JPH0734202A - 蒸気タービン用ロータ - Google Patents
蒸気タービン用ロータInfo
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- JPH0734202A JPH0734202A JP5182647A JP18264793A JPH0734202A JP H0734202 A JPH0734202 A JP H0734202A JP 5182647 A JP5182647 A JP 5182647A JP 18264793 A JP18264793 A JP 18264793A JP H0734202 A JPH0734202 A JP H0734202A
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- steam turbine
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
- F01D5/12—Blades
- F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高温蒸気タービン用ロータとして好適な、優
れた高温強度ならびに、その高温強度を長時間維持す
る。 【構成】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0
％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.
10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.
025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残部はFe及び不
可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト組織
を有する耐熱鋼より形成される。
れた高温強度ならびに、その高温強度を長時間維持す
る。 【構成】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0
％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.
10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.
025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残部はFe及び不
可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト組織
を有する耐熱鋼より形成される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高温蒸気タービン用ロ
ータに関する。
ータに関する。
【０００２】
【従来の技術】火力発電設備の高温高圧部材は、材料特
性のバランスが優れていると同時に、高温長時間にわた
りその材料特性の変化が少ないことを要求されている。
従来、このような高温高圧部材として、 8〜12％のCrを
含有する高Crフェライト系耐熱鋼が使用されている。こ
の種の鋼は比較的低価格であり製造性に優れ、物理的特
性値が良好であることから、広範囲に使用され、高温高
圧設備の性能、信頼性及び運用性の向上に貢献してい
る。
性のバランスが優れていると同時に、高温長時間にわた
りその材料特性の変化が少ないことを要求されている。
従来、このような高温高圧部材として、 8〜12％のCrを
含有する高Crフェライト系耐熱鋼が使用されている。こ
の種の鋼は比較的低価格であり製造性に優れ、物理的特
性値が良好であることから、広範囲に使用され、高温高
圧設備の性能、信頼性及び運用性の向上に貢献してい
る。
【０００３】従来の高Crフェライト系耐熱鋼は、高温強
度と靭性という相反する特性を両立させることを開発の
最大の目的としていた。このため、靭性を低下させる原
因のひとつである結晶粒界上への析出物の析出を回避し
つつ、母相の固溶強化に加えて結晶粒内に均一微細に析
出物を析出させることにより高温強度の確保を図ってい
る。
度と靭性という相反する特性を両立させることを開発の
最大の目的としていた。このため、靭性を低下させる原
因のひとつである結晶粒界上への析出物の析出を回避し
つつ、母相の固溶強化に加えて結晶粒内に均一微細に析
出物を析出させることにより高温強度の確保を図ってい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
高Crフェライト系耐熱鋼は 600℃程度の高温で長時間の
クリープを受けると、金属組織の変化が著しくなり、不
可避的に析出する析出物の大半が結晶粒界あるいはマル
テンサイトラス境界上に存在し、一方マルテンサイトラ
ス内は析出物の密度が低下し、回復・サブグレイン化が
活発になる。その結果、この組織変化に対応して耐衝撃
性などの材料特性が大きく低下してしまう。このため、
従来の高Crフェライト系耐熱鋼を用いて大型部材である
蒸気タービン用ロータを形成し 600℃以上の蒸気環境下
で運転した場合、火力発電プラントの信頼性が損なわれ
るという問題がある。一方、地球環境保護の観点から火
力発電プラントの熱効率向上が要求されており、 600℃
以上の蒸気を用いた高温高圧の火力発電プラントが必要
とされている。
高Crフェライト系耐熱鋼は 600℃程度の高温で長時間の
クリープを受けると、金属組織の変化が著しくなり、不
可避的に析出する析出物の大半が結晶粒界あるいはマル
テンサイトラス境界上に存在し、一方マルテンサイトラ
ス内は析出物の密度が低下し、回復・サブグレイン化が
活発になる。その結果、この組織変化に対応して耐衝撃
性などの材料特性が大きく低下してしまう。このため、
従来の高Crフェライト系耐熱鋼を用いて大型部材である
蒸気タービン用ロータを形成し 600℃以上の蒸気環境下
で運転した場合、火力発電プラントの信頼性が損なわれ
るという問題がある。一方、地球環境保護の観点から火
力発電プラントの熱効率向上が要求されており、 600℃
以上の蒸気を用いた高温高圧の火力発電プラントが必要
とされている。
【０００５】本発明はこのような課題に対処するために
なされたもので、高温蒸気タービン部材として好適な、
優れた高温強度ならびに、その高温強度を長時間維持す
ることのできる蒸気タービン用ロータを提供することを
目的とする。
なされたもので、高温蒸気タービン部材として好適な、
優れた高温強度ならびに、その高温強度を長時間維持す
ることのできる蒸気タービン用ロータを提供することを
目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明の第 1の
蒸気タービン用ロータは、重量％で、C:0.05〜0.30％、
Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0
％以下、V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜
5.0 ％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残
部はFe及び不可避的不純物からなるフェライト／マルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴
とする。
蒸気タービン用ロータは、重量％で、C:0.05〜0.30％、
Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0
％以下、V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜
5.0 ％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残
部はFe及び不可避的不純物からなるフェライト／マルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴
とする。
【０００７】本発明の第 2の蒸気タービン用ロータは、
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0% 、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10
％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト
組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とする。
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0% 、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10
％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト
組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とする。
【０００８】本発明の第 3の蒸気タービン用ロータは、
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10
％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト
組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とする。
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10
％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト
組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とする。
【０００９】本発明の第 4の蒸気タービン用ロータは、
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0
％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残部は
Fe及び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサ
イト組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とす
る。
