JP5011931B2 - 蒸気タービン溶接ロータ - Google Patents

Description

本発明は、蒸気タービン溶接ロータに関するものである。

環境問題の高まりから、蒸気タービン発電プラントには高効率化及び出力の大容量化が求められ、蒸気温度は高温高圧化が進められている。

従来、蒸気タービンロータは、鍛造熱処理技術の発展と共に、一体型ロータが適用されてきた。

また、蒸気タービンの軽量化，構造簡素化のために、特に、高圧から低圧までを同一材質で一体成形した高低圧一体型ロータが使用されている。

しかし、これら蒸気タービンロータは、さらなる高温化，大容量化に関して限界があるといわざるを得ない。

蒸気タービンロータ（以下、単に「ロータ」と呼称する場合あり）を形成する材料（ロータ材料）に要求される特性（材質）は、高圧では高温クリープ破断強度であり、低圧では引張強さ，靭性である。

このようにロータは、一つの材質で、高圧，低圧の双方の特性を満足することは困難であるのはもちろんのこと、要求される特性は、蒸気タービンの段落毎に異なっている。

段落毎または複数段落毎に最適な材料を選択して、それらを溶接する溶接構造ロータが、例えば、特許文献１及び特許文献２に示されている。

また、製造工程の再溶解時に異なる材料を接合（一体化）する方法として、特許文献３がある。

大型の一体ロータを製造する場合と比較して、段落毎または複数段落毎のような小鋼塊は、高品質な鋼塊が得られやすく、大規模な製造設備を必要としないという利点がある。

ＵＳＰ６１５２６９７ 特開２０００−６４８０５号公報 特公昭５６−１４８４２号公報

従来のロータ材料は、高温化，大容量化に対応した大鋼塊の製造が困難であり、分割構造にして高品質な小鋼塊を溶接接合してロータを形成する必要がある。

特に、段落毎または複数段落毎に最適な材料を選択して、それらを溶接する溶接構造ロータの場合には、異なる材料（異材）を接合する必要がある。

異材を溶接する場合、合金の成分濃度及び焼戻し軟化抵抗の違い等により、濃度傾斜層を形成するためのバタリング溶接が必要である。つまり、二種類の溶接金属を必要とする。バタリング溶接は、バタリング溶接前の開先加工，応力除去焼鈍，本溶接前の開先再加工が必要であり、バタリング溶接と本溶接とによる溶接体積の増加は、溶接欠陥が入る可能性を増大させる。

そこで、本発明は、こうしたバタリング溶接を施すことなく、異材を接合してなる蒸気タービン溶接ロータを提供するものである。

本発明の一実施形態である蒸気タービン溶接ロータは、少なくとも、高Ｃｒ鋼ロータと、高Ｃｒ鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ鋼ロータと、を溶接して形成されたものであって、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとを接合する溶接金属が、質量％でＣ：
０.０５〜０.１５％，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：２％以下,Ｐ：０.０３％以下,Ｓ：０.０３％以下，Ｃｕ：０.５％以下，Ｎｉ：０.５％以下，Ｃｒ：１.０〜３.５％,Ｍｏ：０.４〜１.２％，Ｖ：０.０５〜０.４％ 、及びＮｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆの４種類のうち少なくとも１種類が含有され、その合計が０.０１〜０.１％であり、残部がＦｅからなることを特徴とする。

そして、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとの溶接部が、軸を横断する面の中心側を中空とし、狭開先部を形成してなることが好ましい。

また、溶接金属は、２Ｍｏ＋１０Ｖ＋７（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ）（質量％）で定義される偏析指数Ｐが、３〜７であることが好ましい。

高Ｃｒ鋼ロータは、質量％で８〜１３％のＣｒを含有することを特徴とし、低Ｃｒ鋼ロータは、質量％で０.８〜２.５％のＣｒを含有することを特徴とする。そして、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとのＣｒの含有量の差が、６％以上となることが好ましい。

また、本発明の一実施形態である蒸気タービン溶接ロータは、少なくとも、高Ｃｒ鋼ロータと、高Ｃｒ鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ鋼ロータと、を溶接して形成されたものであって、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとを接合する溶接金属の２Ｍｏ＋
１０Ｖ＋７（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ）（質量％）で定義される偏析指数Ｐが、３〜７である。

