JPS60110847A - 蒸気タ−ビンロ−タ材 - Google Patents
蒸気タ−ビンロ−タ材Info
- Publication number
- JPS60110847A JPS60110847A JP21720283A JP21720283A JPS60110847A JP S60110847 A JPS60110847 A JP S60110847A JP 21720283 A JP21720283 A JP 21720283A JP 21720283 A JP21720283 A JP 21720283A JP S60110847 A JPS60110847 A JP S60110847A
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- Japan
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- creep rupture
- rupture strength
- toughness
- steam turbine
- rotor
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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】
〔発明の技術分野〕
本発明は５５０〜６００℃の高温度でのクリープ破断強
さを改良した１２％Ｃｒ基鋼から構成された蒸気タービ
ンロータ材に関するものである。
さを改良した１２％Ｃｒ基鋼から構成された蒸気タービ
ンロータ材に関するものである。
現在多く使用されている蒸気タービンは蒸気温度５６６
℃、蒸気圧力２４６ ａｔｇであるが、熱効率の向上を
図るため、その使用する蒸気温度は上昇する傾向にあり
、このため使用するロータ材、羽根材等はより高いクリ
ープ破断強さが要求されるようになってきた。
℃、蒸気圧力２４６ ａｔｇであるが、熱効率の向上を
図るため、その使用する蒸気温度は上昇する傾向にあり
、このため使用するロータ材、羽根材等はより高いクリ
ープ破断強さが要求されるようになってきた。
従来よりロータ材としては１ Ｓ ＣｒＭｏＶ鋼や、１
２ ％ ＣｒＭｏＶＮｂ（Ｔａ）Ｎ鋼が、また羽根材と
しては１２ Ｓ ＣｒＭｏＶＷ鋼が多く用いられている
が、今後の蒸気温度の高温度化に対処するにはクリープ
破断強さが不足している。
２ ％ ＣｒＭｏＶＮｂ（Ｔａ）Ｎ鋼が、また羽根材と
しては１２ Ｓ ＣｒＭｏＶＷ鋼が多く用いられている
が、今後の蒸気温度の高温度化に対処するにはクリープ
破断強さが不足している。
そこでクリープ破断強さを向上させるために、焼入温度
を更に上げたり、他の合金元素を添加するなど種々の方
法が検討されている。
を更に上げたり、他の合金元素を添加するなど種々の方
法が検討されている。
しかしながら、これらの方法ではクリープ破断強さが向
上する反面、クリープ破断延性や室温での靭性が低下す
ると共に、成分偏析やフェライトが生成して組織が不安
定となるなどの欠点があった。
上する反面、クリープ破断延性や室温での靭性が低下す
ると共に、成分偏析やフェライトが生成して組織が不安
定となるなどの欠点があった。
本発明はかかる点に鑑みなされたもので、高温でのクリ
ープ破断強さに優れていると共に、靭性にも）「すれ高
中低一体型としても好適な蒸気タービンロータ材を提供
することを目的とするものである。
ープ破断強さに優れていると共に、靭性にも）「すれ高
中低一体型としても好適な蒸気タービンロータ材を提供
することを目的とするものである。
〔発明の４１マて要〕
本発明は１２ ％ Ｃｒ基鋼の化学組成とクリープ破断
強さ、および延性や靭性について系統的に検討した結果
、従来実用化されているロータ材の化学組成のうち、特
にＣ含有量を低減すると共に、多量の添加はクリープ破
断強さを低下させると言われていたＮｉ添加量を増加さ
せ、且つＣとＮｌの合計量またはＣとＮの合計量を規定
することによりクリープ破断強さと、延性および靭性の
向上が図れるどとを見い出したものである。
強さ、および延性や靭性について系統的に検討した結果
、従来実用化されているロータ材の化学組成のうち、特
にＣ含有量を低減すると共に、多量の添加はクリープ破
