KR100353300B1 - 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법 - Google Patents

고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100353300B1
KR100353300B1 KR1019950056244A KR19950056244A KR100353300B1 KR 100353300 B1 KR100353300 B1 KR 100353300B1 KR 1019950056244 A KR1019950056244 A KR 1019950056244A KR 19950056244 A KR19950056244 A KR 19950056244A KR 100353300 B1 KR100353300 B1 KR 100353300B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
temperature
rotor
toughness
low pressure
pressure
Prior art date
Application number
KR1019950056244A
Other languages
English (en)
Other versions
KR960027156A (ko
Inventor
야스히꼬 다나까
야스미 이께다
쯔까사 아즈마
마사유끼 야마다
요이찌 쯔다
Original Assignee
가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼
가부시끼가이샤 도시바
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼, 가부시끼가이샤 도시바 filed Critical 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼
Publication of KR960027156A publication Critical patent/KR960027156A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100353300B1 publication Critical patent/KR100353300B1/ko

Links

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F01D5/286—Particular treatment of blades, e.g. to increase durability or resistance against corrosion or erosion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/38—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for roll bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2230/00—Manufacture
    • F05D2230/20—Manufacture essentially without removing material
    • F05D2230/25—Manufacture essentially without removing material by forging

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

1. 청구범위에 기재된 발명이 속한 기술분야
본 발명은 발전기등의 터빈 회전자용 샤프트에 유용한 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법에 관한 것이다.
2. 발명이 해결하려고 하는 기술적 과제
발전기등에 대한 효율성을 향상시키도록 하기 위하여 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자에 대해 요구되는 조건들은 엄밀히 제한되었었다. 무엇보다도, 인성을 보다 더 향상시키고자 하는 바램이 강력하게 대두되었다. 그에따라 아우스테나이트 조직(austenitic grain)의 크기를 정제화하는 것이 인성의 향상에 효과적이라는 사실이 공지된 바 있으며, 종래의 경우 그 재료에 있어 조성을 선택함에 의하여 결정체 조직을 정제하는 방법이 인습적으로 사용되어왔다. 그러나, 그 조성을 선택함으로써만 인성을 보다 더 향상시키려함은 어려운 일이다.
본 발명은 상기 상황에 비추어 마련되었으며, 제조단계의 설비에 의해 아우스테나이트 조직의 크기를 정제화시킬수있는 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자를 제조함으로써 저온 인성을 향상시키는 방법을 제공한다.
3. 발명의 해결방법의 요지
고압 및 저압 토합형 터빈 회전자를 제조하는 본 발명의 방법에 따르면, 철을 기본으로 하는 Cr-Mo-V형 합금으로 구성된 회전자 퍼짐을 1000-1150℃의 온도에서 표준화처리시키며, 표준화처리공정의 온도로부터 온도를 냉각시키는 도중에650-750℃의 온도로 유지시켜 회전자 퍼징의 조직을 펄라이트로 전이시키며, 920-950℃에서 1회 이상 표준화처리시킨키후에 고압부 혹은 중압부에 대응하는 회전자 퍼징의 부분들을 940-1020℃에서 쇠담금질시키고 저압부에 대응하는 부분은 850-940℃에서 쇠담금질시키고, 이어 회전자 퍼징을 550-700℃에서 1회 이상 불린다. 따라서, 고압부 및 중압부에서의 크리프 고강도를 얻을수있으며 동시에 저압부에서의 인성이 격렬하게 향상된다.
4. 발명의 중요한 용도
발전기등의 터빈 회전자에 사용된다.