以下、溶接金属の各元素の成分を限定する理由を示す。

溶接金属のＦｅに含まれる各元素の成分は、質量％でＣ：０.０５〜０.１５％，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：２％以下，Ｐ：０.０３％以下，Ｓ：０.０３％以下，Ｃｕ：０.５％ 以下，Ｎｉ：０.５％以下，Ｃｒ：１.０〜３.５％，Ｍｏ：０.４〜１.２％，Ｖ：０.０５〜０.４％ 、及びＮｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆの４種類のうち少なくとも１種類が含有され、その合計が０.０１〜０.１％である。

Ｃは、焼入れ性を確保し、焼鈍過程で炭化物を析出させて、高温強度を高めるのに不可欠な元素であり、０.０５％以上は必要であるが、０.１５％を超える添加は、溶接の割れ感受性を高めるため、０.０５〜０.１５％に限定される。望ましくは、０.０６〜０.１４％であり、特に０.０６〜０.１２％が好ましい。

Ｓｉは、脱酸材として添加するものであり、少量の添加でその効果は達成される。１％を超える添加は、凝固割れを生じやすくするため好ましくない。

Ｍｎは、脱硫・脱酸材として添加するものであり、少量の添加でその効果は達成される。また、後述するＳは、溶接の割れ感受性を高めるが、Ｍｎは、Ｓと反応して、ＭｎＳ化合物を形成し、Ｓを固定する効果もあり、溶接の割れを抑制する。２％を超える添加は、クリープ破断強度を低下させるため好ましくない。

ＰとＳとは、鋼中に不純物として含まれている。凝固の最終段階で粒界に濃縮して偏析を生ずるため、溶接の割れ感受性を高めることから低減することが望ましく、それぞれ
０.０３％以下とすることが好ましい。

Ｃｕは、鋼中に不純物として含まれ、高温で使用される間に、靭性を低下させる。Ｆｅとの分離が難しく、現在の製鋼レベルを考慮した場合には、０.５％ 以下とすることが好ましい。

Ｎｉは、靭性を高め、かつ、δフェライトの生成を抑制する有効な元素であるが、クリープ破断強度を低下させるため、０.５％以下とすることが好ましい。

Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、靭性及び高温強度の向上効果がある。また、蒸気中の耐食性も向上させる。１.０％未満ではこれらの効果が十分ではなく、３.５％を超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。望ましくは、１.１〜３.０％ であり、特に、１.２〜２.８％が好ましい。

Ｍｏは、高温強度を高めるために添加される。０.４％ 未満ではこれらの効果が十分ではなく、１.２％ を超える添加は、靭性を低下させる。望ましくは、０.５〜１.１％であり、特に、０.６〜１.０％が好ましい。

Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性の向上効果がある。０.０５％未満ではこれらの効果が十分ではなく、０.４％を超える添加は、効果が飽和してしまう。望ましくは、０.１０〜０.３３％であり、特に、０.１５〜０.３０％が好ましい。

Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ、及びＨｆの４種類のうち少なくとも１種類の添加は、炭化物を生成し、Ｃを固定し、靭性を高める効果がある。

０.０１％以上は必要であるが、０.１％を超える添加は、溶接の割れ感受性を高める。単独添加または複合添加で、０.０１〜０.１０％の添加で十分な効果が得られる。

Ｃｒ含有量の異なる材料を溶接する際、高Ｃｒ含有の材料側へＣが移動し、溶接界面にＣｒ炭化物を形成し、溶接界面の靭性を低下させ、溶接金属部の強度を低下させる。このため、Ｃの移動を抑制する必要がある。

溶接金属の偏析指数Ｐは、２Ｍｏ＋１０Ｖ＋７（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ）（質量％）で定義されるが、３以下ではＣの移動を抑制する効果が十分ではなく、７を超えると溶接の割れ感受性を高めるため、偏析指数Ｐは３〜７にすることが好ましい。

また、低Ｃｒ鋼ロータ及び高Ｃｒ鋼ロータの具体的な組成を以下に示す。

低Ｃｒ鋼ロータは、質量％で、Ｃ：０.１５〜０.４０％，Ｓｉ：０.１５％以下 ，Ｍｎ：０.０５〜１.５０％，Ｎｉ：０.２〜１.５％，Ｃｒ：０.８〜１.５％，Ｍｏ：０.８ 〜１.８％，Ｖ：０.１〜０.３％，Ｐ：０.０１２％以下，Ｓ：０.０１５％ 以下を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。

