JP3581458B2

JP3581458B2 - High temperature steam turbine rotor material

Info

Publication number: JP3581458B2
Application number: JP26395495A
Authority: JP
Inventors: 政智鎌田; 明次藤田
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1995-10-12
Filing date: 1995-10-12
Publication date: 2004-10-27
Anticipated expiration: 2015-10-12
Also published as: JPH09105305A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高温用蒸気タービンロータ材に関し、特に火力発電用蒸気タービンロータ材として有利に適用しうる同材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
火力発電用蒸気タービンプラントに用いられる高温用ロータ材としては、ＣｒＭｏＶ鋼や１２Ｃｒ鋼があげられる。このうち、ＣｒＭｏＶ鋼は高温強度の限界から５６６℃までの蒸気温度のプラントに制限される。一方、１２Ｃｒ鋼製のロータ材（例えば特開昭６０−１６５３５９号、特開昭６２−１０３３４５号各公報など）は高温強度がＣｒＭｏＶ鋼よりも優れているため、最高６００℃程度の蒸気温度のプラントに適用することも可能であるが、これを越える温度に対しては高温強度が不足することから蒸気タービンロータとしての適用は困難である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は１２Ｃｒ系鋼の材料で６００℃以上の蒸気条件で適用できる高温強度の優れた高温用蒸気タービンロータ材を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下に示す優れた高温用蒸気タービンロータ材を発明した。すなわち、本発明の高温用蒸気タービンロータ材は以下の（１）〜（３）の構成を有するものである。
【０００５】
（１）重量比で炭素：０．１〜０．１８％、シリコン：０．００５〜０．１％、マンガン：０．０１〜１％、クロム：８〜１１％、バナジウム：０．１〜０．２５％、ニオブ及び／又はタンタルの合計：０．０１〜０．１％、窒素：０．０１〜０．１％、モリブデン：１．３〜１．９％及び不可避的不純物及び鉄からなる鉄基合金であって、組織中にδフェライトを含まずマルテンサイトのマトリックスが形成されていることを特徴とする高温用蒸気タービンロータ材。
【０００６】
（２）重量比で炭素：０．０８〜０．１６％、シリコン：０．００５〜０．１％、マンガン：０．０１〜１％、クロム：８〜１１％、バナジウム：０．１〜０．２５％、ニオブ及び／又はタンタルの合計：０．０１〜０．１％、窒素：０．０１〜０．１％、モリブデン：０．１〜０．５％、タングステン：０．９〜３％を含有し、かつモリブデン及びタングステンの含有量〔Ｍｏ〕，〔Ｗ〕が０．７５≦〔Ｍｏ〕＋１／２〔Ｗ〕および３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕をそれぞれ満足し、かつ不可避的不純物及び鉄からなる鉄基合金であって、組織中にδフェライトを含まずマルテンサイトのマトリックスが形成されていることを特徴とする高温用蒸気タービンロータ材。
【０００７】
（３）鉄の一部をボロンで置換し、重量比でボロン：０．００１〜０．０３％含有していることを特徴とする上記（１）又は（２）記載の高温用蒸気タービンロータ材。
【０００８】
（作用）
本発明者らは１２Ｃｒ系鋼を基本成分として合金元素の厳選を行って高温強度の改善を鋭意行い、優れた高温特性を有する新しい高温用蒸気タービンロータ材を発明した。
従来の１２Ｃｒ鋼系タービンロータ材にはＮｉが０．５％程度は添加されている。Ｎｉは本質的にはクリープ破断強度を低下させる元素であるが、基地組織を制御するうえでδフェライトの抑制に有効であり、かつ靱性も向上させるため、これらの有用な効果を優先した結果の添加である。一方、本発明材ではクリープ破断強度の確保を最優先に考え、不可避的に混入するものを除いてはＮｉを完全に排除し、同時にδフェライトの出現を抑制するためにその他の強化元素をバランスよく添加した点に特徴がある。また、靱性に悪影響を及ぼすＳｉやＭｎの含有量も極力低減し靱性を確保している。
【０００９】
以下、本発明の第１の高温用蒸気タービンロータ材における成分限定理由を述べる。なお以下の説明における％は重量％を意味する。
【００１０】
Ｃ：ＣはＮとともに炭窒化物を形成しクリープ破断強度の向上に寄与する。しかし、本合金系では０．１％未満では十分な効果は得られず、また０．１８％を越えると使用中に炭窒化物が凝集粗大化し、高温長時間強度を劣化させる。このため０．１〜０．１８％とする。望ましい成分範囲は０．１２〜０．１６％である。
