JP2000356103A - ガスタービン,ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼 - Google Patents
ガスタービン,ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼Info
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Abstract
高い靭性を兼ね備えた耐熱鋼を用いたガスタービン,ガ
スタービン用ディスク及びその耐熱鋼を提供する。 【解決手段】本発明は、C0.15〜0.35%,Si
0.50%以下,Mn0.33%以下,Cr8.0〜13.
0%,Ni2.0〜3.5%,Mo1.5〜4.0% ,V
0.05〜0.35% 、Nb及びTaの1種又は2種の
合計量が0.02〜0.30%、及びN0.04〜0.15
%を含有するマルテンサイト鋼を用いたガスタービン,
ガスタービンディスク及びその耐熱鋼にある。
Description
ン,ガスタービン用ディスク及び高強度耐熱鋼に関す
る。
r−Mo−V鋼,12Cr−Mo−Ni−V−N鋼が使
用されている。
ンの熱効率の向上が望まれている。高効率発電をするこ
とで化石燃料の節約,排出ガスの発生量を抑えることが
可能となり、地球環境保全に貢献できる。熱効率を向上
させるにはガス温度及び圧力を上げるのが最も有効な手
段である。ガス温度を1300℃級から1500℃級に
高めることにより、大幅な効率向上が期待できる。
来のCr−Mo−V鋼,12Cr−Mo−Ni−V−N
鋼では強度不足で、より強度の高い材料が必要である。
強度として高温特性を最も大きく左右するクリープ破断
強度が要求される。クリープ破断強度がCr−Mo−V
鋼より高い構造材料としてオーステナイト鋼,Ni基合
金,Co基合金,マルテンサイト鋼等が一般に知られて
いる。熱間加工性,切削性及び振動減衰特性等の点でN
i基合金及びCo基合金は望ましくない。また、オース
テナイト鋼は400〜450℃付近の高温強度がそれほ
ど高くないこと、更にガスタービン全体システムから望
ましくない。一方、マルテンサイト鋼は他の構成部品と
のマッチングが良く、高温強度も十分である。マルテン
サイト鋼として、特開昭58−110661号公報,特開昭60−
138054 号公報,特公昭46−279号公報等が知られてい
る。しかし、これらの材料は400〜450℃で必ずし
も高いクリープ破断強度が得られず、更に高温で長時間
加熱後の靭性が低く、タービンディスクとして使用でき
ず、ガスタービンの効率向上は得られない。特公平5-63
544号公報及び特開平4−120246号公報では400〜45
0℃のクリープ破断強度を高め、高温長時間加熱後の靭
性低下を抑制した耐熱鋼を提供しているが、450〜5
00℃では必ずしも高いクリープ破断強度が得られず、
より高効率の高温ガスタービンディスクとしては使用で
きない。
ービンの高温・高圧化に対して従来の単に強度の高い材
料を用いるだけではガス温度の上昇はできない。一般に
強度を向上させると靭性が低下する。
スタービンとそのタービン用ディスク及び高温強度と高
温長時間加熱後に高い靭性を兼ね備えた耐熱鋼を提供す
るにある。
シャフトと、該シャフトにタービンスタッキングボルト
によって互いにタービンスペーサを介して連結された複
数個のタービンローターと、該ローターに植込まれ燃焼
器によって発生した高温の燃焼ガスによって回転するタ
ービンブレードと、前記ローターに連結されたディスタ
ントピースと、該ディスタントピースに連結された複数
個のコンプレッサローターと、該ローターに植込まれ空
気を圧縮するコンプレッサブレードと、前記コンプレッ
サローターに連結されたコンプレッサスタブシャフトを
備えたガスタービンにおいて、前記タービンディスク,
ディスタントピース,タービンスペーサ,コンプレッサ
ローターの最終段及びタービンスタッキングボルトの少
なくとも1つが、室温の引張強さが120kg/mm2 以
上,500℃で105 時間クリープ破断強度が35kg/
mm2 以上及び540℃で103 時間加熱後の25℃のV
ノッチシャルピー衝撃値が2kg−m/cm2 以上であるマ
ルテンサイト鋼からなることを特徴とするガスタービン
にある。
タントピース,タービンスペーサ,最終段のコンプレッ
サローター及びタービンスタッキングボルトの少なくと
も1つが重量で、C0.15〜0.35%,Si0.5%
以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.5〜
4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、Nb
及びTaの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%及
びN0.02〜0.1%を含み、前記(C/Nb)比
(y)が前記Nb量(x)との関係(y=−20x+
3.5)によって求められる値以上であるマルテンサイト
鋼からなることを特徴とする。
タントピース,タービンスペーサ,コンプレッサロータ
ーの最終段及びタービンスタッキングボルトの少なくと
も1つが、重量で、C0.15〜0.35%,Si0.5
%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.5
〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、N
b及Taの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%及
びN0.02〜0.1%と、W1%以下,Co0.5以
下,Cu0.5%以下,B0.01%以下,Ti0.5%以
下,Al0.3以下,Zr0.1%以下,Hf0.1%以
下,Ca0.01%以下,Mg0.01以下,Y0.01
% 以下及び希土類元素0.01%以下の少なくとも1種
を含み、前記(C/Nb)比(y)が前記Nb量(x)
との関係(y=−20x+3.5 )によって求められる
値以上であるマルテンサイト鋼からなることを特徴とす
る。
らなることを特徴とするガスタービン用ディスク及びそ
の鋼からなることを特徴とする耐熱鋼にある。
%,Si0.5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13
%,Mo1.5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜
0.35%、Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.0
2〜0.3%及びN0.02〜0.1%を含むマルテンサイ
ト鋼、更にこれにW1%以下,Co0.5以下,Cu0.
5%以下,B0.01%以下,Ti0.5%以下,Al
0.3以下,Zr0.1%以下,Hf0.1%以下,Ca
0.01%以下,Mg0.01以下,Y0.01%以下及
び希土類元素0.01% 以下の少なくとも1種を含むマ
ルテンサイト鋼よりなり、前述の引張強さ,クリープ破
断強度及び加熱脆化後の衝撃値を有するものであること
を特徴とするガスタービン,ガスタービン用ディスク及
び耐熱鋼にある。本発明は、重量で、C0.21〜0.3
5%,Si0.5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜1
3%,Mo1.5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05
〜0.35%、Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.
02〜0.3%及びN0.02〜0.1%を含むマルテンサ
イト鋼、更にこれにW1%以下,Co0.5%以下,C
u0.5%以下,B0.01%以下,Ti0.5%以下,A
l0.3%以下,Zr0.1%以下,Hf0.1%以下,
Ca0.01%以下,Mg0.01%以下,Y0.01%
以下及び希土類元素0.01% 以下の少なくとも1種を
含むマルテンサイト鋼よりなり、好ましくは前述の引張
強さ,クリープ破断強度及び加熱脆化後の衝撃値を有す
るものであること又は前述のC量とNb量との特定の関
係を有することを特徴とするガスタービン,ガスタービ
ン用ディスク及び耐熱鋼にある。
い遠心応力と振動応力に耐えるため、引張強さが高いと
同時に疲労強度が高くなければならない。そのためにガ
スタービンディスク材の金属組織は、有害なδフェライ
トが存在すると、疲労強度を著しく低下させるので、全
焼戻しマルテンサイト組織とするのが好ましい。
当量 Cr当量=Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+
5Nb−40C−30N−30B−2Mn−4Ni−2
CO+2.5Ta が10以下になるように成分調整され、δフェライト相
を実質的に含まないようにすることが好ましい。
0kgf/mm2以上、好ましくは123kgf/mm2以上及び5
00℃,105 時間クリープ破断強度は42kgf/mm2以
上が好ましい。
する。Cは高い引張強さを得るために0.15% 以上必
要である。あまりCを多くすると、靭性を低下させるの
で0.35% 以下にする。特に、0.17〜0.33%が
好ましく、より0.20〜0.30%が好ましい。更に、
0.21〜0.30%が好ましい。
溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。
Siはδフェライト生成元素であり、多量の添加は、疲
労及び靭性を低下させる有害なδフェライト生成の原因
になるので、0.50% 以下が好ましい。なお、カーボ
ン真空脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法などによれ
ばSi添加の必要がなく、Si無添加がよい。特に、
0.10%以下、より0.05%以下が好ましい。
添加は靭性を低下させるので、0.5%以下であり、0.3
3% 以下が好ましい。特に、Mnは脱硫剤として有効
なので、靭性向上の点から0.30%以下、特に0.25
%以下、より0.20% 以下が好ましい。0.05%以
上、好ましくは0.1%以上含有させることは靭性の点
から好ましい。
%以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。
8%より少ないと耐食性と高温強度が不十分なので、C
rは8〜13%が好ましい。特に強度の点から10.5
〜12.8%が、より11〜12.5% が好ましい。
化作用によってクリープ破断強度を高める効果がある。
Moは1.5% 以下ではクリープ破断強度向上効果が不
十分であり、4%以上になるとδフェライト生成原因に
なるので1.5〜4.0%が好ましい。特に、1.7〜3.