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0
％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残部は
Fe及び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサ
イト組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とす
る。
【００１０】本発明の第 5の蒸気タービン用ロータは、
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0
％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を
含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるフェライ
ト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする。
重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜13.0％、Si:1.0％
以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、V:0.10〜0.50％、
Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0
％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を
含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるフェライ
ト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする。
【００１１】本発明の第 6の蒸気タービン用ロータは、
上述の第 1から第 6の蒸気タービン用ロータがそれぞれ
耐熱鋼全体に対する重量％で、Co:0.001〜5.0 ％および
B:0.0005〜0.05％の少なくとも 1種以上を更に含有する
フェライト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形
成されることを特徴とする。
上述の第 1から第 6の蒸気タービン用ロータがそれぞれ
耐熱鋼全体に対する重量％で、Co:0.001〜5.0 ％および
B:0.0005〜0.05％の少なくとも 1種以上を更に含有する
フェライト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形
成されることを特徴とする。
【００１２】本発明の蒸気タービン用ロータは、上述の
蒸気タービン用ロータがそれぞれ1050〜1150℃の焼入れ
温度による熱処理を施すことにより結晶粒径の分布が均
一なマルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする。また、1050〜1150℃の焼入れ温度に
よる熱処理を施された後、さらに少なくとも 620〜 760
℃の温度において熱処理を施すことを特徴とする。
蒸気タービン用ロータがそれぞれ1050〜1150℃の焼入れ
温度による熱処理を施すことにより結晶粒径の分布が均
一なマルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする。また、1050〜1150℃の焼入れ温度に
よる熱処理を施された後、さらに少なくとも 620〜 760
℃の温度において熱処理を施すことを特徴とする。
【００１３】本発明の蒸気タービン用ロータは、上述の
熱処理により結晶粒界及びマルテンサイトラス境界、な
らびにマルテンサイトラス内部に析出させる析出物の合
計量が 2.5〜7.0 重量％である耐熱鋼より形成されるこ
とを特徴とする。また、焼入れ温度による熱処理後のオ
ーステナイト結晶粒径が 50 〜100 μm であることを特
徴とする。
熱処理により結晶粒界及びマルテンサイトラス境界、な
らびにマルテンサイトラス内部に析出させる析出物の合
計量が 2.5〜7.0 重量％である耐熱鋼より形成されるこ
とを特徴とする。また、焼入れ温度による熱処理後のオ
ーステナイト結晶粒径が 50 〜100 μm であることを特
徴とする。
【００１４】本発明の蒸気タービン用ロータはエレクト
ロスラグ再溶解法を用いて得られる耐熱鋼塊より形成さ
れることを特徴とする。
ロスラグ再溶解法を用いて得られる耐熱鋼塊より形成さ
れることを特徴とする。
【００１５】本発明の蒸気タービン用ロータは、マルテ
ンサイトラス内部の析出物と従来特性低下の原因となる
と考えられていた結晶粒界あるいはマルテンサイトラス
境界上の析出物を、特定の組成を有する高Crフェライト
鋼に予め所定量含ませ積極的に利用することにより高温
クリープ破断強度及びクリープ抵抗を向上させ、かつ高
温長時間における組織安定性を兼ね備えた均一な金属組
織を有する耐熱鋼を見出だしたことに基づくものであ
る。また、所定の熱処理を施すことにより、上述の析出
物が容易に析出することを見出だしたことに基づくもの
である。
ンサイトラス内部の析出物と従来特性低下の原因となる
と考えられていた結晶粒界あるいはマルテンサイトラス
境界上の析出物を、特定の組成を有する高Crフェライト
鋼に予め所定量含ませ積極的に利用することにより高温
クリープ破断強度及びクリープ抵抗を向上させ、かつ高
温長時間における組織安定性を兼ね備えた均一な金属組
織を有する耐熱鋼を見出だしたことに基づくものであ
る。また、所定の熱処理を施すことにより、上述の析出
物が容易に析出することを見出だしたことに基づくもの
である。
【００１６】以下、本発明の蒸気タービン用ロータを形
成する耐熱鋼の組成範囲を限定する理由について説明す
る。なお、以下の説明において組成を表す％は、特に断
らない限り重量％とする。CはCr、Nb、V 等と結合して
炭化物を形成し、これらが結晶粒界、マルテンサイトラ
ス境界あるいはマルテンサイトラス内に析出し、析出強
化に寄与するとともに、焼入れ性の向上や、δフェライ
ト生成の抑制に必要不可欠な元素である。所望のクリー
プ破断強度を確保するためには0.05％以上の添加が必要
であるが、0.30％を超えて添加すると炭化物の粗大化を
促進するため、その含有量を0.05〜0.30％とした。
成する耐熱鋼の組成範囲を限定する理由について説明す
る。なお、以下の説明において組成を表す％は、特に断
らない限り重量％とする。CはCr、Nb、V 等と結合して
炭化物を形成し、これらが結晶粒界、マルテンサイトラ
ス境界あるいはマルテンサイトラス内に析出し、析出強
化に寄与するとともに、焼入れ性の向上や、δフェライ
ト生成の抑制に必要不可欠な元素である。所望のクリー
プ破断強度を確保するためには0.05％以上の添加が必要
であるが、0.30％を超えて添加すると炭化物の粗大化を
促進するため、その含有量を0.05〜0.30％とした。
【００１７】Crは耐酸化性、耐食性を向上させるととも
に固溶強化ならびに析出分散強化及び粒界析出強化に寄
与する M23 C6 型析出物の構成元素として必要不可欠な
元素であるが、 8.0％未満の添加量では上述の効果が得
られない。一方、13.0％を超えるとδフェライトを生成
するとともにその他の成分のバランスによってはオース
テナイト領域からの焼入れあるいは焼ならしが不可能に
なるため、その含有量を 8.0〜13.0％とした。
に固溶強化ならびに析出分散強化及び粒界析出強化に寄
与する M23 C6 型析出物の構成元素として必要不可欠な
元素であるが、 8.0％未満の添加量では上述の効果が得
られない。一方、13.0％を超えるとδフェライトを生成
するとともにその他の成分のバランスによってはオース
テナイト領域からの焼入れあるいは焼ならしが不可能に
なるため、その含有量を 8.0〜13.0％とした。
【００１８】Vは固溶強化及び微細な V炭窒化物の形成
に寄与する。約0.30％以上の添加量でこれらの微細析出
物は、クリープ中に主としてマルテンサイトラス境界上
に析出し回復を抑制するとともにクリープ抵抗を増加さ
せるが、 0.5％を超えるとδフェライトの析出が著しく
なる。また、0.10％未満の添加量では固溶量、析出量と
もに少なく上述の効果が得られないため、その含有量を
0.10〜0.50％とした。
に寄与する。約0.30％以上の添加量でこれらの微細析出
物は、クリープ中に主としてマルテンサイトラス境界上
に析出し回復を抑制するとともにクリープ抵抗を増加さ
せるが、 0.5％を超えるとδフェライトの析出が著しく
なる。また、0.10％未満の添加量では固溶量、析出量と
もに少なく上述の効果が得られないため、その含有量を
0.10〜0.50％とした。
【００１９】Wは固溶強化とともに本発明に係わる耐熱
鋼において最も重要である主としてFe、Cr、W からなる
金属間化合物の形成に寄与する。適切な熱処理を施すこ
とにより、金属間化合物の大半を結晶粒界及びマルテン
サイトラス境界上に析出させるためには 0.5％以上の添
加が必要であるが、 5.0％を超えると靭性及び加熱脆化
特性を著しく低下させるため、その含有量を0.50〜 5.0
％とした。
鋼において最も重要である主としてFe、Cr、W からなる
金属間化合物の形成に寄与する。適切な熱処理を施すこ
とにより、金属間化合物の大半を結晶粒界及びマルテン
サイトラス境界上に析出させるためには 0.5％以上の添
加が必要であるが、 5.0％を超えると靭性及び加熱脆化
特性を著しく低下させるため、その含有量を0.50〜 5.0
％とした。
【００２０】Taは固溶強化元素として有用であるととも
に C及び Nと結合してTa(C、N)の微細炭窒化物を形成し
析出分散強化に寄与する。Ta(C、N)の微細析出は高応力
短時間のクリープ破断強度の向上には極めて有効である
が、0.03％未満では析出密度が低いため上述の効果が得
られない。一方、0.50％を超えると未固溶の粗大なTa
(C、N)の体積率が急激に増加するとともに微細なTa(C、
N)の凝集粗大化が加速するため、その含有量を0.03〜0.
50％とした。
に C及び Nと結合してTa(C、N)の微細炭窒化物を形成し
析出分散強化に寄与する。Ta(C、N)の微細析出は高応力
短時間のクリープ破断強度の向上には極めて有効である
が、0.03％未満では析出密度が低いため上述の効果が得
られない。一方、0.50％を超えると未固溶の粗大なTa
(C、N)の体積率が急激に増加するとともに微細なTa(C、
N)の凝集粗大化が加速するため、その含有量を0.03〜0.
