JPH0321620B2

JPH0321620B2 -

Info

Publication number: JPH0321620B2
Application number: JP56175687A
Authority: JP
Inventors: Katsumi Iijima; Masayuki Sukegawa; Seishin Kirihara; Norio Yamada
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1981-11-04
Filing date: 1981-11-04
Publication date: 1991-03-25
Also published as: JPS5877557A

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕本発明は、新規な主蒸気温度600〜650℃、圧力
4000〜5000Psiの蒸気タービンに係り、特にター
ビンロータシヤフトに高温強度に優れ、なおかつ
加熱脆化のしにくい材料を使用した超高温高圧蒸
気タービンに関する。近年化学技術の進歩に従いエネルギーの需要が
拡大する傾向にある。一方全エネルギーの輸入依
存率が88％と高い我国では世界的な石油資源の減
少等により代替エネルギーの開発もしくは発電プ
ラントの効率向上が早急に推進されつつある。さ
て蒸気発電プラントでは高温高圧化が検討されよ
うとしている。現用、538℃の蒸気を使用する発電プラントに
おいては、ケーシング及びタービンロータシヤフ
ト材料としてCr−Mo−Ｖ鋼の低合金鋼が用いら
れている。しかし、蒸気温度が600℃、圧力が
4000Psiを超える高温高高圧発電プラントを対象
とした場合、これら低合金鋼ではクリープ強度を
はじめとした高温強度の低下が顕著となり使用は
困難である。そこで、600℃以上の温度域では強度面の制御
よりオーステナイト系合金が適当となるが、これ
ら合金では高温において多種多様の析出相が分布
状態で析出するため脆化が助長され高温強度が著
しく低下する危険性がある。本発明の目的は、信頼性の高い超高温高圧蒸気
タービンを提供するにあり、特に温度600〜650℃
の蒸気条件で高い高温強度を有し、高温延性が高
く、加熱脆化の少ないオーステナイト系鍛鋼を使
用したロータシヤフトからなる超高温高圧蒸気タ
ービンを提供するにある。本発明は、ケーシング、該ケーシング内で蒸気
流の噴射を受けて回転する翼及び該翼を保持し回
転するロータシヤフトを備え、前記ケーシングが
前記蒸気流の案内をする静翼が保持された内部ケ
ーシングと該内部ケーシングを被いほぼ球型の外
形を有する外部ケーシングとによつて構成される
ものであつて、前記ロータシヤフトは650℃での
1000時間クリープ破断強度が25Kg／mm²以上を有
し、特定の組成からなるオーステナイト系鋼から
なることを特徴とする超高温高圧蒸気タービンに
ある。前記ロータシヤフトの翼部は前記ケーシング内
の前記ロータシヤフトの軸方向に対し等間隔に配
置されていて、かつ前記軸方向に対しその中心位
置で左右が非対称になつているのが好ましい。前記ロータシヤフトは重量で、C0.01〜0.035
％、Mn2％以下、Si1％以下、Cr10〜20％、Ni20
〜30％、Mo1〜２％、Ti1.5〜３％、V0.29〜0.32
％、Al0.1〜0.5％未満、B0.003〜0.007％及び残部
Feからなり、オーステナイト基地にγ′相が析出
したオーステナイト系鍛鋼からなるもので、650
℃での1000時間クリープ破断強度が25Kg／mm²以上
のものが得られる。前記外部ケーシングはCr−Niオーステナイト
系鍛鋼又はベーナイト組織を現するCr−Mo−Ｖ
鋳鋼からなるものが好ましい。前記内部ケーシングはCr−Niオーステナイト
系鋳鋼からなるものが好ましい。Ｃは高温強度を高めるために0.01％以上加えら
れるが、加熱脆化を低減するため、特に炭素量を
0.035重量％以下とする。チタン、モリブデン、
クロムをある程度以上含有する合金ではMX型、
M₂₃C₆型、MC₆型炭化物が高温、長時間加熱によ
り析出する。これらの炭化物には600〜650℃の温
度域において結晶粒界に優先的に析出し靭性及び
耐酸化性を低下させないように添加するのが好ま
しい。また、現用のロータ材である12Cr鋼及び
Cr−Mo−Ｖ鋼の吸収エネルギー値は一般に1.1Kg
−ｍ及び0.69Kg−ｍ以上とされている。これらの
値を満足するためには、0.030％Ｃ以下にするこ
とにより、長時間使用しても問題ないことを明ら
かにしている。一方、モリブデン等との炭化物は
粒内に析出し高温強度を向上することが期待され
るが、加熱脆化の点から上限を0.035重量％とす
る。 Mnは、製造上重要な脱酸成分である。靱性・
