JPS6141750A - 蒸気タ−ビンロ−タ - Google Patents
蒸気タ−ビンロ−タInfo
- Publication number
- JPS6141750A JPS6141750A JP16323984A JP16323984A JPS6141750A JP S6141750 A JPS6141750 A JP S6141750A JP 16323984 A JP16323984 A JP 16323984A JP 16323984 A JP16323984 A JP 16323984A JP S6141750 A JPS6141750 A JP S6141750A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rotor
- creep rupture
- rupture strength
- toughness
- ductility
- 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】
〔発明の技術分野〕
本発明は優れた高温クリープラブチャー強度と延性・靭
性の均質化が図られた蒸気タービンロータに関する。
性の均質化が図られた蒸気タービンロータに関する。
現在の蒸気タービンは、最高蒸気温度５６６℃であるが
、熱効率の向上をはかるため使用される蒸気温度は上昇
する傾向にある。このため、さらに優れたクリープ破断
強度金有する材料が必要となっている。
、熱効率の向上をはかるため使用される蒸気温度は上昇
する傾向にある。このため、さらに優れたクリープ破断
強度金有する材料が必要となっている。
従来、蒸気タービンロータとしては、主としてＣｒＭｏ
Ｖ鋼および１２ ＣｒＭｏＶＮｂＮ’ｄ４．１２ Ｃｒ
ＭｏＶＴａＮ鋼が用いられているが、蒸気温就の高温化
に対処するにはクリープ破断強度が不足している。クリ
ープ破断強度全向上させる方法としては、焼入温度をさ
らに上げたり、強度全向上させる合金元素の増量あるい
は新たな添加があり、１２ｃｒ基鋼においてはＮｂやＴ
ａの増量、あるいはＷの添加が有効である。しかし、蒸
気タービンロータのような太型部材の場合には、Ｎｂ−
？Ｔａの竜を増すとそれらが偏析してフエライ［−生成
したり、塊状のカーバイドやナイトライドを形成して、
延性・靭性が低下するという欠点がある。また、Ｗも添
加量が多くなると偏析して、延性・靭性とともにクリー
プラブチャ強度を低下させるフェライト１−生成しやす
くなるなどの欠点がある。
Ｖ鋼および１２ ＣｒＭｏＶＮｂＮ’ｄ４．１２ Ｃｒ
ＭｏＶＴａＮ鋼が用いられているが、蒸気温就の高温化
に対処するにはクリープ破断強度が不足している。クリ
ープ破断強度全向上させる方法としては、焼入温度をさ
らに上げたり、強度全向上させる合金元素の増量あるい
は新たな添加があり、１２ｃｒ基鋼においてはＮｂやＴ
ａの増量、あるいはＷの添加が有効である。しかし、蒸
気タービンロータのような太型部材の場合には、Ｎｂ−
？Ｔａの竜を増すとそれらが偏析してフエライ［−生成
したり、塊状のカーバイドやナイトライドを形成して、
延性・靭性が低下するという欠点がある。また、Ｗも添
加量が多くなると偏析して、延性・靭性とともにクリー
プラブチャ強度を低下させるフェライト１−生成しやす
くなるなどの欠点がある。
本発明は上記の点Ｋａみてなされたもので、高温のクリ
ープラブチャー強度に優れるとともに、延性・靭性が優
れ、かつこれらの性質の均質化が図られ九蒸気タービン
ロータを提供することを目的とする。
ープラブチャー強度に優れるとともに、延性・靭性が優
れ、かつこれらの性質の均質化が図られ九蒸気タービン
ロータを提供することを目的とする。
本発明は１２Ｃｒ基鋼の化学成分とクリープ破断強度、
延性・靭性を系統的に検討した結果、１２ＣｒＭｏ’Ｗ
ｉｌＮ鋼にＮｂとＴａｉ複合添加することにより、従来
のロータ材よりクリープ破断強度が優れ、かつ延性・靭
性が良好で、しかも各強度・性質の均質なロータ材が得
られることを見出した。
延性・靭性を系統的に検討した結果、１２ＣｒＭｏ’Ｗ
ｉｌＮ鋼にＮｂとＴａｉ複合添加することにより、従来
のロータ材よりクリープ破断強度が優れ、かつ延性・靭
性が良好で、しかも各強度・性質の均質なロータ材が得
