JPS6396251A - 高温蒸気タ−ビン用耐熱合金 - Google Patents
高温蒸気タ−ビン用耐熱合金Info
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- JPS6396251A JPS6396251A JP24211786A JP24211786A JPS6396251A JP S6396251 A JPS6396251 A JP S6396251A JP 24211786 A JP24211786 A JP 24211786A JP 24211786 A JP24211786 A JP 24211786A JP S6396251 A JPS6396251 A JP S6396251A
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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〕
本発明は高温蒸気タービン用耐熱合金に関し、特に入口
蒸気温度が593℃を越える超高温又は超高温高圧ター
ビンに採用される高温用オーステナイトロータに関する
ものであり、就中500℃〜650℃ですぐれたクリー
プ破断強度、クリープ延性を有するとともに、常温にお
いても、すぐれ九強度、延性、靭性を有するロータに関
するものである。
蒸気温度が593℃を越える超高温又は超高温高圧ター
ビンに採用される高温用オーステナイトロータに関する
ものであり、就中500℃〜650℃ですぐれたクリー
プ破断強度、クリープ延性を有するとともに、常温にお
いても、すぐれ九強度、延性、靭性を有するロータに関
するものである。
従来、高中圧タービンの最も厳しい蒸気条件は、圧力2
46 kglα2、温度593℃でめったが、最近の燃
料コストの高騰のため、蒸気圧力及び温度をそれぞれ5
16 kg7cm”以上および593℃以上にまで上昇
させてタービンの効率を上げエネルギー節減を図る計画
が検討されている。
46 kglα2、温度593℃でめったが、最近の燃
料コストの高騰のため、蒸気圧力及び温度をそれぞれ5
16 kg7cm”以上および593℃以上にまで上昇
させてタービンの効率を上げエネルギー節減を図る計画
が検討されている。
従来の大型蒸気タービンの高中圧ロータには、いわゆる
CrMov鋼および例えば特公昭40−4137号公報
に示される120r 系鋼が使用されてき念。crMo
v鋼の場合は高温における強度が低く、かつ安定した種
々の性質を得ることができないのでロータ冷却法をとる
場合もあるが、現在計画されている前述の蒸気条件では
冷却を実施、したにしても、使用限界を越えてしまい、
又、Cr が低いため耐水蒸気酸化特性も劣っている。
CrMov鋼および例えば特公昭40−4137号公報
に示される120r 系鋼が使用されてき念。crMo
v鋼の場合は高温における強度が低く、かつ安定した種
々の性質を得ることができないのでロータ冷却法をとる
場合もあるが、現在計画されている前述の蒸気条件では
冷却を実施、したにしても、使用限界を越えてしまい、
又、Cr が低いため耐水蒸気酸化特性も劣っている。
このためCrMOV鋼をこのような計画の高温ロータに
用いることはできない。
用いることはできない。
他方、12Cr系鋼については、耐水蒸気酸化性は優れ
、又高温強度も12C!r 基へのMOlIb、V、N
等の添加で改良されつつあるが、フェライト系鋼の特
性として600℃以上では長時間クリープ破断強度が低
下するので使用限界を越えてしまう。
、又高温強度も12C!r 基へのMOlIb、V、N
等の添加で改良されつつあるが、フェライト系鋼の特
性として600℃以上では長時間クリープ破断強度が低
下するので使用限界を越えてしまう。
したがって、このような温度範囲ですぐれた長時間クリ
ープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱合金の採用
が必要である。
ープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱合金の採用
が必要である。
オーステナイト系鉄基耐熱鋼は、
i)単純オーステナイト系鉄基台金;
J工S 5UI9504、SUB 316.5U834
7ii)弱析出硬化型鉄基超合金ニ アロイ(Axloy) 800 H 山)強材出硬化型鉄基超合金: ASTM A 545グレード660 (商品名A 2
86 )、グレード662〔商品名ディスカロイ(Di
scaloy)、]に分類されるが、単純オーステナイ
ト系鉄基合金及び弱析出硬化型鉄基超合金は長時間りI
J−プ破断強度も低く、又ロータ材として必要な室温及
