JPS6132384B2

JPS6132384B2 -

Info

Publication number: JPS6132384B2
Application number: JP53013520A
Authority: JP
Inventors: Minoru Morikawa; Masao Shiga; Ryoichi Sasaki; Teruo Hirane; Akihiro Yasumoto; Ryosuke Arie; Tsugio Fushimi; Shigeki Saito; Makoto Hiraga
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1978-02-10
Filing date: 1978-02-10
Publication date: 1986-07-26
Also published as: JPS54107416A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は高温ですぐれた強度を有し、かつクリ
ープき裂進展速度が小さい耐熱低合金鋳鋼を使用
した蒸気タービン用ケーシングに関する。蒸気タービン発電設備等の高圧ケーシングには
高温で強度が高く、耐酸化性がすぐれていること
が要求される。この材料には従来よりクリープ破
断強度の高いクロム−モリブデン−バナジウム
（Cr−Mo−Ｖ）系低合金鋳鋼が使用されてい
る。この代表的なものにASTMに規定されてい
る1Cr−1Mo−1/4Ｖ鋳鋼がある。このもののク
リープ破断強度はCr量がこの近辺の中では最も
高いことが知られている。近年、火力発電機器は大型化しつつあり、これ
に伴つて上述の高圧ケーシングも厚肉、大型とな
り、その信頼性も一層高いものが要求されるよう
になつてきた。そのため、従来のCr−Mo−Ｖ系
鋳鋼はより高強度のものを開発することを主眼に
なされてきたが、逆に靭性が低くなつた。また、
高温で応力を受ける部材は一般にクリープ現象に
よつて結晶粒界にき裂が生じ、時間とともに進展
する。本願発明者らはこのクリープき裂の発生時
期が強度が高いほど遅くなるが、その進展速度が
靭性が低いほど早く、短時間で破壊するという新
しい事実を究明した。さらに、本願発明者らは微
細な鋳造欠陥がクリープのき裂の源となるという
新たな事実を究明した。この鋳造欠陥を、前述の
高圧ケーシングの如く大型鋳鋼を製造する場合に
は皆無にすることがますます困難である。さら
に、本願発明者らはクリープき裂の発生時期が鋳
鋼の場合には材料の強度にはほとんど関係なく、
その後のき裂進展速度が材料の寿命に対し最も大
きな要因であるということを知つた。このため、
従来の高強度を有する耐熱低合金鋳鋼は信頼性の
高い製品が得られないという欠点があつた。以上の如く、高温部材としてクリープき裂進展
は耐熱低合金鋳鋼に起る新しい課題であり、鍛鋼
において高強度材が得られたとしても同じ組成の
ものが鋳鋼にそのまま適用できないことは明らか
である。本発明の目的はクリープき裂進展速度が小さ
く、高強度を有するクロム−モリブデン−バナジ
ウム耐熱低合金鋳鋼を使用した蒸気タービン用ケ
ーシングを提供するにある。本発明は上述の如くクロム−モリブデン−バナ
ジウム耐熱低合金鋳鋼の寿命がクリープき裂の発
生とその後の進展によつて決まるもので、特に後
者の進展速度に大きな影響を受けるということに
基づいてなされたものである。本発明は、重量で、C0.05〜0.4％、Si1.5％以
下、Mn3％以下、Cr0.5〜３％、Mo0.5〜３％、
V0.10〜0.20％、Ni0.5％以下、Ti0.005〜0.1％及
び残部Feからなり、全ベーナイト又はベーナイ
トと少量のフエライト組織を有するCr−Mo−Ｖ
系鋳鋼によつて構成されていることを特徴とする
蒸気タービン用ケーシングにある。焼ならしによ
つて全ベーナイト又はベーナイトと少量のフエラ
イト組織とすることができ、さらに焼戻しによつ
て焼ならし後の組織を安定にし、強靭とすること
ができる。全ベーナイト又はベーナイトと少量の
フエライト組織を有する鋳鋼はすぐれたクリープ
破断強度が得られ、クリープき裂進展を抑制する
のに最も好ましいものである。Crは焼入性を増
し、クリープ破断強度を高め、さらに耐酸化性を
高めるのに0.5％以上必要である。特に、0.5％以
上のCrは肉厚が100mmとなる大型の鋳鋼を製造す
る場合に焼ならし後の適当な冷却速度によつて全
ベーナイト又はベーナイトと少量のフエライトを
含む組織を得ることができ、高いクリープ破断強
度が得られるものである。しかし、３％を越える
とクリープ破断強度が急激に低下するので、３％
以下にしなければならない。Moは焼入性を高
め、高温強度および靭性を高めるのに0.5％以上
必要である。しかし、３％を越えると靭性が低下
するので、３％以下にすべきである。CrとMoと
を同時に増加させるとき特にクリープき裂進展速
度を顕著に小さくし、さらに強度を高める。炭素
は強度、焼入性および靭性を高める重要な元素
で、0.05％以上必要である。しかし、0.4％を越
