JPS60165358A - 蒸気タ−ビン高中圧ロ−タ用高強度高靭性鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は蒸気タービン高中圧ロータ用の高強）　度高靭
性鋼に関するものである。

鴫。　とくに、本発明は、蒸気条件が３１６ゆ／ｅｒｒ
？　。

５９５℃でおる高中圧用ロータ材に適し、５５０１　℃
〜６５０℃ですぐれた長時間クリープ破断強度、切欠ク
リープ破断強度、クリープ破断伸びおよびクリープ破断
絞ｆｆｔ−有するとともに常温においてもすぐれた靭性
合有する鋼に関するものである。

従来技術とその欠点 従来、高中圧タービンの最も厳しい蒸気条件は圧力２４
６　ｋｆＪ／ｃｒｒ？、温度５５８℃であったが、最近
の燃料のコストの高騰のために蒸気圧力および温度をそ
れぞれ３１６　ｋｇ／ｌｙｔ？、５９３℃にまで上昇さ
せてタービンの効率を上げエネルギ節減を図る計画が検
討されている。

従来の大型蒸気タービンの高中圧ロータには、いわゆる
Ｏｒ−ＭＯ−Ｖ鋼および例えば特公昭４〇−４１３７号
公報に示される１　２　Ｏｒ　系鋼が使用されてきた。

Ｃ！ｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼の場合は、高温、における強度が低
く且つ種々の性質を安定して得ることができないため、
低温の蒸気によってロータを冷却しているが、現在計画
されている前述の蒸気条件では使用限界を越えてしまい
Ｏｒ−Ｍｏ−Ｖ調音このような割面のロータに用いるこ
とはできない。

他方、これまで用いられてきた１　２０ｒ　系鋼の高温
における強度はＯｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼よｐも高いが、蒸気温
度５９５℃では長時間クリープ破断強度が低下し使用限
界を越えている。

本発明の目的 本発明の目的（１）は、このような事情に鑑み、前述の
厳しい蒸気条件においてもすぐれた長時間クリープ破断
強度、切欠クリープ破断強度、クリープ破断伸びおよび
クリープ破断絞りヲ有するロータ材を提供することにあ
る。

本発明のもう一つの目的（２）は、高温での強度がすぐ
れているだけでなく、常温での靭性のすぐれたロータ材
を提供することにある。これは火力発電用蒸気タービン
においては、起動する場合常温の靭性が低いと脆性破壊
を起す危険があるからである。

本発明のもう一つの目的（３）は、熱疲労による亀裂の
発生を防止するために高い延性を持つロータを提供する
ことである。昼間と夜間の電力需要の変動に応じて停止
、起動がしばしば繰返されると、特に起動時にロータ表
面のみが急熱式れて熱応力が発生し、熱疲労による亀裂
が発生するおそれがある。このような熱疲労による亀裂
の発生を防止するためには、ロータ材は高°　い延性を
有していることが必要である。

本発明のもう一つの目的（４）は、ロータの外周部のみ
でなく、中心部の諸性質とくに長時間クリープ破断強度
および常温の靭性がすぐれたロータ材を提供することで
ある。発電容量が６００〜１０１００Ｏにも及ぶ蒸気タ
ービンでは高中圧ロータの重量は数１０トンにも達する
ために、溶体化処理後、油あるいは水噴霧などで急冷し
てもロータ中心部の冷却速度は１００℃／Ｈｒ程度とな
る。このような遅い冷却速度で焼入れされると、焼入れ
途中に初析フェライトの析出が生じて所定の強度および
、靭性が得られないことがあるが、本発明では後述する
ようにロータ中心部の冷却条件をシミュレートした試験
を行ない、大型ロータの中心部の長時間クリープ破断強
度が高く、また靭性が非常にすぐ゛れている鋼を提供す
るものである。

