JPS6238426B2 - - Google Patents
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- JPS6238426B2 JPS6238426B2 JP10910879A JP10910879A JPS6238426B2 JP S6238426 B2 JPS6238426 B2 JP S6238426B2 JP 10910879 A JP10910879 A JP 10910879A JP 10910879 A JP10910879 A JP 10910879A JP S6238426 B2 JPS6238426 B2 JP S6238426B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- equivalent
- steel
- low
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
本発明は減衰係数が大きく、かつ低温靭性の良
好な低温タービンブレード用鋼およびその熱処理
法に関するものである。 液化天然ガス（LNG）を使用する火力発電法
においては通常−162℃の液化天然ガスを15気圧
程度に昇圧後海水熱交換器により単純に気化させ
た後発電用燃料として使用しているが、最近省エ
ネルギー対策の一環として液化天然ガスの気化時
の膨張エネルギーを電気エネルギーとして回収す
るプラントが検討されつつある。火力発電用のタ
ービンブレードとしては通常減衰係数が大きく、
かつ高温特性の優れた12％Cr―Fe鋼が用いられ
ているが液化天然ガスの気化時の膨張エネルギー
を電気エネルギーとして回収するプラント用とし
ては従来の12％Cr―Fe鋼は必らずしも好適では
ない。すなわち上記プラント用のタービンブレー
ドは−75℃程度の低温環境に曝されるため、大き
な減衰能を有すると同時に低温特性が良好である
ことが必須の条件であるが12％Cr―Fe鋼はもと
もと高温特性は良好であるが低温特性については
とくに靭性値が低いという問題があり低温タービ
ンブレード用としては好ましくない。 そこで本発明者等は低温タービンブレード用と
して好ましい鋼を見いだすために減衰能の大きい
12％Cr―Fe鋼を基本組成として各種成分元素お
よび熱処理の影響を調査した結果、以下のように
成分調整した鋼を用いて限定された温度条件で焼
入れ，焼もどし処理を施すことにより低温タービ
ンブレード用として要求される特性を充分に満足
することを見い出した。 すなわち本発明は、 (1) Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％，Si：0.1〜1.50％，
Mn：0.1〜2.0％，Ni：2.0〜6.0％，Cr：10.0〜
14.0％とNb，Ta，Zrから選んだ元素を１種ま
たは２種以上合計0.02〜0.30％を含有し残部が
実質的にFeからなり、かつ次式に示されるNi
当量／Cr当量が0.1〜0.5の範囲となるように調
整した低温タービンブレード用鋼。 Ni当量：Ni％＋0.5Mn％ Cr当量：Cr％−15（Ｃ＋Ｎ）％＋1.5Si％ (2) 基本発明鋼にたいしてさらにMo：3.0％以
下，Ｗ：3.0％以下，Ｖ：1.0％以下，Co：2.0
％以下，Cu：2.0％以下，Ti：1.0％以下，
Al：0.5％以下，Ｂ：0.01％以下，Ca：0.02％
以下，Te：0.2S〜0.1％，REM：0.2S〜0.1％
から選んだ元素を１種または２種以上を含有し
た低温タービンブレード用鋼。 (3) 基本発明鋼を用いて850〜1150℃の温度に加
熱保持後焼入処理を行ないつづいて該鋼のAc1
〜Ac1＋80℃の温度範囲で焼もどし処理を施す
ことを特徴とする低温タービンブレード用鋼の
熱処理方法。 本発明鋼は12％Cr―Fe鋼にたいしてNiとと
もにNb，Ta，Zrから選んだ元素を添加し、さ
らにNi当量／Cr当量を調整した鋼であり、焼
入後AC1＋Ac1＋80℃の温度で焼もどし処理を
施すことにより残留オーステナイト量が15％以
下の焼もどしマルテンサイト組織が得られると
ころに特徴があり、12％Cr―Fe鋼が保有する
