JPS61190049A - 低合金鋼 - Google Patents
低合金鋼Info
- Publication number
- JPS61190049A JPS61190049A JP2988285A JP2988285A JPS61190049A JP S61190049 A JPS61190049 A JP S61190049A JP 2988285 A JP2988285 A JP 2988285A JP 2988285 A JP2988285 A JP 2988285A JP S61190049 A JPS61190049 A JP S61190049A
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- JP
- Japan
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- alloy steel
- low alloy
- embrittlement
- steel
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
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】
〔発明の利用分野〕
本発明はNiCrMoV鋼の改良に係り、特に低圧ター
ビンロータ材料に好適な低合金鋼に関する。
ビンロータ材料に好適な低合金鋼に関する。
従来、第3図に示すような蒸気タービンの低圧ロータシ
ャフト及びディスクは、蒸気温度200〜300℃程度
にさらされているが、この温度領域ではクリープ及び脆
化の問題が生じないため、低温靭性の高いNiCrMo
V鋼が使用されている。
ャフト及びディスクは、蒸気温度200〜300℃程度
にさらされているが、この温度領域ではクリープ及び脆
化の問題が生じないため、低温靭性の高いNiCrMo
V鋼が使用されている。
とのロータシャフトに用いられる低St及び不純物のN
iCrMoV鋼の製造法として真空炭素脱酸法が知られ
ている(鋳鋼と鍛鋼昭和55年5月4328)。
iCrMoV鋼の製造法として真空炭素脱酸法が知られ
ている(鋳鋼と鍛鋼昭和55年5月4328)。
この製造法によれば、鋼塊の偏析低減、清浄度の向上、
機械的性質の改善等が得られることが知られている。こ
の製造法は溶鋼を減圧下に保持することによって、従来
脱酸剤として使用していたAt、 Siを全く用いない
で脱酸できるようにしたものであシ、脱酸剤を使用しな
いため鋼中の非金属介在物を少なくできる。
機械的性質の改善等が得られることが知られている。こ
の製造法は溶鋼を減圧下に保持することによって、従来
脱酸剤として使用していたAt、 Siを全く用いない
で脱酸できるようにしたものであシ、脱酸剤を使用しな
いため鋼中の非金属介在物を少なくできる。
しかしながら、最近、石油9石炭等の化石燃料のコスト
が上昇を続けておシ、これら化石燃料を用いている火力
プラントの発電効率向上が重要になシ、発電効率を上げ
るため蒸気温度又は圧力を上げる必要があυ、それに伴
い低圧タービンの蒸気温度も400℃程度に上昇すると
言われている。
が上昇を続けておシ、これら化石燃料を用いている火力
プラントの発電効率向上が重要になシ、発電効率を上げ
るため蒸気温度又は圧力を上げる必要があυ、それに伴
い低圧タービンの蒸気温度も400℃程度に上昇すると
言われている。
この蒸気温度は上記NICrMoV鋼のいわゆる高温焼
もどし脆化温度域(375〜575℃)に該尚し、長時
間使用によって上記N i CrMoV鋼は脆化する問
題がある。蒸気タービンロータが経年的に脆化すると靭
性が低下し、タービンの起動、停止の繰返し時に脆性破
壊の危険性が増大する。そのため靭性が高く、耐脆化性
の優れた材料が必要とされている。
もどし脆化温度域(375〜575℃)に該尚し、長時
間使用によって上記N i CrMoV鋼は脆化する問
題がある。蒸気タービンロータが経年的に脆化すると靭
性が低下し、タービンの起動、停止の繰返し時に脆性破
壊の危険性が増大する。そのため靭性が高く、耐脆化性
の優れた材料が必要とされている。
本発明の目的は、400℃程度の高温においても耐脆化
性に優れ、靭性の高い低合金鋼を提供することにあシ、
さらにもうひとつの目的は、溶接性の良い低合金鋼を提
供することにある。
性に優れ、靭性の高い低合金鋼を提供することにあシ、
さらにもうひとつの目的は、溶接性の良い低合金鋼を提
供することにある。
本発明低合金鋼は、重量%でC0,06〜0.35%、
Si0.10%以下、Mn 0.20〜0150%XN
13.25〜4.0O1、Cr 1.00〜2.00
%、Mo0.25〜X≦−〇、625XO+25
・・・・・・・・・・・・・・(1)〔ただ
しX=(10P+5Sb+4Sn+As)XIO″″2
でおυ、ここでO、P 、 Sb 、 an 、 As
は鋼中の該元素の各含有量をppmで表した値である〕
を満足することを特徴とする。400℃程度の高温にお
いて耐脆化性に優れ、靭性の高い低合金鋼を得るために
は重量%でC0,12〜0.35%であることが好まし
く、溶接性の良い低合金鋼を得るためには重量チでC0
,06〜0.17チであることが好ましい。
Si0.10%以下、Mn 0.20〜0150%XN
13.25〜4.0O1、Cr 1.00〜2.00
%、Mo0.25〜X≦−〇、625XO+25
・・・・・・・・・・・・・・(1)〔ただ
しX=(10P+5Sb+4Sn+As)XIO″″2
でおυ、ここでO、P 、 Sb 、 an 、 As
は鋼中の該元素の各含有量をppmで表した値である〕
を満足することを特徴とする。400℃程度の高温にお
いて耐脆化性に優れ、靭性の高い低合金鋼を得るために
は重量%でC0,12〜0.35%であることが好まし
く、溶接性の良い低合金鋼を得るためには重量チでC0
,06〜0.17チであることが好ましい。
次に各成分を限定した理由について述べる。
Cは焼入性を向上させ引張強さや耐力を向上させる効果
があシ、0.06〜0.35%添加する。靭性を得るた
めには0.12%以上必要であるが、0、35 %を越
えると炭化物が粗大化して靭性及び延性を低下させる。
があシ、0.06〜0.35%添加する。靭性を得るた
めには0.12%以上必要であるが、0、35 %を越
えると炭化物が粗大化して靭性及び延性を低下させる。
従って、高靭性耐脆化性を得るためには0.12〜0.