られることを見出した。
すなわち、本発明に係る蒸気ロービンロータは化学成分
が重量比で、ｃｏ、ｏｓ〜０．３％、Ｓｉ０．３％以下
、Ｍｎ ｏ、ｉ 〜１．０％、Ｎｉ ０．５〜２．５％
、Ｃｒ ９．０〜１３．０％、Ｍｏ ０．５〜２．０％
、ｖｏ、１〜０．３％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０％、
Ｔ凰０．０１〜０．１０％、Ｎ ０．０３〜０．１チ、
Ｗ０．Ｓ〜２．０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的
不純物よりなり、かつＮｂとＴａ合計含有量が０．０３
〜０．２０％であるＦｅ基合金により形成されたことを
特徴とするものである。
が重量比で、ｃｏ、ｏｓ〜０．３％、Ｓｉ０．３％以下
、Ｍｎ ｏ、ｉ 〜１．０％、Ｎｉ ０．５〜２．５％
、Ｃｒ ９．０〜１３．０％、Ｍｏ ０．５〜２．０％
、ｖｏ、１〜０．３％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０％、
Ｔ凰０．０１〜０．１０％、Ｎ ０．０３〜０．１チ、
Ｗ０．Ｓ〜２．０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的
不純物よりなり、かつＮｂとＴａ合計含有量が０．０３
〜０．２０％であるＦｅ基合金により形成されたことを
特徴とするものである。
以下、本発明をさらに詳＃ｌＫ説明する。以下の記載に
おいて、組成を表わす「チ」は、特に断らない限り重量
基準とする。
おいて、組成を表わす「チ」は、特に断らない限り重量
基準とする。
本発明の蒸気タービンロータは、特定の組成のＦ・基合
金からなる。合金中の告成物の添加目的ならびに組成限
定の理由は、次のとおりである。
金からなる。合金中の告成物の添加目的ならびに組成限
定の理由は、次のとおりである。
Ｃは高温での機械的強度を確保するために必要な元素で
あり、クリープ破断強度や引張強度を得るためには０．
０５％以上は必要である。しかし、０．３％を越えると
過剰の炭化物が生成し、延性・靭性を低下させたり、高
温使用時に凝集粗大化が起きてクリープラブチャー強度
の低下につながることからこの範囲とする。
あり、クリープ破断強度や引張強度を得るためには０．
０５％以上は必要である。しかし、０．３％を越えると
過剰の炭化物が生成し、延性・靭性を低下させたり、高
温使用時に凝集粗大化が起きてクリープラブチャー強度
の低下につながることからこの範囲とする。
Ｓｌは脱酸剤として添加する元素であるが、多量の添加
は靭性を低下させるので０．３％以下とする。なお、ロ
ータ素材を溶解後真空カーボン脱酸（ＶＣＤ）により製
造する場合には０．１ ％以下でよい。
は靭性を低下させるので０．３％以下とする。なお、ロ
ータ素材を溶解後真空カーボン脱酸（ＶＣＤ）により製
造する場合には０．１ ％以下でよい。
Ｍｎは脱酸・脱硫酸として添加する元素であり、０．１
−未満では十分な効果は得られず、また１、０チを越え
るとクリープ破断強度を低下させるのでこの範囲とする
。
−未満では十分な効果は得られず、また１、０チを越え
るとクリープ破断強度を低下させるのでこの範囲とする
。
Ｎ１は焼入冷却速度の小さいロータ中心部へのフェライ
トの生成を抑え、均一なマルテンサイト組織を得るため
に、また室温における延性・靭性を向上するために必要
な元素で、そのためには０．５チ以上の添加が必要であ
るが、２．５％を越えると高温ラブチャー強度を低下さ
せるのでこの範囲とする。
トの生成を抑え、均一なマルテンサイト組織を得るため
に、また室温における延性・靭性を向上するために必要
な元素で、そのためには０．５チ以上の添加が必要であ
るが、２．５％を越えると高温ラブチャー強度を低下さ
せるのでこの範囲とする。
Ｃｒは本発明に係るロータの機械的性質を得るために必
要な元素で、その量が９．０チ未溝では必要とするクリ
ープラブチャー強度が確保し雅く、ま几１３．０％を越
えるとフェライトが生成して逆（クリープラブチャー強
度が低下することからこの範囲とする。
要な元素で、その量が９．０チ未溝では必要とするクリ
ープラブチャー強度が確保し雅く、ま几１３．０％を越
