(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１６〜２６、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：２以上４未満、Ａｌ：０．３〜２、Ｔｉ：０．３〜３、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｎｂ：０．１〜０．４、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金。
【請求項２】
前記不可避的不純物のうち、少なくとも、Ｓｉを０．１質量％以下、Ｍｎを０．１質量％以下に抑制したことを特徴とする請求項１記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金。
【請求項３】
請求項１または２記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンのタービンロータ。
【請求項４】
請求項１または２記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンの動翼。
【請求項５】
請求項１または２記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンの静翼。
【請求項６】
請求項１または２記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービン用螺合部材。
【請求項７】
請求項１または２記載の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービン用配管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温の蒸気が作動流体として流入する蒸気タービンの鍛造部品を構成する材料に係わり、特に、鍛造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金、この蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、および蒸気タービン用配管に関する。
【背景技術】
【０００２】
石炭は、世界中の広い範囲に豊富に埋蔵されており、供給の安定性の観点で優位な資源である。そのため、石炭火力発電は、原子力発電とともに、ベース電源として開発が進められている。しかしながら、石炭の単位電力あたりのＣＯ２排出量は、他の化石燃料と比較して多く、ＣＯ２排出量を削減するためには、石炭火力発電システムの高効率化が必要である。
【０００３】
蒸気タービンの発電効率を向上させるためには、タービン蒸気温度を高温化することが最も有効である。近年の蒸気タービン火力発電プラントにおいて、その蒸気温度は６００℃以上まで上昇している。さらに現在、蒸気温度が７００℃以上の火力発電システムの開発が世界的に行われている。
【０００４】
例えば、この高温の蒸気を受ける動翼が植設されたタービンロータにおいては、タービンロータの周囲に高温の蒸気が回流して高温になるとともに、回転により高い応力が発生する。そのため、タービンロータは、高温、高応力に耐える必要があり、タービンロータを構成する材料として、特に高温度領域において優れた、強度、延性、靭性を有するものが求められている。また、高温の蒸気に曝される蒸気タービンの、動翼、静翼、ボルトなどの螺合部材および配管などにおいても、これらを構成する材料として、タービンロータと同様に、特に高温度領域において優れた、強度、延性、靭性を有するものが求められている。
【０００５】
蒸気温度が７００℃を超える場合には、従来の鉄系の材料では高温強度が不足するため、Ｎｉ基合金の適用が必須となる（例えば、特許文献１参照。）。Ｎｉ基合金の代表例として、インコネル７１８合金（スペシャルメタル社製）やインコネル６１７合金（スペシャルメタル社製）が挙げられる。Ｎｉ基合金の強化機構は、大きく分けて析出強化型と固溶強化型に分けられる。析出強化型Ｎｉ基合金では、ＮｉにＡｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂを添加することによってγ’相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））、あるいはγ’’相（Ｎｉ３Ｎｂ） と呼ばれる析出相を析出させることによって高温での強度を向上させている。代表的な析出強化型Ｎｉ基合金としては、上記したインコネル７１８合金が挙げられる。一方、固溶強化型Ｎｉ基合金では、ＮｉにＣｏ、Ｍｏ、Ｗ等を添加することによって、母相そのものを強化している。代表的な固溶強化型Ｎｉ基合金としては、上記したインコネル６１７合金が挙げられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平７−１５０２７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したように、７００℃を超える蒸気タービンのタービンロータの材料として、Ｎｉ基合金の適用が検討されているが、さらに高温強度を向上させる余地があると考えられる。また、このＮｉ基合金の高温強度は、Ｎｉ基合金の鍛造性などを維持しつつ、組成改良等により向上されることが求められている。
【０００８】
さらに蒸気タービンを構成する部材は、高温に長時間曝されるため、その部材を構成する材料においては、長時間に亘って健全性と組織安定性を維持できるものが要求される。
【０００９】
