WO2015163226A1 - 地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法 - Google Patents

地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a turbine rotor material used in a corrosive environment such as hydrogen sulfide, and more particularly to a large-diameter turbine rotor material for geothermal power generation of 1600 mm or more and a manufacturing method thereof.
  • low alloy steel containing Cr and Mo (generally referred to as “1Cr-1Mo steel”) is used as a turbine rotor material for geothermal power generation.
  • This 1Cr-1Mo steel is sufficiently hardened and has the required toughness up to a diameter of 1500 mm.
  • Patent Documents 5 and 6 commonly known 2.25Cr-1Mo steel with an increased amount of Cr is used as a turbine rotor material for thermal power generation.
  • this turbine rotor material is used, even a turbine rotor material having a diameter of 1900 mm can be fully baked.
  • the maximum operating temperature of the turbine rotor material for geothermal power generation is about 250 ° C., and the high temperature creep strength required for the turbine rotor material for thermal power generation is not an essential requirement.
  • stress corrosion cracking SCC becomes a problem.
  • the NCC National Association of Corrosion Engineers shows the SCC resistance of 1Cr-1Mo steel, which is the conventional steel of the turbine rotor material for geothermal power generation, and 2.25Cr-1Mo steel, which is the conventional steel of the turbine rotor material for thermal power generation.
  • TM0177-Method B test method a three-point bending test in a saturated H2S aqueous solution to which 0.5 mass% acetic acid was added was performed. In the test, a test piece of 67.3 ⁇ 4.57 ⁇ 1.52 mm was used, stress was applied in the range of 0.33 ⁇ to 0.70 ⁇ , and immersed in a saturated H 2 S aqueous solution for 720 hours to check for breakage. evaluated. Table 1 shows the test results of test pieces made of 1Cr-1Mo steel and 2.25Cr-1Mo steel.
  • ⁇ is the 0.2% yield strength of the test material.
  • surface shows unbroken and x shows a fracture
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and it is possible to ensure hardenability even when the diameter of the body is 1600 mm or more, and to produce a turbine rotor material for geothermal power generation that is less likely to cause stress corrosion cracking even in a hydrogen sulfide environment. It aims to provide a method.
  • the turbine rotor material for geothermal power generation according to the first invention that meets the above-mentioned object is C: 0.20 to 0.30 mass%, Si: 0.01 to 0.2 mass%, Mn: 0.5 to 1. 5% by mass, Cr: 2.0 to 3.5% by mass, V: More than 0.15% by mass and 0.35% by mass or less, containing a predetermined amount of Ni and Mo, the balance being Fe and inevitable impurities
  • Ni exceeds 0 and is 0.25% by mass or less
  • Mo is 1.05 to 1.5% by mass.
  • the metal structure is free of ferrite and has a bainite uniform structure, thereby ensuring the necessary strength and toughness.
  • the turbine rotor material for geothermal power generation according to the first invention has a diameter of at least 1600 mm, a 0.2% proof stress at room temperature of 685 MPa or more, a Charpy impact absorption energy at room temperature of 20 J or more, and a ductile-brittleness It is preferable to provide a body portion having a transition temperature of 80 ° C. or lower.
  • the upper limit of the diameter is preferably 2200 mm (more preferably 2000 mm).
  • C 0.20 to 0.30 mass%
  • C has the effect of improving the hardenability during heat treatment and increasing the strength of the material by forming carbide forming elements and carbides. In order to obtain sufficient material strength, it is necessary to add at least 0.20% by mass. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.30% by mass, the ductile-brittle transition temperature increases and the toughness decreases.
  • Si 0.01 to 0.2% by mass Si is added as a deoxidizing material, and if it is less than 0.01% by mass, the effect is not sufficient. On the other hand, if a large amount is added, SiO 2 which is a product due to deoxidation remains in the molten steel, lowering the cleanliness of the steel and lowering the toughness. Accordingly, the Si content is limited to the range of 0.01 to 0.2% by mass.