えるとフェライトが生成して逆（クリープラブチャー強
度が低下することからこの範囲とする。
Ｍｏはクリープ破断強度の向上と焼もどし脆性を防止す
るために必要な元素で、０．５％未満ではその効果は十
分でなく、また２、０％を越えるとフェライトの生成に
よるクリープ破断強度の低下や延・靭性の低下などを生
じることから、この範囲とする。
るために必要な元素で、０．５％未満ではその効果は十
分でなく、また２、０％を越えるとフェライトの生成に
よるクリープ破断強度の低下や延・靭性の低下などを生
じることから、この範囲とする。
■はクリープ破断強度の向上に必要な元素であるが、０
．１％未満ではその効果が十分でなく、また０、３％を
越えるとＭｏと同様にフエライＩｆ生成してクリープラ
ブチャー強度など全低下させるので、この範囲とした。
．１％未満ではその効果が十分でなく、また０、３％を
越えるとＭｏと同様にフエライＩｆ生成してクリープラ
ブチャー強度など全低下させるので、この範囲とした。
ＮｂおよびＴａは１２ｃｒ基鋼の素地中に炭・窒化物と
して微細に分散析出し、クリープ破断強度の向上および
結晶粒を細粒化して靭性を向上する元素である。Ｎｂ＋
Ｔａ量が０．３％未満ではその効果は十分でなく、また
０、２０チを越えると複合添加にもかかわらず粗大な共
晶炭窒化物が鋼塊中心部付近く偏析することから、この
範囲とする。より好ましくは、０．０３〜０．１０％と
する。ここで、ＮｂとＴａを単独ではなく複合添加する
ことにより、単独で添加した場合に比べて、より優れた
強度と延・靭性全得ることが可能である。この場合、Ｎ
ｂ／Ｔａの比は０．５〜７が最適であり、好ましくは１
〜６において最高のクリ−ブラシチャー強度を付与する
ことができる。
して微細に分散析出し、クリープ破断強度の向上および
結晶粒を細粒化して靭性を向上する元素である。Ｎｂ＋
Ｔａ量が０．３％未満ではその効果は十分でなく、また
０、２０チを越えると複合添加にもかかわらず粗大な共
晶炭窒化物が鋼塊中心部付近く偏析することから、この
範囲とする。より好ましくは、０．０３〜０．１０％と
する。ここで、ＮｂとＴａを単独ではなく複合添加する
ことにより、単独で添加した場合に比べて、より優れた
強度と延・靭性全得ることが可能である。この場合、Ｎ
ｂ／Ｔａの比は０．５〜７が最適であり、好ましくは１
〜６において最高のクリ−ブラシチャー強度を付与する
ことができる。
Ｎはフェライトの生成を抑えると共に、窒化物としてク
リープラブチャー強度を同上するのに必要な元素で、０
．０３％未満ではその効果は十分ではなく、また０、１
％′！！−越えるとピンホールやプローホールを発生す
るので、この範囲とする。
リープラブチャー強度を同上するのに必要な元素で、０
．０３％未満ではその効果は十分ではなく、また０、１
％′！！−越えるとピンホールやプローホールを発生す
るので、この範囲とする。
Ｗは、クリープ破断強度を向上するのに必要な元素で、
少なくとも０．５％は必要であるが、多量の添加は、フ
ェライトの生成をまねきクリープラブチャー強度が低下
することから、２．０％以下とする。
少なくとも０．５％は必要であるが、多量の添加は、フ
ェライトの生成をまねきクリープラブチャー強度が低下
することから、２．０％以下とする。
上記成分ならびに主成分としてのＦａ ｆ加える際に付
随的に含まれる不純物はなるべく少ない方が好ましい。
随的に含まれる不純物はなるべく少ない方が好ましい。
本発明のタービンロータを得るためには、まず各素材金
属を真空あるいは大気下で混合尋解し、脱酸後において
実質的に上記組成のＦｅ基合金溶湯を得る。次いで、こ
れを鋳造し、さらに必要に応じて鍛造を行なってタービ
ンロータ形状の素材全形成する。次いで、この素材に必
要な熱処理および表面研摩その他の後処理を行なうこと
により本発明のタービンロータが得られる。
属を真空あるいは大気下で混合尋解し、脱酸後において
実質的に上記組成のＦｅ基合金溶湯を得る。次いで、こ
れを鋳造し、さらに必要に応じて鍛造を行なってタービ
ンロータ形状の素材全形成する。次いで、この素材に必
要な熱処理および表面研摩その他の後処理を行なうこと
により本発明のタービンロータが得られる。
なお、本発明に係るタービンロータ材の熱処理において