び高温での降伏応力も低いため高温蒸気タービンロータ
としての採用は難かしい。
7ii)弱析出硬化型鉄基超合金ニ アロイ(Axloy) 800 H 山)強材出硬化型鉄基超合金: ASTM A 545グレード660 (商品名A 2
86 )、グレード662〔商品名ディスカロイ(Di
scaloy)、]に分類されるが、単純オーステナイ
ト系鉄基合金及び弱析出硬化型鉄基超合金は長時間りI
J−プ破断強度も低く、又ロータ材として必要な室温及
び高温での降伏応力も低いため高温蒸気タービンロータ
としての採用は難かしい。
したがって長時間クリープ破断強度がすぐれ、又降伏応
力の高い強析出硬化型鉄基超合金の採用が必要である。
力の高い強析出硬化型鉄基超合金の採用が必要である。
1960年代に、米国エディストン+1(Fiddy
5tone $1 )超高温高圧火力発電プラント(入
口蒸気温度649℃)が運転開始されたが、その超高圧
ロータにはグツ−ドロ62が採用されている。これが鉄
基超合金が、蒸気タービンロータに採用された唯一の例
である。
5tone $1 )超高温高圧火力発電プラント(入
口蒸気温度649℃)が運転開始されたが、その超高圧
ロータにはグツ−ドロ62が採用されている。これが鉄
基超合金が、蒸気タービンロータに採用された唯一の例
である。
グレード660、グレード662は現在計画中の超高温
高圧プラントの最高入口蒸気温度649℃においても、
十分なりリープ破断強度を有しており高温蒸気タービン
ロータとして十分に採用可能である。
高圧プラントの最高入口蒸気温度649℃においても、
十分なりリープ破断強度を有しており高温蒸気タービン
ロータとして十分に採用可能である。
第1表にグレード660とグツ−ドロ62の化学成分を
示す。
示す。
しかしながらエディストン÷10ロータ製品重量は1.
6トン(鋼塊重量7トン)であるのに対して現在計画さ
れている超高温高圧プラントの高温ロータは製品重量で
約10トン、鋼塊型Rは20〜30トンという大形の鍛
造材となるが、従来このような大形の強析出硬化型鉄基
超合金の実績はない。
6トン(鋼塊重量7トン)であるのに対して現在計画さ
れている超高温高圧プラントの高温ロータは製品重量で
約10トン、鋼塊型Rは20〜30トンという大形の鍛
造材となるが、従来このような大形の強析出硬化型鉄基
超合金の実績はない。
グレード662、グレード600の溶解に際しては、小
形材は消耗式電気アーク溶解炉、大形材はエレクトロス
ラグ再溶解(11!!SR法)によって製造される。し
たがって、超高温ロータは、ESR法となるが、鋼塊重
量が、20〜30トンとなるとESR鋼塊の直径はQO
Qmをこすため、鋼塊の凝固速度が遅くなり、通常鋼塊
に見られる偏析が生じ、フレツクルと呼ばれる欠陥が生
ずる。フレツクルとは第1図(E S K鋼塊断面のム
286の7レツクルの現出状況の模式図)の1に示すよ
うな欠陥をいう。
形材は消耗式電気アーク溶解炉、大形材はエレクトロス
ラグ再溶解(11!!SR法)によって製造される。し
たがって、超高温ロータは、ESR法となるが、鋼塊重
量が、20〜30トンとなるとESR鋼塊の直径はQO
Qmをこすため、鋼塊の凝固速度が遅くなり、通常鋼塊
に見られる偏析が生じ、フレツクルと呼ばれる欠陥が生
ずる。フレツクルとは第1図(E S K鋼塊断面のム
286の7レツクルの現出状況の模式図)の1に示すよ
うな欠陥をいう。
第1図は断面であるので点状に示されているが、縦方向
に長く伸びている欠陥である。一方、強析出硬化型鉄基
超合金は析出硬化を起す元素としてTi’i2%前後含
有するため、偏析部すなわちフンツクル部にはT1 の
偏析が起こり、Tiの炭化物等の硬化相が現出するため
列強試験を実施すると大巾に伸び、絞りが低下する。し
たがって蒸気タービンにおいては、フレツクル部より亀
裂が発生し事故を起こす可能性を有している。特にフレ
ツクルが表面に現出した場合亀裂発生の可能性が高く注
意を要する。
に長く伸びている欠陥である。一方、強析出硬化型鉄基
超合金は析出硬化を起す元素としてTi’i2%前後含
有するため、偏析部すなわちフンツクル部にはT1 の
偏析が起こり、Tiの炭化物等の硬化相が現出するため
列強試験を実施すると大巾に伸び、絞りが低下する。し
たがって蒸気タービンにおいては、フレツクル部より亀
裂が発生し事故を起こす可能性を有している。特にフレ
ツクルが表面に現出した場合亀裂発生の可能性が高く注
意を要する。
このため大型KSR鋼塊となってもフノツクル性欠陥の
発生傾向が少なく、蒸気温度650℃においても蒸気タ
ービンロータとしても十分なりリープ破断強度を有し、
室温、高温においても十分な強度、靭性を有する鉄基超