  • Mn 0.5 to 1.5% by mass
  • Mn is also effective as a deoxidizer for molten steel. It is also effective in improving hardenability and suppressing ferrite precipitation during quench cooling. For this reason, it is necessary to add at least 0.5% by mass.
  • Mn exceeds 1.5 mass%, there exists an effect
  • Ni more than 0 and not more than 0.25% by mass
  • Ni is an element effective for suppressing ferrite precipitation during quenching cooling.
  • sulfide stress corrosion cracking is likely to occur. It is known that For this reason, as a result of various investigations on sulfide stress corrosion cracking properties as a turbine rotor material for geothermal power generation, the inventors have reduced sulfide stress by reducing the Ni content to a range of 0.25% by mass or less. It was discovered that corrosion cracking can be reduced. Even if the Ni content is reduced, precipitation of ferrite can be prevented and a bainite uniform structure can be obtained by containing 2.0 mass% or more of Cr and 1.05 mass% or more of Mo.
  • Cr 2.0 to 3.5% by mass
  • Cr is an effective element for improving hardenability and suppressing ferrite precipitation during quenching and cooling. Further, it is an element effective for improving the material strength by forming carbides, and further effective for improving the corrosion resistance. In order to obtain sufficient hardenability, material strength and corrosion resistance, it is necessary to add at least 2.0% by mass. On the other hand, when Cr exceeds 3.5 mass%, toughness will be reduced. Accordingly, the Cr content is in the range of 2.0 to 3.5% by mass.
  • Mo 1.05 to 1.5% by mass Mo, like Cr, is effective in improving hardenability and improving temper embrittlement and forming carbides to improve material strength. For this reason, it is necessary to add at least 1.05% by mass, but when added in a large amount, the effect is saturated and the toughness is lowered. Therefore, the Mo content is in the range of 1.05 to 1.5 mass%.
  • V More than 0.15 mass% and 0.35 mass% or less V is an element effective for improving material strength by precipitating a large amount of C and fine carbides in crystal grains. In order to acquire said effect, V needs to exceed 0.15 mass%. On the other hand, when V exceeds 0.35 mass%, toughness will fall. Therefore, the V content is in the range of more than 0.15 mass% and 0.35 mass% or less.
  • the mechanical property as a turbine rotor material for geothermal power generation will be described.
  • the center portion of the tempered turbine rotor material for geothermal power generation has a 0.2% proof stress at room temperature of 685 MPa or more.
  • the steam temperature is 250 ° C. or lower and the ductile-brittle (fracture surface) transition temperature is sufficiently low.
  • the ductile-brittle transition temperature is set to 80 ° C. or lower, and the Charpy impact absorption energy at room temperature is set to 20 J or higher.
  • the method for producing a turbine rotor material for geothermal power generation according to the second invention suppresses ferrite precipitation during quenching and cooling of the steel ingot having the components of the turbine rotor material for geothermal power generation according to the first invention, and has a uniform bainite structure.
  • a preferable manufacturing method for obtaining the target mechanical characteristics below, the manufacturing method of this turbine rotor material (low alloy steel) for geothermal power generation is demonstrated.
  • the low-alloy steel manufacturing method first refines the alloy raw material to be a forged steel member to a target component composition through a melting furnace such as an electric furnace or a vacuum induction melting furnace, or further through a vacuum carbon deoxidation method or an electroslag remelting method.
  • a steel ingot having a shape suitable for free forging is produced from the molten steel.
  • the steel ingot after solidification presses the voids inside the steel ingot with high temperature heat and severe forging pressure (hot forging), improves the coarsened steel structure, and performs molding to make a forged steel member .
  • the member was heated to 900 to 950 ° C. and subjected to a quenching treatment in which the temperature was lowered between 800 to 500 ° C. at a cooling rate of 1.0 ° C./min. Tempering to cool.
  • the quenching temperature is desirably 900 to 950 ° C.
  • the heating time can be set to a time according to the size of the forged steel member.
  • the precipitation of ferrite can be suppressed and the toughness can be improved by increasing the cooling rate, but the cooling rate at the center is greatly reduced in large forged steel members.