高い減衰能を推持するとともに−100℃の温度
においても15Km／cm2以上のシヤルピー衝撃値
（JIS4号）が得られる低温特性の優れた鋼であ
る。 次に本発明における成分組成および熱処理条件
の限定理由を以下に述べる。 Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％ ＣとＮは母材強度を確保するために有効な元
素であり、少なくとも合計で0.05％以上添加す
る必要がある。ただし多量に添加すると靭性が
劣化するため合計で0.25％以下に限定した。 Si：0.10〜1.50％ 溶製時の脱酸元素として通常0.1％以上添加
するが多量に添加すると被削性および低温靭性
が劣化するため1.50％以下とする。 Mn：0.10〜2.0％ 溶製時の脱酸、脱硫元素としての効果のほか
低温靭性の改善にも有効であり少なくとも0.01
％以上添加する必要がある。ただし多量に添加
すると被削性が著しく劣化するため2.0％以下
に限定した。 Ni：2.0〜6.0％ 衝撃遷移温度を低下させ低温靭性を向上させ
るために必要な元素であり、少なくとも2.0％
以上添加する必要がある。ただし多量に添加す
ると焼入状態でのオーステナイト量が多くなり
減衰係数および低温靭性が低下するため6.0％
以下に限定した。 Cr：10.0〜14.0％ 耐食性と同時に良好な減衰係数を確保するた
めに必要な元素であり、少なくとも10.0％以上
添加する必要がある。ただし多量に添加すると
δフエライトが生成し、低温における靭性が著
るしく劣化するため14.0％以下に限定した。 Nb，Ta，Zr：１種または２種以上合計0.02〜
0.30％ 結晶粒を微細化し低温靭性を向上させるため
に有効な元素であり合計量で少なくとも0.02％
以上添加する必要がある。ただし多量に添加す
ると凝固時にNb（Ta）（Zr）炭窒化物が形成
され靭性が著るしく低下するため0.30％以下に
限定した。 上記元素の調整にて減衰能が大きくかつ低温
靭性が優れたタービンブレード用鋼が得られる
がさらに以下の元素を添加することによりその
性能をより一層向上することができる。 Mo：3.0％以下，Ｗ：3.0％以下，Ｖ：1.0％以下 上記元素はM23C6型炭化物中に固溶し炭化物
の成長を抑制する効果がありその結果焼もどし
軟化抵抗を著るしく向上させる元素であり必要
に応じて適量添加することが望ましい。ただし
多量に添加すると低温においてへき開破壊が起
りやすくなり靭性が低下するためそれぞれMo
にあつては3.0％以下Ｗにあつては3.0％以下，
Ｖにあつては1.0％以下が望ましい。 Ti：1.0％以下，Al：0.50％以下 上記元素は結晶粒を微細化し低温靭性を改善
するために有効な元素であり、必要に応じて適
量添加することが望ましい。ただし多量に添加
してもその効果の向上は望めなくむしろ鋼の清
浄度を害し靭延性に悪影響をおよぼすためTi
にあつては1.0％以下，Alにあつては0.50％以
下が望ましい。 Co：2.0％以下，Cu：2.0％以下 上記元素はマトリツクスに固溶し、基地の強
度を向上させるために有効な元素であり必要に
応じて適量添加することが望ましい。ただし多
量に添加すると熱間加工性が劣化するためそれ
ぞれ2.0％以下が望ましい。 Ｂ：0.01％以下 微量の添加で熱間加工性を著るしく向上でき
る元素であり必要に応じて適量添加することが
望ましい。ただし多量に添加するとB4C型炭化
物が析出し熱間加工性がそこなわれるため0.01
％以下に限定した。 Ca：0.02％以下 微量の添加で被削性を著るしく向上できる元
素であり必要に応じて適量添加することが望ま
しい。ただし多量に添加すると靭性が劣化する
ため0.02％以下に限定した。 Te：0.2S〜0.1％，REM：0.2S〜0.1％ 上記元素は不純物元素として混入するＳなど
により構成される硫化物系介在物を球状化さ
せ、異方性を改善するために有効な元素であ
り、必要に応じて添加することが望ましい。た
だし多量に添加すると靭延性が低下するため
0.10％以下に限定した。 Ni当量／Cr当量：0.1〜0.5 Ni当量とCr当量の成分バランスは焼入後の
残留オーステナイト量を大きく変化させる。す