Description

고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법
본 발명은 발전기등의 터빈 회전자용 샤프트에 유용한 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법에 관한 것이다.
터빈 회전자의 하나로서, 고압부로부터 저압부에 이르기까지의 부분(portion)들이 통합되어진 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자가 공지된바있다. 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자는 고온하에서의 가압증기 및 고압에서부터 저압에 이르기까지의 압축증기에 노출되며, 따라서 이러한 가혹한 작업 환경들을 잘 견뎌내도록 상기 터빈 회전자는 고온에서의 뛰어난 크리프(creep) 강도 및 저온 인성(靭性)을 갖도록 요구되어진다.
종래에는 이러한 관점하에서, 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자에 적합한 재료로서 Cr-Mo-V형 저합금강(low alloy steel)이 개발된바 있으며, 더구나 이러한 재료를 향상시킨 저합금강이 JP-B-54-19370(여기서 사용된 "JP-B"란 용어는 "심사된 일본 특허공보"를 의미한다), JP-A-63-157839(여기서 사용된 "JP-A"란 용어는 "미심사된 일본 특허공보"를 의미한다), 및 JP-A-3-130502에 기술되어있다.
고압 및 저압 통합형 터빈 회전자를 제조함에 있어서, 상기 합금강을 주조하고 지정 회전자의 형태로 불려서 만든다음 900℃ 이상의 열을 가하여 표준화(normalizing) 열처리 및 용해 열처리하고 쇠담금질(quenching)한다음 여러번 다시 불린다. 또한, 고압부 및 쿵압부(中壓部)에서의 용해 열처리 온도 및 저압부에서의 용해 열처리 온도를 변화시킴에 의하여, 각 압력부들이 작동환경에 적합할 수있는 미세구조(microstructure)로 조정되어진다는 사실도 제시되어있다(JP-B-62-60447등).
상술된 바와같이, 터빈 회전자의 제조에 있어서, 구성물의 부분품 및 각 압력부에 대한 적합한 용해 열처리 온도의 변화, 및 고온 크리프 강도와 저온 인성을 향상시키도록 하기위한 기타 수단들은 인습적으로 이루어져 왔으며, 어느정도의 성과를 얻었다. 그러나, 발전기등에 대한 효율성을 향상시키도록 하기 위하여 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자에 대해 요구되는 조건들은 엄밀히 제한되었었다. 무엇보다도, 인성을 보다 더 향상시키고자 하는 바램이 강력하게 대두되었다. 그에따라 아우스테나이트 조직(austenitic grain)의 크기를 정제하는 것이 인성의 향상에 효과적이라는 사실이 공지된 바 있으며, 종래의 경우 그 재료에 있어 조성을 선택함에 의하여 결정체 조직을 정제하는 방법이 인습적으로 사용되어왔다. 그러나, 그 조성을 선택함으로써만 인성을 보다 더 향상시키려함은 어려운 일이다.
본 발명은 상기 상황에 비추어 마련되었으며, 제조단계의 설비에 의해 아우스테나이트 조직의 크기를 정제화시킬수있는 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자를 제조함으로써 저온 인성을 향상시키는 방법을 제공한다.
상기 목적을 해결하기 위하여, 본 발명의 공정은 1000-1150℃의 온도에서 철을 기초로 하는 Cr-Mo-V 형 합금으로 구성된 회전자 퍼징(forging)을 표준화처리하는 공정과, 표준화 처리공정 온도로부터 온도를 냉각시키는 도중 650-730℃에서 온도를 유지시켜 회전자 퍼징의 미세조직을 펄라이트로 전이시키는 공정과, 920-950℃에서 1회 이상 수행되는 표준화-처리후 고압부 또는 중압부에 대응하는 회전자 퍼징의 부분을 940-1020℃에서 쇠담금질시키고 저압부에 대응하는 부분을 850-940℃에서 쇠다금질시키는 공정, 및 회전자 퍼징을 550-700℃에서 1회 이상 다시 불리는 공정(tempering)을 포함한다.
본 발명의 제 2 견해는 본 발명의 공정이며, 여기서 회전자 퍼징의 조성은 C 0.1-0.35%, Si 0.3% 이하, Mn 1% 이하, Ni 1-2%, Cr 1.5-3%, Mo 0.9-1.3%, V 0.1-0.35%, Nb 0.01-0.15%, W 0.1-1.5%, 나머지 량의 철, 및 피할수없는 불순물을 함유하고, 이들 모두는 중량%를 기준으로한다.
본 발명의 제 3 견해는 본 발명의 제 2 견해의 공정이며, 중량을 기준으로 P 0.005% 이하, S 0.005% 이하, As 0.008% 이하, Sb 0.004% 이하, Sn 0.008% 이하의 량은 피할수없는 불순물의 함량을 포함하고 있고, 이들 모두는 중량%를 기준으로한다.