本発明のもう一つの目的（５）は、高い温度で長時間使
用されても強度が著しく低下しないように焼戻し温度が
使用温度より十分高いロータ材を提供することである。

本発明のもう一つの目的（６）は、数１０トンにも及ぶ
鍛造品において１０５０℃〜１１５０℃から焼入れされ
てもδ−７エライトの発生がないロータ材を提供するこ
とである。このδ−フェライトが生成すると高温使用時
の疲労強度が著しく低下するので、δ−フエライトヲ絶
対に生成してはいけない。

本発明のもう一つの目的（７）は、クリープ応力−破断
時間線図において勾配（対数で表示した応力／破断時間
）が小さいロータ材用調音提供することである。

本発明の要点 本発明は、重量パーセントで、クロムニア、０％を超え
１１０％未満、モリブデン＝１，５チを超え３．０％未
満、ニッケル：１０４未満、バナジウム：０１０４以上
α５０％以下、二オプ：α０２チ以上０．１０チ以下、
Ｎ累：０．０１％以上ａ−０７％以下、炭素：０１０％
以上０．２０％以下、シリコン：　［１０％以下、マン
ガン：１０５％以上１．５％以下、アルミニウム：１１
．ｏ２チ以下を含有し、残部が鉄および付随的不純物よ
りなる鉄基合金で、蒸気タービン高中圧ロータ用材料で
ある。

また本発明鋼は、上記の成分元素の他に、コバルト＝５
％以下、タンタル：　Ｏ，ＯＳ％以下、チタン：　０．
０５％以下、ポロン：Ｑ、０１％以下、ジルコニウム：
ｌｊ％以下の中の１種あるいは２種以上の元素を含有す
る蒸気タービン高中圧ロータ用鋼である。

本発明鋼の製法 本発明鋼のロータの製造法の典型的な例はっぎのとおり
である。すなわち、前述の化学成分になるように合金元
素を配合し、電気炉で溶解精錬後、真空カーボン脱酸く
以下、ｖｃＤ法という）を行なってシリコン含有量が低
い鋼塊をつくす、その後できるだけエレクトロスラング
再溶解（ＦＶＢＲ）　して均質で清浄な鋼塊を得る。

１０００　へ１２５０℃に加熱して熱間加工によってロ
ータ形状にした後、　１０５０−１１５０℃での溶体化
処理、油中焼入れ、あるいは水噴霧焼入れ、６５０℃へ
７００℃での焼戻し、あるいは６００℃以下の加熱およ
び６５０℃へ７００℃の加熱の２段焼戻しの熱処理が行
なわれる。

本発明の成分の限定理由 つぎに本発明の合金組成の限定理由について述べる。

（１）　クロムニア、０％を超え１０．０％未満本発明
の特徴は、従来の１２％Ｏｒ　系鋼と比較して、クロム
含有量を低くくすることによって、高温のクリープ破断
強度を高く且つ安定して得るようにしたことで、ロータ
中心部のように冷却速度が遅くても高いクリープ破断強
度を得ることができ、また靭性が高く脆性破壊の危険性
が少ない。クロム含有量全低目に抑えることによって、
モリブデン含有量全条目にすることができ、またδ−フ
ェライトの生成も防止できるので高温の疲労強度も確保
できる。

しかしながら、クロム含有量を７．０　％以下にすると
水蒸気酸化に対する耐食性が不充分になる。一方、１［
１０％以上添加するとδ−７エライトが生成するようＫ
なるとともにロータ中心部の靭性が低下する。最適のク
ロム含有量は他の元素の含有量とくにモリブデンの含有
量によって影響を受ける。第１図は本発明の最適のクロ
ム含有量を示すもので、Ａ点（７，０％Ｏｒ、１．５％
Ｍｏ）、Ｂ点（７，０％Ｃｒ。

５、．０％Ｎｏ）、０点（ａＯ％Ｏｒ、　Ｉ　０％Ｎｏ
）、Ｄ点（１［１０％Ｏｒ、２．０％Ｍｏ）、Ｅ点（１
００％Ｏｒ、　１．５％ＭＯ）およびＡ点を結ぶ直線の
内側（直線を含ますンの成分範囲が最適のクロムおよび
モリブデン含有量である。