合金が必要となる。
発生傾向が少なく、蒸気温度650℃においても蒸気タ
ービンロータとしても十分なりリープ破断強度を有し、
室温、高温においても十分な強度、靭性を有する鉄基超
合金が必要となる。
本発明は、
(1)化学成分が、重量パーセントで、炭素α03壬以
下、シリコン15%以下、マンガン1チ以下、クロム1
0〜20僑、ニッケル30〜40%、モリブデン1〜3
%、チタン1〜t8憾、アルミニウム(LO6〜0.3
%、ボロンα019%以下、バナジューム03%以下、
残部鉄および不純物より々る鉄基合金で構成されて、母
地組織の主体がオーステナイトでるることを特徴とする
高温蒸気タービンロータ及び、 (2)化学成分が重量パーセントで炭素cLO5係以下
、シリコン(L5%以下、マンガン1%以下、クロム1
0〜20%、ニッケル30〜40%、モリブデン1〜3
チ、チタン1〜taS、アルミニラA Q、Ob 〜(
134、ボロンα011以下、バナジューム0.3%以
下、タングステン3係以下、残部鉄および不純物よシな
る鉄基合金で構成されて母地組織の主体がオーステナイ
トであることを特徴とする高温蒸気タービンロータであ
る。
下、シリコン15%以下、マンガン1チ以下、クロム1
0〜20僑、ニッケル30〜40%、モリブデン1〜3
%、チタン1〜t8憾、アルミニウム(LO6〜0.3
%、ボロンα019%以下、バナジューム03%以下、
残部鉄および不純物より々る鉄基合金で構成されて、母
地組織の主体がオーステナイトでるることを特徴とする
高温蒸気タービンロータ及び、 (2)化学成分が重量パーセントで炭素cLO5係以下
、シリコン(L5%以下、マンガン1%以下、クロム1
0〜20%、ニッケル30〜40%、モリブデン1〜3
チ、チタン1〜taS、アルミニラA Q、Ob 〜(
134、ボロンα011以下、バナジューム0.3%以
下、タングステン3係以下、残部鉄および不純物よシな
る鉄基合金で構成されて母地組織の主体がオーステナイ
トであることを特徴とする高温蒸気タービンロータであ
る。
鉄基超合金の7レツクルは、いわゆるストリング状の偏
析で凝固速度が遅くなると凝固組織の間に残液のプール
が捕捉され、残液の凝固が進行するにつれて濃縮された
溶質の液の比重が小さくなり、残液が結晶の樹間を縫う
ように上方【移動して起こる。
析で凝固速度が遅くなると凝固組織の間に残液のプール
が捕捉され、残液の凝固が進行するにつれて濃縮された
溶質の液の比重が小さくなり、残液が結晶の樹間を縫う
ように上方【移動して起こる。
一方、前述したように、強析出型鉄基超合金では、T1
の炭化物等の硬化相が生成し、材料特性を害する。
の炭化物等の硬化相が生成し、材料特性を害する。
したがって、フレツクルというストリング状偏析を発生
しにくくすると同時に、又発生したとしても異常な硬化
相が出ない材料とすべきである。
しにくくすると同時に、又発生したとしても異常な硬化
相が出ない材料とすべきである。
そこで本発明においては、
り偏析現象は、液相と固相の温度差が少ないと起こり難
くなり、Ml 含有量ヲ増すとこの温度差が少なくなり
、偏析傾向が低下する。
くなり、Ml 含有量ヲ増すとこの温度差が少なくなり
、偏析傾向が低下する。
U)ストリング状偏析を起こし難くするためには濃縮し
′#、場合でも溶鋼比重の低下をきたさないよう密度の
小さいSl、C!、Tit−低下させ、密度の高いMo
%w2増す。
′#、場合でも溶鋼比重の低下をきたさないよう密度の
小さいSl、C!、Tit−低下させ、密度の高いMo
%w2増す。
+ii) T1 を低下しス) IJング状偏析が
起きても、T1 の炭化物等の硬化相が多量に析出し
ないようにする。
起きても、T1 の炭化物等の硬化相が多量に析出し
ないようにする。
iv) 以上の手段でフレックルが発生しないように
するが、同時に最高650℃におhても十分使用に耐え
るクリープ破断強度をもち、クリープ延性も高く、室温
での強度、靭性も良好になるようAt1V 等を調整す
る。
するが、同時に最高650℃におhても十分使用に耐え
るクリープ破断強度をもち、クリープ延性も高く、室温
での強度、靭性も良好になるようAt1V 等を調整す
る。
という手段によって本発明を完成したものである。
本発明において、大型ロータを製造した場合にも、フレ
ツクルの発生傾向が低減し、同時に最高650℃におい
ても十分使用に耐えるクリープ破断特性をもち、室温の
強度、靭性も優れり蒸気ターピンロータが得られ念。
ツクルの発生傾向が低減し、同時に最高650℃におい
ても十分使用に耐えるクリープ破断特性をもち、室温の
強度、靭性も優れり蒸気ターピンロータが得られ念。
次に本発明合金において化学成分範囲の限定理由を説明