耐酸化性に対する悪影響を防止するには２重量％
以下である。特に、0.7〜1.5％が好ましい。 Niはオーステナイト生成元素であり高温強度
の向上のため20％以上である。ニツケル量を増加
するとバランス上耐酸化性を向上させるクロムを
増すことができるが、600〜650℃で高い高温延性
並びに耐力を維持するために30重量％以下とす
る。特に、23〜29％が好ましい。 Siは、Mnと同様、製造上重要な脱酸成分であ
る。高い靱性、延性及び溶接性を維持するため上
限を1.0重量％とする。 Moは、オーステナイト地を強化すると共に炭
化物を形成しクリープ強度を向上させるために１
％以上含有される。高い高温延性及び加工性を維
持するために２重量％以下とする。特に、１〜
1.5％が好ましい。 Crは耐酸化性を向上する重要な成分である。
600〜650℃で十分な耐酸化性を保持するには10重
量％以上が必要である。高温使用による脆化を防
止し、安定な組識とするために20重量％以下とす
る必要がある。特に12〜18％が好ましい。 Tiは、アルミニウムとともにγ′相〔Ni₃（Al、
Ti）〕を形成する。γ′相は規則格子状の化合物で
オーステナイト地にほぼ完全な球形で均一に分散
するための析出硬化による600〜650℃で高い高温
強度を得るのに重要な因子であり、十分な高温強
度を得るには1.5重量％以上が必要である。延性
の低下を防止し切欠脆化を防止する量は３重量％
以下である。Ｖは炭化物を形成し高温強度を高め
るのに必要で、十分な強度を得るのに0.29％以上
必要であるが、0.32％以上では大きな効果が得ら
れないので0.32％以下とする。 Alは、チタンとともにγ′相を形成し、強化に寄
与する重要な因子である。時効硬化能のないη相
（Ni₃Ti）の析出を防止する量は0.1重量％以上で
ある。また過剰のAlはクリープ速度度を増すの
で、0.5％未満とする。Ｂは、結晶粒界を著しく強化し、特に長時間側
でのクリープ強度を高め、特に高温疲労を顕著に
高めるのに有効である。この効果は、0.003％程
度より顕著となるが、熱間加工性が低下するの
で、0.007％以下とする。第１図は、本発明の超高温高圧蒸気タービンの
主要断の断面構成図の一例である。蒸気は主蒸気
管１より入り、内部ケーシング２に取付けられた
静翼３によつて所定の方向に噴射され、その噴射
によつてロータシヤフト４に取付けられた翼５を
回転させる。仕事をした蒸気は外部ケーシング６
と内部ケーシング２との間に設けられた空間を通
り、冷却蒸気出口７、排気出口８及び補助排気出
口９より排出される。さらにこの排出された蒸気
はより低い温度で作動する蒸気タービンへと送ら
れる。１０はロータシヤフトの軸受中心、１１は
グランド部及び１２は中間グラドリーク出口、１
３はノズルボツクスである。矢印は蒸気の流れを
示すものである。以下、内部ケーシングにCr−Niオーステナイ
ト系鋳鋼を用い、ロータシヤフトに同じくCr−
Niオーステナイト系鍛鋼を用いた場合の例につ
いて具体的に説明する。第１表は供試材の化学成分を示す。 No.１〜10は、980℃で１時間加熱後水冷の溶体
化処理後、720℃で16時間加熱し、空冷する時効
処理を施した。その組織はオーステナイト基地に
γ′相が析出したものである。No.３、５、８、９は
比較鋼、No.10は従来鋼、他は本発明鋼である。 Cr−Mo−Ｖ鋼は970℃で15時間加熱後衝風冷
却し、次いで670℃で48時間加熱後炉冷したもの
である。 12Cr鋼は、1050℃×24h加熱後水噴霧冷却し、
570℃×20h加熱及び次いで、650℃×20h加熱の
焼戻しを行つたものである。これらの鋼種に対し
Ｖノツチチヤルピ衝撃試験及びクリープ破断試験
を実施した。第２図は、650℃、1500時間加熱による加熱脆
化に及ぼすＣ量の影響を衝撃試験により明らかに
したものである。この結果によれば、素材の吸収
エネルギーはＣ量に依存せずほぼ一定であるのに
対し、650℃で1500時間加熱材ではＣ量の増加に
従い単調に減少しＣ量が多いほど加熱脆化が著し
い。現用ロータ材である12Cr鋼及びCr−Mo−Ｖ
鋼の20℃における吸収エネルギー値は一般にそれ
ぞれ1.1Kg−ｍ及び0.69Kg−ｍ以上と規定されて
いる。本発明鋼は加熱後も、Ｃ量0.035％で以下
では12％Cr鋼のそれより高く、またCr−Mo−Ｖ
鋼のそれより高い。本発明材であるＣ量0.030重量％以下の材料で
は粒内破壊（白三角）が保たれるが、Ｃ量が
0.048重量％と高くなると破壊形態も粒界形（黒
三角）に移行している。この破壊形態の変化は、
MX型、M₂₃C₆型炭化物が粒界に析出し粒界を劣
化するためであることが分析の結果明らかとなつ
た。したがつて、加熱脆化を低減するにはＣ量を
0.035％以下に制限した本発明材が有効である。