そこで、本発明は、高温強度特性および鍛造性に優れた蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金、この蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、および蒸気タービン用配管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成するために、本発明の一態様によれば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１６〜２６、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：２以上４未満、Ａｌ：０．３〜２、Ｔｉ：０．３〜３、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｎｂ：０．１〜０．４、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金が提供される。
【００１５】
また、本発明の一態様によれば、上記したいずれかの、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンのタービンロータが提供される。
【００１６】
さらに、本発明の一態様によれば、上記したいずれかの、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンの動翼が提供される。
【００１７】
また、本発明の一態様によれば、上記したいずれかの、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンの静翼が提供される。
【００１８】
また、本発明の一態様によれば、上記したいずれかの、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービン用螺合部材が提供される。
【００１９】
また、本発明の一態様によれば、上記したいずれかの、蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鍛造により作製されたことを特徴とする蒸気タービン用配管が提供される。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金、この蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、および蒸気タービン用配管によれば、従来のＮｉ基合金よりも高温強度特性に優れ、かつ鍛造性に優れている。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】過剰な合金元素の添加によって析出するσ相の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。
【図２】熱力学計算（Thermo-Calc）によって得られた、ＭｏとＷの含有量比（Ｗ／（Ｍｏ＋Ｗ））と平衡σ相量の関係を示す図である。
【図３】本発明に係る試料９の組織の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。
【図４】比較例である試料１８の組織の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明の一実施の形態を説明する。
【００２３】
図１は、過剰な合金元素の添加によって析出するσ相１０の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。なお、図１に示したＮｉ基合金の組成成分は、質量％で、Ｃを０．１、Ａｌを３、Ｔｉを０．３、Ｃｒを２３、Ｃｏを１２、Ｍｏを１０含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金である。
【００２４】
高温高圧の環境に設置される蒸気タービンの部品を構成する材料として、インコネル７０６やインコネル６１７などのＮｉ基合金は、有用な材料である。蒸気タービン発電設備における高温化に対応するために、これらの材料の組成改良を行う際、過剰の強化元素の添加は、組織の安定性を悪化させ、有害相と呼ばれる弱化を引き起こす相の析出を助長する可能性がある。
【００２５】
例えば、従来のインコネル６１７にＡｌ、Ｔｉを複合添加すると、析出するγ’相量は増加し、クリープ強度は向上するが、図１に示すように、過剰な合金元素の添加によって板状あるいは針状のσ相１０の析出が促進される。このσ相１０は、主としてＣｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉからなる硬く、脆い金属間化合物である。σ相１０の析出は、衝撃値、クリープ特性、低サイクル疲労などの機械的特性の低下を招く。これは、き裂がこのような板状あるいは針状の析出物に沿って進展しやすいこと、あるいは、このような析出物が生じることによって母相に含まれる強化元素が消費されることに起因する。
【００２６】
ここで、図２は、熱力学計算（Thermo-Calc）によって得られた、ＭｏとＷの含有量比（Ｗ／（Ｍｏ＋Ｗ））と平衡σ相量の関係を示す図である。なお、図２に示したＮｉ基合金の組成成分は、質量％で、Ｃｒを２３、Ｃｏを１２．５、Ａｌを１．６、Ｔｉを０．３、Ｔａを０．１、Ｎｂを０．３、Ｂを０．００３、Ｃを０．０５、Ｍｏ＋Ｗ（ＭｏとＷの合計）を９含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金である。
【００２７】
図２に示す平衡計算結果によれば、σ相の析出量は、ＭｏをＷに置換することによって減少し、Ｗ／（Ｍｏ＋Ｗ）が０．８程度まで増加するとσ相は完全に消失する。上記したように、σ相の析出量の増加は、機械的特性の低下を招き、特にσ相の析出量が８％を超える場合にはクリープ寿命の低下が著しいことから、σ相の析出量を８％未満に抑えることが好ましい。
【００２８】
