JPS6283449A - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
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- JPS6283449A JPS6283449A JP22358685A JP22358685A JPS6283449A JP S6283449 A JPS6283449 A JP S6283449A JP 22358685 A JP22358685 A JP 22358685A JP 22358685 A JP22358685 A JP 22358685A JP S6283449 A JPS6283449 A JP S6283449A
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- Japan
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- steel
- strength
- creep rupture
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- less
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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】
〔発明の利用分野〕
本発明は450C〜500℃において高いクリープ破断
強度を、室温において高い靭性を有し。
強度を、室温において高い靭性を有し。
500℃以下の温度で使用する回転体に好適な新ガスタ
ービン及び蒸気タービンの回転体(ホイール、ロータシ
ャフト、ブレード)には、450℃以下の温度では12
Cr −2、5N i −1,8M o −0、35
V鋼(M152鋼)が、500℃以上では12 Cr
−I M o −I W −0、25V(Crucj、
ble422鋼)が広く用いられ好成績を納めている。
ービン及び蒸気タービンの回転体(ホイール、ロータシ
ャフト、ブレード)には、450℃以下の温度では12
Cr −2、5N i −1,8M o −0、35
V鋼(M152鋼)が、500℃以上では12 Cr
−I M o −I W −0、25V(Crucj、
ble422鋼)が広く用いられ好成績を納めている。
最近、ガスタービンは高温・高速化の傾向にあり、高温
部材の使用条件も厳しくなってきた。ガスタービンホイ
ール材としては、450℃、105hクリープ破断強度
が50 kg/ mm2以上で、室温Vノツチシャルピ
ー衝撃値が3 kg −m以上の高強度・高靭性耐熱鋼
が要求されている。
部材の使用条件も厳しくなってきた。ガスタービンホイ
ール材としては、450℃、105hクリープ破断強度
が50 kg/ mm2以上で、室温Vノツチシャルピ
ー衝撃値が3 kg −m以上の高強度・高靭性耐熱鋼
が要求されている。
ディスク材としては、現流ガスタービンに用いられてい
るC r −M o −V鋼及び12Cr−2,5N
j、 −1、8M o −0、35V鋼(M152鋼)
では強度不足で、これよりも高強度で且つ靭性の高い材
料が必要である。クリープ破断強度の点では、Ni基合
金及びGo基合金が優れているが、これらの合金はコス
トが著しく高い上に、加工性(鍛造性、切削性)が悪く
、靭性が低い欠点がある。
るC r −M o −V鋼及び12Cr−2,5N
j、 −1、8M o −0、35V鋼(M152鋼)
では強度不足で、これよりも高強度で且つ靭性の高い材
料が必要である。クリープ破断強度の点では、Ni基合
金及びGo基合金が優れているが、これらの合金はコス
トが著しく高い上に、加工性(鍛造性、切削性)が悪く
、靭性が低い欠点がある。
現流ガスタービンに用いているC r −M o −V
鋼ディスク材は、450℃、10’h クリープ破断
強度が29〜39kg/+m”、 300℃0.02%
耐力が55kg/nwn”であり、高温強度不足である
。
鋼ディスク材は、450℃、10’h クリープ破断
強度が29〜39kg/+m”、 300℃0.02%
耐力が55kg/nwn”であり、高温強度不足である
。
また前述の現有M152鋼でも靭性は満足するがクリー
プ破断強度が不足である。
プ破断強度が不足である。
特開56−158847にマルテンサイト鋼が使用され
ることが公知である。しかし、この材料では450℃に
おける強度と靭性との両方兼ね備えたものではない。
ることが公知である。しかし、この材料では450℃に
おける強度と靭性との両方兼ね備えたものではない。
従来、ガスタービンホイール及び蒸気タービンロータに
はlCr−lMo 0.25V @が広く用いられて
いるが、この450℃、10’h クリープ破断強度
は29〜39kg/mn”であり、高温・高速ガスター
ビンホイール材としては高温強度不足である。また前述
の現有12Cr系耐熱鋼でも、12Cr−IMo−IW
−0,25V鋼ではクリ分であるがクリープ破断強度不
足である。
はlCr−lMo 0.25V @が広く用いられて
いるが、この450℃、10’h クリープ破断強度
は29〜39kg/mn”であり、高温・高速ガスター
ビンホイール材としては高温強度不足である。また前述
の現有12Cr系耐熱鋼でも、12Cr−IMo−IW
−0,25V鋼ではクリ分であるがクリープ破断強度不
足である。
本発明の目的は、450〜500℃で高いクリープ破断
強度と室温で高い靭性を有する耐熱鋼を提供することに
ある。
強度と室温で高い靭性を有する耐熱鋼を提供することに
ある。
本発明は、450℃、10”h クリープ破断強度5
0kg/nwn”以上、室温Vノツチシャルピー衝撃吸
収エネルギー3 kg −m以上の高強度・高靭性芝有
し、以下のイ6イ維入(豊量りL[T)。
0kg/nwn”以上、室温Vノツチシャルピー衝撃吸
収エネルギー3 kg −m以上の高強度・高靭性芝有
し、以下のイ6イ維入(豊量りL[T)。
G 0.07〜0.16% V 0.1〜0.
