JPH0941076A - 高強度・高靱性低合金鋼 - Google Patents
高強度・高靱性低合金鋼Info
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- JPH0941076A JPH0941076A JP19758795A JP19758795A JPH0941076A JP H0941076 A JPH0941076 A JP H0941076A JP 19758795 A JP19758795 A JP 19758795A JP 19758795 A JP19758795 A JP 19758795A JP H0941076 A JPH0941076 A JP H0941076A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度・高靱性低合金鋼に関する。
【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｎｉ：０．
１〜１．５％、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｍｏ：０．０５〜
０．５％、Ｖ：０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１５％、Ｗ：０．５〜２％、Ｂ：０．００１〜０．
０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素か
らなる高強度・高靱性低合金鋼。
ｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｎｉ：０．
１〜１．５％、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｍｏ：０．０５〜
０．５％、Ｖ：０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１５％、Ｗ：０．５〜２％、Ｂ：０．００１〜０．
０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素か
らなる高強度・高靱性低合金鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高強度・高靱性低合
金鋼に関し、特に蒸気タービンの単車室、高低圧一体ロ
ータ材、蒸気タービンの高圧側、低圧側ロータ材及びガ
スタービン等のロータ材やディスク材に有利に適用でき
る同低合金鋼に関する。
金鋼に関し、特に蒸気タービンの単車室、高低圧一体ロ
ータ材、蒸気タービンの高圧側、低圧側ロータ材及びガ
スタービン等のロータ材やディスク材に有利に適用でき
る同低合金鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】蒸気タービンのロータ材には低合金鋼の
大型鍛造品が用いられている。この場合、蒸気タービン
の容量にもよるが、ロータ材は高圧と低圧の２車室ある
いは大容量蒸気タービンでは、高圧、中圧と低圧の３車
室に分けられて製造される。高圧車室用ロータ材には高
温強度（例えば、クリープ破断強度）の優れた材料を使
用し、低圧車室用ロータ材には室温強度（例えば、耐
力）や靱性（例えば、Ｖシャルピー衝撃値）の優れた材
料が使用されている。
大型鍛造品が用いられている。この場合、蒸気タービン
の容量にもよるが、ロータ材は高圧と低圧の２車室ある
いは大容量蒸気タービンでは、高圧、中圧と低圧の３車
室に分けられて製造される。高圧車室用ロータ材には高
温強度（例えば、クリープ破断強度）の優れた材料を使
用し、低圧車室用ロータ材には室温強度（例えば、耐
力）や靱性（例えば、Ｖシャルピー衝撃値）の優れた材
料が使用されている。
【０００３】しかし、上述のように蒸気タービンを２車
室あるいは３車室に分けて製造すると、蒸気タービンの
コスト高を招き、経済的に極めて不利である。特に５０
〜２００ＭＷクラスの中小型の蒸気タービンでは、プラ
ントの小型化、機構の簡略化、立地面積の縮小などの見
地から、単車室とし高圧側と低圧側とを一体にしたロー
タが要求される。この高圧側と低圧側とを一体にしたロ
ータ材、すなわち、高低圧一体ロータ材では、高圧側の
優れた高温強度と低圧側の優れた室温強度と靱性を兼備
した材料である必要がある。この要求に答える材料とし
て、２・１／４ＣｒＭｏＶ系の低合金鋼（例えば、特開
昭５０−１４５２７号、特開昭６０−２４５７７２号公
報等）がある。
室あるいは３車室に分けて製造すると、蒸気タービンの
コスト高を招き、経済的に極めて不利である。特に５０
〜２００ＭＷクラスの中小型の蒸気タービンでは、プラ
ントの小型化、機構の簡略化、立地面積の縮小などの見
地から、単車室とし高圧側と低圧側とを一体にしたロー
タが要求される。この高圧側と低圧側とを一体にしたロ
ータ材、すなわち、高低圧一体ロータ材では、高圧側の
優れた高温強度と低圧側の優れた室温強度と靱性を兼備
した材料である必要がある。この要求に答える材料とし
て、２・１／４ＣｒＭｏＶ系の低合金鋼（例えば、特開
昭５０−１４５２７号、特開昭６０−２４５７７２号公