えると靭性を低下させ、クリープき裂進展速度を
大きくするもので0.4％以下とすべきである。Ｖは0.10〜0.20％のとき強度を高め、クリープ
き裂進展速度を最も小さくする最も重要な元素で
ある。0.10重量％未満では特に急激にクリープ破
断強度が生じ、十分な強度が得られない。高強度
およびクリープき裂進展速度を抑制するためには
0.10％以上必要である。しかし逆に0.2％を越え
ると急激にクリープき裂進展速度を大きくなり、
強度をより改善しても寿命が向上しない。 Tiは窒化物を形成物を形成し、結晶粒を微細
化し、靭性及び強度を高めるのに0.005％以上必
要である。逆に0.1％を越えると巨大な析出物を
形成し、強度及び靭性を低め、特にクリープき裂
進展速度を高めるので、0.1％以下にすべきであ
る。 Niの添加は0.5％以下でクリープき裂進展速度
を顕著に小さくする。ケーシングはＣ量が少ない
ので、Niの添加することによつて顕著に焼入性
を向上させ、強度及び靭性を高める。従つて、厚
肉のケーシングにおいてはNiの添加は顕著な効
果がある。クリープき裂進展速度は特にクリープ
破断強度と伸び率に関係する。特に0.1〜0.2％が
靭性、強度およびクリープき裂進展速度の点から
最も好ましい範囲である。 Tiは窒化物を形成し、結晶粒を微細化させ、
強度及び靭性を顕著に高めその結果クリープき裂
進展速度を低めるもので、0.005％以上添加する
必要がある。逆に0.1％を越えると靭性が低下す
るので、0.1％以下にすべきである。本発明に係る耐熱低合金鋳鋼を製造するに当つ
て脱酸および脱硫剤としてSiおよびMnが含有さ
れる。Siは1.5重量％以下およびMnはさらに靭性
を改善するために３重量％以下にすべきである。本発明に係る最も好ましい耐熱低合金鋳鋼は重
量で、C0.08〜0.16％、Si0.25〜0.7％、Mn0.5〜
１％、Cr1〜1.8％、Mo1〜1.5％、V0.10〜0.20
％、Ni0.1〜0.2％、Ti0.005〜0.1％及び残部不可
避的に存在する不純物および鉄からなり、全ベー
ナイト又はベーナイトと少量のフエライト組織を
有する。この組成の鋳鋼は最もクリープ破断強度
が高く、さらにクリープき裂進展速度が小さく、
長寿命を有する。本発明に係る耐熱低合金鋳鋼はさらに脆化しな
い程度の量の窒化物を形成し結晶粒を微細化させ
るAl、Zr、Nb及びTaの１種以上を含有させるこ
とができる。これらの添加により高い靭性、強度
を有すると同時に、クリープき裂進展速度をより
低めることができる。これらの１種以上の添加量
は0.005〜0.1重量％が好ましい。本発明に係る耐熱低合金鋳鋼の製造に当つて
は、原料中に不可避の不純物が含有する。この不
純物としてCuは特に強度、靭性を著しく低める
ので、その量を0.5重量％以下に抑えることが好
ましい。さらに一般にＰおよびＳもそれぞれ
0.025重量％以下および0.015重量％以下に抑える
ことが好ましい。本発明に係る耐熱低合金鋳鋼は鋳鋼中の（Ｃ＋
Ｖ）量と（Cr＋Mo）量の比（Ｃ＋Ｖ）／（Cr＋
Mo）が0.105〜0.135のとき特にクリープき裂進
展速度および破面遷移温度が低く、長寿命を有す
る。本発明に係る耐熱低合金鋳鋼は、炭化物が析出
する温度域で加熱した後、全ベーナイト又はベー
ナイトと少量のフエライト組織とする焼ならし焼
戻し処理を１回以上繰返す熱処理が施される。こ
の熱処理により耐熱低合金鋳鋼のクリープき裂進
展速度を低めることができ、また衝撃値を向上さ
せる。炭化物が析出する温度域で加熱する理由は焼な
らし時にオーステナイト相の変態に際しその核と
なり得る炭化物を析出させることにより微細なオ
ーステナイト結晶粒を形成できること、および冷
却後の残留オーステナイト相をなくすことができ
ることにある。焼ならし処理はその温度範囲としてAc₃点より
1075℃以下が好ましく、この温度範囲で所定時間
加熱した後、全ベーナイト又はベーナイトとフエ
ライト組織となるよう冷却する。焼戻し処理は
Ac₁点以下の温度で加熱される。これらの焼なら
し焼戻し処理は数回繰返すことはクリープき裂進
展速度を低めるので好ましい。炭化物が析出する温度域で加熱する好ましい温
度範囲は230〜460℃又は670〜780℃であり、これ
により最も衝撃値が高くできる。炭化物が析出する温度域で加熱する前に、さら
に鋳鋼を十分に固溶化することは好ましい。鋳造
のままではその凝固速度が十分でないと巨大な炭
化物が析出する可能性があり、これが鋼の性質に
悪影響を及ぼすことが予想される。そのためこの
ような炭化物を予め完全に固溶化させることは、
その後目的とする微細な炭化物を多数析出させる
ことができ、焼ならし処理による本発明の効果を
より高くできる。固溶化のための加熱処理後の冷
却を焼入れ程度に行うことは不要な炭化物を析出
させずに済むので望ましい。比較例１第１表に示す成分（重量％）のCr−Mo−Ｖ系
鋳鋼を用い、第２表に示す熱処理を施し、クリー
プき裂進展に及ぼすＶ量の影響を検討した。いず
れの試料も全ベーナイト組織である。