する。
する。
(X)C:Cが、1口3俤を越すと、基質の固溶強化元
素であるMo と炭化物を形成し、高温強度を損ない
、又T1 と炭化物を形成して高温強度の確保に寄与
する金属間化合物Big(AtTi)の形成に寄与する
Tiが低減するため高温強度が低下する。さらに[LO
3$i越すと、Cの7レツクル部での偏析が大きく、凝
固時にTiC’i晶出し鍛造後も残存するため引張延性
を低下させる。このためCの範囲は、rl、03係以下
とした。
素であるMo と炭化物を形成し、高温強度を損ない
、又T1 と炭化物を形成して高温強度の確保に寄与
する金属間化合物Big(AtTi)の形成に寄与する
Tiが低減するため高温強度が低下する。さらに[LO
3$i越すと、Cの7レツクル部での偏析が大きく、凝
固時にTiC’i晶出し鍛造後も残存するため引張延性
を低下させる。このためCの範囲は、rl、03係以下
とした。
(2) Si : Siは1.脱酸剤として、溶湯
中の酸素を除外し、均質な鋼塊を溶製するのに有効な元
素である。しかし近年製鋼技術が進歩し、この種の合金
は真空脱酸を施こすのが普通になっておシ、従来程に多
片のSl は必要としない。逆に、フレツクルには8
1 が偏析してhることが知られており、Sl はフレ
ツクルの形成を促進する元素である。
中の酸素を除外し、均質な鋼塊を溶製するのに有効な元
素である。しかし近年製鋼技術が進歩し、この種の合金
は真空脱酸を施こすのが普通になっておシ、従来程に多
片のSl は必要としない。逆に、フレツクルには8
1 が偏析してhることが知られており、Sl はフレ
ツクルの形成を促進する元素である。
したがって、Sl はCL5%以下とした。
(3) Mn : Mnも脱酸剤として、溶湯中の酸
素?除外し均質な鋼塊を溶製するのに有効な元素である
。しかし近年製鋼技術が進歩し、この種の合金は真空脱
酸を施すのが普通になっており従来程に多針のMn は
必要としたい。
素?除外し均質な鋼塊を溶製するのに有効な元素である
。しかし近年製鋼技術が進歩し、この種の合金は真空脱
酸を施すのが普通になっており従来程に多針のMn は
必要としたい。
したがって、Mn は1%以下とした。
(4) Or :本発明材は、最高650℃という高温
蒸気中で使用されるため耐水蒸気酸化性が要求される。
蒸気中で使用されるため耐水蒸気酸化性が要求される。
Orは合金中に固溶されると強固な酸化被膜を形成し、
耐酸化性を向上させる。本発明材は、最高650℃とい
う高温になるため、Or の効果を発揮させるためKは
10係以上必要である。又本発明材の素地は、安定なオ
ーステナイト系にしないと、特に600〜 650℃において材質の安定性が得られず、又高温強度
も期待できない。しかし、Or f増加するとこのオー
ステナイト組織が不安定になるため好ましくない。この
ためOrは最高20%までにすべきである。
耐酸化性を向上させる。本発明材は、最高650℃とい
う高温になるため、Or の効果を発揮させるためKは
10係以上必要である。又本発明材の素地は、安定なオ
ーステナイト系にしないと、特に600〜 650℃において材質の安定性が得られず、又高温強度
も期待できない。しかし、Or f増加するとこのオー
ステナイト組織が不安定になるため好ましくない。この
ためOrは最高20%までにすべきである。
したがって、Or の範囲は10〜20係とした。
(5) Ni : Niは鉄基合金においてばN1
が多い程母地の安定性を増し、Nx、(Tiht)
の析出挙動もよくなり、又高温強度も増す。
が多い程母地の安定性を増し、Nx、(Tiht)
の析出挙動もよくなり、又高温強度も増す。
又、N1 は密度が大きいため凝固的に残液が濃縮し
た場合にもストリング状偏析が発生しにくくなる。更に
N1 ば、凝固時の固相、液相間の温度を低くし、偏析
すなわちフンツクル発生傾向を低減する。
た場合にもストリング状偏析が発生しにくくなる。更に
N1 ば、凝固時の固相、液相間の温度を低くし、偏析
すなわちフンツクル発生傾向を低減する。
上記の効果をより有効とするためには少なくとも30%
以上含有する必要がある。
以上含有する必要がある。
しかしながらN1 を40係を越えて含有すると熱間加
工時の変形抵抗が増し、又鍛造側れが発生し易くなるた
め大型ロータの鍛造が困難となる。
工時の変形抵抗が増し、又鍛造側れが発生し易くなるた
め大型ロータの鍛造が困難となる。
したがって、Ni は30〜40俤とした。
(6) Mo : Moは母地中に固溶し、固溶強化
し、高温強度を高めるのに有効な元素であり、又密度も
大きいためフレツクルの発生傾向を低下させる効果が大
きい。このためMo は1%以上添加する必要がある。