高Ｃｒ鋼ロータは、質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２５％ ，Ｓｉ：０.１５％以下，Ｍｎ：１.００％以下，Ｎｉ：０.７５％以下，Ｃｒ：９.０〜１３.０％，Ｍｏ：０.０５〜
１.５０％，Ｗ：３.０％以下，Ｖ：０.０５〜０.３０％，Ｎｂ：０.０１〜０.２０％，
Ｃｏ：５.０％以下，Ｎ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.０００１ 〜０.０３０％を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。

また、本発明の一実施形態である蒸気タービン溶接ロータは、少なくとも、高Ｃｒ鋼ロータと、前記高Ｃｒ鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ鋼ロータと、を溶接して形成されたものであって、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとが、一種類の溶接金属によって接合されている。

また、本発明の一実施形態である蒸気タービンは、少なくとも、高Ｃｒ鋼ロータと、高Ｃｒ鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ鋼ロータと、を溶接して形成されたロータと、高Ｃｒ鋼ロータに形成された第１の動翼と、低Ｃｒ鋼ロータに形成された第２の動翼と、第１の動翼及び第２の動翼に蒸気を導く静翼と、第１の動翼及び第２の動翼並びに静翼を覆うケーシングと、を有するものであり、高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとが、一種類の溶接金属によって接合されている。

そして、ロータの高Ｃｒ鋼ロータと低Ｃｒ鋼ロータとが、軸を横断する面の中心側を中空とし、突合せ溶接により接続される。

以下に、低Ｃｒ鋼ロータ及び高Ｃｒ鋼ロータのそれぞれの成分を限定した理由について説明する。

低Ｃｒ鋼ロータは、質量％で、Ｃ：０.１５〜０.４０％ ，Ｓｉ：０.１５％以下，Ｍｎ：０.０５〜１.５０％，Ｎｉ：０.２〜１.５％，Ｃｒ：０.８〜１.５％，Ｍｏ：０.８ 〜１.８％，Ｖ：０.１〜０.３％ ，Ｐ：０.０１２％以下，Ｓ：０.０１５％以下を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。

低Ｃｒ鋼ロータに関して示す。

Ｃは、焼入れ性を向上し、高温強度を確保するために必要な元素である。０.１５％ 以下では十分な焼入れ性が得られず、ロータ中心に軟らかいフェライト組織が生成し、十分な引張強さ及び耐力が得られない。また、０.４０％ を超える添加は、靭性を低下させる。したがって、Ｃは、０.１５〜０.４０％に限定される。特に０.２０〜０.３５％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.２３〜０.３２％の範囲である。

Ｓｉは、脱酸剤であり、鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。カーボン真空脱酸法又はエレクトロスラグ再溶解法などを用いた場合には、Ｓｉを添加する必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。したがって、Ｓｉは、０.１５％ 以下が好ましく、特に０.１０％以下が好ましく、より好ましくは、０.０５％ 以下である。

Ｍｎは、脱硫・脱酸剤であり、鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。Ｍｎは、鋼中に不純物元素として存在し、熱間加工性を悪くするＳを硫化物ＭｎＳとして固定する作用がある。このため、Ｍｎは、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、０.０５％以上にすべきである。一方、１.５％を超える添加は、クリープ脆化を生じやすくし、切欠き弱化となるため、１.５％ 以下とする。特に
０.１０〜１.３％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.１５〜１.２％の範囲である。

Ｎｉは、焼入れ性を向上させ、靭性の向上に不可欠な元素である。０.２％ 未満では、靭性の向上効果が十分ではない。また１.５％ を超える添加は、クリープ破断強度を低下させてしまう。特に０.３〜１.３％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.４〜１.２％の範囲である。

Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、靭性及び高温強度の向上効果がある。また、蒸気中の耐食性も向上させる。０.８％未満ではこれらの効果が十分ではなく、１.５％を超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。特に０.９〜１.４％の範囲が好ましく、より好ましくは、１.０〜１.３％の範囲である。

Ｍｏは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度の向上及び焼戻し脆化の防止の効果がある。０.８％未満ではこれらの効果が十分ではなく、１.８％を超える添加は、靭性を低下させる。特に１.０〜１.６％の範囲が好ましく、より好ましくは、１.２〜１.５％の範囲である。

Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性の向上効果がある。０.１０％未満ではこれらの効果が十分ではなく、０.３０％を超える添加は、効果が飽和してしまう。特に０.１５〜０.２８％の範囲が好ましく、より好ましくは、0.20〜０.２５％の範囲である。

