WO2010041506A1 - タービンロータ及びタービンロータの製造方法 - Google Patents

タービンロータ及びタービンロータの製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a turbine rotor and a method of manufacturing a turbine rotor, and more particularly to a turbine rotor and a method of manufacturing a turbine rotor suitable for use in a steam turbine.
  • the rotor material is selected from the viewpoint of high temperature strength with respect to the temperature distribution in the steam turbine. Specifically, in a high temperature region exceeding 566 ° C., 10% Cr steel reinforced by containing 0.02% or more of nitrogen or 10% Cr steel (high Cr steel) containing W (tungsten) or the like is used In the middle range of 566 to 380 ° C., a low alloy steel of 1 to 2.25% CrMoV is used, and in the low temperature range of less than 380 ° C., a turbine rotor made of 3.5% NiCrMoV low alloy steel is used.
  • an integrated turbine rotor made of high Cr steel having a strength corresponding to the high temperature region is used.
  • the high Cr steel is a high cost material, and forming the entire turbine rotor used in an environment in which the high temperature region and the low temperature region coexist with the high Cr steel has a large cost burden. Therefore, it is used for a steam turbine in which a high temperature region and a low temperature region coexist in the steam turbine, and a turbine rotor portion disposed at a position where the environmental temperature in the steam turbine is a low temperature region is formed of inexpensive low alloy steel.
  • Patent Document 1 discloses a turbine in which a high Cr steel rotor and a low Cr steel rotor are welded using a filler metal having a Cr steel content of 1.0 to 3.5% by mass as the dissimilar steel type welding rotor. A rotor is disclosed.
  • Patent Document 1 in a turbine rotor in which a conventional high Cr steel rotor material and a low Cr steel rotor material are welded as disclosed in Patent Document 1, usually 0.02% by mass% to increase high temperature strength for high Cr steel
  • the above nitrogen is contained, but when welding 10% Cr steel which is high Cr steel or 10% Cr steel containing W and low Cr steel, it is melted by nitrogen contained in the high Cr steel.
  • minute blow holes easily occur in the material.
  • a low Cr steel filler metal it has been confirmed that when a low Cr steel filler metal is used, the solubility of nitrogen in the filler metal is low because the content of Cr in the filler metal is low, and micro blow holes are likely to occur.
  • the turbine rotor is a high-speed rotating body, and defects that are repeatedly fatigued are not tolerated, and even small blow holes become a problem when they gather, so a stable welded joint without blow holes is required.
  • a dissimilar steel type rotor by welding a high temperature rotor material made of 12% Cr steel (10% Cr steel in a broad sense) and a low temperature rotor material made of low alloy steel, the high temperature rotor material is manufactured Forming an intermediate material by overlay welding of a suitable material, forming a high temperature rotor material having the intermediate material at high temperature, welding the low temperature rotor material to the intermediate material, and
  • Patent Document 2 discloses a technique for manufacturing a dissimilar steel type rotor by performing a low temperature heat treatment on the entire of a high temperature rotor material and a low temperature rotor material.
  • Patent Document 3 discloses a technology for manufacturing a dissimilar steel type rotor by welding a material and a low temperature rotor material and heat treating at 625 to 655 ° C. However, even in the technique disclosed in Patent Document 3, micro blow holes may occur.
  • the present invention can produce a turbine rotor and a turbine rotor without blow holes without causing the cost of production to increase and the production time to be prolonged since the number of welding and heat treatments may be one. Intended to provide a method.
  • the inventors have confirmed that the use of 9% Cr steel having a nitrogen content of 0.025% or less as a filler can prevent the occurrence of minute blow holes, and can solve the problem by a turbine rotor and A method of manufacturing a turbine rotor has been invented.
  • the high-temperature rotor material is The filler metal for welding the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material, which is formed of high Cr steel having a nitrogen content of 0.02% or more by mass%, has a nitrogen content of 0.025% by mass It is characterized by being the following 9% Cr-based filler material.