断強さを低下させると言われていたＮｉ添加量を増加さ
せ、且つＣとＮｌの合計量またはＣとＮの合計量を規定
することによりクリープ破断強さと、延性および靭性の
向上が図れるどとを見い出したものである。
即ち本発明は、真空カーブ／脱酸した後の化学組成が、
重量ノ４−セントで００．０６以上０．１５チ未満、５
ｔＯ４３チ以下、Ｍｎ ０．１〜１．０ ％、Ｎｉ ０
．５〜１． Ｏ％ 、Ｃｒ ９．Ｏ〜１３．０チ、Ｍｏ
０．５〜２．０％、Ｖｏ、１〜０．３％、残部Ｆｅお
よび伺随的不純物よりなり、且つＣ％Ｘ Ｎｉ％が０．
０５以上で、実質的に焼戻しマルテンサイト組織である
ことを特徴とする蒸気タービンロータ材を第１の要旨と
するものである。
重量ノ４−セントで００．０６以上０．１５チ未満、５
ｔＯ４３チ以下、Ｍｎ ０．１〜１．０ ％、Ｎｉ ０
．５〜１． Ｏ％ 、Ｃｒ ９．Ｏ〜１３．０チ、Ｍｏ
０．５〜２．０％、Ｖｏ、１〜０．３％、残部Ｆｅお
よび伺随的不純物よりなり、且つＣ％Ｘ Ｎｉ％が０．
０５以上で、実質的に焼戻しマルテンサイト組織である
ことを特徴とする蒸気タービンロータ材を第１の要旨と
するものである。
更に本発明は上記添加成分に加えて、ＮｂまだはＴ＆の
うち少くとも一種が０．０３〜０．１５チ、およびＮＯ
，０３〜０．１チで、且つＣ％＋Ｎ％が０．１２〜０．
２３チであることを特徴とする蒸気タービンロータ材を
第２の要旨とするものである。
うち少くとも一種が０．０３〜０．１５チ、およびＮＯ
，０３〜０．１チで、且つＣ％＋Ｎ％が０．１２〜０．
２３チであることを特徴とする蒸気タービンロータ材を
第２の要旨とするものである。
以下本発明の蒸気タービンロータ材を構成する合金の化
学成分およびその添加理由について説明する。
学成分およびその添加理由について説明する。
Ｃは本発明に係る最も重要な元素であり、クリープ破断
強さと引張強さを向上させる作用をなし、０．０６％以
上は必要である。しかし０．１５％以上に含有すると、
過剰の炭化物を生成し、高温使用中に凝縮粗大化が起っ
てクリープ破断強さを低下させ、更に破断延性や靭性の
低下をもたらすので、上記範囲に限定した。
強さと引張強さを向上させる作用をなし、０．０６％以
上は必要である。しかし０．１５％以上に含有すると、
過剰の炭化物を生成し、高温使用中に凝縮粗大化が起っ
てクリープ破断強さを低下させ、更に破断延性や靭性の
低下をもたらすので、上記範囲に限定した。
Ｓｔは脱酸剤として添加する元素で、多量の添加は靭性
を低下させるので３係以下とする。
を低下させるので３係以下とする。
Ｍｎは脱酸、脱硫剤として添加する元素で、０１％未満
ではその効果が十分に得られず、また１、０チを越える
とクリープ破断強さを低下させるのでこの範囲とする。
ではその効果が十分に得られず、また１、０チを越える
とクリープ破断強さを低下させるのでこの範囲とする。
ＮｌはＣと共に本発明において最も重要な元素で焼入性
を向上させる作用をなし、焼入冷却速度の遅いロータ中
心部へのフェライト相の生成を抑えて均一なマルテンサ
イト組織が得られるト廿Ｗ−ｒｒＡａ依汎翻妊か面μ六
オス本のである。この場合０．５％未満では、その効果
が十分に発揮されず、更に１．０チを越えるとＡｃ／１
点を低下させると共にコスト高となるので、この範囲と
する。
を向上させる作用をなし、焼入冷却速度の遅いロータ中
心部へのフェライト相の生成を抑えて均一なマルテンサ
イト組織が得られるト廿Ｗ−ｒｒＡａ依汎翻妊か面μ六
オス本のである。この場合０．５％未満では、その効果
が十分に発揮されず、更に１．０チを越えるとＡｃ／１
点を低下させると共にコスト高となるので、この範囲と
する。
Ｃｒはロータ材の機械的特性を向上させる作用をなすも
ので、その添加量が９．０チ未満では、プ破断強さを低
下させるので、この範囲に規定する。
ので、その添加量が９．０チ未満では、プ破断強さを低
下させるので、この範囲に規定する。
ＭＯはクリープ破断強さの向上と焼戻し脆性を防ぐため
に効果的な元素で、０．５％未満ではその効果が十分で
なく、また２、０チを越えるとフェライト相の生成によ
るクリープ破断強さと靭性の低下を生ずるので、この範
囲とする。
に効果的な元素で、０．５％未満ではその効果が十分で
なく、また２、０チを越えるとフェライト相の生成によ