5%、より1.9〜3.0%が好ましい。なお、W及びC
oもMoと同じ様な効果があり、より高強度化のために
上限で同等の含有量まで含有させることができる。
めると同時に靭性向上効果がある。V0.05%,Nb
0.02%以下ではその効果が不十分であり、V0.35
%,Nb0.3% 以下がδフェライト生成の抑制から好
ましい。特にVは0.15〜0.30%、より0.20〜
0.30%、Nbは0.10〜0.30%、より0.12〜
0.22% が好ましい。Nbの代わりにTaを全く同様
に添加でき、複合添加においても合計量で同様の含有量
とすることができる。
イト生成の防止効果がある。この効果は、Ni2%以下
では不十分で、3.5% を超える添加で効果が飽和す
る。特に、2.3〜3.2%が好ましい。
イトの生成防止に効果があるが0.02%未満ではその効果
が十分でなく、0.15% を超えると靭性を低下させ
る。特に、0.04〜0.10%の範囲で優れた特性が得
られる。
ープ破断強度を高める効果がある。0.001%以下で
はこの効果が不十分であ、0.01%を超える添加で靭
性が低下する。特に0.002〜0.008%が望まし
い。
度を損なわず、低温靭性を高める効果があり、極力低減
することが望ましい。低温靭性向上の点からSi 0.5
0%以下、好ましくは0.1%以下,P0.015%以
下,S0.015% 以下が好ましい。特に、Si0.0
5%以下,P0.010%以下,S0.010% 以下が
望ましい。
高める効果があり、極力低減することが望ましいが、現
状製鋼技術レベルの点から、Sb0.0015以下,S
n0.01%以下、及びAs0.02%以下に限定した。
特に、Sb0.001以下,Sn0.005%及びAs0.
01%以下が望ましい。
を0.11以下にすること、又Ti,Zr,Hf,Ta等
のMC炭化物形成元素を1種又は2種,3種,4種の各
々の組合せで合計で0.5% 以下含むものが好ましい。
ナイトに変態するに十分な温度,最低1000℃,最高
1150℃に均一加熱し、急冷し(好ましくは油冷また
ま水噴霧)、次いで540〜600℃の温度に加熱保持
・冷却し(第1次焼戻し)、次いで550〜650℃の
温度に加熱保持・冷却し(第2次焼戻し)を行い、全焼
戻しマルテンサイト組織とするものが好ましい。第2次
焼戻しは第1次焼戻し温度より高い温度とするものであ
る。焼入れにあたっては、Ms点直上の温度に止めるこ
とが焼き割れを防止する点で好ましい。具体的温度は1
50℃以上に止めるのが良い。第1次焼戻しはその温度
より加熱する。
ディスクに固定された3段以上のタービンブレードと、
前記タービンブレードに対応して設けられた3段以上の
タービンノズルとを備えた発電用ガスタービンにおい
て、前記タービンディスクを前記圧縮機によって圧縮さ
れた空気によって前記タービンディスクの胴部から前記
タービンブレードに渡って冷却する空気冷却系統を有
し、前記タービンディスクは前述のマルテンサイト鋼よ
りなることを特徴とする。
ディスクに固定された3段以上のタービンブレードと、
前記タービンブレードに対応して設けられた3段以上の
タービンノズルとを備えた発電用ガスタービンにおい
て、前記タービンディスクをその胴部から前記タービン
ブレードに渡り水蒸気によって冷却する水蒸気冷却系統
を有し、前記タービンディスクは前述のマルテンサイト
鋼よりなることを特徴とする。
ディスクに固定された3段以上のタービンブレードと、
前記タービンブレードに対応して設けられた3段以上の
タービンノズルとを備えた発電用ガスタービンにおい
て、初段タービンノズルへのガス入口温度が1200〜
1650℃であり、初段タービンノズル及び前記タービ
ンディスクをその胴部から初段と第2段のタービンブレ
ードに渡って前記圧縮機によって圧縮された空気を冷却
器により冷却した空気によって冷却する空気冷却系統を
有し、第2段及び第3段タービンノズルを空気によって
冷却する空気冷却系統を有し、前記タービンディスクは
前述のマルテンサイト鋼よりなることを特徴とする。
ディスクに固定された3段以上のタービンブレードと、
前記タービンブレードに対応して設けられた3段以上の
タービンノズルとを備えた発電用ガスタービンにおい
て、初段タービンノズルへのガス入口温度が1200〜
1650℃であり、初段タービンノズル及び前記タービ
ンディスクをその胴部から初段と第2段のタービンブレ
ードに渡って水蒸気によって冷却する蒸気冷却系統を有
し、第2段及び第3段タービンノズルを空気によって冷
却する空気冷却系統を有し、前記タービンディスクは前
述のマルテンサイト鋼よりなることを特徴とする。
駆動されるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスの
エネルギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、高
低圧一体型蒸気タービン及びガスタービンによって発電
機を駆動するコンバインド発電システムにおいて、前記
ガスタービンは前述の発電用ガスタービンによって構成
されることを特徴とする。
ガスタービンによって発電機を駆動するコンバインド発
電システムにおいて、前記蒸気タービンの初段ノズル入
口での蒸気温度及び前記ガスタービンの初段ノズル入口
でのガス温度が、A点(515℃,1200℃),B点
(538℃,1200℃),C点(593℃,1650
℃)及びD点(557℃,1650℃)の各点を結ぶ範
囲内であり、前記ガスタービンは圧縮機と、燃焼器と、
タービンディスクに固定された3段以上のタービンブレ
ードと、前記タービンブレードに対応して設けられた3
段以上のタービンノズル初段タービンノズル及び初段と
第2段タービンブレードを前記圧縮機によって圧縮され
た空気を冷却器により冷却した空気によって冷却する空
気冷却系統又は蒸気によって冷却する蒸気冷却系統を有
し、第2段及び第3段タービンノズルを空気によって冷
却する空気冷却系統を有することを特徴とする。
スタービンによって発電機を駆動するコンバインド発電
システムにおいて、前記蒸気タービンの初段ノズル入口
での蒸気温度が500℃以上、前記ガスタービンの初段
ノズル入口でのガス温度が1100℃以上であり、前記
ガスタービンは圧縮機と、燃焼器と、タービンディスク
に固定された3段以上のタービンブレードと、前記ター
ビンブレードに対応して設けられた3段以上のタービン
ノズルとを備え、前記タービンディスクは前述のマルテ
ンサイト鋼よりなることを特徴とする。
ブレードはその翼部長さ(インチ)×回転数(rpm)が12
0000以上及びマルテンサイト鋼又はTi基合金よりなる
ことが好ましい。
レード及び初段ノズルの少なくとも一方は、前述のガス
入口温度が1400〜1650℃に対し、単結晶又は前
述の温度が1300〜1395℃に対し柱状晶Ni基合
金よりなることが好ましい。前記ガスタービンは、前述
の温度1400〜1650℃に対し、第2段及び第3段
タービンブレードが一方向凝固柱状晶Ni基合金よりな
ることが好ましい。前記ガスタービンは、前述の温度1
400〜1650℃に対し、初段タービンブレード及び
初段タービンノズルが単結晶Ni基合金よりなり、第2
段及び第3段タービンブレードの少なくとも一方は一方
向凝固柱状晶Ni基合金よりなり、第2段及び第3段タ
ービンノズルは等軸晶Ni基合金よりなることが好まし
い。 (A)ガスタービン 発電用ガスタービンは1300℃級から次世代の150
0℃級ガスタービンでは冷却技術を考慮しても初段ター
ビンブレードのメタル温度が700℃以上から更に90
0℃以上になるため、材料そのものの耐用温度は105
時間14kgf/mm2 でそのメタル温度より20℃以上高
いものが必要である。第2段以降のブレードは初段より
も衝突するガス温度が50℃〜100℃低くなるが、燃
焼温度1300℃級のガスタービンと比べるとそのメタ
ル温度は高くなり、材料特性として105時間14kgf/
mm2 で600℃以上から更に800℃以上の耐用温度が
必要である。それよりも強度の低い材料を用いた場合
は、運転中にブレードが破損する確立が非常に高くなる
ばかりでなく、ガス流のエネルギーを十分に回転力に変
換できずに効率の低下を引き起こす。
め最も高温にさらされ、ガスタービンの起動,停止の繰
り返しにより著しい熱応力,熱衝撃を受ける。燃焼ガス
温度1300℃級から1500℃級のガスタービンで
は、冷却能力を考慮しても105時間6kgf/mm2における
耐用温度が700℃以上から更に900℃以上の合金を
用いる。2段目以降のタービンノズルは、初段ノズルと
比較して温度的にそれほど苛酷ではないが、燃焼温度1
300℃級のガスタービンと比べるとそのメタル温度は
高くなり105時間14kgf/mm2 耐用温度が600℃以
上から更に800℃の材料を用いる。
ス温度が1400〜1650℃,好ましくは1500〜16
50℃に対して前記初段タービンブレード及び初段ター
ビンノズルは単結晶Ni基合金からなり、また遮熱コー
ティング層を有すること、前記第2段タービンブレード
及び第2段タービンノズルは合金コーティング層を有す
ること、そして前記単結晶Ni重合金は重量で、Cr6
〜8%,Mo0.5 〜1%,W6〜8%,Re1〜4
%,Al4〜6%,Ta6〜9%,Co0.5 〜10%
及びHf0.03〜0.13%を含有するNi基合金であ
ること、前記単結晶Ni重合金はTi,Nbのうち一方
もしくは両方を0.1 〜2%を含有するNi基合金から
なるものが好ましい。本発明では、前述の温度として1
400〜1495℃に対して初段ブレード及び初段ノズ
ル、又は1500℃以上には第2段タービンブレードに
重量で、Cr5〜18%,Mo0.3 〜5%,W2〜1
0%,Al2.5〜6%,Ti0.5〜5%,C0.05〜
0.21%及びB0.005〜0.025% を含有する柱
状晶Ni基合金であること、更に、これにTa1〜4
%,Co10%以下,Hf0.03〜0.2%,Zr0.