は、従来の焼入温度１０２０〜１０７０℃にこだわらず
、クリープ破断強さを重視するときは１１５０℃までの
高温に、また、延・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。また製造に関しては、
ｖＣＤ（真空カーボン脱酸）ならびにＥＳＲ（エレクト
ロスラブ再溶解）の適用は可能である。
は、従来の焼入温度１０２０〜１０７０℃にこだわらず
、クリープ破断強さを重視するときは１１５０℃までの
高温に、また、延・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。また製造に関しては、
ｖＣＤ（真空カーボン脱酸）ならびにＥＳＲ（エレクト
ロスラブ再溶解）の適用は可能である。
下記第１表に示す組成の合金試料各５０ｋｇ１溶解後、
ｖＣＤを行ない、鋳造したのち鍛造加工し次。
ｖＣＤを行ない、鋳造したのち鍛造加工し次。
熱処理としては、１０５０℃×８ｈのオーステナイト化
後、１００℃／ｈの冷却速度で焼入し、５７０℃Ｘ１ｏ
ｈ、６４０’Ｃｘ３０ｈの２段焼もどしを施した。
後、１００℃／ｈの冷却速度で焼入し、５７０℃Ｘ１ｏ
ｈ、６４０’Ｃｘ３０ｈの２段焼もどしを施した。
なお、焼入冷却速度は実機ロータの中心部をシュミレー
トしたものである。これら（ついて、室温の引張試験、
ｆＪ撃試験および６００℃でのクリープ破断試験を行な
った。その結果を下記第２表に示す。
トしたものである。これら（ついて、室温の引張試験、
ｆＪ撃試験および６００℃でのクリープ破断試験を行な
った。その結果を下記第２表に示す。
上記第２表の結果から明らかなように、本発明材は、比
較材に比較して、いずれも優れたクリープ破断強度と延
・靭性を兼ね備えていることがわかる。この中でもＮｂ
＋Ｔａが０．０３〜０．１０％の範囲にある実施例１〜
４および６は、その範囲が０．１０〜０．２０％にある
実施例５よりもいずれも一層良好な延性・靭性全示して
おり、延・靭性の向上にはＮｂ＋Ｔａが０．０３〜０．
１０％の範囲で最も効果的である。
較材に比較して、いずれも優れたクリープ破断強度と延
・靭性を兼ね備えていることがわかる。この中でもＮｂ
＋Ｔａが０．０３〜０．１０％の範囲にある実施例１〜
４および６は、その範囲が０．１０〜０．２０％にある
実施例５よりもいずれも一層良好な延性・靭性全示して
おり、延・靭性の向上にはＮｂ＋Ｔａが０．０３〜０．
１０％の範囲で最も効果的である。
また、実施例６は、最大径１ｍで約６ ｆｏｎ ｔ−有
するこの組成の鍛造品を製作し、１０５０℃×２４ｈの
オーステナイト化後油焼入れし、５７０℃×３０ｈ１６
４０℃ｘｓｏｈの２段焼もどしを施こしたものである。
するこの組成の鍛造品を製作し、１０５０℃×２４ｈの
オーステナイト化後油焼入れし、５７０℃×３０ｈ１６
４０℃ｘｓｏｈの２段焼もどしを施こしたものである。
このような大径の鍛造品においても、いずれの部位、方
向でも強度、伸び、絞りに有意差はなく、衝撃喧も比較
例１〜４よりもはるかに高く、しかも均一である。また
クリープ破断寿命およびその伸び、絞りにも部位、方向
による有意差は認められず良好な値を示している。
向でも強度、伸び、絞りに有意差はなく、衝撃喧も比較
例１〜４よりもはるかに高く、しかも均一である。また
クリープ破断寿命およびその伸び、絞りにも部位、方向
による有意差は認められず良好な値を示している。
上記実施例ならびに比較例の結果から明ζ？なように、
本発明に係る蒸気タービンロータは、従来のロータに比
べてクリープ破断強度、延性、靭性に優れるとともに、
ロータのような大型部材においても、上記機械的性質は
ロータ部位によって変化することはなく均質化が図られ
ている。したがって、本発明のロータは、蒸気直置の高
温化に対応する蒸気タービンロータとして好適で１、こ
れにより熱効率および安全性、信頼性の一層の向上が図
られたタービンプラントの設計、製造が′可能となり工
業上すこぶる有用である。
本発明に係る蒸気タービンロータは、従来のロータに比
べてクリープ破断強度、延性、靭性に優れるとともに、
ロータのような大型部材においても、上記機械的性質は
ロータ部位によって変化することはなく均質化が図られ
