JPS58120764A - 高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼 - Google Patents
高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼Info
- Publication number
- JPS58120764A JPS58120764A JP87282A JP87282A JPS58120764A JP S58120764 A JPS58120764 A JP S58120764A JP 87282 A JP87282 A JP 87282A JP 87282 A JP87282 A JP 87282A JP S58120764 A JPS58120764 A JP S58120764A
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- Japan
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- creep
- steam turbine
- steel
- strength
- high temperature
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は高温で優れ念クリープ強度を有し、かつ高温
で遅いクリープき裂伝播速度を有する蒸気タービンの高
圧、中圧初段動翼に関する。
で遅いクリープき裂伝播速度を有する蒸気タービンの高
圧、中圧初段動翼に関する。
近年蒸気タービンは大容量化による熱効率の向上および
単位出力当りの建設費の低減を目的として、起動停止と
いう機能が要求される中間負荷的運用もなされている。
単位出力当りの建設費の低減を目的として、起動停止と
いう機能が要求される中間負荷的運用もなされている。
このタービンの大容量化なトニ伴ないタービンの使用温
度は上昇し、現在蒸気タービンの最高蒸気温度は５６６
°Ｃとなり、この温度は今恢共高温化の傾向にあり、従
来用いられていた動翼材では高温でのクリープ強度の不
足を生じるようになってきており、高温で優れたクリー
プ強度が一層要求されている。
度は上昇し、現在蒸気タービンの最高蒸気温度は５６６
°Ｃとなり、この温度は今恢共高温化の傾向にあり、従
来用いられていた動翼材では高温でのクリープ強度の不
足を生じるようになってきており、高温で優れたクリー
プ強度が一層要求されている。
しかし、高温で優れたクリープ強度を示す材料には、そ
れと相反する性質としてクリープき裂伝播速度の加速と
いう欠点があり、このクリープき裂伝播速度の加速は動
翼材の破壊寿命を大幅に低下させる。
れと相反する性質としてクリープき裂伝播速度の加速と
いう欠点があり、このクリープき裂伝播速度の加速は動
翼材の破壊寿命を大幅に低下させる。
このため、高温化に対処できる動翼材としては優れ念ク
リープ強度に加えて、遅いクリープき裂伝播速Ｗｋも兼
ね備えることが要求きれる。
リープ強度に加えて、遅いクリープき裂伝播速Ｗｋも兼
ね備えることが要求きれる。
ところで、従来の蒸気タービンの高圧、中圧初段動翼に
は一般にＨ４６と呼ばれる１２０ｒ鋼（ｃｏ、ｉｓｓ、
Ｏｒ １１．５ ％、Ｍｏ ０．４５ ％、Ｎｂ ０．
２５ ％、Ｖ Ｏ，３ｑ４ ｋ含ムｍ ） テ１ｌｌｒ
ｉｔすｔｚ、カッ、１１００°Ｃ焼入処理と６５０°Ｃ
焼戻し処理を行った材料が使用されているか、蒸気ター
ビン入口の蒸気温度は５６６００ と高温化しておシ
、動作時に高温のクリープ強度の不足や速いクリープき
裂伝播速度を持つことから、第１図に示すように回転遠
心力に耐えられずに動翼基体（１）に割れ（３）が発生
し、その割れが動作時間の経過とともに伝播して大きな
割れとなったり、割れの伝播、おるいはクリープ強度の
不足から翼埋込部（２）が浮き上シロータ（４）との間
に隙間（５）が出来るなどによシ極端な場合には破壊に
まで至る。
は一般にＨ４６と呼ばれる１２０ｒ鋼（ｃｏ、ｉｓｓ、
Ｏｒ １１．５ ％、Ｍｏ ０．４５ ％、Ｎｂ ０．
２５ ％、Ｖ Ｏ，３ｑ４ ｋ含ムｍ ） テ１ｌｌｒ
ｉｔすｔｚ、カッ、１１００°Ｃ焼入処理と６５０°Ｃ
焼戻し処理を行った材料が使用されているか、蒸気ター
ビン入口の蒸気温度は５６６００ と高温化しておシ
、動作時に高温のクリープ強度の不足や速いクリープき
裂伝播速度を持つことから、第１図に示すように回転遠
心力に耐えられずに動翼基体（１）に割れ（３）が発生
し、その割れが動作時間の経過とともに伝播して大きな
割れとなったり、割れの伝播、おるいはクリープ強度の