【００１１】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸材としての効果がある反面、基地を脆化させる元素である。本発明のロータ材の製造においては真空カーボン脱酸法を適用するので、その添加量は製鋼において必要な最小限度の量にとどめ、成分範囲を０．００５〜０．１％とする。望ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。
【００１２】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸材として作用するとともに鍛造時の熱間割れを防止するのに有用な元素である。また、δフェライトの生成を抑制する作用がある。しかし、Ｍｎを加えると、その量に応じてクリープ破断強度が劣化し、また本質的には鉄鋼の脆化を進める元素でもあるため、本発明ではクリープ破断強度の確保を重視して、添加の最大量を１％とした。また、特に０．１５％以下に抑えるとクリープ破断強度はさらに改善される。このため、必要に応じて０．１５％以下に抑えて添加することが必要である。ただし、０．０１％未満に制御するためには原料鋼の厳選と過度の精錬工程が必要となりコスト高を招くため、最低量を０．０１％に設定している。望ましい成分範囲は０．０１〜０．１５％である。
【００１３】
Ｃｒ：Ｃｒは炭化物を形成しクリープ破断強度の改善に寄与し、かつマトリックス中に溶け込んで耐酸化性を改善するとともにマトリックス自体を強化することでもクリープ破断強度の向上に寄与する。８％未満であるとその効果が十分でなく、また１１％を越える量を添加すると本合金系ではδフェライトを生成しやすくなって強度の低下や靱性の劣化をもたらす。このため、成分範囲を８〜１１％とする。望ましい範囲は９．５〜１０．５％である。
【００１４】
Ｖ：Ｖは炭窒化物となってクリープ破断強度を改善する。０．１％未満では十分な効果が得られない。また、逆に０．２５％を越える量を添加すると、むしろクリープ破断強度は低下してしまう。このため、成分範囲を０．１〜０．２５％とする。
【００１５】
Ｎｂ及び／又はＴａ：Ｎｂ及び／又はＴａは炭窒化物を形成して高温強度の改善に寄与する。また、高温で析出する炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６）を微細にして長時間クリープ破断強度の改善に寄与する。両元素の合計量が０．０１％未満ではその効果はなく、また０．１％を越える量を添加すると、鋼塊製造時に生成したＮｂ及び／又はＴａの炭窒化物が熱処理（溶体化処理）時にマトリックスに十分に固溶できず、使用中に粗大化して長時間のクリープ破断強度を低下させる。そこで成分範囲を０．０１〜０．１％に限定する。
【００１６】
Ｎ：ＮはＣや合金元素とともに炭窒化物を形成して高温強度の改善に寄与する。０．０１％未満では十分な炭窒化物を形成することができないために、クリープ破断強度が十分に得られない。また、０．１％を越える量を添加すると、長時間側で炭窒化物が凝集粗大化して十分なクリープ破断強度を得ることができなくなる。このため、０．０１〜０．１％とする。望ましい量は０．０４〜０．０７％である。
【００１７】
Ｍｏ：Ｍｏはマトリックス中や炭窒化物中に固溶してクリープ破断強度を改善する。添加量が１．３％未満であれば顕著な効果は期待されない。一方、多量に添加すると不安定な析出物が増加するとともにδフェライトの生成を促進するために、添加量の上限を１．９％に制限している。
【００１８】
次に、本発明の第２の高温用蒸気タービンロータ材における成分限定理由を述べる。
【００１９】
Ｃ：ＣはＮとともに炭窒化物を形成しクリープ破断強度の向上に寄与する。しかし、本合金系では０．０８％未満では十分な効果は得られず、また０．１６％を越えると使用中に炭窒化物が凝集粗大化し、高温長時間強度を劣化させる。このため、限定範囲を０．０８〜０．１６％とする。望ましい成分範囲は０．１２〜０．１５％である。
【００２０】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸材としての効果がある反面、基地を脆化させる元素である。本発明のロータ材の製造においては真空カーボン脱酸法を適用するので、その添加量は製鋼において必要な最小限度の量にとどめ、成分範囲を０．００５〜０．１％とする。望ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。
【００２１】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸材として作用するとともに鍛造時の熱間割れを防止するのに有用な元素である。また、δフェライトの生成を抑制する作用がある。しかし、Ｍｎを加えると、その量に応じてクリープ破断強度が劣化し、また本質的には鉄鋼の脆化を進める元素でもあるため、本発明ではクリープ破断強度の確保を重視して、添加の最大量を１％とした。また、特に０．１５％以下に抑えるとクリープ破断強度はさらに改善される。このため、必要に応じて０．１５％以下に抑えて添加することが必要である。ただし、０．０１％未満に制御するためには原料鋼の厳選と過度の精錬工程が必要となりコスト高を招くため、最低量を０．０１％に設定している。望ましい成分範囲は０．０１〜０．１５％である。