し、高温強度を高めるのに有効な元素であり、又密度も
大きいためフレツクルの発生傾向を低下させる効果が大
きい。このためMo は1%以上添加する必要がある。
しかし、MOを多針(3俤を超える量)に添加するとク
ロムと同じ理由によりオーステナイトが不安定となるた
め好ましくない。そのためMo は3%未満とすべきで
ある。
ロムと同じ理由によりオーステナイトが不安定となるた
め好ましくない。そのためMo は3%未満とすべきで
ある。
したがって、MOは1〜3壬とした。
(力Ti:Tiは本発明材の室温強度、高温強度を支配
しているNt、(AzTl) 析出による時効硬化に
寄与するためぜひ必要であり、特に650cでの蒸気タ
ーピンロータに必要な最少限の強度を確保するためには
1壬以上にすべきである。一方、1.81を超える金で
はN15(TiAt) の析出が増し、常温強度、ク
リープ破継強度は増すが、クリープ延性が低下してくる
ため、大型ロータの応力集中部が割れ発生の可能性が大
きくなる。しかも、T1が増すと7レツクルの発生傾向
が助長され、又TiC等の晶出により延性の低下傾向も
助長する。
しているNt、(AzTl) 析出による時効硬化に
寄与するためぜひ必要であり、特に650cでの蒸気タ
ーピンロータに必要な最少限の強度を確保するためには
1壬以上にすべきである。一方、1.81を超える金で
はN15(TiAt) の析出が増し、常温強度、ク
リープ破継強度は増すが、クリープ延性が低下してくる
ため、大型ロータの応力集中部が割れ発生の可能性が大
きくなる。しかも、T1が増すと7レツクルの発生傾向
が助長され、又TiC等の晶出により延性の低下傾向も
助長する。
したがって、T1 は1〜1.8壬とした。
(8) At : AtはN T3 (AtT i
) の析出を増すと同時に、この析出相の安定性を高
める働きを有する。しかし多量の添加は熱間加工性を低
下させるとともに逆にNiTiなどの強化に大きく寄与
しない粗大な析出相を生成し易くするため強度、靭性が
低下する。更に密度の小さいAtの多4Oλの添加はフ
レツクル発生傾向を助長し好ましくない。
) の析出を増すと同時に、この析出相の安定性を高
める働きを有する。しかし多量の添加は熱間加工性を低
下させるとともに逆にNiTiなどの強化に大きく寄与
しない粗大な析出相を生成し易くするため強度、靭性が
低下する。更に密度の小さいAtの多4Oλの添加はフ
レツクル発生傾向を助長し好ましくない。
したがって、AtはQ、06係〜Q、3壬とした。
(9)B:Bは、結晶粒界に偏析して結晶粒界を強化す
るため、クリープ破断に訃けるクリープ延性が向上する
ため添加することが望ましい。しかしながら、(J−Q
jql)を越えると熱間加工性?害し、大型ロータには
適されない。
るため、クリープ破断に訃けるクリープ延性が向上する
ため添加することが望ましい。しかしながら、(J−Q
jql)を越えると熱間加工性?害し、大型ロータには
適されない。
したがって、Bは0.01%以下とした。
αOV:Vは、母地中に固溶して固溶強化するのに有効
な元素であり又、クリープ破断におけるクリープ延性を
向上させる。
な元素であり又、クリープ破断におけるクリープ延性を
向上させる。
しかしながら、多量に添加するとM織を不安定とする。
したがって、■は(L3%以下とした。
α1)w:wはMOと同じく母地中に固溶し、固溶強化
の作用があるが、高温での安定性がMo より高く、
高温長時間の強度をより高めることができる。又WはM
o の約2倍の密度をもつフレツクルの発生傾向を少な
くする作用がある。しかしながら、多量に添加するとオ
ーステナイトが不安定となり好ましくない。
の作用があるが、高温での安定性がMo より高く、
高温長時間の強度をより高めることができる。又WはM
o の約2倍の密度をもつフレツクルの発生傾向を少な
くする作用がある。しかしながら、多量に添加するとオ
ーステナイトが不安定となり好ましくない。
したがって、Wは3優以下とした。
その他P、B等の不純物は現在の製鋼法では不可避的に
入ってくる。
入ってくる。
以下、本発明を具体的実例をあげ、更に詳述する。
第2表に示す実施例について、凝固シュミレーション試
験によるフレックル発生傾向の把握及び機械的性質、ク
リープ破断強度について調査した。
験によるフレックル発生傾向の把握及び機械的性質、ク
リープ破断強度について調査した。
第2表において一1〜陽6までが、本発明材であり、1
47、!k13及び−9は比較材である。
47、!k13及び−9は比較材である。
なおNn9は、従来高温高強度材として最も一般に使用
されているグレード660材相轟品である。
されているグレード660材相轟品である。