Ｐ及びＳの低減は、クリープ破断強度及び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。低温靭性の向上の観点から、Ｐは０.０１２％ 以下が好ましく、Ｓは
０.０１５％以下が好ましい。特に、Ｐは０.０１０％ 以下、Ｓは０.０１３％以下が好ましく、より好ましくは、Ｐは０.００８％以下、Ｓは０.０１０％以下である。

Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、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が、現状の製鋼技術レベルの観点から、Ｓｂ０.００１５％以下，Ｓｎ０.０１％以下、及びＡｓ０.０２％ 以下が好ましい。特に、Ｓｂ０.００１０％以下，Ｓｎ０.００５％及びＡｓ０.０１％以下が望ましい。

低Ｃｒ鋼ロータ材の熱処理は、まず完全なオーステナイトに変態するに十分な温度、最低９００℃，最高１０００℃で所定時間、均一加熱保持した後、急冷する（好ましくは、油冷又は水噴霧）。９００℃未満では、高い靭性は得られるものの、高いクリープ破断強度が得られず、１０００℃を超える温度では、高いクリープ破断強度は得られるものの、高い靭性が得られない。

次に、６３０〜７００℃の温度で、所定時間加熱保持後、冷却する焼戻しを行い、全焼戻しベイナイト組織とすることが好ましい。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。

また、焼戻した後にさらに強度と靭性とを調整するため、６３０〜７００℃の温度に加熱保持・冷却する焼戻しを必要に応じて繰り返すことができる。焼戻しを繰り返すことにより、強度は低下するが靭性は向上する。

高Ｃｒ鋼ロータは、質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２５％ ，Ｓｉ：０.１５％以下，Ｍｎ：１.００％以下，Ｎｉ：０.７５％以下，Ｃｒ：９.０〜１３.０％ ，Ｍｏ：０.０５〜
１.５０％，Ｗ：３.０％以下，Ｖ：０.０５〜０.３０％，Ｎｂ：０.０１〜０.２０％，
Ｃｏ：５.０％以下，Ｎ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.０００１〜０.０３０％ を含み、残部が実質的にＦｅよりなる。

高Ｃｒ鋼ロータに関して示す。

Ｃは、焼入れ性を向上し、焼戻し熱処理過程で炭化物を析出させて、高温強度を確保するために不可欠の元素である。また、高い引張強さを得るためにも０.０５％ 以上が必要であるが、０.２５％ を超える添加は、高温に長時間さらされた場合に金属組織が不安定になり、長時間クリープ破断強度を低下させる。したがって、０.０５〜０.２５％に限定される。特に、０.０７〜０.２０％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.０９〜0.16％の範囲である。

Ｓｉは、脱酸剤として添加するものであるが、カーボン真空脱酸法などを用いた場合には、Ｓｉを添加する必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。Ｓｉの添加を低くすることにより、δフェライト組織の生成と結晶粒界偏析等による靭性の低下とを防止する効果がある。添加する場合には、０.１５％以下が好ましく、特に０.１０％以下が好ましく、より好ましくは、０.０５％以下である。

Ｍｎは、脱硫・脱酸剤として添加するものであり、少量の添加でもその効果は達成される。１.００％ を超える添加は、クリープ破断強度を低下させるので好ましくない。特に０.０３％〜０.７０％の範囲が好ましい。Ｍｎの添加が少ない場合には高強度であるが、Ｍｎの添加が多い場合には加工性が良い。

Ｎｉは、靭性を高め、δフェライト組織の生成を防止するために、有効な元素であるが、０.０５％未満では、この効果が十分ではなく、０.７５％を超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。

Ｃｒは、高温強度及び高温耐酸化性を高めるのに不可欠な元素であり、９.０％ 以上が必要であるが、１３.０％ を超える添加は、δフェライト組織を生成し、高温強度及び靭性を低下させるため、９.０〜１３.０％の範囲が好ましく、特に、９.５〜１２.０％の範囲が好ましく、より好ましくは、１０.０〜１１.５％の範囲である。

Ｍｏは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度の向上及び焼戻し脆化の防止に効果がある。０.０５％未満ではこれらの効果が十分ではなく、１.５０％を超える添加は、靭性を低下させる。特に、０.１５〜１.３０％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.２〜１.１％の範囲である。

