JP4542491B2 - 高強度耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた用途 - Google Patents

Description

本発明は、６２０℃以上における高いクリープ破断強度と良好な溶接性を有し、主蒸気温度及び圧力がそれぞれ６２０℃以上、２５ＭＰＡ以上の超々臨界圧タービンの高圧及び中圧内部ケーシング並びに主蒸気止め弁及び加減弁ケーシングに好適な新規な耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた蒸気タービン用ケーシング、主蒸気止め弁及び蒸気加減弁並びに蒸気タービン発電プラントに関する。

従来の蒸気温度６００℃以下の蒸気タービンでは、ケーシング材料としてＣｒＭｏＶ低合金鋳鋼や、１１ＣｒＭｏＶＮｂ鋳鋼が用いられている。しかし、石油、石炭などの化石燃料の枯渇及び省エネルギの観点から、蒸気タービンの発電効率の向上が望まれ、発電効率を向上させるには蒸気温度及び圧力を上げるのが最も有効な手段であることから、火力発電設備は蒸気温度の高温化が進められている。これらの高効率タービン用材料としては、現用ケーシング材では強度不足で、これよりも高強度の材料が必要である。

蒸気温度６２０℃以上の高温蒸気タービンケーシングとしては高温強度が不足である。特許文献１には９％ＣＲ鋼からなるケーシングが開示されているが、高温強度にばらつきを示した。従来の蒸気タービンは蒸気温度６００℃、蒸気圧力２５ＭＰａであった。ロータ材として１Ｃｒ−１Ｍｏ−１／４Ｖフェライト系低合金鍛鋼や、１１Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鍛鋼、ケーシング材として１Ｃｒ−１Ｍｏ−１／４Ｖフェライト系低合金鋳鋼や１１Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋳鋼が知られ、特にこれらの材料として高温強度のより高い材料として特許文献２に示されているオーステナイト系合金、特許文献３、４、５に示されているマルテンサイト鋼が知られている。

特開平７−１１８８１２号広報 特開昭６２−１８００４４号公報 特開平２−２９０９５０号公報 特開平４−３７１５５１号公報 特開平９−５９７４７号公報

前述の従来ケーシング材料よりも高温強度の高い材料としては、特許文献５に示されているマルテンサイト系鋳鋼が知られている。しかし、蒸気温度６２０℃の蒸気タービンケーシングとして使用するには強度が不十分であり、肉厚を厚くしなければならないためにタービンの起動停止時に大きな熱応力を発生する問題が有った。
上述した公報にはロータ材及びケーシング材等が開示されているが、前述の如くより高温化に伴う蒸気タービン及び火力発電プラントシステムについては全く考慮されていない。

本発明の目的は、６２０℃以上でのクリープ破断強度と靭性が高く、かつ溶接性の良好な高強度耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた蒸気タービンケーシング、主蒸気止め弁、蒸気加減弁とそれらの製造方法並びに蒸気タービンと蒸気タービン発電プラントを提供することにある。

本発明は、質量で、Ｃ０．１０〜０．１６％、Ｓｉ０．１〜０.６％、Ｍｎ０．３〜０.８％、Ｃｒ９.５〜１１.５％、Ｎｉ０．１２〜０.８％、Ｍｏ０.２〜０．７％、Ｗ１．９〜３．０％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒの１種以上の合計量が０．０１〜０．１５％、Ｃｏ０．２〜１.５％、Ｎ０．０１〜０．０８％及びＢ０．０００５〜０．０１％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする高強度耐熱鋳鋼とそれを用いた蒸気タービンケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁にある。

本発明は、質量で、Ａｌ０．０００５〜０．０４％及びＯ０．０２％以下であること、［Ｗ／(Ｍｏ+０．５Ｗ)］及び（Ｃｏ／Ｗ）の関係で表される直交座標おいて、座標点Ａ（１．１、０．９０）、座標点Ｂ（１．５、０．５５）及び座標点Ｃ（１．８、０．５５）の各点を直線で結んで得られる値以下の［Ｗ／(Ｍｏ+０．５Ｗ)］及び（Ｃｏ／Ｗ）を有することが好ましい。

又、本発明は、質量で、Ｒｅ １．５％以下、Ｎｄ０．５％以下及びＳｒ１．０％以下の少なくとも１種を含有させることが好ましい。

更に、本発明は、６２０℃、１０^５ｈ時間クリープ破断強度が９８ＭＰＡ以上、室温の衝撃吸収エネルギが２９．４Ｊ以上を有し、溶接性が良好なものとする。より高い信頼性を確保するには、６２０℃、１０^５ｈクリープ破断強度を１０８ＭＰＡ以上、室温衝撃吸収エネルギを３１．４Ｊ以上であることが好ましい。

本発明の高強度耐熱鋳鋼の製造法は、上記各耐熱鋳鋼の組成とする原料を電気炉で溶解し、真空取鍋精錬による脱ガス処理後、砂型鋳型に鋳込み成形することを特徴とする。そして鋳込み成形後の鋳鋼を、１０００〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１１００℃に加熱し急冷する焼準熱処理を行い、次いで５５０〜７５０℃及び６７０℃〜７７０℃で順次２回焼戻熱処理を行うものである。

本発明に係る高強度耐熱鋳鋼とそれを用いた蒸気タービンケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁は、上記の組成を有し、上記製造法により製造され、本発明の蒸気タービン発電プラントは、この蒸気タービンケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁より構成されたことを特徴とする。以下、本発明材の成分限定理由について説明する。