  • This low alloy steel is a component that assumes the center of a large forged steel member. If the cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. is 1.0 ° C./min or more, ferrite does not precipitate and the toughness does not decrease. Any cooling method can be adopted as long as this cooling condition is satisfied.
  • the tempering temperature is preferably 610 to 690 ° C.
  • the heating time can be set to a time according to the size of the forged steel member.
  • the amount of Ni is set to 0.25 mass% or less, and Mo is 1 .05-1.5 mass%, even if the diameter of the body portion of the turbine rotor material is 1600 mm or more (more preferably 1900 mm or more), the generation of ferrite is prevented, and the inside is burned. Even in a hydrogen environment, the SCC resistance is enhanced.
  • the Charpy impact absorption energy at room temperature can be 20 J or more, and the ductile-brittle transition temperature can be 80 ° C. or less, it has excellent toughness. It becomes a rotor material.
  • the low alloy steel used in the turbine rotor material for geothermal power generation according to this example is C: 0.20 to 0.30 mass%, Si: 0.01 to 0.2 mass%, Mn: 0.5 to 1.5% by mass, Cr: 2.0 to 3.5% by mass, V: more than 0.15% by mass and 0.35% by mass or less, containing a predetermined amount of Ni and Mo, the balance being Fe and inevitable impurities Ni exceeds 0 and is 0.25% by mass or less, and Mo is 1.05 to 1.50% by mass.
  • a steel ingot having this component is melted in an electric furnace or other melting furnace.
  • the melting method is not particularly limited.
  • the obtained steel ingot (low alloy steel) is subjected to hot working such as forging. After hot working, the hot-worked material is subjected to normalization to make the structure uniform.
  • the normalization can be performed, for example, by heating at a furnace temperature of 1000 ° C. to 1100 ° C. and then cooling the furnace.
  • a quenching process and a tempering process are performed.
  • the quenching is performed, for example, by heating to 900 to 950 ° C. and cooling with a fountain (cooling rate between 800 and 500 ° C. is 1.0 ° C./min or more) Can do.
  • tempering can be performed by heating to 610 to 690 ° C. and then cooling.
  • As the tempering time an appropriate time is set according to the size and shape of the material.
  • the low alloy steel produced as described above has a 0.2% proof stress at room temperature of 685 Mpa or more, a Charpy impact absorption energy at room temperature of 20 J or more, and a ductile-brittle transition temperature of 80 ° C. by the above heat treatment.
  • the body part (diameter is 1600 mm or more) which is the following can be provided.
  • the low alloy steel has no ferrite in the metal structure and has a bainite uniform structure.
  • a 50 kg test steel ingot was melted in a vacuum induction melting furnace, hot forged at 1000 ° C. or higher to produce a forged material assuming a turbine rotor material for geothermal power generation, and subjected to quenching and tempering treatment.
  • the quenching treatment after heating to 920 ° C., the temperature between 800 and 500 ° C. was cooled at 1.0 ° C./min assuming a body diameter of 1900 mm. Tempering treatment was set in the range of 610-690 ° C.
  • Test numbers 1 to 5 show experimental examples of the steel of the present invention, and 6 to 18 show experimental examples of the comparative steel.
  • the steel of the present invention demonstrates the steel quality that is excellent in both strength and toughness without precipitation of the target ferrite.
  • Steel (No. 1) according to the experimental example of the present invention showed better SCC resistance than steel (No. 7) according to the comparative example.
  • the steel (No. 13) according to the comparative example showed the same SCC resistance as the steel according to the experimental example of the present invention, but the strength and toughness did not satisfy the targets.
  • the steel according to the experimental example of the present invention satisfies all necessary characteristics, and proves that it is suitable as a large-scale turbine rotor material for geothermal power generation.
  • a 50kg test steel ingot having the component of specimen No. 1 was melted in a vacuum induction melting furnace, and hot forging was performed at 1000 ° C. or higher to produce a forged material assuming a turbine rotor material for geothermal power generation.