  • the high-temperature rotor material made of high Cr steel containing 0.02% or more of nitrogen and low Even when welding with a low temperature rotor material made of Cr steel, the generation of minute blow holes can be prevented. Furthermore, since there is no need for build-up welding, the number of times of welding and the number of heat treatments are also one, and the problems of rising production costs and prolonged production time do not occur. Further, the high temperature rotor material and the low temperature rotor material, which are formed of 2.25CrMoV steel and welded, are heat treated at 625 to 650 ° C. for 40 to 60 hours to form the high temperature rotor material.
  • the Vickers hardness of the rotor material may be HV 350 or less.
  • the creep rupture position of the dissimilar steel weld joint is the heat-affected zone of the fine grain structure that occurs on the low alloy steel side, and the creep strength is governed by the type of low alloy steel and the state of the fine grain structure. Therefore, sufficient creep strength can be secured by forming the low-temperature rotor material with 2.25 CrMoV steel, which is higher in creep strength than 1% Cr steel. Also, welding is performed using a 9% Cr-based filler metal having a nitrogen content of 0.025% or less by mass, heat treated at 625 to 650 ° C.
  • the Vickers hardness of the high temperature rotor material By setting the value of HV to 350 or less, a suitable turbine rotor can be obtained without the occurrence of delayed cracking in the high temperature rotor. Further, the high temperature rotor material and the low temperature rotor material, which are formed of 3.5 NiCrMoV steel and welded, are heat-treated at 595 to 620 ° C. for 40 to 60 hours to form the high temperature rotor material.
  • the Vickers hardness of the rotor material may be HV 350 or less.
  • the low-temperature rotor material is formed of 3.5NiCrMoV steel, and is welded using a 9% Cr-based filler material having a nitrogen content of 0.025% or less by mass, and 40 to 50 ° C at 595 to 620 ° C.
  • a turbine rotor capable of securing appropriate strength without delay cracking in the rotor for high temperature can be obtained.
  • the manufacturing method of the turbine rotor for solving a subject In a method of manufacturing a turbine rotor in which a high-temperature rotor material made of high Cr steel and a low-temperature rotor material made of low Cr steel are welded and joined, the high-temperature rotor material has a nitrogen content of 0.
  • the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material are joined by welding using a 9% Cr-based filler metal having a nitrogen content of 0.025% or less by mass%.
  • the low-temperature rotor material is formed of 2.25CrMoV steel, and the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material are joined by welding, and then the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material are welded.
  • the Vickers hardness of the rotor material for high temperature may be set to HV 350 or less by heat treatment at 650 ° C. for 40 to 60 hours.
  • the low-temperature rotor material is formed of 3.5 NiCrMoV steel, and the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material are joined by welding, and then the high-temperature rotor material and the low-temperature rotor material are welded.
  • the Vickers hardness of the rotor material for high temperature may be set to HV 350 or less by heat treatment at 620 ° C. for 40 to 60 hours.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of a turbine rotor made in accordance with the present invention. It is an enlarged view of the welding part vicinity in FIG. It is a sectional view showing a joint in an example. It is a graph showing the influence of the alloying element on the solubility of N in molten iron at 1600 ° C. It is a characteristic view showing the creep rupture test result of a weld joint. It is a characteristic view showing hardness in a measurement point including a weld joint in an example. It is a characteristic view showing hardness in a measurement point including another weld joint in an example. It is a graph which shows Vickers hardness and a delayed crack generating area.
  • FIG. 4 is a graph showing the effect of alloying elements on the solubility of N in molten iron at 1600 ° C. (Edited by The Iron and Steel Institute of Japan, third edition Iron and Steel Handbook Volume 1, Foundation (1981), P. 417).
  • the horizontal axis represents the concentration of alloying elements (wt%) contained in the molten iron, and the vertical axis represents the solubility (wt%) of N. It can be understood from FIG. 4 that the solubility of N is higher as the Cr content in the molten iron is higher. If welding is performed with a Cr steel filler metal without welding the welded joints of high Cr steel and low alloy steel reinforced with 0.02% nitrogen by mass by mass, the high Cr steel side is The nitrogen contained for strengthening is dissolved in the filler, but the solubility of nitrogen in the filler depends on the content of Cr as shown in FIG.