001〜0.05%,Re0.1〜5%及びNb0.1〜
3%の少なくとも1種とを含有する一方向凝固柱状晶N
i基合金が好ましい。特に、第2段ブレードの他第3段
或いは4段ブレードにも用いることができる。
量で、Cr21〜24%,Co18〜23%,C0.0
5〜0.20%,W1〜8%,Al1〜2%,Ti2〜
3%,Ta0.5〜1.5%及びB0.05〜0.15%を
含有する多結晶Ni基合金が好ましい。
は、前述したように燃焼ガス温度を上昇させることがも
っとも効果的である。高度なブレード,ノズルの冷却技
術,遮熱コーティング技術の併用を考え、初段タービン
ブレードのメタル温度を920℃以上にすれば、初段ター
ビンノズルへのガス入り口温度を1450〜1550℃
にすることが可能となる。そのことによりガスタービン
の発電効率を37%以上にすることができる。この場合
の発電効率は、LHV方式の表示である。また、その時
にタービン排ガス温度を590℃〜650℃とすれば、
蒸気タービンとの複合発電システムにした場合の総合発
電効率が50%以上、好ましくは55%以上にすること
ができ、優れた高効率発電システムが提供できる。
のガスタービンを達成することができ、タービン入り口
温度1500℃〜1650℃級ではLHV表示で37%
以上の高効率が得られる。
系ステンレス鋼からなる翼部長さが30インチ以上、好
ましくは40インチ以上、より好ましくは43インチ以
上のものを50サイクル発電用高低圧又は高中低圧一体
型蒸気タービンの最終段動翼に用いるのが好ましい。
ルテンサイト系ステンレス鋼からなる30インチ以上、
好ましくは33インチ以上、より好ましくは35インチ
以上のものを60サイクル発電用高低圧又は高中低圧一
体型蒸気タービンに用いるのが好ましい。
重量比で、C0.08〜0.18%、Si0.25%以
下,Mn1.00%以下,Cr8.0〜13.0%,Ni
1.5 〜3%、好ましくは2.1を超え3%以下,Mo
1.5〜3.0%,V0.05〜0.35%,Nb及びTaの
1種又は2種の合計量が0.02〜0.20%、及びN0.
02〜0.10%を含有するもの、又はC0.03〜0.1
%,Si0.5%以下,Mn0.5%以下,Ni2〜6
%,Cu2〜6%,Nb0.2〜0.45%及びN0.06%
以下を含むものが好ましい。
びV3〜6%を含むものが好ましい。
28%,Si0.1%以下,Mn0.1〜0.3%,C
r1.5〜2.5%,Ni1.5〜2.5%,Mo1〜2%
及びV0.1〜0.35%を有し、高圧部の538℃・10
5h平滑及び切欠クリープ破断強度が13kg/mm2以上,
低圧部の引張強さが84kg/mm2以上,破面遷移温度が
35℃であるベーナイト組織を有する耐熱鋼からなるロ
ータシャフトに、引張強さ120kg/mm2 以上の前述の
長翼を取り付けた高中低圧又は高低圧一体型蒸気タービ
ンが好ましい。
ヂ部にはエロージョン防止層が設けられているのが好ま
しい。具体的な翼の長さとして、33.5″,40″,
46.5″等のものを用いることができる。エロージョ
ン防止層は重量で、C0.5〜1.5%,Si1.0%以
下,Mn1.0%以下,Cr25〜30%,W2.5〜
6.0%を含むCo基合金を用いることが好ましい。
高い遠心応力と振動応力に耐えるため引張強さが高いと
同時に、高サイクル疲労強度が高くなければならない。
そのために、翼材の金属組織は、有害なδフェライトが
存在すると、疲労強度を著しく低下させるので、前述の
Cr当量を10以下とする全焼戻しマルテンサイト組織
とするのが好ましい。
量が10以下になるように成分調整され、δフェライト
相を実質的に含まないようにすることが好ましい。
好ましくは128kgf/mm2以上、より好ましくは12
8.5kgf/mm2以上である。また耐力は80kg/mm2以
上、好ましくは88kg/mm2 以上である。伸び率は長さ
方向10%以上,周方向5%以上、衝撃値は3.45kgf
−m以上が好ましい。
得るために、調質熱処理として、溶解・鍛造後に、10
00℃〜1100℃(好ましくは1000〜1070
℃)で好ましくは0.5 〜3時間加熱保持後室温まで急
冷する(特に油焼入れが好ましい)焼入れを行い、次
に、550〜620℃で焼戻し、特に550℃〜570
℃で好ましくは1〜6時間加熱保持後室温まで冷却する
1次焼戻しと、560℃〜590℃で好ましくは1〜6
時間加熱保持後室温まで冷却する2次焼戻しの2回以上
の焼戻し熱処理が施されるのが好ましい。2次焼戻し温
度は1次焼戻し温度より高くするのが好ましく、特に1
0〜30℃高くするのが好ましく、より15〜20℃高
くするのが好ましい。
は914mm(36″)以上、好ましくは965mm(3
8″)以上にした60サイクル発電用の3600rpm 蒸
気タービン及び低圧タービン最終段翼長を1041mm
(41″)以上、好ましくは1092mm(43″)以上、
より好ましくは1168mm(46″)以上にした50サ
イクル発電用の3000rpm蒸気タービンにし、〔翼部
長さ(インチ)×回転数(rpm)〕値を125000以上、好まし
くは138000以上としたものである。
ビン用ロータシャフト Cは0.15〜0.4%で焼入性を向上し靭性と強度を確
保するのに必要な元素である。特にCは0.20〜0.2
8%の範囲が好ましい。
いたが、真空C脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法な
どの製鋼技術によれば、特に添加しなくとも健全なロー
タが溶製可能である。長時間使用による脆化の点から、
Si及びMnは低目にすべきであり、それぞれ0.1%
及び0.5% 以下がよい。特にSi0.05%以下、M
n0.05〜0.25%、より前者が0.01%以下、後
者が0.20%以下が好ましい。
悪くする有害なSを、硫化物MnSとして固定する作用
があるために、Mnの極微量添加は、前述のSの害を減
少する効果があるので、蒸気タービン用ロータシャフト
のような大型鍛造品の製造においては0.01% 以上含
有するのが好ましい。しかし、製鋼上Sを少なくできれ
ばMnの添加は靭性,高温強度を低めるので、S及びP
量を低めるスパークリーン化できればゼロがよく、0.
01〜0.2%が好ましい。
せ、クリープ破断強度及び靭性を向上させる。特に1.
6〜2.0%より1.7〜1.9%の範囲が好ましい。更
に、Ni量はCr量より0.20% まで高く又はCr量
より0.30% 以下に低くする範囲内とすることにより
高い高温強度と靭性とを兼ね備えた特性が得られる。
せ、靭性及びクリープ破断強度向上に効果がある。また
蒸気中の耐食性も向上させる。特に1.7〜2.3%、よ
り1.9〜2.1%が好ましい。
晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度向上及び焼戻
し脆化防止効果がある。特に強度と靭性の点から1.0
〜1.5%、より1.1〜1.3%が好ましい。
に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性
向上効果がある。特に0.20〜0.30%、より0.2
5 を超え0.30%以下の範囲が好ましい。
ときに、希土類元素,Ca,Zr及びAlのいずれかを
添加することにより靭性が向上する。希土類元素は0.
05〜0.4%,Caは0.0005〜0.01% ,Zr
は0.01〜0.2%,Alは0.001〜0.02%が好
ましい。
鋼においては、O2 を5〜25ppmの範囲に制御するこ
とにより、より高いクリープ破断強度が得られる。
5〜0.15%添加するのが好ましい。これらの含有量
が0.005% 未満では強度の向上に十分な効果が得ら
れず、逆に0.15% を超えると蒸気タービン用ロータ
シャフトの如く大型構造物ではこれらの巨大な炭化物が
晶出し強度及び靭性を低めるので0.005〜0.15%
とする。特に0.01〜0.05%が好ましい。
のが好ましいが、1.0%を超えると大型鋼塊において
は偏析の問題が生じる等強度を低めるので、0.1〜1.