報等）がある。
【０００４】近年、化石燃料の有効利用の観点から、熱
効率の高いガスタービン、排ガスボイラ、蒸気タービン
を組合せた複合発電プラントが注目され増設されてい
る。高効率化の観点よりガスタービン入口ガス温度が著
しく高くなり、現在では１３５０℃級のプラントも出現
しており、それに併ない蒸気タービン高圧側の蒸気温度
も従来の５４０℃級より高温化が検討されている。しか
し、従来の２・１／４ＣｒＭｏＶ系高低圧一体ロータ材
は高温強度不足であり、一方１２％Ｃｒ系ロータ材は強
度的には満足するが、コストが高く経済的にメリットが
ない。
効率の高いガスタービン、排ガスボイラ、蒸気タービン
を組合せた複合発電プラントが注目され増設されてい
る。高効率化の観点よりガスタービン入口ガス温度が著
しく高くなり、現在では１３５０℃級のプラントも出現
しており、それに併ない蒸気タービン高圧側の蒸気温度
も従来の５４０℃級より高温化が検討されている。しか
し、従来の２・１／４ＣｒＭｏＶ系高低圧一体ロータ材
は高温強度不足であり、一方１２％Ｃｒ系ロータ材は強
度的には満足するが、コストが高く経済的にメリットが
ない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】蒸気タービン用高低圧
一体ロータ材として、２・１／４ＣｒＭｏＶ鋼（特開昭
５０−１４５２７号公報）、２・１／４ＣｒＭｏＶＮｂ
鋼（特開昭６０−２４５７７２号公報）があり、高圧側
の蒸気温度として５４０℃級まで対応できる。しかしコ
ンバインドプラントの熱効率向上を図るため、高圧側の
蒸気温度を５６５℃級まで上げる要求があり、このよう
な使用条件に対しては上述の２・１／４ＣｒＭｏＶ鋼、
２・１／４ＣｒＭｏＶＮｂ鋼は高温強度不足で問題があ
る。これらの鋼は、微細なＶあるいはＶＮｂ炭化物によ
る析出硬化とＭｏの固溶強化により高温強度を得ている
が、高温使用ではＭｏ、Ｃｒ炭化物が析出するとともに
５６５℃と言った高温ではこれらの炭化物の粗大化が著
しく、又Ｍｏの固溶強化の寄与は少なくなり高温長時間
側での高温強度低下が大きい。
一体ロータ材として、２・１／４ＣｒＭｏＶ鋼（特開昭
５０−１４５２７号公報）、２・１／４ＣｒＭｏＶＮｂ
鋼（特開昭６０−２４５７７２号公報）があり、高圧側
の蒸気温度として５４０℃級まで対応できる。しかしコ
ンバインドプラントの熱効率向上を図るため、高圧側の
蒸気温度を５６５℃級まで上げる要求があり、このよう
な使用条件に対しては上述の２・１／４ＣｒＭｏＶ鋼、
２・１／４ＣｒＭｏＶＮｂ鋼は高温強度不足で問題があ
る。これらの鋼は、微細なＶあるいはＶＮｂ炭化物によ
る析出硬化とＭｏの固溶強化により高温強度を得ている
が、高温使用ではＭｏ、Ｃｒ炭化物が析出するとともに
５６５℃と言った高温ではこれらの炭化物の粗大化が著
しく、又Ｍｏの固溶強化の寄与は少なくなり高温長時間
側での高温強度低下が大きい。
【０００６】本発明は上記技術水準に鑑み、最適なる合
金組成により、高圧部で優れた高温強度と低圧部で優れ
た室温強度と靱性を有し、５６５℃と言った高温域で十
分使用できる高強度・高靱性低合金鋼を提供しようとす
るものである。
金組成により、高圧部で優れた高温強度と低圧部で優れ
た室温強度と靱性を有し、５６５℃と言った高温域で十
分使用できる高強度・高靱性低合金鋼を提供しようとす
るものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明はＭｏ
による固溶強化に代えて、Ｍｏより原子半径が大きく、
拡散速度が遅いＷによる固溶強化により、高温長時間側
での高温強度の低下を防ぎ、又高温強度を下げる傾向に
あるＭｎ、Ｓｉ、Ｎｉの添加量を制限し、これによる靱
性の低下は真空カーボン脱酸と取べ精錬の採用により著
しく不純物元素の少ない低合金鋼を溶製することにより
対処したものであり、本発明は（１）重量比で、Ｃ：
０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．
１％以下、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．５〜３
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．３５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．５〜２％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物元素からなることを特徴とする高強度・
高靱性低合金鋼、（２）上記（１）の高強度・高靱性低
合金鋼において、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋１／２Ｗ（重量％）
が０．７〜１．４であることを特徴とする高強度・高靱
性低合金鋼及び（３）上記（１）または（２）の高強度
・高靱性低合金鋼において、重量比で、Ｃｏを２％以
下、Ｔｉを０．０５％以下添加してなることを特徴とす
る高強度・高靱性低合金鋼である。
による固溶強化に代えて、Ｍｏより原子半径が大きく、
