JP6111763B2 - 強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼 - Google Patents
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Description
蒸気タービンにおけるエネルギー効率は、低圧タービンなどでは最終段のタービンブレード(動翼)の翼長が長いほど、有効である。
従ってタービンブレードには増大した大きな遠心力に耐えるだけの高強度と、剥離スケール等の異物衝突に対する耐衝撃性が求められる。
具体的には、タービンブレードの長翼化、特に最終段のタービンブレードのより一層の長翼化に対しては、タービンブレード用鋼として0.2%耐力で1450MPa以上の高強度、シャルピー衝撃特性(吸収エネルギー)として15J以上の高靭性を有することが望ましい。
しかしながらこのものは、0.2%耐力が94.5kg/mm2以下と低位であり、強度において未だ不十分である。
またこの合金はTi基合金であって、後述の本発明の鋼とは異なっている。
しかしながらこの材料は、高Cのため固溶化熱処理後の硬さが高く、製造性が悪い他、炭化物形成時に母材のCrをCが消費し耐食性を下げる恐れがある。
またこの材料はC,Niの範囲が本発明の鋼とは異なっており、本発明とは別異のものである。
この特許文献3の鋼もまた高Cであって、特許文献2に記載のものと同様の問題を有しており、またC,Niの含有量が本発明とは異なった、本発明とは別異のものである。
但しこのものは航空機用ファスナー,石油化学装置部品等を用途としている点で、またCu含有量が0.1〜5%と多量であり、更に後述する本発明の式(1),式(2),式(3)の全てを満たすものでない点で本発明とは異なっている。
この特許文献5に開示のものもまた、エンジンや化学プラントのガスケット材等を用途とする点で、また合金元素としてTiを0.5〜2.0%と多く含有する点で、更に本発明の式(1),式(2),式(3)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
この特許文献6に開示のものも、ばね等を用途としている点で、また合金元素としてCuを1〜3%と多く含有し、またTiを0.3〜2.5%と多く含有する点で、更に本発明の式(1),式(2),式(3)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
この特許文献7に開示のものも、合金元素としてTiを0.5〜1.5%と多く含有する点で、また本発明の式(1),式(2),式(3)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
6.0≦Ni/Al≦8.0・・・式(1)
9.0≦Nieq≦11.0・・・式(2)
17.0≦Creq≦19.0・・・式(3)
但しNieq=[Ni]+0.11[Mn]−0.0086([Mn]2)+0.44[Cu]+18.4[N]+24.5[C]
Creq=[Cr]+1.21[Mo]+0.48[Si]+2.2[Ti]+2.48[Al]
(式(1)及びNieq,Creqの式中の元素記号は各元素の含有質量%を表す)
先ず原料として不純物の少ない原料もしくはスクラップを用い、これを大気アーク溶解,大気誘導炉溶解,真空誘導炉溶解などにて溶解する。
より高い清浄度が必要である場合には、その後に真空スラグ溶解,エレクトロスラグ溶解,真空アーク溶解などにて再溶解を行う。この再溶解は、必要に応じて複数回繰り返して行うことができる。
但し最初の溶解が真空誘導炉溶解である場合には、再溶解を省略することができる。
ここで均質化熱処理は、温度1150〜1240℃,時間10hr以上の条件で鋼塊を加熱保持することにより行うことができる。加熱後においては鋼塊を室温まで冷却する。若しくは冷却せずに次の鍛造工程へと移行する。
このサブゼロ処理は、0℃以下の温度条件の下で1〜10hrの時間かけて行うことができる。
そしてこのサブゼロ処理の後において時効処理を行う。
時効処理は、例えば400〜600℃×1〜24hrの条件で行い、その後空冷にて冷却を行う。
C:0.02〜0.10%
CはM2X型炭窒化物を析出して母材強度向上に寄与する。また旧オーステナイト(γ)粒径の微細化に寄与する。その効果を得るためには0.02%以上含有させることが必要である。
一方0.10%を超えて多量に含有させると、M2X型炭窒化物の固溶温度を上げる必要が生じ、固溶化時のオーステナイト粒粗大化により特性にばらつきが生じるため、その上限を0.10%とする。
Siは0.25%を超えて多量に含有させると鋼の靭延性が低下するため、上限を0.25%とする。