不足から翼埋込部（２）が浮き上シロータ（４）との間
に隙間（５）が出来るなどによシ極端な場合には破壊に
まで至る。
このように、従来の動翼材では高温でのクリープ強度が
不充分で、かつクリープき裂伝播速度が速いことから、
蒸気タービンの大容量化および高温化には対処し得ない
欠点を有している。
不充分で、かつクリープき裂伝播速度が速いことから、
蒸気タービンの大容量化および高温化には対処し得ない
欠点を有している。
本発明はこのような点に鑑みてなされたもので、５６６
°Ｃ附近において優れたクリープ破断強度及び遅いクリ
ープ＠裂伝播速度を兼ね備えた高圧、中圧初段動翼に適
した蒸気タービン動翼を提供することを目的とするもの
である。
°Ｃ附近において優れたクリープ破断強度及び遅いクリ
ープ＠裂伝播速度を兼ね備えた高圧、中圧初段動翼に適
した蒸気タービン動翼を提供することを目的とするもの
である。
すなわち、本発明に係る蒸気タービン動翼は、重量％で
Ｏｒ １０〜１３ ％、ＯＯ，１５〜０．３ ％ 、
Ｍｎ０．５〜１．０チ、Ｍｏ ０．５〜２．０％、Ｓｉ
Ｏ，６チ以下、Ｎｉ Ｏ，２〜１．０ ％、Ｖ Ｏ
，１〜０．３ ％、ＮｂＯ，３〜０．７ ％、 Ｎ Ｏ
，０４〜０．１ ％、 Ｗｏ、５〜２．５ ％、 ｆｉ
ｌｓＦｅ および付随的不純物よ構成る鉄基合金で構成
され、かつ熱間鍛造を行なった後、１０５０°Ｃ±３０
００ に加熱保持後焼入れする処理と６２０’Ｏ以上の
温度で焼戻し処理を行なったことを特徴としているＯ 本発明に係る蒸気タービン動翼を構成する１２％Ｏｒ系
耐熱鋼は、前述の１２０ｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ鋼に組成範
囲を限定したＷを添加することによって優れた高温での
クリープ強度を発揮すること、さらに、焼入温度を限定
したことによって、高温でのクリープ強度を低下させる
ことなく、クリープき裂伝播速度を遅くすることを究明
してなされたものである。
Ｏｒ １０〜１３ ％、ＯＯ，１５〜０．３ ％ 、
Ｍｎ０．５〜１．０チ、Ｍｏ ０．５〜２．０％、Ｓｉ
Ｏ，６チ以下、Ｎｉ Ｏ，２〜１．０ ％、Ｖ Ｏ
，１〜０．３ ％、ＮｂＯ，３〜０．７ ％、 Ｎ Ｏ
，０４〜０．１ ％、 Ｗｏ、５〜２．５ ％、 ｆｉ
ｌｓＦｅ および付随的不純物よ構成る鉄基合金で構成
され、かつ熱間鍛造を行なった後、１０５０°Ｃ±３０
００ に加熱保持後焼入れする処理と６２０’Ｏ以上の
温度で焼戻し処理を行なったことを特徴としているＯ 本発明に係る蒸気タービン動翼を構成する１２％Ｏｒ系
耐熱鋼は、前述の１２０ｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ鋼に組成範
囲を限定したＷを添加することによって優れた高温での
クリープ強度を発揮すること、さらに、焼入温度を限定
したことによって、高温でのクリープ強度を低下させる
ことなく、クリープき裂伝播速度を遅くすることを究明
してなされたものである。
ここで本発明（係る１２０ｒ系耐熱鋼の組成限度につい
て説明すると、Ｃは高温で鉄中に固溶してオーステナイ
ト組織をつく９、急冷によシγ−α′変態を起させ高温
での強度を向上させるとともに、ＯｒやＷなどの元素と
炭化物を形成して高温のクリープ強度を向上させるに必
要なもので、０．１５％未満ではその効果が小さく、ま
た０、３％を越えると高温に長時間さらされた場合に組
織が不安定となシ、クリープ強度および伸びを低下させ
る。
て説明すると、Ｃは高温で鉄中に固溶してオーステナイ
ト組織をつく９、急冷によシγ−α′変態を起させ高温
での強度を向上させるとともに、ＯｒやＷなどの元素と
炭化物を形成して高温のクリープ強度を向上させるに必
要なもので、０．１５％未満ではその効果が小さく、ま
た０、３％を越えると高温に長時間さらされた場合に組
織が不安定となシ、クリープ強度および伸びを低下させ
る。
Ｏｒは鉄中に固溶し、合金の強度を向上させるとともに
、耐酸化性、耐食性を向上させるに必要な元素で、１０
％未満では十分な強度や耐酸化性、耐食性を得ることは
出来ず、またｌ■１越えるとδフェライト相が生成し易
くなシ、高温のクリープ強度を低下させることからこの
範囲とする。
、耐酸化性、耐食性を向上させるに必要な元素で、１０
％未満では十分な強度や耐酸化性、耐食性を得ることは
出来ず、またｌ■１越えるとδフェライト相が生成し易
くなシ、高温のクリープ強度を低下させることからこの
範囲とする。
Ｎ石は、溶解時の脱酸剤、脱硫剤として必要な元素であ
り、また合金のオーステナイト相の範囲を拡げる元素で
、少なくとも０．５％は必要で、１．０チヲ越えると高