るクリープ破断強さと靭性の低下を生ずるので、この範
囲とする。
■はクリープ破断強さを向上させる作用をなす元素で、
０．１％未満ではその効果が十分ではなく、また０、３
％を越えるとＭＯと同様にフェライト相を生成してクリ
ープ破断強さと、靭性を低テさせるのでこの範囲とする
。
０．１％未満ではその効果が十分ではなく、また０、３
％を越えるとＭＯと同様にフェライト相を生成してクリ
ープ破断強さと、靭性を低テさせるのでこの範囲とする
。
上記各元素は第１の発明と第２の発明に共通のもので、
第１の発明では更にＣ％ Ｘ Ｎ１％の範囲を０．０５
以上とする。これは、ＣとＮｌとの相対関係から、実験
的にめられたもので、その積が０．０５以上、望ましく
は０．０６〜０．１３の範囲において良好なりリーグ破
断強さと靭性が得られる。この場合、０％とＮチの積が
０．０５未満ではδフェライトが生成されると共に、タ
ービンロータのような大型部材では焼入の際に中心まで
燃きが入りにくくなり、所望の機械的特性が得られない
からでちる。
第１の発明では更にＣ％ Ｘ Ｎ１％の範囲を０．０５
以上とする。これは、ＣとＮｌとの相対関係から、実験
的にめられたもので、その積が０．０５以上、望ましく
は０．０６〜０．１３の範囲において良好なりリーグ破
断強さと靭性が得られる。この場合、０％とＮチの積が
０．０５未満ではδフェライトが生成されると共に、タ
ービンロータのような大型部材では焼入の際に中心まで
燃きが入りにくくなり、所望の機械的特性が得られない
からでちる。
次に第２の発明に特有の添加元素について説明する。
ＮｂおよびＴａは１２％Ｃｒ基鋼の素地中に炭窒化物と
して微細に分散析出して、クリープ破断強さの向上と、
結晶粒を細粒化して靭性を向上させる作用をなす元素で
ある。なお０，０３％未満の添加ではその効果が十分に
得られず、また０、１５％を越えると、粗大な共晶炭窒
化物が鋼塊中心部に偏析することから０．０３〜０．１
５４の範囲とする。
して微細に分散析出して、クリープ破断強さの向上と、
結晶粒を細粒化して靭性を向上させる作用をなす元素で
ある。なお０，０３％未満の添加ではその効果が十分に
得られず、また０、１５％を越えると、粗大な共晶炭窒
化物が鋼塊中心部に偏析することから０．０３〜０．１
５４の範囲とする。
Ｎはフェライト相の生成を抑えると共に炭窒化物を析出
して、更にり一す−グ破断強さを向上させる作用をなす
元素である。その添加量が０、０３４未満では効果が十
分に得られず、また０、１％ヲ越えるとピンホールやプ
ローホールを発生する虞れがあり、この範囲に限定した
。
して、更にり一す−グ破断強さを向上させる作用をなす
元素である。その添加量が０、０３４未満では効果が十
分に得られず、また０、１％ヲ越えるとピンホールやプ
ローホールを発生する虞れがあり、この範囲に限定した
。
また（１＋Ｎ％を０．１２〜０．２３％（７）範囲に規
定する゛ことにより、更に高いクリープ破断強さと靭性
を向上させる炭窒化物を最適の範囲で形成することがで
きる。なおＮ％が０．０４〜０．０８チで、しかもＣチ
十Ｎチが０９１４〜０．２１−の範囲であれば、更に良
好な機械的特性が得られる。この場合Ｃチ＋Ｎチが０．
１２チ未満では炭窒化物の析出が十分でなく、効果が少
なく、また０、２３％を越えると逆に炭窒化物が過剰と
なり、高いクリープ破断強さと靭性が得られないので、
この範囲とする。
定する゛ことにより、更に高いクリープ破断強さと靭性
を向上させる炭窒化物を最適の範囲で形成することがで
きる。なおＮ％が０．０４〜０．０８チで、しかもＣチ
十Ｎチが０９１４〜０．２１−の範囲であれば、更に良
好な機械的特性が得られる。この場合Ｃチ＋Ｎチが０．
１２チ未満では炭窒化物の析出が十分でなく、効果が少
なく、また０、２３％を越えると逆に炭窒化物が過剰と
なり、高いクリープ破断強さと靭性が得られないので、
この範囲とする。
なお本発明の蒸気タービンロータ材の熱処理温度におい
ては、通常の焼入温度でおる１０２０〜１０７０℃に拘
らず、クリープ破断強さを重視するときはそれ以上の温
度に、また靭性を重視するときはそれ以下の温度に設定
することも可能である。
ては、通常の焼入温度でおる１０２０〜１０７０℃に拘
らず、クリープ破断強さを重視するときはそれ以上の温