また、特性上はSi:≦0.25%であれば問題はないが、溶解時の脱酸剤として利用することもあり、好ましくは0.05%以上添加する。
MnはSの粒界偏析を抑制するため0.001%以上含有させる。但し0.10%を超えて多量に含有させると、硫化物が増加し鋼の靭性を損なうため、上限を0.10%とする。好ましい含有量は0.05%以下である。
Pは粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる元素であり、本発明ではその含有量を0.010%以下に規制する。
Sもまた粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる元素で、本発明ではその含有量を0.010%以下に規制する。
Niは本発明においてNiAl金属間化合物を析出して母材の強度向上に寄与する重要な元素であり、その目的のために8.6%以上含有させる。より好ましくは8.8%以上含有させる。
一方10.0%を超えて多量に含有させると残留オーステナイトの増加により強度が低下するため、上限を10.0%とする。好ましくは9.8%以下、より好ましくは9.5%以下とする。
Crは耐食性確保のために含有させる。但しその含有量が10.5%よりも少ないと十分な耐食性が得られず、またM2X型炭窒化物よりも粗大なM23C6型の炭化物が安定化し、0.2%耐力を低下させるため、10.5%以上含有させる。好ましくは11.0%以上含有させる。
Crはまた、マルテンサイト変態開始温度(Ms点)調整に寄与し、下限値以上の含有量の下でその量を少なくして行くと、Ms点を高くし、これにより固溶化熱処理或いはサブゼロ処理後の残留オーステナイトを低減し、そのことによって微細組織の均質性を改善して0.2%耐力を改善する効果がある。
逆にCr量を多くして行くと、Ms点を下げることによって次第に残留オーステナイト量を増加させる。
そして上限値である13.0%を超えて多く含有させると、時効前時の残留オーステナイト量が過剰に高くなり、0.2%耐力を低下させてしまう。そこで本発明ではCrの上限値を13.0%とする。好ましくは上限値を12.3%とする。更に好ましくは12.0%とする。
MoはM2X型炭窒化物を析出して母材強度向上に寄与する。また旧オーステナイト粒径の微細化に寄与する。その効果を得るために本発明では2.0%以上含有させる。より好ましくは2.1%以上含有させる。
一方2.5%を超えて過剰に含有させると、M2X型炭窒化物の固溶温度が上昇し、固溶化時のオーステナイト粒粗大化による特性のばらつきを生じるため、上限値を2.5%とする。好ましくは上限値を2.4%とする。
NはM2X型炭窒化物に含まれるが、強化元素として添加しているAlと結合して、窒化物を形成し、鋼の靭延性を低下させる影響が大きい。そこで本発明ではNを0.010%以下に規制する。
Nはその含有量が少ないほど良いが、0.001%よりも少なく規制することは製造コストの増大に繋がり、また0.010%以下の含有量であれば強度,靭性への影響は少ないため、0.001〜0.010%の含有は許容する。
AlはNiとともにNiAl金属間化合物を形成する重要な元素で、本発明ではNiAlの析出による母材強度向上のために1.15%以上含有させる。より好ましい含有量は1.20%以上、更に好ましい含有量は1.25%以上である。
一方1.50%超えて多量に含有させると、鋼の靭延性低下をもたらすため、上限を1.50%とする。好ましい含有量の上限は1.45%であり、更に好ましい上限値は1.40%である。
Cuは、その析出によって鋼の靭性を低下させるため、本発明ではCuは添加せず、不純物として0.10%未満に規制する。
Tiもまた、その析出によって、更には介在物を増加させることによって鋼の靭性を低下させるため、本発明では有害な成分としてその含有量を0.20%以下に規制する。
Ni/Alの値が6.0よりも小さいと、Niに対してAlが過剰となり、NiAl金属間化合物の増加により強度が向上するものの靭延性が低下するため、下限値を6.0とする。好ましい下限値は6.5である。
一方その値が8.0よりも大になると、残留オーステナイトの増大が著しく、CrやMoの低減により残留オーステナイト量を低減することが困難となるため、上限値を8.0とする。好ましい上限値は7.5である。
Nieq,Creqは、その組合せを適正な組合せとすることで即ちNieqを9.0〜11.0とし、Creqを17.0〜19.0とすることで、均質化熱処理後(〜1240℃)、δ-フェライト相が残留するのを抑制し、時効処理前(固溶化熱処理後及びサブゼロ処理後)の残留オーステナイトを少なくし、また生成マルテンサイトを多くすることができ、そのことによって鋼の強度を効果的に高強度とすることができる。