なわち上記組成範囲内であつてもNi％＋0.5Mn
％で示されるNi当量とCr％−15（Ｃ＋Ｎ）％
＋1.5Siで示されるCr当量との比が高ずぎる
と、焼入処理後に残留オーステナイト量が多く
なり減衰係数および低温靭性を劣化させる。 本発明者等の多くの実験によれば上記関係式
で示されるNi当量／Cr当量を0.1〜0.5の範囲に
調整すれば焼入処理後の残留オーステナイト量
は15％以下となり本発明鋼の減衰係数および低
温靭性を劣化させないことを確認したためNi
当量／Cr当量は0.1〜0.5に限定した。 焼入れ：850〜1150℃ 本発明成分組成の鋼を焼入れするために必要
な加熱温度は該鋼のオーステナイト化温度すな
わち850℃以上に加熱する必要がある。ただし
必要以上に高温加熱するとδフエライトが生成
され熱処理後の靭延性を低下させるため1150℃
以下に限定した。 焼もどし：Ac1〜Ac1＋80℃ 一般の焼もどし処理はAc1以下の温度で行な
われるのが普通であるが、本発明鋼の場合用途
的に低温における靭性と良好な減衰能が要求さ
れるため、焼もどしによる脆化は当然避けなけ
ればならず、また残留オーステナイトの生成も
極力おさえる必要がある。 このような観点から焼もどし脆性が生じるこ
となく、また残留オーステナイトの少なくなる
温度すなわちAc1変態点以上の温度で焼もどし
処理する必要がある。 ただし必要以上に高い温度で処理すると均一
な焼もどし組織が得られず、逆に低温衝撃値の
低下をきたすためAc1＋80℃以下に限定した。 次に本発明鋼の特徴を実施例により詳細に説明
する。 実施例 １ 真空溶解法により第１表に示すごとき成分組成
の本発明鋼および比較鋼を溶製した。
好な低温タービンブレード用鋼およびその熱処理
法に関するものである。 液化天然ガス（LNG）を使用する火力発電法
においては通常−162℃の液化天然ガスを15気圧
程度に昇圧後海水熱交換器により単純に気化させ
た後発電用燃料として使用しているが、最近省エ
ネルギー対策の一環として液化天然ガスの気化時
の膨張エネルギーを電気エネルギーとして回収す
るプラントが検討されつつある。火力発電用のタ
ービンブレードとしては通常減衰係数が大きく、
かつ高温特性の優れた12％Cr―Fe鋼が用いられ
ているが液化天然ガスの気化時の膨張エネルギー
を電気エネルギーとして回収するプラント用とし
ては従来の12％Cr―Fe鋼は必らずしも好適では
ない。すなわち上記プラント用のタービンブレー
ドは−75℃程度の低温環境に曝されるため、大き
な減衰能を有すると同時に低温特性が良好である
ことが必須の条件であるが12％Cr―Fe鋼はもと
もと高温特性は良好であるが低温特性については
とくに靭性値が低いという問題があり低温タービ
ンブレード用としては好ましくない。 そこで本発明者等は低温タービンブレード用と
して好ましい鋼を見いだすために減衰能の大きい
12％Cr―Fe鋼を基本組成として各種成分元素お
よび熱処理の影響を調査した結果、以下のように
成分調整した鋼を用いて限定された温度条件で焼
入れ，焼もどし処理を施すことにより低温タービ
ンブレード用として要求される特性を充分に満足
することを見い出した。 すなわち本発明は、 (1) Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％，Si：0.1〜1.50％，
Mn：0.1〜2.0％，Ni：2.0〜6.0％，Cr：10.0〜
14.0％とNb，Ta，Zrから選んだ元素を１種ま
たは２種以上合計0.02〜0.30％を含有し残部が
実質的にFeからなり、かつ次式に示されるNi
当量／Cr当量が0.1〜0.5の範囲となるように調
整した低温タービンブレード用鋼。 Ni当量：Ni％＋0.5Mn％ Cr当量：Cr％−15（Ｃ＋Ｎ）％＋1.5Si％ (2) 基本発明鋼にたいしてさらにMo：3.0％以
下，Ｗ：3.0％以下，Ｖ：1.0％以下，Co：2.0
％以下，Cu：2.0％以下，Ti：1.0％以下，
Al：0.5％以下，Ｂ：0.01％以下，Ca：0.02％
以下，Te：0.2S〜0.1％，REM：0.2S〜0.1％
から選んだ元素を１種または２種以上を含有し