제 1도는 회전자 퍼징에 대한 50% 분쇄현상 전이온도(FATT: fracture appearance transition temperature) 및 2mmV 새김눈 차피 충격실험(2mmV notchCharpy impact test)의 측정결과를 도시한 것이며, 이는 표준화 온도를 변경시켜 열처리한 후 측정된 것이다.
즉, 본 발명에 따르면, 표준화처리후 냉각도중 상술된 온도에서 그 온도를 유지시킴에 의하여 펄라이트의 전이가 진행된다. 이러한 이유로, 결정체 조직은 그후 아우스테나이트화(austenitizing)를 위한 가열시 격렬하게 정제된다. 더구나, 펄라이트 전이를 위한 단계후 표준화 열처리 단계에 의해, 850-940℃에서 쇠담금질되는 저압부에 대응하는 부분에서 결정체 조직은 정제되며, 결정체 조직이 정제되어지고 미세한 카바이드가 균질하게 침전 및 분산되어진 최적의 미세조직이 얻어짐으로써 인성이 격렬하게 향상된다.
처리조건을 이제 기술하고자한다.
표준화 열 처리:
퍼징후, 회전자 퍼징을 1000-1150℃, 바람직하게는 1050-1100℃에서 표준화 열처리하여 퍼징에 기인한 불리한 영향을 제거해준다. 온도가 1000℃ 이하이면 효과는 얻어질수 없지만, 이와 반대로 온도가 1150℃를 초과하면 결정체 조직이 조잡해진다. 이러한 이유로, 온도는 상기 범위에 조정된다.
펄라이트-처리 :
표준화처리 온도로부터 냉각되는 동안, 미세조직이 펄라이트로 전이되도록 650-730℃의 온도로 유지시켜줌으로써 후에 아우스테나이트(austenite)로 전이되는 동안 결정체 조직이 격렬하게 정제되어진다. 펄라이트로 전이될수있는 온도범위가 650-730℃인 까닭에, 즉 온도가 650℃ 이하이거나 730℃ 이상을 유지한다 하더라도펄라이트 전이는 진행되지 않으므로,온도는 상기 범위로 제한된다.
표준화-처리 :
회전자 퍼징을 펄라이트-처리시킨다음, 추후로 920-950℃의 온도, 바람직하게는 920-935℃의 온도에서 한번 이상 표준화-처리시킴으로써, 후처리되어질 쇠담금질 단계에서 저압부대 대응하는 부분에서 미세조직을 갖는 최적 미세조직이 얻어질수있다. 표준화 열처리가 수행되지 않거나 혹은 920℃ 이하의 온도에서 수행된다면, 아우스테나이트 조직내에서 분리되어지고 합체되어진 시멘타이트와 같은 모든 카바이드가 용해될수 없으며 표준화-처리후 조잡한 카바이드가 남게된다. 결론적으로, 후처리되어질 가열 정련공정후 좋지않은 인성이 얻어질수있다. 또한, 상기 경우에 있어서 카바이드의 용융공정이 불완전한 까닭에, 쇠담금질시킨 후 불림에 의하여 물질의 연화가 용이하게 일어나며, 이는 고강도 및 고인성을 갖는 미세조직을 얻는데 장애가 된다. 제 1도는 표준화 온도를 변화시키고 대규모의 HLP 회전자의 중앙부에 대응하는 부분을 모의 냉각실험하고, 그런다음 동일 조건하에서 다시 불리는 열처리후에 50% 분쇄현상 전이온도(FATT: fracture appearance transition temperaturc) 및 2mmV 새김눈 차피 충격실험(2mmV notch Charpy impact test)의 측정결과를 도시한 것이다. 이들 특성은 표준화 조건에 따라 크게 변하는 것으로 입증된바 있으며, 양호한 인성은 920-950℃의 온도범위에서 얻어진다. 달리 말하자면, 가열온도가 950℃ 이상일 경우에는, 가열정련 공정후 조직의 크기에 영향을 미치는 표준화공정중 조직이 증대된다. 결론적으로, 표준화공정은 상기 온도범위에서 수행되어진다.
열 쇠담금질 공정 온도 :
고압부 및 중압부 : 940-1020℃, 바람직하게는 945-980℃
저압부 : 850-940℃, 바람직하게는 880-920℃
고압부 및 중압부에서의 가열온도 그리고 저압에서의 가열온도, 고압부 및 중압부에 대응하는 부분에서의 가열온도의 차이에 의하여, 충분한 크리프 강도가 달성되며, 반면에 저압부에 대응하는 부분에서 저압 인성이 달성된다. 만일 고압부 및 중압부에서 아우스테나이트화 온도가 940℃ 이하이면, 충분한 크리프 강도가 얻어질수없다. 이와 반대로, 만일 온도가 1020℃를 초과하면 크리프 연성(延性)이 감소된다. 결론적으로, 온도는 상기 범위로 조정된다. 또 한편으로는, 만일 저압부에서 아우스테나이트화 온도가 850℃ 이하이민, 최적의 미세조직이 얻어질 수 없으며, 그 온도가 940℃를 초과하게 되면 아우스테나이트 조직의 크기가 증대됨으로써 저온 인성이 감소되어진다. 결론적으로, 온도는 상기 범위에서 조정된다.
고압부 및 중압부에서의 아우스테나이트화 온도는 저압부에서의 아우스테나이트화 온도보다 20-100℃ 더 높은 온도에 조정되는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 작용 및 효과를 충분히 얻기 위함이다. 따라서, 이들 온도의 차이는 20℃ 혹은 그 이상인 것이 요구되며, 만일 온도차가 100℃를 초과하면 생성되기가 어려워진다.