拡散速度が遅いＷによる固溶強化により、高温長時間側
での高温強度の低下を防ぎ、又高温強度を下げる傾向に
あるＭｎ、Ｓｉ、Ｎｉの添加量を制限し、これによる靱
性の低下は真空カーボン脱酸と取べ精錬の採用により著
しく不純物元素の少ない低合金鋼を溶製することにより
対処したものであり、本発明は（１）重量比で、Ｃ：
０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．
１％以下、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．５〜３
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．３５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．５〜２％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物元素からなることを特徴とする高強度・
高靱性低合金鋼、（２）上記（１）の高強度・高靱性低
合金鋼において、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋１／２Ｗ（重量％）
が０．７〜１．４であることを特徴とする高強度・高靱
性低合金鋼及び（３）上記（１）または（２）の高強度
・高靱性低合金鋼において、重量比で、Ｃｏを２％以
下、Ｔｉを０．０５％以下添加してなることを特徴とす
る高強度・高靱性低合金鋼である。
【０００８】本発明の高強度・高靱性低合金鋼は、上記
（１）〜（３）に示した合金組成を有する低合金鋼を、
真空カーボン脱酸、取べ精錬あるいはエレクトロスラグ
溶解法を用いて溶製し、従来と同様の鍛錬及び合金組成
から目標強度を得るための最適な熱処理によって得られ
る。
（１）〜（３）に示した合金組成を有する低合金鋼を、
真空カーボン脱酸、取べ精錬あるいはエレクトロスラグ
溶解法を用いて溶製し、従来と同様の鍛錬及び合金組成
から目標強度を得るための最適な熱処理によって得られ
る。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に本発明の低合金鋼の組成及
びその含有量の限定理由を説明する。なお、以下の説明
において、％は重量％を意味する。
びその含有量の限定理由を説明する。なお、以下の説明
において、％は重量％を意味する。
【００１０】Ｃ（炭素）： Ｃは焼入れ性を向上させ、
室温強度や靱性を確保するためには必要不可欠な元素で
あり、又、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ等の炭化物を形成し高温強度
に寄与する。本発明に必要な室温強度、高温強度、靱性
を得るためには０．１％以上必要であるが、あまり多量
に添加すると、かえって靱性を害し加工性が悪くなるの
で、その含有量を０．１〜０．３％とした。
室温強度や靱性を確保するためには必要不可欠な元素で
あり、又、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ等の炭化物を形成し高温強度
に寄与する。本発明に必要な室温強度、高温強度、靱性
を得るためには０．１％以上必要であるが、あまり多量
に添加すると、かえって靱性を害し加工性が悪くなるの
で、その含有量を０．１〜０．３％とした。
【００１１】Ｓｉ（けい素）： Ｓｉは溶鋼の脱酸剤と
して有効な元素である。しかし、Ｓｉを多く添加すると
脱酸による生成物であるＳｉＯ2 が鋼中に残存し、鋼の
清浄度を害し靱性を低下させる。又高温使用中において
焼戻し脆化を助長するので、Ｓｉは必要最小限とした。
本発明鋼では、脱酸法として真空カーボン脱酸法を適用
するので、Ｓｉ量を０．０５％以下とした。これにより
鋼の清浄度向上と焼戻し脆化を防ぎ、靱性向上の達成を
図る。
して有効な元素である。しかし、Ｓｉを多く添加すると
脱酸による生成物であるＳｉＯ2 が鋼中に残存し、鋼の
清浄度を害し靱性を低下させる。又高温使用中において
焼戻し脆化を助長するので、Ｓｉは必要最小限とした。
本発明鋼では、脱酸法として真空カーボン脱酸法を適用
するので、Ｓｉ量を０．０５％以下とした。これにより
鋼の清浄度向上と焼戻し脆化を防ぎ、靱性向上の達成を
図る。
【００１２】Ｍｎ（マンガン）： Ｍｎは溶鋼の脱酸・
脱硫剤として有効であり、又焼入れ性を向上させて強度
を高めるのに有効な元素である。しかし、あまり多く添
加すると靱性、延性を害する。本発明鋼では真空カーボ
ン脱酸法と取べ精錬を用いるので、Ｍｎは少量でよく、
その含有量は最大０．１％とした。
脱硫剤として有効であり、又焼入れ性を向上させて強度
を高めるのに有効な元素である。しかし、あまり多く添
加すると靱性、延性を害する。本発明鋼では真空カーボ
ン脱酸法と取べ精錬を用いるので、Ｍｎは少量でよく、
その含有量は最大０．１％とした。
【００１３】Ｎｉ（ニッケル）： Ｎｉは鋼の焼入れ性
を向上させ、室温における強度及び靱性を高めるのに有
効な元素であり、特にロータ材のような大型鍛造品にお