【００２２】
Ｃｒ：Ｃｒは炭化物を形成しクリープ破断強度の改善に寄与し、かつマトリックス中に溶け込んで耐酸化性を改善するとともにマトリックス自体を強化することでもクリープ破断強度の向上に寄与する。８％未満であるとその効果が十分でなく、また１１％を越える量を添加すると本合金系ではδフェライトを生成しやすくなって強度の低下や靱性の劣化をもたらす。このため、成分範囲を８〜１１％とする。望ましい範囲は９．５〜１０．５％である。
【００２３】
Ｖ：Ｖは炭窒化物となってクリープ破断強度を改善する。０．１％未満では十分な効果が得られない。また、逆に０．２５％を越える量を添加すると、むしろクリープ破断強度は低下してしまう。このため、成分範囲を０．１〜０．２５％とする。
【００２４】
Ｎｂ及び／又はＴａ：Ｎｂ及び／又はＴａは炭窒化物を形成して高温強度の改善に寄与する。また、高温で析出する炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６）を微細にして長時間クリープ破断強度の改善に寄与する。両元素の合計量が０．０１％未満ではその効果はなく、また０．１％を越える量を添加すると、鋼塊製造時に生成したＮｂ及び／又はＴａの炭窒化物が熱処理（溶体化処理）時にマトリックスに十分に固溶できず、使用中に粗大化して長時間のクリープ破断強度を低下させる。そこで成分範囲を０．０１〜０．１％に限定する。
【００２５】
Ｎ：ＮはＣや合金元素とともに炭窒化物を形成して高温強度の改善に寄与する。０．０１％未満では十分な炭窒化物を形成することができないために、クリープ破断強度が十分に得られない。また、０．１％を越える量を添加すると、長時間側で炭窒化物が凝集粗大化して十分なクリープ破断強度を得ることができなくなる。このため、０．０１〜０．１％とする。望ましい量は０．０４〜０．０７％である。
【００２６】
Ｍｏ及びＷ：Ｍｏ及びＷはマトリックス中や炭窒化物中に固溶してクリープ破断強度を改善する。両元素をともに添加する場合、Ｗの原子量がＭｏの原子量のほぼ２倍であることからＭｏ及びＷの含有量を等価のＭｏ量に置き換えた値（Ｍｏ当量；〔Ｍｏ〕＋１／２〔Ｗ〕）を考慮する必要がある。すなわちＭｏ当量０．７５％未満ではマトリックス中や炭窒化物中に固溶してクリープ破断強度を改善する顕著な効果は現れない。ただし、同一Ｍｏ当量であっても、Ｍｏに比べてＷの量を増やしたほうがクリープ破断強度の向上に有効なことが知られているため、その効果が顕著となるように３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕としている。一方、Ｍｏを０．５％を越える量添加すると不安定な析出物が出現しやすくなり、長時間クリープ破断強度に弊害が現れる。またＷが０．９％未満ではクリープ破断強度の向上が顕著ではなく逆に３％を越えると靱性の低下を招く。さらにＭｏやＷを多量に添加するとδフェライトの生成を促進してしまう。以上の点を総合的に判断して、Ｍｏ添加量を０．１〜０．５％、Ｗ添加量を０．９〜３％とし、かつ０．７５≦〔Ｍｏ〕＋１／２〔Ｗ〕および３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕の式を満足することとした。
【００２７】
続いて、本発明の第３の高温用蒸気タービンロータ材における成分限定理由を述べるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及び／又はＴａ、Ｎについては上記本発明の第１および第２の高温用蒸気タービンロータ材において説明したとおりであるので、以下、ボロンについてのみ説明する。
【００２８】
Ｂ：Ｂは粒界強度を高くする作用がある。このため、クリープ破断強度の改善に寄与する。しかし、多量に添加すると熱間加工性が悪くなるとともに靱性が低下する。したがって、実際に添加量を制御できる最低量の０．００１％を下限値とし、上限値を悪影響が現れない０．０３％とする。望ましい範囲としては０．００５〜０．０２％である。
【００２９】
【実施例】
以下、具体的な実施例に基づいて本発明を説明し、本発明の効果を明らかにする。
【００３０】
（実施例１）
表１には試験に供した本発明の第１の高温用蒸気タービンロータ材の化学成分を示す。試料番号１〜５が本発明材、試料番号６〜８が比較材に相当する。全ての材料は５０ｋｇ真空高周波溶解炉にて溶製し、加熱温度：１２００℃にて鍛造を行った。各種試験に用いた試験材熱処理は胴径１２００φのロータを油冷したときの中心部を模擬した焼入れ処理を行い、次いで焼もどしは０．２％耐力がおよそ７５〜８０ｋｇｆ／ｍｍ^２になるように各材料の焼もどし温度を決めて行った。
【００３１】
【表１】