Ｗは、高温での炭化物の凝集粗大化を抑制し、また、マトリクスを固溶強化するので、６２０℃以上の高温強度を顕著に高める効果がある。３.０％ を超える添加は、δフェライト組織を生成し、靭性を低下させるため、３.０％以下が好ましい。

Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性の向上効果がある。０.０５％未満ではこれらの効果が十分ではなく、０.３０％を超える添加は、効果が飽和してしまう。特に、０.１０〜０.２８％の範囲が好ましく、より好ましくは、
０.１５〜０.２５％の範囲である。

Ｎｂは、ＮｂＣ炭化物を析出し、高温強度を高めるために効果的な元素であるが、0.2％を超える添加は、特に、大型鋼塊では粗大な共晶ＮｂＣ炭化物を生じ、疲労強度を低下させるδフェライト組織を析出させる原因になるため、０.２０％ 以下が好ましい。また、０.０１％ 未満では、これらの効果が十分ではない。特に０.０２〜０.１５％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.０４〜０.１０％の範囲である。

Ｃｏは、高温強度を著しく改善するとともに、靭性も高める。５.０％ を超える添加は、延性が低下する。このため、５.０％ 以下が好ましい。特に０.１〜４.０％の範囲が好ましく、より好ましくは、１.０〜３.０％の範囲である。

Ｎは、クリープ破断強度の向上及びδフェライト組織の生成防止に効果があるが、0.01％未満ではこの効果が十分ではなく、０.１０％ を超える添加は、靭性を低下させると共に、クリープ破断強度も低下させる。特に０.０１〜０.０６％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.０１５〜０.０５０％である。

Ｂは、粒界を強化する作用がある。また、Ｂは、Ｍ２３Ｃ６型炭化物中に固溶し、
Ｍ２３Ｃ６型炭化物の凝集粗大化を防止する作用があり、高温強度を高める効果がある。０.０００１％以上が有効であるが、０.０３％を超える添加は、溶接性や鍛造性を害するので、０.０００１〜０.０３％が好ましい。特に、０.０００１〜０.０１８％の範囲が好ましく、より好ましくは、０.００１〜０.０１３％の範囲である。

Ｐ及びＳの低減は、クリープ破断強度及び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。低温靭性の向上の観点から、Ｐは０.０１２％ 以下が好ましく、Ｓは
０.０１５％以下が好ましい。特に、Ｐは０.０１０％以下、Ｓは０.０１３％ 以下が好ましく、より好ましくは、Ｐは０.００８％以下、Ｓは０.０１０％以下である。

Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、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が、現状の製鋼技術レベルの観点から、Ｓｂ０.００１５％以下，Ｓｎ０.０１％以下、及びＡｓ０.０２％以下が好ましい。特に、Ｓｂ０.００１０％ 以下，Ｓｎ０.００５％及びＡｓ０.０１％以下が望ましい。

高Ｃｒ鋼ロータ材の熱処理は、まず完全なオーステナイトに変態するに十分な温度、最低１０００℃、最高１１２５℃で所定時間、均一加熱保持した後、急冷する（好ましくは、油冷又は水噴霧）。１０００℃未満では、高い靭性は得られるものの、高いクリープ破断強度が得られず、１１２５℃を超える温度では、高いクリープ破断強度は得られるものの、高い靭性が得られない。

次に、６３０〜７５０℃の温度で、所定時間加熱保持後、冷却する焼戻しを行い、全焼戻しマルテンサイト組織とすることが好ましい。６３０℃未満では高い靭性が得られず、７５０℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。

また、焼戻した後にさらに強度と靭性とを調整するため、６３０〜７５０℃の温度に加熱保持・冷却する焼戻しを必要に応じて繰り返すことができる。焼戻しを繰り返すことにより、強度は低下するが靭性は向上する。

本発明は、バタリング溶接を施すことなく、異材を接合してなる蒸気タービン溶接ロータを提供することができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態を具体的な実施例によって詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

図１は、本形態に係る蒸気タービン溶接ロータの継手部の構成図である。

高Ｃｒ鋼ロータ１と低Ｃｒ鋼ロータ２とが突合されている。

開先６は、溶接表面が軸面と同一面にならないようＲ（曲面部）５を有しながら、ロータの内周側に***部３を、ロータの外周側に***部４を、それぞれ形成し、溶接部における強度を確保する。そして、狭開先７をティグ溶接等にて溶接接合する。