Ｃは、高い引張強さを得るために、０．１０％以上必要な元素であるが、０．１６％を超えると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ので、０．１０〜０．１６％に限定される。特に０．１０〜０．１４％の範囲が好ましく、より０．１０〜０．１２％の範囲が好ましい。

Ｍｎは、脱酸剤として添加するものであり、０．３％の添加でその効果は達成され、０.８％を超える多量の添加はクリープ破断強度を低下させる。特に、０．４〜０．７％が好ましい。

Ｓｉも、脱酸剤として添加するもので、真空カーボン脱酸法などの製鋼技術によればＳｉの添加は低められるが、０．１％以上の添加が必要である。また、Ｓｉは有害なδフェライト組織を生成するので０.６％を越える添加は避けなければならない。そして、Ｓｉを低くすることにより、有害なδフェライト組織の生成防止効果がある。したがって、添加する場合には０.６％以下に抑える必要が有り、より０．２〜０．６％が好ましい。

Ｃｒは、高温強度及び高温酸化を改善する効果がある。１１.５％を超えると有害なδフェライト組織生成の原因となり、過剰な添加は靭性低下の原因となる。９.５％より少ないと高温高圧蒸気に対する耐酸化性が不十分となる。特に、１０．０〜１１．０％が好ましい。

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０．１２％必要であるが、０.８％を超えると６２０℃以上のクリープ破断強度を低下させるので、０．１２〜０.８％に限定する。特に、０．３〜０．７％が好ましい。

Ｗは、高温長時間強度を顕著に高める効果がある。１．９％より少ないＷでは６２０℃以上で使用する耐熱鋳鋼としては強度向上効果が不十分である。またＷは３．０％を超えると靭性が低くなる。特に１．９５〜２．７％、より２．０〜２．５％が好ましい。

Ｍｏは、高温強度向上のために０.２％以上添加される。しかし、本発明鋳鋼のように１．９％を超えるＷを含む場合には、０.７％を超えるＭｏ添加は靭性及び疲労強度を低下させるので、０.７％以下に制限される。特に、０．２〜０．６％が好ましい。
Ｖは、クリープ破断強度を高める効果が有る。０．０５％未満ではその効果が不十分で、０．３％を超えるとδフェライトを生成して疲労強度を低下させる。特に０．１０〜０．２５％、より０．１２〜０．２３％が好ましい。

Ｎｂは、高温強度を高めるのに非常に効果的な元素であるが、あまり多量に添加すると、特に大型鋼塊では粗大な共晶ＮＢ炭化物が生じ、強度を低下させたり、疲労強度を低下させるδフェライトを析出させる原因になるので、０．１５％未満に抑える必要がある。また、０．０１％未満のＮＢでは効果が不十分である。特に大型鋼塊の場合には、０．０２〜０．１２％が、より０．０４〜０．１０％が好ましい。

Ｔａ及びＺｒは、低温靭性を高める効果が有り、Ｔａ０．１５％以下及びＺｒ０．１％以下の単独または複合添加で十分な効果が得られる。Ｔａを０．１％以上添加した場合は、Ｎｂの添加を省略することができる。

Ｃｏは、０．２％以上の添加で高温強度が著しく改善される。これはＷとの相互作用によるものと考えられ、Ｗを１．９％以上含む本発明合金において特長的な現象である。一方、Ｃｏの１.５％を超える過度な添加は、高温における組織安定性を低下させるため、クリープ破断強度を低下させるので、０．２〜１.５％に限定される。特に、０．２〜１．２％が好ましい。

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、０．０８％を超えると延性を低下させるので、０．０１〜０．０８％に限定される。特に０．０１５〜０．０７５％、より０．０１５〜０．０６％が好ましい。

Ａｌは、脱酸剤及び結晶粒微細化剤として０．０００５％以上添加される。Ａｌは強窒化物形成元素であり、クリープに有効に働く窒素を固着することにより、特に０．０４％を越えると高温域での１０^４ｈ以上の長時間クリープ強度を低下させる作用を有する。また、ＡｌはＷを主体とする脆弱な金属間化合物であるラーベス相の析出を促進し、結晶粒界への析出を招き長時間側のクリープ破断強度を低下させる。特に。極度の結晶粒微細化では粒界にラーベス相が連続に析出する。従って、その上限を０．０４％とするものである。特に０．００１〜０．０３５％、より０．００３〜０．０３０％が好ましい。

Ｂは、粒界強化作用とＭ_２３Ｃ_６中に固溶し、Ｍ_２３Ｃ_６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０．０００５％添加すると有効であるが、０．０１％を越えると溶接性を害するので、０．０００５〜０．０１％に限定する。特に、０．００１〜０．００８％、より０．００２〜０．００７％が好ましい。

Ｏの含有量は、０．０１５％を超えると高温強度及び靭性値を低下させるので、０．０２０％以下とすべきであり、特に０．０１５％以下、より０．０１０％以下が好ましい。

特に、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏは、高温強度、高温組織安定性に大きく関与し、本発明鋼では複合的に作用することが実験的に明らかとなった。

即ち、６２０℃以上における高温強度と高温組織安定性を兼ね備えた材料特性を得るためには、クリープ強度を向上させるＭｏとＷの添加比において、高温長時間強度を顕著に向上させるＷ比率を高めることが好ましく、かつ高温組織安定性を向上させるためにＣｏとＷの添加比Ｃｏ／Ｗを低めることが好ましい。Ｍｏ、Ｗ及びＣｏの関係を示す直交座標［Ｗ／(Ｍｏ+０．５Ｗ)］と（Ｃｏ／Ｗ）との関係において、座標点Ａ（１．２、０．８０）、座標点Ｂ（１．５、０．５５）及び座標点Ｃ（１．８、０．５５）の各点を直線で結んで得られる直線ＡＢＣ以下で示される領域が好ましい。