3%Si0.3%以下 Nb又は/及びT a 0.0
3〜0.15%Mn1.5%以下 N 0.02〜
0.10%Ni ]、33〜1.9%残部 Fs (、r9 〜13 % Mo 1.3〜1.9% また次に示す式で計算されるCr当量が10以下に成分
調整し、金属組織をδフェライトが含まない焼戻しマル
テンサイト組織tこすることにより、使用中脆化が著し
く少なくなることも究明された。
3%Si0.3%以下 Nb又は/及びT a 0.0
3〜0.15%Mn1.5%以下 N 0.02〜
0.10%Ni ]、33〜1.9%残部 Fs (、r9 〜13 % Mo 1.3〜1.9% また次に示す式で計算されるCr当量が10以下に成分
調整し、金属組織をδフェライトが含まない焼戻しマル
テンサイト組織tこすることにより、使用中脆化が著し
く少なくなることも究明された。
Cr当量=−40C−ZMn−4Ni−3ON−2Co
+68i十Cr +4Mo +1.5W+11V+5N
b +2.5T a(ここで成分は重量%) さらに上記組成にCOを添加すると衝撃吸収エネルギー
が若干低くなるもののクリープ破断強度が向上すること
、Nbの代わりにTaを添加しても本発明の目的が達成
されることが実験的に求明された。
+68i十Cr +4Mo +1.5W+11V+5N
b +2.5T a(ここで成分は重量%) さらに上記組成にCOを添加すると衝撃吸収エネルギー
が若干低くなるもののクリープ破断強度が向上すること
、Nbの代わりにTaを添加しても本発明の目的が達成
されることが実験的に求明された。
本発明鋼の熱処理はまず完全なオーステナイトに変態す
るに充分な温度、最低1000℃、最高1100℃に均
一加熱し全マルテンサイト組織が得られる100℃/h
以上、好ましくは350〜bの温度に加熱保持し第1次
焼戻しし、次いで550℃〜630℃の温度に加熱保持
し第2次焼戻しを行う。焼入れは油中、水噴霧等によっ
て行われる。
るに充分な温度、最低1000℃、最高1100℃に均
一加熱し全マルテンサイト組織が得られる100℃/h
以上、好ましくは350〜bの温度に加熱保持し第1次
焼戻しし、次いで550℃〜630℃の温度に加熱保持
し第2次焼戻しを行う。焼入れは油中、水噴霧等によっ
て行われる。
高速回転体の破壊要因の一つに脆性破壊が上げられる。
この脆性破壊に対する抵抗はVノツチシャルピー衝撃吸
収エネルギーの高い材料はど優れている。高温回転体で
最も重要なのはクリープ破断強度であり、設計許容応力
は10万時間クリープ破断強度で決定することが多い。
収エネルギーの高い材料はど優れている。高温回転体で
最も重要なのはクリープ破断強度であり、設計許容応力
は10万時間クリープ破断強度で決定することが多い。
そこで本発明材の高温強度は一例として高温・高速ガス
タービンディスク材のメタル温度である4 50℃にお
ける1−O万時間クリープ破断強度が50 kg/ m
m2以上有しなければならない。好ましくは53 kg
/ mm”以上である。また、ガスタービンディスクは
起動時は室温であるので、室温で急速回転による強い衝
撃を受けることから室温でのVノツチシャルビ−値が3
kg −m以上でなければならない。好ましくは4
kg −m以上である。更に、好ましくは高速回転を受
け、メタル温度が約300℃で最大熱応力が発生するの
で、0.02%耐力が70kg/m”以上有するものが
好ましい。50%衝撃脆性破面遷移温度が40℃以下が
好ましく特に30℃以下がよい。
タービンディスク材のメタル温度である4 50℃にお
ける1−O万時間クリープ破断強度が50 kg/ m
m2以上有しなければならない。好ましくは53 kg
/ mm”以上である。また、ガスタービンディスクは
起動時は室温であるので、室温で急速回転による強い衝
撃を受けることから室温でのVノツチシャルビ−値が3
kg −m以上でなければならない。好ましくは4
kg −m以上である。更に、好ましくは高速回転を受
け、メタル温度が約300℃で最大熱応力が発生するの
で、0.02%耐力が70kg/m”以上有するものが
好ましい。50%衝撃脆性破面遷移温度が40℃以下が
好ましく特に30℃以下がよい。
本発明のガスタービンディスクに係るマルテンサイト鋼
は全焼戻しマルテンサイト組織を有しており、前述の組
成に対して、W2%以下、AQO12%以下、Ti0.