図２は、図１で示した蒸気タービン溶接ロータの継手部の拡大図である。

***部３の高さｂ及び***部４の高さａはそれぞれ１０mm、開先深さｄは１００mm、狭開先７の間隔ｗは１２mm、ルートフェースｅは２mm、ルートフェースにおける間隔は０mmとする。

溶接部である継手部の特性を調査するため、模擬的に高Ｃｒ鋼ロータ１と低Ｃｒ鋼ロータ２とをティグ溶接で接合し、断面の組織を観察し、破壊調査を行った。

表１にそれぞれのロータの化学組成を、表２に溶接ワイヤとしての溶接金属の化学組成を示す。

表１における母材Ａは低Ｃｒ鋼ロータ２を模擬したものであり、表１における母材Ｂは高Ｃｒ鋼ロータ１を模擬したものである。

また、表２における溶接金属Ｎo.１〜Ｎo.２，Ｎo.７〜Ｎo.１０、及びＮo.１２は、本形態に対する比較例として示した化学組成であり、表２における溶接金属Ｎo.３〜Ｎo.６、及びＮo.１１は、本形態における化学組成である。

溶接は、継手部を２５０℃〜３００℃に予熱後、パス間温度を４００℃以下で実施した。溶接後、４００℃に保持して、脱水素処理を行い、残留応力除去のため、６３０℃に昇温して保持した。

図３は、溶接金属Ｎo.７，Ｎo.１０、及びＮo.１１を用いた場合の継手部の硬さ分布を示すものである。

図３が示すように、Ｎo.７，Ｎo.１０及びＮo.１１のいずれの溶接金属もＨＡＺ部の硬さはほとんど変わらなかった。なおＨＡＺ部とは、溶接部近傍の母材部分であり、溶接の影響によって母材の温度が上昇する部分である。本形態の場合は、狭開先７の間隔ｗが
１２mmであるため、−６〜−６.５mm及び＋６〜＋６.５mmがＨＡＺ部に相当する。

図４は、表２で示した溶接金属について、温度５５０℃，負荷応力１９６ＭＰａで行ったクリープ試験の結果を示す。

本形態に対する比較例として示した化学組成の溶接金属Ｎo.１〜Ｎo.２、及びＮo.７〜Ｎo.１０は、破断位置が高Ｃｒ鋼側のＨＡＺ部であり、破断時間が短いことがわかった。これに対して、本形態における化学組成である溶接金属Ｎo.３〜Ｎo.６、及びＮo.１１は、破断位置が低Ｃｒ鋼側のＨＡＺ部であり、破断時間が長いことがわかった。

なお、溶接部の浸透探傷試験の結果、溶接金属Ｎo.１〜Ｎo.１１は、溶接部における欠陥はほとんど観察されなかった。しかし、溶接金属Ｎo.１２は、溶接割れが発生し、溶接部にける欠陥が観察された。

溶接金属の２Ｍｏ＋１０Ｖ＋７（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ）（質量％）で定義される偏析指数Ｐが３〜７である溶接金属Ｎo.３〜Ｎo.６、及びＮo.１１は、破断時間が１１００時間前後と長いことがわかった。これに対して、偏析指数が３より低い溶接金属Ｎo.１〜Ｎo.２、及びＮo.７〜Ｎo.１０は、破断時間が８００時間以下と短いことがわかった。また、偏析指数が７より高い溶接材料Ｎo.１２は、溶接割れが発生し、破断時間の測定ができなかった。このため、溶接金属Ｎo.１２は、図４に図示していない。

図５は、本形態に係る、高圧タービン用分割構造ロータ、図６は、高中圧タービン用分割構造ロータの一例を示すものである。

図５に示す高圧タービン用分割構造ロータは、高圧部である前側段落６１，後側段落
６２，シャフト部６３に分割されている。そして、溶接部６６にて前側段落６１と後側段落６２とを、溶接部６７にて後側段落６２とシャフト部６３とを接合している。

前側段落６１と後側段落６２との継手部には中空部６４が、後側段落６２とシャフト部６３との継手部には中空部６５が形成され、軽量化が図られている。

こうしたロータの場合、蒸気は、前側段落６１に流入した後、後側段落６２に流入する。

前側段落６１は、表１に記載される高Ｃｒ鋼材料を、後側段落６２及びシャフト６３は、表１に記載される低Ｃｒ鋼材料を使用する。

また、溶接金属は、表２のＮo.１１を用いた。

つまり、使用する溶接金属の化学組成は、質量％でＣ：０.１０％，Ｓｉ：０.１４％，Ｍｎ：０.４２％，Ｐ：０.００５％，Ｓ：０.００８％，Ｃｕ：０.３％ ，Ｎｉ：０.２４％，Ｃｒ：２.３％，Ｍｏ：１.０４％，Ｖ：０.２８％，Ｎｂ：０.０３％、及びＴａ：
０.０１％であり、残部がＦｅからなるものである。

