JPH0657868B2 - 蒸気タ−ビン動翼 - Google Patents
蒸気タ−ビン動翼Info
- Publication number
- 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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- Japan
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- steam turbine
- ratio
- high temperature
- strength
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
りである。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
Ａｌ：０．２２〜０．６３％およびＴｉ：１．４１〜
１．８１％であってＡｌ／Ｔｉ比：０．１２３〜０．
４。
１．８１％であってＡｌ／Ｔｉ比：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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
いるのに好適な蒸気タービンの例を示す断面図である。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
本発明鋼、NO.７〜１１は比較鋼を示している。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── 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)
Claims (4)
- 【請求項１】重量比にてＣ：０．０２〜０．０３８％、
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。 - 【請求項２】重量比にてＣ：０．０２〜０．０３８％、
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。 - 【請求項３】重量比にてＣ：０．０２〜０．０３８％、
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。 - 【請求項４】重量比にてＣ：０．０２〜０．０３８％、
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221576A JPH0657868B2 (ja) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | 蒸気タ−ビン動翼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221576A JPH0657868B2 (ja) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | 蒸気タ−ビン動翼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6199659A JPS6199659A (ja) | 1986-05-17 |
| JPH0657868B2 true JPH0657868B2 (ja) | 1994-08-03 |
Family
ID=16768900
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59221576A Expired - Lifetime JPH0657868B2 (ja) | 1984-10-22 | 1984-10-22 | 蒸気タ−ビン動翼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0657868B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6396251A (ja) * | 1986-10-14 | 1988-04-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温蒸気タ−ビン用耐熱合金 |
| US5158743A (en) * | 1991-04-24 | 1992-10-27 | Rockwell International Corporation | Hydrogen resistant alloy |
| JP3308090B2 (ja) * | 1993-12-07 | 2002-07-29 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ基超耐熱合金 |
| JP3424314B2 (ja) * | 1994-02-24 | 2003-07-07 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱鋼 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013050A (ja) * | 1983-07-05 | 1985-01-23 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱合金 |
-
1984
- 1984-10-22 JP JP59221576A patent/JPH0657868B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6199659A (ja) | 1986-05-17 |
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