た低温タービンブレード用鋼。 (3) 基本発明鋼を用いて850〜1150℃の温度に加
熱保持後焼入処理を行ないつづいて該鋼のAc1
〜Ac1＋80℃の温度範囲で焼もどし処理を施す
ことを特徴とする低温タービンブレード用鋼の
熱処理方法。 本発明鋼は12％Cr―Fe鋼にたいしてNiとと
もにNb，Ta，Zrから選んだ元素を添加し、さ
らにNi当量／Cr当量を調整した鋼であり、焼
入後AC1＋Ac1＋80℃の温度で焼もどし処理を
施すことにより残留オーステナイト量が15％以
下の焼もどしマルテンサイト組織が得られると
ころに特徴があり、12％Cr―Fe鋼が保有する
高い減衰能を推持するとともに−100℃の温度
においても15Km／cm2以上のシヤルピー衝撃値
（JIS4号）が得られる低温特性の優れた鋼であ
る。 次に本発明における成分組成および熱処理条件
の限定理由を以下に述べる。 Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％ ＣとＮは母材強度を確保するために有効な元
素であり、少なくとも合計で0.05％以上添加す
る必要がある。ただし多量に添加すると靭性が
劣化するため合計で0.25％以下に限定した。 Si：0.10〜1.50％ 溶製時の脱酸元素として通常0.1％以上添加
するが多量に添加すると被削性および低温靭性
が劣化するため1.50％以下とする。 Mn：0.10〜2.0％ 溶製時の脱酸、脱硫元素としての効果のほか
低温靭性の改善にも有効であり少なくとも0.01
％以上添加する必要がある。ただし多量に添加
すると被削性が著しく劣化するため2.0％以下
に限定した。 Ni：2.0〜6.0％ 衝撃遷移温度を低下させ低温靭性を向上させ
るために必要な元素であり、少なくとも2.0％
以上添加する必要がある。ただし多量に添加す
ると焼入状態でのオーステナイト量が多くなり
減衰係数および低温靭性が低下するため6.0％
以下に限定した。 Cr：10.0〜14.0％ 耐食性と同時に良好な減衰係数を確保するた
めに必要な元素であり、少なくとも10.0％以上
添加する必要がある。ただし多量に添加すると
δフエライトが生成し、低温における靭性が著
るしく劣化するため14.0％以下に限定した。 Nb，Ta，Zr：１種または２種以上合計0.02〜
0.30％ 結晶粒を微細化し低温靭性を向上させるため
に有効な元素であり合計量で少なくとも0.02％
以上添加する必要がある。ただし多量に添加す
ると凝固時にNb（Ta）（Zr）炭窒化物が形成
され靭性が著るしく低下するため0.30％以下に
限定した。 上記元素の調整にて減衰能が大きくかつ低温
靭性が優れたタービンブレード用鋼が得られる
がさらに以下の元素を添加することによりその
性能をより一層向上することができる。 Mo：3.0％以下，Ｗ：3.0％以下，Ｖ：1.0％以下 上記元素はM23C6型炭化物中に固溶し炭化物
の成長を抑制する効果がありその結果焼もどし
軟化抵抗を著るしく向上させる元素であり必要
に応じて適量添加することが望ましい。ただし
多量に添加すると低温においてへき開破壊が起
りやすくなり靭性が低下するためそれぞれMo
にあつては3.0％以下Ｗにあつては3.0％以下，
Ｖにあつては1.0％以下が望ましい。 Ti：1.0％以下，Al：0.50％以下 上記元素は結晶粒を微細化し低温靭性を改善
するために有効な元素であり、必要に応じて適
量添加することが望ましい。ただし多量に添加
してもその効果の向上は望めなくむしろ鋼の清
浄度を害し靭延性に悪影響をおよぼすためTi
にあつては1.0％以下，Alにあつては0.50％以
下が望ましい。 Co：2.0％以下，Cu：2.0％以下 上記元素はマトリツクスに固溶し、基地の強
度を向上させるために有効な元素であり必要に
応じて適量添加することが望ましい。ただし多
量に添加すると熱間加工性が劣化するためそれ
ぞれ2.0％以下が望ましい。 Ｂ：0.01％以下 微量の添加で熱間加工性を著るしく向上でき
る元素であり必要に応じて適量添加することが
望ましい。ただし多量に添加するとB4C型炭化
物が析出し熱間加工性がそこなわれるため0.01
％以下に限定した。 Ca：0.02％以下 微量の添加で被削性を著るしく向上できる元