  • the quenching and tempering treatment shown in 4 was performed.
  • the quenching cooling rate was 800 ° C. to 500 ° C. at 1.0 ° C./min, assuming a body diameter of 1900 mm.
  • the present invention is not limited to the ranges described in the above-described examples and experimental examples, and is also applied to a turbine rotor material for geothermal power generation that does not change the gist of the present invention and a manufacturing method thereof.
  • the turbine rotor material for geothermal power generation and the manufacturing method thereof according to the present invention are optimal as a rotor used in a large-scale geothermal power plant because quenching is possible even if the diameter of the body portion is 1600 mm or more. Further, since it has sufficient resistance against stress corrosion cracking, it can be used not only for geothermal power generation but also for other rotors of similar environment.

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Abstract

Ｃ：０．２０～０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１～０．２質量％、Ｍｎ：０．５～１．５質量％、Ｃｒ：２．０～３．５質量％、Ｖ：０．１５質量％を超え０．３５質量％以下と所定量のＮｉ、Ｍｏを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる地熱発電用タービンロータ材であって、前記Ｎｉを０を超え０．２５質量％以下、前記Ｍｏを１．０５～１．５質量％とした。これによって、胴部の直径が１６００ｍｍ以上であっても焼入れが可能で、硫化水素環境下でも応力腐食割れが発生しにくい地熱発電用のタービンロータ材及びその製造方法を提供できる。

Description

地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法
本発明は、硫化水素等の腐食環境下で使用されるタービンロータ材に係り、特に、１６００ｍｍ以上の大径の地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法に関するものである。
地熱発電用タービンロータ材として、特許文献１～４に示すように、Ｃｒ、Ｍｏを含む低合金鋼（一般に「１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼」と称される）が使用されている。この１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼は、直径が１５００ｍｍまでは、焼入れも十分に可能で必要な靱性も有している。
ところが、近年機器の大型化に伴い、直径が１６００ｍｍ以上の地熱発電用タービンロータ材が必要とされている。従来の１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼を使用すると、直径が大きいため、冷却速度が大きく低下し、フェライトの析出に伴い、靱性が低下するという問題がある。
一方、火力発電用のタービンロータ材には、特許文献５、６に示すように、Ｃｒの量を増加させた通称２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ鋼が使用されている。このタービンロータ材を使用すると、１９００ｍｍの直径を有するタービンロータ材であっても、十分に内部まで焼きを入れることができる。
特開昭６２－２９０８４９号公報 特開昭６３－３５７５９号公報 特開昭６０－５８５３号公報 特開昭５２－３０７１６号公報 特開２００１－２２１００３号公報 特開２００２－３３９０３６号公報