50％とした。
【００２１】Reは極微量の添加で固溶強化に著しく寄与
するとともに、靭性の向上にも有効である。しかし、過
剰な添加は加工性を低下させるとともに本発明に係わる
耐熱鋼の経済性を著しく損なうため、その含有量を 3.0
％以下とした。
するとともに、靭性の向上にも有効である。しかし、過
剰な添加は加工性を低下させるとともに本発明に係わる
耐熱鋼の経済性を著しく損なうため、その含有量を 3.0
％以下とした。
【００２２】Nは窒化物あるいは炭窒化物を形成するこ
とにより、析出強化に寄与する。さらに、母相中に残存
している Nは固溶強化にも寄与するが、 0.025％未満で
はこれらの効果がほとんど認められない。一方、0.10％
を超えると窒化物あるいは炭窒化物の粗大化が促進され
クリープ抵抗が低下するとともに製造性が低下するた
め、その含有量を 0.025〜0.10％とした。
とにより、析出強化に寄与する。さらに、母相中に残存
している Nは固溶強化にも寄与するが、 0.025％未満で
はこれらの効果がほとんど認められない。一方、0.10％
を超えると窒化物あるいは炭窒化物の粗大化が促進され
クリープ抵抗が低下するとともに製造性が低下するた
め、その含有量を 0.025〜0.10％とした。
【００２３】Nbは C及びN と結合してNb(C、N)の微細炭
窒化物を形成することにより、析出分散強化に寄与す
る。Nb(C、N)は高応力短時間のクリープ破断強度の向上
には極めて有効であるが、0.03％未満では析出密度が低
いため上述の効果が得られない。一方、0.25％を超える
と未固溶の粗大なNb(C、N)の体積率が急激に増加すると
ともに微細なNb(C、N)の凝集粗大化が加速するため、そ
の含有量を0.03〜0.25％とした。
窒化物を形成することにより、析出分散強化に寄与す
る。Nb(C、N)は高応力短時間のクリープ破断強度の向上
には極めて有効であるが、0.03％未満では析出密度が低
いため上述の効果が得られない。一方、0.25％を超える
と未固溶の粗大なNb(C、N)の体積率が急激に増加すると
ともに微細なNb(C、N)の凝集粗大化が加速するため、そ
の含有量を0.03〜0.25％とした。
【００２４】Siは脱酸材として必要不可欠な元素であ
り、 1.0％程度まではクリープ抵抗の向上にもわずかに
寄与するが、過剰な添加はクリープ抵抗を低下させる。
また、真空カーボン脱酸を行う場合は不要となるので、
その含有量を 1.0％以下とした。
り、 1.0％程度まではクリープ抵抗の向上にもわずかに
寄与するが、過剰な添加はクリープ抵抗を低下させる。
また、真空カーボン脱酸を行う場合は不要となるので、
その含有量を 1.0％以下とした。
【００２５】Mnは脱硫及び脱酸材として重要な元素であ
るとともに靭性の向上にも寄与する。しかし、過剰な添
加はクリープ抵抗を低下させるため、その含有量を 1.0
％以下とした。
るとともに靭性の向上にも寄与する。しかし、過剰な添
加はクリープ抵抗を低下させるため、その含有量を 1.0
％以下とした。
【００２６】Niは焼入れ性及び靭性を向上させるととも
にδフェライトの析出を抑制する。しかし、 2.0％を超
えるとクリープ抵抗を著しく低下させるため、その含有
量を2.0％以下とした。
にδフェライトの析出を抑制する。しかし、 2.0％を超
えるとクリープ抵抗を著しく低下させるため、その含有
量を2.0％以下とした。
【００２７】Moは固溶強化元素及び炭化物の構成元素と
して有用であり、必要に応じて添加する。しかし、過剰
な添加はδフェライトを生成し靭性を著しく低下させる
とともに、主としてFe、Cr、Moからなる高温長時間にお
ける安定性が低い金属間化合物の析出を招くため、その
含有量を 1.5％以下とした。
して有用であり、必要に応じて添加する。しかし、過剰
な添加はδフェライトを生成し靭性を著しく低下させる
とともに、主としてFe、Cr、Moからなる高温長時間にお
ける安定性が低い金属間化合物の析出を招くため、その
含有量を 1.5％以下とした。
【００２８】Coは固溶強化に寄与するとともにδフェラ
イトの析出抑制に有用であり、必要に応じて添加する。
しかし、 0.001％未満では上述の効果がほとんど認めら
れない。一方、 5.0％を超える添加はクリープ抵抗を低
下させるとともに経済性を損なうため、その含有量を
0.001〜 5.0％とした。
イトの析出抑制に有用であり、必要に応じて添加する。
しかし、 0.001％未満では上述の効果がほとんど認めら
れない。一方、 5.0％を超える添加はクリープ抵抗を低
下させるとともに経済性を損なうため、その含有量を
0.001〜 5.0％とした。
【００２９】Bは微量の添加で結晶粒界への析出を促進
するとともに炭窒化物の高温長時間安定化を可能にし、
その効果は特に結晶粒界及びその近傍に析出する M23 C
6 型析出物において大きい。しかし、0.0005％未満では
上述の効果は小さく、0.05％を超えると加工性を損なう
とともにクリープ抵抗を低下させるため、その含有量を
0.0005〜0.05％とした。
するとともに炭窒化物の高温長時間安定化を可能にし、
その効果は特に結晶粒界及びその近傍に析出する M23 C
6 型析出物において大きい。しかし、0.0005％未満では
上述の効果は小さく、0.05％を超えると加工性を損なう
とともにクリープ抵抗を低下させるため、その含有量を
0.0005〜0.05％とした。
【００３０】上記成分ならびに主成分であるFeを添加す
る際に不可避的に含まれる不純物は極力低減することが
望ましい。ここで不可避的に含まれる不純物とは P、
S、Sb、As、Sn等の元素をいう。
る際に不可避的に含まれる不純物は極力低減することが
望ましい。ここで不可避的に含まれる不純物とは P、
S、Sb、As、Sn等の元素をいう。
【００３１】次に、焼入れ熱処理温度について説明す
る。本発明に係わる耐熱鋼は Ta 及び Nb を必要に応じ
て添加している。これらの元素と C及び Nは析出物を形
成するが、焼入れ温度を1050℃未満にした場合、凝固時
に析出した粗大な炭窒化物が熱処理後も残存し、クリー
プ破断強度の増加に対し、完全に有効には働き得ない。
この粗大な炭窒化物を一旦固溶させ、微細な炭窒化物と
して高密度に析出させるためにはオーステナイト化がよ
り進行する1050℃以上のオーステナイト化温度からの焼
入れが必要になる。一方1150℃を超えると本発明に係わ
る耐熱鋼の場合、δフェライトが析出する温度域に入
り、かつ結晶粒径の大幅な粗大化を生じ靭性を低下させ
るため、焼入れ温度温度範囲は1050〜1150℃が好まし
い。
る。本発明に係わる耐熱鋼は Ta 及び Nb を必要に応じ
て添加している。これらの元素と C及び Nは析出物を形
成するが、焼入れ温度を1050℃未満にした場合、凝固時
に析出した粗大な炭窒化物が熱処理後も残存し、クリー
プ破断強度の増加に対し、完全に有効には働き得ない。
この粗大な炭窒化物を一旦固溶させ、微細な炭窒化物と
して高密度に析出させるためにはオーステナイト化がよ
り進行する1050℃以上のオーステナイト化温度からの焼
入れが必要になる。一方1150℃を超えると本発明に係わ
る耐熱鋼の場合、δフェライトが析出する温度域に入
り、かつ結晶粒径の大幅な粗大化を生じ靭性を低下させ
るため、焼入れ温度温度範囲は1050〜1150℃が好まし
い。
【００３２】次に、焼戻し熱処理温度について説明す
る。本発明に係わる耐熱鋼の特徴は、Fe,Cr,W からなる
金属間化合物及び主にCr,Cからなる析出物を主に結晶粒
界及びマルテンサイトラス境界に析出させ、主にTa,C,N
及び主にNb,C,Nからなる析出物をマルテンサイトラス内
へ析出させることができる焼戻し熱処理温度範囲である
620〜760 ℃の熱処理方法を採用していることである。