Ｒｅは、固溶強化により、高温強度を顕著に高める。過剰な添加は脆化を促進するため２％以下の添加が好ましいが、Ｒｅは希少な元素であり、実用上から１．５％以下、より１．２％以下が好ましい。

Ｎｄは、炭窒化物の形成により高温強度を高める。Ｎｄは少量添加でも効果が有り、過剰な添加は脆化を促進するため１％以下の添加が好ましいが、Ｎｄは希少な元素であり、実用上から０．５％以下、より０．３％以下が好ましい。

Ｓｒは、旧オーステナイト粒界を強化し、低温靭性と強度を高め、特にクリープ破断強度を高める。過剰な添加は粒界における炭窒化物の形成を促進し、粒界を脆くして靭性と強度を低めるため１．０％以下の添加が好ましい。Ｓｒは希少な元素であり、実用上から０．８％以下、より０．５％以下が好ましい。

本発明の耐熱鋳鋼ケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁は、δフェライト組織が混在すると、高温クリープ破断強度及び低温靭性が低くなるので、組織は均一な焼戻しマルテンサイト組織が好ましい。焼戻しマルテンサイト組織を得るために、次式（１）で示されるＣｒ当量を１０以下にしなければならない。Ｃｒ当量をあまり低くすると高温クリープ破断強度が低下してしまうので、４以上にしなければならない。

Ｃｒ当量（重量％）＝Ｃｒ＋６Ｓi＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ
−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ ……（１）
又、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。低温靭性向上の点からＰ０．０２０％以下及びＳ０．０２０％以下が好ましい。特に、Ｐ０．０１５％以下、Ｓ０．０１５％ 以下、よりＰ０．０１０％以下、Ｓ０．０１０％以下が望ましい。

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、現状製鋼技術レベルの点から、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。

蒸気タービンケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁は、６２０℃以上の高圧蒸気に曝されるので、内圧による高応力が作用する。そのため、クリープ破壊防止の観点から、ケーシング材は６２０℃、１０^５時間クリープ破断強度が９８ＭＰａ以上を要求される。また、タービン起動時には部材温度が低い時に熱応力が作用するので、脆性破壊防止の観点から、２９．４Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギが要求される。特により高い信頼性を確保するには、６２０℃、１０^５時間クリープ破断強度１０３ＭＰａ以上、室温衝撃吸収エネルギ３０．９Ｊ以上であることが好ましい。

特に、蒸気タービンケーシングは、鋳塊重量は５０トン前後と大型になるので、欠陥の少ない鋼塊を作製するには高度な製造技術が要求される。本発明にかかる高強度耐熱鋳鋼は、その目標組成とする合金原料を電気炉で溶解し、真空取鍋精錬による脱ガス後、砂型鋳型に鋳込み、成形することにより健全なものが作製できる。鋳込み前に十分な精錬及び脱酸を行うことにより、引け巣等の鋳造欠陥の少ないものにできる。主蒸気止め弁及び蒸気加減弁においても同様である。

また、形成された耐熱鋳鋼を１０００〜１１５０℃で焼鈍熱処理後、１０００〜１１００℃に加熱し、急冷する焼準熱処理、５５０〜７５０℃での一次焼戻し及び６７０〜７７０℃での二次焼戻しを順次行うことにより、６２０℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気タービンケーシング等の大型鋼塊が製造できる。焼鈍及び焼準温度は、１０００℃以下では炭窒化物を十分に固溶させることができず、あまり高くすると結晶粒粗大化の原因になる。また、２回焼戻しは残留オーステナイトを完全に分解させ、均一な焼戻しマルテンサイトにすることができる。上記の製法で製造することにより、９８ＭＰａ以上の６２０℃、１０^５時間クリープ破断強度と、２９．４Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギが得られ、６２０℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気タービンケーシングにできる。

本発明によれば、６２０℃クリープ破断強度及び室温靭性の高いフェライト系耐熱鋳鋼が得られるので、温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに用いることができる。

温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに対してオーステナイト系耐熱鋳鋼に代わり、本発明に係る耐熱鋳鋼を使用することにより、従来同様の設計思想で製作することができ、更にオーステナイト系耐熱鋳鋼に比べ熱膨張係数が小さいので蒸気タービンの急起動が容易になると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。

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。

表１は、本発明に係る耐熱鋳鋼の化学組成（質量％）を示すものである。試料は大型ケーシングの厚肉部を想定して、高周波誘導溶解炉を用い２００ｋｇ溶解し、最大厚さ２００ｍｍ、幅３８０ｍｍ、高さ４４０ｍｍの砂型に鋳込み、鋳塊を作製した。試料Ｎｏ．１〜１３が本発明材であり、試料Ｎｏ．３０〜３５が従来材としての比較材である。いずれの試料も、１０５０℃×８ｈ炉冷の焼鈍処理後、大型タービンケーシングの厚肉部を想定し、１０５０℃×８ｈ加熱保持後空冷の焼準、６８０℃×７ｈ加熱保持後空冷の一次焼戻し及び７１０℃×７ｈ加熱保持後空冷の二次焼戻しを行った。