素であり必要に応じて適量添加することが望ま
しい。ただし多量に添加すると靭性が劣化する
ため0.02％以下に限定した。 Te：0.2S〜0.1％，REM：0.2S〜0.1％ 上記元素は不純物元素として混入するＳなど
により構成される硫化物系介在物を球状化さ
せ、異方性を改善するために有効な元素であ
り、必要に応じて添加することが望ましい。た
だし多量に添加すると靭延性が低下するため
0.10％以下に限定した。 Ni当量／Cr当量：0.1〜0.5 Ni当量とCr当量の成分バランスは焼入後の
残留オーステナイト量を大きく変化させる。す
なわち上記組成範囲内であつてもNi％＋0.5Mn
％で示されるNi当量とCr％−15（Ｃ＋Ｎ）％
＋1.5Siで示されるCr当量との比が高ずぎる
と、焼入処理後に残留オーステナイト量が多く
なり減衰係数および低温靭性を劣化させる。 本発明者等の多くの実験によれば上記関係式
で示されるNi当量／Cr当量を0.1〜0.5の範囲に
調整すれば焼入処理後の残留オーステナイト量
は15％以下となり本発明鋼の減衰係数および低
温靭性を劣化させないことを確認したためNi
当量／Cr当量は0.1〜0.5に限定した。 焼入れ：850〜1150℃ 本発明成分組成の鋼を焼入れするために必要
な加熱温度は該鋼のオーステナイト化温度すな
わち850℃以上に加熱する必要がある。ただし
必要以上に高温加熱するとδフエライトが生成
され熱処理後の靭延性を低下させるため1150℃
以下に限定した。 焼もどし：Ac1〜Ac1＋80℃ 一般の焼もどし処理はAc1以下の温度で行な
われるのが普通であるが、本発明鋼の場合用途
的に低温における靭性と良好な減衰能が要求さ
れるため、焼もどしによる脆化は当然避けなけ
ればならず、また残留オーステナイトの生成も
極力おさえる必要がある。 このような観点から焼もどし脆性が生じるこ
となく、また残留オーステナイトの少なくなる
温度すなわちAc1変態点以上の温度で焼もどし
処理する必要がある。 ただし必要以上に高い温度で処理すると均一
な焼もどし組織が得られず、逆に低温衝撃値の
低下をきたすためAc1＋80℃以下に限定した。 次に本発明鋼の特徴を実施例により詳細に説明
する。 実施例 １ 真空溶解法により第１表に示すごとき成分組成
の本発明鋼および比較鋼を溶製した。
【表】
第１表の供試材を用いて熱間鍛造加工により40
mm×50mm断面の角材を製造し、各種特性値を調査
した。 低温引張強度特性 第１表の供試材を用いて焼入れ：950℃×
1hrOQ焼もどし：（Ac1＋20℃）×2hrAC処理を
施した後JIS4号引張試験片を採取し、−75℃の低
温における引張強度を測定した。その結果を第２
表に示す。
mm×50mm断面の角材を製造し、各種特性値を調査
した。 低温引張強度特性 第１表の供試材を用いて焼入れ：950℃×
1hrOQ焼もどし：（Ac1＋20℃）×2hrAC処理を
施した後JIS4号引張試験片を採取し、−75℃の低
温における引張強度を測定した。その結果を第２
表に示す。
【表】
【表】
同表にみられるごとく本発明鋼の低温における
引張強さは100Kg／mm2以上であり、かつ靭延性の
尺度となる伸びも30％程度を示している。これに
たいして比較鋼では引張強さは高いが伸び、絞り
値がきわめて低く破壊にたいする不安定性を示し
ている。 低温衝撃特性 第１表の供試材のうちNo.２，５，６，９，10を
用いて焼入：950℃×1hrOQ，焼もどし：（Ac1
＋20℃）×2hrAC処理を施した後，JIS4号シヤル
ピー衝撃試験片を採取し、試験に供した。なお試
験は−196℃〜100℃の各温度で実施した。その結
果を第１図に示した。 同図にみられるごとく比較鋼のNo.９および10の
衝撃特性は０℃において不安定な状態にあり−50
℃においては７Kg．ｍ／cm2以下の低いシヤルピー
衝撃値を示している。これにたいして本発明鋼で
は−50℃の温度においても安定な衝撃特性を示
し、−100℃においても15Kg．ｍ／cm2以上のシヤル
ピー衝撃値を示している。以上のように本発明鋼
は低温における衝撃特性はきわめて優れているこ
とを示している。 減衰能 第１表の供試材を用いて焼入950℃×1hrOQ焼