しかしながら、地熱発電用タービンロータ材は使用温度が最大２５０℃程度であって、火力発電用のタービンロータ材に要求される高温クリープ強度は必須の要件ではない。一方、地熱発電用タービンロータ材は硫化水素環境下で使用するので、応力腐食割れ（ＳＣＣ）が問題となる。
上述の地熱発電用タービンロータ材の従来鋼である１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼と、火力発電用タービンロータ材の従来鋼である２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ鋼の耐ＳＣＣ性を、ＮＡＣＥ(米国腐食技術者協会)のＴＭ０１７７－Ｍｅｔｈｏｄ　Ｂ試験法に準拠し、０．５質量％酢酸を添加した飽和Ｈ２Ｓ水溶液中の３点曲げ試験で評価した。試験には、６７．３×４．５７×１．５２ｍｍの試験片を用い、０．３３σ～０．７０σの範囲で応力を負荷し、飽和Ｈ２Ｓ水溶液中に７２０時間浸漬し、破断の有無を評価した。１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ鋼からなる試験片での試験結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
ここで、σは供試材の０．２％耐力である。また、表中の○は未破断を×は破断を示す。２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ鋼は１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼に比べ耐ＳＣＣ性が劣ることがわかる。すなわち２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ鋼は胴径１６００ｍｍ以上でも中心部の焼入れ性を確保できるが、１Ｃｒ－１Ｍｏ鋼に比べ耐ＳＣＣ性に劣る。
本発明はかかる事情に鑑みなされたもので、胴部の直径が１６００ｍｍ以上であっても焼入れ性が確保でき、硫化水素環境下でも応力腐食割れが発生しにくい地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法を提供することを目的とする。
前記目的に沿う第１の発明に係る地熱発電用タービンロータ材は、Ｃ：０．２０～０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１～０．２質量％、Ｍｎ：０．５～１．５質量％、Ｃｒ：２．０～３．５質量％、Ｖ：０．１５質量％を超え０．３５質量％以下と所定量のＮｉ、Ｍｏを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる地熱発電用タービンロータ材であって、Ｎｉを０を超え０．２５質量％以下、Ｍｏを１．０５～１．５質量％としている。
第１の発明に係る地熱発電用タービンロータ材において、金属組織中にフェライトがなく、ベイナイト均一組織であるのが好ましく、これによって必要な強度及び靱性が確保できる。
第１の発明に係る地熱発電用タービンロータ材において、直径が少なくとも１６００ｍｍであって、室温での０．２％耐力が６８５ＭＰａ以上で、室温でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２０Ｊ以上、かつ延性－脆性遷移温度が８０℃以下である胴部を備えているのが好ましい。なお、地熱発電用タービンロータ材は、ベイナイト均一組織を形成する必要があるので、直径の上限を２２００ｍｍ（より好ましくは、２０００ｍｍ）とするのがよい。
第１の発明に係る地熱発電用タービンロータ材の合金組成について説明する。
Ｃ：０．２０～０．３０質量％
Ｃは、熱処理時の焼入れ性を向上させるとともに、炭化物形成元素と炭化物を形成して、材料強度を高める効果がある。十分な材料強度を得るためには、少なくとも０．２０質量％の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．３０質量％を超えると延性－脆性遷移温度が上昇し、靭性を低下させる。
Ｓｉ：０．０１～０．２質量％
Ｓｉは、脱酸材として添加するもので、０．０１質量%未満ではその効果が十分でない。一方、多く添加すると脱酸による生成物であるＳｉＯ２が溶鋼中に残存し、鋼の清浄度を低下させ、靱性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は０．０１～０．２質量％の範囲に限定する。
Ｍｎ：０．５～１．５質量％
Ｍｎも、溶鋼の脱酸材として有効である。また焼入れ性を向上させ、焼入れ冷却時のフェライト析出を抑制するのに有効である。このため、少なくとも０．５質量％の添加が必要である。一方、Ｍｎが１．５質量％を超えると焼戻し脆化を促進する作用があり、靭性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量は０．５～１．５質量％の範囲とする。