  • the solubility of nitrogen is low because the Cr content in the filler metal is low, and nitrogen exceeding the solubility becomes a gas, and nitrogen gas that could not escape from the molten pool during welding Is the blowhole. Therefore, it is necessary to use a filler material having a high Cr content, and a 9% Cr-based filler material having a Cr content close to that of the high Cr steel is used as the filler material. However, even when using a 9% Cr-based filler, minute blow holes may occur.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of a turbine rotor manufactured according to the present invention
  • FIG. 2 is an enlarged view of the vicinity of a weld 8 in FIG. As shown in FIG.
  • high-temperature rotor material 4 made of 10% Cr steel which is high Cr steel or 10% Cr steel containing W, and 2.25% CrMoV steel or 3.5 NiCrMoV steel which is low Cr steel
  • the high temperature rotor material 4 and the low temperature rotor are joined by, for example, arc welding using a 9% Cr-based filler material in which the low temperature rotor material 6 is butted and the nitrogen content is 0.025% or less by mass.
  • a weld 10 is formed between the steel 6 and the steel 6.
  • 10% Cr steel or W containing 10% Cr steel used for the high temperature rotor material 4, 2.25% CrMoV steel or 3.5 NiCrMoV steel used for the low temperature rotor material 6, and 9% Cr additive filler As a material, for example, the composition range shown in Table 2 can be mentioned, and in the present example, the material of the composition of the example shown in Table 2 is used.
  • the low-temperature rotor material 6 is 2.25 CrMoV steel
  • the high-temperature rotor material has an Vickers hardness of HV 350 or less by performing heat treatment in a temperature range of 625 to 650 ° C. for 40 to 60 hours.
  • Fig. 8 is a graph showing the Vickers hardness and the delayed cracking region (The Turbo Machinery Association 53rd Seminar Material (2001) "Regarding the Corrosion and Erosion of Steam Turbines" by Ito).
  • the Turbo Machinery Association 53rd Seminar Material 2001
  • Regarding the Corrosion and Erosion of Steam Turbines by Ito.
  • Test piece 1 High temperature rotor material: 10% Cr steel, Low temperature rotor material: 2.25% CrMoV steel
  • Test piece 2 High temperature rotor material: W containing 10% Cr steel, Low temperature rotor material: 2.25% CrMoV steel
  • a test piece 3 a rotor material for high temperature: 10% Cr steel, a rotor material for low temperature: 1% CrMoV steel, and a creep test was conducted under the condition that the test temperature is constant.
  • the results are shown in FIG. In FIG. 5, the vertical axis represents stress, and the horizontal axis is a value determined in accordance with the creep test temperature and the rupture time. Since the creep test is performed under a constant test temperature, FIG. It is. As shown in FIG.
  • the creep strength was improved more than the comparative example using 1% CrMoV steel as the low temperature rotor material.
  • the hardness distribution of the test pieces 1 and 2 was measured. The results are shown in FIG. In FIG. 6, the vertical axis indicates the Vickers hardness HV, and the horizontal axis indicates the distance from the fixed point of the low temperature rotor material 6. As apparent from FIG. 6, the obtained weld joint is 10% Cr steel or 10% Cr steel containing W, its heat affected zone, welded portion, 2.25% CrMoV steel, any heat affected zone thereof It has been confirmed that the location also shows HV 350 or less. Furthermore, the hardness distribution of the following test pieces 4 was also measured in the same manner as the above test pieces 1 and 2.
  • Test specimen 4 rotor material for high temperature: 10% Cr steel, rotor material for low temperature: 3.5% NiCrMoV steel The results are shown in FIG. Also in the test piece 4, it was confirmed that HV 350 or less was shown at any location as in the test pieces 1 and 2. Moreover, 0.2% proof stress and tensile strength were measured about the said test piece 1,2,4. The results are shown in Table 3. Furthermore, the impact characteristics (absorbed energy at room temperature and 50% fracture transition temperature) of the heat-affected zone and the weld zone were examined. The results are shown in Table 4. In addition, the specification value in Table 3 and Table 4 represents the range which needs to be satisfied in order to use the manufactured turbine rotor without problem.