쇠담금질시 냉각속도는 고압부 및 중압부 그리고 저압부와 다른것이 바람직하다. 대표적으로는, 양호한 고온 크리프 강도를 얻기위하여 고압부 및 중압부에 대응하는 부분들이 공기 충격속도보다 더 낮은 냉각속도에서 쇠담금질되어야 하는데, 그 이유는 만일 공기 충격속도를 초과하는 냉각 속도로 쇠담금질될 경우 저온에서 전이되는 바이나이트(bainite) 량의 비가 증가되며 또 충분한 고온 크리프 강도가 얻어질수 없기 때문이다. 양호한 저온 인성을 얻기 위하여 저압부에 대응하는 부분은 오일 냉각 속도를 초과하는 냉각속도에서 쇠담금질되어야 하는데, 그 이유는 만일 오일 냉각속도보다 더 낮은 냉각속도로 쇠담금질시킬 경우 중앙부에서 페라이트 또는 고온 전이 바이나이트를 포함하는 미세조직이 얻어지며 따라서 양호한 저온 인성이 얻어질수 없기 때문이다.
불림공정 온도 : 550-700℃
550-700℃에서 회전자 퍼징을 한번 혹은 그 이상 다시 불림으로써 원하는 강도를 얻을수 있었다. 만일 550℃ 이하의 온도에서 불림 공정을 수행한다면, 충분한 불림 효과를 얻을수 없으며,따라서 양호한 인성을 얻을수없다.
이와 반대로, 만일 불림 공정 온도가 700℃를 초과하는 경우, 원하는 어떠한 강도도 얻을수 없다. 결론적으로, 불림 공정 온도는 상기 범위로 조정된다.
본 발명의 제 2 또는 제 3 견해에서 기술된 회전자 퍼징은 상기 제조공정에 적용하기 적합하며, 상당한 효과를 얻을수있다. 이러한 경우에 있어서, 인장(引張)강도, 고온 크리프 강도, 및 저온 인성이 뛰어난 터빈 회전자가 얻어질수있다. 이들 회전자 퍼징들의 성분을 제한하는 이유를 이제 기술하고자한다.
C : 0.1∼0.35%
C는 냉각되는 동안에 아우스테나이트 상을 안정시키고 인장 강도가 증가되도록 카바이드를 형성한다. 이들 효과를 나타내기 위하여, C를 0.1% 이상의 량으로함유할 필요가 있다.
그러나, 만일 그 량이 0.35%를 초과하면, 과도한 량의 카바이드가 형성되며, 이는 인장 강도 뿐만 아니라 인성도 감소시키는 결과를 가져온다. 결론적으로, C의 량은 0.1-0.35%, 바람직하게는 0.18-0.3% 범위로 제한된다.
Si: 0.3% 이하
Si는 산소 포착제(摘捉劑)로서 용융공정시 첨가된다.
만일 다량의 Si를 첨가할 경우, Si의 일부가 그 산화물로서 스틸에 남아 인성에 나쁜 영향을 미치게된다. 결론적으로, Si 함량의 상한선은 0.3%, 보다 바람직하게는 0.1%로 제한된다.
Mn: 1% 이하
Mn 은 산소 포착제 및 탈황제(脫黃國)로서 용융공정시 첨가된다. 만일 다량의 Mn 을 첨가하면 인성이 감소되기 때문에, 그 함량의 상한선은 1%, 보다 바람직하게는 0.7%로 제한된다.
Ni: 1∼2%
Ni 는 아우스테나이트를 형성하기 위한 원소이고, 열 쇠담금질중에 아우스테나이트 상을 안정화시켜주며 쇠담금질 공정 및 냉각공정중에 페라이트 상의 형성을 방지해 주는데 효과적이다. 더구나, Ni 는 인장 강도 및 인성을 향상시켜주는 데 효과적이다. 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자로서 요구되는 인장 강도 및 인성을 얻기 위하여, 1% 이하의 Ni 량을 함유하는 것이 필요하다. 그러나, 만일 2%를 초과하는 량이 함유되어 있다면, 크리프 파열 강도가 감소되며 고온에서 부셔지기 쉬운성질이 가속화되는 경향이 있게된다. 결론적으로, Ni의 함량은 1-2%, 보다 바람직하게는 1.3-1.8%의 범위로 제한된다.
Cr: 1.5∼3%
Cr은 산화반응을 방지하며, 스틸의 쇠담금질을 증가시켜주고, 인장 강도 및 인성을 향상시켜주기에 효과적인 원소이다. 이러한 목적 때문에, Cr 의 함량은 1.5% 이상인 것이 요구되지만, 만일 3%를 초과하면 인성 및 인장 강도가 감소되며, 동시에 샤프트 고링(shaft goring) 특성이 감소된다. 결론적으로, Cr 함량은 1.5-3%, 보다 바람직하게는 1.8-2.5%의 범위로 제한된다.
Mo : 0.9∼1.3%
Mo 는 스틸의 쇠담금질성을 증가시키며, 인장 강도 및 크리프 파열 강도를 향상시키기에 효과적인 원소이다. 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자에 요구되는 인장 강도 및 크리프 파열 강도를 얻기 위하여 필요한 Mo 함량은 0.9% 이상이다. 또 한편으로는, Mo함량이 1.3% 를 초과할 경우,크리프 파열 강도가 감소되고, 인성이 상당히 감소되며, 터빈 회전자의 중앙부에서 부품의 편석(偏析), 특히 C 의 편석이 상당히 확고해진다. 결론적으로, Mo 함량은 0.9-1.3%, 보다 바람직하게는 1.0-1.2%의 범위로 제한된다.
