JPH04147948A - 高温蒸気タービン用ロータシヤフト - Google Patents
高温蒸気タービン用ロータシヤフトInfo
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- JPH04147948A JPH04147948A JP27227090A JP27227090A JPH04147948A JP H04147948 A JPH04147948 A JP H04147948A JP 27227090 A JP27227090 A JP 27227090A JP 27227090 A JP27227090 A JP 27227090A JP H04147948 A JPH04147948 A JP H04147948A
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Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は超々臨界圧火カプラントの高強度高温蒸気ター
ビン用ロータに関するものである。
ビン用ロータに関するものである。
近年、火力発電プラントは効率向上の観点から高温高圧
化が目視されており、蒸気タービンの蒸気温度は現在最
高の５６６℃から、６００℃さらに究極的には６５０℃
が目標となっている。蒸気温度を高めるためには、従来
使われているフェライト系耐熱鋼より高温強度の優れた
耐熱材料が必要である。オーステナイト系耐熱合金の中
には耐湿強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大き
いために熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの
点から実用化には問題がある。
化が目視されており、蒸気タービンの蒸気温度は現在最
高の５６６℃から、６００℃さらに究極的には６５０℃
が目標となっている。蒸気温度を高めるためには、従来
使われているフェライト系耐熱鋼より高温強度の優れた
耐熱材料が必要である。オーステナイト系耐熱合金の中
には耐湿強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大き
いために熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの
点から実用化には問題がある。
このため、近年高温強度を改良した新しいフェライト系
耐熱鋼が多数提案されている。その例としては本発明者
のうちの一人が発明に関与した特開昭６２−１０３３４
５号、特開昭６２−６０８４５号、特開昭６０−１６５
３６０号、特開昭６０−１６５３５９号、特開昭６０−
１６５３５８号、特開昭６３−８９６４４号、特開昭６
２−２９７４３６号、特開昭６２−２９７４３５号、特
開昭６１−２３１１３９号、特開昭６１−６９９４８号
などがある。このうち、特に特開昭６２−１０３３４５
号の鋼が最も強度が高いと見なされる。
耐熱鋼が多数提案されている。その例としては本発明者
のうちの一人が発明に関与した特開昭６２−１０３３４
５号、特開昭６２−６０８４５号、特開昭６０−１６５
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開昭６１−２３１１３９号、特開昭６１−６９９４８号
などがある。このうち、特に特開昭６２−１０３３４５
号の鋼が最も強度が高いと見なされる。
また、本発明が改良の対象とした他の耐熱鋼には、特開
昭５７−２０７１６１号や特公昭５７−２５６２９号が
ある。
昭５７−２０７１６１号や特公昭５７−２５６２９号が
ある。
しかしながら、６５０℃という究極の蒸気温度を達成す
るためには、これらの提案された合金では未だ不十分で
あり、さらに高温強度の高いフェライト系耐熱鋼が利用
できることが望まれていた。
るためには、これらの提案された合金では未だ不十分で
あり、さらに高温強度の高いフェライト系耐熱鋼が利用
できることが望まれていた。
本発明の目的は、従来のものよりさらに高温強度の優れ
た高温蒸気タービン用ロータシャフトを提供することに
ある。
た高温蒸気タービン用ロータシャフトを提供することに
ある。
本発明者らは、従来の合金の見直しを行ない、さらに高
強度化をはかるために各元素の最適添加量を研究した。
強度化をはかるために各元素の最適添加量を研究した。
その結果、Ｃｏを従来の同系統の合金に比べて比較的多
く、積極的に添加すること、ＭｏとＷを同時に添加する
が、Ｍｏに比べてＷを重視し、従来よりも多量のＷを添
加すること、およびその結果としてＷとＣＯの相乗効果
により高温強度を一段と高められることを新規に見出し
本発明に至ったものである。
く、積極的に添加すること、ＭｏとＷを同時に添加する
が、Ｍｏに比べてＷを重視し、従来よりも多量のＷを添
加すること、およびその結果としてＷとＣＯの相乗効果
により高温強度を一段と高められることを新規に見出し
本発明に至ったものである。
すなわち本発明は、重量％でＣ０，０５〜０．２０％、
