用効果を得るためには，少なくとも
０．０２％含有させる必要がある。しかし、０．１５％
を超えて含有させると、粗大な炭化物および炭窒化物が
析出し、靱性を低下させるため、その上限を０．１５％
とする。望ましくは、０．０３〜０．０７％の範囲であ
る。

【００２０】Ｔａ：ＴａはＮｂと同様の作用を有し、高
温クリープ強さを向上させるともに、低温靱性の向上に
寄与するので、所望により添加する。その含有量が０．
０２％未満では、上記作用効果が不十分であり、０．２
％を超えて含有させると、粗大な炭化物が析出し、靱性
を低下させるため、その含有量を０．０２〜０．２％に
限定する。なお、Ｎｂ＋Ｔａの合計量は０．２５％以下
に抑えるのが望ましい。

【００２１】Ｂ：Ｂは微量添加で、焼入れ性が増大し、
靱性を向上させるとともに粒界の炭化物の析出凝集を抑
え、高温クリープ強さの向上に寄与するので、所望によ
り添加される。その含有量は０．００１％未満では上記
効果が不十分であり、０．０３％を超えると高温クリー
プ延性が著しく低下するため、その含有量を０．００１
〜０．０３％の範囲に限定する。

【００２２】Ｗ：Ｗは、Ｍｏ以上にＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の
凝集粗大化を抑制する効果があり、さらに固溶体強化元
素として、クリープ強度の高温強度の向上に有効な元素
であり、その効果はＭｏとの複合添加の場合に顕著であ
り、所望により添加される。その作用効果を得るために
は、少なくとも１％含有させる必要がある。しかし、２
％を超えて含有させると、デルタフェライトや金属間化
合物が生成しやすくなり、延性および靱性を低下させる
ため、その上限を２％とする。望ましくは、１．３〜
１．８％の範囲である。

【００２３】Ｃｏ：Ｃｏは、固溶強化に寄与するととも
に、デルタフェライトの析出抑制効果があり、大型鍛造
品の製造に有用であり、所望により添加される。その作
用効果を得るためには、少なくとも１％含有させる必要
がある。しかし、４％を超えて含有させると延性が低下
し、またコストが上昇するので、その上限は４％とす
る。望ましくは、２〜３％の範囲である。

【００２４】不可避的不純物であるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ及び
Ｓについては以下のとおりである。Ｓｉは、脱酸材とし
て通常使用されるが、Ｓｉ含有量が高いと、鋼塊内部の
偏析が増加し、また、焼戻し脆化感受性が極めて大とな
り切欠靱性が損なわれるため、極力低減することが望ま
しい。現在、真空カーボン脱酸性などの適用により、Ｓ
ｉ含有量を低減させているが、その許容含有量を工業的
に可能な精錬技術の限界を考慮して０．１％以下に制限
する。

【００２５】Ｍｎは、溶解時の脱酸、脱酸剤として一般
的に使用されている。しかし、ＭｎはＳと結合して非金
属介在物を形成し、靱性を低下させ、また、Ｓｉと同様
に焼戻し脆化感受性を増大させる作用がある。現在、炉
外精錬などの精錬技術によりＳ量の低減が容易となり、
Ｍｎを合金成分として添加する必要がなくなってきてい
る。本発明では、Ｍｎを不可避的不純物とし、その許容
含有量を精錬技術の限界を考慮して０．３％以下に制限
する。

【００２６】Ｐは、焼戻し脆化感受性を増大させる元素
であり、経年劣化させ減少させ、信頼性を向上させるた
めには、極力減少させることが望ましく、その許容含有
量を精錬技術の限界を考慮して０．０１５％以下とす
る。Ｓは、大型鋼塊においてＶ偏析及び逆Ｖ偏析の生成
傾向を助長し、また、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｆｅなどと硫化
物を形成し、靱性を劣化させるので、とりべ精錬などに
より極力低減することが望ましく、その許容含有量を現
状の精錬技術の限界を考慮して０．００８％以下とす
る。

【００２７】また、その他の不可避的不純物としてＡ
ｓ、Ｓｎ、Ｓｂが挙げられる。これらの不純物は、Ｐと
同様に焼戻し脆化感受性を増大させる元素であり、極力
低減することが望ましい。しかし、これらの不純物元素
は、原材料に付随して不可避的に混入するものであり、
精錬によって除去することは困難である。したがって、
原材料の厳選によるところが大きく、焼戻し脆化感受性
低減の見地からＡｓ：０．００８％以下、Ｓｎ：０．０
１％以下、Ｓｂ：０．００５％以下とすることが望まし
い。