V : 0.1∼0.35%
V는 쇠담금질성 및 크리프 파열 강도를 향상시키며 결정체 조직을 정제화하기에 효과적인 원소이다. 이러한 결과를 나타내기위해 요구되는 V의 함량은 0.1% 이상이다. 그러나, 그 함량이 0.35%를 초과하면, 인성 및 인장 강도는 감소된다.결론적으로, V의 함량은 0.1-0.35%, 보다 바람직하게는 0.15-0.30%의 범위로 제한된다.
Nb : 0.01∼0.15%
Nb는 결정체 조직을 정제화하기에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위해 요구되는 Nb 함량은 0.01% 이상이다. 그러나, 만일 0.15%를 초과하면, 조잡한 질소 카바이드가 형성되어 인성이 감소된다. 결론적으로, Nb 함량은 0.01-0.15%, 보다 바람직하게는 0.02-0.10%의 범위로 제한된다.
W: 0.1∼1.5%
W는 고형물 용해반응에 의한 강화를 통해 고온 강도를 향상시켜주기에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위해 요구되는 W 함량은 0.1% 이상이다. 그러나, 만일 1.5%를 초과하면, 크리프 파열 강도 및 인성이 감소된다. 결론적으로, W의 함량은 0.1-1.5%, 보다 바람직하게는 0.2-0.8%의 범위로 제한된다.
피할수없는 불순물 :
고압 및 저압 통합형 회전자가 500℃를 초과하는 고온 환경하에서 사용될 경우, 합금 물질의 강화를 제공하는 정제 카바이드는 집합되어 증대되면서, 점차 강화에 기여하지 못하게되고 인장 강도 및 크리프 파열 강도를 감소시키게된다. 더구나, 350-450℃의 온도범위의 환경하에서 사용될 경우에는 합금 물질내에 함유된 불순물이 조직의 경계에 편석(segregate)되는 경향이 있으며, 이런 현상은 조직 경계의 원자상호간 경의 강도가 약해지게한다. 이는 시간이 경과하면 부셔지는 원인이 된다. 수반되는 불순물에 대한 이러한 관점으로부터, P의 함량이 0.005% 이하이고,S의 함량이 0.005% 이하(바람직하게는 0.001% 이하)이고, As 함량이 0.008% 이하이고, Sb 함량이 0.004% 이하이고, Sn 함량이 0.008% 이하일 경우, 조직 경계 편석의 량이 격렬하게 감소될수 있으며, 동시에 시간이 경과하여 사용하는 중에도 강도 및 인성의 감소가 현저히 억제된다. 그 결과로서, 고압 및 저압 통합형 회전자의 오랜 안정성은 그 수명이 향상되도록 하며, 동시에 부셔져 버리는 위험성도 방지되어서, 회전자를 오랜기간 동안 가동시키는 것을 가능하게 만든다.
실시예
표 1에 열거된 조성을 지닌 시험용 스틸을 진공 용융로에 용해시켜 50kg의 잉곳(ingot)을 제조하였다. 이 잉곳을 1200℃로 가열시키고, 거의 4에 해당하는 퍼징비율로 불려서 터빈 회전자 퍼징으로 제조하고, 표 2에 기재된 열처리를 하였다.
쇠담금질 공정에 있어서는, 분무냉각시 저압부의 중앙부에서의 냉각속도를 추정하여 50℃/h의 냉각속도로 냉각시켰다.
더구나, 쇠담금질 공정후에는 각 부품을 20시간동안 640-660℃로 경화시켰다.
그후, 열처리시킨 시험용 스틸을 재료실험 하였다. 그 결과가 표 3에 기재되어있다. 표 3으로부터 분명히 알수있는 바와같이, 본 발명에 따르면 종래방법에 의하여 얻어진 제품과 비교하여 볼때, 고압부라 가정한 재료의 크리프 강도를 손상시키지 않고도 저압부에서의 중앙부라 가정한 재료의 인성이 향상되었다.
상술된 바와같이, 고압 및 저압 토합형 터빈 회전자를 제조하는 본 발명의방법에 따르면, 철을 기본으로 하는 Cr-Mo-V형 합금으로 구성된 회전자 퍼징을 1000-1150℃의 온도에서 표준화처리시키며, 이 표준화처리공정의 온도로부터 온도를 냉각시키는 도중에 650-750℃의 온도로 유지시켜 회전자 부품의 조직을 펄라이트로 전이시키며, 920-950℃에서 1회 이상 표준화처리시킨후에 고압부 혹은 중압부에 대응하는 회전자 퍼징의 부분들을 940-1020℃에서 쇠담금질시키고저압부에 대응하는 부분은 850-940℃에서 쇠담금질시키고, 이어 회전자 퍼징을 550-700℃에서 1회 이상 불린다. 따라서, 본 발명은 고압부 및 중압부에서 크리프 고강도를 얻을수있으며 동시에 저압부에서 인성이 격렬하게 향상되는 효과를 갖는다. 더구나, 이들 효과는 본 발명의 공정을 수행함에 있어서 상술된 조성을 갖는 터빈 회전자 퍼징이 사용될 경우 상당히 명백해질수있다. 또한, 인장 강도 및 고온 크리프 파열 강도가 우수한 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자가 얻어질 수있다.
제 1도는 회전자 퍼징에 대한 50% FATT 및 2mmV 새김눈 차피 충격실험의 측정결과를 도시한 것이다.