【００３２】
表２に本発明材及び比較材の機械的性質およびクリープ破断特性を示す。本発明材のシャルピー衝撃値（常温試験）はいずれも９．５ｋｇｆ−ｍ以上の高い値を示しており、Ｎｉを排除しても十分に高い衝撃値を確保できていることがわかる。６００℃で２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の荷重を負荷した場合のクリープ破断時間に着目すると、本発明材は比較材に比べて大幅に破断時間がのびていることがわかる。以上のことは、Ｎｉの排除とその他の元素の適切な成分設計がクリープ破断強度の向上に有効であることを示唆している。
【００３３】
【表２】

【００３４】
本発明の第１の高温用蒸気タービンロータ材は優れた高温強度を有するため、蒸気温度が６００℃を越える超々臨界圧発電プラント用の高温用蒸気タービンロータ材として有用である。本発明により、現在の超々臨界圧発電プラントをさらに高温化し、化石燃料の節約に寄与するとともに二酸化炭素の発生量を低く抑える上で有用なものであると言える。
【００３５】
（実施例２）
表３には試験に供した本発明の第２の高温用蒸気タービンロータ材の化学成分を示す。試料番号９〜１３が本発明材、試料番号１４〜１６が比較材に相当する。全ての材料は実施例１で説明した処理と同じ処理を行った。
【００３６】
【表３】

【００３７】
表４に本発明材及び比較材の機械的性質およびクリープ破断特性を示す。本発明材のシャルピー衝撃値（常温試験）はいずれも９．５ｋｇｆ−ｍ以上の高い値を示しており、Ｎｉを排除しても十分に高い衝撃値を確保できていることがわかる。６００℃で２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の荷重を負荷した場合のクリープ破断時間に着目すると、本発明材は比較材に比べて大幅に破断時間がのびていることがわかる。以上のことは、Ｎｉの排除とその他の元素の適切な成分設計がクリープ破断強度の向上に有効であることを示唆している。
【００３８】
【表４】

【００３９】
以上の事実より、本発明の第２の高温用蒸気タービンロータ材も実施例１と同様な効果を奏することが判る。
【００４０】
（実施例３）
表５には試験に供した本発明の第３の高温用蒸気タービンロータ材の化学成分を示す。全ての材料は実施例１で説明した処理と同じ処理を行った。試料番号１７、１８は実施例１で用いた試料番号３の成分をベースとしてＢを添加した本発明材、試料番号１９は試料番号３の成分をベースにＢを本発明以上に添加した比較材である。また、試料番号２０および２１は実施例２で用いた試料番号１０の成分をベースとしてＢを添加した本発明材、試料番号２２はその試料番号１０の成分をベースにＢを本発明以上に添加した比較材である。
【００４１】
【表５】

【００４２】
表６に本発明材及び比較材の機械的性質およびクリープ破断特性を示す。本発明材のシャルピー衝撃値（常温試験）はいずれも９．５ｋｇｆ−ｍ以上の高い値を示しており、ベース材（試料番号３、１０）と比較しても遜色ない。このことは本発明材における添加範囲内では、Ｂの添加は衝撃値に対して少なくとも悪い影響を及ぼすことはないことを示している。
６００℃で２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の荷重を負荷した場合のクリープ破断時間に着目すると、本発明材はベース材（試料番号３、１０）に比べて破断時間がのびていることがわかる。一方、Ｂ添加量が多い比較材（試料番号１９、２２）では、ベース材に比べて破断時間が短くなっている。以上のことは、本発明の第１および第２に示したタービンロータ材のＦｅの一部を本発明の第３に示した成分範囲のＢに置き換えることで、より一層クリープ破断強度が向上することを示唆している。
【００４３】
【表６】