Ｍｎ０．０５〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ９．０〜１３．０％、 Ｍｏ ０．０５〜０．５０％
（０，５０％を含まず）、Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ０．
０５−０．３０％、Ｎｂ０．０１〜０．２０％。
Ｍｎ０．０５〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．０％、Ｃ
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（０，５０％を含まず）、Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ０．
０５−０．３０％、Ｎｂ０．０１〜０．２０％。
Ｃｏ２．１〜１０．０％、Ｎ０．０１〜０．１％を含み
、残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなり、
特にＳｉを不純物として０．１５％以下に制限したこと
を特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼から
なる高温蒸気タービン用ロータチャフトであり、更に、
Ｆｅの一部をＢ０．００１〜０．０３０％で置換する高
温強度の優れたフェライト系耐熱鋼からなるロータシャ
フトである。また第３の発明は、重量％で、Ｃ０，０９
〜０．１３％、Ｍｎ０．３〜０．７％、Ｎｉ０．３〜０
．７％、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２
％、Ｗ２．４〜３．０％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎ
ｂ０．０５〜０．１３％、Ｃｏ２．１〜４．０％、Ｎ０
．０２〜０．０４％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼からなるロータシャフトであり、
第４の発明は、第３の発明のＦｅの一部をＢ ０．００
１〜０．０３０％で置換する高温強度の優れたフェライ
ト系耐熱鋼からなるロータシャフトである。また第５の
発明は、重量％で、Ｃ０，１０〜０．１２％、Ｍｎ０．
３５〜０．６５％、Ｎｉ０．４〜０．６％、Ｃｒ１０．
８〜１１．２％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２．５〜２
．７％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．０５〜０．
１１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ０．０２〜０．０３
％、Ｂ ０．０１〜０．０２％を含み、残部が実質的に
Ｆｅおよび不可避の不純物よりなり、特にＳｉを・不純
物として０．１０％以下に制限したことを特徴とする高
温強度の優れたフェライト系耐熱鋼からなるロータシャ
フトである。
、残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなり、
特にＳｉを不純物として０．１５％以下に制限したこと
を特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼から
なる高温蒸気タービン用ロータチャフトであり、更に、
Ｆｅの一部をＢ０．００１〜０．０３０％で置換する高
温強度の優れたフェライト系耐熱鋼からなるロータシャ
フトである。また第３の発明は、重量％で、Ｃ０，０９
〜０．１３％、Ｍｎ０．３〜０．７％、Ｎｉ０．３〜０
．７％、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２
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．０２〜０．０４％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼からなるロータシャフトであり、
第４の発明は、第３の発明のＦｅの一部をＢ ０．００
１〜０．０３０％で置換する高温強度の優れたフェライ
ト系耐熱鋼からなるロータシャフトである。また第５の
発明は、重量％で、Ｃ０，１０〜０．１２％、Ｍｎ０．
３５〜０．６５％、Ｎｉ０．４〜０．６％、Ｃｒ１０．
８〜１１．２％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２．５〜２
．７％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．０５〜０．
１１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ０．０２〜０．０３
％、Ｂ ０．０１〜０．０２％を含み、残部が実質的に
Ｆｅおよび不可避の不純物よりなり、特にＳｉを・不純
物として０．１０％以下に制限したことを特徴とする高
温強度の優れたフェライト系耐熱鋼からなるロータシャ
フトである。
特開昭６２−１０３３４５号ないし特開昭６１−６９９
４８号に開示される１０種類の合金はいずれもＣｏを含