25チが好ましい。また、溶接性を良くするためには、
強度、破断延性の関係から0.06〜0.17チが好ま
しい。
25チが好ましい。また、溶接性を良くするためには、
強度、破断延性の関係から0.06〜0.17チが好ま
しい。
SSは脱酸剤として添加するものであるが、真空炭素脱
酸法などの製鋼技術によれば不要である。
酸法などの製鋼技術によれば不要である。
また、Siは焼もどし脆化を助長する元素であるため、
0.10チ以下に限定する。
0.10チ以下に限定する。
Mnは脱酸及び脱硫剤として作用するとともに焼入性に
寄与する元素であるが、0.21以下では添加の効果が
発揮できない。また、あまシ多量に添加すると靭性を害
するので0.20〜0.50 S添加する。
寄与する元素であるが、0.21以下では添加の効果が
発揮できない。また、あまシ多量に添加すると靭性を害
するので0.20〜0.50 S添加する。
Niは焼入性を増大させ、低温における機械的強度及び
靭性を向上させるのにきわめて有効な元素である。しか
し、3.25%以下では十分な強度。
靭性を向上させるのにきわめて有効な元素である。しか
し、3.25%以下では十分な強度。
靭性が得られない。また、4.0Onを越えると脆化を
促進するので、N1は3.25〜4.0 OS添加する
。
促進するので、N1は3.25〜4.0 OS添加する
。
Crは焼入性を増大させ、強度及び靭性を向上させるの
に有効な元素であるが、あまシ多量に添加し【も効果が
飽和するので1.00〜2.00%とする。特に1.0
0〜1.80%が好ましい。
に有効な元素であるが、あまシ多量に添加し【も効果が
飽和するので1.00〜2.00%とする。特に1.0
0〜1.80%が好ましい。
Moは強度向上及び脆化を抑制するのに有効な元素であ
シ、0.25〜0.50 S添加する。
シ、0.25〜0.50 S添加する。
■は焼入性を増大させるためK O,074以上必要で
ある。しかし、あまシ多量に添加すると靭性を低下させ
るので上限を0.15%とする。
ある。しかし、あまシ多量に添加すると靭性を低下させ
るので上限を0.15%とする。
0及びP 、 Sb 、 Sn 、 Asなる不純物元
素については、後述する理由によシ、前記の(1)式を
満足する成分範囲とする。又については、合金鋼の脆化
に及ぼす不純物元素の影響を多数の実験データからコン
ビーータ処理によって求め、それらの係数を定めたもの
である。すなわち脆化に及ぼすAsの影響を1としたと
き、Pが10倍、sbが5倍、Snが4倍の影響を及ぼ
すことを意味する。
素については、後述する理由によシ、前記の(1)式を
満足する成分範囲とする。又については、合金鋼の脆化
に及ぼす不純物元素の影響を多数の実験データからコン
ビーータ処理によって求め、それらの係数を定めたもの
である。すなわち脆化に及ぼすAsの影響を1としたと
き、Pが10倍、sbが5倍、Snが4倍の影響を及ぼ
すことを意味する。
P 、 Sb 、 Sn及びAsの含有量を低くするに
は、使用原料の厳選および減圧中の溶湯にその溶湯と反
応しないAr又はHeの不活性ガスを吹込めばよい。
は、使用原料の厳選および減圧中の溶湯にその溶湯と反
応しないAr又はHeの不活性ガスを吹込めばよい。
減圧にすると、Cの酸化作用が促進するとともに、P
、 Sb 、 Sn及びA8の酸化も同時に促進される
。得られた酸化物は、不活性ガスの吹込みによる溶湯の
攪拌によって溶湯中よ#)ガスになりて逃げ、また湯面
に浮上するからである。
、 Sb 、 Sn及びA8の酸化も同時に促進される
。得られた酸化物は、不活性ガスの吹込みによる溶湯の
攪拌によって溶湯中よ#)ガスになりて逃げ、また湯面