【００４４】
【発明の効果】
本発明の高温用蒸気タービンロータ材は優れた高温強度を有するため、蒸気温度が６００℃を越える超々臨界圧発電プラント用の高温用蒸気タービンロータ材として有用である。本発明により、現在の超々臨界圧発電プラントをさらに高温化し、化石燃料の節約に寄与するとともに二酸化炭素の発生量を低く抑える上で有用なものであると言える。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-temperature steam turbine rotor material, and more particularly to a high-temperature steam turbine rotor material that can be advantageously used as a thermal power generation steam turbine rotor material.
[0002]
[Prior art]
High-temperature rotor materials used in steam turbine plants for thermal power generation include CrMoV steel and 12Cr steel. Of these, CrMoV steel is limited to plants with steam temperatures up to 566 ° C. due to high temperature strength limitations. On the other hand, a rotor material made of 12Cr steel (for example, JP-A-60-165359 and JP-A-62-103345) has a high temperature strength superior to that of CrMoV steel. Although it can be applied to a plant, it is difficult to apply it as a steam turbine rotor because the high-temperature strength is insufficient for temperatures exceeding this.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
Accordingly, the present invention is to provide a high-temperature steam turbine rotor material having excellent high-temperature strength and applicable to steam conditions of 600 ° C. or higher using a 12Cr-based steel material.
[0004]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies, the present inventors have invented the following excellent high-temperature steam turbine rotor materials. That is, the high-temperature steam turbine rotor material of the present invention has the following configurations (1) to (3).
[0005]
(1) By weight: carbon: 0.1 to 0.18%, silicon: 0.005 to 0.1%, manganese: 0.01 to 1%, chromium: 8 to 11%, vanadium: 0.1 to 0.25%, total of niobium and / or tantalum: 0.01 to 0.1%, nitrogen: 0.01 to 0.1%, molybdenum: 1.3 to 1.9%, and unavoidable impurities and iron 1. A high-temperature steam turbine rotor material comprising an iron-based alloy comprising a matrix of martensite without δ ferrite in its structure.
[0006]
(2) Carbon: 0.08-0.16%, silicon: 0.005-0.1%, manganese: 0.01-1%, chromium: 8-11%, vanadium: 0.1-by weight ratio 0.25%, total of niobium and / or tantalum: 0.01-0.1%, nitrogen: 0.01-0.1%, molybdenum: 0.1-0.5%, tungsten: 0.9- 3%, and the contents [Mo] and [W] of molybdenum and tungsten satisfy 0.75 ≦ [Mo] +1/2 [W] and 3 ≦ [W] / [Mo], respectively. A high-temperature steam turbine rotor material comprising an iron-based alloy comprising unavoidable impurities and iron, wherein a martensite matrix is formed without δ ferrite in the structure.
[0007]
(3) The high-temperature steam turbine rotor according to the above (1) or (2), wherein a part of iron is replaced by boron and the content of boron is 0.001 to 0.03% by weight. Wood.
[0008]
(Action)
The inventors of the present invention have carefully selected alloying elements based on 12Cr-based steel as a basic component and have intensively improved high-temperature strength, and have invented a new high-temperature steam turbine rotor material having excellent high-temperature characteristics.
About 0.5% of Ni is added to the conventional 12Cr steel turbine rotor material. Ni is essentially an element that lowers the creep rupture strength, but is effective in suppressing the δ ferrite in controlling the matrix structure, and also improves the toughness. Addition. On the other hand, in the material of the present invention, securing the creep rupture strength is given top priority, and Ni is completely eliminated except for those that are unavoidably mixed, while at the same time balancing other strengthening elements to suppress the appearance of δ ferrite. The feature is that it is well added. In addition, the contents of Si and Mn that adversely affect toughness are reduced as much as possible to secure toughness.
[0009]
Hereinafter, the reasons for limiting the components in the first high-temperature steam turbine rotor material of the present invention will be described. In the following description,% means% by weight.
[0010]
C: C forms a carbonitride together with N and contributes to improvement in creep rupture strength. However, in the present alloy system, if the content is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. If the content exceeds 0.18%, carbonitrides are agglomerated during use and the high-temperature long-time strength is deteriorated. Therefore, the content is set to 0.1 to 0.18%. A desirable component range is 0.12 to 0.16%.
[0011]
Si: Si has an effect as a deoxidizing material, but is an element that makes the matrix brittle. Since the vacuum carbon deoxidation method is applied in the production of the rotor material of the present invention, the amount of addition is limited to the minimum necessary for steelmaking, and the component range is 0.005 to 0.1%. A desirable range is 0.005 to 0.05%.
[0012]
Mn: Mn is an element that functions as a deoxidizing material and is useful for preventing hot cracking during forging. Further, it has an effect of suppressing the formation of δ ferrite. However, when Mn is added, the creep rupture strength deteriorates in accordance with the amount thereof, and is also an element that essentially promotes embrittlement of steel. The maximum amount was 1%. In addition, creep rupture strength is further improved when the content is particularly suppressed to 0.15% or less. For this reason, it is necessary to suppress the addition to 0.15% or less as necessary. However, in order to control the content to be less than 0.01%, it is necessary to carefully select the raw material steel and excessive refining steps, resulting in high cost. Therefore, the minimum amount is set to 0.01%. A desirable component range is 0.01 to 0.15%.
[0013]
Cr: Cr forms carbides and contributes to the improvement of the creep rupture strength, and also dissolves in the matrix to improve the oxidation resistance and also contributes to the improvement of the creep rupture strength by strengthening the matrix itself. If the amount is less than 8%, the effect is not sufficient. If the amount exceeds 11%, δ ferrite is easily generated in the present alloy system, resulting in a decrease in strength and a deterioration in toughness. Therefore, the component range is set to 8 to 11%. A desirable range is 9.5 to 10.5%.
[0014]
V: V becomes a carbonitride and improves the creep rupture strength. If it is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. Conversely, if the amount exceeds 0.25%, the creep rupture strength is rather lowered. For this reason, the component range is set to 0.1 to 0.25%.
[0015]
Nb and / or Ta: Nb and / or Ta forms a carbonitride and contributes to improvement in high-temperature strength. Further, the carbide (M ₂₃ C ₆ ) precipitated at a high temperature is made fine, which contributes to improvement in long-time creep rupture strength. If the total amount of both elements is less than 0.01%, the effect is not obtained, and if the amount exceeds 0.1%, the Nb and / or Ta carbonitride produced during the production of the steel ingot is subjected to heat treatment (solution treatment). ) In some cases, the solid solution cannot be sufficiently dissolved in the matrix and becomes coarse during use, and the long-term creep rupture strength is reduced. Therefore, the component range is limited to 0.01 to 0.1%.
[0016]
N: N forms carbonitrides together with C and alloy elements and contributes to improvement in high-temperature strength. If it is less than 0.01%, a sufficient carbonitride cannot be formed, so that sufficient creep rupture strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount exceeds 0.1%, the carbonitride becomes coarse and coarse on the long-time side, so that sufficient creep rupture strength cannot be obtained. Therefore, the content is set to 0.01 to 0.1%. Desirable amounts are between 0.04 and 0.07%.