【表】

【表】第３図は現用566℃蒸気温度における最も厳し
い条件で運転する場合を想定した運用パターンで
ある。この運用パターンは本発明の超高温高圧蒸
気タービンにも適した場合、それに用いられるロ
ータシヤフトは起動停止時に図に示すように高い
応力による厳しい低サイクル疲労を受ける。ま
た、定常運転時には遠心力によるクリープを受け
る。第２表は、本発明に係る鋼では650℃及び従来
鋼では550℃で行つた引張試験、クリープ破断試
験及び低サイクル疲労試験結果を示すものであ
る。表に示す如く、本発明材はCr−Mo−Ｖ鋼に
くらべ引張強さ及び0.2％耐力がそれと同等以上
であり、その伸び率が1.5〜1.57倍と高い。クリ
ープ破断強度は、1.1〜1.20倍高く、低サイクル
疲労もCr−Mo−Ｖ鋼と同等あるいはそれ以上で
ある。低サイクル疲労試験は、保持なしで、歪速度
0.1％／秒、歪量1.0％及び0.65％において破断に
いたるまでのくり返し数を示したものである。

【表】第４図はNo.５〜10の合金について温度650℃、
ひずみ範囲1.0％及びひずみ速度（0.1％／秒）の
引張圧縮三角波形における破断繰返し数による疲
労寿命とＢ量との関係を示す線図である。図に示
す如く、疲労寿命はＢ量によつて著しく影響を受
けることが分かる。特に、本発明のＢ量0.003〜
0.007％のとき顕著に寿命が高いことが明らかで
ある。以上の如く、本発明材によれば現用の550℃で
使用されているCr−Mo−Ｖ鋼に要求される特製
を650℃に温度上昇させてそのまま満足する結果
が得られ、蒸気温度600〜650℃及び蒸気圧力4000
〜5000Psiにおける超高温高圧蒸気タービンに十
分使用可能であることが明らかとなつた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る超高温高圧蒸気タービン
の断面構成図の一例、第２図は本発明に係る材料
のＣ量と吸収エネルギーとの関係を示す線図及び
第３図は現用蒸気タービンの運転パターンによる
ロータシヤフトに発生する作用応力を示すグラ
フ、第４図はＢ量と破断繰返し数との関係を示す
線図である。１……主蒸気管、２……内部ケーシング、３…
…静翼、４……ロータシヤフト、５……翼、６…
…外部ケーシング。

Claims

【特許請求の範囲】

１ケーシング、該ケーシング内で蒸気流の噴射
を受けて回転する翼及び該翼を保持し回転するロ
ータシヤフトを備え、前記ケーシングが前記蒸気
流の案内をする静翼が保持された内部ケーシング
と該内部ケーシングを被う外部ケーシングとによ
つて構成されるものであつて、前記ロータシヤフ
トは重量で、C0.01〜0.035％、Mn2％以下、Si1
％以下、Cr10〜20％、Ni20〜30％、Mo1〜２％、
Ti1.5〜３％、V0.29〜0.32％、Al0.1〜0.5％未満、
B0.003〜0.007％及び残部Feからなり、オーステ
ナイト基地にγ′相が析出したオーステナイト系鍛
鋼からなることを特徴とする超高温高圧蒸気ター
ビン。