クロム含有量およびモリブデン含有量を上述したように
制限することによって、ロータ中心部の高温での長時間
クリープ破断強度および常温の靭性を高くすることがで
きる。

（２）　モリブデン＝１．５％を超え五〇％未満本発明
鋼のすぐれた高温のクリープ破断強度は、モリブデン全
従来の１２系Ｃｒ　鋼より多量に添加したことによって
確保されるものである。

モリブデンの最適含有量１ｌＳ１．第１図に示したよう
にクロム含有量によって変わり、第１図のＡ点（７，０
％　Ｏｒ、　１．５％Ｎｏ）、Ｂ点（７，０％”ｒ−、
５，０％ＭＯ）、０点（８，０％Ｏｒ、′５．０％Ｍｏ
ｊ、Ｄ点（ｉ［ｌＬｏ％Ｏｒ、２．０％Ｎｏ）およびＥ
点（１０，０％Ｃｒ、１．５％Ｎｏ）ｆ結ぶ直線の内側
（直線を含ます）の成分範囲となる。

モリブデンの含有量が１．５％以下になると、析出する
炭化物（ｙｅ、　ｃｒ、　ＭＯ）ａｓ　Ｏｓ　（一般に
Δ１２３　ｃ、と書く〕が５５０〜６５０℃の温度範囲
で長時間使用されると安定でなくなり、長時間クリープ
破断強度が低くなる。一方、五〇饅以上モリブデンを添
加すると、１１５０℃の焼入れ温度でも炭化物の固溶が
十分性なわれず、またδ−フェライトが生成しクリープ
破断強度、高温の疲労強度および常温の靭性が低下する
ようになる。

また前述したようにクロム含有量およびモリブデン含有
量を上記のように制限することによってロータ中心部の
靭性を高くすることができる。

（３）　ニッケル＝１．０％未満 ニッケルは本発明鋼の焼入れ性および常温の靭性全向上
させるために必要な元素で、またδ−フェライトの生成
を抑制するものであるが、１．０％以上添加すると５５
０〜６００℃の長時間クリープ破断強度を低下させる。

（４）　バナジウム：α１０％以上０．６０％以下バナ
ジウムは炭化物Ｖ４０１１　ｋ形成し、マトリックスを
強化すると共に、高温で使用中に析出してくるＭ２３Ｃ
６を微細にし、長時間クリープ破断強度を著しく高める
。０．１０％未満ではＶ４Ｃ３の効果が十分でなく、ク
リープ破断強度は低い。［１５０％を超えて添加すると
長時間使用後に炭化物が凝集して粗大化し、クリープ破
断強度を低下させる。

（５）ニオブ″、（ＬＯ１％以上１ｌ１１０％以下ニオ
ブはバナジウムと同様に炭化物ＮｂＯ’（ｚ形成し、マ
トリックスを強化すると共に、高温で使用中に析出して
くるＭａｓ０６′ｆ：微細にし、長時間クリープ強度を
著しく高める。０．０２チ未満ではこの効果が少なく、
十分なりリープ破断強度が得られない。α１０チを超え
てニオブを添加すると１１５０℃の焼入れ温度でもＮ１
）Ｏが十分固溶できず、又析出したＮｂＯが使用中に凝
集し粗大化して長時間のクリープ破断強度が低下する。

（６）窒素：［１Ｌ０１％以上α０７％以下窒素は本発
明鋼の諸性質とくに高温のクリープ破断強度を確保する
ために、絶対に必要な元素であるが、ＣｌＯ２チを超え
て窒素を添加すると短時間の５５０〜６００℃の温度範
囲でクリープ破断強度を高めるが、６００℃の１０４〜
１０’時間のクリープ破断強度を著しく低下させる。こ
れは窒化物が６００℃以上になると凝集して粗大化しや
すくなるからである。したがって最適の窒素含有量は０
．０１５チ以上０．０５％以下である。０．０１　％未
満の窒素では５５０〜６００℃において十分なりリープ
破断強度が得られない。また最適の成分範囲は窒素と炭
素の含有量の、合計が０．１５チ以上［Ｌ２２チ以下で
ある。