[0017]
Mo: Mo improves the creep rupture strength by forming a solid solution in the matrix or carbonitride. If the amount is less than 1.3%, no remarkable effect is expected. On the other hand, if a large amount is added, unstable precipitates increase and the formation of δ ferrite is promoted, so the upper limit of the amount added is limited to 1.9%.
[0018]
Next, the reasons for limiting the components in the second high-temperature steam turbine rotor material of the present invention will be described.
[0019]
C: C forms a carbonitride together with N and contributes to improvement in creep rupture strength. However, in the present alloy system, if the content is less than 0.08%, a sufficient effect cannot be obtained. If the content exceeds 0.16%, carbonitrides are agglomerated during use, and the high-temperature long-time strength is deteriorated. Therefore, the limited range is set to 0.08 to 0.16%. A desirable component range is 0.12 to 0.15%.
[0020]
Si: Si has an effect as a deoxidizing material, but is an element that makes the matrix brittle. Since the vacuum carbon deoxidation method is applied in the production of the rotor material of the present invention, the amount of addition is limited to the minimum necessary for steelmaking, and the component range is 0.005 to 0.1%. A desirable range is 0.005 to 0.05%.
[0021]
Mn: Mn is an element that functions as a deoxidizing material and is useful for preventing hot cracking during forging. Further, it has an effect of suppressing the formation of δ ferrite. However, when Mn is added, the creep rupture strength deteriorates in accordance with the amount thereof, and is also an element that essentially promotes embrittlement of steel. The maximum amount was 1%. In addition, creep rupture strength is further improved when the content is particularly suppressed to 0.15% or less. For this reason, it is necessary to suppress the addition to 0.15% or less as necessary. However, in order to control the content to be less than 0.01%, it is necessary to carefully select the raw material steel and excessive refining steps, resulting in high cost. Therefore, the minimum amount is set to 0.01%. A desirable component range is 0.01 to 0.15%.
[0022]
Cr: Cr forms carbides and contributes to the improvement of the creep rupture strength, and also dissolves in the matrix to improve the oxidation resistance and also contributes to the improvement of the creep rupture strength by strengthening the matrix itself. If the amount is less than 8%, the effect is not sufficient. If the amount exceeds 11%, δ ferrite is easily generated in the present alloy system, resulting in a decrease in strength and a deterioration in toughness. Therefore, the component range is set to 8 to 11%. A desirable range is 9.5 to 10.5%.
[0023]
V: V becomes a carbonitride and improves the creep rupture strength. If it is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. Conversely, if the amount exceeds 0.25%, the creep rupture strength is rather lowered. For this reason, the component range is set to 0.1 to 0.25%.
[0024]
Nb and / or Ta: Nb and / or Ta forms a carbonitride and contributes to improvement in high-temperature strength. Further, the carbide (M ₂₃ C ₆ ) precipitated at a high temperature is made fine, which contributes to improvement in long-time creep rupture strength. If the total amount of both elements is less than 0.01%, the effect is not obtained, and if the amount exceeds 0.1%, the Nb and / or Ta carbonitride produced during the production of the steel ingot is subjected to heat treatment (solution treatment). ) In some cases, the solid solution cannot be sufficiently dissolved in the matrix and becomes coarse during use, and the long-term creep rupture strength is reduced. Therefore, the component range is limited to 0.01 to 0.1%.
[0025]
N: N forms carbonitrides together with C and alloy elements and contributes to improvement in high-temperature strength. If it is less than 0.01%, a sufficient carbonitride cannot be formed, so that sufficient creep rupture strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount exceeds 0.1%, the carbonitride becomes coarse and coarse on the long-time side, so that sufficient creep rupture strength cannot be obtained. Therefore, the content is set to 0.01 to 0.1%. Desirable amounts are between 0.04 and 0.07%.
[0026]
Mo and W: Mo and W improve the creep rupture strength by forming a solid solution in a matrix or a carbonitride. When both elements are added together, the atomic weight of W is almost twice as large as the atomic weight of Mo, and the content of Mo and W is replaced with an equivalent Mo amount (Mo equivalent; [Mo] +1/2 [ W]) must be considered. That is, if the Mo equivalent is less than 0.75%, a remarkable effect of improving the creep rupture strength by forming a solid solution in the matrix or carbonitride does not appear. However, even with the same Mo equivalent, it is known that increasing the amount of W is more effective for improving the creep rupture strength than Mo, so that 3 ≦ [W] so that the effect is remarkable. / [Mo]. On the other hand, when Mo is added in an amount exceeding 0.5%, unstable precipitates are likely to appear, and a long-term creep rupture strength is adversely affected. If W is less than 0.9%, the improvement in creep rupture strength is not remarkable. Conversely, if W exceeds 3%, toughness is reduced. Further, when Mo or W is added in a large amount, the formation of δ ferrite is promoted. Judging comprehensively from the above points, the amount of Mo added was 0.1 to 0.5%, the amount of W added was 0.9 to 3%, and 0.75 ≦ [Mo] +1/2 [W ] And 3 ≦ [W] / [Mo].
[0027]
Next, the reasons for limiting the components of the third high-temperature steam turbine rotor material of the present invention will be described. C, Si, Mn, Cr, Mo, W, V, Nb and / or Ta, N As described in the first and second high-temperature steam turbine rotor materials, only boron will be described below.
[0028]
B: B has the effect of increasing the grain boundary strength. This contributes to improvement in creep rupture strength. However, when added in a large amount, hot workability deteriorates and toughness decreases. Therefore, the lower limit is set to 0.001%, which is the minimum amount at which the addition amount can be actually controlled, and the upper limit is set to 0.03%, at which no adverse effect appears. A desirable range is 0.005 to 0.02%.
[0029]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described based on specific examples to clarify the effects of the present invention.
[0030]
(Example 1)
Table 1 shows the chemical components of the first high-temperature steam turbine rotor material of the present invention subjected to the test. Sample numbers 1 to 5 correspond to the material of the present invention, and sample numbers 6 to 8 correspond to comparative materials. All materials were melted in a 50 kg vacuum high frequency melting furnace and forged at a heating temperature of 1200 ° C. The heat treatment of the test materials used in the various tests is performed by simulating the quenching process at the center when the rotor having a body diameter of 1200φ is oil-cooled, and then the tempering is performed so that the 0.2% proof stress becomes approximately 75 to 80 kgf / mm ^2. Then, the tempering temperature of each material was determined.
[0031]
[Table 1]