【００２８】前記組成の鋼種を用いて、本発明の製造方
法によりタービンロータを製造すれば、鋼塊は、焼入れ
時の加熱により組織がオーステナイト化され、焼入れで
マルテンサイト変態して十分な強度が得られ、さらに、
焼戻しによって靱性が向上する。

【００２９】本発明に係る高強度耐熱鋼は、均一な焼戻
しマルテンサイト組織を有しており、高低圧一体型ロー
タの熱処理としては均一熱処理を標準とする。すなわ
ち、焼入れ時の加熱温度を適正範囲とすることにより、
高中圧部（高圧部と中圧部）と低圧部とで同一の加熱温
度としても、全体として均一な、高中圧部に必要な高い
高温クリープ強度と、低圧部に必要な優れた靱性を有す
る材料が得られる。なお、高低圧一体型ロータの熱処理
法として、所望により傾斜熱処理を採用することも可能
である。傾斜熱処理とは、例えば高中圧部と低圧部との
間に断熱性仕切板を設け、高中圧部と低圧部の加熱温度
及び冷却速度を変えることにより、高中圧部と低圧部と
にそれぞれ異なった材料特性が付与できる（強度、靱
性、組織等が軸方向に沿って緩やかに変化する）方法で
ある。

【００３０】次に、高低圧一体型タービンロータを製造
する際の焼入れ及び焼戻し時の温度について説明する。
焼入れ加熱温度（オーステナイト化温度）は均一熱処理
の場合は１０００〜１１５０℃とする。この温度が１０
００℃未満では、十分な高温クリープ強さが得られず、
また１１５０℃を超えると、高温での切欠弱化、低温靱
性の低下などが認められることから上記範囲とする。

【００３１】高中圧部と低圧部の加熱温度に差を設けて
傾斜熱処理とする場合には、高中圧部のオーステナイト
化温度は均一熱処理と同じ１０００〜１１５０℃でよ
い。低圧部では高い靱性が要求される低圧部のオーステ
ナイト化温度は高中圧部よりも低い方が望ましく、９５
０℃以上でかつ高中圧部の加熱温度よりも３０〜８０℃
低い温度とする。９５０℃未満では、フェライト相が生
成しやすく、低温の強度が十分に得られない。なお、低
圧部のオーステナイト化温度を、高中圧部のオーステナ
イト化温度よりも３０〜８０℃低い温度とするのは、傾
斜熱処理の作用効果を得るには３０℃以上の温度差を付
ける必要があり、また、その温度差が８０℃を超えると
製造が難しいためである。

【００３２】焼戻し温度については、５３０℃未満では
十分な焼戻し効果が得られず、したがって、良好な靱性
が得られない。また、７００℃を超えた焼戻し温度で
は、所望の強度が得られないため、焼戻し温度は５３０
〜７００℃と限定する。

【００３３】

【実施例】以下、実施例により本発明をさらに具体的に
説明する。なお、実施例において高圧部とは高圧部、中
圧部及び低圧部に分けた場合の高中圧部に相当する。 （実施例１）供試材として用いた２２種類の耐熱鋼の化
学組成を表１に示す。このうちＮｏ．１からＮｏ．１８
は本発明に係る耐熱鋼の化学組成範囲内の鋼であり、Ｎ
ｏ．１９〜Ｎｏ．２２は本発明に係る耐熱鋼の化学組成
範囲外の比較材である。これらの比較材はいずれもＭｎ
の添加量が本発明の範囲外であるが、さらに、Ｎｏ．２
０はＳｉの添加量が、Ｎｏ．２１はＭｏの添加量が本発
明の範囲に入らない鋼である。Ｎｏ．２１は例えば特開
昭６２−１０３３４５号公報に開示れている鋼で、高中
圧蒸気タービン用ロータ材として使用されているもので
あり、Ｎｏ．２０は従来材の１２％Ｃｒ鋼成分である。