（７）炭素：０．１０％以上［Ｌ　２　ｏ　％以下炭素
は高温強度および常温の靭性を著しく変動させる元素で
、０，１０％未％未満十分な炭化物および均一なマルテ
ンサイト金得るこ、とができない。すなわちマルテンサ
イト、ベイナイトおよびδ−フェライトなどの混合組織
となり高温強度、高温疲労強度を著しく低下させる。他
方［１２０％を超えて添加すると常温での靭性が低下す
るだけでなく、マルテンサイトと残留オーステナイトの
混合組織となり、５５０〜６５０℃の温度範囲で使用さ
れると炭化物の凝集粗大化が著しくなり、長時間のクリ
ープ破断強度の低下が生じる。また最適の成分範囲は炭
素および窒素の含有量の合計が０．１５％以上０．２２
％以下である。

（８）　シリコン：１１０％以下 シリコンは従来から脱酸剤としてよく使用されているが
、本発明鋼が真空カーボン脱酸、エレクトロスラグ再溶
解法によって製造される場合、００５％程度のシリコン
でも酸素含有量の少ない鎮静鋼が得られ、大型鋼塊にな
っても偏析が少なく、且つ長時間使用後の靭性の低下も
ない。ＬＬ１０％金超えてガンすると偏析が激しく長時
間使用後の靭性が低下する。

（９）　マンガン：ｎ、ｏｓ％以上１．５％以下マンガ
ンは脱酸剤として従来［Ｌ６〜α８％程度添加されるが
、本発明鋼ではα０５％マンガンを含有していても十分
な鎮静鋼が得られ、長時間使用されても靭性が低下しな
いので下限ｔｌ−［ＬＯ５％とした。マンガン全１．５
％金超えて添加すると長時間使用後の靭性およびクリー
プ破断強度が低下する。

０Ｑ　アルミニウム：０．０２％以下 アルミ、＝−ラムは鋼の脱酸剤および結晶粒微細化元素
として使用されているが、Ｃ１，０２％を超えてアルミ
ニウムを添加すると６００℃、１０’Ｈｒ　のクリープ
破断強度を著しく低下させるため、本発明鋼のアルミニ
ウム含有量はＱ、０２％以下にした。

また、本発明鋼は、上述の鋼に一定量以下のコバルト、
タンタル、チタン、ボロンおよびジルコニウムの中の１
種あるいは２種以上の元素全含有させることができる。

その成分限定理由についてつぎに説明する。

α力　コバルト：５％以下 コバルトは鋼中のδ−７エライ）ｋ消し炭化物全マトリ
ックス（地鉄）へ固溶させる合金元素である。しかし、
コバルト含有量が５％金ガンると５５０−６００℃の温
度範囲で長時間クリープ破断強度が低下する。

（６）　タンタル：［ＬＯ５Ｏ５下 タンタルはニオブと同じような効果金示すが、０．０５
％を超えて添加すると１１５００の焼入れ温度でもマト
リックスに固溶できず十分なりリープ破ｒυｒ強度を得
ることができない。チタンと同時に添加するときりよ Ｎｂ　＋　−Ｔａ　＋　２Ｔｉ　（０，２％の式を満足
しないと長時間のクリープ破断強度が低下する。

Ｃ１チタン＝［Ｌ０５チ以下 チタンはＴｉ（０，Ｎ）　’ｔ−形成して鋼中の窒素を
固定するため短時間のクリープ破断強度をや＼低下させ
るが、長時間のクリープ破断強度を高める。チタン含有
量が００５％を超えると鋼中の固溶輩素鍬が低下するた
め短時間のクリープ強度を著しく低下させるので、チタ
ン含有量の上限（ｉ−０，０５％にした。タンタルと同
時に添加するときは、上記式金鋼足しなければならぬこ
とは云うまでもない。