まないか、Ｃｏを含んでも１％以下である。従来ＣＯは
シャルピー衝撃値を低下させるため、特に延性が低下し
がちなＷ含有鋼においては、Ｃｏの多量添加は不適当と
考えられていたからである。
４８号に開示される１０種類の合金はいずれもＣｏを含
まないか、Ｃｏを含んでも１％以下である。従来ＣＯは
シャルピー衝撃値を低下させるため、特に延性が低下し
がちなＷ含有鋼においては、Ｃｏの多量添加は不適当と
考えられていたからである。
ところが、本発明者等の研究によれば実施例で述べるよ
うに、Ｃｏを２．１％以上添加してもこのような悪い傾
向は認められず、むしろＣｏを２．１％以上、望ましく
は２．７％以上を添加すると高温強度の向上には著しい
効果があることがわかった。そこで、本発明においては
ＣＯを２．１％以上含有させることによって、高温強度
の一段の向上を達成することができるのである。
うに、Ｃｏを２．１％以上添加してもこのような悪い傾
向は認められず、むしろＣｏを２．１％以上、望ましく
は２．７％以上を添加すると高温強度の向上には著しい
効果があることがわかった。そこで、本発明においては
ＣＯを２．１％以上含有させることによって、高温強度
の一段の向上を達成することができるのである。
特開昭５７−２０７１６１号の合金は１Ｍ００．５〜２
．０％、Ｗｌ、０〜２．５％、Ｇｏ０．３〜２．０％で
あり、ＭｏとＷを同等の重要性とみて利用し、Ｃｏを低
く抑えている。これに対し、本発明合金は、この合金の
範囲外の低いＭｏとし、むしろＷを重視し、いずれも高
い含有量のＷとＣｏの相乗効果によって高温強度を一段
と高めたものである。
．０％、Ｗｌ、０〜２．５％、Ｇｏ０．３〜２．０％で
あり、ＭｏとＷを同等の重要性とみて利用し、Ｃｏを低
く抑えている。これに対し、本発明合金は、この合金の
範囲外の低いＭｏとし、むしろＷを重視し、いずれも高
い含有量のＷとＣｏの相乗効果によって高温強度を一段
と高めたものである。
また、特公昭５７−２５６２９号に開示される材料は、
内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労性を重
視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素として
有用であるほか、鋳込時の渦流性。
内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労性を重
視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素として
有用であるほか、鋳込時の渦流性。
高温酸化性の改善効果を目的として０．２〜３．０％の
範囲で積極的に添加するものであり、本発明合金とは、
その組成および用途を異にする。すなわち、本発明合金
では、Ｓｉは延性を低下させる有害元素であり、０．１
５％以下に制限する必要がある点で大きく異なる。
範囲で積極的に添加するものであり、本発明合金とは、
その組成および用途を異にする。すなわち、本発明合金
では、Ｓｉは延性を低下させる有害元素であり、０．１
５％以下に制限する必要がある点で大きく異なる。
また、特公昭５７−２５６２９号では、Ｍ０．Ｗ。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの効果を同等としているので、各元素は
１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍ０．Ｗ、Ｎｂ
、Ｖは後述するようにそれぞれ別別の役割を担っている
ので、すべて同時に含有することが必要であり、この点
で全く技術思想が異なっている。このような合金組成の
相異から特性においては、特公昭５７−２５６２９号は
、７００℃−１００時間のクリープ破断強度が最大１２
．５ｋｇｆｌ−２であるのに対し、本発明合金のそれは
後掲の第１表かられかるように、すべて１５ｋｇｆ／閣
２以上となり、格段の強度の向上がはかれることが可能
となったものである。
１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍ０．Ｗ、Ｎｂ
、Ｖは後述するようにそれぞれ別別の役割を担っている
ので、すべて同時に含有することが必要であり、この点
で全く技術思想が異なっている。このような合金組成の
相異から特性においては、特公昭５７−２５６２９号は
、７００℃−１００時間のクリープ破断強度が最大１２
．５ｋｇｆｌ−２であるのに対し、本発明合金のそれは
後掲の第１表かられかるように、すべて１５ｋｇｆ／閣
２以上となり、格段の強度の向上がはかれることが可能
となったものである。
以下、各元素の量の限定理由について述べる。
Ｃは焼入性を確保し、また焼もどし過程でＭｚ３Ｃ５型
炭化物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元
素であり、最低０．０５％を必要とするが、０．２０％
を越えるとＭｚ、Ｃ，型炭化物を過度に析出させ、マ
トリックスの強度を低めてかえって長時間側の高温強度
を損なうので、０．０５〜０．２０％に限定する。望ま
しくは、０．０９〜０．１３％である。さらに望ましく