焼戻し熱処理温度が 620℃未満であると、主にFe,Cr,W
からなる金属間化合物がマルテンサイトラス内に多量に
析出し、高温長時間のクリープ破断強度を支える結晶粒
界あるいはマルテンサイトラス境界上の析出物の体積率
が相対的に低下する。一方、焼戻し熱処理温度が 760℃
を超えると、マルテンサイトラス内の主にTa,C,N及び主
にNb,C,Nからなる析出物の析出密度が低下するとともに
焼戻しが過剰になり、かつオーステナイトへの変態点に
接近するため、焼戻し熱処理温度範囲は 620〜760 ℃が
好ましい。なお、 620〜760 ℃での焼戻し熱処理を施す
前に必要に応じて別の焼戻し熱処理を追加することもで
きる。
る。本発明に係わる耐熱鋼の特徴は、Fe,Cr,W からなる
金属間化合物及び主にCr,Cからなる析出物を主に結晶粒
界及びマルテンサイトラス境界に析出させ、主にTa,C,N
及び主にNb,C,Nからなる析出物をマルテンサイトラス内
へ析出させることができる焼戻し熱処理温度範囲である
620〜760 ℃の熱処理方法を採用していることである。
焼戻し熱処理温度が 620℃未満であると、主にFe,Cr,W
からなる金属間化合物がマルテンサイトラス内に多量に
析出し、高温長時間のクリープ破断強度を支える結晶粒
界あるいはマルテンサイトラス境界上の析出物の体積率
が相対的に低下する。一方、焼戻し熱処理温度が 760℃
を超えると、マルテンサイトラス内の主にTa,C,N及び主
にNb,C,Nからなる析出物の析出密度が低下するとともに
焼戻しが過剰になり、かつオーステナイトへの変態点に
接近するため、焼戻し熱処理温度範囲は 620〜760 ℃が
好ましい。なお、 620〜760 ℃での焼戻し熱処理を施す
前に必要に応じて別の焼戻し熱処理を追加することもで
きる。
【００３３】上述の熱処理を施すことにより、結晶粒界
及びマルテンサイトラス境界、ならびにマルテンサイト
ラス内部に析出させる析出物の合計量を 2.5〜7.0 重量
％の範囲に調整すると高温クリープ破断強度及びクリー
プ抵抗が大きく向上し、高温長時間後の特性低下が少な
くなる。とくに好ましい析出物の合計量の範囲は 3.0〜
6.0 重量％である。なお、析出物の合計量の測定は、試
料を塩酸と過塩素酸との混合液に入れ、超音波溶解にて
母相を溶解し、濾過後の残渣を洗浄後、重量％で表す。
及びマルテンサイトラス境界、ならびにマルテンサイト
ラス内部に析出させる析出物の合計量を 2.5〜7.0 重量
％の範囲に調整すると高温クリープ破断強度及びクリー
プ抵抗が大きく向上し、高温長時間後の特性低下が少な
くなる。とくに好ましい析出物の合計量の範囲は 3.0〜
6.0 重量％である。なお、析出物の合計量の測定は、試
料を塩酸と過塩素酸との混合液に入れ、超音波溶解にて
母相を溶解し、濾過後の残渣を洗浄後、重量％で表す。
【００３４】次に、本発明に係わる耐熱鋼の結晶粒径に
ついて説明する。従来の高Crフェライト系耐熱鋼は靭性
確保あるいは疲労強度向上等の観点から結晶粒径の粗大
化は抑制されている。しかしながら、本発明に係わる粒
界析出強度を利用した耐熱鋼においては、結晶粒径を 5
0 〜100 μm に調整することにより、大幅にクリープ抵
抗を上げることができる。すなわち、結晶粒径を大きく
調整することにより、高温度では優先的に変形が生じる
結晶粒径面積を減少させることができるとともに、同一
材料では一定の体積率が維持される析出物を粒界上に高
密度に析出させることができ、結晶粒径を小さく調整し
た同一材料に比べ、粒界近傍での変形を抑制することが
できる。結晶粒径が 50 μm 未満の場合、クリープ破断
強度の値は小さく、一方 100μm を超えると靭性が大幅
に低下するとともに焼入れ時に粒界割れを生じ易くなる
ため、好ましい結晶粒径の範囲は 50〜100 μm であ
る。
ついて説明する。従来の高Crフェライト系耐熱鋼は靭性
確保あるいは疲労強度向上等の観点から結晶粒径の粗大
化は抑制されている。しかしながら、本発明に係わる粒
界析出強度を利用した耐熱鋼においては、結晶粒径を 5
0 〜100 μm に調整することにより、大幅にクリープ抵
抗を上げることができる。すなわち、結晶粒径を大きく
調整することにより、高温度では優先的に変形が生じる
結晶粒径面積を減少させることができるとともに、同一
材料では一定の体積率が維持される析出物を粒界上に高
密度に析出させることができ、結晶粒径を小さく調整し
た同一材料に比べ、粒界近傍での変形を抑制することが
できる。結晶粒径が 50 μm 未満の場合、クリープ破断
強度の値は小さく、一方 100μm を超えると靭性が大幅
に低下するとともに焼入れ時に粒界割れを生じ易くなる
ため、好ましい結晶粒径の範囲は 50〜100 μm であ
る。
【００３５】次に、本発明に係わる耐熱鋼の製造方法に
ついて説明する。本発明に係わる耐熱鋼塊は、エレクト
ロスラグ再溶解法を用いて製造されることを特徴とす
る。蒸気タービン用ロータに代表される大型部品におい
ては、溶湯凝固時の添加元素の偏析や凝固組織の不均一
性が生じやすい。本発明に係わる耐熱鋼塊は真空カーボ
ン脱酸等に代表される通常の製造方法でも可能である
が、より高強度を得るために種々の元素を添加してゆく
と鋳造時の中心偏析傾向が高まるので、エレクトロスラ
グ再溶解法を用いることが好ましい。
ついて説明する。本発明に係わる耐熱鋼塊は、エレクト
ロスラグ再溶解法を用いて製造されることを特徴とす
る。蒸気タービン用ロータに代表される大型部品におい
ては、溶湯凝固時の添加元素の偏析や凝固組織の不均一
性が生じやすい。本発明に係わる耐熱鋼塊は真空カーボ
ン脱酸等に代表される通常の製造方法でも可能である
が、より高強度を得るために種々の元素を添加してゆく
と鋳造時の中心偏析傾向が高まるので、エレクトロスラ
グ再溶解法を用いることが好ましい。
【００３６】
【実施例】以下、本発明を実施例により説明する。 実施例１ 供試材として用いた14種類の耐熱鋼の化学組成を表１に
示す。このうちNo.1からNo.10 は本発明に係わる耐熱鋼
の化学組成範囲の鋼であり、No.11 からNo.14は本発明
に係わる耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない比較材
である。すなわち、No.11 は例えば特公昭 60-54385 号
公報に、No.12 は特公昭 47-47488 号公報に、それぞれ
開示される鋼であり、高中圧蒸気タービン用ロータ材と
して使用されている。No.13 はCr添加量が本発明の化学
組成範囲以下の鋼であり、汎用の高中圧蒸気タービン用
ロータ材である。No.14 は添加元素の組成が本発明の範
囲に入らない鋼である。これらの耐熱鋼を50kgの真空高
周波誘導電気炉にて溶解・鋳造後、十分な圧延を施し
た。その後、1120℃×10時間加熱後油冷する焼入れ条件
で焼入れし、更に 570℃×10時間加熱後空冷および 690
℃×10時間加熱後空冷の焼戻し条件で圧延材を熱処理し
た。
示す。このうちNo.1からNo.10 は本発明に係わる耐熱鋼
の化学組成範囲の鋼であり、No.11 からNo.14は本発明
に係わる耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない比較材
である。すなわち、No.11 は例えば特公昭 60-54385 号
公報に、No.12 は特公昭 47-47488 号公報に、それぞれ
開示される鋼であり、高中圧蒸気タービン用ロータ材と
して使用されている。No.13 はCr添加量が本発明の化学
組成範囲以下の鋼であり、汎用の高中圧蒸気タービン用
ロータ材である。No.14 は添加元素の組成が本発明の範
囲に入らない鋼である。これらの耐熱鋼を50kgの真空高
周波誘導電気炉にて溶解・鋳造後、十分な圧延を施し
た。その後、1120℃×10時間加熱後油冷する焼入れ条件