Ｃ４ボロン：Ｑ、口１％以下 ボロンは６００　Ｓ−６５０℃の温度範囲においてクリ
ープ破断強度を著しく高めるが、ボロン含有量が０．０
１％金超ガンと熱間加工が困難になるために上限’ｉｉ
　０．０１％とした。

Ｏｏ　ジルコニウム：α１％以下 ジルコニウムは強力な炭化物形成元素であると共に蟹化
物および酸化物全形成し鋼中の窒素、酸素全固足するの
で常温の靭性全高めるが、ＬＬ１％を超えて添加すると
鋼中の同浴窒素量が低減しクリープ破断強度が低下する
。

以上本発明鋼の成分限定理由について述べたが、本発明
鋼にはタングステンおよび希土類元素は積極的には添加
しない。タングステンの添加は長時間使用後の常温付近
の靭性を低下させるからであり、希土類元素を添加する
と高温の長時間クリープ破断強度および常温の靭性を不
安定にするからである。

以上述べたように本発明鋼は蒸気タービンの高中圧ロー
タ用鋼であるが、高温で用いられるタービンブレード、
各種の高温ボルト、各種のロール、弁棒や弁座などにも
用いることができる。

実施例１ 第１表および、第２表に示す化学成分の鋼をＶＯＤ法に
よって溶解鋳造（５０ｋｙ／ｃｈａｒｇｅ　）　ｌ。

て得た。その後、鋼塊’１１ｉｏｏ℃〜９５０℃の温度
範囲で鍛伸して直径２０ｍ＋＋の丸棒を得た。

１１０．０℃Ｘ　Ｉ　ＨｒＡＣ！および６２０℃Ｘ　Ｉ
　ＨｒＡＯの熱処理を施した後、２０℃における２−Ｖ
ノ　“ツチシャルピー衝撃試験片による衝撃試験および
直径６咽の試験片によるクリープ破断試験を行なった。

その結果全第３表に示すが、本発明鋼の高温におけるク
リープ破断強度は極めて高第　５　表 第３表　（続き） 実施例２ 第４表にこの発明のために試験した材料の化学成分を示
す。これらの材料は注記材を除き５０ｋｇ高周波真空溶
解炉で溶解し、真空鋳造によって５０ｋｇ０鋼塊を製作
した。鋼塊は１１００℃〜９８０℃の温度範囲で１／２
Ｕ　（すえ込み）＋２日（鍛伸）を２回繰返して鍛造し
、直径１６０ｍ＋長さ２５０ｍの試験プ日ツクを製作し
た。

熱処理条件を第５表に示すが、実際のロータの表面付近
の熱処理条件をシミュレートしたもの（Ａ処理）と中心
部の熱処理条件全シミュレートしたもの（Ｂ処理）の２
種の熱処理を行なって諸性質を調べた。

第６表に機械的性質を示す。

第６表から明らかなように、本発明鋼は常温において極
めてすぐれた機械的性質を持っている。特にロータ中心
部の熱処理条件會シミュレートしたＢ処理では衝撃値が
外周部をシミュレ−）ＬｆｃＡ処理によるものより高く
なっていることが注目される。

また第６表から明らかなように、本発明鋼はロータ外周
部を想定したものも、中心部を想定したものも、非常に
すぐれた延性を有している。

本発明鋼のＡ処理材およびＢ処理材について顕微鏡調査
を行なったが、本発明鋼は焼戻しマルテンサイトの金属
組織からなっており、δ−実施例３ 第４表に示した符号８−１．８−５．８−７および５−
１２について、第５表に示す熱処理を施した試験材のク
リープ破断強度をめた。

