JPH0657868B2 - Steam turbine blade - Google Patents
Steam turbine bladeInfo
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- JPH0657868B2 JPH0657868B2 JP59221576A JP22157684A JPH0657868B2 JP H0657868 B2 JPH0657868 B2 JP H0657868B2 JP 59221576 A JP59221576 A JP 59221576A JP 22157684 A JP22157684 A JP 22157684A JP H0657868 B2 JPH0657868 B2 JP H0657868B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は、蒸気タービン動翼に係り、特に主蒸気温度が
６００〜６５０℃の範囲である蒸気発電プラントにおい
て、タービン動翼用材料として使用される高温特性、と
りわけ高温温度に優れた蒸気タービン動翼用Ｃｒ−Ｎｉ
合金に関するものである。Description: FIELD OF THE INVENTION The present invention relates to a steam turbine rotor blade, and is used as a turbine rotor blade material particularly in a steam power plant having a main steam temperature in the range of 600 to 650 ° C. Cr-Ni for steam turbine blades with excellent high temperature characteristics, especially high temperature
It concerns alloys.
蒸気タービンは、主蒸気温度が５３８〜５６６℃の範囲
で運転する場合には、ロータ並びに動翼等の材料として
Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び１２Ｃｒ鋼が広く使用されてい
る。When the steam turbine operates in a main steam temperature range of 538 to 566 ° C, Cr-Mo-V steel and 12Cr steel are widely used as materials for the rotor, the rotor blades, and the like.
しかし、近年の電力需要の拡大並びにその安定供給の要
請により、主蒸気温度が例えば６００℃以上の高温高圧
発電プラントが検討されている。However, due to the recent expansion of demand for electric power and the demand for stable supply thereof, a high-temperature high-pressure power generation plant having a main steam temperature of, for example, 600 ° C. or higher is under study.
一方、現用材であるＣｒ−Ｎｏ−Ｖ鋼並びに１２Ｃｒ鋼
は５５０℃以上の温度域で粒界すべりが顕著となり、ク
リープ強度が極端に低下するという欠点を有し、特に６
００℃以上の蒸気条件下では使用するのが困難とされて
いる。On the other hand, the Cr-No-V steel and the 12Cr steel, which are currently used materials, have a drawback that the grain boundary slip becomes remarkable in the temperature range of 550 ° C. or higher, and the creep strength is extremely lowered.
It is said to be difficult to use under steam conditions of 00 ° C or higher.
現在、主蒸気温度が６００℃以上の域で使用されている
材料としては、Ｆｅ基にＣｒ，Ｎｉを添加したオーステ
ナイト系耐熱鋼が一般的である。特にロータ材料として
は、６００℃以上の蒸気条件での強度面の要請から１５
Ｃｒ−２６Ｎｉ系耐熱鋼が有望視されている。At present, austenitic heat-resistant steel in which Cr and Ni are added to Fe base is generally used as a material used in a range where the main steam temperature is 600 ° C. or higher. In particular, as a rotor material, 15 due to the requirement of strength in steam conditions of 600 ° C or higher,
Cr-26Ni heat-resistant steel is regarded as promising.
一方、蒸気タービン動翼材では、特に発電容量の増加に
伴い負荷応力が増大するため、さらに高温強度を改善す
る必要がある。従来、高温強度を改善する方法として
は、Ｎｉ基合金もしくはＮｉ−Ｃｏ系合金にＷを添加す
ること、あるいは特公昭47-23057号および特公昭42-206
18号公報に示すように、加工性の優れたＦｅ基合金に一
部Ｗを添加する方法が開示されている。しかしながら、
γ′相析出型鉄基合金においては、その鍛造性を重視す
る観点から、Ｗを添加することが避けられているのが現
状である。On the other hand, in the steam turbine blade material, the load stress increases with an increase in the power generation capacity, so that it is necessary to further improve the high temperature strength. Conventionally, as a method for improving high temperature strength, addition of W to a Ni-based alloy or a Ni-Co alloy, or Japanese Patent Publication Nos. 47-23057 and 42-206.
As shown in Japanese Patent Publication No. 18, a method of partially adding W to a Fe-based alloy having excellent workability is disclosed. However,
In the present situation, in the γ'phase precipitation type iron-based alloy, the addition of W is avoided from the viewpoint of the importance of forgeability.
そこで、現状では、蒸気タービン動翼材として高温強度
の優れたγ′相析出型Ｃｒ−Ｎｉ合金の開発が強く望ま
れている。Therefore, at present, there is a strong demand for the development of a γ'phase precipitation type Cr-Ni alloy having excellent high temperature strength as a steam turbine blade material.