真空タンマン炉(溶鋼が底より一方向凝固し、又凝固速
度が大型ESR鋼の凝固速度をシュミレートするように
アルミナ台、カーボン発熱体で温度勾配をつけうるよう
になっている。)で、大型ESR鋼塊の凝固速度をシュ
ミレートした凝固速度で一方向凝固材を作成し、偏析傾
向すなわちフレツクル発生傾向に最も敏感なデンドライ
ト間(凝固速度間)の炭素の偏析を調査することによシ
確認した。
度が大型ESR鋼の凝固速度をシュミレートするように
アルミナ台、カーボン発熱体で温度勾配をつけうるよう
になっている。)で、大型ESR鋼塊の凝固速度をシュ
ミレートした凝固速度で一方向凝固材を作成し、偏析傾
向すなわちフレツクル発生傾向に最も敏感なデンドライ
ト間(凝固速度間)の炭素の偏析を調査することによシ
確認した。
確認はX線マイクロアナライザーの線分析で実施した。
第2図にその結果を示す。第2図の上図は基地中の凝固
−次アーム組織の模式図で、下図は該凝固−次アーム組
織のA−A線のX線マイクロアナライザによるC分析グ
ラフである。この−次アーム組織間の偏析(Cの濃化)
の程度で7レツクル発生傾向が判断される。
−次アーム組織の模式図で、下図は該凝固−次アーム組
織のA−A線のX線マイクロアナライザによるC分析グ
ラフである。この−次アーム組織間の偏析(Cの濃化)
の程度で7レツクル発生傾向が判断される。
すなわち、本発明材及びTiO,8%と低い比較材A7
はほとんど偏析がないのに対して比較材7168の炭素
の偏析は大きいことが判る。
はほとんど偏析がないのに対して比較材7168の炭素
の偏析は大きいことが判る。
すなわち、本発明材及び比較材Δ67はフレツクル発生
傾向が非常に小さく、比較材/168はフレツクル発生
傾向が大きいことが分かる。又、この場合T1 は母
地の3〜4倍偏析部に偏析しており、T1 が少ない
程フレツクル域のチタンの濃度は低下するわけで、凝固
時に形成されるTiCは少なくなシフレツクルの悪影響
は減少する。
傾向が非常に小さく、比較材/168はフレツクル発生
傾向が大きいことが分かる。又、この場合T1 は母
地の3〜4倍偏析部に偏析しており、T1 が少ない
程フレツクル域のチタンの濃度は低下するわけで、凝固
時に形成されるTiCは少なくなシフレツクルの悪影響
は減少する。
一方、フレツクルは偏析現象でちゃ、液相と固相の温度
差が小さい程、偏析の程度は緩和され、フレツクルの発
生傾向は低下する。
差が小さい程、偏析の程度は緩和され、フレツクルの発
生傾向は低下する。
このため本発明材AI 、A5及び慮6と比較材/46
7と朧8の液相と固相の温度差を測定した。
7と朧8の液相と固相の温度差を測定した。
その結果を第3表に示す。
第3表 示差熱分析による液相と固相温度差の測定
この結果N1 が35チ以上になると、Ni が2
5チと低い比較材/768 、A69に対して液相と固
相の温度差が小さくなっている。この傾向はN1 が
高くなる程強くなっている。つまりN1130%以上と
した本発明材は偏析傾向が少なくフレツクル防止の点で
優れていることが分かる。
この結果N1 が35チ以上になると、Ni が2
5チと低い比較材/768 、A69に対して液相と固
相の温度差が小さくなっている。この傾向はN1 が
高くなる程強くなっている。つまりN1130%以上と
した本発明材は偏析傾向が少なくフレツクル防止の点で
優れていることが分かる。
〔実施例2〕
第2表に示す本発明材及び比較材について真空溶解炉で
100に9溶解し、180φ×590ムmの鋼塊を製作
した。
100に9溶解し、180φ×590ムmの鋼塊を製作
した。
その後1150℃に加熱し1.65鍛伸→3AU据込み
→2S鍛伸→3An据込み→110tX160w板典8
0tX16Ow板に鍛造した。
→2S鍛伸→3An据込み→110tX160w板典8
0tX16Ow板に鍛造した。
この鍛造は大型ロータの鍛造をシミュレートしたもので
あり、この:仮より切υ出した試11倹片にロータ中心
部に相当する熱処理、すなわち、溶体化温度二1010
℃X 15 hr冷却速度:直径950φロ一タ中心部
水冷のシミュレート 時効: 740℃x 20 hr−+650℃X 20
hr炉冷を施こした。
あり、この:仮より切υ出した試11倹片にロータ中心
部に相当する熱処理、すなわち、溶体化温度二1010
℃X 15 hr冷却速度:直径950φロ一タ中心部
水冷のシミュレート 時効: 740℃x 20 hr−+650℃X 20
hr炉冷を施こした。
第4表に各村の0.2%i討力、引張強さ、伸び、絞り
及び衝」を値を示す。
及び衝」を値を示す。
この結果よシT1 量が増すと、α2%耐力、引張強さ