表２は室温の引張特性、２０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギ、６２０℃×１０^５ｈクリープ破断強度及び溶接割れ試験結果を示すものである。

適量のＢ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏを添加し、適量の[Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）]、（Ｃｏ／Ｗ）を有する本発明材Ｎｏ．１〜１３は、クリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギが、前述の６５０℃までの高温高圧タービンケーシングに要求される特性（６２０℃×１０^５ｈ強度≧９８ＭＰＡ、２０℃衝撃吸収エネルギ≧２９．４Ｊ）を十分満足するものである。

図１は、Ｗ添加量と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。図１に示すように、Ｎｂ量が比較材のＮｏ．３２が０．０５７％、Ｎｏ．３３が０．０５３％、Ｎｏ．３５が０．０４％、Ｎｏ．３４が０．０４％、Ｎｏ．３１が０．０４％、Ｎｏ．３０が０．０３％であり、いずれもＷ量の増化によってクリープ破断強さが高められ、Ｎｂ量の高いほどその効果は大きいものである。しかし、本発明材のＣｏ０．２〜１．５％を有するＮｏ．１〜１３のものは、同じＮｂ量及び同じＷ量に比較していずれもより高いクリープ破断強さを有することが明らかである。尚、Ｗ量を１．８％以下ではＷ量の影響は見られないが、１．８％以上にするとクリープ破断強度が顕著に高くなる。更に、本発明材のＮｏ．１〜１３のものは、同じ０．０４％付近のＮｂ量及び０．０８％付近のＮｂ量において、いずれもＷ量の増化によってクリープ破断強度が顕著に高くなる。

図２は、Ｗ添加量と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。機械的性質に及ぼすＷの影響を調べた結果、前述と同様に同じＮｂ量について示すように、Ｗ量を多くするに従って衝撃吸収エネルギが低下することが明らかである。しかし、本発明のＣｏ０．２〜１．５％を有するＮｏ．１〜１３のものは、同じＮｂ量及び同じＷ量に比較していずれもより高い衝撃吸収エネルギを有することが明らかである。更に、本発明材は、尚、Ｗ量が３．０％以内では、室温の衝撃吸収エネルギの低下が見られないものである。又、Ｎｂ量が０．０３〜０．０６％の低いものではＷ量の増化による室温の衝撃吸収エネルギの低下が見られない。

図３はＣｏ添加量と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。図３に示すように、前述と同様に同じＮｂ量においてＣｏ量の増化によって逆にクリープ破断強さが低下することが明らかである。しかし、本発明材のＣｏ０．２〜１．５％を有する低Ｃｏ及び中Ｃｏを有するＮｏ．１〜１３は、Ｃｏ量の増化によってクリープ破断強さが高められる。従って、Ｃｏ量が１.５％を境にしてそれ以下ではいずれもより高いクリープ破断強さを有し、１.５％を越えるとＣｏ量の増化によるクリープ破断強さがその増化によって低下することが明らかである。

図４は、Ｃｏ添加量と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。図４に示すように、比較材及び本発明材のいずれもＣｏ量の増加に伴って衝撃吸収エネルギが高くなる傾向に有る。しかし、１.５％を超えると組織安定度が低下して前述のように１０^５時間クリープ強度が低下するので好ましくないものである。

図５はＷ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。図５に示すように、比較材の高Ｃｏを有するＮｏ．３０〜３５はＷ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）の増化によって１０万時間クリープ破断強さがやや低下するが、本発明材は、Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）の増化によって１０万時間クリープ破断強さが高められることが明らかである。

図６はＷ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。図６に示すように、比較材の高Ｃｏを有するＮｏ．３０〜３５はＷ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）の増化によって衝撃吸収エネルギがやや低下するが、本発明材は、Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）の増化によって衝撃吸収エネルギの低下が見られないことが明らかである。

図７は（Ｃｏ／Ｗ）と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。図７に示すように、比較材の高Ｃｏを有するＮｏ．３０〜３５は（Ｃｏ／Ｗ）が０．７５以上ではその増化によって１０万時間クリープ破断強さが低下し、Ｎｂ量が高いほどその低下が急激である。しかし、本発明材の（Ｃｏ／Ｗ）が１．０以下では、（Ｃｏ／Ｗ）による影響が小さく、（Ｃｏ／Ｗ）が０．１〜０．７０の範囲においては、クリープ破断強さの変化は小さいものである。

図８は（Ｃｏ／Ｗ）と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。図８に示すように、衝撃吸収エネルギはＮｂ量が（Ｃｏ／Ｗ）が０．７５以上ではその値が大きいほど衝撃吸収エネルギが高められるが、Ｎｂ量が大きいほどその増化が急激である。しかし、本発明材の（Ｃｏ／Ｗ）が０．１〜０．７０の範囲においては、衝撃吸収エネルギの変化は小さいものである。

図９はＷ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）と（Ｃｏ／Ｗ）の関係を示す線図である。特に[Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）]を１．１〜１．８の範囲及び（Ｃｏ／Ｗ）を０．１〜０．９０の範囲に調整することにより、温度６２０℃、圧力２５ＭＰＡ以上の高温高圧タービンの高圧及び中圧内部ケーシング並びに主蒸気止め弁及び加減弁ケーシングに要求される６２０℃、１０^５時間クリープ破断強度９８ＭＰＡ以上、室温衝撃吸収エネルギ２９．４Ｊ以上の耐熱鋳鋼ケーシング材が得られる。