で焼入れし、更に 570℃×10時間加熱後空冷および 690
℃×10時間加熱後空冷の焼戻し条件で圧延材を熱処理し
た。
【００３７】
【表１】 上記14鋼種について、それぞれ 5条件のクリープ破断試
験を実施し、これらの結果を基にラルソン−ミラー（La
rson-Miller ）パラメータを用いて 580℃−105 時間の
クリープ破断強度を内挿で求めた。また、焼戻し熱処理
後および 600℃において3,000 時間の加熱時効後を行っ
た後に、JIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を用いて
20℃においてシャルピー衝撃試験を行った。以上の結果
を表２に示す。
験を実施し、これらの結果を基にラルソン−ミラー（La
rson-Miller ）パラメータを用いて 580℃−105 時間の
クリープ破断強度を内挿で求めた。また、焼戻し熱処理
後および 600℃において3,000 時間の加熱時効後を行っ
た後に、JIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を用いて
20℃においてシャルピー衝撃試験を行った。以上の結果
を表２に示す。
【００３８】
【表２】 本発明に係わる耐熱鋼の 580℃−105 時間のクリープ破
断強度はいずれも 23.0 〜25.0kgf/mm2 であり、比較鋼
に比べ大幅に優れたクリープ破断強度を示す。また、比
較鋼の焼戻し熱処理後の衝撃値は最も高いもので 4.1kg
f-m/cm2 であるが、時効後には 1.4〜 2.9kgf-m/cm2 へ
と大幅に低下する。一方、本発明に係わる耐熱鋼の焼戻
し後の衝撃値は 1.5〜 1.9kgf-m/cm2 であるが、時効後
においても 1.5〜 1.8kgf-m/cm2 を維持しており時効に
よる影響は著しく小さい。
断強度はいずれも 23.0 〜25.0kgf/mm2 であり、比較鋼
に比べ大幅に優れたクリープ破断強度を示す。また、比
較鋼の焼戻し熱処理後の衝撃値は最も高いもので 4.1kg
f-m/cm2 であるが、時効後には 1.4〜 2.9kgf-m/cm2 へ
と大幅に低下する。一方、本発明に係わる耐熱鋼の焼戻
し後の衝撃値は 1.5〜 1.9kgf-m/cm2 であるが、時効後
においても 1.5〜 1.8kgf-m/cm2 を維持しており時効に
よる影響は著しく小さい。
【００３９】すなわち本発明に係わる化学組成範囲の耐
熱鋼は、蒸気タービン用ロータ材として従来使用されて
いる高Crフェライト鋼に比べ、大幅に改善されたクリー
プ破断強度を有し、更に高温長時間における耐衝撃性に
優れている。
熱鋼は、蒸気タービン用ロータ材として従来使用されて
いる高Crフェライト鋼に比べ、大幅に改善されたクリー
プ破断強度を有し、更に高温長時間における耐衝撃性に
優れている。
【００４０】実施例２ 実施例２においては、とくに析出物の合計量について説
明する。実施例１に示すNo.2、No.6及びNo.9の圧延材を
用いて、表３に示す熱処理No.H1 〜H4の条件で熱処理を
施すことにより析出物の合計量を調整した。次に 630℃
−25kgf/mm2 の条件でクリープ破断させた試料について
析出の合計量を測定した。その結果を表３に示す。な
お、実施例１と同一条件で 580℃−105 時間のクリープ
破断強度を求めた結果も同時に表３に示す。
明する。実施例１に示すNo.2、No.6及びNo.9の圧延材を
用いて、表３に示す熱処理No.H1 〜H4の条件で熱処理を
施すことにより析出物の合計量を調整した。次に 630℃
−25kgf/mm2 の条件でクリープ破断させた試料について
析出の合計量を測定した。その結果を表３に示す。な
お、実施例１と同一条件で 580℃−105 時間のクリープ
破断強度を求めた結果も同時に表３に示す。
【００４１】
【表３】 熱処理No.H1 およびH2の熱処理を施して析出物の合計量
を 2.96 〜 5.53 重量％に調整し、これらを 630℃−25
kgf/mm2 の条件でクリープ破断させるといずれも析出物
の合計量が僅かに増加し、その増加量（表３中の−
の値）は 1.67重量％以下である。一方、熱処理No.H3
およびH4の熱処理を施して析出物の合計量を 2.32 重量
％以下に調整した場合、クリープ破断後の析出物の合計
量の増加量（表３中の−の値）は 2.91 重量％以上
となり、熱処理No.H1 およびH2の熱処理条件と比較して
著しく大きくクリープ中の金属組織安定性が低い。
を 2.96 〜 5.53 重量％に調整し、これらを 630℃−25
kgf/mm2 の条件でクリープ破断させるといずれも析出物
の合計量が僅かに増加し、その増加量（表３中の−
の値）は 1.67重量％以下である。一方、熱処理No.H3
およびH4の熱処理を施して析出物の合計量を 2.32 重量
％以下に調整した場合、クリープ破断後の析出物の合計
量の増加量（表３中の−の値）は 2.91 重量％以上
となり、熱処理No.H1 およびH2の熱処理条件と比較して
著しく大きくクリープ中の金属組織安定性が低い。
【００４２】次に熱処理条件とクリープ破断強度との関
係について説明する。本発明に係わる熱処理No.H1 およ
びH2の熱処理条件では、クリープ破断強度はNo.2、No.6
及びNo.9の圧延材とも23.0kgf/mm2 以上であった。しか
し、熱処理No.H3 およびH4の熱処理条件では、19.5kgf/
mm2 以下と大幅に低下した。
係について説明する。本発明に係わる熱処理No.H1 およ
びH2の熱処理条件では、クリープ破断強度はNo.2、No.6
及びNo.9の圧延材とも23.0kgf/mm2 以上であった。しか
し、熱処理No.H3 およびH4の熱処理条件では、19.5kgf/
mm2 以下と大幅に低下した。
【００４３】すなわち析出物の合計量を 2.5〜7.0 重量
％の範囲とすることにより、クリープ破断強度が大幅に
改善されるとともに、クリープ中の金属組織の変化を著
しく抑制することができる。
％の範囲とすることにより、クリープ破断強度が大幅に
改善されるとともに、クリープ中の金属組織の変化を著
しく抑制することができる。
【００４４】実施例３ 実施例３においては、とくに熱処理方法について説明す
る。実施例１に示すNo.2及びNo.7並びに比較材であるN
o.11 の鋼種について、50kgの真空高周波誘導電気炉に
て溶解・鋳造後、十分な圧延を施し、表４に示す 5種類
の熱処理をそれぞれ施した。すなわち、熱処理No.H1,H5
およびH6は本発明に係わる熱処理条件であり、熱処理N
o.H7 およびNo.H8 は比較例である。
る。実施例１に示すNo.2及びNo.7並びに比較材であるN
o.11 の鋼種について、50kgの真空高周波誘導電気炉に
て溶解・鋳造後、十分な圧延を施し、表４に示す 5種類
の熱処理をそれぞれ施した。すなわち、熱処理No.H1,H5
およびH6は本発明に係わる熱処理条件であり、熱処理N
o.H7 およびNo.H8 は比較例である。
【００４５】上記 5種類の熱処理を施した 3鋼種につい
て、それぞれクリープ破断試験を実施し、これらの結果
を基にラルソン−ミラーパラメータを用いて 580℃−10
5 時間のクリープ破断強度を内挿で求めた。また、焼戻
し熱処理後および 600℃において3,000 時間の加熱時効
後を行った後に、JIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片
を用いて20℃においてシャルピー衝撃試験を行った。以
上の結果を表５に示す。
て、それぞれクリープ破断試験を実施し、これらの結果
を基にラルソン−ミラーパラメータを用いて 580℃−10
5 時間のクリープ破断強度を内挿で求めた。また、焼戻