Ｎｉ：０を超え０．２５質量％以下
Ｎｉは焼入れ冷却時のフェライト析出を抑制するのに有効な元素であるが、一般的にＮｉを過剰に含むと、硫化物応力腐食割れが発生しやすくなる事が知られている。このため、発明者らは地熱発電用タービンロータ材としての硫化物応力腐食割れ性を種々検討した結果、Ｎｉの含有量を極力減らして０．２５質量％以下の範囲にすることにより硫化物応力腐食割れ性が低減できることを知見した。なお、Ｎｉ量を少なくしても、Ｃｒを２．０質量％以上、Ｍｏを１．０５質量％以上含有することでフェライトの析出を防止し、ベイナイト均一組織を得ることができる。
Ｃｒ：２．０～３．５質量％
Ｃｒは焼入れ性を改善し、焼入れ冷却時のフェライト析出を抑制するのに有効な元素である。また、炭化物を形成して材料強度を向上させるのに有効であり、更に、耐食性を向上させるのにも有効な元素である。十分な焼入れ性、材料強度、耐食性を得るためには、少なくとも２．０質量％の添加が必要である。一方、Ｃｒが３．５質量％を超えると、靭性を低下させる。従って、Ｃｒの含有量は２．０～３．５質量％の範囲とする。
Ｍｏ：１．０５～１．５質量％
Ｍｏは、Ｃｒと同様焼入れ性を改善し、また、焼戻し脆化の改善や炭化物を形成して材料強度を向上させるのに有効である。このため、少なくとも１．０５質量％の添加が必要であるが、多量に添加すると、その効果は飽和し靱性を低下させる。従って、Ｍｏの含有量は１．０５～１．５質量％の範囲とする。
Ｖ：０．１５質量％を超え０．３５質量％以下
ＶはＣと微細な炭化物を結晶粒内に多量に析出させ材料強度を向上させるのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、Ｖは０．１５質量％超必要である。一方、Ｖが０．３５質量％を超えると靭性が低下する。従って、Ｖの含有量は０．１５質量％を超え０．３５質量％以下の範囲とする。
次に、地熱発電用タービンロータ材としての機械的性質について説明する。
目標として、調質後の地熱発電用タービンロータ材の中心部は室温の０．２％耐力を６８５ＭＰａ以上とする。
地熱発電では、蒸気温度が２５０℃以下であり、延性－脆性（破面）遷移温度が十分低いことが必要である。目標として延性－脆性遷移温度を８０℃以下とし、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギーを２０Ｊ以上とする。
また、第２の発明に係る地熱発電用タービンロータ材の製造方法は、第１の発明に係る地熱発電用タービンロータ材の成分を有する鋼塊の焼入れ冷却時のフェライト析出を抑制しベイナイト均一組織とし、目標の機械的特性を得るための好適な製造方法である。以下に、この地熱発電用タービンロータ材（低合金鋼）の製造方法について説明する。
本低合金鋼の製造方法は、先ず鍛鋼部材となる合金原料を電気炉や真空誘導溶解炉などの溶解炉あるいは更に真空カーボン脱酸法あるいはエレクトロスラグ再溶解法などを経て目標の成分組成に精錬した溶鋼から、自由鍛造用などに適する形状の鋼塊を作製する。凝固後の鋼塊は、高温度の熱と過酷な鍛造圧（熱間鍛造）によって鋼塊内部の空隙を圧着するとともに、粗大化した鋼組織を改善し、成型加工を施して鍛鋼部材とする。次いでこの部材を９００～９５０℃に加熱して８００～５００℃間を１．０℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ処理を行い、次に再加熱して６１０～６９０℃に保持した後、冷却する焼戻し処理を行う。
焼入れ処理は、その温度を９００℃以上に加熱しないと炭化物の固溶が進まないため、焼入れ性が低下し、冷却時のフェライト析出により靱性が低下する。一方、９５０℃を超えて加熱すると結晶粒が粗大化して靱性が低下する。よって、焼入れ温度は９００～９５０℃が望ましい。また、大型の鍛鋼部材では表層部と中心部が均熱となる時間が異なるため、加熱時間は鍛鋼部材の大きさに応じた時間に設定できる。焼入れ時の冷却では、冷却速度を大きくすることで、フェライトの析出を抑制し、靱性を向上できるが、大型の鍛鋼部材では中心部の冷却速度が大きく低下する。この低合金鋼は、大型の鍛鋼部材の中心部を想定した成分であり、８００～５００℃間の冷却速度が１．０℃／分以上であればフェライトの析出がなく、靱性を低下させない。この冷却条件が満足されている限りは、いかなる冷却方法も採用できる。
焼戻し処理は、その温度が６１０℃未満の低い温度ではその効果が十分でなく、目標の靱性が得られず、６９０℃を超える過剰な温度では、炭化物が粗大化し目標の材料強度が得られない。よって、焼戻し温度は６１０～６９０℃が望ましい。また、大型の鍛鋼部材では表層部と中心部が均熱となる時間が異なるため、加熱時間は鍛鋼部材の大きさに応じた時間に設定できる。