に浮上するからである。
実施例1
まず、高靭性、耐脆化性を目的として検討を行った。第
1表に試料の化学組成を示す。試料G〜Jは(1)式を
満足する本発明の実施例としてのものであシ、試料A−
Fは比較例としてのものである。
1表に試料の化学組成を示す。試料G〜Jは(1)式を
満足する本発明の実施例としてのものであシ、試料A−
Fは比較例としてのものである。
なお、0はpPQIであシ、その他は重量%である。
鋳造後、その鋼塊を850〜1200℃の温度範囲で鍛
造し、840℃焼入、640℃焼もどしの熱処理を行な
った。
造し、840℃焼入、640℃焼もどしの熱処理を行な
った。
引張および衝撃試験の結果を第2表に示す。
第2表
表中のΔFATTは、400 ℃で2000時間加熱保
持して脆化処理した場合における脆化処理後のFATT
(波面遷移温度)と、脆化処理前のFATTとの差であ
って、これは脆化の度合を示すものであシ、ΔFATT
が小さいほど、脆化の度合も小さい。
持して脆化処理した場合における脆化処理後のFATT
(波面遷移温度)と、脆化処理前のFATTとの差であ
って、これは脆化の度合を示すものであシ、ΔFATT
が小さいほど、脆化の度合も小さい。
第1図は、第2表に基づいてΔFATTに及ぼす0量と
又値の関係した図である。各プロット点に付した括弧内
の値はΔFATTの数値である。○印はΔFATTが1
0℃未満を、X印は10℃以上を示す。
又値の関係した図である。各プロット点に付した括弧内
の値はΔFATTの数値である。○印はΔFATTが1
0℃未満を、X印は10℃以上を示す。
図中の点線以下で示される(1)式の範囲内では、ΔF
ATTが10℃未満となっていることがわかる。
ATTが10℃未満となっていることがわかる。
すなわち、ΔFATTを10℃未満とするためには0量
とX値の両方を規制すべきであり、(1)式を満足すれ
ば耐脆化性に有効であることを見出した。
とX値の両方を規制すべきであり、(1)式を満足すれ
ば耐脆化性に有効であることを見出した。
実施例2
次に、溶接性を目的として検討を行った。第3表に試料
の化学組成を示す。なお第3表の試料は全て(1)式を
満足するものである。
の化学組成を示す。なお第3表の試料は全て(1)式を
満足するものである。
第4表に引張及び衝撃試験の結果を示す。
第4表
C量の増加とともに、引張強さ、0.02%耐力は増加
するが、伸び、絞p、VE25 (2s℃におけるVノ
ツチ吸収エネルギー)は減少する。
するが、伸び、絞p、VE25 (2s℃におけるVノ
ツチ吸収エネルギー)は減少する。
第2図にC量と溶接割れの関係を示す。溶接割れ試験は
JISZ3158斜めY形溶接割れ試験片で、溶接棒に
低合金鋼CrMo系被覆アーク溶接棒を用いて行った。
JISZ3158斜めY形溶接割れ試験片で、溶接棒に
低合金鋼CrMo系被覆アーク溶接棒を用いて行った。
予熱温度と後熱温度を室温、50℃、100℃又は12
5℃とし、応力除去温度を580〜610℃として15
時間加熱後空冷した。断面割れ率はJISZ3158に
記載されている次式により求めた。
5℃とし、応力除去温度を580〜610℃として15
時間加熱後空冷した。断面割れ率はJISZ3158に
記載されている次式により求めた。
ここで、C2:断面割れ率、L=試験ビードの長さ、Σ
t、:断面割れの合計長さである。
t、:断面割れの合計長さである。
予熱温度が低いほど、また、C量が多い11ど断面割れ
率が大きくなるが、予熱温度125℃以上でC量が0.
17 %以下の場合、溶接割れが発生しなくなることが
実験によル確認された。
率が大きくなるが、予熱温度125℃以上でC量が0.