し熱処理後および 600℃において3,000 時間の加熱時効
後を行った後に、JIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片
を用いて20℃においてシャルピー衝撃試験を行った。以
上の結果を表５に示す。
【００４６】
【表４】
【表５】 本発明に係わる耐熱鋼（表５のNo.2及びNo.7）に本発明
に係わる熱処理（表５の熱処理No.H1,H5およびH6）を施
した場合の 580℃−105 時間のクリープ破断強度はいず
れも22.0〜24.0kgf/mm2 であり、本発明に係わる耐熱鋼
に比較の熱処理（表５の熱処理No.H7 およびH8）を施し
た場合に比べ大幅に優れたクリープ破断強度を示す。一
方、比較材（表５のNo.11 ）に本発明に係わる熱処理お
よび比較の熱処理を施した場合のクリープ破断強度はい
ずれも12.0〜16.0kgf/mm2 であり、本発明に係わる熱処
理は本発明に係わる耐熱鋼を得るのに絶大な効果があ
る。
に係わる熱処理（表５の熱処理No.H1,H5およびH6）を施
した場合の 580℃−105 時間のクリープ破断強度はいず
れも22.0〜24.0kgf/mm2 であり、本発明に係わる耐熱鋼
に比較の熱処理（表５の熱処理No.H7 およびH8）を施し
た場合に比べ大幅に優れたクリープ破断強度を示す。一
方、比較材（表５のNo.11 ）に本発明に係わる熱処理お
よび比較の熱処理を施した場合のクリープ破断強度はい
ずれも12.0〜16.0kgf/mm2 であり、本発明に係わる熱処
理は本発明に係わる耐熱鋼を得るのに絶大な効果があ
る。
【００４７】次に熱処理条件とシャルピー衝撃値との関
係について説明する。本発明に係わる耐熱鋼に本発明に
係わる熱処理を施した場合の焼戻し熱処理後の衝撃値は
いずれも 1.6〜 2.5kgf-m/cm2 であり、比較の熱処理を
施した場合に比べ低い。また、比較鋼に本発明に係わる
熱処理を施した場合および比較の熱処理を施した場合の
焼戻し熱処理後の衝撃値は 2.6〜 5.8kgf-m/cm2 と高
い。しかし、 600℃において3,000 時間の加熱時効後に
はいずれも 1.5〜 1.9kgf-m/cm2と低下し、とくに比較
鋼に対し比較の熱処理を施した場合の衝撃値の低下量が
著しい。
係について説明する。本発明に係わる耐熱鋼に本発明に
係わる熱処理を施した場合の焼戻し熱処理後の衝撃値は
いずれも 1.6〜 2.5kgf-m/cm2 であり、比較の熱処理を
施した場合に比べ低い。また、比較鋼に本発明に係わる
熱処理を施した場合および比較の熱処理を施した場合の
焼戻し熱処理後の衝撃値は 2.6〜 5.8kgf-m/cm2 と高
い。しかし、 600℃において3,000 時間の加熱時効後に
はいずれも 1.5〜 1.9kgf-m/cm2と低下し、とくに比較
鋼に対し比較の熱処理を施した場合の衝撃値の低下量が
著しい。
【００４８】すなわち、本発明に係わる熱処理は、蒸気
タービン用ロータ用材料として従来使用されている高Cr
フェライト鋼に比べ、大幅に改善されたクリープ破断強
度を付与するとともに、長時間加熱後の衝撃値の低下を
著しく抑制する。更に、本発明に係わる化学組成範囲の
耐熱鋼に対して絶大な効果がある。
タービン用ロータ用材料として従来使用されている高Cr
フェライト鋼に比べ、大幅に改善されたクリープ破断強
度を付与するとともに、長時間加熱後の衝撃値の低下を
著しく抑制する。更に、本発明に係わる化学組成範囲の
耐熱鋼に対して絶大な効果がある。
【００４９】実施例４ 実施例４においては、とくに結晶粒径について説明す
る。実施例１に示すNo.3及び比較材であるNo.13 の鋼種
について、50kgの真空高周波誘導電気炉にて溶解・鋳造
後、鍛造・圧延及び焼入れ温度を変化させることにより
それぞれ 5種類ずつの結晶粒径を有する金属組織に調整
した。
る。実施例１に示すNo.3及び比較材であるNo.13 の鋼種
について、50kgの真空高周波誘導電気炉にて溶解・鋳造
後、鍛造・圧延及び焼入れ温度を変化させることにより
それぞれ 5種類ずつの結晶粒径を有する金属組織に調整
した。
【００５０】結晶粒径の異なる 10 種類の鋼について、
600℃−30kgf/mm2 におけるクリープ破断時間の測定及
びJIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を用いて20℃に
おいてシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表６に
示す。このうち平均結晶粒径とクリープ破断時間の関係
を図１に示す。
600℃−30kgf/mm2 におけるクリープ破断時間の測定及
びJIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を用いて20℃に
おいてシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表６に
示す。このうち平均結晶粒径とクリープ破断時間の関係
を図１に示す。
【００５１】
【表６】 本発明に係わる化学組成範囲の耐熱鋼においては、結晶
粒径が約 50 μm までは傾き約 1の直線に沿って破断時
間が増加するが約 50 μm を超えるとその傾きは徐々に
緩やかになり、約 70 μm で飽和状態に達し、約 100μ
m を超えると減少した（図１に示す曲線１）。一方比較
鋼は結晶粒径約 100μm までは緩やかに破断時間が増加
するがその後は飽和し、衝撃値は低下した（図１に示す
曲線２）。
粒径が約 50 μm までは傾き約 1の直線に沿って破断時
間が増加するが約 50 μm を超えるとその傾きは徐々に
緩やかになり、約 70 μm で飽和状態に達し、約 100μ
m を超えると減少した（図１に示す曲線１）。一方比較
鋼は結晶粒径約 100μm までは緩やかに破断時間が増加
するがその後は飽和し、衝撃値は低下した（図１に示す
曲線２）。
【００５２】すなわち、本発明に係わる化学組成範囲に
適合する耐熱鋼において、その結晶粒径を約 50 〜 100
μm に調整することにより、蒸気タービン用ロータ用材
料として従来使用されている高Crフェライト鋼に比べ、
クリープ破断時間とシャルピー衝撃値の双方が優れた耐
熱鋼からなる蒸気タービン用ロータを製造することがで
きる。
適合する耐熱鋼において、その結晶粒径を約 50 〜 100
μm に調整することにより、蒸気タービン用ロータ用材
料として従来使用されている高Crフェライト鋼に比べ、
クリープ破断時間とシャルピー衝撃値の双方が優れた耐
熱鋼からなる蒸気タービン用ロータを製造することがで
きる。
【００５３】実施例５ 実施例５においては、とくにエレクトロスラグ再溶解法
を用いて製造する場合の効果について説明する。実施例
１に示すNo.8を用いて1000φ× 800mmのロータ部分モデ
ルを表７に示す 4種類作製した。このうちNo.E1 〜E3は
電弧炉溶解後、エレクトロスラグ再溶解の消耗電極用モ
ールドに鋳込み、次いでこの鋳塊を消耗電極としてエレ
クトロスラグ再溶解を行った後、鋳造、鍛造を行いロー
タモデル素材とした。また、No.V1 は電弧炉溶解後真空
カーボン脱酸により鋳塊を得た後、これを鍛造したもの
である。これら 4種類のロータモデルをそれぞれ熱処理
No.H1,H5またはH9の条件で熱処理を施した。その後 4種
類のロータモデルの中心部及び表層部について常温での
引張り試験及びJIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を
用いてシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表７に
示す。
を用いて製造する場合の効果について説明する。実施例
１に示すNo.8を用いて1000φ× 800mmのロータ部分モデ