図１０は、縦軸の衝撃吸収エネルギと横軸のクリープ破断強さとの関係を示す線図である。図１０に示すように、衝撃吸収エネルギは、クリープ破断強さが大きくなるにつれて低下し、特に前述のＮｂ量との相関性を有する。従って、本発明材のＮｏ．１〜１３は同じＮｂ量の比較材と比較しても、又、同じクリープ破断強さにおいていずれも高い衝撃吸収エネルギを有することが明らかである。

図１１は、縦軸のクリープ破断強さと翼軸の衝撃吸収エネルギとの関係を示す線図である。図１１に示すように、クリープ破断強さは衝撃吸収エネルギが大きくなるにつれて低下し、特に前述のＮｂ量との相関性を有する。従って、本発明材のＮｏ．１〜１３は同じＮｂ量の比較材と比較しても、又、同じ衝撃吸収エネルギにおいていずれも高いクリープ破断強さを有することが明らかである。

図１２は本発明材について溶接割れ試験を行ったその試験片の形状及び寸法を示す正面図（ａ）、側面図（ｂ）及び断面図（ｃ）である。溶接性評価は、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準ずる斜めＹ型溶接割れ試験により行った。予熱、パス間及び後熱開始温度を１５０℃とし、母材に対してＣ量を低め、Ｓｉ量を０．５％近傍、Ｍｎ量を１．５％近傍、Ｎｉ量０．９％、Ｍｏ１．０％のいずれも母材より高めとし、他Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ及びＮを母材と同等とする被覆アーク溶接棒を用いて溶接を行った。後熱処理は４００℃×３０分にした。表２に示すように、本発明材は溶接割れが認められず、溶接性が良好であった。

以上のように、本実施例によれば、６２０℃クリープ破断強度及び室温靭性の高いフェライト系耐熱鋳鋼が得られるので、温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁に用いることができる。

温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシング及び主蒸気止め弁並びに蒸気加減弁に対してオーステナイト系耐熱鋳鋼に代わり、本発明に係る耐熱鋳鋼を使用することにより、従来同様の設計思想で製作することができ、更にオーステナイト系耐熱鋳鋼に比べ熱膨張係数が小さいので蒸気タービンの急起動が容易になると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。

図１３は本発明の高強度耐熱鋳鋼を用いた高圧蒸気タービンの断面構成図である。図１４は本発明の高強度耐熱鋳鋼を用いた中圧蒸気タービンの断面構成図である。高圧蒸気タービンは内部ケーシング１８とその外側の外部ケーシング１９内に高圧動翼１６を植設した高圧ロータシャフト２０が設けられる。中圧蒸気タービンは内部ケーシング２１とその外側の外部ケーシング２２内に中圧動翼１７を植設した高圧ロータシャフト２４が設けられる。高温高圧の蒸気はボイラによって得られ、主蒸気管を通って主蒸気入口を構成するフランジ、エルボ２５より主蒸気入口２８を通り、ノズルボックス３８より初段複流の動翼に導かれる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。

本実施例においては、蒸気タービン発電プラントの構成として高圧蒸気タービン（ＨＰ）と中圧蒸気タービン（ＩＰ）がタンデムに連結されたものである。ＨＰの初段は複流であり、片側に８段設けられる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。動翼は鞍型ダブティル型式で、ダブルティノンを有する。

ＩＰはＨＰより排出された蒸気を再度６２５℃に再熱器によって加熱された蒸気によってＨＰと共に発電機を回転させるもので、３０００回／ｍｉｎの回転数によって回転される。ＩＰはＨＰと同様に中圧内部車室２１と中圧外部車室２２とを有し、中圧動翼１７と対抗して静翼が設けられる。中圧動翼１７は６段で２流となり、中圧ロータシャフト１３の長手方向に対しほぼ対称に左右に設けられる。

本実施例においては、（ＨＰ）と（ＩＰ）共に、外部ケーシング１９、２２、内部ケーシング１８、２１、後述する主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングを、実施例１の表１に記載のＮｏ．４の鋳鋼を用いた。特に、内部ケーシングについて目標組成とする合金原料を電気炉で５０トン溶解し、真空取鍋精錬後、砂型鋳型に鋳込んだ。

この鋳鋼を１０５０℃×１０ｈ炉冷の焼鈍熱処理後、１０５０℃×１０ｈ衝風冷の焼準熱処理し、ついで５７０℃×１２ｈの一次焼戻し、７３０℃×１２ｈの二次焼戻しを順次行った。全焼戻しマルテンサイト組織を有するこの試作ケーシングを切断調査した結果、６２０℃、２５ＭＰＡ高温高圧タービンケーシングに要求される特性（６２０℃、１０^５ｈ強度≧９８ＭＰＡ、室温衝撃吸収エネルギ≧２９．４Ｊ）を満足すると共に、前述の溶接割れ試験において割れのないものであった。

本実施例によれば、前述のように、６２０℃クリープ破断強度及び室温靭性の高いフェライト系耐熱鋳鋼が得られるので、温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシング等に用いることができる。

温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに対してオーステナイト系耐熱鋳鋼に代わり、本発明に係る耐熱鋳鋼を使用することにより、従来同様の設計思想で製作することができ、更にオーステナイト系耐熱鋳鋼に比べ熱膨張係数が小さいので蒸気タービンの急起動が容易になると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。