Claims (3)

  1. 철을 기본으로 하는 Cr-Ho-V형 합금으로 구성된 회전자 퍼징을 1000-1150℃의 온도에서 표준화처리시키는 공정과, 표준화처리 공정의 온도로부터 온도를 냉각시키는 도중에 650-730℃의 온도로 유지시켜 회전자 퍼징의 조직을 펄라이트로 전이시키는 공정과, 920-950℃에서 1회 이상 표준화처리시킨키후에 고압부 혹은 중압부에 대응하는 회전자 퍼징의 부분들을 940-1020℃에서 쇠담금질시키고 저압부에 대응하는 부분은 850-940℃에서 쇠담금질시키는 공정, 및 회전자 퍼징을 550-700℃에서 1회 이상 불리는 공정을 포함하는, 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 회전자 퍼징의 조성은 C 0.1-0.35%, Si 0.3% 이하, Mn 1% 이하, Ni 1-2%, Cr 1.5-3%, Mo 0.9-1.3%, V 0.1-0.35%, Nb 0.01-0.15%, W 0.1-1.5%, 나머지 량의 철, 및 피할수없는 불순물을 함유하며, 이들 모두는 중량%를 기준으로 하는것을 특징으로하는 제조방법.
  3. 제 2항에 있어서, P 0.005% 이하, S 0.005% 이하, As 0.008% 이하, Sb 0.004% 이하, 및 Sn 0.008% 이하가 피할수없는 불순물의 함량으로 허용되며, 이들 모두는 중량%를 기준으로 하는것을 특징으로하는 제조방법.
KR1019950056244A 1994-12-26 1995-12-26 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법 KR100353300B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP33669794A JP3461945B2 (ja) 1994-12-26 1994-12-26 高低圧一体型タービンロータの製造方法
JP94-336697 1994-12-26

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR960027156A KR960027156A (ko) 1996-07-22
KR100353300B1 true KR100353300B1 (ko) 2002-12-28