ルを表７に示す 4種類作製した。このうちNo.E1 〜E3は
電弧炉溶解後、エレクトロスラグ再溶解の消耗電極用モ
ールドに鋳込み、次いでこの鋳塊を消耗電極としてエレ
クトロスラグ再溶解を行った後、鋳造、鍛造を行いロー
タモデル素材とした。また、No.V1 は電弧炉溶解後真空
カーボン脱酸により鋳塊を得た後、これを鍛造したもの
である。これら 4種類のロータモデルをそれぞれ熱処理
No.H1,H5またはH9の条件で熱処理を施した。その後 4種
類のロータモデルの中心部及び表層部について常温での
引張り試験及びJIS4号2mm V ノッチシャルピー試験片を
用いてシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表７に
示す。
【００５４】
【表７】 エレクトロスラグ再溶解法を用いて製造したロータモデ
ルNo.E1 〜E3及び真空カーボン脱酸により製造したロー
タモデルNo.V1 ともほぼ同等の引張り特性及びシャルピ
ー衝撃値を示した。しかし、真空カーボン脱酸により製
造したNo.V1 の中心部の引張り特性及びシャルピー衝撃
値はエレクトロスラグ再溶解法を用いて製造したNo.E1
〜E3に比較して大幅に低かった。
ルNo.E1 〜E3及び真空カーボン脱酸により製造したロー
タモデルNo.V1 ともほぼ同等の引張り特性及びシャルピ
ー衝撃値を示した。しかし、真空カーボン脱酸により製
造したNo.V1 の中心部の引張り特性及びシャルピー衝撃
値はエレクトロスラグ再溶解法を用いて製造したNo.E1
〜E3に比較して大幅に低かった。
【００５５】次に、上述の 4種類のロータモデルの中心
部及び表層部について、それぞれ 3条件でクリープ破断
試験を行い、これらの結果を基にラルソン−ミラーパラ
メータを用いて 580℃−105 時間のクリープ破断強度を
内挿で求めた。その結果を表７に示す。エレクトロスラ
グ再溶解法を用いて製造したNo.E1 〜E3はいずれも真空
カーボン脱酸により製造したNo.V1 に比較して大幅に優
れたクリープ破断強度を示すとともに中心部及び表層部
で同等のクリープ破断強度が得られた。真空カーボン脱
酸により製造したNo.V1 は表層部ではエレクトロスラグ
再溶解材と同等の値を示すが、中心のクリープ破断強度
は著しく低かった。
部及び表層部について、それぞれ 3条件でクリープ破断
試験を行い、これらの結果を基にラルソン−ミラーパラ
メータを用いて 580℃−105 時間のクリープ破断強度を
内挿で求めた。その結果を表７に示す。エレクトロスラ
グ再溶解法を用いて製造したNo.E1 〜E3はいずれも真空
カーボン脱酸により製造したNo.V1 に比較して大幅に優
れたクリープ破断強度を示すとともに中心部及び表層部
で同等のクリープ破断強度が得られた。真空カーボン脱
酸により製造したNo.V1 は表層部ではエレクトロスラグ
再溶解材と同等の値を示すが、中心のクリープ破断強度
は著しく低かった。
【００５６】すなわち、本発明に係わる化学組成範囲に
適合する耐熱鋼に対してエレクトロスラグ再溶解法を適
用することにより、均質な組織を有する大型鋼塊の製造
が可能であるとともに、その特性の優位性及び均質性を
損なわない蒸気タービン用ロータを製造することができ
る。
適合する耐熱鋼に対してエレクトロスラグ再溶解法を適
用することにより、均質な組織を有する大型鋼塊の製造
が可能であるとともに、その特性の優位性及び均質性を
損なわない蒸気タービン用ロータを製造することができ
る。
【００５７】
【発明の効果】請求項１乃至請求項６記載の化学組成範
囲に適合するフェライト／マルテンサイト組織を有する
耐熱鋼を使用したので、従来の蒸気タービン用高Crフェ
ライト鋼に比較して、本発明の蒸気タービン用ロータは
大幅にクリープ破断強度が改善され、設計応力を十分満
足することができる。また、高温長時間における耐衝撃
性に優れている。
囲に適合するフェライト／マルテンサイト組織を有する
耐熱鋼を使用したので、従来の蒸気タービン用高Crフェ
ライト鋼に比較して、本発明の蒸気タービン用ロータは
大幅にクリープ破断強度が改善され、設計応力を十分満
足することができる。また、高温長時間における耐衝撃
性に優れている。
【００５８】本発明に係わる耐熱鋼は、1050〜1150℃の
焼入れ温度または焼入れ後少なくとも 620〜 760℃の温
度において熱処理を施し、結晶粒界及びマルテンサイト
ラス境界、ならびにマルテンサイトラス内部に析出させ
る析出物の合計量を 2.5〜7.0 重量％の範囲に調整する
ので、またオーステナイト平均結晶粒径を 50 〜100μm
に調整するので、均質かつ高温長時間の金属組織の安
定性が著しく向上する。その結果、高温クリープ破断強
度及びクリープ抵抗が大きく向上し、高温長時間後の特
性低下が少なくなる。
焼入れ温度または焼入れ後少なくとも 620〜 760℃の温
度において熱処理を施し、結晶粒界及びマルテンサイト
ラス境界、ならびにマルテンサイトラス内部に析出させ
る析出物の合計量を 2.5〜7.0 重量％の範囲に調整する
ので、またオーステナイト平均結晶粒径を 50 〜100μm
に調整するので、均質かつ高温長時間の金属組織の安
定性が著しく向上する。その結果、高温クリープ破断強
度及びクリープ抵抗が大きく向上し、高温長時間後の特
性低下が少なくなる。
【００５９】本発明に係わる耐熱鋼を形成する鋼塊はエ
レクトロスラグ再溶解法を用いて得られるので、均質な
組織を有する大型鋼塊の製造が可能であるとともに、上
述した特性の優位性及び均質性を損なうことがない。
レクトロスラグ再溶解法を用いて得られるので、均質な
組織を有する大型鋼塊の製造が可能であるとともに、上
述した特性の優位性及び均質性を損なうことがない。
【００６０】以上の結果、本発明の蒸気タービン用ロー
タは、高温高圧化された過酷な蒸気条件下においても長
時間にわたり高い信頼性を発揮し、蒸気タービンの性
能、運用性の向上に貢献できる等、産業上有益な効果が
もたらされる。
タは、高温高圧化された過酷な蒸気条件下においても長
時間にわたり高い信頼性を発揮し、蒸気タービンの性
能、運用性の向上に貢献できる等、産業上有益な効果が
もたらされる。
【図１】600℃−30kgf/mm2 におけるクリープ破断時間
と平均結晶粒径との関係を示す図である。
と平均結晶粒径との関係を示す図である。
１………本発明に係わる化学組成範囲の耐熱鋼、２……
…比較鋼。
…比較鋼。
Claims (11)
- 【請求項１】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜1
3.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、
V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、
N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物からなるフェライト／マルテンサイト
組織を有する耐熱鋼より形成されることを特徴とする蒸
気タービン用ロータ。 - 【請求項２】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜1
3.0% 、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、
V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、W:0.50〜5.0 ％、
N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有
し、残部はFe及び不可避的不純物からなるフェライト／
マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成されること
