JPH0570902A

JPH0570902A - 高Ｃｒ合金鋼

Info

Publication number: JPH0570902A
Application number: JP23809291A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Yamada; 政之山田
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-09-18
Filing date: 1991-09-18
Publication date: 1993-03-23

Abstract

(57)【要約】【目的】経年脆化を生じさせることなく、かつクリープ
強度を向上させることができる高Ｃｒ合金鋼を提供する
ことを目的とする。【構成】重量％表示で、Ｙ₂Ｏ₃：０．１〜５．０、
Ｃ：０．０５〜０．３０、Ｓｉ：０．３以下、Ｍｎ：
１．０以下、Ｎｉ：０．３〜２．０、Ｃｒ：８．０〜１
３．０、Ｍｏ：０．５〜２．０、Ｖ：０．１〜０．３、
Ｎｂ：０．０３〜０．３０、Ｎ：０．０１〜０．２０、
Ｗ：０．１〜３．０、残部：実質的にＦｅからなる高Ｃ
ｒ合金鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、蒸気タービンの羽根や
ケーシング締付用ボルト等の構成材料として好適な高Ｃ
ｒ合金鋼に係り、特にクリープ強度の向上および経年脆
化を低減等を図った高Ｃｒ合金鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に、蒸気タービンの駆動に使用され
る蒸気は、最高温度が５６６℃、圧力が２４６kgf/cm²
であるが、熱効率の向上を図るため、近年その温度およ
び圧力をさらに引上げることが要請されている。

【０００３】このような蒸気条件は、タービンを構成す
る部品材料の高温強度への依存性が高く、従来から蒸気
条件の向上を実現するため、高温強度材料の開発が進め
られ、例えば１２％Ｃｒ系耐熱鋼等の耐熱鋼が実用化さ
れている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところで、このような
材料の開発は、ロータやケーシング等の大型部品につい
てはもちろんであるが、その他、羽根やボルト等の高速
回転部品や耐圧部品についても極めて重要である。

【０００５】すなわち、蒸気タービンの羽根には、高速
回転による遠心力が作用するので、高温強度が不足する
と、羽根はクリープ変形してロータから浮上がり、その
先端が静止部と接触するという事態に到ることがある。
また、ケーシングを密閉するのに用いられているボルト
には、当初弾性力に基づく一定の締付圧力が付与される
が、ケーシングに作用する蒸気圧力が常にボルトに作用
するため、ボルトはクリープ変形してその締付圧力が徐
々に低下し、ケーシングの密閉を保てなくなって蒸気漏
れが生じ、クリープ変形が蓄積された場合には、ボルト
自身が破断に到ることがある。

【０００６】一方、これら蒸気タービンの羽根やボルト
の使用温度域は３５０〜５５０℃であるが、このような
温度で金属材料を長時間使用すると、脆化現象が生じて
靭性が低下する場合がある。これは、高温に長時間加熱
されることにより、金属組織が変化するのが原因である
が、高速回転する羽根や高引張応力下に置かれたボルト
が、その使用中に脆化することは、衝撃に対する抵抗力
が弱化することになり好ましくない。

【０００７】このように、蒸気タービンの高温部に用い
られる羽根やボルトの材料には、クリープ特性に優れ、
かつ高温での経年脆化を生じさせない材料が要求され、
従来は、前述のように１２％Ｃｒ系耐熱鋼が使用されて
いる。

【０００８】この１２％Ｃｒ系耐熱鋼は、他の同等の高
温強度を有する耐熱鋼よりも一般に安価であり、羽根材
として不可欠の振動減衰特性も優れているが、長時間の
使用により経年脆化現象が認められ、また蒸気タービン
の蒸気条件向上に対応するためには、高温強度が不足す
るという問題がある。

【０００９】本発明は、このような事情に鑑みなされた
もので、経年脆化を生じさせることなく、かつクリープ
強度を向上させることができる高Ｃｒ合金鋼を提供する
ことを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段および作用】本発明に係る
高Ｃｒ合金鋼は、酸化物が０．１〜５．０重量％、Ｃが
０．０５〜０．３０重量％、Ｓｉが０．３重量％以下、
Ｍｎが１．０重量％以下、Ｎｉが０．３〜２．０重量
％、Ｃｒが８．０〜１３．０重量％、Ｍｏが０．５〜
２．０重量％、Ｖが０．１〜０．３重量％、Ｎｂが０．
０３〜０．３０重量％、Ｎが０．０１〜０．２０重量
％、Ｗが０．１〜３．０重量％、残部が実質的にＦｅか
らなることを特徴としている。