もどし（Ac1＋20℃）×2hrA.C処理を施した後試
験片を採取し減衰係数を測定した。その結果を第
３表に示した。
引張強さは100Kg／mm2以上であり、かつ靭延性の
尺度となる伸びも30％程度を示している。これに
たいして比較鋼では引張強さは高いが伸び、絞り
値がきわめて低く破壊にたいする不安定性を示し
ている。 低温衝撃特性 第１表の供試材のうちNo.２，５，６，９，10を
用いて焼入：950℃×1hrOQ，焼もどし：（Ac1
＋20℃）×2hrAC処理を施した後，JIS4号シヤル
ピー衝撃試験片を採取し、試験に供した。なお試
験は−196℃〜100℃の各温度で実施した。その結
果を第１図に示した。 同図にみられるごとく比較鋼のNo.９および10の
衝撃特性は０℃において不安定な状態にあり−50
℃においては７Kg．ｍ／cm2以下の低いシヤルピー
衝撃値を示している。これにたいして本発明鋼で
は−50℃の温度においても安定な衝撃特性を示
し、−100℃においても15Kg．ｍ／cm2以上のシヤル
ピー衝撃値を示している。以上のように本発明鋼
は低温における衝撃特性はきわめて優れているこ
とを示している。 減衰能 第１表の供試材を用いて焼入950℃×1hrOQ焼
もどし（Ac1＋20℃）×2hrA.C処理を施した後試
験片を採取し減衰係数を測定した。その結果を第
３表に示した。
【表】
同表にみられるごとく本発明鋼は比較鋼のNo.９
（12％Cr―Fe鋼）にくらべて若干低い減衰係数を
示すが実用上問題のない値を示している。 実施例 ２ 本発明鋼の好適な焼もどし条件を見つけるため
に、第１表の供試材のうちNo.１，２，３，９鋼を
用いて、焼入処理後各種温度で焼もどし処理を施
した。つづいてシヤルピー衝撃試験片（JIS4号）
を採取して−75℃における試験に供した。その結
果を第２図に示した。 すなわち第２図はNi含有量と焼もどし温度で
整理した低温衝撃特性を示す図であり図中の数値
はシヤルピー衝撃値を示す。同図より良好な低温
衝撃特性が得られる焼もどし温度はNi含有量に
より大きく影響されることがわかる。すなわち
Ni含有量が低いNo.９では良好な低温衝撃特性は
得られないが、２％以上のNiを含有するNo.１，
２，３ではNi含有量が多いほど低い焼もどし温
度で良好な低温衝撃特性が得られることが確認し
た。第２図において良好な低温衝撃特性が得られ
る領域を斜線で図示したが、この領域をさらに明
瞭にするため供試材No.２のシヤルピー衝撃値を焼
もどし温度で整理した結果を第３図に示した。 なお同図中には残留オーステナイト量を併記し
た。第３図にみられるごとくシヤルピー衝撃値は
焼もどし温度に大きく依存する。すなわち600℃
以上の焼もどし処理によりシヤルピー衝撃値は急
上昇し670℃程度でピーク値を示すが、それ以上
の温度ではシヤルピー衝撃値の低下がみられる。
一方残留オーステナイト量は600℃の焼もどし処
理でピーク値を示しそれ以上の温度では急減す
る。この結果から本発明鋼の600℃以上の焼もど
し処理における低温衝撃特性の向上は残留オース
テナイト量の急減に基づくものであることが容易
に推察される。第３図の結果から本発明鋼の好適
な焼もどし条件すなわち良好な低温衝撃特性が得
られる範囲は第３図に図示したごとく該鋼のAc1
〜Ac1＋80℃程度の温度であることを確認した。 なお、本発明鋼のうち、第二発明鋼について
も、その熱処理にあたつて焼戻温度をAc1〜Ac1
＋80℃とすることによつて良好な低温衝撃特性が
得られる。 以上のごとく本発明鋼は低温タービンブレード
用として好適な鋼であつて、その特徴とするとこ
ろは低温衝撃特性が優れ、かつ減衰係数も従来の
タービンブレード材と大差ないものである。した
がつて液化天然ガスを使用する発電装置などのご
とく低温環境で用いられるタービンブレード用と
して価値のある鋼である。
（12％Cr―Fe鋼）にくらべて若干低い減衰係数を
示すが実用上問題のない値を示している。 実施例 ２ 本発明鋼の好適な焼もどし条件を見つけるため
に、第１表の供試材のうちNo.１，２，３，９鋼を
用いて、焼入処理後各種温度で焼もどし処理を施
した。つづいてシヤルピー衝撃試験片（JIS4号）