[0032]
Table 2 shows the mechanical properties and creep rupture characteristics of the material of the present invention and the comparative material. The Charpy impact value (normal temperature test) of the material of the present invention shows a high value of 9.5 kgf-m or more, and it can be seen that a sufficiently high impact value can be secured even if Ni is excluded. Focusing on the creep rupture time when a load of 20 kgf / mm ² is applied at 600 ° C., it can be seen that the material of the present invention has a significantly longer rupture time than the comparative material. The above suggests that the elimination of Ni and appropriate component design of other elements are effective in improving creep rupture strength.
[0033]
[Table 2]

[0034]
Since the first high-temperature steam turbine rotor material of the present invention has excellent high-temperature strength, it is useful as a high-temperature steam turbine rotor material for an ultra-supercritical power plant having a steam temperature exceeding 600 ° C. According to the present invention, it can be said that the present ultra-supercritical power plant is useful for further raising the temperature, contributing to the saving of fossil fuels, and suppressing the generation amount of carbon dioxide to a low level.
[0035]
(Example 2)
Table 3 shows the chemical composition of the second high-temperature steam turbine rotor material of the present invention subjected to the test. Sample Nos. 9 to 13 correspond to the material of the present invention, and Sample Nos. 14 to 16 correspond to the comparative material. All materials were subjected to the same processing as described in Example 1.
[0036]
[Table 3]