【００１１】ここで、酸化物は、その分散によって転位
の移動を阻止し、クリープ破断強度を付与するために用
いられるものであり、微細かつ均一に分散させることが
有効である。そして、そのためには、添加量は０．１重
量％以上は必要である。しかしながら、５．０重量％を
超えると酸化物量が過剰となり、逆にクリープ破断強度
が低下するとともに、靭性も低下してしまう。

【００１２】したがって、酸化物の添加量は、０．１〜
５．０重量％とする。なお、好ましい添加量は、０．３
〜２．５重量％である。

【００１３】なお、酸化物としては、高温で安定であ
り、かつ入手も容易なＹ₂Ｏ₃が好ましい。但し、これ
以外の酸化物でも同様の効果が期待できる。

【００１４】また、本発明において、Ｃ（炭素）は、焼
入れ時におけるオーステナイト相を安定にし、さらに炭
化物を生成してクリープ破断強度を高めるために用いら
れるものであり、そのためには０．０５重量％以上は必
要である。しかしながら、添加量が０．３０重量％を超
えると炭化物が過剰となり、かえってクリープ破断強度
が低下してしまう。

【００１５】したがって、Ｃの添加量は、０．０５〜
０．３０重量とする。好ましくは、０．０８〜０．２０
重量％である。

【００１６】また、本発明において、Ｓｉ（シリコン）
は、溶解時の脱酸剤として添加されるものであるが、そ
の添加量が多くなると、その一部が酸化物として鋼中に
残留し、靭性に悪影響を及ぼすのみならず、δフェライ
ト相やラーベス相を生成するよう作用し、経年脆化をも
たらす。

【００１７】したがって、Ｓｉの添加量は、０．３重量
％以下とする。好ましくは、０．１重量％以下である。

【００１８】また、本発明において、Ｍｎ（マンガン）
は、Ｓｉと同様に溶解時の脱酸・脱硫剤として添加され
るものであるが、その添加量が多量になると、クリープ
破断強度や靭性が低下する。

【００１９】したがって、Ｍｎの添加量は、１．０重量
％以下とする。好ましくは、０．３〜０．８重量％であ
る。

【００２０】また、本発明において、Ｎｉ（ニッケル）
は、オーステナイト生成元素として添加されるもので、
焼入れ時のオーステナイト相を安定にし、δフェライト
相の生成を防止するのに有効であるが、そのためには、
０．３重量％を超える添加量が必要である。しかしなが
ら、２．０重量％を超えて添加すると、クリープ破断強
度が極端に低下し、またＡ_c1変態温度が低下する。

【００２１】したがって、Ｎｉの添加量は、０．３〜
２．０重量％とする。好ましくは、０．５〜１．５重量
％である。

【００２２】また、本発明において、Ｃｒ（クロム）
は、高温環境下での酸化を防止するとともに、クリープ
破断強度の向上を図るために用いられる元素であるが、
そのためには、８．０重量％以上の添加量が必要であ
る。しかしながら、その添加量が１３．０重量％を超え
ると、δフェライト相が生成されて靭性やクリープ破断
強度が低下してしまう。

【００２３】したがって、Ｃｒの添加量は、８．０〜１
３．０重量％とする。好ましくは、９．０〜１２．０重
量％である。

【００２４】また、本発明において、Ｍｏ（モリブデ
ン）は、クリープ破断強度の向上を図り、また焼戻し脆
化を防止するために用いられるものであるが、そのため
には、少なくとも０．５重量％以上の添加量が必要とな
る。しかしながら、その添加量が２．０重量％を超える
と、δフェライト相が生成されて、靭性やクリープ破断
強度が低下する。