上記した、熱力学計算（Thermo-Calc）によって得られた、ＭｏとＷの含有量比（Ｗ／（Ｍｏ＋Ｗ））と平衡σ相量の関係を考慮して、本発明に係る一実施の形態における蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金に発明に至った。
【００２９】
本発明に係る一実施の形態における蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金は、以下に示す組成成分範囲で構成される。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。
【００３０】
（Ｍ１）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１６〜２６％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：２〜７％、Ａｌ：０．３〜２％、Ｔｉ：０．３〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。
【００３１】
（Ｍ２）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１６〜２６％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：２〜７％、Ａｌ：０．３〜２％、Ｔｉ：０．３〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。
【００３２】
（Ｍ３）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１６〜２６％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：２〜７％、Ａｌ：０．３〜２％、Ｔｉ：０．３〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。
【００３３】
（Ｍ４）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１６〜２６％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：２〜７％、Ａｌ：０．３〜２％、Ｔｉ：０．３〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。
【００３４】
（Ｍ５）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１６〜２６％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：２〜７％、Ａｌ：０．３〜２％、Ｔｉ：０．３〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ＋２Ｎｂ：０．１〜０．７％、Ｗ＋Ｍｏ：９〜１２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。なお、「Ｔａ＋２Ｎｂ」は、ＴａとＮｂのモル比が１：２を意味する。
【００３５】
ここで、上記（Ｍ１）〜（Ｍ５）のＮｉ基合金における不可避的不純物において、その不可避的不純物のうち、少なくとも、Ｓｉが０．１％以下、Ｍｎが０．１％以下に抑制されていることが好ましい。なお、不可避的不純物としては、上記した、ＳｉおよびＭｎの他に、例えば、Ｃｕ、ＦｅおよびＳなどが挙げられる。
【００３６】
上記した組成成分範囲のＮｉ基合金は、運転時の温度が６８０〜７５０℃となる蒸気タービンの鍛造部品を構成する材料として好適である。蒸気タービンの鍛造部品として、例えば、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、蒸気タービン用配管などが挙げられる。
【００３７】
ここで、蒸気タービン用螺合部材として、例えば、タービンケーシングやタービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどを例示することができる。また、蒸気タービン用配管として、例えば、蒸気タービンプラントなどに設置され、蒸気タービンに高温高圧の蒸気を供給する配管や、蒸気タービン内部の配管などを例示することができる。蒸気タービン用配管として、具体的には、例えば、ボイラからの蒸気を高圧タービンに導く主蒸気管や、ボイラ再熱器からの蒸気を中圧タービンに導く高温再熱蒸気管などを例示することができる。さらに、蒸気タービン用配管として、蒸気タービンに導入された高温高圧の蒸気をノズルボックスに導く主蒸気導入管などを例示することができる。なお、蒸気タービン用配管は、これらに限定されるものではなく、例えば、温度が６８０〜７５０℃の蒸気が流動する配管なども含まれる。
【００３８】
上記した、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、蒸気タービン用配管は、いずれも高温高圧の環境に設置される。
【００３９】
なお、上記した蒸気タービンの鍛造部品のすべての部位を上記したＮｉ基合金で構成しても、また、特に高温となる蒸気タービンの鍛造部品の一部の部位を上記したＮｉ基合金で構成してもよい。ここで、蒸気タービンの鍛造部品が高温となるのは、具体的には、例えば、高圧蒸気タービン部の全領域、または高圧蒸気タービン部から中圧蒸気タービン部の一部分までの領域などが挙げられる。さらに、蒸気タービンの鍛造部品が高温となるのは、上記した高温高圧の蒸気を各種蒸気タービンに導く、主蒸気管や高温再熱蒸気管などの配管部が挙げられる。なお、蒸気タービンの鍛造部品が高温となる部分は、これらに限られるものではなく、例えば、温度が６８０〜７５０℃程度となる部分であればこれに含まれる。