本発明の目的は、主蒸気温度が６００〜６５０℃、圧力
３００〜３５０kgｆ／cm2の高温高圧蒸気の使用条件下
においても、高温強度性に優れたγ′相析出型のＣｒ−
Ｎｉ合金からなる蒸気タービン動翼を提供するにある。The object of the present invention is to provide a γ'phase-precipitation type Cr- which is excellent in high temperature strength even under conditions of use of high temperature and high pressure steam having a main steam temperature of 600 to 650 ° C and a pressure of 300 to 350 kgf / cm 2.
It is to provide a steam turbine rotor blade made of a Ni alloy.
本発明の第１の蒸気タービン動翼は、Ｃｒ−Ｎｉ合金に
高温強度を改善するためのγ′相形成元素であるＴｉ，
Ａｌ量を相互的に制御すると共に、さらにＷを相乗添加
した高温強度に優れたＣｒ−Ｎｉ合金からなる蒸気ター
ビン動翼であり、さらに詳しくは、重量比にてＣ：０．
０２〜０．０３８％、Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％
以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍ
ｏ：１．１８〜３．０％、Ｗ：０．５〜１．５１％、
Ｖ：０．４１％以下、そしてＡｌ：０．２２〜０．６３
％及びＴｉ：１．４１〜１．８１％であって、Ａｌ／Ｔ
ｉ比が０．１２３〜０．４の範囲を満たすように含有
し、さらにＢ：０．００２〜０．０１％を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴としてい
る。The first steam turbine blade of the present invention is a Cr-Ni alloy containing Ti, which is a γ'phase forming element for improving high temperature strength,
It is a steam turbine rotor blade made of a Cr-Ni alloy excellent in high temperature strength in which W is synergistically controlled while mutually controlling the amount of Al, and more specifically, in a weight ratio of C: 0.
02-0.038%, Mn: 2% or less, Si: 1.5%
Below, Cr: 10 to 20%, Ni: 20 to 35%, M
o: 1.18 to 3.0%, W: 0.5 to 1.51%,
V: 0.41% or less, and Al: 0.22 to 0.63
% And Ti: 1.41-1.81%, Al / T
It is characterized in that it is contained so that the i ratio satisfies the range of 0.123 to 0.4, further contains B: 0.002 to 0.01%, and the balance is Fe and inevitable impurities.
特に本発明では、Ｔｉ，Ａｌは共にγ′相析出元素であ
り、添加に伴つて高温強度が向上するが、ＴｉとＡｌの
添加割合によつて高温強度に及ぼす効果が著しく異なつ
ていることを見出し、Ａｌ／Ｔｉの比を一定の範囲に規
制したものである。さらに、Ｗを相乗添加することによ
り高温強度を向上させたことである。In particular, in the present invention, both Ti and Al are γ'phase precipitation elements, and the high temperature strength is improved with addition, but the effect on the high temperature strength is remarkably different depending on the addition ratio of Ti and Al. The heading is that the ratio of Al / Ti is regulated within a certain range. Further, the high temperature strength is improved by adding W synergistically.
また本発明の第２の蒸気タービン動翼は上述のγ′相析
出合金にＺｒを含有させることによって高温特性の向上
が図られている。Further, in the second steam turbine blade of the present invention, the high temperature characteristics are improved by including Zr in the above γ'phase precipitation alloy.
本発明の第３の蒸気タービン動翼は、第１の蒸気タービ
ン動翼同様に、Ｃｒ−Ｎｉ合金にγ′相析出元素である
Ｔｉ，Ａｌ量を相互的に制御すると共に、Ｗを相乗添加
した合金からなるもので、さらに詳しくは、Ｃ：０．０
２〜０．０３８％、Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％以
下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍｏ：
１．１８〜３．０％、Ｗ：０．５〜１．５１％、Ｖ：
０．４１％以下、そしてＡｌ：０．２２〜０．６３％及
びＴｉ：１．４１〜１．８１％であって、Ａｌ／Ｔｉ比
が０．１２３〜０．４の範囲を満たすように含有し、さ
らにＮｂ：０．０１〜１．０％またはＴａ：０．０１〜
１．０％と、Ｂ：０．００２〜０．０１％およびＺｒ：
０．５％以下の１種以上とを含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなることを特徴としている。そして第
３の蒸気タービン動翼においても、Ａｌ／Ｔｉ比を一定
範囲に規制した点に特徴がある。The third steam turbine rotor blade of the present invention, like the first steam turbine rotor blade, mutually controls the amounts of Ti and Al, which are the γ'phase precipitation elements, in the Cr-Ni alloy and synergistically adds W. It is composed of the above alloy, and more specifically, C: 0.0
2 to 0.038%, Mn: 2% or less, Si: 1.5% or less, Cr: 10 to 20%, Ni: 20 to 35%, Mo:
1.18 to 3.0%, W: 0.5 to 1.51%, V:
0.41% or less, and Al: 0.22 to 0.63% and Ti: 1.41 to 1.81% so that the Al / Ti ratio satisfies the range of 0.123 to 0.4. In addition, Nb: 0.01 to 1.0% or Ta: 0.01 to
1.0%, B: 0.002-0.01% and Zr:
One or more of 0.5% or less is contained, and the balance is Fe and unavoidable impurities. The third steam turbine rotor blade is also characterized in that the Al / Ti ratio is regulated within a certain range.