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Abstract

製造コストの高騰、製造時間の長期化を生じることなく、適正強度、靭性を有するタービンロータ及びタービンロータの製造方法を提供する。高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と、低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して構成されたタービンロータにおいて、前記高温用ロータ材が、窒素含有量が質量％で０．０２％以上である高Ｃｒ鋼で形成され、前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を溶接する溶加材が、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材である。

Description

タービンロータ及びタービンロータの製造方法
　本発明は、タービンロータ及びタービンロータの製造方法に関するものであり、特に蒸気タービンに用いて好適なタービンロータ及びタービンロータの製造方法に関するものである。
　蒸気タービン用ロータを製造するに際して、そのロータ材料は蒸気タービン内の温度分布に対する高温強度の観点から選定される。具体的には５６６℃を超える高温領域では０．０２％以上の窒素を含有させて強化された１０％Ｃｒ鋼又はＷ（タングステン）を含有する１０％Ｃｒ鋼（高Ｃｒ鋼）などが用いられ、５６６~３８０℃の中間領域では１~２．２５％ＣｒＭｏＶ低合金鋼が用いられ、さらに３８０℃未満の低温領域では３．５％ＮｉＣｒＭｏＶ低合金鋼からなるタービンロータが用いられている。また、高温領域と中低温領域が共存する環境では、高温領域に対応する強度を有する高Ｃｒ鋼からなる一体型タービンロータが用いられている。
　しかしながら、前記高Ｃｒ鋼は高コスト材料であり、高温領域と中低温領域が共存する環境で使用されるタービンロータ全体を高Ｃｒ鋼で形成することはコスト面での負担が大きい。
　そこで、蒸気タービン内で高温領域と中低温領域が共存する蒸気タービンに使用され、蒸気タービン内の環境温度が中低温領域である位置に配されるタービンロータ部位は安価な前記低合金鋼で形成し、蒸気タービン内の環境温度が高温領域である位置に配されるタービンロータ部位は高温強度に優れた前記高Ｃｒ鋼で形成した異鋼種溶接ロータが提案されている。
　前記異鋼種溶接ロータとして、例えば特許文献１には高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとをＣｒ鋼含量が質量％で１．０~３．５％である溶加材を用いて溶接したタービンロータが開示されている。
　しかしながら特許文献１に開示されたような従来の高Ｃｒ鋼ロータ材と低Ｃｒ鋼ロータ材を溶接したタービンロータにおいては、通常高Ｃｒ鋼には高温強度を上げるために質量％で０．０２％以上の窒素が含有されているが、高Ｃｒ鋼である１０％Ｃｒ鋼又はＷを含有する１０％Ｃｒ鋼と低Ｃｒ鋼とを溶接した際に、前記高Ｃｒ鋼に含有される窒素により溶加材中に微小なブローホールが発生しやすいという問題がある。
　特に低Ｃｒ鋼の溶加材を使用すると、溶加材中のＣｒ含量が少ないために溶加材の窒素の溶解度が低く、微小なブローホールが発生しやすいことが確認されている。タービンロータは高速回転体であり繰り返し疲労を受ける欠陥は許容されず、微小なブローホールであっても集合すると問題となるためブローホールのない安定した溶接継手が必要である。
　また、１２％Ｃｒ鋼（広義には１０％Ｃｒ鋼）からなる高温用ロータ材と低合金鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して異鋼種ロータを製造する際に、前記高温用ロータ材に適正材料の肉盛溶接を施して中間材に形成する工程と、該中間材を有する高温用ロータ材を高温熱処理する工程と、前記中間材に前記低温用ロータ材を溶接する工程と、これらの高温用ロータ材及び低温用ロータ材の全体に低温熱処理する工程とにより異鋼種ロータを製造する技術が、特許文献２に開示されている。
　しかしながら、特許文献２に開示された技術においては、肉盛溶接と２回の熱処理が必要であるため、製造コストの高騰、製造時間の長時間化が課題となる。
　また、高温用ロータ材が９％Ｃｒ鋼（広義には１０％Ｃｒ鋼）、低温用ロータ材が１％Ｃｒ鋼で形成されており、９％Ｃｒ系溶加材を用いて前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を溶接し、６２５~６５５℃で熱処理することで、異鋼種ロータを製造する技術が特許文献３に開示されている。しかしながら、特許文献３に開示された技術においても微小ブローホールが発生する場合がある。