【００４０】
また、上記した組成成分範囲のＮｉ基合金は、従来のＮｉ基合金よりも高温強度特性に優れ、かつ鍛造性に優れている。すなわち、このＮｉ基合金を用いて、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、蒸気タービン用配管などの蒸気タービンの鍛造部品を構成することで、高温環境下においても高い信頼性を有する、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、蒸気タービン用配管などの鍛造部品を作製することができる。
【００４１】
次に、上記した本発明に係るＮｉ基合金における各組成成分範囲の限定理由を説明する。
【００４２】
（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、強化相であるＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として有用である。また、Ｃは、炭化物のピーニング効果によって製造時の高温下における結晶粒の粗大化を抑制する。Ｃの含有率が０．０１未満の場合には、炭化物の十分な析出量を確保できないことにより、結晶粒の粗大化を引き起こすことがある。一方、Ｃの含有率が０．１５％を超えると、鍛造性が低下する。そのため、Ｃの含有率を０．０１〜０．１５％とした。
【００４３】
（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の耐酸化性、耐食性および機械的強度（高温強度特性、以下同じ）を高めるのに不可欠な元素である。Ｃｒの含有率が１６％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２６％を超えると、σ相の析出が著しく促進され、衝撃値、クリープ特性、低サイクル疲労寿命などの機械的特性が悪化する。そのため、Ｃｒの含有率を１６〜２６％とした。
【００４４】
（３）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、Ｎｉ基合金において、母相内に固溶して母相の機械的強度を向上させる。しかしながら、Ｃｏの含有率が１５％を超えると、鍛造性が低下する。一方、Ｃｏの含有率が１０％未満の場合には、機械的強度が低下する。そのため、Ｃｏの含有率を１０〜１５％とした。
【００４５】
（４）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、Ｎｉ母相中に固溶して母相の機械的強度を向上させる効果を有し、また、Ｍ２３Ｃ６型炭化物中に一部が置換することによって炭化物の安定性を高める。Ｍｏの含有率が７％を超えると、σ相の析出による衝撃値、クリープ特性、低サイクル疲労寿命などの機械的特性の低下が顕著になる。一方、Ｍｏの含有率が２％未満の場合には、σ相の析出は抑制されるが、上記した効果が発揮されない。そのため、Ｍｏの含有率を２〜７％とした。
【００４６】
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’相（ガンマプライム相：Ｎｉ３Ａｌ）を生成し、析出によるＮｉ基合金の機械的強度を向上させる。Ａｌの含有率が０．３％未満の場合には、Ｎｉ母相に完全に固溶するためγ’相の析出による効果が発揮されない。一方、Ａｌの含有率が２％を超えると、σ相の析出が助長され、機械的特性が低下する。さらに、γ’相の固溶温度が上昇するため熱間加工性が著しく低下する。そのため、Ａｌの含有率を０．３〜２％とした。
【００４７】
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’相（ガンマプライム相：Ｎｉ３Ｔｉ）を生成し、Ｎｉ基合金の機械的強度を向上させる。Ｔｉの含有率が０．３％未満の場合には、γ’相の析出による効果が発揮されない。一方、Ｔｉの含有率が３％を超えると、σ相の析出が助長され、機械的特性が低下する。さらに、γ’相の固溶温度が上昇するため熱間加工性が著しく低下する。そのため、Ｔｉの含有率を０．３〜３％とした。
【００４８】
（７）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、粒界に偏析して機械的特性を向上させる。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、この機械的強度を向上させる効果が発揮されない。一方、Ｂの含有率が０．００６％を超えると、粒界脆化を招き、さらに、溶接性が悪化する。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．００６％とした。
【００４９】
（８）Ｗ（タングステン）
Ｗは、Ｍｏと同様に、Ｎｉ母相中に固溶して母相の機械的強度を向上させる効果を有する。また、Ｗは、Ｍｏよりもσ相の析出に与える影響は小さい。Ｗ＋Ｍｏの含有率が１２％を超えると、σ相の析出が顕著となり、機械的特性が低下する。一方、Ｗ＋Ｍｏの含有率が９％未満の場合には、機械的強度を向上させる効果が発揮されない。そのため、Ｗ＋Ｍｏの含有率を９〜１２％とした。
【００５０】
ここで、上記したＭｏおよびＷの組成成分範囲から、ＭｏとＷの含有量比（Ｗ／（Ｍｏ＋Ｗ））は、最小で２／９（約０．２２）となる。これは、図２に示された平衡計算結果から、σ相の析出量を８％未満に抑えることができる範囲である。
【００５１】
（９）Ｔａ（タンタル）
Ｔａは、γ’相（ガンマプライム相：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））に固溶して機械的強度を高め、このγ’相の析出強度を安定させる。Ｔａの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられず、Ｔａの含有率が０．７％を超えると、鍛造性が低下する。そのため、Ｔａの含有率を０．１〜０．７％とした。