また、本発明の第４の蒸気タービン動翼は、第３の蒸気
タービン動翼のＣｒ−Ｎｉ合金にさらにＣａ：０．００
１０〜０．０５％およびＭｇ：０．００１０〜０．０５
％のうちの１種以上と、Ｃｅ、ＹおよびＬａのうちの１
種以上を１．０％以下含有させた合金で構成し、高温特
性と耐食性を改善したものである。In addition, the fourth steam turbine blade of the present invention further comprises a Cr-Ni alloy of the third steam turbine blade and Ca: 0.00.
10-0.05% and Mg: 0.0010-0.05
%, And one or more of Ce, Y and La
It is composed of an alloy containing 1.0% or less of seeds and improved high temperature characteristics and corrosion resistance.
以下に本発明鋼の組成割合の限定理由を述べると次の通
りである。The reasons for limiting the composition ratio of the steel of the present invention are described below.
Ｃ：０．０２〜０．０３８％ Ｃは炭化物を形成して高温強度およびクリープ破断強度
を向上させる重要元素である。しかし、Ｃ量が０．０２
％より低いとその効果がなく、０．０３８％を超える
と、靱性、溶接性を著しく低下させるので、その上限値
は０．０３８％とする。C: 0.02-0.038% C is an important element which forms a carbide and improves high temperature strength and creep rupture strength. However, the amount of C is 0.02
%, There is no effect, and if it exceeds 0.038%, the toughness and weldability are remarkably reduced, so the upper limit is made 0.038%.
Ｓｉ：１．５％以下 Ｓｉは溶解の脱酸剤として重要な元素であるが、Ｃと同
様に多量に添加すると、靱性および溶接性を害するの
で、その上限値を１．５％とする。Si: 1.5% or less Si is an important element as a deoxidizer for dissolution, but if added in a large amount like C, the toughness and weldability are impaired, so the upper limit is made 1.5%.
Ｍｎ：２％以下、 ＭｎはＳｉと同様に溶解の脱酸剤として必要な元素であ
ると共に、Ｓ等と結合して熱間加工性を高めるのに重要
な元素である。しかし、Ｍｎ量が２％を越えると、耐食
性および耐酸化性を低下させるので、その上限値を２％
とする。Mn: 2% or less, Mn is an element necessary as a deoxidizing agent for dissolution, similar to Si, and is an important element for combining with S or the like to improve hot workability. However, if the amount of Mn exceeds 2%, the corrosion resistance and oxidation resistance decrease, so the upper limit is set to 2%.
And
Ｃｒ：１０〜２０％ Ｃｒは高温強度、耐食性、耐酸化性を向上させる重要な
添加元素である。Ｃｒ量が１０％未満であれば、その効
果が少なく、２０％を越えると、溶接性を害すると共
に、フエライト相を形成して高温長時間側での脆化を促
進するため、Ｃｒ含有量は１０〜２０％の範囲に限定し
た。Cr: 10 to 20% Cr is an important additive element that improves high temperature strength, corrosion resistance, and oxidation resistance. If the Cr content is less than 10%, the effect is small, and if it exceeds 20%, the weldability is impaired, and a ferrite phase is formed to promote embrittlement on the high temperature and long time side. The range is limited to 10 to 20%.
Ｎｉ：２０〜３５％ Ｎｉはオーステナイト組織を形成する重要な成分であ
る。しかし、２０％以下ではその効果が十分でなく、不
安定なオーステナイト組織となる。一方、３５％を越え
ると、熱間加工性を低める。そこで、２０〜３５％の範
囲で添加する必要がある。Ni: 20 to 35% Ni is an important component forming an austenite structure. However, if it is 20% or less, the effect is not sufficient and an unstable austenite structure is formed. On the other hand, if it exceeds 35%, the hot workability is deteriorated. Therefore, it is necessary to add it in the range of 20 to 35%.
Ｍｏ：１．１８〜３％ Ｍｏはオーステナイト基地を強化すると共に、炭化物を
形成してクリープ破断強度を向上させる元素である。
１．１８％未満では、その効果が少なく、３．０％を越
えると高温での延性の低下と加工性の低下のため、Ｍｏ
量を１．１８〜３．０％の範囲に限定した。Mo: 1.18 to 3% Mo is an element that strengthens the austenite matrix and forms carbides to improve creep rupture strength.