いては必須の元素である。しかし、Ｎｉをあまり多く添
加すると、高温強度（クリープ破断強度）を害し焼戻し
脆性を助長するので、その含有量を０．１〜１．５％と
した。
を向上させ、室温における強度及び靱性を高めるのに有
効な元素であり、特にロータ材のような大型鍛造品にお
いては必須の元素である。しかし、Ｎｉをあまり多く添
加すると、高温強度（クリープ破断強度）を害し焼戻し
脆性を助長するので、その含有量を０．１〜１．５％と
した。
【００１４】Ｃｒ（クロム）： Ｃｒは通常のロータ材
用低合金鋼の添加元素として最も重要な元素である。Ｃ
ｒを添加すると耐食・耐酸化性を改善し、焼入れ性を向
上させて、室温における引張性質を向上させる。又Ｃｒ
はクリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の改
善にも有効な元素である。しかし、Ｃｒの添加量が３％
を越えると靱性は改善されるが、高温強度はかえって低
下する傾向にある。そこでＣｒ量は０．５〜３％とし
た。
用低合金鋼の添加元素として最も重要な元素である。Ｃ
ｒを添加すると耐食・耐酸化性を改善し、焼入れ性を向
上させて、室温における引張性質を向上させる。又Ｃｒ
はクリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の改
善にも有効な元素である。しかし、Ｃｒの添加量が３％
を越えると靱性は改善されるが、高温強度はかえって低
下する傾向にある。そこでＣｒ量は０．５〜３％とし
た。
【００１５】Ｍｏ（モリブデン）： ＭｏはＣｒと同様
通常のロータ材用低合金鋼の添加元素として重要な元素
である。Ｍｏを鋼に添加すると焼入れ性が向上し、室温
強度増大に有効である上に焼戻し脆化を防ぐ作用があ
る。又Ｍｏは固溶体強化元素として、さらに炭化物を生
成することにより、クリープ破断強度等の高温強度の向
上に有効な元素である。これらの十分な効果を得るため
には０．０５％以上必要である。又、ＭｏはＷとの同時
添加により効果が著しく、Ｗの添加量を考慮する必要が
ある。しかし、あまり多くＭｏを添加すると、それらの
効果は飽和し、かえって、靱性を害する。又Ｍｏは高価
な元素であるので、あまり多く添加するとコスト高とな
るので、０．５％以下とした。
通常のロータ材用低合金鋼の添加元素として重要な元素
である。Ｍｏを鋼に添加すると焼入れ性が向上し、室温
強度増大に有効である上に焼戻し脆化を防ぐ作用があ
る。又Ｍｏは固溶体強化元素として、さらに炭化物を生
成することにより、クリープ破断強度等の高温強度の向
上に有効な元素である。これらの十分な効果を得るため
には０．０５％以上必要である。又、ＭｏはＷとの同時
添加により効果が著しく、Ｗの添加量を考慮する必要が
ある。しかし、あまり多くＭｏを添加すると、それらの
効果は飽和し、かえって、靱性を害する。又Ｍｏは高価
な元素であるので、あまり多く添加するとコスト高とな
るので、０．５％以下とした。
【００１６】Ｖ（バナジウム）： Ｖは主にＣと結合し
て微細なＶＣ炭化物を形成し、クリープ破断強度等の高
温強度向上に寄与する。更にＶの添加は結晶粒の微細化
に有効であり、室温強度及び靱性向上に有効である。し
かし、あまり多く添加すると、かえって高温強度、靱性
に有害であるので、その含有量は０．１〜０．３５％と
した。
て微細なＶＣ炭化物を形成し、クリープ破断強度等の高
温強度向上に寄与する。更にＶの添加は結晶粒の微細化
に有効であり、室温強度及び靱性向上に有効である。し
かし、あまり多く添加すると、かえって高温強度、靱性
に有害であるので、その含有量は０．１〜０．３５％と
した。
【００１７】Ｎｂ（ニオブ）： ＮｂはＶと同様、結晶
粒の微細化に有効であり、室温強度及び靱性向上に有効
である。又微細なＮｂＣ炭化物を形成し、クリープ破断
強度等の高温強度向上に有効である。しかし、あまり多
く添加すると、靱性を害するので、その含有量は０．０
１〜０．１５％とした。
粒の微細化に有効であり、室温強度及び靱性向上に有効
である。又微細なＮｂＣ炭化物を形成し、クリープ破断
強度等の高温強度向上に有効である。しかし、あまり多
く添加すると、靱性を害するので、その含有量は０．０
１〜０．１５％とした。
【００１８】Ｗ（タングステン）： ＷはＭｏと同様、
固溶強化と微細な炭化物の生成によりクリープ破断強度
等の高温強度を向上させる。従来はＭｏを主体としたＣ
ｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが、ＷはＭｏに比べ原子半
径が大きく拡散速度が小さいため、５５０℃以上の高温
で長時間クリープ強度を高める効果がＭｏより大きい。
この効果を得るためには０．５％以上のＷが必要である
が、あまり多く添加すると、大型製品では凝固偏析等好
ましくない現象が生じ、又Ｗは高価な元素であるので、
その含有量は０．５〜２％とした。なお、ＭｏとＷが複
合添加されると、これらの効果は著しいが、その添加量
（Ｍｏ当量）Ｍｏ＋１／２Ｗで０．７〜１．４が最適で
ある。
固溶強化と微細な炭化物の生成によりクリープ破断強度
等の高温強度を向上させる。従来はＭｏを主体としたＣ
ｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが、ＷはＭｏに比べ原子半
径が大きく拡散速度が小さいため、５５０℃以上の高温
で長時間クリープ強度を高める効果がＭｏより大きい。
この効果を得るためには０．５％以上のＷが必要である
が、あまり多く添加すると、大型製品では凝固偏析等好
ましくない現象が生じ、又Ｗは高価な元素であるので、
その含有量は０．５〜２％とした。なお、ＭｏとＷが複
合添加されると、これらの効果は著しいが、その添加量
（Ｍｏ当量）Ｍｏ＋１／２Ｗで０．７〜１．４が最適で
ある。
【００１９】Ｂ（ホウ素）： Ｂは極微量結晶粒界に溶
け込んで鋼の焼入れ性を向上させ、又炭化物を分散させ
安定化させるので、長時間クリープ破断強度の改善に寄
与する。この効果は０．００１％未満では認められ難
く、０．０１％を越えると鍛造性が著しく害されるの
で、０．００１〜０．０１％とした。
け込んで鋼の焼入れ性を向上させ、又炭化物を分散させ
安定化させるので、長時間クリープ破断強度の改善に寄
与する。この効果は０．００１％未満では認められ難
く、０．０１％を越えると鍛造性が著しく害されるの
で、０．００１〜０．０１％とした。
【００２０】Ｃｏ（コバルト）： Ｃｏは炭化物形成元
素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ等）の固溶限を増し、これらの元素
の均一析出に有効であるとともに、焼戻し軟化抵抗を増
大させるので高温強度改善に寄与する。しかし、あまり
多く添加すると鋼の焼入れ性を害するとともにＣｏは高
価な元素であるので、その添加量は２％以下とした。
素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ等）の固溶限を増し、これらの元素
の均一析出に有効であるとともに、焼戻し軟化抵抗を増
大させるので高温強度改善に寄与する。しかし、あまり
多く添加すると鋼の焼入れ性を害するとともにＣｏは高
価な元素であるので、その添加量は２％以下とした。
【００２１】Ｔｉ（チタン）： ＴｉはＣ及びＮと結合
してＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成する。特にＮとの結合が強
く、Ｎの固定のために微量のＴｉ添加が有効である。特
に、Ｂ添加鋼の高温強度改善と固溶Ｎ低減による靱性改
善に大きく寄与する。あまり多く添加すると、粗大なＴ
ｉ（Ｃ，Ｎ）が形成され、強度、靱性を著しく害するの
で０．０５％以下とした。
してＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成する。特にＮとの結合が強
く、Ｎの固定のために微量のＴｉ添加が有効である。特
に、Ｂ添加鋼の高温強度改善と固溶Ｎ低減による靱性改
善に大きく寄与する。あまり多く添加すると、粗大なＴ
ｉ（Ｃ，Ｎ）が形成され、強度、靱性を著しく害するの
で０．０５％以下とした。
【００２２】その他： 上記に含まれないＦｅ以外のそ
の他の付随的不純物、たとえばＰ，Ｓ等は製鋼の原材料
として混入がさけられないものであるが、これらはでき
るだけ低い方が望ましい。しかし、原材料の厳選は製品
のコスト高につながるので、Ｐは０．０１５％以下、Ｓ
は０．０１％以下とする。その他の不純物元素として、
Ｃｕ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓなどがある。
の他の付随的不純物、たとえばＰ，Ｓ等は製鋼の原材料
として混入がさけられないものであるが、これらはでき
るだけ低い方が望ましい。しかし、原材料の厳選は製品
のコスト高につながるので、Ｐは０．０１５％以下、Ｓ
は０．０１％以下とする。その他の不純物元素として、
Ｃｕ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓなどがある。
【００２３】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例をあげ、本発
明の高強度・高靱性低合金鋼の効果を明らかにする。表
１に示す化学組成の本発明低合金鋼（Ａ〜Ｅ）を実験室
的規模の真空溶解炉にて溶解し、５０ｋｇの鋼塊を溶製
した。
明の高強度・高靱性低合金鋼の効果を明らかにする。表
１に示す化学組成の本発明低合金鋼（Ａ〜Ｅ）を実験室
的規模の真空溶解炉にて溶解し、５０ｋｇの鋼塊を溶製
した。
【００２４】
【表１】
【００２５】これらの鋼塊を実機ロータの加熱・鍛造工
程｛据込：１／２．８Ｕ（鋼塊素材を１／２．８の高さ
まで鍛造する）、鍛伸：３．７Ｓ（据込みにより太くな
ったものを３．７倍の長さまで鍛造する）の鍛錬｝を行
なって、小型鍛造材を製造した。その後、この鍛造材
に、予備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び７２０℃
空冷）を施した。次にこの鍛造材に高低圧一体ロータ材
製造にあたっての高圧部の最大径：１６００ｍｍの強制
空冷焼入れ、及び低圧部の最大径：２０００ｍｍの水焼
入れ時の中心部及び外周部の焼入れ冷却速度をシミュレ