Family

ID=18301871

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019950056244A KR100353300B1 (ko) 1994-12-26 1995-12-26 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US5716468A (ko)
EP (1) EP0719869B1 (ko)
JP (1) JP3461945B2 (ko)
KR (1) KR100353300B1 (ko)
DE (1) DE69523268T2 (ko)
RU (1) RU2136893C1 (ko)

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3898785B2 (ja) * 1996-09-24 2007-03-28 株式会社日立製作所 高低圧一体型蒸気タービン用動翼と高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電システム並びに複合発電プラント
DE60006051T2 (de) * 1999-10-04 2004-07-22 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Niedrig legierter Stahl, Verfahren zu dessen Herstellung und Turbinenrotor
JP4031603B2 (ja) 2000-02-08 2008-01-09 三菱重工業株式会社 高低圧一体型タービンロータ及びその製造方法
US6536110B2 (en) 2001-04-17 2003-03-25 United Technologies Corporation Integrally bladed rotor airfoil fabrication and repair techniques
CN100419094C (zh) * 2005-10-25 2008-09-17 北京机电研究所 消除大型转子锻件混晶缺陷工艺
CN100374584C (zh) * 2005-11-03 2008-03-12 上海保捷汽车零部件锻压有限公司 汽车零部件冷挤压坯料的软化方法
BRPI0815567B8 (pt) 2007-07-17 2021-05-25 Merck Patent Gessellschaft Mit Beschraenkter Haftung anticorpos híbridos anti-alfa v-integrina projetados, proteína de fusão e composição farmacêutica
JP4780189B2 (ja) * 2008-12-25 2011-09-28 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金
CN101787419B (zh) * 2009-12-25 2011-06-08 中原特钢股份有限公司 一种aisi4340钢锻件的热处理工艺
CN102134637B (zh) * 2011-01-18 2012-10-31 上海交通大学 中高合金钢大型锻件的晶粒细化方法
PT2535430T (pt) * 2011-06-15 2019-02-19 Buderus Edelstahl Gmbh Aço ferramenta para ferramentas de conformação de alto desempenho e processo de produção para o mesmo
US9752203B2 (en) * 2011-10-07 2017-09-05 Babasaheb Neelkanth Kalyani Process to improve fatigue strength of micro alloy steels, forged parts made from the process and an apparatus to execute the process
JP6411084B2 (ja) * 2013-09-13 2018-10-24 株式会社東芝 蒸気タービン用ロータの製造方法
CN104946873A (zh) * 2015-06-18 2015-09-30 秦皇岛开发区春光铸造机械有限公司 Lz50钢车轴的锻后热处理工艺
EP3296507B1 (en) * 2015-08-28 2019-11-06 Mitsubishi Heavy Industries Compressor Corporation Method for producing turbine rotor and method for producing turbine
CN107400761B (zh) * 2016-05-20 2019-02-12 上海电气上重铸锻有限公司 先进超超临界转子锻件的热处理方法
CN106929640B (zh) * 2017-04-21 2019-04-09 舞阳钢铁有限责任公司 大厚度高韧性15CrMoR钢板的热处理方法
CN107523678A (zh) * 2017-09-08 2017-12-29 常熟市瑞思知识产权服务有限公司 一种弹簧夹头的热处理工艺
CN108220561A (zh) * 2017-10-24 2018-06-29 常州天山重工机械有限公司 一种细化20CrMoA锻件奥氏体晶粒度的方法
CN109182667A (zh) * 2018-11-13 2019-01-11 东莞市国森科精密工业有限公司 一种40CrNiMoA钢锻件晶粒度改善的方法
CN110484703B (zh) * 2019-08-30 2021-04-13 辽宁福鞍重工股份有限公司 细化厚大截面超低碳马氏体铸钢件晶粒度的热处理工艺
CN112746151A (zh) * 2020-12-30 2021-05-04 安徽省瑞杰锻造有限责任公司 一种50SiMn锻件正火热处理工艺
CN114029436B (zh) * 2021-11-09 2023-11-21 二重（德阳）重型装备有限公司 高强韧性转子中心体的热加工工艺
CN114774630B (zh) * 2022-04-21 2024-05-03 河南中原特钢装备制造有限公司 低成本低合金超高强钢及其制造方法
CN114941104B (zh) * 2022-05-09 2023-08-18 河南中原特钢装备制造有限公司 超高强度30CrNi2MoV锻制钻具材料的热处理工艺
CN114875214A (zh) * 2022-06-01 2022-08-09 东北大学 一种cost-fb2钢大型锻件的热处理方法
CN116262963B (zh) * 2022-12-22 2024-10-11 杭州汽轮动力集团股份有限公司 一种燃气轮机压气机用轮盘锻件及其制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5813608B2 (ja) * 1977-04-15 1983-03-15 株式会社東芝 高低圧−体型蒸気タ−ビンロ−タの製造方法
JPS5644722A (en) * 1979-09-19 1981-04-24 Hitachi Ltd Manufacture of rotor shaft
SU998541A1 (ru) * 1980-05-30 1983-02-23 Предприятие П/Я А-3700 Способ термической обработки крупных поковок
JPS6350419A (ja) * 1986-08-20 1988-03-03 Kobe Steel Ltd 大形鍛鋼品のオ−ステナイト粒微細化方法
JPS6369919A (ja) * 1986-09-10 1988-03-30 Toshiba Corp タ−ビンロ−タの製造方法
JPS63157839A (ja) * 1986-12-19 1988-06-30 Toshiba Corp 蒸気タ−ビンロ−タ
JPH01230723A (ja) * 1988-03-09 1989-09-14 Toshiba Corp タービンロータの製造方法
WO1990004659A1 (en) * 1988-10-19 1990-05-03 Electric Power Research Institute, Inc. MODIFIED 1% CrMoV ROTOR STEEL
US5108699A (en) * 1988-10-19 1992-04-28 Electric Power Research Institute Modified 1% CrMoV rotor steel
JP3215405B2 (ja) * 1989-02-03 2001-10-09 株式会社日立製作所 高低圧一体型蒸気タービン
EP0849434B8 (en) * 1989-02-03 2005-08-10 Hitachi, Ltd. Combined generator system
JPH05195068A (ja) * 1991-10-15 1993-08-03 Japan Steel Works Ltd:The 高低圧一体型タービンロータの製造方法
JPH0641678A (ja) * 1992-07-27 1994-02-15 Toshiba Corp タービンロータ
JPH0658168A (ja) * 1992-08-06 1994-03-01 Hitachi Ltd ガスタービン用圧縮機及びガスタービン
JPH06256893A (ja) * 1993-03-04 1994-09-13 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 高温強度に優れた高靭性低合金鋼