If it is less than 1.18%, its effect is small, and if it exceeds 3.0%, ductility at high temperature and workability are deteriorated.
The amount was limited to the range of 1.18-3.0%.
Ａｌ：０．２２〜０．６３％およびＴｉ：１．４１〜
１．８１％であってＡｌ／Ｔｉ比：０．１２３〜０．
４。Al: 0.22-0.63% and Ti: 1.41-
1.81% and Al / Ti ratio: 0.123-0.
4.
ＴｉおよびＡｌはＮｉと化合して面に立方晶の金属間化
合物であるγ′相〔Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）〕を形成して
析出硬化元素である。このγ′相はオーステナイト基地
との整合性がよく、格子ひずみを生ずるので、高温強度
の改善に有効である。またγ′相は転位の移動を抑制す
るので、クリープ破断強度の向上に特に顕著な効果を有
することが知られている。Ti and Al combine with Ni to form a γ'phase [Ni 3 (Al, Ti)] which is a cubic intermetallic compound on the surface and are precipitation hardening elements. This γ'phase has good compatibility with the austenite matrix and causes lattice strain, which is effective in improving the high temperature strength. Further, it is known that the γ'phase suppresses the movement of dislocations and therefore has a particularly remarkable effect on the improvement of creep rupture strength.
また、Ｔｉは脱酸剤として作用すると共に、上記のよう
に高温強度延性を向上させるに有効なγ′相を析出させ
る重要な元素であつて、１．４１％未満ではその効果が
少なく、１．８１％を越えると、時効硬化性のないη相
を析出し易くなるため、Ｔｉ量を１．４１〜１．８１％
の範囲に限定した。Further, Ti acts as a deoxidizing agent and is an important element for precipitating the γ'phase effective for improving the high temperature strength ductility as described above. If it is less than 1.41%, its effect is small. If it exceeds 0.81%, an η phase having no age hardening property is likely to precipitate, so the Ti content is 1.41 to 1.81%.
Limited to the range.
一方、ＡｌはＴｉと結合して金属化合物γ′相を析出し
て高温強度を向上させる元素であるが、０．２２％未満
ではその効果が少なく、０．６３％を越えると、かえつ
て高温強度を低下させるため、単独添加のＡｌ量を０．
２２％の範囲に限定した。On the other hand, Al is an element that improves the high temperature strength by combining with Ti to precipitate a metal compound γ'phase, but if it is less than 0.22%, its effect is small, and if it exceeds 0.63%, it is rather high temperature. In order to reduce the strength, the amount of Al added alone is set to 0.
The range was limited to 22%.
ＡｌとＴｉは相互作用が働き、その相対比によつて時効
硬化性のないη相（Ｎｉ３Ｔｉ）を形成し、かえつて高
温強度が劣化するので、Ａｌ／Ｔｉ比を０．１２３〜
０．４の範囲に規制した。Al and Ti interact with each other to form an η phase (Ni 3 Ti) that is not age-hardenable due to the relative ratio, and on the contrary, the high temperature strength deteriorates. Therefore, the Al / Ti ratio is 0.123 to
Restricted to 0.4 range.
Ｖ：０．４１％以下 ＶはＶＳ，ＶＮ，ＶＣ等の析出物を生成する元素であ
る。このうちＶＣは時効硬化性があるため、引張り強さ
並びにクリープ破断強度を向上するのに有効である。し
かし、Ｖ量が増加すると、ＶはCr2O3等の金属保護被膜
に拡散して、その融点を低めるため、耐酸化性に悪影響
を及ぼす、そこでＶ量は０．４１％以下に制限する。V: 0.41% or less V is an element that forms precipitates such as VS, VN, and VC. Of these, VC has an age hardening property and is therefore effective in improving tensile strength and creep rupture strength. However, when the amount of V increases, V diffuses into the metal protective coating such as Cr 2 O 3 and lowers its melting point, which adversely affects the oxidation resistance. Therefore, the amount of V is limited to 0.41% or less. .
Ｗ：０．５〜１．５１％ Ｗはオーステナイト基地を強化すると共に、炭化物を形
成してクリープ破断強度を増すと同時に、熱疲労寿命の
改善に対して有効な元素である。W: 0.5 to 1.51% W is an element that strengthens the austenite matrix, forms carbides to increase creep rupture strength, and at the same time is effective for improving thermal fatigue life.
０．５％未満ではその効果が少ない一方、多量に添加す
るとオーステナイト構造を不安定にすると共に、材料原
価が上昇するため、その上限を１．５１％とする。If it is less than 0.5%, its effect is small, while if it is added in a large amount, the austenite structure becomes unstable and the material cost increases, so the upper limit is made 1.51%.