【００２５】したがって、Ｍｏの添加量は、０．５〜
２．０重量％とする。好ましくは、０．７〜１．５重量
である。

【００２６】また、本発明において、Ｖ（バナジウム）
は、クリープ破断強度を向上させるために用いられるも
のであるが、そのためには、０．１重量％以上の添加量
が必要である。しかしながら、その添加量が０．３重量
％を超えると、δフェライト相が生成され、靭性やクリ
ープ破断強度が低下する。

【００２７】したがって、Ｖの添加量は、０．１〜０．
３重量％とする。好ましくは、０．１５〜０．２７重量
％である。

【００２８】また、本発明において、Ｎｂ（ニオブ）
は、結晶粒を微細にして延・靭性を向上させるととも
に、炭化物や炭・窒化物を形成してマトリクス中に微細
に分散析出させ、クリープ破断強度を著しく改善させる
ために用いられるものであるが、そのためには、少なく
とも０．０３重量％以上の添加量が必要である。しかし
ながら、その添加量が０．３重量％を超えると、δフェ
ライト相が生成され、また塊状の炭化物や炭・窒化物が
生じることにより、靭性やクリープ破断が低下してしま
う。

【００２９】したがって、Ｎｂの添加量は、０．０３〜
０．３０重量％とする。好ましくは、０．０５〜０．１
５重量％である。

【００３０】また、本発明において、Ｎ（窒素）は、フ
ェライト相の生成を抑制するとともに、Ｎｂの炭・窒化
物を形成するために用いられるものであるが、そのため
には、０．０１重量％以上の添加量が必要である。しか
しながら、その添加量が０．２０重量％を超えると、靭
性が低下する。

【００３１】したがって、Ｎの添加量は、０．０１〜
０．２０重量％とする。好ましくは、０．０３〜０．０
８重量％である。

【００３２】また、本発明において、Ｗ（タングステ
ン）は、Ｍｏと同様マトリクス中に固溶させてクリープ
破断強度を向上させるために用いられるものであるが、
そのためには、０．１重量％以上の添加量が必要とな
る。しかしながら、その添加量が３．０重量％を超える
と、靭性が低下してしまう。

【００３３】したがって、Ｗの添加量は、０．１〜３．
０重量％とする。好ましくは、０．５〜１．５重量％で
ある。

【００３４】なお、本発明においては、Ｂ（ボロン）を
添加することが望ましい。即ち、Ｂには、焼入れ性を向
上させるとともに、クリープ破断強度を向上させる作用
があるからである。但し、０．０１重量％を超えて添加
すると、製造加工中に割れが生じ易くなるため、Ｂの添
加量は、０．０１重量％以下とする。好ましくは、０．
００３〜０．００８重量％である。

【００３５】本発明に係る高Ｃｒ合金鋼の好ましい製造
方法は、酸化物および合金の粉末をメカニカルアロイン
グ処理を施し混合した後、押し出し成形または鍛造また
は圧延またはＨＩＰ処理を施し、その後、焼入れ、焼戻
しを行うことである。

【００３６】詳述すると、まず真空高周波炉によって、
合金元素を添加した高Ｃｒ合金鋼のメルティングストッ
クを溶製した後、メルティングストックを真空中で再溶
解し、Ａｒガスアトマイズ法により母合金粉末を製作す
る。この母合金粉末とＹ₂Ｏ₃等との酸化物粉末を混合
し、攪拌型ボールミルを用いてメカニカルアロイング処
理を行う。その後、押し出し成形、鍛造、圧延またはＨ
ＩＰ処理を施す。さらに、その後、焼入れおよび焼戻し
を行うことにより、マトリックスの組織や炭化物あるい
は炭・窒化物等の分散析出状態を整える。こうして得ら
れた合金鋼を、例えばタービン部品等の所望の形状に切
削加工して成形する。

【００３７】なお、羽根の場合には鍛練したビレットを
適当な大きさに切断後、１１００〜１２００℃程度の温
度に加熱し、型鍛造により羽根形状に成形してから焼入
れおよび焼戻し処理を行い、次いで最終寸法に機械加工
することもある。