その結果を第７表に示すが、これは６００℃、１０’ｈ
ｒθのクリープ破断強度全応カ一時間線図金用いて推定
したものである。

第７表から明らかなように本発明鋼のクリープ破断強度
は充分高く、且つロータ外局部と中心部との間のクリー
プ破断強度の差も非常に少ない。

とくに符号ｓ−７のクリープ破断強度は高く、またロー
タ中心部の方がわずかであるが外周部実施例４ 第４表に示した符号Ｓ−４，５−１８，５−２４，５−
２６，５−３１および５−６４について、ロータ中心部
をシミュレートした熱処理（Ｂ）’を施した試験材のク
リープ破断強度をめた。その結果ｔ−第８表に示すが、
これは実施例６と同じ方法で６００℃、１０’Ｈｒ　の
破断強度を推定したものである。

第８表から明らかなように、ロータ中心部をシミュレー
トした熱処理（Ｂ）ｆｆｉ施した場合も実施例５ 本発明鋼のクリープ破断試験片の破断後の伸びおよび絞
りを第４表に示した符号８−１、Ｓ−３および５−１２
について調べた結果全第９表に示す。第９表に示した結
果は第５表のＢ処理の熱処理条件であった。第９表から
明らかなように本発明鋼の６００℃、１０００　Ｈｒ　
の破断伸びは３０％を越えていた。また絞りは８５チ程
度であった。

第　９　表 実施例６ 本発明鋼の使用状態での切欠感受性を調べるために第４
衣に示した符号ｓ−１、Ｓ−３およびＳ−１２ｖｃつい
て切欠クリープ破断試験音６００℃で行なった。第１０
表に６００℃、１０ｓ時間の切欠クリープ破断強度の推
定値を示す。

第１０表に示した試験片の熱処理条件は第５表のＢ処理
なので、第７表のＢ処理に対応する値と比較する必要が
あるが、本発明鋼の高温における使用状態において切欠
に対して敏感ではなくかえって切欠強化になっている。

第１０表 実施例７ 第２崗は本発明鋼（符号５−７）の応カー破断時間線図
の１例を示すものである。図には比較鋼のデータも示し
であるが、本発明鋼の応力／破断時間の勾配（対数表示
）は小さい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のクロム及びモリブデンの最適含有量を
示す図表、第２図は本発明の一例の応力−破断時間線図
を示す。 復代理人　内　１）　明 後代理人　萩　原　亮　− （％）哨

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）　重量パーセントで、クロム７．０％を超克１０
   ．０％未満、モリブデン１．５％金超え３，１俤未満、
   ニッケル１．０％未満、バナジウム０．１０％以上Ｑ、
   ｇｏｑ６以下、ニオブ０．０２９以上１１０％以下、窒
   素α０１チ以上α０：チ以下、炭素０．１０％以上α２
   ０チ以下、ごリコン０，１％以下、マンガン１０５％以
   上１．５％以下、アルミニウムａ０２９６以下全１有し
   、残部が鉄および付随的不純物よりな２鉄基合金で構成
   されていることを特徴とす２蒸気タ一ビン高中圧ロータ
   用高強度高靭性夕（２）　重量パーセントで、クロム７
   ．０俤を超え１αロチ未満、モリブデン１．５％？超え
   ５１俤未満、ニッケル１．０％未満、バナジウムα１０
   ％以上α３０％以上、ニオブα０２９以上α１０チ以下
   、輩素α０１％以上α０７チ以下、炭素［Ｌ１０％以上
   α２０％以下、シ［リコｙα１チ以下、マンガン１０５
   ％以上１．５チ以下、アルミニウム０．０２％以下を含
   有するとともに、５％以下のコバルト、０．０５チ以下
   のタンタル、α０５チ以下のチタン、１　α０１チ以下
   のボロンおよびａ１％以下のジルコニウムの中１種また
   は２種以上の元素を５　含有し残部が鉄および付随的不
   純物よりなる鉄基合金で構成されていることを特徴とす
   る「