Ｂ：0.002〜0.01％、Ｚｒ：０．５％以下 ＢまたはＺｒはいずれも高温での靱性を向上させると共
に、結晶粒界を著しく強化、かつ延性を改善する元素で
あるが、多量に添加すると鍛造性および耐酸化性に悪影
響を及ぼすため、上限をＢは0.01％、Ｚｒは０．５％以
下とする。B: 0.002 to 0.01%, Zr: 0.5% or less Both B and Zr are elements that improve toughness at high temperature, reinforce the grain boundaries significantly, and improve ductility, but if added in large amounts Since the forgeability and the oxidation resistance are adversely affected, the upper limits are 0.01% for B and 0.5% or less for Zr.
Ｎｂ，Ｔａは炭化物生成元素であるばかりか、Ａｌおよ
びＴｉ同様、Ｎｉと化合しγ′相を析出し、クリープ破
断強度の向上に有効である。しかし、0.01％以下ではそ
の効果が小さく、１．０％を越えて添加すると、鍛造性
を害し、製造困難となるため、0.01〜１．０％に制限し
た。Nb and Ta are not only carbide-forming elements, but like Al and Ti, they combine with Ni to precipitate a γ'phase and are effective in improving creep rupture strength. However, if it is less than 0.01%, its effect is small, and if it is added over 1.0%, the forgeability is impaired and the manufacturing becomes difficult. Therefore, the content is limited to 0.01 to 1.0%.
Ｃａ，Ｍｇはいずれも有効な脱酸材で、特に高温の強度
並びに延性の改善に役立つ。しかし、多量に添加すると
鍛造性を著しく低下させるため、上限を0.05％とする。
ただし、0.0010％以下では十分な効果を期待できないた
め、0.0010％を下限とする。Both Ca and Mg are effective deoxidizing materials and are particularly useful for improving strength and ductility at high temperatures. However, if added in a large amount, the forgeability is significantly reduced, so the upper limit is made 0.05%.
However, if 0.0010% or less, a sufficient effect cannot be expected, so 0.0010% is the lower limit.
Ｃｅ，Ｙ，Ｌａはいずれも生成したCr2O3やAl2O3皮膜の
密着性の改善、成長速度の抑制、空孔の消滅源として働
き、ボイドの形成抑制等の効果を有し、耐酸化性の向上
に有効である。しかし、多量に添加すると、粒界に偏析
し高温強度を低下させるため、その上限を１．０％とす
る。Ce, Y, and La all have the effects of improving the adhesion of the formed Cr 2 O 3 or Al 2 O 3 coating, suppressing the growth rate, functioning as a source of vanishing holes, and suppressing the formation of voids, It is effective for improving the oxidation resistance. However, if added in a large amount, it segregates at the grain boundaries to lower the high temperature strength, so the upper limit is made 1.0%.
第１図は本発明のオーステナイト耐熱鋼を動翼として用
いるのに好適な蒸気タービンの例を示す断面図である。FIG. 1 is a sectional view showing an example of a steam turbine suitable for using the austenitic heat resistant steel of the present invention as a rotor blade.
第１図において、複数の動翼１０を植設したロータ１２
は、動翼１０間に位置するように複数の静翼１４を設け
ている内部ケーシング１６を貫通している。そして、内
部ケーシング１６は、複数の凸部１８が形成され、これ
ら複数の凸部１８が内部ケーシングを内設している外部
ケーシング２０の凹部に嵌入され、ボルト等によつて固
定されている。また外部ケーシング２０は、貫通孔部２
２においてロータ１２の両端を回転自在に支持してお
り、図において左下部に流出口２４が形成され、上部に
は開口２６が形成されている。In FIG. 1, a rotor 12 having a plurality of moving blades 10 planted therein
Penetrates an inner casing 16 provided with a plurality of vanes 14 so as to be located between the moving blades 10. The inner casing 16 is formed with a plurality of protrusions 18, and the plurality of protrusions 18 are fitted into the recesses of the outer casing 20 in which the inner casing is provided, and are fixed by bolts or the like. The outer casing 20 has a through hole 2
2, both ends of the rotor 12 are rotatably supported, and an outlet 24 is formed in the lower left part of the figure, and an opening 26 is formed in the upper part.
第２図にはロータ１２に植設される動翼１０の斜視図が
示されており、動翼１９はロータ１２に固定する固定部
３１と翼３２とから構成されている。FIG. 2 shows a perspective view of the moving blade 10 planted in the rotor 12, and the moving blade 19 is composed of a fixed portion 31 fixed to the rotor 12 and a blade 32.
主蒸気は、第１図の矢印に示す如く主蒸気管３０内を流
下し、ノズルボツクス２８を経て内部ケーシング１６内
に流入する。その後、動翼１０をロータ１２と一体的に
回転作動させると主蒸気は内部ケーシング１６と外部ケ
ーシング２０との間の空間部に入り、流出口２４から流
出する。The main steam flows down in the main steam pipe 30 as shown by the arrow in FIG. 1, and flows into the inner casing 16 via the nozzle box 28. After that, when the moving blade 10 is rotated integrally with the rotor 12, the main steam enters the space portion between the inner casing 16 and the outer casing 20 and flows out from the outflow port 24.