0%とするのが好ましい。好ましくは0.1〜0.5%で
ある。
は各々0.13又は0.18以下が好ましい。これによ
り、ベーナイト組織を有するNi−Cr−Mo−V低合
金鋼における加熱脆化を顕著に防止でき、高低圧又は高
中低圧一体型ロータシャフトとして適用できる。また、
(Ni/Mo)比が1.25以上及び(Cr/Mo)比が
1.1以上、又は(Cr/Mo)比が1.45以上及び
(Cr/Mo)比が〔−1.11×(Ni/Mo)+2.7
8〕によって求められる値以上とすることにより全体を
同じ条件で熱処理することにより538℃,105 時間
クリープ破断強度が12kg/mm2 以上の高い強度が得ら
れる。
タービン用ロータシャフトとして、その高圧部又は高中
圧部の538℃,105 h平滑及び切欠クリープ破断強
度が13kg/mm2 以上,低圧部又は中低圧部の引張強さ
が84kg/mm2 以上,破面遷移温度が35℃以下とする
のが好ましい。このように優れた機械的性質を得るため
次の様な傾斜調質熱処理を施すのが好ましい。この調質
熱処理を施す前に、金属組織を微細にするために、65
0℃〜710℃で70時間以上保持のパーライト処理を
施すのが好ましい。
い高温強度を得る。
焼戻しが好ましく、うち1回は650〜670℃に加熱
・保持するのが好ましい) ロータシャフトの低圧部又は中低圧部:高い引張強さと
低温靭性を得る。
焼戻しが好ましく、うち1回は615〜635℃に加熱
・保持するのが好ましい) 即ち、本発明は高圧側を低圧側より高い焼入温度で焼入
れすることにより高圧側では550℃,30kg/mm2 で
180hr以上のクリープ破断時間が得られるように低
圧側より高温強度を高くし、低圧側は高圧側より遷移温
度を中心孔で10℃以下とするように傾斜熱処理するこ
とが好ましい。焼戻し温度においても高圧側を低圧側に
くらべ高い温度で焼戻しするのがよい。
ディスク材に係る12%Cr鋼の化学組成(重量%)を
示し、残部はFeである。各試料はそれぞれ150kg真
空アーク溶解し、1150℃に加熱し鍛造して実験素材
とした。この素材に1050℃で2時間加熱後衝風冷却
を行い、冷却温度を150℃で止め、その温度より56
0℃で2時間加熱後空冷の一次焼戻しを行い、ついで5
80℃で5時間加熱後炉冷の二次焼戻しを行った。
引張試験片及びVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し
実験に供した。衝撃試験は熱処理のままの材料と、54
0℃,1000時間加熱脆化材について行った。この脆
化材はラルソン・ミラーのパラメータより500℃で1
05 時間加熱された物と同等の条件である。
発明材(試料No.1,2及び8)は、高温・高圧ガスタ
ービンディスク材として要求される室温引張強さ(>1
20kgf/mm2),500℃,105 時間クリープ破断強
度(>42kgf/mm2)及び脆化処理後の20℃Vノッチ
シャルピー衝撃値(>5kgf−m/cm2)を充分満足する
事が確認された。これに対し、現用ガスタービンに使用
されている素材(試料No.7)は、高温・高圧ガスター
ビンディスク材として要求される機械的特性を同時に満
足できない。脆化処理後の20℃Vノッチシャルピー衝
撃値は要求値を満足するものの、C量が低く、引張強さ
及び500℃,105 時間クリープ破断強度が低い。さ
らに、比較材試料No.3〜6においても高温・高圧ガス
タービンに要求される機械的性質を同時に満足できな
い。
ー衝撃値との関係から明らかなように、Mn/Ni比が
高い(>0.25)と脆化後のVノッチシャルピー衝撃
値が低い傾向にある。また、Mo量,C量が多い試料N
o.5及び6では、Mn/Ni比は低いが脆化後のVノッ
チシャルピー衝撃値が低くなっている。Mn,Mo,C
は強度を高める効果があるものの、脆化を促進すること
が明らかである。
プ破断強度及び540℃,1000h加熱後の衝撃値と
の関係を示す線図である。図1に示す様にクリープ破断
強度はW0.5% 付近まではほとんど変らないが、それ
以上ではわずかに低める。そして、加熱脆化はWを加え
ることによって促進される。
る。B添加においてもW添加と同様であり、B0.00
3% 付近まではともに大きな影響が見られない。
b)比を縦軸(y)とし、Nb量を横軸(x)として図
示したときに、y=−20x+3.5 で求められる値以
上のyとすること、更にy=−20x+4.2 で求めら
れる値以上のyとすることが好ましい。
によって製造し、同じ熱処理を行い実験に供した。試験
結果を表4に示す。
加した試料No.9は、No.1,2及びNo.8に対して高
温強度が高められると共に脆化後の衝撃値の低下が小さ
く高靭性が得られるが、Bが0.01% を超えるNo.1
0は高温強度が高められるが、脆化後の衝撃値が著しく
低下する。
強度が高められると共に脆化後の衝撃値の低下が小さく
高靭性が得られるが、W量が1%を超えるNo.12は引
張強さが大幅に向上し、クリープ破断強度は逆に低下
し、更に脆化後の衝撃値の低下が著しく低下する。
ードと初段のノズルとを水蒸気によって冷却するととも
に、第2段及び第3段の静翼を空気によって冷却するコ
ンバインド発電サイクルシステム図である。蒸気タービ
ンとガスタービンとを組合せて発電するコンバインド発
電サイクルにおいては排熱回収ボイラによって発生する
水蒸気を用いることができ、また別途水蒸気を発生させ
て用いることが出来る。
ドを有するガスタービン上半部の断面図である。水蒸気
による冷却流路6は図中矢印で示すようにタービンロー
タ1の中心部を通って初段ブレード51及び第2段ブレ
ード52にディスクとスペーサとの間から入り、各々の
動翼を冷却した水蒸気は同じくディスクとスペーサとの
間を通ってタービンロータ1の水蒸気入口に対してその
外周より外部に流出するものである。初段ノズル81の
水蒸気冷却にはケーシング80を通ってその入口と同じ
経路を通って外部に流出する。
の冷却流路6は図中矢印に示すように空気の圧縮機の抽
気部31,32より抽気し、抽気部31からの空気は若
干圧縮比が低いので第3段のノズルを冷却するのに用
い、抽気部32からの空気は抽気部31より若干圧縮比
が高くより冷却能力が大きいので2段静翼の冷却に用い
られる。
ンは、ケーシング80,圧縮機ロータ2と外周部の翼列
からなる圧縮機,燃焼器84,ノズル81〜83及びブ
レード51〜53を交互に配置して形成されたガスパス
85,タービンロータ1等によって構成されている。
ク11,12,13及びスタブシャフト34からなり、
高速回転体として密着接合されている。各ディスクの外
周にはブレード51〜53が植設されているほか、ディ
スタントピース33を介して圧縮機ロータ2と連結され
ており、軸受によって回転支持されている。
空気を用いて燃焼器84で生成された高温・高圧の作動
ガスが、ガスパスを膨脹しながら流れることによってタ
ービンロータが回転され、動力が発生される。
ata ,温度を1500℃にすると、ロータ外径が2.5
m 程度のガスタービンでも400MW以上の動力が発
生できるが、動翼入口のガス相対全温は初段が約125
0〜1300℃,2段が約950〜1000℃で翼の許容
温度(通常の翼材料で850〜900℃)を緩るやかに超
え、熱負荷はそれぞれ出力の約1.5%(約6000k
W)及び1.2%(5000kW)にもなる。
るためには、圧縮比を22以上にする必要があり、この
場合の圧縮機の吐出温度は約500℃となり、通常のロ
ータ材(許容温度450℃)を使用する場合には圧縮機
ロータ2の外周部を冷却する必要がある。
グボルト54,コンプレッサディスク,コンプレッサブ
レード17,コンプレッサスタッキングボルト、及びコ
ンプレッサスタブシャフトを有する。本実施例のガスタ
ービンはタービンブレード及びタービンノズルがそれぞ
れ3段ずつある。
ル81及び初段ブレード51はNi基超合金の単結晶鋳
造物であり、重量でCr4〜10%,Mo0.5〜1.5
%,W4〜10%,Re1〜4%,Al3〜6%,Ta
4〜10%,Co0.5〜10%及びHf0.03〜0.2
%を有するNi基合金で構成する。初段ブレードは翼部
先端からダブティル方向に凝固した翼部長さ130mm、
その全長は約220mmである。この単結晶鋳造物の10
5時間14kgf/mm2の耐用温度は930〜940℃であり、
いずれも内部に複雑な水蒸気冷却孔を設けており運転中
は圧縮水蒸気により冷却する。冷却方式はクローズド方
式で、ダブティルによって入って翼部の内部に設けられ
た複数の通路を通って再びダブティルに戻る経路を有す
るものである。本単結晶鋳造物は1250〜1350℃
で固溶化処理後、1000〜1100℃及び850〜950
℃での2段時効処理を行い、一辺が1μm以下の長さの
γ′相を50〜70体積%で析出させたものである。
r量を1〜3%高くしたものを用い、Cr量を6〜10
%とした。
が単結晶であるが、翼部21以外のシャンク24とダブ
ティル26を柱状晶とすることもできる。本実施例にお
いては、一方向凝固において翼部側より凝固し、シャン
ク24及びダブティル26へと凝固させ、全体を単結晶
とすること、又はシャンク24部分に凝固が達したとき
に冷却速度を高めて柱状晶とすることができる。
36及び外周側のサイドウォール38と内周側のサイド
ウォール37とを有する。
帯び下流側に三ケ月状になっている翼部,プラットフォ
ーム,シャンク,クリスマスツリー型のダブティル,両
サイドに2個ずつのシールフィンを有する。シールフィ
ンはいずれも翼部側に凸状に突起を有するものである。
ダブティルにはその底部にシール用の突起が設けられて
いる。シャンクは中心部で凹状になっている。内部に複
数の冷却孔が設けられ、ダブティル側より冷媒が入り排
出する経路を有している。シールフィンは燃焼ガスのも
れを防ぐものである。
3は、いずれも重量でCr5〜18%,Mo0.3〜6
%,W2〜10%,Al2.5〜6%,Ti0.5〜5
%,Ta1〜4%,Nb0.1〜3%,Co0〜10%,
C0.05〜0.21%,B0.005〜0.025%,Hf
0.03 〜2%,Re0.1〜5%を有する一方向凝固
柱状晶Ni基超合金で構成する。これらのブレードは全
体が一方向に先端部からダブティルの方向に凝固により
得られる柱状晶組織を有する。第2段ブレードは初段ブ
レードと同様の内部冷却孔を有しダブティルより入って
ダブティルに戻る構造を有しており、高圧水蒸気により
冷却する。これらの材料の105時間14kgf/mm2 の耐
用温度は840〜860℃であるのが好ましい。これら
のブレード表面には重量でAl2〜5%,Cr20〜3
0%及びY0.1 〜1%を含むNi基又はNi+Co基
合金からなる合金層を非酸化性減圧雰囲気下でプラズマ
溶射によって50〜150μmの厚で設け、耐食性が高
められる。合金層は翼部とプラットフォームの火炎に接
する側に設けられる。ダブティルにはシールフィンを有
する。第3段ブレードは中実で、冷却孔はない。
ウォールと内側サイドウォール間に2個のベーンが一体
の単結晶Ni基合金によって形成され、一端が丸みを帯
びた三ケ月状で内部に冷却用水蒸気が流入及び流出する
ように空洞の薄肉材によって構成され、ベーン部分には
冷却空気が外周側のサイドウォール側から流入し再び外
周側サイドウォール側に戻るように冷却孔が複数設けら
れている。
基合金の105 時間6kgf/mm2の耐用温度は920〜9
40℃である。冷却流路は、クローズド方式で、翼部に
複数の冷却孔が設けられる外周側のサイドウォール側よ
り入って複数の冷却孔を通って外周側のサイドウォール
に戻る構造を有する。初段ブレード及び初段ノズルの外
表面の火炎に接する翼部とプラットフォーム及び翼部と
サイドウォールには、遮熱コーティング層が設けられ