ートした熱処理をそれぞれ行なった。すなわち、高圧部
にあたる部分の熱処理として９５０℃で加熱して完全に
オーステナイト化した後、高圧部中心部の焼入れ冷却速
度（９５０℃〜３００℃の平均）：約２５℃／ｈｒ（熱
処理Ｉ）、高圧部外周部の焼入れ冷却速度（９５０℃〜
３００℃の平均）：約１６００℃／ｈｒ（熱処理II）続
いて、熱処理Ｉ及び熱処理IIの後、６５０〜７００℃の
温度範囲で焼戻しを行ない、高圧部に要求される室温の
耐力：７０ｋｇ／ｍｍ2 になるように調整した。次に、
低圧部にあたる部分の熱処理条件として９００℃で加熱
して完全にオーステナイト化後、低圧部中心部の焼入れ
冷却速度（９００℃〜３００℃の平均）：約５０℃／ｈ
ｒ（熱処理III ）、低圧部外周部の焼入れ冷却速度（９
００℃〜３００℃の平均）：約１６００℃／ｈｒ（熱処
理IV）の２通りの冷却速度で焼入れ後、６００〜６５０
℃の温度範囲で焼戻しを行ない、低圧部に要求される室
温の耐力：７５ｋｇ／ｍｍ2 になるように調整した。な
お、比較材Ｆ，Ｇについても上述と同じ熱処理を行なっ
た。
程｛据込：１／２．８Ｕ（鋼塊素材を１／２．８の高さ
まで鍛造する）、鍛伸：３．７Ｓ（据込みにより太くな
ったものを３．７倍の長さまで鍛造する）の鍛錬｝を行
なって、小型鍛造材を製造した。その後、この鍛造材
に、予備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び７２０℃
空冷）を施した。次にこの鍛造材に高低圧一体ロータ材
製造にあたっての高圧部の最大径：１６００ｍｍの強制
空冷焼入れ、及び低圧部の最大径：２０００ｍｍの水焼
入れ時の中心部及び外周部の焼入れ冷却速度をシミュレ
ートした熱処理をそれぞれ行なった。すなわち、高圧部
にあたる部分の熱処理として９５０℃で加熱して完全に
オーステナイト化した後、高圧部中心部の焼入れ冷却速
度（９５０℃〜３００℃の平均）：約２５℃／ｈｒ（熱
処理Ｉ）、高圧部外周部の焼入れ冷却速度（９５０℃〜
３００℃の平均）：約１６００℃／ｈｒ（熱処理II）続
いて、熱処理Ｉ及び熱処理IIの後、６５０〜７００℃の
温度範囲で焼戻しを行ない、高圧部に要求される室温の
耐力：７０ｋｇ／ｍｍ2 になるように調整した。次に、
低圧部にあたる部分の熱処理条件として９００℃で加熱
して完全にオーステナイト化後、低圧部中心部の焼入れ
冷却速度（９００℃〜３００℃の平均）：約５０℃／ｈ
ｒ（熱処理III ）、低圧部外周部の焼入れ冷却速度（９
００℃〜３００℃の平均）：約１６００℃／ｈｒ（熱処
理IV）の２通りの冷却速度で焼入れ後、６００〜６５０
℃の温度範囲で焼戻しを行ない、低圧部に要求される室
温の耐力：７５ｋｇ／ｍｍ2 になるように調整した。な
お、比較材Ｆ，Ｇについても上述と同じ熱処理を行なっ
た。
【００２６】上述の高圧部中心部及び外周部並びに低圧
部中心部及び外周部の熱処理（焼入れ、焼戻し）を施し
た供試材について、室温引張試験、シャルピー衝撃試験
を行なった。又高圧部中心部及び外周部の熱処理（焼入
れ、焼戻し）を施した供試材についてクリープ破断試験
を行なった。室温引張試験には平行部径：８ｍｍ×標点
間距離：２８ｍｍの試験片を用いた。シャルピー衝撃試
験には１０×１０×５５ｍｍ、２ｍｍＶノッチシャルピ
ー衝撃試験片を用い試験後の試験片の延性破面率が５０
％となる温度（５０％ＦＡＴＴと言う）を求めた。クリ
ープ破断試験には平行部径：６．４ｍｍ×標点間距離：
２５．６ｍｍの試験片を用いた。試験結果をラーソンミ
ラーパラメータ｛ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）（２０＋log
ｔ）、Ｔ：試験温度、ｔ：試験時間｝を用いて整理し、
６００℃×１０4 ｈｒクリープ破断強度を求めた。これ
らの試験結果を表２に示す。
部中心部及び外周部の熱処理（焼入れ、焼戻し）を施し
た供試材について、室温引張試験、シャルピー衝撃試験
を行なった。又高圧部中心部及び外周部の熱処理（焼入
れ、焼戻し）を施した供試材についてクリープ破断試験
を行なった。室温引張試験には平行部径：８ｍｍ×標点
間距離：２８ｍｍの試験片を用いた。シャルピー衝撃試
験には１０×１０×５５ｍｍ、２ｍｍＶノッチシャルピ
ー衝撃試験片を用い試験後の試験片の延性破面率が５０
％となる温度（５０％ＦＡＴＴと言う）を求めた。クリ
ープ破断試験には平行部径：６．４ｍｍ×標点間距離：
２５．６ｍｍの試験片を用いた。試験結果をラーソンミ
ラーパラメータ｛ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）（２０＋log
ｔ）、Ｔ：試験温度、ｔ：試験時間｝を用いて整理し、
６００℃×１０4 ｈｒクリープ破断強度を求めた。これ
らの試験結果を表２に示す。
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】本発明材及び比較材とも引張性質は高圧部
の耐力７０ｋｇ／ｍｍ2 （Ｉ、II）、低圧部の耐力７５
ｋｇ／ｍｍ2 （III 、IV）にほぼ調整されていることが
わかる。次に５０％ＦＡＴＴは本発明材と比較材の間で