　つまり、特許文献１に開示された技術においては、高温強度を上げるために質量％で０．０２％以上の窒素が含有された高Ｃｒ鋼ロータ材と低Ｃｒ鋼ロータ材とを直接溶接する場合、前記高Ｃｒ鋼に含有される窒素により、溶加材中に微小なブローホールを生じうるという課題がある。なお、前記溶接に用いる溶加材を低Ｃｒではなく、仮に９Ｃｒ鋼などの高Ｃｒ鋼とするとブローホールは生じにくくなるが、完全に生じなくなるわけではなく課題は解決できない。
　また、特許文献２に開示された技術においては、肉盛溶接と２回の熱処理が必要であるため、製造コスト、製造時間の面で課題がある。
　また、特許文献３に開示された技術においては、９％Ｃｒ鋼と１％Ｃｒ鋼を使用する異鋼種ロータが高中温度領域で使用する高中圧タービンの場合においても、微小のブローホールが生じうるという課題がある。
特開２００８−９３６６８号公報 特開２００１−１２３８０１号公報 特開２００３−４９２２３号公報
　従って、本発明はかかる従来技術の問題に鑑み、溶接及び熱処理回数が１回でよいために製造コストの高騰、製造時間の長期化を生じることなく、ブローホールがないタービンロータ及びタービンロータの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者は、溶加材として窒素含有量を０．０２５％以下とした９％Ｃｒ鋼を使用すると微小なブローホールの発生を防止できることを確認し、課題を解決することができるタービンロータ及びタービンロータの製造方法を発明した。
　上記課題を解決するため本発明においては、高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と、低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して構成されたタービンロータにおいて、前記高温用ロータ材が、窒素含有量が質量％で０．０２％以上である高Ｃｒ鋼で形成され、前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を溶接する溶加材が、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材であることを特徴とする。
　前記溶加材を、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系とすることで、窒素が０．０２％以上含有された高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接しても微小なブローホールの発生を防止することができる。
　さらに、肉盛溶接の必要が無いため、溶接回数、熱処理回数も１回でよく製造コストの高騰、製造時間の長期化という問題は発生しない。
　また、前記低温用ロータ材が、２．２５ＣｒＭｏＶ鋼で形成され、溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材に対して、６２５~６５０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としてもよい。
　異鋼種溶接継手のクリープ破断位置は低合金鋼側に生じる細粒組織の熱影響部であり、クリープ強度は低合金鋼の種類と細粒組織の状態に支配される。そのため、前記低温用ロータ材を１％Ｃｒ鋼材よりもクリープ強度の高い２．２５ＣｒＭｏＶ鋼で形成することで十分なクリープ強度を確保することができる。また、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材を用いて溶接し、６２５~６５０℃で４０~６０時間熱処理して前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下とすることで、前記高温用ロータに遅れ割れが生じることなく、適正なタービンロータが得られる。
　また、前記低温用ロータ材が、３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼で形成され、溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材に対して、５９５~６２０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としてもよい。
　さらに、前記低温用ロータ材を３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼で形成し、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材を用いて溶接し、５９５~６２０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下とすることで、前記高温用ロータに遅れ割れが生じることなく、適正な強度を確保することができるタービンロータが得られる。