Also Published As

Publication number Publication date
US5716468A (en) 1998-02-10
DE69523268T2 (de) 2002-04-18
JP3461945B2 (ja) 2003-10-27
EP0719869A1 (en) 1996-07-03
RU2136893C1 (ru) 1999-09-10
DE69523268D1 (de) 2001-11-22
EP0719869B1 (en) 2001-10-17
KR960027156A (ko) 1996-07-22
JPH08176671A (ja) 1996-07-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100353300B1 (ko) 고압 및 저압 통합형 터빈 회전자의 제조방법
KR0175075B1 (ko) 증기터빈용 회전자 및 그 제조방법
US5424028A (en) Case carburized stainless steel alloy for high temperature applications
CA2203299C (en) Heat resisting steel and steam turbine rotor shaft
JP3439197B2 (ja) 低合金耐熱鋼及びその熱処理方法並びにタービンロータ
JP3768091B2 (ja) 高強度及び高耐食性のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP4212132B2 (ja) マルテンサイト組織を有するフェライト系耐熱鋼とその製造方法
JP3328967B2 (ja) 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法
JPH05113106A (ja) 高純度耐熱鋼および高純度耐熱鋼からなる高低圧一体型タービンロータの製造方法
JPS5845360A (ja) 耐焼戻脆化性を有する低合金鋼
JPS60165358A (ja) 蒸気タ−ビン高中圧ロ−タ用高強度高靭性鋼
JPH0219425A (ja) タービンロータの製造方法
JPS6031898B2 (ja) タ−ビンロ−タ材
JP3458970B2 (ja) 軸受鋼および軸受部材
JP3662151B2 (ja) 耐熱鋳鋼及びその熱処理方法
JPH0867950A (ja) 強度及び靭性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
EP3255171A1 (en) Maraging steel
JPS61217557A (ja) １２Ｃｒ耐熱鋼
JPS61217554A (ja) １２Ｃｒ耐熱鋼
JPH02149649A (ja) Ｃｒ合金鋼
KR20240006482A (ko) 고강도 및 고연성을 갖는 크롬-몰리브덴 강 및 이의 제조 방법
JPH09194946A (ja) 高低圧一体型タービンロータの製造方法
JPS6017016A (ja) タ−ビンロ−タの熱処理方法
KR100329380B1 (ko) 마르텐사이트계 스테인리스강
JPH03153848A (ja) 耐熱鋼

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20120821

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130822

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140825

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150819

Year of fee payment: 14

EXPY Expiration of term