有意差はなく、高圧部の中心部（熱処理Ｉ）で＋４０〜
＋５２℃、高圧部の外周部（熱処理II）で＋３〜１２
℃、低圧部の中心部（熱処理III ）で＋２９〜＋３５
℃、低圧部の外周部（熱処理IV）で−３〜＋５℃であっ
た。
の耐力７０ｋｇ／ｍｍ2 （Ｉ、II）、低圧部の耐力７５
ｋｇ／ｍｍ2 （III 、IV）にほぼ調整されていることが
わかる。次に５０％ＦＡＴＴは本発明材と比較材の間で
有意差はなく、高圧部の中心部（熱処理Ｉ）で＋４０〜
＋５２℃、高圧部の外周部（熱処理II）で＋３〜１２
℃、低圧部の中心部（熱処理III ）で＋２９〜＋３５
℃、低圧部の外周部（熱処理IV）で−３〜＋５℃であっ
た。
【００３０】６００℃×１０4 ｈｒクリープ破断強度は
比較材の高圧部外周部（熱処理II）で９．２ｋｇ／ｍｍ
2 、１１．０ｋｇ／ｍｍ2 であるのに対し、本発明材の
それは、１３．１〜１４．７ｋｇ／ｍｍ2 であり、著し
くクリープ破断強度が高いことがわかる。上述のとおり
本発明材は靱性を犠牲にすることなく高い高温強度（ク
リープ破断強度）を有していることが検証された。
比較材の高圧部外周部（熱処理II）で９．２ｋｇ／ｍｍ
2 、１１．０ｋｇ／ｍｍ2 であるのに対し、本発明材の
それは、１３．１〜１４．７ｋｇ／ｍｍ2 であり、著し
くクリープ破断強度が高いことがわかる。上述のとおり
本発明材は靱性を犠牲にすることなく高い高温強度（ク
リープ破断強度）を有していることが検証された。
【００３１】
【発明の効果】前述の実施例において、明らかにしたと
おり、本発明材は靱性を犠牲にすることなく、高温にお
けるクリープ破断強度が著しく優れており、より高温域
で使用できる蒸気タービン単車室用高低圧一体ロータ材
を提供するものであり、プラントコストの低減、プラン
トの熱効率向上に大きく寄与するものである。
おり、本発明材は靱性を犠牲にすることなく、高温にお
けるクリープ破断強度が著しく優れており、より高温域
で使用できる蒸気タービン単車室用高低圧一体ロータ材
を提供するものであり、プラントコストの低減、プラン
トの熱効率向上に大きく寄与するものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 馬越 龍太郎 兵庫県高砂市荒井町新浜二丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂製作所内 (72)発明者 辻 一郎 兵庫県高砂市荒井町新浜二丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂製作所内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｎｉ：０．
１〜１．５％、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｍｏ：０．０５〜
０．５％、Ｖ：０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１５％、Ｗ：０．５〜２％、Ｂ：０．００１〜０．
０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素か
らなることを特徴とする高強度・高靱性低合金鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の高強度・高靱性低合金鋼
において、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋１／２Ｗ（重量％）が０．
７〜１．４であることを特徴とする高強度・高靱性低合
金鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の高強度・高靱性
低合金鋼において、重量比で、さらにＣｏを２％以下、
Ｔｉを０．０５％以下添加してなることを特徴とする高
強度・高靱性低合金鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19758795A JPH0941076A (ja) | 1995-08-02 | 1995-08-02 | 高強度・高靱性低合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19758795A JPH0941076A (ja) | 1995-08-02 | 1995-08-02 | 高強度・高靱性低合金鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0941076A true JPH0941076A (ja) | 1997-02-10 |
Family
ID=16376977
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19758795A Withdrawn JPH0941076A (ja) | 1995-08-02 | 1995-08-02 | 高強度・高靱性低合金鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0941076A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100330453B1 (ko) * | 1999-10-28 | 2002-04-01 | 윤영석 | 압력용기용 크롬-몰리브데늄-바나듐강 |