を採取して−75℃における試験に供した。その結
果を第２図に示した。 すなわち第２図はNi含有量と焼もどし温度で
整理した低温衝撃特性を示す図であり図中の数値
はシヤルピー衝撃値を示す。同図より良好な低温
衝撃特性が得られる焼もどし温度はNi含有量に
より大きく影響されることがわかる。すなわち
Ni含有量が低いNo.９では良好な低温衝撃特性は
得られないが、２％以上のNiを含有するNo.１，
２，３ではNi含有量が多いほど低い焼もどし温
度で良好な低温衝撃特性が得られることが確認し
た。第２図において良好な低温衝撃特性が得られ
る領域を斜線で図示したが、この領域をさらに明
瞭にするため供試材No.２のシヤルピー衝撃値を焼
もどし温度で整理した結果を第３図に示した。 なお同図中には残留オーステナイト量を併記し
た。第３図にみられるごとくシヤルピー衝撃値は
焼もどし温度に大きく依存する。すなわち600℃
以上の焼もどし処理によりシヤルピー衝撃値は急
上昇し670℃程度でピーク値を示すが、それ以上
の温度ではシヤルピー衝撃値の低下がみられる。
一方残留オーステナイト量は600℃の焼もどし処
理でピーク値を示しそれ以上の温度では急減す
る。この結果から本発明鋼の600℃以上の焼もど
し処理における低温衝撃特性の向上は残留オース
テナイト量の急減に基づくものであることが容易
に推察される。第３図の結果から本発明鋼の好適
な焼もどし条件すなわち良好な低温衝撃特性が得
られる範囲は第３図に図示したごとく該鋼のAc1
〜Ac1＋80℃程度の温度であることを確認した。 なお、本発明鋼のうち、第二発明鋼について
も、その熱処理にあたつて焼戻温度をAc1〜Ac1
＋80℃とすることによつて良好な低温衝撃特性が
得られる。 以上のごとく本発明鋼は低温タービンブレード
用として好適な鋼であつて、その特徴とするとこ
ろは低温衝撃特性が優れ、かつ減衰係数も従来の
タービンブレード材と大差ないものである。した
がつて液化天然ガスを使用する発電装置などのご
とく低温環境で用いられるタービンブレード用と
して価値のある鋼である。
第１図は本発明鋼と比較鋼の各温度におけるシ
ヤルピー衝撃値を示す図、第２図はシヤルピー衝
撃値におよぼすNi含有量および焼もどし温度の
影響を示す図、第３図はシヤルピー衝撃値および
残留オーステナイト量におよぼす焼もどし温度の
影響を示す図である。
ヤルピー衝撃値を示す図、第２図はシヤルピー衝
撃値におよぼすNi含有量および焼もどし温度の
影響を示す図、第３図はシヤルピー衝撃値および
残留オーステナイト量におよぼす焼もどし温度の
影響を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％，Si：0.1〜1.50％，
Mn：0.1〜2.0％，Ni：2.0〜6.0％，Cr：10.0〜
14.0％とNb，Ta，Zrから選んだ元素を１種また
は２種以上合計0.02〜0.30％を含有し、残部が実
質的にFeからなり、かつ次式で示されるNi当
量／Cr当量が0.1〜0.5の範囲となるように調整し
た低温タービンブレード用鋼。 Ni当量：Ni％＋0.5Mn％ Cr当量：Cr％−15（Ｃ＋Ｎ）％＋1.5Si％ ２ Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％，Si：0.1〜1.50％，
Mn：0.1〜2.0％，Ni：2.0〜6.0％，Cr：10.0〜
14.0％とNb，Ta，Zrから選んだ元素を１種また
は２種以上合計0.02〜0.30％とさらにMo：3.0％
以下，Ｗ：3.0％以下，Ｖ：1.0％以下，Co：2.0
％以下，Cu：2.0％以下，Ti：1.0％以下，Al：
0.5％以下，Ｂ：0.01％以下，Ca：0.02％以下，
Te：0.2S〜0.1％，REM：0.2S〜0.1％から選ん
だ元素を１種または２種以上を含有し、残部が実
質的にFeからなり、かつ次式で示されるNi当
量／Cr当量が0.1〜0.5の範囲となるように調整し
た低温タービンブレード用鋼。 Ni当量：Ni％＋0.5Mn％ Cr当量：Cr％−1.5（Ｃ＋Ｎ）％＋1.5Si％ ３ Ｃ＋Ｎ：0.05〜0.25％，Si：0.1〜1.50％，