【００３４】これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解
炉にて溶解し、５０ｋｇ鋼塊を溶製した。これらの鋼塊
を実機のロータ材を想定して均一加熱と鍛造（据込１／
２．８Ｕ、鍛伸３．７Ｓの鍛練）を行って、小型鍛造材
を製作した。その後、この鍛造材を結晶粒度調整を目的
に予備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び６５０℃空
冷）を施した。この鍛造材を、高圧部直径１２００ｍｍ
の大型高低圧一体型ロータの中心部の焼入冷却速度をシ
ミュレートした条件で熱処理した。すなわち、１０７０
℃で１５時間加熱して完全にオーステナイト化後、ロー
タの高圧部中心部の焼入冷却速度：約１００℃／ｈの冷
却速度で焼入れした後、５５０℃で１５時間の１次焼戻
しと６６０℃〜７００℃で２３時間の２次焼戻しを行っ
た。

【００３５】次に、低圧部直径２０００ｍｍの大型高低
圧一体型ロータの中心部の焼入冷却速度シミュレートし
た熱処理を行った。すなわち、１０７０℃で１５時間加
熱後、ロータの低圧部中心部の焼入冷却速度：約４０℃
／ｈの冷却速度で焼入れした後、前述の高圧部と同様に
５５０℃で１５時間の１次焼戻しと６６０〜７００℃で
２３時間の２次焼戻しを行った。なお、焼戻し処理の条
件は、高圧部及び低圧部ともにロータ材の設計に必要な
強度、すなわち室温における０．２％耐力が７０ｋｇ／
ｍｍ² 以上となるように調整されたものである。

【００３６】本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８及び比較鋼
Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２２について室温（２０℃）におい
て引張試験及び衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験
結果より衝撃値及び５０％ＦＡＴＴを求め、引張性質と
ともに表２に示す。また、本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１
８及び比較鋼Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２２を６００℃及び６
５０℃の各温度でクリープ破断試験を実施、その結果か
ら５６５℃の１０⁵ 時間におけるクリープ破断強度を外
挿により推定した。結果を表２に合わせて示す。

【００３７】表２から明らかなように、いずれの本発明
鋼の場合も室温における０．２％耐力は７０ｋｇ／ｍｍ
² 以上の強度レベルとなっており、高低圧一体型蒸気タ
ービンロータ材として十分な強度を有している。また、
伸び、絞りも一般のロータ材で要求される伸び１６％以
上、絞り４５％以上を十分に満足している。一方、衝撃
特性であるが、高低圧一体型蒸気タービンロータ材の低
圧部５０％ＦＡＴＴの目標値は＋２０℃であるが、本発
明鋼であるＮｏ．１〜Ｎｏ．１８はいずれの場合も目標
値以下であり、充分な靱性を有していることがわかる。
これに対して、比較鋼であるＮｏ．１９〜Ｎｏ．２２の
５５％ＦＡＴＴは２５〜４５％と高く目標値を満足せ
ず、高低圧一体型ロータ材として靱性が不十分であるこ
とがわかる。

【００３８】さらに、表２から本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１８の５６５℃×１０⁵ ｈｒクリープ破断強度は、
いずれも１４ｋｇｆ／ｍｍ² 以上あり、クリープ破断強
度が改善されており、格段にクリープ破断寿命が長いこ
とがわかる。なお、比較鋼Ｎｏ．１９及びＮｏ．２１
は、上述の通り靱性が目標値を満足しないものの、５６
５℃×１０⁵ ｈのクリープ破断強度は１４ｋｇｆ／ｍｍ
² 以上あり、本発明鋼のそれらと同等とみなすことがで
きる。これらの材料試験結果より明らかなように、本発
明鋼は、高温クリープ強さ、靱性ともに優れていた。こ
れに対して、比較鋼は高温クリープ強さと靱性の両方を
満足することはできなかった。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】（実施例２）供試材として用いた６種類の
耐熱鋼の化学組成を表３に示す。このうちＮｏ．２３か
らＮｏ．２６は本発明に係る耐熱鋼の化学組成範囲の鋼
であり、かつ、Ｎｉ含有量を系統的に変化させた鋼であ
る。また、Ｎｏ．２７は本発明に係る耐熱鋼の化学組成
範囲外の比較材である。比較材Ｎｏ．２７は、Ｍｎの添
加量は本発明の範囲内に入っているものの、Ｍｏの添加
量が本発明の範囲に入らない鋼である。