又、本実施例の蒸気タービン発電プラントとして、低圧蒸気タービン（ＬＰ）は２基タンデムに結合され、ほぼ同じ構造を有し、各々の最終段動翼は左右に８段あり、左右ほぼ対称になっており、また動翼に対応して静翼が設けられる。低圧ロータシャフトはＮｉ３．７５％、Ｃｒ１．７５％、Ｍｏ０．４％、Ｖ０．１５％、Ｃ０．２５％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ０．１０％、残Ｆｅからなるスーパークリーン材の全焼戻しベーナイト組織を有する鍛鋼が用いられる。最終段以外の動翼及び静翼にはいずれもＭｏを０．１％含有する１２％Ｃｒ鋼が用いられる。

最終段動翼の翼部長さは４３インチあり、翼部長さが４３インチである長翼の高速蒸気が突き当たる翼部には、蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのＣｏ基合金のステライト板を溶接で接合したエロージョンシールドが設けられる。

４３インチ長翼は、エレクトロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱処理が行われる。この長翼材には、重量で、Ｃ０．０８〜０．１８％、Ｓｉ０．２５％以下、Ｍｎ０．９０％以下、Ｃｒ８．０〜１３．０％、Ｎｉ２〜３％、Ｍｏ１．５〜３．０％、Ｖ０．０５〜０．３５％、Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト鋼からなり、その室温の引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、全焼戻しマルテンサイト組織を有するものである。４３インチ長翼の機械的性質は、より好ましくは、引張強さ１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２以上である。

本実施例における高温高圧蒸気タービン発電プラントは、主として石炭専焼ボイラ、ＨＰ、ＩＰ、ＬＰ２台、復水器、復水ポンプ、低圧給水加熱器系統、脱気器、昇圧ポンプ、給水ポンプ、高圧給水加熱器系統などより構成されている。すなわち、ボイラで発生した超高温高圧蒸気はＨＰに入り動力を発生させたのち再びボイラにて再熱されてＩＰへ入り動力を発生させる。このＩＰの排気蒸気は、ＬＰに入り動力を発生させた後、復水器にて凝縮する。この凝縮水は復水ポンプにて低圧給水加熱器系統、脱気器へ送られる。この脱気器にて脱気された給水は昇圧ポンプ、給水ポンプにて高圧給水加熱器へ送られ昇温された後、ボイラへ戻る。ボイラにおいて給水は節炭器、蒸発器、過熱器を通って高温高圧の蒸気となる。

尚、本実施例に代えて同じＨＰ、ＩＰ及び１基又は２基のＬＰをタンデムに連結し、１台の発電機を回転させて発電するタンデムコンパウンド型発電プラントとしても同様に構成することができる。

本実施例によれば、６２０℃〜６５０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービンケーシング等に好適であり、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントが得られるものである。

温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに対してオーステナイト系耐熱鋳鋼に代わり、本発明に係る耐熱鋳鋼を使用することにより、従来同様の設計思想で製作することができ、更にオーステナイト系耐熱鋳鋼に比べ熱膨張係数が小さいので蒸気タービンの急起動が容易になると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。

図１５は、蒸気温度６２０℃、６００ＭＷ蒸気タービン発電プラントに用いた高中圧一体型蒸気タービンの断面図である。本実施例は、タンデムコンパウンドダブルフロー型、ＬＰにおける最終段翼長が４３インチであり、高中圧一体型蒸気タービン（ＨＰ・ＩＰ）及びＬＰ１台（Ｃ）又は２台（Ｄ）で３０００ｒ／ｍｉｎの回転数を有し、高温部においては表に示す主な材料によって構成される。高圧部（ＨＰ）の蒸気温度は６００℃、２５０ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力であり、中圧部（ＩＰ）の蒸気温度は６００℃に再熱器によって加熱され、４５〜６５ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力で運転される。低圧部（ＬＰ）には、蒸気温度４００℃の蒸気が入り、１００℃以下、７２２ｍｍＨｇの真空で復水器に送られる。

（ＨＰ・ＩＰ）は、高圧側蒸気タービンが内部ケーシング１８とその外側の外部ケーシング１９及び中圧側蒸気タービンが内部ケーシング２１とその外側の外部ケーシング２２を有し、これらのケーシング内に高圧側の高圧動翼１６及び中圧動翼１７を植設した高中圧ロータシャフト２３が設けられる。前述の高温高圧の蒸気は前述のボイラによって得られ、主蒸気管を通って、主蒸気入℃を構成するフランジ、エルボ２５より主蒸気入℃２８を通り、ノズルボックス３８より初段の動翼に導かれる。動翼は図中左側の高圧側に８段及び（図中右側約半分の）中圧側に６段設けられる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。動翼は鞍型又はゲタ型、ダブティル型式、ダブルティノンを有する。更に、（ＨＰ・ＩＰ）には後述する主蒸気止め弁及び蒸気加減弁が接続される。

本実施例においては、（ＨＰ・ＩＰ）の外部ケーシング１９、２２、内部ケーシング１８、２１、後述する主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングとして、実施例１の表１に記載のＮｏ．４の鋳鋼を用い、実施例２と同様に、目標組成とする合金原料を電気炉で５０トン溶解し、真空取鍋精錬後、砂型鋳型に鋳込み、同様の熱処理を行った。

本実施例においても、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、この試作ケーシングを調査した結果、６２０℃、２５ＭＰＡ高温高圧タービンケーシングに要求される特性（６２０℃、１０^５ｈ強度≧９８ＭＰＡ、室温衝撃吸収エネルギ≧２９．４Ｊ）を満足すると共に、前述の溶接割れ試験において割れのないものであった。

本実施例によれば、前述のように、６２０℃クリープ破断強度及び室温靭性の高いフェライト系耐熱鋳鋼が得られるので、温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに用いることができる。