17 %以下の場合、溶接割れが発生しなくなることが
実験によル確認された。
以上の結果、強度、断面割れ率等の関係から、溶接性の
良い低合金鋼を得るには、C量を0.06〜0.17%
にすればよいことを見出した。
良い低合金鋼を得るには、C量を0.06〜0.17%
にすればよいことを見出した。
第4図はXとO(ppm)/C(=t%)比との関係を
示す線図であシ、その各プロット点に付した括弧内の値
はΔFATTの数値である。第5図はΔF’ATTとの
関係を示す線図である。ΔFATTは又と(0/C)比
とが互いに反比例する関係を有することがわかる。
示す線図であシ、その各プロット点に付した括弧内の値
はΔFATTの数値である。第5図はΔF’ATTとの
関係を示す線図である。ΔFATTは又と(0/C)比
とが互いに反比例する関係を有することがわかる。
本発明によれば、発電効率向上のために蒸気温度が40
0℃に上昇しても、長時間運転後の耐脆化性が優れ、強
度及び靭性が高く脆性破壊に対する信頼性が十分大きい
低圧タービンロータとして好適々低合金鋼が得られる。
0℃に上昇しても、長時間運転後の耐脆化性が優れ、強
度及び靭性が高く脆性破壊に対する信頼性が十分大きい
低圧タービンロータとして好適々低合金鋼が得られる。
また溶接性の良い低合金鋼を得ることができるので、こ
れによれば溶接ロータとしての適用に好適である。
れによれば溶接ロータとしての適用に好適である。
第1図は脆化度ΔFATTに及ぼす又直とO量の関係を
示す図、第2図は断面割れ率と04iの関係を示す図、
第3図はタービンロータの平面図及び第4図は又と(0
/C)比との関係を示す線図、第5図は(0/C)比と
ΔFATTとの関係を示す線図である。 代理人 本 多 小 平 : し −J 第1図 0 (1’Pyn) C(’l) 第3図 第4図 第5図 O(PPm〆C(wtX)
示す図、第2図は断面割れ率と04iの関係を示す図、
第3図はタービンロータの平面図及び第4図は又と(0
/C)比との関係を示す線図、第5図は(0/C)比と
ΔFATTとの関係を示す線図である。 代理人 本 多 小 平 : し −J 第1図 0 (1’Pyn) C(’l) 第3図 第4図 第5図 O(PPm〆C(wtX)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%でC0.06〜0.35%、Si0.10%
以下、Mn0.20〜0.50%、Ni3.25〜4.
00%、Cr1.00〜2.00%、Mo0.25〜0
.50%、V0.07〜0.15%、残部Feおよび不
可避的不純物たるP、Sb、Sn、As、Oからなる低
合金鋼であって、式 @X@≦−0.625×O+25 〔但し、@X@=(10P+5Sb+4Sn+As)×
10^−^2であり、ここでO、P、Sb、Sn、As
は鋼中の当該元素の各含有量をppmで表した値である
〕を満足することを特徴とする低合金鋼。 2、重量%でC0.12〜0.35%である特許請求の
範囲第1項記載の低合金鋼。 3、重量%でC0.06〜0.17%である特許請求の
範囲第1項記載の低合金鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2988285A JPS61190049A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 低合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2988285A JPS61190049A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 低合金鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61190049A true JPS61190049A (ja) | 1986-08-23 |
Family
ID=12288341
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2988285A Pending JPS61190049A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 低合金鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61190049A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05112847A (ja) * | 1991-03-20 | 1993-05-07 | Hitachi Ltd | 回転電機用ロータシヤフト及びその製造法とそれを用いた回転電機 |
JP2008137042A (ja) * | 2006-12-04 | 2008-06-19 | Hitachi Ltd | タービンロータ |
JP2010503766A (ja) * | 2006-09-13 | 2010-02-04 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 低温靭性鋼を製造するための方法 |
CN103451571A (zh) * | 2012-06-04 | 2013-12-18 | 通用电气公司 | 镍-铬-钼-钒合金和涡轮部件 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55107763A (en) * | 1979-02-14 | 1980-08-19 | Kawasaki Steel Corp | High tensile structural steel having superior strain relief treating embrittlement resistance |
-
1985
- 1985-02-18 JP JP2988285A patent/JPS61190049A/ja active Pending
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55107763A (en) * | 1979-02-14 | 1980-08-19 | Kawasaki Steel Corp | High tensile structural steel having superior strain relief treating embrittlement resistance |
Cited By (4)
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JPH05112847A (ja) * | 1991-03-20 | 1993-05-07 | Hitachi Ltd | 回転電機用ロータシヤフト及びその製造法とそれを用いた回転電機 |
JP2010503766A (ja) * | 2006-09-13 | 2010-02-04 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 低温靭性鋼を製造するための方法 |
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CN103451571A (zh) * | 2012-06-04 | 2013-12-18 | 通用电气公司 | 镍-铬-钼-钒合金和涡轮部件 |
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