【表】

【表】第１図は566℃におけるクリープき裂進展試験
結果を示す線図である。試験片は幅20mm、厚さ60
mmの角材の厚さ方向に深さ10mmでその先端に45゜
の切欠きを設けたものである。応力拡大係数KI
＝80Kgmm⁻〓におけるクリープき裂進展速度を電
位法により測定した。KIは次式で与えられる。Ｙ＝1.99−0.41（ａ／Ｗ）＋18.7（ａ／Ｗ）^２Ｐ：荷重（Kg）、Ｂ：試験片の幅（mm）Ｗ：試験片の厚さ（mm）、ａ：き裂の長さ（mm）図に示すように、Ｖ量が0.1〜0.2％の範囲で著
しくクリープき裂進展速度が小さいことが認めら
れる。Ｖ量が0.2％を越えると急激にき裂進展速
度が大きくなる。比較例２第３表に示す成分（重量％）のCr−Mo−Ｖ鋳
鋼を用い、第２表に熱処理を施し、クリープ破断
試験を行つた。

【表】第２図は550℃クリープ破断試験における１万
時間破断強度とＶ量との関係を示す線図である。
図に示す如く、Ｖ量が0.1％でクリープ破断強度
はほぼ飽和すること、および0.1％未満では急激
に強度が低下することが認められる。以上の第１図および第２図より、Cr−Mo−Ｖ
鋳鋼のＶ量を0.1〜0.2％とすることによりクリー
プき裂進展速度を著しく小さくし、さらにクリー
プ破断強度の高いものが得られることが認められ
た。比較例３第４表に示す成分（重量％）のCr−Mo−Ｖ系
鋳鋼を用い、第２表および第５表に示す熱処理を
行ない、クリープき裂進展試験、衝撃試験を行つ
た。結果を第６表に示す。

【表】

【表】２回目の焼戻し温度は前の焼戻し温度より低く
した。

【表】 vE₂₀：20℃における衝撃吸収エネルギー
（Kg−ｍ） vTrs：50％脆性破面遷移温度（℃）熱処理Ａ：第２表に示す熱処理Ｂ：第５表に示す熱処理第６表に示す如く、0.16％のＶ量の鋳鋼No.11
は、クリープき裂進展速度が2.8〜5.4×10^-3mm/h
で、Ｖ量の多いもののNo.10の約1/10程度で、著
しくすぐれている。また衝撃特性として衝撃値が
8.3〜14.5Kg−ｍであり、No.10の0.5Kg−ｍより著
しく高く、さらに50％脆性破面遷移温度が15〜43
℃とNo.10の125℃に比較し著しく低い。第４図はNo.11のCr−Mo−Ｖ鋳鋼を前述の熱
処理Ｂと同様に745℃で7h加熱した後焼ならし焼
戻ししたもの(A)および前述の熱処理Ａの焼ならし
焼戻ししたもの(B)の顕微鏡写真（100倍）であ
る。図に示す如く、焼ならし前に加熱したものは
組織が微細であることが認められる。以上の結果から明らかな如く、焼なまし及び焼
戻し処理を２回施すことによりクリープき裂進展
速度を低め、更に衝撃特性が向上することが分
る。実施例以上の比較例より得られた結果をもとに、Ｖ量
を0.15％とし、更にNi及びTiを含む第７表に示す
化学成分（重量％）の本発明に係るCr−Mo−Ｖ
鋳鋼について、第２表に示す熱処理を施し、前述
と同様にクリープき裂進展試験を行つた。本発明
の鋳鋼は焼戻し全ベーナイト組織であつた。