ここで、主蒸気の温度を６５０℃、圧力を350kgｆ／cm2
とすると、前記蒸気タービンは、動翼１０において温度
６５０℃〜554.3℃、圧力350kgｆ／cm2〜１９９kgｆ／c
m2の運転条件となる。Here, the temperature of the main steam is 650 ° C. and the pressure is 350 kgf / cm 2.
Then, in the steam turbine, the rotor blade 10 has a temperature of 650 ° C. to 554.3 ° C. and a pressure of 350 kgf / cm 2 to 199 kgf / c.
The operating condition is m 2 .
第１表は供試材の化学成分を示すもので、NO.１〜６は
本発明鋼、NO.７〜１１は比較鋼を示している。Table 1 shows the chemical composition of the test material. NO. 1 to 6 show the steels of the present invention, and NO. 7 to 11 show the comparative steels.
上記の供試材は、いずれも熱間鍛造した後、９５０〜10
50℃で１〜３時間加熱後水冷の溶体化処理し、次いで７
００〜７６０℃で１６時間加熱し、空冷する時効処理を
施したものである。その組織は全オーステナイト基地に
γ′相が析出したものである。 All of the above test materials were 950-10 after hot forging.
After heating at 50 ° C for 1 to 3 hours, water-cooled solution treatment, then 7
The aging treatment was carried out by heating at 00 to 760 ° C. for 16 hours and air cooling. The structure is that in which the γ'phase is precipitated in the entire austenite matrix.
第３図は発明鋼および比較鋼におけるＡｌ／Ｔｉ比と引
張り強さ、０．２％耐力との関係を示す線図である。こ
の結果によれば、引張り強さはＡｌ／Ｔｉ比が０．１２
３以上から高い値を示し、その比が０．２から０．４の
範囲ではほぼ一定の100kgｆ／mm2程度となることがわか
る。FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the Al / Ti ratio, the tensile strength, and the 0.2% proof stress in the invention steel and the comparative steel. According to this result, the tensile strength is such that the Al / Ti ratio is 0.12.
It can be seen that a high value is exhibited from 3 or more, and when the ratio is in the range of 0.2 to 0.4, it becomes approximately constant 100 kgf / mm 2 .
一方、０．２％耐力もＡｌ／Ｔｉ比が０．１２３以降で
著しい増加を示し、その後０．４以上で低下傾向とな
る。したがつて、Ａｌ添加量の少ない範囲ではγ′相
〔Ni3(Al,Ti)〕による析出強化が十分期待できないとと
もにＡｌを必要以上に添加すると、逆に強度が低下する
ことがわかる。すなわちＡｌ／Ｔｉ比が０．１２３〜
０．４の範囲に高い引張り強さ並びに０．２％耐力が得
られることがわかる。On the other hand, the 0.2% proof stress also shows a remarkable increase when the Al / Ti ratio is 0.123 or later, and then tends to decrease when it is 0.4 or more. Therefore, it can be seen that the precipitation strengthening by the γ'phase [Ni 3 (Al, Ti)] cannot be expected sufficiently in the range where the amount of Al added is small, and that the strength decreases conversely when Al is added more than necessary. That is, the Al / Ti ratio is 0.123 to
It can be seen that high tensile strength and 0.2% proof stress can be obtained in the range of 0.4.
第４図は供試材のＡｌ／Ｔｉ比と引張り延性との関係を
示す線図である。この結果によれば、破断伸び、絞りと
もＡｌ／Ｔｉ比にかかわらずほぼ一定の値を示す。ま
た、その値は伸びが約２０％、絞りが約６０％といずれ
も良好な値である。FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the Al / Ti ratio and tensile ductility of the test material. According to this result, both the elongation at break and the drawing show almost constant values regardless of the Al / Ti ratio. Further, the values are good values such as elongation of about 20% and drawing of about 60%.
第５図は本発明鋼NO.５，NO.６および比較鋼NO.１１の
６５０℃クリープ破断強度を比較する線図である。図か
ら明らかなように、本発明鋼NO.５，NO.６は比較鋼NO.