温のクリープ強度を低下させる。
り、また合金のオーステナイト相の範囲を拡げる元素で
、少なくとも０．５％は必要で、１．０チヲ越えると高
温のクリープ強度を低下させる。
ＭＯは合金中に固溶体強化により高温でのクリープ強度
を向上させるに必要な元素で、０．５チ未満ではその効
果が少なく、また２、０チを越えるとδフェライト相を
生じ高温強度を低下させる。
を向上させるに必要な元素で、０．５チ未満ではその効
果が少なく、また２、０チを越えるとδフェライト相を
生じ高温強度を低下させる。
Ｓｉは鳩と同様に溶解時の脱酸剤として必要な元素であ
るが、多量の含有は好ましくないδフェライト相の生成
原因となるので０．６チまでとする。
るが、多量の含有は好ましくないδフェライト相の生成
原因となるので０．６チまでとする。
Ｎｉはオーステナイト生成元素で、Ｎｉが存在しない場
合には好ましくないδフェライト相が生成し易くなるの
で、これを防止するためには少なくとも０．２チは必要
であシ、１．０ｍを越えると高温でのクリープ強度を低
下させる。
合には好ましくないδフェライト相が生成し易くなるの
で、これを防止するためには少なくとも０．２チは必要
であシ、１．０ｍを越えると高温でのクリープ強度を低
下させる。
■は高温のクリープ強度を向上させるために必要な元素
で、０．１％未満ではその効果が充分では＜ マフ’ｊ
０．３％を越えるとフェライトが生成して高温のクリ
ープ強度が低下する。
で、０．１％未満ではその効果が充分では＜ マフ’ｊ
０．３％を越えるとフェライトが生成して高温のクリ
ープ強度が低下する。
Ｎｂは、合金中のＣおよびＮと化合してＮｂ（ＯＮ）を
生成し合金の素地中に微細に析出分散して結晶粒を微細
にするとともに高温のクリープ強度を向上させるために
必要な元素で、０．３チは必要である。しかし、一方で
はフェライト相の生成を促進させ高温のクリープ強度を
低下させるとともに、過量の炭窒化物を生成して強度の
低下をきたすので帆７チまでとした。
生成し合金の素地中に微細に析出分散して結晶粒を微細
にするとともに高温のクリープ強度を向上させるために
必要な元素で、０．３チは必要である。しかし、一方で
はフェライト相の生成を促進させ高温のクリープ強度を
低下させるとともに、過量の炭窒化物を生成して強度の
低下をきたすので帆７チまでとした。
Ｎは、オーステナイト生成元素で焼入時のオーステナイ
ト相を安定にし、好ましくないδフェライト相の生成防
止に効果的でおるとともに、また他の元素と化合して窒
化物や炭窒化物を形成して両温のクリープ強度を向上さ
せるに必要な元素で０．０４−未満ではその効果が充分
でなく、また０、１％を越えると巣やミク冒ボアの発生
を増加させるのでこの範囲とする。
ト相を安定にし、好ましくないδフェライト相の生成防
止に効果的でおるとともに、また他の元素と化合して窒
化物や炭窒化物を形成して両温のクリープ強度を向上さ
せるに必要な元素で０．０４−未満ではその効果が充分
でなく、また０、１％を越えると巣やミク冒ボアの発生
を増加させるのでこの範囲とする。
Ｗは合金の固溶体強化および安定な炭化物の粒界析出に
よる粒界強化によシ高温でのクリープ強度を向上させる
に必要な元素で、０．５％未満ではその効果が少なく、
２．５チを越えると７エライト相の生成を促進し、クリ
ープ強度および伸びを低下させる。
よる粒界強化によシ高温でのクリープ強度を向上させる
に必要な元素で、０．５％未満ではその効果が少なく、
２．５チを越えると７エライト相の生成を促進し、クリ
ープ強度および伸びを低下させる。
次に本発明に係る１２０ｒ系耐熱鋼の限定した焼入温度
および焼ル３し温度の範囲について説明すると、焼入温
度範囲は、完全なオーステナイト組織をつくるための温
度で、合金の固溶体強化と析出強化を充分発揮でき、高
温で優れたクリープ強度と遅いクリープき裂伝播速度を
兼備させるに必要な温度範囲で、１０８０’Ｏを越える
焼入温度は、焼入時にＯｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗなどと
０．Ｎが化合した炭窒化物の析出量が増加し、クリープ
強度を高める反面、結晶粒の粗大化とともにこれがクリ
ープ延性を低下させることとなるため、蒸気タービン動
翼材などとして使用した場合、その切欠部や切欠部に発
生した割れの割れ先端の応力緩和とクリープ変形を難し
くシ、クリープき裂伝播速度を加速させ、また、１０２
０°Ｃ未満の焼入温度は、炭窒化物を十分に固溶させた
オーステナイト組織をつくることができない九め、未固
溶の合金元素が焼入後の合金中に塊状として残留したシ