は、０．１０〜０．１２％である。
炭化物を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元
素であり、最低０．０５％を必要とするが、０．２０％
を越えるとＭｚ、Ｃ，型炭化物を過度に析出させ、マ
トリックスの強度を低めてかえって長時間側の高温強度
を損なうので、０．０５〜０．２０％に限定する。望ま
しくは、０．０９〜０．１３％である。さらに望ましく
は、０．１０〜０．１２％である。
Ｍｎは、δフェライトの生成を抑制し、Ｍ１３Ｃｏ型炭
化物の析出を促進する元素として最低０．０５％は必要
であるが、１．５％を越えると耐酸化性を劣化させるの
で、０．０５〜１．５％に限定する。
化物の析出を促進する元素として最低０．０５％は必要
であるが、１．５％を越えると耐酸化性を劣化させるの
で、０．０５〜１．５％に限定する。
望ましくは、０．３〜０．７％である。さらに望ましく
は、０．３５〜０．６５％である。
は、０．３５〜０．６５％である。
Ｎｉはδフェライトの生成を抑制し、靭性を付与する元
素であり、最低０．０５％必要であるが、１．０％を越
えるとクリープ破断強度を低下させるので、０．０５〜
１．０％に限定する。望ましくは、０．３〜０．７％で
ある。さらに望ましくは、０．４〜０．６％である。
素であり、最低０．０５％必要であるが、１．０％を越
えるとクリープ破断強度を低下させるので、０．０５〜
１．０％に限定する。望ましくは、０．３〜０．７％で
ある。さらに望ましくは、０．４〜０．６％である。
Ｃｒは耐酸化性を付与し、Ｍ２□Ｃ５型炭化物を析出さ
せて高温強度を高めるために不可欠の元素であり、最低
９％必要であるが、１３％を越えるとδフェライトを生
成し、高温強度および靭性を低下させるので９．０〜１
３．０％に限定する。望ましくは、１０．８〜１１．８
％である。
せて高温強度を高めるために不可欠の元素であり、最低
９％必要であるが、１３％を越えるとδフェライトを生
成し、高温強度および靭性を低下させるので９．０〜１
３．０％に限定する。望ましくは、１０．８〜１１．８
％である。
ＭＯはＭ、、Ｃ，型炭化物の微細析出を促進し、凝集を
妨げる作用があり、このため高温強度を長時間保持する
のに有効で、最低０．０５％必要であるが、０．５０％
以上になるとδフェライトを生成し易くするので０．０
５〜０．５０％（０，５０％を含まず）に限定する。望
ましくは、０．４５％以下で、より好ましくは０．１〜
０．２％である。
妨げる作用があり、このため高温強度を長時間保持する
のに有効で、最低０．０５％必要であるが、０．５０％
以上になるとδフェライトを生成し易くするので０．０
５〜０．５０％（０，５０％を含まず）に限定する。望
ましくは、０．４５％以下で、より好ましくは０．１〜
０．２％である。
ＷはＭＯ以上にＭｏＣ６型炭化物の凝集粗大化を抑制す
る作用が強く、またマトリックスを固溶強化するので高
温強度の向上に有効であり、最低２．０ ％必要であ
るが、３．５％ を越えるとδフェライトやラーベス相
を生成しやすくなり、逆に高温強度を低下させるので２
．０〜３．５％に限定する。望ましくは、２．４〜３．
０％である。さらに望ましくは、２．５〜２．７％であ
る。
る作用が強く、またマトリックスを固溶強化するので高
温強度の向上に有効であり、最低２．０ ％必要であ
るが、３．５％ を越えるとδフェライトやラーベス相
を生成しやすくなり、逆に高温強度を低下させるので２
．０〜３．５％に限定する。望ましくは、２．４〜３．
０％である。さらに望ましくは、２．５〜２．７％であ
る。
■は、■の炭窒化物を析出して高温強度を高めるのに有
効であり、最低０．０５％を必要とするが、０．３％
を越えると炭素を過度に固定し、Ｍ２３ＣＧ型炭化物の
析出量を減じて逆に高温強度を低下させるので０．０５
〜０．３％に限定する。
効であり、最低０．０５％を必要とするが、０．３％
を越えると炭素を過度に固定し、Ｍ２３ＣＧ型炭化物の
析出量を減じて逆に高温強度を低下させるので０．０５
〜０．３％に限定する。
望ましくは、０．１５〜０．２５％である。
Ｎｂは、ＮｂＣを生成して結晶粒の微細化に役立ち、ま
た一部は焼入れの際固溶して焼もどし過程でＮｂＣを析
出し、高温強度を高める作用があり、最低０．０１％必
要であるが、０．２０％を越えるとＶと同様炭素を過度
に固定してＭ２２Ｃ＠型炭化物の析出量を減少し、高温
強度の低下を招くので０．０１−０．２０％に限定する
。望ましくは、０．０５〜０．１３％である。さらに望
ましくは二〇、０５〜０．１１％である。
た一部は焼入れの際固溶して焼もどし過程でＮｂＣを析
出し、高温強度を高める作用があり、最低０．０１％必
要であるが、０．２０％を越えるとＶと同様炭素を過度
に固定してＭ２２Ｃ＠型炭化物の析出量を減少し、高温
強度の低下を招くので０．０１−０．２０％に限定する
。望ましくは、０．０５〜０．１３％である。さらに望
ましくは二〇、０５〜０．１１％である。
ＣＯは本発明を従来の発明から区別して特徴ずける重要
な元素である０本発明においてはＣＯの添加により高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｗとの相互