１１に比べて高いクリープ破断強度を示す。例えば、１
０４時間強度で比較鋼NO.１１は２６kgｆ／mm2であるの
に対し、本発明鋼では約３２kgｆ／mm2の高強度を示す
ことが判明される。すなわち、本発明鋼はＡｌ／Ｔｉ比
を一定の範囲に規制し、かつＷを添加すると共に、脱酸
および耐酸化性の向上のためＭｇ，ＣａおよびＣｅ，
Ｙ，Ｌａ等を添加したので、高温強度が著しく向上して
いることが判明した。FIG. 5 is a diagram comparing the 650 ° C. creep rupture strengths of the invention steels No. 5 and NO. 6 and the comparative steel No. 11. As is clear from the figure, the invention steels No. 5 and No. 6 are comparative steel Nos.
The creep rupture strength is higher than that of No. 11. For example, 1
0 4 hours intensity comparative steel NO.11 whereas a 26kgf / mm 2, in the present invention steel is found to exhibit high strength of about 32 kgf / mm 2. That is, in the steel of the present invention, the Al / Ti ratio is regulated within a certain range, W is added, and at the same time, Mg, Ca and Ce are added to improve deoxidation and oxidation resistance.
It was found that the high temperature strength was remarkably improved because Y, La and the like were added.
このように本実施例によれば、Ａｌ／Ｔｉ比を０．１〜
０．４の範囲に限定し、さらにＷを０．５〜１０％の範
囲内で添加すれば、Ｃｒ−Ｎｉ合金の高温強度を著しく
改善する効果があることが明らかになつた。Thus, according to this embodiment, the Al / Ti ratio is 0.1 to
It was revealed that the addition of W within the range of 0.5 to 10% has the effect of remarkably improving the high temperature strength of the Cr-Ni alloy by limiting it to the range of 0.4.
以上のように、本発明によれば、主蒸気温度が６００〜
６５０℃、圧力３００〜３５０kgｆ／mm2の高温高圧蒸
気下でも高いクリープ破断強度を示す高温強度の優れた
蒸気タービン動翼を提供することができる。As described above, according to the present invention, the main steam temperature is 600 to
It is possible to provide a steam turbine rotor blade having excellent high temperature strength, which exhibits high creep rupture strength even under high temperature and high pressure steam at 650 ° C. and a pressure of 300 to 350 kgf / mm 2 .
第１図は蒸気タービンの構造断面図、第２図はロータに
植設される動翼の斜視図、第３図は供試材のＡｌ／Ｔｉ
比と機械的性質との関係を示す線図、第４図は供試材の
Ａｌ／Ｔｉ比と引張り延性との関係を示す線図、第５図
は本発明鋼および比較鋼のクリープ破断強度を比較する
線図である。 １０…動翼、１２…ロータ、１６…内部ケーシング、２
０…外部ケーシング。FIG. 1 is a structural cross-sectional view of a steam turbine, FIG. 2 is a perspective view of a rotor blade implanted in a rotor, and FIG. 3 is Al / Ti of a test material.
Ratio and mechanical properties, Fig. 4 is a graph showing the relationship between Al / Ti ratio and tensile ductility of the test material, and Fig. 5 is the creep rupture strength of the invention steel and comparative steel. It is a diagram which compares. 10 ... moving blade, 12 ... rotor, 16 ... inner casing, 2
0 ... External casing.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 桐原 誠信 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 志賀 正男 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立研究所内 (56)参考文献 特開 昭60−13050（ＪＰ，Ａ) 特公 昭34−3412（ＪＰ，Ｂ１) ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Inventor Masanobu Kirihara 3-1-1 Sachimachi, Hitachi City, Ibaraki Hitachi Ltd. Hitachi Research Laboratory (72) Inventor Masao Shiga 3-chome, Hitachi City, Ibaraki Prefecture No. 1 in Hitachi Research Laboratory, Hitachi, Ltd. (56) Reference JP-A-60-13050 (JP, A) JP-B-34-3412 (JP, B1)
Claims (4)
Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１０〜２
０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍｏ：１．１８〜３．０
％、Ｗ：０．５〜１．５１％、Ｖ：０．４１％以下、Ａ
ｌ：０．２２〜０．６３％、Ｔｉ：１．４１〜１．８１
％、Ｂ：０．００２〜０．０１％、Ａｌ／Ｔｉ比が０．
１２３〜０．４であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする高温強度に優れた蒸気タービ
ン動翼。1. A weight ratio of C: 0.02 to 0.038%,
Mn: 2% or less, Si: 1.5% or less, Cr: 10-2
0%, Ni: 20 to 35%, Mo: 1.18 to 3.0
%, W: 0.5 to 1.51%, V: 0.41% or less, A
1: 0.22 to 0.63%, Ti: 1.41 to 1.81
%, B: 0.002-0.01%, Al / Ti ratio is 0.
A steam turbine rotor blade having excellent high-temperature strength, characterized in that the content is 123 to 0.4 and the balance is Fe and inevitable impurities.
Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１０〜２
０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍｏ：１．１８〜３．０
％、Ｗ：０．５〜１．５１％、Ｖ：０．４１％以下、Ａ
ｌ：０．２２〜０．６３％、Ｔｉ：１．４１〜１．８１
％、Ｂ：０．００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．５％以
下、Ａｌ／Ｔｉ比が０．１２３〜０．４であり、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高温
強度に優れた蒸気タービン動翼。2. A weight ratio of C: 0.02 to 0.038%,
Mn: 2% or less, Si: 1.5% or less, Cr: 10-2
0%, Ni: 20 to 35%, Mo: 1.18 to 3.0
%, W: 0.5 to 1.51%, V: 0.41% or less, A
1: 0.22 to 0.63%, Ti: 1.41 to 1.81
%, B: 0.002-0.01%, Zr: 0.5% or less, Al / Ti ratio is 0.123-0.4, and the balance F
A steam turbine rotor blade excellent in high-temperature strength, which is characterized by comprising e and inevitable impurities.
Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１０〜２
０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍｏ：１．１８〜３．０
％、Ｗ：０．５〜１．５１％、Ｖ：０．４１％以下、Ａ
ｌ：０．２２〜０．６３％、Ｔｉ：１．４１〜１．８１
％、Ａｌ／Ｔｉ比が０．１２３〜０．４であり、Ｎｂ：
０．０１〜１．０％またはＴａ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．００２〜０．０１％およびＺｒ：０．５％以下
の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする高温強度に優れた蒸気タービン
動翼。3. A weight ratio of C: 0.02 to 0.038%,
Mn: 2% or less, Si: 1.5% or less, Cr: 10-2
0%, Ni: 20 to 35%, Mo: 1.18 to 3.0
%, W: 0.5 to 1.51%, V: 0.41% or less, A
1: 0.22 to 0.63%, Ti: 1.41 to 1.81
%, The Al / Ti ratio is 0.123 to 0.4, and Nb:
0.01-1.0% or Ta: 0.01-1.0%,
B: 0.002-0.01% and Zr: 0.5% or less, and a balance of Fe and unavoidable impurities. A steam turbine blade excellent in high-temperature strength.
Ｍｎ：２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１０〜２
０％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｍｏ：１．１８〜３．０
％、Ｗ：０．５〜１．５１％、Ｖ：０．４１％以下、Ａ
ｌ：０．２２〜０．６３％、Ｔｉ：１．４１〜１．８１
％、Ａｌ／Ｔｉ比が０．１２３〜０．４であり、Ｎｂ：
０．０１〜１．０％またはＴａを０．０１〜１．０％を
含有し、Ｂ：０．００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．５％
以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０５％およびＭｇ：
０．００１０〜０．０５％のうちの１種以上、Ｃｅ、
Ｙ、Ｌａのうちの１種以上を１．０％以下含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高
温強度に優れた蒸気タービン動翼。4. A weight ratio of C: 0.02 to 0.038%,
Mn: 2% or less, Si: 1.5% or less, Cr: 10-2
0%, Ni: 20 to 35%, Mo: 1.18 to 3.0
%, W: 0.5 to 1.51%, V: 0.41% or less, A
1: 0.22 to 0.63%, Ti: 1.41 to 1.81
%, The Al / Ti ratio is 0.123 to 0.4, and Nb:
0.01-1.0% or 0.01-1.0% Ta, B: 0.002-0.01%, Zr: 0.5%
Hereinafter, Ca: 0.0010 to 0.05% and Mg:
One or more of 0.0010 to 0.05%, Ce,
A steam turbine rotor blade excellent in high-temperature strength, containing 1.0% or less of one or more of Y and La, and the balance Fe and unavoidable impurities.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221576A JPH0657868B2 (en) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | Steam turbine blade |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221576A JPH0657868B2 (en) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | Steam turbine blade |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6199659A JPS6199659A (en) | 1986-05-17 |
| JPH0657868B2 true JPH0657868B2 (en) | 1994-08-03 |
Family
ID=16768900
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59221576A Expired - Lifetime JPH0657868B2 (en) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | Steam turbine blade |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0657868B2 (en) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6396251A (en) * | 1986-10-14 | 1988-04-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Heat resistant alloy for high temperature steam turbine |
| US5158743A (en) * | 1991-04-24 | 1992-10-27 | Rockwell International Corporation | Hydrogen resistant alloy |
| JP3308090B2 (en) * | 1993-12-07 | 2002-07-29 | 日立金属株式会社 | Fe-based super heat-resistant alloy |
| JP3424314B2 (en) * | 1994-02-24 | 2003-07-07 | 大同特殊鋼株式会社 | Heat resistant steel |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013050A (en) * | 1983-07-05 | 1985-01-23 | Daido Steel Co Ltd | heat resistant alloy |
-
1984
- 1984-10-22 JP JP59221576A patent/JPH0657868B2/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6199659A (en) | 1986-05-17 |
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