【００４２】これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解
炉にて溶解し、５０ｋｇ鋼塊を溶製した。これらの鋼塊
を実機のロータ材を想定して均一加熱と鍛造（据込１／
２．８Ｕ、鍛伸３．７Ｓの鍛練）を行って、小型鍛造材
を製作した。その後、この鍛造材を結晶粒度調整を目的
に予備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び６５０℃空
冷）を施した。この鍛造材を、高圧部直径１２００ｍｍ
の大型高低圧一体型ロータの中心部の焼入冷却速度をシ
ミュレートした条件で熱処理した。すなわち、１０７０
℃で１５時間加熱して完全にオーステナイト化後、ロー
タの高圧部中心部の焼入冷却速度：約１００℃／ｈの冷
却速度で焼入れした後、５５０℃で１５時間の１次焼戻
しと６６０℃〜７００℃で２３時間の２次焼戻しを行っ
た。

【００４３】次に、低圧部直径２０００ｍｍの大型高低
圧一体型ロータの中心部の焼入冷却速度をシミュレート
した熱処理を行った。すなわち、１０７０℃で１５時間
加熱後、ロータの低圧部中心部の焼入冷却速度：約４０
℃／ｈの冷却速度で焼入れした後、前述の高圧部と同様
に５５０℃で１５時間の１次焼戻しと６６０〜７００℃
で２３時間の２次焼戻しを行った。なお、焼戻し処理の
条件は、高圧部及び低圧部ともにロータ材の設計に必要
な強度、すなわち室温における０．２％耐力が７０ｋｇ
／ｍｍ² 以上となるように調整されたものである。

【００４４】本発明鋼Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２６および比
較鋼Ｎｏ．２７について室温（２０℃）において引張試
験及び衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験結果より
衝撃値及び５０％ＦＡＴＴを求め、引張性質とともに表
４に示す。また、本発明鋼Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２６及び
比較鋼Ｎｏ．２７を６００℃および６５０℃の各温度で
クリープ破断試験を実施、その結果から５６５℃の１０
⁵ 時間におけるクリープ破断強度を外挿により推定し
た。結果を表４に合わせて示す。

【００４５】表４から明らかなように、いずれの本発明
鋼の場合も室温における０．２％耐力は７０ｋｇ／ｍｍ
² 以上の強度レベルとなっており、高低圧一体型蒸気タ
ービンロータ材として十分な強度を有している。また、
伸び・絞りも一般のロータ材で要求される伸び１６％以
上、絞り４５％以上を十分に満足している。一方、衝撃
特性であるが、高低圧一体型蒸気タービンロータ材の低
圧部５０％ＦＡＴＴの目標値は±２０℃以下であるが、
本発明鋼のうちＮｉ含有量を０．２％〜０．８％に系統
的に変化させた鋼であるＮｏ．２３〜Ｎｏ．２６はいず
れの場合も目標値以下であることがわかる。さらに、Ｎ
ｉ含有量の０．２％〜０．８％の範囲においては、Ｎｉ
含有量が減少するとともに５０％ＦＡＴＴは増加してい
ることがわかる。

【００４６】一方、５６５℃×１０⁵ ｈｒクリープ破断
強度は、いずれも１４ｋｇｆ／ｍｍ ² 以上あり、目標値
を満足している。また、これらのＮｏ．２３〜Ｎｏ．２
６の鋼において、Ｎｉ含有量の及ぼすクリープ破断強度
の影響を見てみると、Ｎｉ含有量が減少けるとともにク
リープ破断強度がわずかながら改善されていることがわ
かる。このように、５０％ＦＡＴＴで表される靱性を改
善するとクリープ破断強度は低下の傾向があることが認
められる。

【００４７】次に、比較鋼であるＮｏ．２７は、Ｍｎの
添加量は本発明の範囲に入っているもののＭｏの添加量
が本発明の範囲に入らない鋼である。一般に、Ｍｏ添加
は材料の靱性向上に効果があるとされており、Ｎｏ．２
７の比較鋼のようにＭｏ含有量を０．０１％まで低下さ
せた鋼の５０％ＦＡＴＴは、＋３５℃と高く目標値を満
足しないことがわかる。しかも、Ｎｏ．２７の比較鋼は
クリープ破断強度の目標値も満足しないことがわかる。
このように、Ｍｎの添加量は本発明の範囲に入っている
ものの、本発明の特徴の一つであるＭｏ及びＷの添加量
が本発明の範囲に入らず最適値となっていない比較鋼の
場合には、高温クリープ強さ及び高温クリープ強さと靱
性の両方を満足することはできなかった。