ている。したがって、本発明のロータは、蒸気直置の高
温化に対応する蒸気タービンロータとして好適で１、こ
れにより熱効率および安全性、信頼性の一層の向上が図
られたタービンプラントの設計、製造が′可能となり工
業上すこぶる有用である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量比でＣ０．０５〜０．３％、Ｓｉ０．３％以下
、Ｍｎ０．１〜１．０％、Ｎｉ０．５〜２．５％、Ｃｒ
９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．５〜２．０％、Ｖ０．１
〜０．３％、Ｎｂ０．０１〜０．１０％、Ｔａ０．０１
〜０．１０％、Ｎ０．０３〜０．１０％、Ｗ０．５〜２
．０％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、かつ、Ｎ
ｂとＴａとの合計含有量が０．０３〜０．２０％である
Ｆｅ基合金により形成されたことを特徴とする、蒸気タ
ービンロータ。 ２、ＮａとＴａとの合計含有量が０．０３〜０．１０％
である、特許請求の範囲第１項に記載の蒸気タービンロ
ータ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16323984A JPS6141750A (ja) | 1984-08-02 | 1984-08-02 | 蒸気タ−ビンロ−タ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16323984A JPS6141750A (ja) | 1984-08-02 | 1984-08-02 | 蒸気タ−ビンロ−タ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6141750A true JPS6141750A (ja) | 1986-02-28 |
Family
ID=15769984
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16323984A Pending JPS6141750A (ja) | 1984-08-02 | 1984-08-02 | 蒸気タ−ビンロ−タ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6141750A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6260845A (ja) * | 1985-09-12 | 1987-03-17 | Toshio Fujita | 高温用蒸気タ−ビンロ−タ |
| JPS63171856A (ja) * | 1987-01-09 | 1988-07-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPH0472039A (ja) * | 1990-07-12 | 1992-03-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
-
1984
- 1984-08-02 JP JP16323984A patent/JPS6141750A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6260845A (ja) * | 1985-09-12 | 1987-03-17 | Toshio Fujita | 高温用蒸気タ−ビンロ−タ |
| JPS63171856A (ja) * | 1987-01-09 | 1988-07-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPH0563544B2 (ja) * | 1987-01-09 | 1993-09-10 | Hitachi Ltd | |
| JPH0472039A (ja) * | 1990-07-12 | 1992-03-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
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