5%以下、Zr0.5%以下、その他Ca、Y、La、
Ce等の希土類元素0.3%以下の少なくとも1種を含
むことができる。更り、−Wo、2〜1.0%、Al1
10.01〜0.1%、Ti 0.05〜0.2%、Z
r0.05〜0.2%、Ca、Y、La、Ce等の希土
類元素0.05〜0.15%の少なくとも1種含むこと
が好ましい。
は全焼戻しマルテンサイト組織を有しており、前述の組
成に対して、W2%以下、AQO12%以下、Ti0.
5%以下、Zr0.5%以下、その他Ca、Y、La、
Ce等の希土類元素0.3%以下の少なくとも1種を含
むことができる。更り、−Wo、2〜1.0%、Al1
10.01〜0.1%、Ti 0.05〜0.2%、Z
r0.05〜0.2%、Ca、Y、La、Ce等の希土
類元素0.05〜0.15%の少なくとも1種含むこと
が好ましい。
本発明のマルテンサイト系鋼の成分範囲限定理由につい
て説明する。Cは高い引張強さと耐力を得るために最低
0.07%必要である。しかしありま多くすると、高温
に長時間さらされた場合に金属組織が不安定になり、ク
リープ強度を低下させるので0.16%以下が好ましい
。最も0.09〜0.13% が好ましい。
て説明する。Cは高い引張強さと耐力を得るために最低
0.07%必要である。しかしありま多くすると、高温
に長時間さらされた場合に金属組織が不安定になり、ク
リープ強度を低下させるので0.16%以下が好ましい
。最も0.09〜0.13% が好ましい。
Siは脱酸剤、Mnは脱酸・脱硫剤として鋼の溶製の際
に添加するものであり、少量でも効果がある。Siはδ
フェライト生成元素であり、多量解法などによればSl
添加の必要がない。Siは最も0.07%以下が好まし
い。多量のMn添加は高温強度を低下させるので1.5
%以下が好ましい。特に0.5〜0.9%が好ましい。
に添加するものであり、少量でも効果がある。Siはδ
フェライト生成元素であり、多量解法などによればSl
添加の必要がない。Siは最も0.07%以下が好まし
い。多量のMn添加は高温強度を低下させるので1.5
%以下が好ましい。特に0.5〜0.9%が好ましい。
Crは耐食性と高温強度を高めるが13%を越えて添加
するとδフェライト組織生成の原因になる。8%より少
ないと耐食性及び高温度が不十分なので、Crは8〜1
3%が好ましい。特に10.5〜11.5% が好まし
い。
するとδフェライト組織生成の原因になる。8%より少
ないと耐食性及び高温度が不十分なので、Crは8〜1
3%が好ましい。特に10.5〜11.5% が好まし
い。
MOは固溶及び析出強化作用によってクリープ破断強度
を高めると同時に脆化防止効果がある。
を高めると同時に脆化防止効果がある。
1.0%未満ではクリープ破強度向上効果が不十分であ
り、2.5%を越えるとδフェライト生成原因になる。
り、2.5%を越えるとδフェライト生成原因になる。
1.3〜1.9%が好ましい。特に1.45〜1.75
が好ましい。
が好ましい。
■及びNbは炭化物及び窒化物を析出し高温強度を高め
ると同時に靭性向上効果がある。7011%及びNb0
.03%未満ではその効果が不十分であり、Vo、3%
及びNb0.15% を越えるとδフェライト生成の原
因となると共にクリープ破断強度が低下傾向を示すよう
になる。特にVO115〜0.20%、Nb0.04〜
0.08%が好ましい。
ると同時に靭性向上効果がある。7011%及びNb0
.03%未満ではその効果が不十分であり、Vo、3%
及びNb0.15% を越えるとδフェライト生成の原
因となると共にクリープ破断強度が低下傾向を示すよう
になる。特にVO115〜0.20%、Nb0.04〜
0.08%が好ましい。
Niは靭性を高め、かつδフェライト生成の防止効果が
あるが、1.3%以下ではその効果が十分でなく、2.