【００５２】
（１０）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’相（ガンマプライム相：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））に固溶して機械的強度を高め、このγ’相の析出強度を安定させる。Ｎｂの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられず、Ｎｂの含有率が０．４％を超えると、溶解や鋳造時において偏析を招く。そのため、Ｎｂの含有率を０．１〜０．４％とした。
【００５３】
また、上記したＴａとＮｂを、（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．１〜０．７％の範囲で含有することで、γ’相（ガンマプライム相：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））の析出強度を向上させる。（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられず、（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．７％を超えると、機械的強度は向上するが、鍛造性が低下する。なお、この場合、ＴａおよびＮｂは、それぞれ少なくとも０．１％以上含有される。
【００５４】
Ｎｂの比重は、Ｔａの約１／２（Ｔａの比重：１６．６、Ｎｂの比重：８．５７）であることからＴａ単独で添加する場合に比べ、ＴａとＮｂを複合添加することで固溶量を増大することができる。また、Ｔａは、戦略物質ということもあり、材料調達が不安定であるが、Ｎｂの埋蔵量はＴａの約１００倍で安定供給が可能である。Ｔａは、Ｎｂよりも融点が高く（Ｔａの融点：約３０００℃、Ｎｂの融点：約２４７０℃）、より高温におけるγ’相が強化され、また、Ｎｂよりも耐酸化性に優れている。
【００５５】
（１１）Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｕ（銅）、Ｆｅ（鉄）およびＳ（硫黄）
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＦｅおよびＳは、本発明に係るＮｉ基合金においては、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。また、これらの不可避的不純物のうち、少なくとも、ＳｉおよびＭｎは、０．１％以下に抑制されることが好ましい。
【００５６】
Ｓｉは、普通鋼の場合、耐食性を補うため添加される。しかしながら、Ｎｉ基合金はＣｒ含有量が多く、十分に耐食性を確保できることから、本発明に係るＮｉ基合金では、Ｓｉの残存含有率を０．１％以下とし、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。
【００５７】
Ｍｎは、普通鋼の場合、脆性に起因するＳ（硫黄）をＭｎＳとして脆性を防止する。しかしながら、Ｎｉ基合金におけるＳの含有量は極めて少なく、Ｍｎを添加する必要はない。そのため、本発明に係るＮｉ基合金では、Ｍｎの残存含有率を０．１％以下とし、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。
【００５８】
上記した本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金は、例えば、Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成し、その鋳塊をソーキング処理し、圧延などによって鍛造し、溶体化処理、時効処理などを施すことで作製される。
【００５９】
ソーキング処理では、１０００〜１２５０℃の温度範囲で３〜７２時間維持することが好ましい。また、鍛造は、９５０〜１１００℃の温度範囲で行われる。
【００６０】
溶体化処理では、１０００〜１２００℃の温度範囲で３〜２４時間維持することが好ましい。ここで、溶体化処理温度は、γ’相析出物を均質に固溶化するために行われ、温度が１０００℃を下回る温度では十分に固溶されず、１２００℃を上回る温度では結晶粒の粗大化により強度が低下する。これらの熱処理は、上記した温度範囲内で段階を分けていくつかの設定条件で処理されてもよい。溶体化処理後の冷却は、水冷または強制空冷などで行われる。
【００６１】
また、７００〜８００℃の温度範囲で３〜３０時間維持することにより、時効処理を行ってもよい。この時効処理を行うことによって、γ’相の早期析出を達成することが可能となる。
【００６２】
また、本発明に係る、鍛造部品である蒸気タービンのタービンロータは、例えば次のように作製される。
【００６３】
例えば、１つの方法（ダブルメルト）として、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、所定の型に流し込む。続いて、ソーキング処理、鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施しタービンロータを作製する。
【００６４】
他の方法（ダブルメルト）として、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、所定の型に流し込む。続いて、ソーキング処理、鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施しタービンロータを作製する。
【００６５】