度に、また靭性を重視するときはそれ以下の温度に設定
することも可能である。
実施例１〜４
第１表に示す化学組成の合金試料５０に９を溶解後、真
空カーボン脱酸を行って、鋳造した。
空カーボン脱酸を行って、鋳造した。
これら名試料のインゴットを１２００℃で鍛造加工し、
その後１０００ＵＸ８ｈｒのオーステナイト化処理後、
１００℃／ｈｒの冷却速度で焼入れし、５７０℃ＸＩ（
ｌｈｒと６４０℃Ｘ ３０ ｈｒの二段焼戻しを実施し
／こ。なお焼入冷却速度は実機ロータの中心部をシミュ
レートしたものである。
その後１０００ＵＸ８ｈｒのオーステナイト化処理後、
１００℃／ｈｒの冷却速度で焼入れし、５７０℃ＸＩ（
ｌｈｒと６４０℃Ｘ ３０ ｈｒの二段焼戻しを実施し
／こ。なお焼入冷却速度は実機ロータの中心部をシミュ
レートしたものである。
このようにして得られた各試料について、引張強さ、０
．０２％耐力、伸び、絞り、シャルピー衝撃値（靭性）
５８０℃、３０１＜ｇ／ａｒｍ２オよび６２０℃、２
ｏｋｇ／ｍ２におけるクリープ破断時間（クリープ破断
強さ）と、伸びおよび絞シの各特性について測定し、そ
の結果を第２表に示した。
．０２％耐力、伸び、絞り、シャルピー衝撃値（靭性）
５８０℃、３０１＜ｇ／ａｒｍ２オよび６２０℃、２
ｏｋｇ／ｍ２におけるクリープ破断時間（クリープ破断
強さ）と、伸びおよび絞シの各特性について測定し、そ
の結果を第２表に示した。
比較例１〜５
第１表に併記した化学組成の合金試料を上記実施例と同
様に鋳造し、得られたインゴットを鍛造加工し、更に同
一の条件で熱処理を行った。
様に鋳造し、得られたインゴットを鍛造加工し、更に同
一の条件で熱処理を行った。
なお比較例３Ａの試料については１１００℃Ｘ８ｈｒの
オーステナイト化後、上記実施例と同様に焼入れ、焼戻
し処理を行った。
オーステナイト化後、上記実施例と同様に焼入れ、焼戻
し処理を行った。
このようＫして得られた各試料についても夫々上記実施
例と同様に機械的特性を測定し、その結果を第２表に示
した。
例と同様に機械的特性を測定し、その結果を第２表に示
した。
第２表の結果から明らかな如く、ＣとＮｉを最適の範囲
に規定した実施例１および２は、Ｃを過剰にし、Ｎｉを
少なくした比較例１およびＣを過剰にした比較例２に比
べてクリープ破断強さはるかに優れている。
に規定した実施例１および２は、Ｃを過剰にし、Ｎｉを
少なくした比較例１およびＣを過剰にした比較例２に比
べてクリープ破断強さはるかに優れている。
またＮｂとＮを添加した実施例３と、同様ＫＮｂとＮを
添加し、Ｃが多（Ｎｌが少ない従来のロータ拐に使用さ
れている比較例３とを比べるとクリープ破断強さは本発
明の実施例品が４〜５倍ｌｌ３−れており、室温靭性も
優れている。また焼入Ｙ；））口頭を１１００℃とした
比較例３Ａはクリーブ破ＩＱｉ強度と引張強さが向上す
るが、室温靭性が著しく低く低圧型ロータ拐としては適
用できない◎史にＣが多く、Ｎ１を限度近くまで添加し
、Ｃ’％十Ｎ％の高い比較例４は引張強度、室（畠靭性
は向上するがクリープ破断強度の向上は認められない。
添加し、Ｃが多（Ｎｌが少ない従来のロータ拐に使用さ
れている比較例３とを比べるとクリープ破断強さは本発
明の実施例品が４〜５倍ｌｌ３−れており、室温靭性も
優れている。また焼入Ｙ；））口頭を１１００℃とした
比較例３Ａはクリーブ破ＩＱｉ強度と引張強さが向上す
るが、室温靭性が著しく低く低圧型ロータ拐としては適
用できない◎史にＣが多く、Ｎ１を限度近くまで添加し
、Ｃ’％十Ｎ％の高い比較例４は引張強度、室（畠靭性
は向上するがクリープ破断強度の向上は認められない。
才たＮｉを少くし、Ｃ％ＸＮｉ％を低くしだ比１攻例５
はフェライト相が生成されクリープ破断強さと室温靭性
が著しく低下しいる。
はフェライト相が生成されクリープ破断強さと室温靭性
が著しく低下しいる。
以上説明した如く、本発明に係る蒸気タービンロータ材
によれば、従来用いられているロータ材のＣを低減し、
Ｎｉ添加量を増加させ、且つＣＸ ＮｌおよびＣ−）−
Ｈの範囲を規定することによりクリープ破断強さの向上
が図られ、タービンの使用温度の高温化による熱効率の
向上が可能になると共に、室温靭性にも優れていること
から高中低圧一体型ロータ材としても使用できるなど顕
著な効果を有するものである。