本発明に係る地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法においては、Ｃｒを２．０～３．５質量％含む低合金鋼において、Ｎｉの量を０．２５質量％以下にして、Ｍｏを１．０５～１．５質量％としているので、タービンロータ材の胴部の直径が１６００ｍｍ以上（更には１９００ｍｍ以上）であっても、フェライトの発生を防止して内部に焼きが入り、更に、硫化水素環境下であっても、耐ＳＣＣ性が強くなる。
更に、０．２％耐力が６８５ＭＰａ以上で、室温でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを２０Ｊ以上、かつ延性－脆性遷移温度を８０℃以下とすることが可能であるので優れた靱性を有する地熱発電用タービンロータ材となる。
以下に、本発明の一実施例に係る地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法を説明する。本実施例に係る地熱発電用タービンロータ材に使用される低合金鋼は、Ｃ：０．２０～０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１～０．２質量％、Ｍｎ：０．５～１．５質量％、Ｃｒ：２．０～３．５質量％、Ｖ：０．１５質量％超０．３５質量％以下と所定量のＮｉ、Ｍｏを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｎｉを０を超え０．２５質量％以下、Ｍｏを１．０５～１．５０質量％としている。この成分を有する鋼塊（インゴット）を電気炉又はその他の溶解炉によって溶製する。その溶製方法が特に限定されるものではない。得られた鋼塊（低合金鋼）には、鍛造等の熱間加工が施される。熱間加工後には、熱間加工材に対し、焼準し処理を行って組織の均一化を図る。焼準しは、例えば炉温１０００℃～１１００℃で加熱を行い、その後炉冷することにより行うことができる。
この後、焼入れ処理と焼戻し処理を行うが、焼入れは、例えば、９００～９５０℃に加熱し、噴水冷却する（８００～５００℃間を１．０℃／分以上の冷却速度）ことにより行うことができる。焼入れ後は、例えば、６１０～６９０℃に加熱した後冷却する焼戻しを行うことができる。焼戻し時間として、材料の大きさ、形状などに応じて、適宜の時間を設定する。
以上のようにして製造される低合金鋼は、上記の熱処理によって、室温の０．２％耐力を６８５Ｍｐａ以上で、室温でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２０Ｊ以上、かつ延性－脆性遷移温度が８０℃以下である胴部（直径が１６００ｍｍ以上）を備えることができる。ここで、低合金鋼は金属組織中にフェライトがなくベイナイト均一組織となる。
実験例
続いて、本発明の実験例について説明する。真空誘導溶解炉にて５０kg試験鋼塊を溶製し、１０００℃以上で熱間鍛造して地熱発電用タービンロータ材を想定した鍛造材を製造し、焼入れ、焼戻し処理を施した。焼入れ処理は９２０℃まで加熱した後、胴径１９００mmを想定して８００～５００℃間を１．０℃／分で冷却した。焼戻し処理は６１０～６９０℃の範囲で設定した。上記より得られた供試材に対して引張試験、衝撃試験、ミクロ組織観察を実施し、０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、フェライト析出の有無を評価した。結果を表２に示す。供試番号の１～５は本発明鋼の実験例を示し、６～１８は比較鋼の実験例を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
本発明の実験例に係る鋼（Ｎｏ.１～５）はフェライトの析出は確認されず、０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度の目標を十分に満足している。一方、比較例に係る鋼（Ｎｏ.６、８～１０、１２、１４～１８）はフェライトの析出は無く焼入れ性は確保できているものの、０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度のいずれか１又は２の目標を満足できていない。更に、比較例に係る鋼（Ｎｏ.１１、１３）はフェライトが析出し、０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギーを低下させ、延性－脆性遷移温度を高めている。すなわち本発明鋼は目標のフェライトの析出がなく強度及び靱性共に優れた鋼質を実証するものである。
次に、ＮＡＣＥ(米国腐食技術者協会)のＴＭ０１７７－Ｍｅｔｈｏｄ　Ｂ試験法に準拠し、耐ＳＣＣ性を、０．５質量％酢酸を添加した飽和Ｈ２Ｓ水溶液中の３点曲げ試験で評価した。試験には、６７．３×４．５７×１．５２ｍｍの試験片を用い、０．３３σ～０．７０σの範囲で応力を負荷し、飽和Ｈ２Ｓ水溶液中に７２０時間浸漬し、破断の有無を評価した。本発明鋼（Ｎｏ.１）、比較例に係る鋼（Ｎｏ.７、１３）からなる試験片での試験結果を表３に示す。ここで、σは供試材の０．２％耐力である。また、表中の○は未破断を×は破断を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