　さらに、課題を解決するためのタービンロータの製造方法の発明として、
　高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と、低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して接合するタービンロータの製造方法において、前記高温用ロータ材を、窒素含有量が質量％で０．０２％以上である高Ｃｒ鋼で形成し、前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材で溶接により接合することを特徴とする。
　前記低温用ロータ材を２．２５ＣｒＭｏＶ鋼で形成し、前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを溶接により接合した後、溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを、６２５~６５０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としてもよい。
　前記低温用ロータ材を３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼で形成し、前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを溶接により接合した後、溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを、５９５~６２０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としてもよい。
　以上記載のごとく本発明によれば、製造コストの高騰、製造時間の長期化を生じることなく、適正強度、靭性を有するタービンロータ及びタービンロータの製造方法を提供することができる。
本発明により製造されたタービンロータの断面図である。 図１における溶接部近傍の拡大図である。 実施例における継手を示す断面図である。 １６００℃における溶鉄中のＮの溶解度に及ぼす合金元素の影響を表すグラフである。 溶接継手のクリープ破断試験結果を示す特性図である。 実施例における溶接継手を含む測定箇所における硬さを示す特性図である。 実施例における別の溶接継手を含む測定箇所における硬さを示す特性図である。 ヴィッカース硬さと遅れ割れ発生領域を示すグラフである。
[規則26に基づく補充 11.08.2009]　
　（溶加材の選定）
　本発明者は、従来の異鋼種溶接継手に発生する微小ブローホールの発生原因を詳細に検討した。従来より溶接部のブローホールは一酸化炭素が原因となることが多いと考えられていたが、前記微小ブローホールはブローホール内部ガスを分析した結果、窒素ガスであることが判明した。
　図４は１６００℃における溶鉄中のＮの溶解度に及ぼす合金元素の影響を表すグラフである（日本鉄鋼協会編、第３版　鉄鋼便覧　第１巻基礎、（１９８１）、Ｐ．４１７）。横軸は溶鉄中に含まれる合金元素濃度（ｗｔ％）であり、縦軸はＮの溶解度（ｗｔ％）を示している。図４から溶鉄中のＣｒ含量が多いほどＮの溶解度は高いことが分かる。
　質量％で０．０２％の窒素で強化された高Ｃｒ鋼と低合金鋼との溶接継手を肉盛溶接をせずに、Ｃｒ鋼溶加材で溶接を行うと、前記高Ｃｒ鋼側の前記強化のために含有された窒素が溶加材に溶け込むが、溶加材中の窒素の溶解度は図４に示したようにＣｒの含有量に依存する。そのため、溶加材に低Ｃｒ鋼を用いると、溶加材中のＣｒ含量が低いため窒素の溶解度が小さく、溶解度以上の窒素はガスとなり、溶接中に溶融池から逸散できなかった窒素ガスがブローホールとなる。
　よって、Ｃｒ含量の高い溶加材を用いる必要があり、溶加材として前記高Ｃｒ鋼に近いＣｒ含量を有する９％Ｃｒ系溶加材を用いることとした。
　しかし、９％Ｃｒ系溶加材を用いても微小ブローホールを生じることがある。これは、一般に入手できる９％Ｃｒ系溶加材には微量の窒素が含まれていることが多く、この窒素と高Ｃｒ鋼に含まれる窒素が溶接金属中に溶け込み、その量が多いと微小ブローホールが生じるためと考えられる。
　そこで、窒素含有量が異なり他の成分の含量は略同じである９％Ｃｒ系溶加材を試料１~７の７種類試作し、高Ｃｒ鋼と２．２５ＣｒＭｏＶ鋼からなる溶接継手の溶接を行い、超音波探傷試験により溶接金属内における微小ブローホールの発生状況を調べた。結果を表１にまとめる。表１において数値は試料中の各成分の含量（質量％）を表す。表１から明らかであるように、溶加材中の窒素含量が質量％で０．０２５％以下であるとき微小ブローホールは発生しなかった。従って、窒素含量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材を用いると、ブローホールの発生を防止できることが確認できた。