が増加することが分かる。これはIJi3(TI 、
)t )による時効硬化による。この結果、T1 が
0.8チである。比較材/167は、α2耐力、引張強
さが低く、大型蒸気タービンロータとしては好ましくな
い。
が増加することが分かる。これはIJi3(TI 、
)t )による時効硬化による。この結果、T1 が
0.8チである。比較材/167は、α2耐力、引張強
さが低く、大型蒸気タービンロータとしては好ましくな
い。
これに対して本発明材及びT1の高い比較材7168は
蒸気タービンロータとして十分な強度、延性を示してい
る。
蒸気タービンロータとして十分な強度、延性を示してい
る。
又、Wを添加した本発明材Δ64は、Tiが同レベルで
ある本発明材A2よ90.2%耐力、引張強さが増して
おり、Wの効果は明らかである。
ある本発明材A2よ90.2%耐力、引張強さが増して
おり、Wの効果は明らかである。
なお、Wの添加によシ強度は上昇しているが、延性靭性
は他の発明材と同等であり良好な値を有している。
は他の発明材と同等であり良好な値を有している。
第5表に各村のクリープ破断強度金示す。
650℃X 103hr クリープ破断強度は、73
0℃のクリープ破断試訣;涜果よシ推定した値である。
0℃のクリープ破断試訣;涜果よシ推定した値である。
第5表 実施例のクリープ破断強度
本発明材洗1〜洗6は、Ti の高い比較材況8よシ
はクリープ破断強度は低くなっているが、650℃X
103hrクリ一プ破断強度は、主蒸気温度が650℃
である高温蒸気タービン用ロータとしては十分な強度を
有している。
はクリープ破断強度は低くなっているが、650℃X
103hrクリ一プ破断強度は、主蒸気温度が650℃
である高温蒸気タービン用ロータとしては十分な強度を
有している。
しかしながら、Ti が0.8%と低い比較材腐7は
650℃X 103hrクリ一プ破断強度は低く高温蒸
気タービンロータとして適していない。
650℃X 103hrクリ一プ破断強度は低く高温蒸
気タービンロータとして適していない。
又、本発明材のガロ4と比較材、467と比較した場合
、Ni が高い本発明材層4が650℃×103hr
クリープ破断強度が優れている。
、Ni が高い本発明材層4が650℃×103hr
クリープ破断強度が優れている。
すなわち、本発明材は従来材のグレード660材に比し
てTi tl−低下したことによるクリープ破断強度
の低下、Ni の増量で最少限に抑えた点に特徴を有
している。
てTi tl−低下したことによるクリープ破断強度
の低下、Ni の増量で最少限に抑えた点に特徴を有
している。
又、本発明材/l64(z2%w添加材)のクリープ破
断強度は同程度のT1 を含有する本発明材/#62
よりも高く、Wによる明らかな強度上昇が認められた。
断強度は同程度のT1 を含有する本発明材/#62
よりも高く、Wによる明らかな強度上昇が認められた。
一方、高温蒸気タービンロータにおいて、クリープ延性
が極端に低い場合翼溝等の応力集中部より、亀裂が発生
する可能性が大きくなってくる。
が極端に低い場合翼溝等の応力集中部より、亀裂が発生
する可能性が大きくなってくる。
そこで本発明材腐1及び/162と比較材/V、8の6
50℃、35ゆろ♂のクリープ破断試験結果を第6表に
示す。
50℃、35ゆろ♂のクリープ破断試験結果を第6表に
示す。
第6表 実施例のクリープ破断試験結果本発明材A
I 、A62のクリープ破断伸びが高くなってお夛高温
蒸気タービンロータとして使用できるが比較材A68は
やや伸びが低目になっておシ、高温蒸気タービンロータ
としては好ましくない傾向にある。
I 、A62のクリープ破断伸びが高くなってお夛高温
蒸気タービンロータとして使用できるが比較材A68は
やや伸びが低目になっておシ、高温蒸気タービンロータ
としては好ましくない傾向にある。
以上の具体例から分かるように、本発明材は大型ロータ
として製造した場合もフレックルの発生傾向が少なく、
又65(ICxlO’ クリープ破断強度も高温蒸気
タービンロータとして十分な強度を有している。
として製造した場合もフレックルの発生傾向が少なく、
又65(ICxlO’ クリープ破断強度も高温蒸気
タービンロータとして十分な強度を有している。
又、クリープ破断延性も優れておシ、高温蒸気タービン
ロータとして十分使用に耐える材料である。
ロータとして十分使用に耐える材料である。
第1図は、フレツクルの説明模式図、第2図は本発明の
効果を示すための凝固−次アーム組織間のX線マイクロ
アナライザによるC分析グラフである。 復代理人 内 1) 明 復代理人 萩 原 亮 − 復代理人 安 西 篤 夫
効果を示すための凝固−次アーム組織間のX線マイクロ