本発明の実験例に係る鋼（Ｎｏ.１）は比較例に係る鋼（Ｎｏ.７）よりも良好な耐ＳＣＣ性を示した。一方、比較例に係る鋼（Ｎｏ.１３）は本発明の実験例に係る鋼と同等の耐ＳＣＣ性を示したが、強度及び靱性は目標を満足していない。すなわち本発明の実験例に係る鋼は必要な特性をすべて満足しており、大型の地熱発電用タービンロータ材として好適なものであることを実証するものである。
次に、強度及び靱性に及ぼす焼入れ、焼戻し条件の影響について調査した実験例について述べる。真空誘導溶解炉にて供試材Ｎｏ.１の成分を有する５０kg試験鋼塊を溶製し、１０００℃以上で熱間鍛造して地熱発電用タービンロータ材を想定した鍛造材を製造し、表４に示す焼入れ、焼戻し処理を施した。焼入れの冷却速度は、胴径１９００mmを想定して８００～５００℃間を１．０℃／分で冷却した。上記より得られた供試材に対して引張試験、衝撃試験、ミクロ組織観察、結晶粒度測定を実施し、０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、フェライト析出の有無、結晶粒度を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
表４に示すように、焼入れ温度が１０００℃まで上昇すると９２０℃、９５０℃と比べ結晶粒が粗大化し、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、延性－脆性遷移温度を高めている。また、焼戻し温度が６００℃では室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度が目標を満足せず、７００℃では０．２％耐力の目標を満足できない。一方、焼入れ温度が９２０℃、９５０℃で焼戻しを６３５℃、６６０℃で実施した供試材は０．２％耐力、室温のシャルピー衝撃吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度の目標をすべて満足しており、他の熱処理条件で実施した供試材よりも優れている。すなわち適正な熱処理条件を選定することで、優れた強度及び靱性が得られる事を実証するものである。
本発明は前記実施例、実験例で説明した範囲に限定されず、本発明の要旨を変更しない地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法に対しても適用される。
本発明に係る地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法は、胴部の直径が１６００ｍｍ以上であっても、焼入れが可能であるので、大型の地熱発電所で使用するロータとして最適である。また、応力腐食割れに対しても十分な耐性を有するので、単に地熱発電用だけでなく、同様な環境のその他のロータとしても使用可能である。

Claims (4)

  1. Ｃ：０．２０～０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１～０．２質量％、Ｍｎ：０．５～１．５質量％、Ｃｒ：２．０～３．５質量％、Ｖ：０．１５質量％を超え０．３５質量％以下と所定量のＮｉ、Ｍｏを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる地熱発電用タービンロータ材であって、
    前記Ｎｉを０を超え０．２５質量％以下、前記Ｍｏを１．０５～１．５質量％としたことを特徴とする地熱発電用タービンロータ材。
  2. 請求項１記載の地熱発電用タービンロータ材において、金属組織中にフェライトがなくベイナイト均一組織であることを特徴とする地熱発電用タービンロータ材。
  3. 請求項１又は２記載の地熱発電用タービンロータ材において、直径が少なくとも１６００ｍｍであって、室温での０．２％耐力が６８５ＭＰａ以上で、室温でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２０Ｊ以上、かつ延性－脆性遷移温度が８０℃以下である胴部を備えていることを特徴とする地熱発電用タービンロータ材。
  4. 請求項１～３のいずれか１記載の地熱発電用タービンロータ材の成分を有する鋼塊を、熱間鍛造した後、９００～９５０℃に加熱して８００～５００℃間を１．０℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ処理を行い、次に再加熱して６１０～６９０℃に保持した後、冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする地熱発電用タービンロータ材の製造方法。
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