【表】その結果、566℃におけるクリープき裂進展速
度は4.8×10^-3mm/hであり、0.15％のＶを含有す
るものは前述の如く顕著に小さいことが認められ
る。また、550℃、１万時間クリープ破断強度は
18.0Kg/mm²であり、Ni及びTiの含有により強度の
高いものが得られる。同様に第５表に示す熱処理を行ないクリープき
裂進展試験及び衝撃試験を行つた結果、前者は
2.5×10^-3mm/h、後者は15.0Kg−ｍで、両者とも
顕著な効果が得られた。即ち、焼らなしめ及び焼
戻し処理を２回行うことにより一層クリープき裂
進展速度を低めかつ衝撃特性の向上が得られるこ
とが分る。次に、このCr−Mo−Ｖ鋳鋼について焼ならし
前の加熱温度と、20℃での２mmＶノツチシヤルピ
ー衝撃値との関係を調べた。その結果を第３図に
示す。試料について各々焼ならし前に各温度で７
時間保持後炉冷し、引き続き1050℃で８時間保持
し400℃/hの冷却速度で等速冷却して焼ならしを
行ない、715℃で15時間保持後炉冷して、焼もど
しを行つた。本発明に係る鋳鋼は焼戻し全ベーナ
イト組織であつた。図に示す如く、焼ならし前に
炭化物を微細に析出させる加熱処理を行うことに
よつて衝撃値が向上し、特に230〜460℃で最高10
Kg-m/cm²又は670〜780℃で最高17Kg-m/cm²の高
い衝撃値が得られることが認められる。第１表、第３表、第４表の比較鋼と第７表の本
発明に係るCr−Mo−Ｖ系鋳鋼について20℃での
２mmＶノツチシヤルピー試験による50％脆性破面
遷移温度vTrsと（Ｃ＋Ｖ）／（Cr＋Mo）の比と
の関係を検討した結果を第５図に示す。図に示す
如く（Ｃ＋Ｖ）／（Cr＋Mo）比が0.105〜0.135
のとき最も破面遷移温度が低く、本発明に係る
No.9の鋳鋼は50％脆性破面遷移温度が低いこと
がわかる。このことは蒸気タービン用ケーシング
のような大型鋼塊にとつた重要なことである。第６図に本発明に係るCr−Mo−Ｖ系耐熱低合
金鋳鋼を用いた蒸気タービン用ケーシングの一例
を示す斜視図である。本発明に係るCr−Mo−Ｖ
鋼を用いた蒸気タービンケーシングは割れが生ぜ
ずきわめて長寿命を有することが確認された。本発明によれば、クリープき裂進展速度の低い
Cr−Mo−Ｖ鋳鋼を用いているので、高温高圧を
受ける発電用蒸気タービンのケーシングの信頼性
が高まり、また寿命が長くなるというすぐれた効
果が発揮される。

【図面の簡単な説明】

第１図は比較鋼のクリープき裂進展速度とＶ量
との関係を示す線図、第２図は比較鋼のクリープ
破断強度とＶ量との関係を示す線図、第３図は比
較鋼の衝撃値と焼ならし前の加熱温度との関係を
示す線図、第４図は比較鋼の顕微鏡写真、第５図
は比較鋼及び本発明鋼の破面遷移温度と（Ｃ＋
Ｖ）／（Cr＋Mo）比との関係を示す線図、第６
図は本発明に係る低合金鋳鋼を適用した発電用蒸
気タービン用ケーシングの一例を示す斜視図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】１重量で、炭素0.05〜0.4％、珪素1.5％以下、
マンガン３％以下、クロム0.5〜３％、モリブデ
ン0.5〜３％、バナジウム0.10〜0.20％、ニツケル
0.5％以下、チタン0.005〜0.1％及び残部鉄からな
り、全ベーナイト又は少量のフエライトを含むベ
ーナイト組織を有する鋳物によつて構成されてい
ることを特徴とする蒸気タービン用ケーシング。２前記鋳物は重量で、炭素0.08〜0.16％、珪素
0.25〜0.7％、マンガン0.5〜１％、クロム１〜1.8
％、モリブデン１〜1.5％、バナジウム0.10〜0.20
％、ニツケル0.1〜0.2％、チタン0.005〜0.1％及
び残部鉄からなる特許請求の範囲第１項に記載の
蒸気タービン用ケーシング。