、固溶体強化と析出強化が充分発揮できなわため高温で
のクリープ強度を大幅に低下させるのでこの範囲とする
。
および焼ル３し温度の範囲について説明すると、焼入温
度範囲は、完全なオーステナイト組織をつくるための温
度で、合金の固溶体強化と析出強化を充分発揮でき、高
温で優れたクリープ強度と遅いクリープき裂伝播速度を
兼備させるに必要な温度範囲で、１０８０’Ｏを越える
焼入温度は、焼入時にＯｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗなどと
０．Ｎが化合した炭窒化物の析出量が増加し、クリープ
強度を高める反面、結晶粒の粗大化とともにこれがクリ
ープ延性を低下させることとなるため、蒸気タービン動
翼材などとして使用した場合、その切欠部や切欠部に発
生した割れの割れ先端の応力緩和とクリープ変形を難し
くシ、クリープき裂伝播速度を加速させ、また、１０２
０°Ｃ未満の焼入温度は、炭窒化物を十分に固溶させた
オーステナイト組織をつくることができない九め、未固
溶の合金元素が焼入後の合金中に塊状として残留したシ
、固溶体強化と析出強化が充分発揮できなわため高温で
のクリープ強度を大幅に低下させるのでこの範囲とする
。
さらに、焼戻し温度を６２０’Ｏ以上に限定した理由と
しては、この温度よシ低い場合には、クリープ破断強さ
の時間に対する変化が大きく安定性に欠けるためでおる
。
しては、この温度よシ低い場合には、クリープ破断強さ
の時間に対する変化が大きく安定性に欠けるためでおる
。
次に本発明について実施例をもって詳細に説明する０
高周波真空誘導溶解炉を用いて表−１に示す化学組成の
１２ Ｏｒ鋼索体を溶解、鋳造した。次に鋳造した１２
Ｃｒ鋼索体を１２００’Ｏに加熱鍛造したのち、これよ
り各試験素材を切り出し、１１５０°Ｃ９１１００°Ｃ
！ 、 １０５０°Ｃおよび１０００°Ｃで２時間加熱
後、油冷焼入れ、６５０°Ｃで３時間加熱後空冷焼戻処
理した。
１２ Ｏｒ鋼索体を溶解、鋳造した。次に鋳造した１２
Ｃｒ鋼索体を１２００’Ｏに加熱鍛造したのち、これよ
り各試験素材を切り出し、１１５０°Ｃ９１１００°Ｃ
！ 、 １０５０°Ｃおよび１０００°Ｃで２時間加熱
後、油冷焼入れ、６５０°Ｃで３時間加熱後空冷焼戻処
理した。
以下余白
次にこれら準備した合金試料から引張試験片、クリープ
試験片およびクリープき裂伝播試験用ＣＴ試験片を作成
し、それぞれ試験を行った。
試験片およびクリープき裂伝播試験用ＣＴ試験片を作成
し、それぞれ試験を行った。
こ几らの試験結果を表−２に示す。
以下余白
表−２よシ明らかなように、本発明に係る１２Ｃ！ｒ系
耐熱鋼（実施例１の合金）は高部焼入温度のものほど高
いクリープ破断強度を示し、従来の焼入温度１１００’
Ｏでみると、本発明合金鋼（本発明例１）は従来合金Ｈ
４６鋼（比較例１−４）に比べ約１４倍のクリープ破断
強度を示している。
耐熱鋼（実施例１の合金）は高部焼入温度のものほど高
いクリープ破断強度を示し、従来の焼入温度１１００’
Ｏでみると、本発明合金鋼（本発明例１）は従来合金Ｈ
４６鋼（比較例１−４）に比べ約１４倍のクリープ破断
強度を示している。
しかし、クリープき裂伝播速度は、高い焼入温度のもの
ほど早いクリープき裂伝播速度を示し、本発明に係る１
０５０°Ｃ焼入処理を行った（本発明例１）合金鋼は、
従来の１１００°Ｃ焼入処理を行った（比較例１−２）
合金鋼に比べ３．５倍遅いクリープき裂伝播速度を、す
なわち約３．５倍の破壊寿命を示している。
ほど早いクリープき裂伝播速度を示し、本発明に係る１
０５０°Ｃ焼入処理を行った（本発明例１）合金鋼は、
従来の１１００°Ｃ焼入処理を行った（比較例１−２）
合金鋼に比べ３．５倍遅いクリープき裂伝播速度を、す
なわち約３．５倍の破壊寿命を示している。
このように本発明に係る１２０ｒ系耐熱鋼（実施例１の
合金）に不発明に係る焼入・焼戻し処理を行った（本発
明例１）合金においては、従来材に比べはるかに優れた
クリープ破断強度を持ち、かつ従来熱処理材に比ベクリ
ープ破断強度を低下させることなく、遅〆クリープき裂
伝播速度を持つことが確認されたことから、本発明に係
る蒸気タービン動翼を使用することにより、従来より、
長時間安全に使用し得る、翼環状面積をまし効率を向上
し得る、蒸気温度を上げてタービン熱効率を向上させる
ことが出来るなどが可能となシ工業上頻る有用である。
合金）に不発明に係る焼入・焼戻し処理を行った（本発
明例１）合金においては、従来材に比べはるかに優れた
クリープ破断強度を持ち、かつ従来熱処理材に比ベクリ
ープ破断強度を低下させることなく、遅〆クリープき裂