る。これは、堆積方向に微細な柱状晶からなり、微細な
直径50〜200μmのマクロな柱状晶の中に直径10
μm以下の柱状晶を有する2重構造の柱状晶組織を有す
るY2O310%以下を含む安定化ジルコニア層を蒸着に
よって100〜200μmの厚さに設け、ベース金属と
ジルコニア層との間の結合層とからなる。該結合層は重
量でAl2〜5%,Cr20〜30%,Y0.1 〜1%
を含み残部Ni又はNi+Coからなる合金からなる溶
射層である。合金層は耐食性を向上させる効果も併せも
つ。本鋳造材は1150〜1200℃で溶体化処理後、
820〜880℃で1段時効処理の熱処理が施される。
で、Cr21〜24%,Co18〜23%,C0.05
〜0.20%,W1〜8%,Al1〜2%,Ti2〜3
%,Ta0.5〜1.5%及びB0.05〜0.15%を含
有するNi基超合金で構成する。これらのノズルは通常
の鋳造により得られる等軸晶組織である。特に遮熱コー
ティング層を設ける必要はないが、第2段ノズルには耐
食性を高めるためにCrあるいはAlの拡散コーティン
グを施す。第3段ノズルに同様の拡散コーティング層を
設けることができる。それぞれ内部冷却孔を有してお
り、リーディング側より入ってトレーリング側より外部
に流出する経路にて圧縮空気により冷却される。これら
の材料の105 時間6kgf/mm2の耐用温度は840℃〜
860℃である。本鋳造材においても同様の熱処理が施
される。2段及び3段ノズルは各中心が各ブレード間の
ほぼ中心位置に配置される。
ルとほぼ同じであり、本実施例においては2個のベーン
を有するもので、冷却空気による冷却構造を有するもの
である。その冷却構造は外側サイドウォールより入り、
内側サイドウォール側より流出させるとともに、ベーン
の下流側のトレーリングエッジより流出する冷却孔がベ
ーン先端に設けられている。ベーンの内部は空洞になっ
ており、ベーンは0.5〜3mmの厚さの薄肉部材によって
構成される。本実施例では2個のベーンを持つが、1個
〜3個のいずれでも可能である。
じであり、外周側サイドウォールより冷却用空気が流入
し、厚さ0.5 〜3mm程度の薄肉部材からなるベーンの
内部を通って燃焼ガス下流側のトレーリングエッジより
流出する構造を有する。本実施例においては2個のベー
ンがサイドウォール間に一体に形成されたものである
が、1個のノズルは1,2又は3個のベーンのいずれで
も可能である。
構造を有する中子の周囲に製品形状と同じワックス模型
が形成される。さらにその外層に後述の鋳物砂によるコ
ーティング層を形成後、脱ろう及び焼成を行いこれを鋳
型とした。次に、真空一方向凝固炉中で前述の組成のマ
スターインゴットを上記鋳型中に鋳込み、引き下げ速度
5〜30cm/hでスタータ部より翼部,プラットフォー
ム,シャンク部及びダブティルへと順次一方向凝固さ
せ、セレクターを用いたNi基合金からなる単結晶鋳造
物とした。続いて、中子をアルカリで除去し、スタータ
ー部,セレクター及び伸び湯部等を切断し、所定の形状
のガスタービンブレードを得た。
基合金からなる一方向凝固柱状晶鋳造物からなり、同様
の製法により単結晶の場合よりも速い引き下げ速度の3
0〜50cm/hで一方向凝固させることにより得ること
ができる。
せるために、非酸化雰囲気中で溶体化処理と時効処理を
行い組織を制御する。
中空構造の中子の周囲に設けたワックス模型をメチルエ
チルケトンにアクリル樹脂を溶解した液を浸漬し、通風
乾燥した後、スラリー(ジルコンフラワー+コロイダル
シリカ+アルコール)に浸漬してスタック(初層ジルコ
ンサンド,2層以降シャモットサンド)を吹き付け、こ
れを何回か繰り返して鋳型を用いて形成される。鋳型は
脱ろうした後に900℃で焼成した。
に、真空溶解によってマスターインゴットを溶解し、真
空中で鋳型に鋳込み、前述のブレードと同様にスタータ
部より外周側サイドウォール,ベーン及び内周側サイド
ウォールへと順次一方向凝固し、Ni基合金からなる単
結晶鋳造からなるノズルとした。このノズルはサイドウ
ォール間の翼部の幅が約74mm,長さ110mm、最も厚
い部分で25mm,肉厚が3〜4mmで、先端で約0.7mm
厚さを有するものである。
るために、前述のように非酸化雰囲気中で溶体化処理と
時効処理を行い組織を制御する。
ける具体的な初段ブレード及び初段ノズルの単結晶Ni
基合金の例である(単結晶:SC,柱状晶:DS,等軸
晶:CC)。
る。AlはNi基超耐熱合金を析出強化する金属間化合
物であるγ′相を形成する主要強化元素である。γ′相
は基本組成はNi3Al で表されるが、Al以外のT
i,Ta,W,Mo,Nbなどの元素を固溶することに
よりさらに強化される。またNbは、Reとともに合金
の耐食性を高めるのに、重要な添加元素である。Coの
添加は、耐食性,耐酸化性を向上させる。強度面では、
Coの添加は合金の積層欠陥エネルギーを低下させて、
比較的低温域のクリープ強度を向上させる作用と、高温
域では逆にγ′相の固溶度を増加させて、析出強化を弱
め、高温域でのクリープ強度を不十分にする作用をも
つ。両者の相反する作用のために、Coには強度面でも
最適な添加量が存在する。Hfは合金の耐酸化性および
高温強度を改善するための重要な元素であり、その効果
はごく微量の添加量から現れるが、過度の添加は合金の
融点を下げ、共晶γ′相を十分に固溶できなくなる。R
eは、γ相に固溶して基地を強化するとともに、合金の
耐食性を高めるが、4%を超える過度の添加は、Re−
W,Re−Mo,Re−Taなどの有害相の析出を招
く。
2段及び第3段ブレードの一方向凝固柱状晶Ni基合金
の例である。
れる第2段及び第3段のノズルに用いる材料について、
合金組成(重量%)、鋳造する場合の鋳造方法105 時
間6kgf/mm2の耐用温度、及び溶接性を表6に示した。
それぞれの合金成分の働きは、おおむね前述で説明した
とおりであるが、本実施例の合金は前述したNi基合金
よりも溶接性を重視した組成となっている。表6中で、
No.8は高温強度に優れる溶接性がNo.7,8より劣
る。2N2はこの中で最も溶接性が優れているが、高温
強度が劣る。従って、溶接性と高温強度のバランスを考
慮すればNo.7が最も優れているといえる。これは、A
l+Ti量の厳密な制御とW添加の効果である。なお、
溶接性の評価は、長さ80mm,幅8mmで1パスのTIG
溶接で形成されたビード内に割れが発生しない予熱温度
が400℃以下であるかどうかを基準とした。
2,13に実施例1に記載の全マルテンサイト組織を有
するマルテンサイト鋼の鍛造材が用いられる。この具体
的なマルテンサイト鋼は実施例1に記載のように本実施
例に記載の高温ガスタービン用材として十分に満足する
ものであった。
には、150kg鋼塊を高周波誘導溶解炉で溶解後、真空
カーボン脱酸して鋳造し、1150℃に加熱した後、熱
間鍛造により板状に成形した。その後、板材を1050
℃で溶体化し空冷による焼入れを行った、室温まで冷却
した後、570℃にて1次焼戻しを行い、590および
620℃にて2次焼戻しを行った。これらの試料から平
滑クリープ破断試験片(JIS Z 2272,ASTM E292),引
張試験片(JIS G 0567)、およびシャルピー衝撃試試験
片(JIS Z 2202)を採取した。
ガス温度として初段タービンノズル入口で1500℃級
のガスタービンディスクの他に、本実施例ではスタッキ
ングボルト,ディスタントピース,スペーサに本発明材
を用いた。
でのガス入り口温度は1500℃,2段ノズルのガス入
り口温度は1100℃,3段ノズルガス入り口温度は8
50℃であり、冷却を考えても初段ノズルのメタル温度
は900℃以上となる。この初段ノズルに受ける温度で
はCo基合金の強度がノズル用Ni基合金の強度を凌ぐ
領域となるため、初段ノズルには溶接性にも優れるCo
基合金が最も望ましい。一方、2段目以降のノズルのメ
タル温度は800℃以下となるが、その温度域ではCo
基よりもノズル用Ni基の方がクリープ強度が高くな
る。従って、2段目以降のノズルには多結晶Ni基合金
の適用が望ましく、タービン入り口温度が1500℃級
となるガスタービンでは、初段ノズルに単結晶Ni基合
金,2段目以降ノズルに多結晶Ni基合金、となる材料
構成が最適である。
れる空気圧縮比は18である。
れる。
ンプレッサディスク,ディスタントピース,タービンデ
ィスク,スペーサをマルテンサイト鋼により構成するこ
とにより、ガスタービン全体を保持する構造部材として
フェライト系の鉄系部材との熱膨脹率が同等であるため
起動時の効率が高いことから短時間で定常運転に達する
ことができ、装置全体として総合的により信頼性が高く
バランスされたガスタービンが得られる。また、初段タ
ービンノズルへのガス入り口温度が1500℃、初段タ
ービンブレードのメタル温度が920℃、ガスタービン
の排ガス温度は650℃であり、発電効率がLHV表示
で37%以上の発電用ガスタービンが達成できる。
が、4段に対しても本実施例の蒸気タービンとの組合せ
に同様に適用できる。4段に対しては初段及び2段目の
ブレード及びノズルを本実施例と同様に材料及び冷却を
行い、3段及び4段を本実施例の3段と同様に材料及び
冷却を行うことが出来る。
発明に係る再熱型高中低圧一体型蒸気タービンの部分断
面図を示す。本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低
圧一体型のロータシャフト3に植設されたブレード4を
高圧部6段,中圧部4段,低圧部4段の14段備えてい
る。他の蒸気タービンにおいては高圧部7段,中圧部6
段及び低圧部5段の18段備えたものも同様の構造であ
る。高圧部と中圧部には内部ケーシングが設けられる。
本実施例では、前述の如くガスタービンから出た排ガス
の温度は650℃であり、その排ガスを排熱回収ボイラ
(HRSG)に送り、538℃の高圧蒸気を得る。この
高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブ55を通って蒸気
入口121より前述の如く538℃,169atg の高温
高圧側に流入する。蒸気は入口より左側方向に流れ、高
圧蒸気出口122より出て、再び538℃に加熱されて
再熱蒸気入口123より中圧タービン部に送られる。中
圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られ
るとともに低圧蒸気入口124からも蒸気が送られる。
そして蒸気温度33℃,722mmHgとなって最終段の
ブレード4より排出される。本発明に係る高低圧一体型
ロータシャフト3は538℃の蒸気から33℃の温度ま
でさらされるので、前述した特性のNi−Cr−Mo−
V低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシ
ャフト3のブレード4の植込み部はディスク状になって
おり、高低圧一体型ロータシャフト3より一体に切削さ
れて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが
短いほど長くなり、振動を少なくするようになってい
る。蒸気入口に対し高圧側のブレード4は5段以上の6
段あり、2段以降同じ間隔で配置され、初段と2段との
間隔は2段以降の間隔の1.5 〜2.0 倍であり、更に
ブレード植込部の軸方向の幅は初段が最も厚く、2段目
より最終段にかけて段階的に徐々に厚く、初段の厚さは
2段目の厚さの2〜2.6倍である。
段あり、ブレード植込部の軸方向の幅は初段と最終段が
同等の厚さで最も厚く、2段及び3段目と下流側に向っ
て大きくなる。低圧部は4段で、ブレード植込部の軸方
向の幅は最終段の厚さはその直前の厚さの2.7〜3.
3倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの1.1 〜
1.3 倍である。中圧部の初段から4段目までのブレー
ドの中心間の間隔はほぼ同じ間隔であり、低圧部は初段
以降最終段にかけて間隔が大きくなり、各段の間隔の前
段の間隔に対する比が下流側で大きくなっており、更に
初段の間隔が前段の間隔に対する比が1.1〜1.2倍及
び最終段と前段との間隔の前段における間隔に対する比
が1.5〜1.7倍である。
最終段にかけて徐々に大きくなり、各段の前段に対する
長さは1.2〜2.1倍有し、5段目まで1.2〜1.35
倍で長くなり、低圧部2段目が1.5〜1.7倍、3段及
び4段が各々1.9〜2.1倍である。
2.5″,3″,4″,5″,6.3″,10″,20.7″
及び40″である。
ングである。
の靭性及びクリープ破断試験に供した代表的な試料の化
学組成を示す。試料は真空高周波溶解炉で溶解・造塊
し、温度850〜1150℃で30mm角に熱間鍛造し
た。試料No.3〜No.12は本発明に係る材料である。
No.1及び2は比較のため溶製したものであり、No.1
はASTM規格A470class8 相当材、No.2はAS
TM規格A470class7 相当材である。これら試料
は、高中低圧一体型蒸気タービンロータシャフト中心部
の条件をシュミレートして、950℃に加熱しオーステ
ナイト化した後、100℃/hの速度で冷却し焼入れし
た。ついで、665℃×40h加熱し炉冷し、焼戻し処
理した。本発明に係るCr−Mo−V鋼はフェライト相
を含まず、全ベーナイト組織であった。
で、C0.05〜0.30%、好ましくは0.18〜0.2
5%,Si0.1%以下、好ましくは0.06%以下,M
n0.3%以下、好ましくは0.02〜0.20%,Ni
1.0〜2.5% 、好ましくは1.5〜2.0%,Cr0.
8〜3.0%、好ましくは1.5〜2.5%,Mo0.5〜
2.5%、好ましくは0.8〜1.5%,V0.10〜0.
35%、好ましくは0.15〜0.30%を含む全焼戻し
ベーナイト組織を有する鍛鋼が好ましい。更に、この鋼
にはNb0.01〜0.10%、好ましくは0.015〜
0.050%及びW0.1〜0.5%を1種以上含むこと
が好ましい。
900〜1000℃にする必要がある。900℃未満で
は高い靭性が得られるもので、クリープ破断強度が低く
なってしまう。1000℃を超える温度では高いクリー
プ破断強度が得られるものの、靭性が低くなってしま
う。焼戻し温度は630℃〜700℃にする必要があ
る。630℃未満では高い靭性が得られず、700℃を
超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。
果を示す。靭性は温度20℃で試験したVノッチシャル
ピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度は
ラルソンミラー法で求めた538℃,105h 強度で示
した。表から明らかなように本発明に係る材料は、室温
の引張強さが88kg/mm2以上,0.2%耐力70kg/mm
2以上,FATT40℃以下,衝撃吸収エネルギーが加
熱前後でいずれも2.5kg−m以上及びクリープ破断強
度が約11kg/mm2 以上と高く、高中低圧一体型タービ
ンロータとしてきわめて有用であると言える。特に、3
3.5 インチ長翼を植設するタービンロータ材としては
約15kg/mm2 以上の強度を有するものがよい。
素(La−Ce),Ca,Zr,Ta及びAl添加材で
あるが、これらの元素添加により靭性が向上する。特に
希土類元素の添加が靭性向上に有効である。La−Ce
のほかY添加材についても調べ、著しい靭性向上効果の
あることを確認している。
より約12kg/mm2以上の高い強度が得られ、特に80p
pm以下で15kg/mm2以上で、更に40ppm以下で18kg
/mm2以上の高いクリープ破断強度が得られる。
は、Ni量が増加するにつれて低下傾向を示し、特に、
Ni量が2%以下では約11kg/mm2 以上の強度を示
す。特に、1.9%以下では12kg/mm2以上の強度を有
する。
n/Ni又は(Si+Mn)/Ni比との関係を調べた結
果、Mn/Ni比が0.12 以下,Si+Mn/Ni比
が0.04〜0.18で2.5kg−m 以上の高い衝撃値を
示すことが分った。
870〜1000℃が好ましい。高い靭性と高いクリー
プ破断強度を得るには870〜1000℃が好ましい。
焼戻し温度は高い靭性とクリープ破断強度を得るに61
0℃〜700℃が好ましい。引張,衝撃及び切欠クリー
プ破断試験結果から、靭性は温度20℃で試験したVノ
ッチシャルピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ
破断強度はラルソンミラー法で求めた538℃,105
h 強度で示した。表から明らかなように本発明材は、
室温の引張強さが88kg/mm2 以上,0.2%耐力70k
g/mm2以上,FATT40℃以下,衝撃吸収エネルギー
が加熱前後でいずれも2.5kg−m 以上及びクリープ破
断強度が約12kg/mm2 以上と高く、高中低圧一体型タ
ービンロータとしてきわめて有用であると言える。特
に、33.5 インチ長翼を植設するタービンロータ材と
しては約15kg/mm2 以上の強度を有するものがよい。
(Cr/Mo)比が1.1以上、又は(Cr/Mo)比が
1.45以上、及び(Cr/Mo)比が〔−1.11×
(Ni/Mo)+2.78〕によって求められる値以上と
することにより全体を同じ熱処理とすることにより53
8℃,105 時間クリープ破断強度が12kg/mm2 以上
の高い強度が得られる。
金組成の鍛鋼をアーク溶解炉にて溶解後、取鍋に注湯
し、次いで取鍋の下部よりArガスを吹き込み真空精錬
して、造塊した。次いで、900〜1150℃で最大直
径1.7m ,長さ約8mに鍛造し、高圧側16を950
℃,10時間,中圧・低圧側17を880℃,10時間
加熱保持した後、中心部で約100℃/hとなるように
シャフトを回転しながら水噴霧冷却又は水中に浸漬させ
て行った。次いで高圧側116を650℃で40時間,
中圧・低圧側117を625℃で40時間加熱保持の焼
戻しを行った。このロータシャフト中心部より試験片を
切り出しクリープ破断試験,Vノッチ衝撃試験(試験片
の断面積0.8cm2),引張試験を行った。表10は試験
結果を示すものである。
各段において同一であり、中圧部から低圧部においては
動翼部では徐々に直径が大きくなり、中圧部初段から4
段までは静翼部での直径は同じ、4段〜6段間での静翼
部での直径は同じ、6段〜8段までの静翼部での直径は
同じで、後段になるにつれて直径が大きくなった。
長さに対し0.3倍であり、0.28〜0.35倍とする
のが好ましい。
が最も大きく、その直径は翼部長さの1.72 倍であ
り、1.60〜1.85倍とするのが好ましい。
る翼部先端間の直径に対して1.65倍であり、1.55〜
1.75倍とするのが好ましい。
Wの発電ができる。本実施例におけるロータシャフトの
軸受32の間は約520cm、最終段ブレードにおける外
径316cmであり、この外径に対する軸間比が1.65
である。この軸受間の長さは発電出力1万KW当り0.
52m である。
として40インチを用いた場合の外径は365cmとな
り、この外径に対する軸受間比が1.43 となる。これ
により発電出力20万KWが可能であり、1万KW当り
の軸受間距離が0.26m となる。
ータシャフトのブレード植込み部の外径との比は33.