作用によるものと考えられ、Ｗを２％以上含む本発明合
金において特徴的な現象である。このようなＣＯの効果
を明態に実現するために１本発明合金におけるＣｏの下
限は２．１％とするが、一方Ｃｏを過度に添加すると延
性が低下し、またコストが上昇するので、上限は１０％
に限定する。望ましくは、２．１〜４．０％である。さ
らに望ましくは、２．７〜３．１％である。
な元素である０本発明においてはＣＯの添加により高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｗとの相互
作用によるものと考えられ、Ｗを２％以上含む本発明合
金において特徴的な現象である。このようなＣＯの効果
を明態に実現するために１本発明合金におけるＣｏの下
限は２．１％とするが、一方Ｃｏを過度に添加すると延
性が低下し、またコストが上昇するので、上限は１０％
に限定する。望ましくは、２．１〜４．０％である。さ
らに望ましくは、２．７〜３．１％である。
ＮはＶの窒化物を析出したり、また固溶した状態でＭＯ
やＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元素と置換型固溶元
素の相互作用）により高温強度を高める作用があり、最
低０．０１％は必要であるが、０．１％ を越えると延
性を低下させるので、０．０１〜０．１％に限定する。
やＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元素と置換型固溶元
素の相互作用）により高温強度を高める作用があり、最
低０．０１％は必要であるが、０．１％ を越えると延
性を低下させるので、０．０１〜０．１％に限定する。
望ましくは、 ０．０２〜０．０４％である。さらに望
ましくは、０．０２〜０．０３％である。
ましくは、０．０２〜０．０３％である。
Ｓｉはラーベス相の生成を促し、また粒界偏析等により
延性を低下させるので、有害元素として０．１５％以下
に制限する。望ましくは、０．１０％以下であるｍ Ｓ
ｘは脱酸剤として加えるが、真空脱酸する場合には無
添加であり、そのときの含有量は０．０１％以下である
。
延性を低下させるので、有害元素として０．１５％以下
に制限する。望ましくは、０．１０％以下であるｍ Ｓ
ｘは脱酸剤として加えるが、真空脱酸する場合には無
添加であり、そのときの含有量は０．０１％以下である
。
Ｂは粒界強化作用とＭｚａＣｓ中に固溶し、Ｍ２２Ｃ，
型炭化物の凝集粗大化を妨げる作用により高温強度を高
める効果があり、最低０．００１％添加すると有効であ
るが、０．０３０％ を越えると溶接性や鍛造性を害す
るので、０．００１〜０．０３０％に限定する。望まし
くは、０．０１〜０．０２％である。
型炭化物の凝集粗大化を妨げる作用により高温強度を高
める効果があり、最低０．００１％添加すると有効であ
るが、０．０３０％ を越えると溶接性や鍛造性を害す
るので、０．００１〜０．０３０％に限定する。望まし
くは、０．０１〜０．０２％である。
次式によって求められるクロム当量は４〜１０．５が好
ましく、特に６．５〜９．５が好ましい。
ましく、特に６．５〜９．５が好ましい。
クロム当量＝−４０ＸＣ％−３０×Ｎ％−２Ｘ Ｍ ｎ
％−４ＸＮｉ％ ＋Ｃｒ％＋６ＸＳｉ％＋４ Ｘ Ｍ ｏ％＋１１×ｖ％＋５ＸＮｂ％−２ＸＣｏ％ 本発明のロータシャフトはインゴットを真空溶解、真空
Ｃ脱酸、ＥＳＲ溶解によって鋳造し、散層を行った後、
９００〜１１５０℃で加熱し、中心孔で５０〜ｂ 次いで５００〜６２０℃で一次焼戻し及びそれより高い
温度の６００〜７５０℃２次焼戻しが施される。
％−４ＸＮｉ％ ＋Ｃｒ％＋６ＸＳｉ％＋４ Ｘ Ｍ ｏ％＋１１×ｖ％＋５ＸＮｂ％−２ＸＣｏ％ 本発明のロータシャフトはインゴットを真空溶解、真空
Ｃ脱酸、ＥＳＲ溶解によって鋳造し、散層を行った後、
９００〜１１５０℃で加熱し、中心孔で５０〜ｂ 次いで５００〜６２０℃で一次焼戻し及びそれより高い
温度の６００〜７５０℃２次焼戻しが施される。
実施例１
第１表に示す組成の合金を真空誘導溶解によって、１０
ｋｇのインゴットに鋳造し、 ３Ｃ）ｇｍ角の棒に鍛造
後、大型蒸気タービンロータの中心部を模擬して１０５
０℃×５時間１００’Ｃ／ｈ冷却の焼入れ、５７０℃×
２０時間の１次焼もどしと６９０’Ｃ’Ｘ２０時間の２
次焼もどしを行なって、７００”Ｃ−１５ｋｇｆ ／ｍ
”でクリープ破断試験を実施した。結果を第１表に合わ
せて示す。
ｋｇのインゴットに鋳造し、 ３Ｃ）ｇｍ角の棒に鍛造
後、大型蒸気タービンロータの中心部を模擬して１０５
０℃×５時間１００’Ｃ／ｈ冷却の焼入れ、５７０℃×
２０時間の１次焼もどしと６９０’Ｃ’Ｘ２０時間の２
次焼もどしを行なって、７００”Ｃ−１５ｋｇｆ ／ｍ
”でクリープ破断試験を実施した。結果を第１表に合わ
せて示す。
第１表から＆１〜Ｎα１２の本発明合金は、翫１３〜Ｎ
α２０の比較合金、Ｎα２１，２２ （両者とも特開昭
６２−１０３３４５号に相当する合金）の従来合金に比
べて格段にクリープ破断寿命が長いことがわかる。
α２０の比較合金、Ｎα２１，２２ （両者とも特開昭