Nieqが9.0よりも小さいと鋼の強度が不足するため、9.0以上とする。一方11.0よりも大であると時効処理前の残留オーステナイトが増大し強度が低下するため、上限を11.0とする。
Creqが17.0よりも小さいと鋼の強度が不足するため、下限値を17.0とする。一方19.0よりも大になると、均質化熱処理後のδ-フェライト相の残留により衝撃値が低下し、また時効処理前の残留オーステナイトが増大して鋼の強度が低下するため、上限値を19.0とする。
その後に各鋼塊を1000℃×1hr,空冷の条件で固溶化熱処理を行い、更に続いて−30℃×3hrの条件の下でサブゼロ処理を行った。
次いで530℃×4hr,空冷の条件で時効処理を行った。
結果が表1及び図1に示してある。
尚硬さ測定,引張特性の測定,シャルピー衝撃試験は以下の方法及び条件の下で行った。
JIS Z 2245に規定するロックウェル硬さ試験方法に準じてCスケールにて硬さ測定を実施した。
試料は鍛伸方向横断面にて採取し、荷重0.5Nで測定した。測定値は10点の平均値を採用した。
ASTM A370に規定する金属引張試験方法に準じて引張試験を行い、0.2%耐力を測定した。
試験片は、ASTM E8による試験部直径φ12.5mm,標点間距離50mmにて、室温条件下でASTM A370規格に準拠して実施した。
長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片を採取し、2mmVノッチの試験片形状にてASTM A370規格に準拠して衝撃特性(吸収エネルギー)測定を行った。試験温度は室温とした。
比較例11は、Si量が本発明の上限よりも高く、0.2%耐力が低い上に、シャルピー衝撃特性(吸収エネルギー)が15Jよりも小さい。
比較例12は、Mn量が本発明の上限値よりも高く、0.2%耐力が低い上に、シャルピー衝撃特性(吸収エネルギー)が15Jよりも小さい。
比較例14は、逆にNi量が本発明の上限値よりも高く、Ni/Al値が本発明の上限値よりも高い。またNieqが同じく本発明の上限値よりも高い。そしてNieq値が本発明の上限値よりも高いことに起因して0.2%耐力が目標値に達していない。
比較例16は、Cr量が逆に本発明の上限値よりも高く、Creqの値が本発明の上限値よりも高い。結果として0.2%耐力が目標値に達していない。
比較例18は、逆にMo量が本発明の上限値よりも高く、シャルピー衝撃特性が目標値に達していない。
比較例19は、N量が本発明の上限値よりも高く、またNieqの値が本発明の上限値よりも高く、0.2%耐力の値が目標値に達していない。
比較例21は、Al量が逆に本発明の上限値よりも高く、Ni/Alの値が本発明の下限値よりも低い。結果として0.2%耐力は目標値に達しているものの、シャルピー衝撃特性が目標値に達していない。
比較例23は、Ti量が本発明の上限値よりも高く、またCreqが本発明の上限値よりも高い。結果として0.2%耐力は目標値に達しているものの、シャルピー衝撃特性が目標値に対して極端に低い。
比較例24は、Mo量が本発明の下限値よりも低いものの、Cu量,Ti量の何れもが本発明の上限値よりも高い。その結果シャルピー衝撃特性が著しく低い。
これに対して本発明例1〜7は、何れも0.2%耐力,シャルピー衝撃特性ともに目標値以上が得られている。
Claims (1)
- 質量%で
C:0.02〜0.10%
Si:≦0.25%
Mn:0.001〜0.10%
P:≦0.010%
S:≦0.010%
Ni:8.6〜10.0%
Cr:10.5〜13.0%
Mo:2.0〜2.5%
N:0.001〜0.010%
Al:1.15〜1.50%
Cu:<0.10%
Ti:≦0.20%
残部不可避的不純物及びFeから成り、且つ下記式(1),式(2),式(3)を満足する組成を有することを特徴とする強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼。
6.0≦Ni/Al≦8.0・・・式(1)
9.0≦Nieq≦11.0・・・式(2)
17.0≦Creq≦19.0・・・式(3)
但しNieq=[Ni]+0.11[Mn]−0.0086([Mn]2)+0.44[Cu]+18.4[N]+24.5[C]
Creq=[Cr]+1.21[Mo]+0.48[Si]+2.2[Ti]+2.48[Al]
(式(1)及びNieq,Creqの式中の元素記号は各元素の含有質量%を表す)
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