5″ブレードでは1.70及び40″ブレードでは1.7
1 である。
用でき、その圧力を121,169及び224atg とす
る場合にも適用できる。
の方法によって行うことができる。 (イ)各素体を940℃に均一に加熱した後、18段の
蒸気タービンにおいては高圧部および中圧部に相当する
部分又は14段の蒸気タービンにおいては高圧部分を、
実体のタービンロータ素体を強制空冷した場合の中心部
冷却速度を想定した25℃/hの冷却速度で冷却し、低
圧部又は中圧・低圧部に相当する部分を、噴水又は水中
冷却した場合の中心部冷却速度を想定した50℃/hの
冷却速度で冷却して、冷却速度に差異を設けた焼入れす
る方法(均一加熱・偏差冷却)。 (ロ)タービンロータ素体を(イ)と同様に高圧部およ
び中圧部に相当する部分又は高圧部を970℃,低圧部
又は中圧・低圧部に相当する部分を930℃に加熱し、
その後、実体のタービンロータ素体を噴水又は水中冷却
した場合の中心部冷却速度を想定した50℃/hの冷却
速度で冷却して、焼入れする方法(偏差加熱・均一冷
却)。
に高圧部および中圧部に相当する部分又は高圧部を97
0℃、低圧部又は中圧・低圧部に相当する部分を930
℃に加熱し、さらに、高・中圧部に相当する部分又は高
圧部を、実体のタービンロータ素体を強制空冷した場合
の中心部冷却速度を想定した25℃/hの冷却速度で冷
却し、低圧部又は中圧・低圧部に相当する部分を、噴水
冷却した場合の中心部冷却速度を想定した50℃/hの
冷却速度で冷却して、焼入れする方法(偏差加熱・偏差
冷却)。各素体は、焼入れの冷却として水槽の中に浸漬
させるとともに水を撹拌させる方法によって行うことも
でき、その焼入れ後に、650℃で20時間の焼戻しを
施す。
明法によれば、従来法に比べて、高圧部では高温クリー
プ強度が向上し、低圧部では靭性が向上している。ま
た、本発明法中では、偏差加熱・偏差冷却及び均一加熱
・偏差冷却より偏差加熱・均一冷却による方法が顕著な
効果が得られる。
0〜0.30%,Cr10〜13%,Mo0.5〜1.5
%,W0.5〜1.5%,V0.1 〜0.3%,Si0.5
%以下,Mn1%以下及び残部Feからなるマルテンサ
イト鋼の鍛鋼で構成した。
が大きくなり、重量でC0.05 〜0.15%,Mn1
%以下,Si0.5% 以下,Cr10〜13%,Mo
0.5%以下,Ni0.5% 以下,残部Feからなるマ
ルテンサイト鋼の鍛造で構成した。
対して33.5 インチ以上,50サイクルに対して40
インチ以上であり、一周で約90本あり、重量でC 0.
15〜0.35%,Mn1%以下,Si0.25% 以
下,Cr8〜13%,Ni2.0〜3.5%,Mo1.5
〜3.0% ,V0.05〜0.35%,N0.02〜0.1
0%,Nb及びTaの1種以上を合計量で0.02〜0.
30%を含むマルテンサイト鋼の鍛造によって構成し
た。特に、本実施例では実施例1の表1及び表2の合金
を用いた。また、この最終段には重量で、C1.0%,
Si0.6%,Mn0.6%,Cr28%,W1.0% ,
残部Coからなるステライト板からなるエロージョン防
止のシールド板が電子ビーム又はTIG溶接によってそ
の先端で、リーディングエッヂ部に設けられる。またシ
ールド板以外に部分的な焼入れ処理を施すことができ
る。
先端に設けられた突起テノンのかしめによる同材質から
なるシュラウド板によって固定される。
ぞれ150kg真空高周波溶解し、1150℃に加熱し鍛
造して実験素材とした。試料は、1000℃又は105
0℃で1h加熱後油焼入れ(冷却速度100℃/分以
上)により室温まで冷却し、次いで、570℃又は56
0℃に加熱し、2h保持後室温まで空冷した。次いで、
560℃に加熱し2h保持後室温まで空冷し(1次焼戻
し)、更に580℃に加熱し2h保持後室温まで炉冷し
た(2次焼戻し)。
と同じ組成のマルテンサイト鋼が用いられるが、他には
前述の中圧部の動翼材と同じものが用いられる。
4と外部ケーシング15があり、内部ケーシングは重量
でC0.15〜0.3%,Si0.5% 以下,Mn1%以
下,Cr1〜2%,Mo0.5〜1.5%,V0.05〜
0.2%,Ti0.1% 以下のCr−Mo−V鋳鋼が用
いられる。
熱膨脹係数の小さいフェライト鋼で構成されるとともに
それを被い、タービンノズル,コンプレッサノズルを支
持する全体が同じ熱膨脹係数を有するフェライト鋼で構
成されるので、起動時停止時での急速な対応が出来、熱
効率の向上に寄与するものである。
ービンとを一軸に結合して発電したものであるが、発電
のHHV効率は50%以上である高いコンバインド発電
プラントが得られた。
適用でき、その圧力を121,169及び224atg の各
々の圧力でも適用できる。
に代えてクローズド空気冷却方式を有する空気圧縮型3
段タービンのタービン上半部の断面構造である。本実施
例におけるタービン構造の基本構造及び材料構成は実施
例2とほぼ同じものである。
ード51及び第2段ブレード52が実施例2の水蒸気冷
却と同じ冷却通路を有しており、更に第2段ノズル82
及び第3段ノズル83の冷却は実施例2と同様の冷却流
路を有している。初段ノズルの冷却は初段ブレード及び
2段ブレードの冷却と同じ圧縮機によって圧縮され、ケ
ーシング80の内側から抽気し、クーラー67によって
冷却するとともにブースター65によって圧縮された空
気によって行われる。初段ノズル81及びブレード5
1,52を冷却した空気はケーシング80内に放出され
る。
ラ(HRSG)に送られ、それにより水蒸気を作る。
を有し、外周側サイドウォール側より冷却空気が入り、
複数の冷却孔が設けられたベーンを通り、内周側サイド
ウォールを通ってケーシング80内に放出される構造を
有する。
2,タービンスタブシャフト,タービンスタッキングボ
ルトを実施例2に示した全焼戻しマルテンサイト鋼を使
用した。本実施例においても、高温ガスタービン用材と
して必要な強度を十分満足する。また、これらのマルテ
ンサイト鋼はフェライト系の結晶構造を持つが、フェラ
イト系材料は、Ni基合金のようなオーステナイト系材
料に比べて熱膨脹率が小さい。タービンディスクにNi
基合金を用いるよりも耐熱鋼を使用する本実施例の方
が、熱効率が高く、更にディスク材の熱脹張率が小さい
ディスクに発生する熱応力を低減し、亀裂の発生,破壊
を抑制できる。他各部の材料及び構造は実施例2と同じ
である。
れる空気圧縮比は18である。
れる。
が高くバランスされたガスタービンが得られ、初段ター
ビンノズルへのガス入り口温度が1500℃,初段ター
ビンブレードのメタル温度が900℃,ガスタービンの
排ガス温度は650℃であり、発電効率がLHV表示で
37%以上の発電用ガスタービンが達成できる。
と高中低圧一体型蒸気タービンと各々に発電機を備えた
組合せの多軸型コンバインドサイクル発電システムを示
す構成図である。本実施例におけるガスタービンは前述
の通りであり、圧縮機で圧縮された空気はそれを冷却す
る空気予冷器(I.C)を通り、更にその空気を圧縮す
るブースト圧縮機(B.C)を通って前述の経路によっ
てブレード(動翼)とノズル(静翼)とを冷却し、その
冷却に用いた空気は暖められて燃焼器に用いられる。本
実施例における燃焼ガス温度は1500℃以上であり、
排ガス温度は600℃以上で、前述と同様に脱硝装置
(DeNOx)が設けられた排熱回収ボイラ(HRS
G)により530℃以上の水蒸気が発生する。530℃
以上の水蒸気は高中低圧一体型蒸気タービンの高圧部
(HP)に入り、高圧部(HP)より出た水蒸気は再び
HRSGの先頭部に入って再加熱され、HPの入口温度
と同じ温度に加熱されて中圧部(IP)から低圧部(L
P)へと流入して、復水器に入り、次いでHRSG後段
部に入って再加熱されて530℃以上になってHP部に
入る経路を有する。
圧一体型蒸気タービンの構成は実施例2とほぼ同様のも
のである。本実施例においてはガスタービンが20〜3
0万KW及び蒸気タービンが10〜20万KWを有し、
プラントのHHV効率が50%以上得られる。また複数
台のガスタービン及び蒸気タービンにより全体で70〜
100万KWの発電が可能である。本実施例では多軸型
としたものであるが、ガスタービンと蒸気タービンとを
一軸で直結し、発電機1台で発電する方式にも実施でき
る。また、本実施例では蒸気温度は538℃(1000
°F)及び566℃(1050°F)に適用可能である
が、更に593℃(1100°F)に対しては高中低圧
一体型ロータシャフトとして本発明に係るタービンディ
スクに用いた8〜12.5 重量%Crを含有するマルテ
ンサイト鋼が好ましい。
が、4段に対しても本実施例の蒸気タービンとの組合せ
に同様に適用できる。4段に対しては初段及び2段目の
ブレード及びノズルを本実施例と同様に材料及び冷却を
行い、3段及び4段を本実施例の3段と同様に材料及び
冷却を行うことが出来る。
タービンにおいては、急速に起動と停止ができることか
らより高い熱効率が得られ、発電のHHV効率は50%
以上を有するコンバインド発電プラントが得られる。
ら出た排ガスを排熱回収ボイラ(HRSG)に供給して
発生し、その水蒸気によって前述の様にガスタービンを
冷却するとともに蒸気タービンとして高圧蒸気タービン
(HP),中圧蒸気タービン(IP)及び低圧蒸気タービ
ン(LP)に分割された蒸気タービンを備えたコンバイ
ンドサイクル発電システムの構成図である。本実施例は
実施例1と異なるのは蒸気タービンを高圧,中圧及び低
圧蒸気タービンに分けて構成するとともに、高圧部と中
圧部とを一体のロータシャフトとし、低圧部は別の組成
のロータシャフトによって構成した点である。水蒸気の
入口温度はHP及びIPが同じ温度で入り、538℃又
は566℃で実施され、LPではその入口温度は約30
0℃となる。HPから出た蒸気は排熱回収ボイラにて加
熱され、IPに入る。蒸気タービンにおけるHP及びI
Pは一軸の一体のロータシャフトからなり、LPとはロ
ータシャフト材は異なった材料が用いられる。HPとI
Pのロータシャフトには第3表のNo.1の材料及びLP
には第3表のNo.2の材料が用いられる。本実施例での
LPの最終段ブレードは実施例2と同様に翼部長さが4
3インチの12%Cr系マルテンサイト鋼が用いられ
る。ケーシングはHPとIPで一車室及びLPで一車室
の二車室によって構成される。IPから出た水蒸気はH
RSGから出た約300℃の水蒸気とともに左右対称の
タービン構造を有するLPの中心部に流入される。本実
施例におけるガスタービンの構成は実施例2とほぼ同じ
であり、ガスタービン及び蒸気タービンの出力はいずれ
も実施例2と同様であり、発電のHHV効率は50%以
上得られる。
ン(ガス温度:1500℃級)用ディスクに要求される
クリープ破断強度及び加熱脆化後の衝撃値を満足させる
ものが得られる。更に、加熱脆化域の高温に晒される他
の部材への適用も可能な耐熱鋼が得られる。本発明によ
り、ガスタービン発電プラントの燃焼温度を上げること
ができ、高効率発電をすることで化石燃料の節約,排出
ガスの発生量を抑えることが可能となり、地球環境保全
に貢献できる。
ッチシャルピー衝撃値との関係を示す線図。
ッチシャルピー衝撃値との関係を示す線図。
成図。
図。