６２−１０３３４５号に相当する合金）の従来合金に比
べて格段にクリープ破断寿命が長いことがわかる。
なお比較合金のうち、ＮＣＬ１３，１４，１８゜１９は
本発明合金からＣｏを除去した合金であり、またＮｎ２
０は本発明合金に比べてＣｏ含有量が低い合金である。
本発明合金からＣｏを除去した合金であり、またＮｎ２
０は本発明合金に比べてＣｏ含有量が低い合金である。
さらに＆１５はＮｉが高く、Ｃ０を含まない合金、Ｎｎ
１６はＮが低く、ＢとＣｏを含まない合金、＆１７はＮ
が低く、ｃｏを含まない合金である。このうち勲１３は
従来合金より高いクリープ破断強度を示すので、以下の
比較は翫１３を基準に行なった。
１６はＮが低く、ＢとＣｏを含まない合金、＆１７はＮ
が低く、ｃｏを含まない合金である。このうち勲１３は
従来合金より高いクリープ破断強度を示すので、以下の
比較は翫１３を基準に行なった。
実施例２
実施例１で述べた合金のうち、本発明合金である＆２と
比較合金のうちの最強の合金である翫１３を選び、６０
０，６５０，７００℃におイテ、種々の応力下でクリー
プ破断試験を行ない、得られたデータから６５０℃、１
０４時間クリープ破断強度を推定した。結果を第１表に
合わせて示すが、本発明合金Ｎｃ２は比較合金Ｎｃ１３
に比べて約２割程度１０４時間クリープ破断強度が高く
、従来合金と比べて大幅にクリープ破断強度が向上して
いることがわかる。実際、特開昭６２−１０３３４５号
によれば、当該特許合金の６５０℃−１０’時間のクリ
ープ破断強度は、最高でも１４．０ｋｇｆ／閣２であり
、本発明合金の１８ｋｇｆ／閣２という強度はこれより
約１．３倍高い。
比較合金のうちの最強の合金である翫１３を選び、６０
０，６５０，７００℃におイテ、種々の応力下でクリー
プ破断試験を行ない、得られたデータから６５０℃、１
０４時間クリープ破断強度を推定した。結果を第１表に
合わせて示すが、本発明合金Ｎｃ２は比較合金Ｎｃ１３
に比べて約２割程度１０４時間クリープ破断強度が高く
、従来合金と比べて大幅にクリープ破断強度が向上して
いることがわかる。実際、特開昭６２−１０３３４５号
によれば、当該特許合金の６５０℃−１０’時間のクリ
ープ破断強度は、最高でも１４．０ｋｇｆ／閣２であり
、本発明合金の１８ｋｇｆ／閣２という強度はこれより
約１．３倍高い。
実施例３
実施例２で述べた２合金翫２とＮｎ１３につき、室温か
ら７００”Ｃの温度範囲で引張試験を行ない、室温（２
０℃）におけるかたさ測定と２閣Ｖノツチシヤルピー試
験を行なった。結果を第２表に示すが、本発明合金ｈ２
はｃｏを含まない比較合金翫１３に比べて延性、靭性は
ほとんで劣化していないことがわかる。
ら７００”Ｃの温度範囲で引張試験を行ない、室温（２
０℃）におけるかたさ測定と２閣Ｖノツチシヤルピー試
験を行なった。結果を第２表に示すが、本発明合金ｈ２
はｃｏを含まない比較合金翫１３に比べて延性、靭性は
ほとんで劣化していないことがわかる。
実施例４
第３表に示す組成の本発明の３合金を真空誘導溶解によ
って溶解後、真空下で１０ｋｇのインゴットに鋳造し、
これから３０■角の棒に鍛造した。
って溶解後、真空下で１０ｋｇのインゴットに鋳造し、
これから３０■角の棒に鍛造した。
得られた棒は大型蒸気タービンロータの中心部を模擬し
て、１０５０℃×５時間の焼入、５７０℃Ｘ２０時間の
１次焼もどしと６９０℃Ｘ２０時間の２次焼もどしを施
した後、７００℃でクリープ破断試験を行なって、７０
０℃−１０００時間のクリープ破断強度を求めた。これ
らの結果を第３表にあわわせて示す。
て、１０５０℃×５時間の焼入、５７０℃Ｘ２０時間の
１次焼もどしと６９０℃Ｘ２０時間の２次焼もどしを施
した後、７００℃でクリープ破断試験を行なって、７０
０℃−１０００時間のクリープ破断強度を求めた。これ
らの結果を第３表にあわわせて示す。
第３表から、本発明合金はいずれも７００℃−１０００
時間のクリープ破断強度が１０ｋｇｆ／■２以上である
ことがわかる。Ｎの含有量が多い翫３１は、Ｎの含有量
が０．０２５％の＆２および翫３２合金に比べ、相対的
に７００℃−１０００時間のクリープ破断強度が低い。
時間のクリープ破断強度が１０ｋｇｆ／■２以上である
ことがわかる。Ｎの含有量が多い翫３１は、Ｎの含有量
が０．０２５％の＆２および翫３２合金に比べ、相対的
に７００℃−１０００時間のクリープ破断強度が低い。
第１図は本発明に係る６５０℃で使用される蒸気タービ
ンロータシャフトの斜視図である。本構造のロータシャ
フトはＮα２の合金によって製造した。
ンロータシャフトの斜視図である。本構造のロータシャ
フトはＮα２の合金によって製造した。
ロータシャフトの最大径は約９００ｍ＋、長さ６５００
■で、鍛造後荒加工を施し、実施例１と同じ条件で熱処
理を行った。
■で、鍛造後荒加工を施し、実施例１と同じ条件で熱処
理を行った。
本発明によるロータを超々臨界圧蒸気タービンに適用す
れば、蒸気タービンの蒸気温度を６５０℃程度まで高め
ることも可能になり、火力発電の効率向上に著効がある
。
れば、蒸気タービンの蒸気温度を６５０℃程度まで高め
ることも可能になり、火力発電の効率向上に著効がある