Figure WO-DOC-TABLE-1
[規則26に基づく補充 11.08.2009]　
　以下、図面を参照して本発明の好適な実施例を例示的に詳しく説明する。但しこの実施例に記載されている構成部品の寸法、材質、形状、その相対的配置等は特に特定的な記載がない限りは、この発明の範囲をそれに限定する趣旨ではなく、単なる説明例に過ぎない。
（タービンロータの製造）
　図１は本発明により製造されたタービンロータの断面図であり、図２は図１における溶接部８近傍の拡大図である。図１に示すように高Ｃｒ鋼である１０％Ｃｒ鋼又はＷを含有する１０％Ｃｒ鋼材からなる高温用ロータ材４と、低Ｃｒ鋼である２．２５％ＣｒＭｏＶ鋼又は３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼からなる低温用ロータ材６とを突き合わせ、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材を用いて例えばアーク溶接することにより、高温用ロータ材４と低温用ロータ材６との間に溶接部１０を形成する。
　前記高温用ロータ材４に用いられる１０％Ｃｒ鋼又はＷを含有する１０％Ｃｒ鋼材、低温用ロータ材６に用いられる２．２５％ＣｒＭｏＶ鋼又は３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼、及び９％Ｃｒ系溶加材として、例えば表２に示す組成範囲が挙げられ、本実施例においては同じく表２に示した実施例の組成の材料を用いた。
Figure WO-DOC-TABLE-2
　
　前記低温用ロータ材６が２．２５ＣｒＭｏＶ鋼である場合、６２５~６５０℃の温度範囲で４０~６０時間熱処理を実施することで、高温用ロータ材をヴィッカース硬さでＨＶ３５０以下にする。特に、高温用ロータ材が１０％Ｃｒ鋼又はＷを含有する１０％Ｃｒ鋼である場合には、ＨＶ硬さを３５０以下とするためには熱処理時間を長時間保持することが好ましく、６０時間とすることが特に好ましい。
　図８はヴィッカース硬さと遅れ割れ発生領域を示すグラフである（ターボ機械協会　５３回セミナー資料（２００１年）「蒸気タービンの腐食とエロージョンについて」伊東眸）。図８から明らかであるように、ヴィッカース硬さＨＶが３５０以下であれば高温用ロータ部材にかかる応力が高くても遅れ割れは発生せず、ヴィッカース硬さＨＶが３５０を超えるとかかる応力が低くても遅れ割れが発生する。従って前記６２５~６５０℃の温度範囲で４０~６０時間熱処理を実施してヴィッカース硬さＨＶを３５０以下とすることで、遅れ割れを生じさせないタービンロータを製造することができる。
　また、前記低温用ロータ材６が３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼である場合、５９５~６２０℃の温度範囲で４０~６０時間熱処理を実施することで、高温用ロータ材をヴィッカース硬さでＨＶ３５０以下にすることができる。
（評価）
　図３に示すように、前記表２に示す実施例の組成の高温用ロータ材４と低温用ロータ材６とをそれぞれ切削により開先加工した後、表１に示す９％Ｃｒ系溶加材を用いてこれらの部材４、６間に溶接部１０を形成した。続いて溶接部１０により形成された前記ロータ材４、６を前述の温度及び時間で熱処理を施して溶接継手を製造した。
　前記溶接継手について図３に示すように厚さの１／２の箇所から試験片１２を採取し、試験温度一定の元でクリープ試験を実施した。クリープ試験は、以下の２種類の溶接継手を製造して行った。
　試験片１、高温用ロータ材：１０％Ｃｒ鋼、低温用ロータ材：２．２５％ＣｒＭｏＶ鋼
　試験片２、高温用ロータ材：Ｗ含有１０％Ｃｒ鋼、低温用ロータ材：２．２５％ＣｒＭｏＶ鋼
　また比較例として、試験片３、高温用ロータ材：１０％Ｃｒ鋼、低温用ロータ材：１％ＣｒＭｏＶ鋼の試験片を作成し、これについても試験温度一定の元でクリープ試験を行った。
　結果を図５に示す。図５において縦軸は応力、横軸はクリープ試験温度と破断時間に応じて決まる値であり、試験温度一定の元でクリープ試験を行っているので、図５においては破断時間の指標となる値である。図５に示したように、本実施例においては、低温用ロータ材に１％ＣｒＭｏＶ鋼を用いた比較例よりもクリープ強度の向上が成されていることが確認できた。
　さらに前記試験片１、２について硬さ分布を測定した。結果を図６に示す。図６において縦軸はヴィッカース硬さＨＶ、横軸は低温用ロータ材６の定点からの距離を示している。図６から明らかであるように、得られた溶接継手は１０％Ｃｒ鋼又はＷを含有する１０％Ｃｒ鋼、その熱影響部、溶接部、２．２５％ＣｒＭｏＶ鋼、その熱影響部何れの箇所においてもＨＶ３５０以下を示していることが確認できた。