| US6569269B1 (en) * | 2000-02-08 | 2003-05-27 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for producing a high and low pressure integrated turbine rotor |
| US6821360B2 (en) | 2000-07-27 | 2004-11-23 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Heat-resisting steel, method for thermally treating heat-resisting steel, and components made of heat-resisting steel |
| US7540711B2 (en) | 2004-07-06 | 2009-06-02 | Hitachi, Ltd. | Heat resisting steel, steam turbine rotor shaft using the steel, steam turbine, and steam turbine power plant |
| CN104498834A (zh) * | 2014-12-15 | 2015-04-08 | 北京理工大学 | 一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺 |
| CN114182166A (zh) * | 2021-11-01 | 2022-03-15 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种390MPa级低合金耐蚀钢及其制备方法 |
| CN114667361A (zh) * | 2019-12-25 | 2022-06-24 | 三菱重工业株式会社 | 涡轮转子材料 |
-
1995
- 1995-08-02 JP JP19758795A patent/JPH0941076A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100330453B1 (ko) * | 1999-10-28 | 2002-04-01 | 윤영석 | 압력용기용 크롬-몰리브데늄-바나듐강 |
| US6569269B1 (en) * | 2000-02-08 | 2003-05-27 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for producing a high and low pressure integrated turbine rotor |
| US6773519B2 (en) | 2000-02-08 | 2004-08-10 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High and low pressure integrated type turbine rotor |
| US6821360B2 (en) | 2000-07-27 | 2004-11-23 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Heat-resisting steel, method for thermally treating heat-resisting steel, and components made of heat-resisting steel |
| US7540711B2 (en) | 2004-07-06 | 2009-06-02 | Hitachi, Ltd. | Heat resisting steel, steam turbine rotor shaft using the steel, steam turbine, and steam turbine power plant |
| CN104498834A (zh) * | 2014-12-15 | 2015-04-08 | 北京理工大学 | 一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺 |
| CN114667361A (zh) * | 2019-12-25 | 2022-06-24 | 三菱重工业株式会社 | 涡轮转子材料 |
| CN114182166A (zh) * | 2021-11-01 | 2022-03-15 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种390MPa级低合金耐蚀钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20021105 |