[0037]
Table 4 shows the mechanical properties and creep rupture characteristics of the material of the present invention and the comparative material. The Charpy impact value (normal temperature test) of the material of the present invention shows a high value of 9.5 kgf-m or more, and it can be seen that a sufficiently high impact value can be secured even if Ni is excluded. Focusing on the creep rupture time when a load of 20 kgf / mm ² is applied at 600 ° C., it can be seen that the material of the present invention has a significantly longer rupture time than the comparative material. The above suggests that the elimination of Ni and appropriate component design of other elements are effective in improving creep rupture strength.
[0038]
[Table 4]

[0039]
From the above facts, it is understood that the second high-temperature steam turbine rotor material of the present invention also has the same effect as that of the first embodiment.
[0040]
(Example 3)
Table 5 shows the chemical composition of the third high-temperature steam turbine rotor material of the present invention subjected to the test. All materials were subjected to the same processing as described in Example 1. Sample Nos. 17 and 18 are materials of the present invention obtained by adding B based on the component of Sample No. 3 used in Example 1, and Sample No. 19 is a comparative material obtained by adding B to the base of the component of Sample No. 3 more than the present invention. It is. In addition, Sample Nos. 20 and 21 are materials of the present invention in which B is added based on the component of Sample No. 10 used in Example 2, and Sample No. 22 is B based on the component of Sample No. 10 being added more than the present invention. This is a comparative material.
[0041]
[Table 5]

[0042]
Table 6 shows the mechanical properties and creep rupture characteristics of the material of the present invention and the comparative material. The Charpy impact value (normal temperature test) of the material of the present invention shows a high value of 9.5 kgf-m or more, which is comparable to the base material (sample Nos. 3 and 10). This indicates that the addition of B has at least no adverse effect on the impact value within the addition range of the material of the present invention.
Focusing on the creep rupture time when a load of 20 kgf / mm ² is applied at 600 ° C., it can be seen that the material of the present invention has a longer rupture time than the base material (sample Nos. 3 and 10). On the other hand, in the comparative materials (Sample Nos. 19 and 22) in which the amount of B added is large, the breaking time is shorter than that of the base material. As described above, the creep rupture strength is further improved by replacing a part of Fe of the turbine rotor material shown in the first and second embodiments of the present invention with B in the component range shown in the third embodiment of the present invention. Suggest that.
[0043]
[Table 6]

[0044]
【The invention's effect】
Since the high-temperature steam turbine rotor material of the present invention has excellent high-temperature strength, it is useful as a high-temperature steam turbine rotor material for an ultra-supercritical power plant in which the steam temperature exceeds 600 ° C. According to the present invention, it can be said that the present ultra-supercritical power generation plant is useful for further increasing the temperature, contributing to the saving of fossil fuels, and suppressing the generation amount of carbon dioxide.

Claims

By weight, carbon: 0.1-0.18%, silicon: 0.005-0.1%, manganese: 0.01-1%, chromium: 8-11%, vanadium: 0.1-0.25. %, Total of niobium and / or tantalum: 0.01 to 0.1%, nitrogen: 0.01 to 0.1%, molybdenum: 1.3 to 1.9%, and an iron base consisting of unavoidable impurities and iron A high-temperature steam turbine rotor material, which is an alloy, wherein a martensite matrix is formed without δ ferrite in the structure.

By weight, carbon: 0.08 to 0.16%, silicon: 0.005 to 0.1%, manganese: 0.01 to 1%, chromium: 8 to 11%, vanadium: 0.1 to 0.25. %, Total of niobium and / or tantalum: 0.01 to 0.1%, nitrogen: 0.01 to 0.1%, molybdenum: 0.1 to 0.5%, tungsten: 0.9 to 3%. Molybdenum and tungsten content [Mo] and [W] satisfy 0.75 ≦ [Mo] + １／ [W] and 3 ≦ [W] / [Mo], respectively, and are unavoidable. A high-temperature steam turbine rotor material comprising an iron-based alloy comprising impurities and iron, wherein a matrix of martensite is formed without δ ferrite in the structure.

3. The high-temperature steam turbine rotor material according to claim 1, wherein a part of iron is replaced with boron, and the iron content is 0.001 to 0.03% by weight.