　さらに、以下の試験片４についても前記試験片１、２と同様に硬さ分布を測定した。
　試験片４、高温用ロータ材：１０％Ｃｒ鋼、低温用ロータ材：３．５％ＮｉＣｒＭｏＶ鋼
　結果を図７に示す。試験片４においても、試験片１、２と同様に何れの箇所においてもＨＶ３５０以下を示していることが確認できた。
　また、前記試験片１、２、４について、０．２％耐力、引張強さを測定した。その結果を表３に示す。さらにその熱影響部、溶接部の衝撃特性（室温における吸収エネルギー及び５０％破面遷移温度）を調べた。その結果を表４に示す。なお、表３及び表４中における仕様値とは、製造されたタービンロータが問題なく使用されるために満足する必要のある範囲を表している。
Figure WO-DOC-TABLE-3
Figure WO-DOC-TABLE-4
　表３から明らかなように得られた溶接継手及びその構成母材の０．２％耐力及び引張強さの実測値は全て仕様値を満たしており、ロータに必要な強度レベルを満足していることがわかる。また、表４から明らかなように得られた溶接継手の母材、溶接部等は仕様値を十分満足する衝撃特性を有することがわかる。
　以上のことから、本発明によって得られたタービンロータは溶接及び熱処理が１度であるため製造コストの高騰、製造時間の長期化を生じることなく、適正強度、靭性を有しているといえる。
　製造コストの高騰、製造時間の長期化を生じることなく、適正強度、靭性を有するタービンロータ及びタービンロータの製造方法を提供することができる。

Claims (6)

  1. 　高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と、低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して構成されたタービンロータにおいて、
    　前記高温用ロータ材が、窒素含有量が質量％で０．０２％以上である高Ｃｒ鋼で形成され、
    　前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を溶接する溶加材が、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材であることを特徴とするタービンロータ。
  2. 　前記低温用ロータ材が、２．２５ＣｒＭｏＶ鋼で形成され、
    　溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材に対して、６２５~６５０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としたことを特徴とする請求項１記載のタービンロータ。
  3. 　前記低温用ロータ材が、３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼で形成され、
    　溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材に対して、５９５~６２０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下としたことを特徴とする請求項１記載のタービンロータ。
  4. 　高Ｃｒ鋼からなる高温用ロータ材と、低Ｃｒ鋼からなる低温用ロータ材とを溶接して接合するタービンロータの製造方法において、
    　前記高温用ロータ材を、窒素含有量が質量％で０．０２％以上である高Ｃｒ鋼で形成し、
    　前記高温用ロータ材と低温用ロータ材を、窒素含有量が質量％で０．０２５％以下である９％Ｃｒ系溶加材で溶接により接合することを特徴とするタービンロータの製造方法。
  5. 　前記低温用ロータ材を２．２５ＣｒＭｏＶ鋼で形成し、
    　前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを溶接により接合した後、
    　溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを、６２５~６５０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下とすることを特徴とする請求項４記載のタービンロータの製造方法。
  6. 　前記低温用ロータ材を３．５ＮｉＣｒＭｏＶ鋼で形成し、
    　前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを溶接により接合した後、
    　溶接された前記高温用ロータ材と低温用ロータ材とを、５９５~６２０℃で４０~６０時間熱処理して、前記高温用ロータ材のヴィッカース硬さをＨＶ３５０以下とすることを特徴とする請求項４記載のタービンロータの製造方法。
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