3% を越えるとクリープ破断強度を低下させる。1.
4〜2.0%が好ましく、特に1.5% を越えるNi
量が好ましい。
あるが、1.3%以下ではその効果が十分でなく、2.
3% を越えるとクリープ破断強度を低下させる。1.
4〜2.0%が好ましく、特に1.5% を越えるNi
量が好ましい。
Co添加は靭性を若干低める作用があるものの、固溶強
化作用によりクリープ強度を高める効果があり、4%以
下含有される。またδフェライト生成防止効果もある。
化作用によりクリープ強度を高める効果があり、4%以
下含有される。またδフェライト生成防止効果もある。
好ましくは1.5%以上ではクリープ破断強度向上効果
が高く、4%を越える添加は靭性を著しく低下させる。
が高く、4%を越える添加は靭性を著しく低下させる。
Wは2%以下でクリープ破断強度向上効果があるが0.
1%以下では十分でなく、0.2%〜1.0%が好まし
く、特に0.5%以下が好ましい。
1%以下では十分でなく、0.2%〜1.0%が好まし
く、特に0.5%以下が好ましい。
TaはNbと同じくクリープ強度及び靭性向上効果があ
る。0.03%未満ではその効果が不十分であり、0.
15% を越えるとδフェライト生成の原因になる。
る。0.03%未満ではその効果が不十分であり、0.
15% を越えるとδフェライト生成の原因になる。
〔発明の実施例]
第1表に示す組成の試料をそれぞれ10kg溶解し、
1150℃に加熱し鍛造し実験素材とした。この素材に
第1表に示すような熱処理を施した。熱処理後の素材か
らクリープ破断試験片引張試験片及びVノツチシャルピ
ー衝撃試験片を採取し実験した。
1150℃に加熱し鍛造し実験素材とした。この素材に
第1表に示すような熱処理を施した。熱処理後の素材か
らクリープ破断試験片引張試験片及びVノツチシャルピ
ー衝撃試験片を採取し実験した。
第1表において、賦香1,3,4及び5は水弁明材であ
り、Nα2,6及び7は比較材である。比較材6はガス
タービンホイール及び蒸気タービンブレードに使用され
ている材料である。
り、Nα2,6及び7は比較材である。比較材6はガス
タービンホイール及び蒸気タービンブレードに使用され
ている材料である。
第2表はこれら試料の機械性試験結果を示す。
引張強さ及び耐力は室温(20℃)での値である。
表に示すように、比較のNα5の衝撃吸収エネルギ特に
450.10”h クリープ破断強度が53.8kg
/ mm ”以上と高く、更に衝撃吸収エネルギーが
平均で3 、6 kg −m以上と高く、高温・高圧ガ
スタービン用材とし必要な強度・靭性を十分満足するこ
とが確認された。その他第3表に示すように300℃で
の引張強さ、0.02%耐力、伸び及び絞り、更に50
0℃、10δh クリープ破断強度においても本発明に
係る鋼は比較のものにくらべ顕著に優れている。
450.10”h クリープ破断強度が53.8kg
/ mm ”以上と高く、更に衝撃吸収エネルギーが
平均で3 、6 kg −m以上と高く、高温・高圧ガ
スタービン用材とし必要な強度・靭性を十分満足するこ
とが確認された。その他第3表に示すように300℃で
の引張強さ、0.02%耐力、伸び及び絞り、更に50
0℃、10δh クリープ破断強度においても本発明に
係る鋼は比較のものにくらべ顕著に優れている。
(l幻
第1図は、本発明に係るマルテンサイト鋼のNi量と4
50℃、10”h クリープ破断強度との関係を示す
線図である。図に示す如く、Ni含有量が2%付近まで
は55kg/mn”のほぼ一定の強度を有し、2.3%
以下で50 kg/ mm2以上の強度を有するが、2
.3%を越える含有量では急激に強度が低下する。
50℃、10”h クリープ破断強度との関係を示す
線図である。図に示す如く、Ni含有量が2%付近まで
は55kg/mn”のほぼ一定の強度を有し、2.3%
以下で50 kg/ mm2以上の強度を有するが、2
.3%を越える含有量では急激に強度が低下する。
第2図は同じ<Ni量とVノツチシャルピー衝撃値との
関係を示す線図である。図に示す如く、Ni含有量の増
加によって衝撃値が急増し、特に1.3%以上での効果
が大きいことが明らかである。更に、1.4〜1.6%
における衝撃値の向上が顕著であり、これ以上での効果
が顕著である。
関係を示す線図である。図に示す如く、Ni含有量の増
加によって衝撃値が急増し、特に1.3%以上での効果
が大きいことが明らかである。更に、1.4〜1.6%
における衝撃値の向上が顕著であり、これ以上での効果
が顕著である。
第3図は(Ni/C)比とクリープ破断強度との関係を
示す。図に示す如く、(N i / C)比とクリープ
破断強度との間に密接な関係があり、(N i / C
)比が7〜16のときに最も強度が高いものが得られる
ことが分る。
示す。図に示す如く、(N i / C)比とクリープ
破断強度との間に密接な関係があり、(N i / C
)比が7〜16のときに最も強度が高いものが得られる
ことが分る。
本発明によれば、450〜500℃クリープ破断強度及
び室温衝撃吸収エネルギーが著しく優れており、450
〜500℃で使用する高速回転体用材料として顕著な効