【００３８】

【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。

【００３９】表１に実施例１〜８および比較例１〜７を
示す。

【００４０】即ち、表１の実施例１〜８および比較例４
〜７について、所定の合金組成になるように原料を配合
し、真空高周波炉によって高Ｃｒ合金鋼のメルティング
ストックを溶製した後、メルティングストックを真空中
で再溶解し、Ａｒガスアトマイズ法により母合金粉末を
製作した。次いで、この各母合金粉末とＹ₂Ｏ₃の酸化
物粉末を混合し、攪拌型ボールミルを用いてメカニカル
アロイング処理を行った。処理後の粉末を軟鋼製の容器
に充填し、４００℃加熱、真空脱気した後に密封した。
その後、高温等圧プレスにより焼結し、焼結後容器から
取り出して１２００℃に加熱してハンマ鍛造を行い、直
径３０mmの丸棒に鍛伸した。

【００４１】なお、比較例１〜３については、所定の合
金組成になるように原料を配合して高周波真空溶解で溶
解後、金型に鋳込んでインゴットを得た。このインゴッ
トの表面を機械加工で削り落した後、重油炉に装入し、
１２００℃に加熱してハンマ鍛造を行い、直径３０mmの
丸棒に鍛伸した。なお、比較例１，２の組成はそれぞれ
従来より使用されている１２Ｃｒ系耐熱鋼であるＭｅｌ
−ＴｒｏｌＨ−４６およびＣｒｕｃｉｂｌｅ４２２
に相当し、比較例３は本発明にかかる合金鋼と同様の組
成であるが、Ｓｉのみが従来材と同等の高レベルになっ
ている。

【００４２】

【表１】

【００４３】上記のようにして得られた丸棒を、後述す
る各試験の試験片が採取できる長さに切断し、その夫々
を１１２０℃に２時間加熱保持し、しかる後室温の油に
投入して焼入れし、ひき続き電気炉にて５９０℃で３時
間加熱して焼戻し、さらに６５０℃で３時間焼戻した。
この熱処理を終えた各素材を２群に分け、その一方はそ
のまま機械加工して試験片を作製し、引張試験、クリー
プ破断試験およびシャルピー衝撃試験を行った。他方は
熱処理後、６００℃の電気炉にて１万時間加熱した後、
機械加工して試験片を作製し、シャルピー衝撃試験を行
った。これらの試験結果を表２に示す。

【００４４】引張試験は室温で行い、表２には破断後の
伸び、絞りも合わせて示してある。また、クリープ破断
試験は試験温度、応力を変えて二通りの条件で行い、表
中に夫々の条件で破断に至るのに要した時間（破断時
間）を示した。さらに、シャルピー衝撃試験は室温から
２００℃までの範囲の複数の温度で実施し、破面遷移温
度を求めた。

【００４５】

【表２】

【００４６】表２に示した試験結果から、本実施例によ
る合金鋼は６００℃、６５０℃のいずれの温度において
も比較例に比べて格段に優れたクリープ破断特性を示す
ことが判る。さらに、６００℃にて１万時間加熱した後
の破断遷移温度の変化を見ると、比較例はいずれも６０
℃程度の上昇が見られるのに対して、実施例１〜８はＳ
ｉ量が０．０３〜０．０６％であるため破面遷移温度の
上昇は８〜１２℃にとどまっており、経年脆化が低く抑
えられていることが判る。

【００４７】

【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る高Ｃ
ｒ合金鋼によれば、延性を損なうことなくクリープ特性
の大幅向上が実現できるとともに、経年脆化現象を大幅
に軽減することができる。したがって、蒸気タービンの
羽根やボルト等に採用することにより、蒸気条件が向上
できるとともに、タービンの安定運用が図れるようにな
る等の効果が奏される。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比で、酸化物が０．１〜５．０％、
Ｃが０．０５〜０．３０％、Ｓｉが０．３％以下、Ｍｎ
が１．０％以下、Ｎｉが０．３〜２．０％、Ｃｒが８．
０〜１３．０％、Ｍｏが０．５〜２．０％、Ｖが０．１
〜０．３％、Ｎｂが０．０３〜０．３０％、Ｎが０．０
１〜０．２０％、Ｗが０．１〜３．０％、残部が実質的
にＦｅからなることを特徴とする高Ｃｒ合金鋼。