伝播速度を持つことが確認されたことから、本発明に係
る蒸気タービン動翼を使用することにより、従来より、
長時間安全に使用し得る、翼環状面積をまし効率を向上
し得る、蒸気温度を上げてタービン熱効率を向上させる
ことが出来るなどが可能となシ工業上頻る有用である。
第１図は従来の材料を用いた蒸気タービン動翼と蒸気タ
ービンロータの構成例と割れ発生例を示す斜視図。 （１）・・・動翼基体、（２）・・・翼埋込部、（３）
・・・割れ、 （４）・・・ロータ、（５）・
・・動翼基体とロータとの間の隙間。
ービンロータの構成例と割れ発生例を示す斜視図。 （１）・・・動翼基体、（２）・・・翼埋込部、（３）
・・・割れ、 （４）・・・ロータ、（５）・
・・動翼基体とロータとの間の隙間。
Claims (1)
- 重ｉ−％でＣｒ１０〜１３％、ＣＯ，１５〜０．３０
％ 、 Ｍｎ０．５〜１．０％、Ｍｏ ０．５〜２．０
％、８ｉ０．６９６以下、Ｎｉ ０．２〜１．０％、
■０．１〜０．３チ、Ｎｂ０．３〜０．７％、Ｎ Ｏ，
０４〜０．１％、Ｗ ０．５〜２．５チ、残部Ｆｅ お
よび付随的不純物よシ成る鉄基合金で構成され、かつ熱
間鍛造を行なった後、１０５０°Ｃ±３０気タービン動
翼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP87282A JPS58120764A (ja) | 1982-01-08 | 1982-01-08 | 高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP87282A JPS58120764A (ja) | 1982-01-08 | 1982-01-08 | 高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58120764A true JPS58120764A (ja) | 1983-07-18 |
Family
ID=11485755
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP87282A Pending JPS58120764A (ja) | 1982-01-08 | 1982-01-08 | 高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58120764A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5989752A (ja) * | 1982-11-15 | 1984-05-24 | Hitachi Ltd | １２Ｃｒ系鋼溶接構造物 |
| JPS616257A (ja) * | 1984-06-21 | 1986-01-11 | Toshiba Corp | １２％Ｃｒ耐熱鋼 |
| JPS6260845A (ja) * | 1985-09-12 | 1987-03-17 | Toshio Fujita | 高温用蒸気タ−ビンロ−タ |
| JPH01139717A (ja) * | 1987-07-29 | 1989-06-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用高Ｃｒフェライト鋼の加工方法 |
| US4917738A (en) * | 1985-07-09 | 1990-04-17 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Steam turbine rotor for high temperature |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56116858A (en) * | 1980-02-20 | 1981-09-12 | Toshiba Corp | Steam turbine rotor |
| JPS57120654A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Heat resistant 12% cr steel |
| JPS57120655A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Moving vane of steam turbine |
-
1982
- 1982-01-08 JP JP87282A patent/JPS58120764A/ja active Pending
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