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｃ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ０．１５
％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．
０％、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５
０％（０．５０％を含まず）、Ｗ２．０〜３．０％、Ｖ
０．０５〜０．３０％、Ｎｂ０．０１〜０．２０％、Ｃ
ｏ２．１〜１０．０％、Ｎ０．０１〜０．１％を含み、
残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなること
を特徴とする高温蒸気タービン用ロータシャフト。 ２、重量％で、Ｃ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ０．１５
％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．
０％、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５
０％（０．５０％を含まず）、Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ
０．０５〜０．３０％、Ｎｂ０．０１〜０．２０％、Ｃ
ｏ２．１〜１０．０％、Ｎ０．０１〜０．１％、Ｂ０．
００１〜０．０３０％を含み、残部が実質的にＦｅおよ
び不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０
．１５％以下に制限したことを特徴とする高温蒸気ター
ビン用ロータシャフト。 ３、重量％で、Ｃ０．０９〜０．１３％、Ｓｉ０．１５
％以下、Ｍｎ０．３〜０．７％、Ｎｉ０．３〜０．７％
、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ
２．４〜３．０％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．
０５〜０．１３％、Ｃｏ２．１〜４．０％、Ｎ０．０２
〜０．０４％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避
の不純物よりなることを特徴とする高温蒸気タービン用
ロータシャフト。 ４、重量％で、Ｃ０．０９〜０．１３％、Ｓｉ０．１５
％以下、Ｍｎ０．３〜０．７％、Ｎｉ０．３〜０．７％
、Ｃｒ９．０〜１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ
２．４〜３．０％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．
０５〜０．１３％、Ｃｏ２．１〜４．０％、Ｎ０．０２
〜０．０４％、Ｂ０．００１〜０．０３０％を含み、残
部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなることを
特徴とする高温蒸気タービン用ロータシャフト。 ５、重量％で、Ｃ０．１０〜０．１２％、Ｓｉ０．１５
％以下、Ｍｎ０．３５〜０．６５％、Ｎｉ０．４〜０．
６％、Ｃｒ１０．８〜１１．２％、Ｍｏ０．１〜０．２
％、Ｗ２．５〜２．７％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎ
ｂ０．０５〜０．１１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ０
．０２〜０．０３％、Ｂ０．０１〜０．０２％を含み、
残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなること
を特徴とする高温蒸気タービン用ロータシャフト。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2272270A JP2947913B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | 高温蒸気タービン用ロータシャフト及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2272270A JP2947913B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | 高温蒸気タービン用ロータシャフト及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04147948A true JPH04147948A (ja) | 1992-05-21 |
| JP2947913B2 JP2947913B2 (ja) | 1999-09-13 |
Family