溶接は、継手部を２５０℃〜３００℃に予熱後、パス間温度を４００℃以下で実施した。溶接後、４００℃に保持して、脱水素処理を行い、残留応力除去のため、６３０℃に昇温して保持した。

溶接部の非破壊検査（磁紛探傷試験，浸透探傷試験，超音波探傷試験）の結果、欠陥は検出されずに溶接結果は良好であった。

軸の長さ，分割数，胴部径は、蒸気タービンの出力及び回転数により変化するが、種々のロータ形状に対して、同様な溶接接合が可能である。

図６は、高圧部，中圧部である前側段落７１，後側段落７２，後側段落７３に分割されている。こうしたロータにおける蒸気は、前側段落７１に流入した後、後側段落７２に流入する。その後、再熱器等にて再度加熱された蒸気は、前側段落７１に流入した後、後側段落７３に流入する。

溶接部７６にて、前側段落７１と後側段落７２とを接合し、溶接部７７にて前側段落
７１と後側段落７３とを接合している。

前側段落７１と後側段落７２との継手部には中空部７４が、前側段落７１と後側段落
７３との継手部には中空部７５が形成され、軽量化を図られている。

前側段落７１は、表１に記載される高Ｃｒ鋼材料を、後側段落７２及び後側段落７３は、表１に記載される低Ｃｒ鋼材料を使用する。

また、溶接金属は、表２のＮo.１１を用いた。

溶接は、継手部を２５０℃〜３００℃に予熱後、パス間温度を４００℃以下で実施した。溶接後、４００℃に保持して、脱水素処理を行い、残留応力除去のため、６３０℃に昇温して保持した。

溶接部の非破壊検査（磁紛探傷試験，浸透探傷試験，超音波探傷試験）の結果、欠陥は検出されずに溶接結果は良好であった。

軸の長さ，分割数，胴部径は、蒸気タービンの出力及び回転数により変化するが、種々のロータ形状に対して、同様な溶接接合が可能である。

本形態によれば、新規な溶接金属を提供することにより、良好な溶接部の特性を有した分割構造型の蒸気タービン溶接ロータを提供することができ、蒸気温度は高温高圧，蒸気タービン発電プラントの高効率化及び出力の大容量化に対応したタービン溶接ロータを作製することができる。

なお、本形態で説明した分割構造型の蒸気タービンロータは、溶接構造とすることで突合面を中空化することができるため、中空構造を用いることができ、中実構造を用いた一体構造型の蒸気タービンロータと比較して、重量を軽減できると共に、起動停止時の熱応力が小さく疲労損傷を受けにくい。

蒸気タービンロータの軽量化と共に、熱応力を低減でき、起動停止に要する時間を短縮して運用性を向上することもできる。

また、高Ｃｒ鋼ロータの軸受部は、摺動特性確保の観点から、摺動特性に優れる低Ｃｒ鋼材料を肉盛溶接し、又は低Ｃｒ鋼材料のリングを焼バメしている。

本形態によれば、ロータの翼植え込み部を高Ｃｒ鋼材料で構成せざるを得ない場合であっても、軸受部を低Ｃｒ鋼材料で構成することが可能となり、肉盛溶接等は不要である。

図７は、出力６００ＭＷの蒸気タービンの一例を示すものである。ロータ３０は、高圧部，中圧部の前側段落３１と、後側段落３３及び後側段落３５とに分割されている。

前側段落３１と後側段落３３とは溶接部３２で接合され、前側段落３１と後側段落３５とは溶接部３４で接合されている。

また、溶接金属は、表２のＮo.１１を用いる。

前側段落３１は表１の高Ｃｒ鋼材料を、後側段落３３及び後側段落３５は表１の低Ｃｒ鋼材料を使用する。

軸受部３７は、低Ｃｒ鋼材料で構成されるため、摺動特性を確保するための低Ｃｒ鋼材料の肉盛溶接等は不要である。

図７で示した蒸気タービンは、ボイラより供給された蒸気温度６００℃、蒸気圧力２５ＭＰａの蒸気が、主蒸気配管２８を通して、高圧車室１８に導かれる。高圧車室１８に導かれた蒸気は、ノズル３８を通り、高圧動翼群１６に導かれる。高圧動翼群１６によって、蒸気エネルギが回転エネルギに変換され、ロータ３０が回転する。