温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービン用ケーシングに対してオーステナイト系耐熱鋳鋼に代わり、本発明に係る耐熱鋳鋼を使用することにより、従来同様の設計思想で製作することができ、更にオーステナイト系耐熱鋳鋼に比べ熱膨張係数が小さいので蒸気タービンの急起動が容易になると共に、熱疲労損傷を受け難いなどの利点がある。

更に、本実施例の蒸気タービン発電プラントにおいて、低圧蒸気タービン（ＬＰ）は１基又は２基タンデムに結合され、実施例２とほぼ同じ構造を有し、各々の最終段動翼は左右に８段あり、左右ほぼ対称になっており、出力１０５０ＭＷ級の発電できるものである。又、最終段動翼の翼部長さは４３インチあり、前述と同様の１２％Ｃｒ鋼が使用され、低圧ロータシャフト、最終段以外の動翼及び静翼、内外部ケーシング材も同様である。

翼部長さが４３インチである長翼の高速蒸気が突き当たる翼部には、蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのＣｏ基合金のステライト板を溶接で接合したエロージョンシールドが設けられる。

４３インチ長翼は、エレクトロスラグ再溶解法により実施例２と同様に溶製し、鍛造熱・処理が行なわれ、その室温の引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、より好ましくは、引張強さ１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２以上を有する全焼戻しマルテンサイト組織を有するものである。

本実施例によれば、６２０℃〜６５０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービンケーシング等に好適であり、又、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントが得られるものである。

図１６は蒸気タービン発電プラントの主蒸気止め弁及び蒸気加減弁が一体に形成された断面図である。本実施例においては、実施例２及び３の蒸気タービン発電プラントにおいて高圧蒸気タービン又は高中圧一体型蒸気タービンにボイラから送られる主蒸気は主蒸気入り口３４から主蒸気止め弁３２に供給され、蒸気加減弁３３によって蒸気出口３５においてその供給量の加減を行うものである。

本実施例においては、主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングとして、実施例１の表１に記載のＮｏ．４の鋳鋼を用い、目標組成とする合金原料を電気炉で溶解し、真空取鍋精錬後、砂型鋳型に鋳込み、実施例２と同様の熱処理及び溶接割れ試験を行った。

その結果、６２０℃、２５ＭＰＡ高温高圧タービンケーシングに要求される特性（６２０℃、１０^５ｈ強度≧９８ＭＰＡ、室温衝撃吸収エネルギ≧２９．４Ｊ）を満足すると共に、前述の溶接割れ試験において割れのないものであった。

本実施例によれば、前述のように、６２０℃クリープ破断強度及び室温靭性の高いフェライト系耐熱鋳鋼が得られるので、温度６５０℃までの超々臨界圧蒸気タービンの主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングに用いることができ、前述と同様の効果を有するものである。

Ｗ添加量と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。 Ｗ添加量と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。 Ｃｏ添加量と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。 Ｃｏ添加量と衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。 Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）と１０万時間クリープ破断強さの関係を示す線図である。 Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）と衝撃吸収エネルギの関係の関係を示す線図である。 Ｃｏ／Ｗと１０万時間クリープ破断強さの関係を示す図である。 Ｃｏ／Ｗと衝撃吸収エネルギの関係を示す線図である。 Ｗ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）とＣｏ／Ｗの関係を示す線図である。 縦軸の衝撃吸収エネルギと横軸のクリープ破断強さとの関係を示す線図である。 縦軸のクリープ破断強さと横軸の衝撃吸収エネルギとの関係を示す線図である。 溶接割れ試験片の構造図である。 本発明に係る高圧蒸気タービンの断面構造図である。 本発明に係る中圧蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る高中圧一体型蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る主蒸気止め弁及び主蒸気加減弁の断面図である。

符号の説明

１６…高圧動翼、１７…中圧動翼、１８…高圧内部ケーシング、１９…高圧外部ケーシング、２０…高圧ロータシャフト、２１…中圧内部ケーシング、２２…中圧外部ケーシング、２３…高中圧一体型ロータシャフト、２４…中圧ロータシャフト、２５…フランジ，エルボ、２７…軸受け、２８…主蒸気入口、２９…再熱蒸気入口、３０…高圧蒸気出口、３１…気筒連絡管、３２…主蒸気止め弁、３３…蒸気加減弁、３４…主蒸気入口、３５…蒸気出口、３８…ノズルボックス。

Claims (17)