を特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項３】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜1
3.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、
V:0.10〜0.50％、Nb:0.03 〜0.25％、W:0.50〜5.0 ％、
N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下、Re:3.0％以下を含有
し、残部はFe及び不可避的不純物からなるフェライト／
マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成されること
を特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項４】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜1
3.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、
V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03〜0.25
％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以下
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるフェラ
イト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成され
ることを特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項５】 重量％で、C:0.05〜0.30％、Cr:8.0〜1
3.0％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ni:2.0％以下、
V:0.10〜0.50％、Ta:0.03 〜0.50％、Nb:0.03〜0.25
％、W:0.50〜5.0 ％、N:0.025 〜0.10％、Mo:1.5％以
下、Re:3.0％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純
物からなるフェライト／マルテンサイト組織を有する耐
熱鋼より形成されることを特徴とする蒸気タービン用ロ
ータ。 - 【請求項６】 請求項１、請求項２、請求項３、請求項
４または請求項５記載の前記耐熱鋼であって、耐熱鋼全
体に対する重量％で、Co:0.001〜5.0 ％およびB:0.0005
〜0.05％の少なくとも 1種以上を更に含有するフェライ
ト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項７】 請求項１、請求項２、請求項３、請求項
４、請求項５または請求項６記載の蒸気タービン用ロー
タにおいて、焼入れ熱処理温度が1050〜1150℃である耐
熱鋼より形成されることを特徴とする蒸気タービン用ロ
ータ。 - 【請求項８】 請求項７記載の蒸気タービン用ロータに
おいて、焼入れ後少なくとも 620〜 760℃の温度におい
て熱処理を施すことを特徴とする耐熱鋼より形成される
ことを特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項９】 請求項８記載の蒸気タービン用ロータに
おいて、前記熱処理により析出する析出物の合計量が
2.5〜7.0 重量％である耐熱鋼より形成されることを特
徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項１０】 請求項９記載の蒸気タービン用ロータ
において、前記焼入れ熱処理後のオーステナイト結晶粒
径が 50 〜100 μm である耐熱鋼より形成されることを
特徴とする蒸気タービン用ロータ。 - 【請求項１１】 請求項１０記載の前記耐熱鋼であっ
て、前記耐熱鋼を形成する鋼塊がエレクトロスラグ再溶
解法を用いて得られることを特徴とする蒸気タービン用
ロータ。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5182647A JPH0734202A (ja) | 1993-07-23 | 1993-07-23 | 蒸気タービン用ロータ |
| AT94305281T ATE159792T1 (de) | 1993-07-23 | 1994-07-19 | Rotor für dampfturbinen und verfahren zu seiner herstellung |
| DE69406512T DE69406512T3 (de) | 1993-07-23 | 1994-07-19 | Rotor für Dampfturbinen und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US08/276,920 US5779821A (en) | 1993-07-23 | 1994-07-19 | Rotor for steam turbine and manufacturing method thereof |
| EP94305281A EP0639691B2 (en) | 1993-07-23 | 1994-07-19 | Rotor for steam turbine and manufacturing method thereof |
| KR1019940017854A KR0175075B1 (ko) | 1993-07-23 | 1994-07-23 | 증기터빈용 회전자 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5182647A JPH0734202A (ja) | 1993-07-23 | 1993-07-23 | 蒸気タービン用ロータ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0734202A true JPH0734202A (ja) | 1995-02-03 |
Family
ID=16121968
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5182647A Withdrawn JPH0734202A (ja) | 1993-07-23 | 1993-07-23 | 蒸気タービン用ロータ |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5779821A (ja) |
| EP (1) | EP0639691B2 (ja) |
| JP (1) | JPH0734202A (ja) |
| KR (1) | KR0175075B1 (ja) |
| AT (1) | ATE159792T1 (ja) |
| DE (1) | DE69406512T3 (ja) |
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- 1994-07-19 DE DE69406512T patent/DE69406512T3/de not_active Expired - Lifetime
- 1994-07-23 KR KR1019940017854A patent/KR0175075B1/ko not_active Expired - Lifetime
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