アナライザによるC分析グラフである。 復代理人 内 1) 明 復代理人 萩 原 亮 − 復代理人 安 西 篤 夫
Claims (2)
- (1)化学成分が、重量パーセントで、炭素0.03%
以下、シリコン0.5%以下、マンガン1%以下、クロ
ム10〜20%、ニッケル30〜40%、モリブデン1
〜3%、チタン1〜1.8%、アルミニウム0.06〜
0.3%、ボロン0.01%以下、バナジューム0.3
%以下、残部鉄および不純物よりなる鉄基合金で構成さ
れて、母地組織の主体がオーステナイトであることを特
徴とする高温蒸気タービンロータ。 - (2)化学成分が重量パーセントで炭素0.03%以下
、シリコン0.5%以下、マンガン1%以下、クロム1
0〜20%、ニッケル30〜40%、モリブデン1〜3
%、チタン1〜1.8%、アルミニウム0.06〜0.
3%、ボロン0.01%以下バナジューム0.3%以下
、タングステン3%以下、残部鉄および不純物よりなる
鉄基合金で構成されて母地組織の主体がオーステナイト
であることを特徴とする高温蒸気タービンロータ。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24211786A JPS6396251A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 高温蒸気タ−ビン用耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24211786A JPS6396251A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 高温蒸気タ−ビン用耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6396251A true JPS6396251A (ja) | 1988-04-27 |
Family
ID=17084550
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24211786A Pending JPS6396251A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 高温蒸気タ−ビン用耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6396251A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014043621A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | オーステナイト系耐熱鋼 |
CN114574757A (zh) * | 2022-02-17 | 2022-06-03 | 天津水泥工业设计研究院有限公司 | 一种对辊机用的高温辊圈材料及其制备方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6199659A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Hitachi Ltd | 蒸気タ−ビン動翼 |
JPS61163238A (ja) * | 1985-01-16 | 1986-07-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | タ−ビン用耐熱耐食合金 |
-
1986
- 1986-10-14 JP JP24211786A patent/JPS6396251A/ja active Pending
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6199659A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Hitachi Ltd | 蒸気タ−ビン動翼 |
JPS61163238A (ja) * | 1985-01-16 | 1986-07-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | タ−ビン用耐熱耐食合金 |
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CN114574757A (zh) * | 2022-02-17 | 2022-06-03 | 天津水泥工业设计研究院有限公司 | 一种对辊机用的高温辊圈材料及其制备方法 |
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