によれば、従来用いられているロータ材のＣを低減し、
Ｎｉ添加量を増加させ、且つＣＸ ＮｌおよびＣ−）−
Ｈの範囲を規定することによりクリープ破断強さの向上
が図られ、タービンの使用温度の高温化による熱効率の
向上が可能になると共に、室温靭性にも優れていること
から高中低圧一体型ロータ材としても使用できるなど顕
著な効果を有するものである。
Claims (2)
- （１）真空カーボン脱酸した後の化学組成が、中足ツヤ
ーセントでＣＯ，０６以上ｏ、１５％未満、ＳｉＯ，３
％以下、Ｍｎ ０．１〜１．０％、Ｎｉ Ｏ，５〜１．
０％、Ｃｒ ９．０〜１３．０ ％、Ｍｏ ０．５〜２
．０ ％、Ｖ Ｏ，１〜０．３％。 残部Ｆｅおよび付随的不純物よシなシ、且つＣ％ＸＮｉ
％が０．０５以上で、実質的に焼戻しマルテンサイト組
織であることを％徴とする蒸気タービンロータ材。 - （２）真空カーピン脱酸した後の化学組成が、［−パー
セントで００．０６以上０．１５％未満、ＳｌＯ，３％
以下、Ｍｎ ０．１〜１．０’％、Ｎｌ Ｏ，５〜１．
０％、Ｃｒ ９．０〜１３．０％、Ｍｏ ０．５〜２．
０％、Ｖ Ｏ，１〜０．３ ％、Ｎｂ ｉ！たはＴａ）
うち少くとも１種が０．０３〜０１５％、Ｎ Ｏ，０３
〜０．１ ％、残部Ｆａおよび付随的不純物よりなり、
且っＣチ＋Ｎチが０．１２〜０．２３％で、実質的に焼
戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする蒸気タ
ービンロータ材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21720283A JPS60110847A (ja) | 1983-11-18 | 1983-11-18 | 蒸気タ−ビンロ−タ材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21720283A JPS60110847A (ja) | 1983-11-18 | 1983-11-18 | 蒸気タ−ビンロ−タ材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60110847A true JPS60110847A (ja) | 1985-06-17 |
Family
ID=16700460
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21720283A Pending JPS60110847A (ja) | 1983-11-18 | 1983-11-18 | 蒸気タ−ビンロ−タ材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60110847A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60128250A (ja) * | 1983-12-15 | 1985-07-09 | Toshiba Corp | 高クロム耐熱鋳鋼 |
| JPS6196026A (ja) * | 1984-10-17 | 1986-05-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温圧力容器用高クロム鋳鋼の熱処理方法 |
-
1983
- 1983-11-18 JP JP21720283A patent/JPS60110847A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60128250A (ja) * | 1983-12-15 | 1985-07-09 | Toshiba Corp | 高クロム耐熱鋳鋼 |
| JPH0380865B2 (ja) * | 1983-12-15 | 1991-12-26 | Tokyo Shibaura Electric Co | |
| JPS6196026A (ja) * | 1984-10-17 | 1986-05-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温圧力容器用高クロム鋳鋼の熱処理方法 |
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