1. 質量で、Ｃ０．１０〜０．１６％、Ｓｉ０．１〜０.６％、Ｍｎ０．３〜０.８％、Ｃｒ９.５〜１１.５％、Ｎi０．１２〜０.８％、Ｍｏ０.２〜０．７％、Ｗ１．９〜３.０％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒの１種以上の合計量が０．０１〜０．１５％、Ｃｏ０．２〜１.５％、Ｎ０．０１〜０．０８％、Ｂ０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ０．０００５〜０．０４％、Ｏ０．０２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする高強度耐熱鋳鋼。
2. 請求項１において、質量で、Ａｌ０．０００５〜０．０４％及びＯ０．０２％以下であることを特徴とする高強度耐熱鋳鋼。
3. 請求項１又は２において、［Ｗ／(Ｍｏ+０．５Ｗ)］と（Ｃｏ／Ｗ）との関係によって表される直交座標において、座標点Ａ（１．１、０．９０）、座標点Ｂ（１．５、０．５５）及び座標点Ｃ（１．８、０．５５）の各点を直線で結んで得られる各直線以下の前記［Ｗ／(Ｍｏ+０．５Ｗ)］及び（Ｃｏ／Ｗ）を有することを特徴とする高強度耐熱鋳鋼。
4. 請求項１〜３のいずれかにおいて、質量で、Ｒｅ１．５％以下、Ｎｄ０．５％以下及びＳｒ１．０％以下の少なくとも１種を含有することを特徴とする高強度耐熱鋳鋼。
5. 請求項１〜４のいずれかにおいて、６２０℃、１０^５時間クリープ破断強度が９８ＭＰＡ以上、室温の衝撃吸収エネルギが２９．４Ｊ以上であることを特徴とする高強度耐熱鋳鋼。
6. 質量で、Ｃ０．１０〜０．１６％、Ｓｉ０．１〜０.６％、Ｍｎ０．３〜０.８％、Ｃｒ９.５〜１１.５％、Ｎi０．１２〜０.８％、Ｍｏ０.２〜０．７％、Ｗ１．９〜３.０％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒの１種以上の合計量が０．０１〜０．１５％、Ｃｏ０．２〜１.５％、Ｎ０．０１〜０．０８％、Ｂ０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる組成とする原料を電気炉で溶解し、真空取鍋精錬による脱ガス処理後、砂型鋳型に鋳込み成形することを特徴とする高強度耐熱鋳鋼の製造方法。
7. 質量で、Ｃ０．１０〜０．１６％、Ｓｉ０．１〜０.６％、Ｍｎ０．３〜０.８％、Ｃｒ９.５〜１１.５％、Ｎi０．１２〜０.８％、Ｍｏ０.２〜０．７％、Ｗ１．９〜３.０％、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒの１種以上の合計量が０．０１〜０．１５％、Ｃｏ０．２〜１.５％、Ｎ０．０１〜０．０８％、Ｂ０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋳鋼を、１０００〜１１５０℃で焼鈍後、１０００〜１１００℃に加熱し急冷する焼準熱処理を行い、次いで５５０〜７５０℃での一次焼戻し及び６７０℃〜７７０℃での二次焼戻しを順次行うことを特徴とする高強度耐熱鋳鋼の製造方法。
8. 請求項６又は７において、質量で、Ａｌ０．０００５〜０．０４％及びＯ０．０２％以下であることを特徴とする高強度耐熱鋳鋼の製造方法。
9. 請求項１〜５に記載の高強度耐熱鋳鋼で構成されていることを特徴とする蒸気タービンケーシング。
10. 請求項６〜８のいずれかに記載の高強度耐熱鋳鋼の製造方法により製造することを特徴とする蒸気タービンケーシングの製造方法。
11. 動翼を植設したロータシャフトと、前記動翼に対応した静翼が植設され前記動翼を植設したロータシャフトを被う内部ケーシングと、該内部ケーシングを被う外部ケーシングとを有する蒸気タービンにおいて、前記内部ケーシングが請求項９に記載の蒸気タービンケーシングより成ることを特徴とする蒸気タービン。
12. ボイラによって得られた主蒸気を蒸気タービンに対して供給と停止をコントロールする主蒸気止め弁において、該主蒸気止め弁ケーシングが請求項１〜５のいずれかに記載の高強度耐熱鋳鋼により構成されていることを特徴とする主蒸気止め弁。
13. ボイラによって得られた主蒸気を蒸気タービンに対して供給と停止をコントロールする主蒸気止め弁の製造方法において、該主蒸気止め弁ケーシングが請求項６〜８のいずれかに記載の高強度耐熱鋳鋼の製造方法により製造することを特徴とする主蒸気止め弁の製造方法。
14. ボイラによって得られた主蒸気を蒸気タービンに対して供給と停止をコントロールする主蒸気止め弁を介して前記主蒸気の供給量を加減する蒸気加減弁において、該蒸気加減弁ケーシングが請求項１〜５のいずれかに記載の高強度耐熱鋳鋼により構成されていることを特徴とする蒸気加減弁。
15. ボイラによって得られた主蒸気を蒸気タービンに対して供給と停止をコントロールする主蒸気止め弁を介して前記主蒸気の供給量を加減する蒸気加減弁の製造方法において、該蒸気加減弁ケーシングが請求項６〜８のいずれかに記載の高強度耐熱鋳鋼の製造方法により製造することを特徴とする蒸気加減弁の製造方法。
16. 高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービン及びタンデムに２台連結された低圧蒸気タービン、又は、高中圧一体型蒸気タービン及び低圧蒸気タービンを備えた蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービン及び高中圧一体型蒸気タービンの少なくとも１つが請求項１１に記載の蒸気タービンより構成されることを特徴とした蒸気タービン発電プラント。
17. 高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービン及びタンデムに２台連結された低圧蒸気タービン、又は、高中圧一体型蒸気タービン及び低圧蒸気タービンを備え、前記高圧蒸気タービン又は高中圧一体型蒸気タービンに対してボイラによって得られた主蒸気の供給と停止をコントロールする主蒸気止め弁及び該主蒸気止め弁を介して前記主蒸気の供給量を加減する蒸気加減弁が接続された蒸気タービン発電プラントにおいて、前記主蒸気止め弁及び蒸気加減弁の少なくとも１つの前記主蒸気止め弁が請求項１２に記載の主蒸気止め弁により構成され、前記蒸気加減弁が請求項１４に記載の蒸気加減弁により構成されていることを特徴とする蒸気タービン発電プラント。

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