【００４８】

【表３】

【００４９】

【表４】

【００５０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度耐
熱鋼は高温クリープ強さに優れ、靱性の著しく良好な高
強度耐熱鋼であり、かかる特性が要求される高圧部と低
圧部を一体化したタービンロータ軸材などの耐熱材料と
して適用が可能である。また、焼戻し脆化感受性に影響
を及ぼす不純物元素含有量を低減させることによって、
より一層の信頼性が得られるようになった。なお、従来
鋼よりも、優れた高温クリープ強さが得られることか
ら、本鋼種が高低圧一体型のロータ軸材のみならず、比
較的靱性を要求されない中圧、高圧、超高圧用のロータ
軸材料などに適用の範囲が広がる効果もある。また、本
発明の高強度耐熱鋼はタービンロータのみならずボルト
等のタービン部材等にも適用可能である。

【００５１】本発明の方法によれば、前記高強度耐熱鋼
からなる高低圧一体型タービンロータを容易に製造する
ことができる。さらに、この方法における熱処理方法
は、均一熱処理を標準としているが、所望により傾斜熱
処理を採用することも可能であり、その場合には、焼入
れ温度を高、中圧部と低圧部とで変化させることによ
り、部位に応じて、適した機械的特性（高温クリープ強
さ、靱性）が得られる効果がある。

【００５２】本発明に係る高低圧一体型ロータは高温ク
リープ強さに優れ、さらに靱性に著しく良好であるた
め、タービンの使用蒸気温度を向上させて（例えば５６
６℃対応以上）の熱効率の向上やタービンロータの大容
量化を図ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ロータ直径とロータ温度の関係で整理した場合
のロータ材の選定基準の例を示す図。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％でＣ：０．０５〜０．２％、Ｎ
   ｉ：２．５％以下、Ｃｒ：８〜１１％、Ｍｏ：０．３〜
   ２％、Ｖ：０．１〜０．３％、Ｎ：０．０１〜０．０８
   ％及びＮｂ：０．０２〜０．１５％を含有し、残部がＦ
   ｅ及び不可避的不純物からなり、該不可避的不純物のう
   ちのＳｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量が重量％でＳｉ：
   ０．１％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１５％
   以下、Ｓ：０．００８％以下であることを特徴とする高
   低圧一体型ロータ用高強度耐熱鋼。
2. 【請求項２】 請求項１記載の組成に加えて、さらに重
   量％でＴａ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．００１〜
   ０．０３％、Ｗ：１〜２％、Ｃｏ：１〜４％のうちの一
   種又は二種以上を含有する高低圧一体型ロータ用高強度
   耐熱鋼。
3. 【請求項３】 請求項１又は２に記載の高強度耐熱鋼と
   なる組成の原材料を溶解、精錬、造塊する工程と、該工
   程により得られた鋼塊より所望形状のタービンロータ素
   体に鍛造成形する工程と、前記タービンロータ素体を１
   ０００〜１１５０℃に加熱して焼入れする工程と、前記
   焼入れされたタービンロータ素体に、５３０℃〜７００
   ℃の焼戻しを１回以上施す工程とを具備することを特徴
   とする高低圧一体型タービンロータの製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１又は２に記載の高強度耐熱鋼と
   なる組成の原材料を溶解、精錬、造塊する工程と、該工
   程により得られた鋼塊より所望形状のタービンロータ素
   体に鍛造成形する工程と、前記タービンロータ素体を高
   中圧部は１０００〜１１５０℃、低圧部は９５０℃以上
   でかつ高中圧部よりも３０〜８０℃低い温度に加熱して
   焼入れする工程と、前記焼入れされたタービンロータ素
   体に、５３０℃〜７００℃の焼戻しを１回以上施す工程
   とを具備することを特徴とする高低圧一体型タービンロ
   ータの製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１又は２に記載の高強度耐熱鋼と
   なる組成の原材料を溶解、精錬、造塊し、得られた鋼塊
   を所望形状のタービンロータ素体に鍛造成形し、該成形
   物を１０００〜１１５０℃に均一加熱するか又は高中圧
   部は１０００〜１１５０℃、低圧部は９５０℃以上でか
   つ高中圧部よりも３０〜８０℃低い温度に傾斜加熱して
   焼入れした後、５３０℃〜７００℃の焼戻しを１回以上
   施すことによって得られるＭ₂₃Ｃ₆ 型化物および金属間
   化合物を主として結晶粒界及びマルテンサイト境界に析
   出させ、かつＭＸ型炭化窒化物をマルテンサイトラス内
   部に析出させた耐熱鋼より形成されてなることを特徴と
   する高低圧一体型タービンロータ。