ID=17511511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2272270A Expired - Lifetime JP2947913B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | 高温蒸気タービン用ロータシャフト及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2947913B2 (ja) |
Cited By (11)
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|---|---|---|---|---|
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| DE4436874A1 (de) * | 1994-10-15 | 1996-04-18 | Abb Management Ag | Hitze- und kriechbeständiger Stahl mit einem durch einen Vergütungsprozess erzeugten martensitischen Gefüge |
| EP0759499A1 (en) | 1995-08-21 | 1997-02-26 | Hitachi, Ltd. | Steam-turbine power plant and steam turbine |
| JPH0959747A (ja) * | 1995-08-25 | 1997-03-04 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
| EP0770696A1 (en) * | 1995-04-12 | 1997-05-02 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | High-strength and high-toughness heat-resisting steel |
| US5749228A (en) * | 1994-02-22 | 1998-05-12 | Hitachi, Ltd. | Steam-turbine power plant and steam turbine |
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| US7820098B2 (en) | 2000-12-26 | 2010-10-26 | The Japan Steel Works, Ltd. | High Cr ferritic heat resistance steel |
Citations (3)
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-
1990
- 1990-10-12 JP JP2272270A patent/JP2947913B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| EP0691416A1 (en) | 1994-06-13 | 1996-01-10 | The Japan Steel Works, Ltd. | Heat resisting steels |
| US5560788A (en) * | 1994-06-13 | 1996-10-01 | The Japan Steel Works, Ltd. | Heat resisting steels |
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| EP0770696A4 (en) * | 1995-04-12 | 1997-07-16 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | HIGH-STRENGTH, HIGH-TEGE HEAT-RESISTANT STEEL |
| EP0770696A1 (en) * | 1995-04-12 | 1997-05-02 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | High-strength and high-toughness heat-resisting steel |
| US5817192A (en) * | 1995-04-12 | 1998-10-06 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | High-strength and high-toughness heat-resisting steel |
| EP0759499A1 (en) | 1995-08-21 | 1997-02-26 | Hitachi, Ltd. | Steam-turbine power plant and steam turbine |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2947913B2 (ja) | 1999-09-13 |
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