さらに、高圧車室１８から排出された蒸気は、再度、中圧動翼群１７に導かれ、ロータ３０の回転に寄与する。

そして、ロータ３０が回転することにより、ロータ３０に結合された発電機において発電が可能となる。

本発明は、蒸気タービン溶接ロータに関するものであり、蒸気タービンを用いた発電プラントに利用可能である。

分割構造ロータ継手部の構成図。 分割構造ロータ継手部の拡大構成図。 溶接された継手部の硬さ分布を示す図。 クリープ試験結果に基づいた破断時間を表す図。 高圧タービン用分割構造ロータの一例を示す図。 高中圧タービン用分割構造ロータの一例を示す図。 蒸気タービンの一例を示す図。

符号の説明

１ 高Ｃｒ鋼ロータ
２ 低Ｃｒ鋼ロータ
３ ロータの内周側の***部
４ ロータの外周側の***部
５ Ｒ（曲面部）
６ 開先
７ 狭開先

Claims (4)

1. 少なくとも、高Ｃｒ鋼ロータと、前記高Ｃｒ鋼ロータよりＣｒの含有量が少ない低Ｃｒ鋼ロータと、を溶接して形成された蒸気タービン溶接ロータであって、
   前記高Ｃｒ鋼ロータと前記低Ｃｒ鋼ロータとを接合する溶接金属が、質量％でＣ：0.05〜０.１５％，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：２％以下，Ｐ：０.０３％以下，Ｓ：０.０３％以下，Ｃｕ：０.５％以下，Ｎｉ：０.５％以下,Ｃｒ：１.０〜３.５％,Ｍｏ：０.４〜１.２％，Ｖ：０.０５〜０.４％、及びＮｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆの４種類のうち少なくとも１種類が含有され、その合計が０.０１〜０.１％であり、残部がＦｅからなり、
   前記溶接金属の２Ｍｏ＋１０Ｖ＋７（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ）（質量％）で定義される偏析指数Ｐが、３〜７であり、
   前記低Ｃｒ鋼ロータが、質量％で、Ｃ：０.１５〜０.４０％，Ｓｉ：０.１５％以下，Ｍｎ：０.０５〜１.５０％，Ｎｉ：０.２〜１.５％，Ｃｒ：０.８〜１.５％，Ｍｏ：０.８〜１.８％，Ｖ：０.１〜０.３％，Ｐ：０.０１２％以下，Ｓ：０.０１５％以下を含み、残部が実質的にＦｅよりなり、
   前記高Ｃｒ鋼ロータが、質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２５％，Ｓｉ：０.１５％以下，Ｍｎ：１.００％以下，Ｎｉ：０.７５％以下，Ｃｒ：９.０〜１３.０％，Ｍｏ：０.０５〜１.５０％，Ｗ：３.０％以下，Ｖ：０.０５〜０.３０％，Ｎｂ：０.０１〜０.２０％，Ｃｏ：５.０％以下，Ｎ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.０００１〜０.０３０％を含み、残部が実質的にＦｅよりなることを特徴とする蒸気タービン溶接ロータ。
2. 前記高Ｃｒ鋼ロータと前記低Ｃｒ鋼ロータとの溶接部が、軸を横断する面の中心側を中空とし、狭開先部を形成してなることを特徴とする請求項１に記載の蒸気タービン溶接ロータ。
3. 前記高Ｃｒ鋼ロータと前記低Ｃｒ鋼ロータとのＣｒの含有量の差が、６％以上となることを特徴とする請求項１に記載の蒸気タービン溶接ロータ。
4. 請求項１に記載された蒸気タービン溶接ロータと、
   前記高Ｃｒ鋼ロータに形成された第１の動翼と、前記低Ｃｒ鋼ロータに形成された第２の動翼と、
   前記第１の動翼及び前記第２の動翼に蒸気を導く静翼と、
   前記第１の動翼及び前記第２の動翼並びに前記静翼を覆うケーシングと、
   を有することを特徴とする蒸気タービン。

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