ステム構成図。
成図。
ィスク、18…タービンスペーサ、33…ディスタント
ピース、54…タービンスタッキングボルト。
Claims (7)
- 【請求項1】タービンタブシャフトと、該シャフトにタ
ービンスタッキングボルトによって互いにタービンスペ
ーサを介して連結された複数個のタービンディスクと、
該ディスクに植込まれ燃焼器によって発生した高温の燃
焼ガスによって回転するタービンブレードと、前記ディ
スクに連結されたディスタントピースと、該ディスタン
トピースに連結された複数個のコンプレッサローター
と、該ローターに植込まれ空気を圧縮するコンプレッサ
ブレードと、前記コンプレッサローターに連結されたコ
ンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンにおい
て、 前記タービンディスク,ディスタントピース,タービン
スペーサ,コンプレッサディスクの最終段及びタービン
スタッキングボルトの少なくとも1つが、室温の引張強
さが120kg/mm2 以上,500℃で105 時間クリー
プ破断強度が35kg/mm2 以上及び540℃で103 時
間加熱後の25℃のVノッチシャルピー衝撃値が2kg−
m/cm2 以上であるマルテンサイト鋼からなることを特
徴とするガスタービン。 - 【請求項2】タービンタブシャフトと、該シャフトにタ
ービンスタッキングボルトによって互いにタービンスペ
ーサを介して連結された複数個のタービンディスクと、
該ディスクに植込まれ燃焼器によって発生した高温の燃
焼ガスによって回転するタービンブレードと、前記ディ
スクに連結されたディスタントピースと、該ディスタン
トピースに連結された複数個のコンプレッサローター
と、該ローターに植込まれ空気を圧縮するコンプレッサ
ブレードと、前記コンプレッサローターに連結されたコ
ンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンにおい
て、 前記タービンディスク,ディスタントピース,タービン
スペーサ,最終段のコンプレッサディスク及びタービン
スタッキングボルトの少なくとも1つが重量で、C0.
15〜0.35%,Si0.5%以下,Mn0.5%以
下,Cr8〜13%,Mo1.5〜4%,Ni2〜3.5
%,V0.05〜0.35%、Nb及ばTaの1種又は2
種の合計量が0.02〜0.3%及びN0.02〜0.1%
を含み、前記(C/Nb)比(y)が前記Nb量(x)
との関係(y=−20x+3.5)によって求められる値
以上であるマルテンサイト鋼からなることを特徴とする
ガスタービン。 - 【請求項3】タービンタブシャフトと、該シャフトにタ
ービンスタッキングボルトによって互いにタービンスペ
ーサを介して連結された複数個のタービンディスクと、
該ディスクに植込まれ燃焼器によって発生した高温の燃
焼ガスによって回転するタービンブレードと、前記ディ
スクに連結されたディスタントピースと、該ディスタン
トピースに連結された複数個のコンプレッサローター
と、該ローターに植込まれ空気を圧縮するコンプレッサ
ブレードと、前記コンプレッサローターに連結されたコ
ンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンにおい
て、 前記タービンディスク,ディスタントピース,タービン
スペーサ,コンプレッサディスクの最終段及びタービン
スタッキングボルトの少なくとも1つが、重量で、C
0.15〜0.35%,Si0.5%以下,Mn0.5%以
下,Cr8〜13%,Mo1.5〜4%,Ni2〜3.5
%,V0.05〜0.35%、Nb及Taの1種又は2種
の合計量が0.02〜0.3%及びN0.02〜0.1%
と、W1%以下,Co0.5%以下,Cu0.5%以下,
B0.01%以下,Ti0.5%以下,Al0.3%以
下,Zr0.1%以下,Hf0.1%以下,Ca0.01
%以下,Mg0.01%以下,Y0.01%以下及び希土
類元素0.01% 以下の少なくとも1種を含み、前記
(C/Nb)比(y)が前記Nb量(x)との関係(y
=−20x+3.5)によって求められる値以上であるマ
ルテンサイト鋼からなることを特徴とするガスタービ
ン。 - 【請求項4】重量で、C0.15〜0.35%,Si0.
5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.
5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、
Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%
及びN0.02〜0.1%を含み、前記(C/Nb)比
(y)が前記Nb量(x)との関係(y=−20x+3.
5)によって求められる値以上であるマルテンサイト鋼
からなることを特徴とするガスタービン用ディスク。 - 【請求項5】重量で、C0.15〜0.35%,Si0.
5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.
5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、
Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%
及びN0.02〜0.1%と、W1%以下,Co0.5%
以下,Cu0.5%以下,B0.01%以下,Ti0.5
%以下,Al0.3%以下,Zr0.1%以下,Hf0.
1%以下,Ca0.01%以下,Mg0.01% 以下,
Y0.01%以下及び希土類元素0.01%以下の少なく
とも1種を含み、前記(C/Nb)比(y)が前記Nb
量(x)との関係(y=−20x+3.5)によって求め
られる値以上であるマルテンサイト鋼からなることを特
徴とするガスタービン用ディスク。 - 【請求項6】重量で、C0.15〜0.35%,Si0.
5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.
5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、
Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%
及びN0.02〜0.1%を含み、前記(C/Nb)比
(y)が前記Nb量(x)との関係(y=−20x+3.
5)によって求められる値以上であるマルテンサイト鋼
からなることを特徴とする耐熱鋼。 - 【請求項7】重量で、C0.15〜0.35%,Si0.
5%以下,Mn0.5%以下,Cr8〜13%,Mo1.
5〜4%,Ni2〜3.5%,V0.05〜0.35%、
Nb及Taの1種又は2種の合計量が0.02〜0.3%
及びN0.02〜0.1%と、W1%以下,Co0.5以
下,Cu0.5%以下,B0.01%以下,Ti0.5%
以下,Al0.3以下,Zr0.1%以下,Hf0.1%
以下,Ca0.01%以下,Mg0.01以下,Y0.0
1%以下及び希土類元素0.01% 以下の少なくとも1
種を含み、前記(C/Nb)比(y)が前記Nb量(x)
との関係(y=−20x+3.5 )によって求められる
値以上であるマルテンサイト鋼からなることを特徴とす
る耐熱鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11166341A JP2000356103A (ja) | 1999-06-14 | 1999-06-14 | ガスタービン,ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11166341A JP2000356103A (ja) | 1999-06-14 | 1999-06-14 | ガスタービン,ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
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ID=15829583
Family Applications (1)
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JP11166341A Pending JP2000356103A (ja) | 1999-06-14 | 1999-06-14 | ガスタービン,ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2000356103A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2002092979A1 (fr) * | 2001-05-10 | 2002-11-21 | Soghi Kogyo Co., Ltd. | Ensemble de guidage de gaz d'echappement pour turbocompresseur de type vgs a resistance a chaud amelioree, procede de production d'elements resistant a la chaleur utilisables pour cet ensemble, et procede de production de matieres premieres a aubes variables utilisables dans cet ensemble |
WO2012104347A1 (de) * | 2011-02-04 | 2012-08-09 | Siemens Aktiengesellschaft | Turboverdichterlaufrad und verfahren zum herstellen desselben |
CN112095055A (zh) * | 2020-08-31 | 2020-12-18 | 北京科技大学 | 一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法 |
US11220733B1 (en) | 2020-08-31 | 2022-01-11 | University Of Science And Technology Beijing | Low carbon martensitic high temperature strength steel and preparation method thereof |
-
1999
- 1999-06-14 JP JP11166341A patent/JP2000356103A/ja active Pending
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WO2022041207A1 (zh) * | 2020-08-31 | 2022-03-03 | 北京科技大学 | 一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法 |
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