果が得られる。
び室温衝撃吸収エネルギーが著しく優れており、450
〜500℃で使用する高速回転体用材料として顕著な効
果が得られる。
第1図はNi量とクリープ破断強度との関係を示す線図
、第2図はNi量と衝撃値との関係を示す線図及び第3
図は(Ni/C)比とクリープ破断強度との関係を示す
線図である。
、第2図はNi量と衝撃値との関係を示す線図及び第3
図は(Ni/C)比とクリープ破断強度との関係を示す
線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量比で、C0.07〜0.16%、Si0.3%
以下、Mn1.5%以下、Ni1.3〜1.9%、Cr
8〜13%、Mo1.3〜1.9%、V0.1〜0.3
%、Nb及びTaの単独又は複合で0.03〜0.15
%及びN0.02〜0.10%を含有し、残部がFeか
らなる鋼であつて、該鋼は450℃、10^5時間クリ
ープ破断強度が50kg/mm^2以上、25℃、Vノ
ツチシヤルピー衝撃値が3kg−m以上の特性を有する
ことを特徴とする耐熱鋼。 2、重量比で、C0.07〜0.16%、Si0.3%
以下、Mn1.5%以下、Ni1.3〜1.9%、Cr
8〜13%、Mo1.3〜1.9%、V0.1〜0.3
%、0.03〜0.15Nb及びTaのいずれか又は両
方を0.03〜0.15%、N0.02〜0.10%、
Co4%以下及びW0.1〜0.5%の単独又は複合で
含有し、残部がFlからなる鋼であり、該鋼は450℃
、10^5hクリープ破断強度が50kg/mm^2以
上を、25℃、Vノツチシヤルピー衝撃吸収エネルギー
が3kg−m以上である特性を有することを特徴とする
耐熱鋼。 3、特許請求の範囲第1又は第2項記載において、前記
鋼はδフェライト量が実質的に零である全焼戻しマルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼。 4、特許請求の範囲第1項〜第3項に記載のいずれかに
おいて、次式で計算されるCr当量が9以下である成分
が調整される耐熱鋼。 [Cr当量=−40C−2Mn−4Ni−30N−2C
o+6Si+Cr+4Mo+1.5W+11V+5Nb
+2.5Ta]5、特許請求の範囲第1項〜第3項に記
載のいずれかにおいて、前記鋼は、完完全なオーステナ
イトに変態するに充分な温度1000℃〜1100℃に
均一加熱され、該温度より全マルテンサイト組織が得ら
れる100℃/h以上の速度で急冷され、次いで450
℃〜600℃の温度に加熱保持する第1次焼戻し及び5
50℃〜650℃の温度に加熱・保持する第2次焼戻し
が施され、450℃、10^5hクリープ破断強度が5
0kg/mm^2を、Vノツチシヤルピー衝撃吸収エネ
ルギーが3kg−m以上の特性が得られるように熱処理
されている耐熱鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22358685A JPS6283449A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22358685A JPS6283449A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐熱鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6283449A true JPS6283449A (ja) | 1987-04-16 |
Family
ID=16800485
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22358685A Pending JPS6283449A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6283449A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03153848A (ja) * | 1989-11-13 | 1991-07-01 | Toshiba Corp | 耐熱鋼 |
JPH0472039A (ja) * | 1990-07-12 | 1992-03-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
-
1985
- 1985-10-09 JP JP22358685A patent/JPS6283449A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03153848A (ja) * | 1989-11-13 | 1991-07-01 | Toshiba Corp | 耐熱鋼 |
JPH0472039A (ja) * | 1990-07-12 | 1992-03-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
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