Mn：0.1〜2.0％，Ni：2.0〜6.0％，Cr：10.0〜
14.0％とNb，Ta，Zrから選んだ元素を１種また
は２種以上合計0.02〜0.30％を含有し残部が実質
的にFeからなり、かつ次式で示されるNi当量／
Cr当量が0.1〜0.5の範囲となるように調整した合
金を用いて、850〜1150℃の温度に加熱保持後焼
入処理を行ない、つづいて該鋼のAc1−Ac1＋80
℃の温度範囲で焼もどし処理を施すことを特徴と
する低温タービンブレード用鋼の熱処理方法。 Ni当量：Ni％＋0.5Mn％ Cr当量：Cr％−15（Ｃ＋Ｎ）％＋1.5Si％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10910879A JPS5635754A (en) | 1979-08-29 | 1979-08-29 | Low temperature turbine blade steel and its heat treatment |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10910879A JPS5635754A (en) | 1979-08-29 | 1979-08-29 | Low temperature turbine blade steel and its heat treatment |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5635754A JPS5635754A (en) | 1981-04-08 |
| JPS6238426B2 true JPS6238426B2 (ja) | 1987-08-18 |
Family
ID=14501767
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10910879A Granted JPS5635754A (en) | 1979-08-29 | 1979-08-29 | Low temperature turbine blade steel and its heat treatment |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5635754A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS602380B2 (ja) * | 1981-05-30 | 1985-01-21 | 川崎製鉄株式会社 | 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼オ−トバイデイスクブレ−キ用材料 |
| DE3789776T2 (de) * | 1986-02-05 | 1994-08-18 | Hitachi Ltd | Hitzebeständiger Stahl und daraus hergestellte Gasturbinenteile. |
| JPS63171856A (ja) * | 1987-01-09 | 1988-07-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| CN105463327A (zh) * | 2015-12-12 | 2016-04-06 | 郭策 | 大型水电站混流式水轮机涡壳 |
| CN105603319B (zh) * | 2016-01-01 | 2017-11-14 | 衢州市联橙环保科技有限公司 | 一种厨余垃圾破碎装置 |
| CN110205539B (zh) * | 2019-07-05 | 2020-11-20 | 浙江朋诚科技有限公司 | 一种飞剪用高强合金刀片及其制备方法 |
-
1979
- 1979-08-29 JP JP10910879A patent/JPS5635754A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5635754A (en) | 1981-04-08 |
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