さらに、他の方法（トリプルメルト）として、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、所定の型に流し込む。続いて、ソーキング処理、鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施しタービンロータを作製する。なお、上記方法によって作製されたタービンロータは、超音波検査等が行われる。
【００６６】
なお、タービンロータを作製する場合においても、ソーキング処理、鍛造処理、溶体化処理、時効処理などは、前述した温度範囲および時間範囲で行われる。
【００６７】
上記した蒸気タービンのタービンロータの製造方法によって、タービンロータの少なくとも所定部位が製造される。所定部位として、タービンロータのうち、例えば、７００℃以上の高温に曝される部位などが挙げられる。この場合、タービンロータのうち、例えば、６００℃程度の温度に曝される部位は、従来の耐熱合金によって製造する。そして、上記した製造方法によって製造された本発明に係るＮｉ基合金からなる部品と、従来の耐熱合金からなる部品とを、例えば溶接により接合してタービンロータが構成される。
【００６８】
なお、本発明に係るＮｉ基合金からなる部品と、従来の耐熱合金からなる部品との接合方法は、溶接に限らず、例えばボルトおよびナットによって締結してもよい。このように、使用される温度条件に基づいて材料を選択し、タービンロータを構成する部品を分割して作製することで、小鋼塊のＮｉ基合金においても、７００℃以上の高温環境中で使用可能なタービンロータを製造することができる。なお、使用される温度条件によっては、タービンロータのすべてを上記した蒸気タービンのタービンロータの製造方法によって製造してもよい。
【００６９】
また、本発明に係る、鍛造部品である蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材は、例えば次のように作製される。
【００７０】
まず、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製し、ソーキング処理を施す。そして、この鋳塊を上記鍛造部品の形状に対応する型に配置して圧延などの鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施すことで蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材が作製される。すなわち、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材は、型鍛造によって作製される。
【００７１】
また、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材は、例えば、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製し、ソーキング処理を施し、上記した同様の鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施す方法で作製されてもよい。
【００７２】
さらに、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材は、例えば、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製し、ソーキング処理を施し、上記した同様の鍛造処理、溶体化処理、時効処理などを施す方法で作製されてもよい。
【００７３】
なお、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼および蒸気タービン用螺合部材を作製する場合においても、ソーキング処理、鍛造処理、溶体化処理、時効処理などは、前述した温度範囲および時間範囲で行われる。
【００７４】
一方、本発明に係る、鍛造部品である蒸気タービン用配管は、例えば次のように作製される。
【００７５】
まず、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金を構成する組成成分を電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い、鋳塊を作製し、ソーキング処理を施す。この鋳塊を縦型プレスで穿孔しコップ状の素管を作製し、横型プレスでマンドレルとダイスによる加工と再加熱を繰り返し、蒸気タービン用配管の形状に成型することで蒸気タービン用配管が作製される。この加工方法は、エルハルト−プッシュベンチ製管法である。なお、溶体化処理および時効処理は、それぞれ１０００〜１２００℃の温度範囲で３〜２４時間および７００〜８００℃の温度範囲で３〜３０時間とすることにより、γ’相析出物の均質固溶化および早期析出を達成することが可能となる。
【００７６】
なお、上記した、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、蒸気タービン用配管を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。
【００７７】
以下に、本発明に係る蒸気タービンの鍛造部品用のＮｉ基合金が、高温強度特性および鍛造性に優れていることを説明する。
【００７８】
（高温強度特性および鍛造性の評価）
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金が、優れた、高温強度特性および鍛造性を有することを説明する。表１は、高温強度特性および鍛造性の評価に用いられた試料１〜試料３７の化学組成を示す。なお、試料１〜試料１７は、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金であり、試料１８〜試料３７は、その組成が本発明の化学組成範囲にないＮｉ基合金であり、比較例である。また、試料１８は、従来鋼であるインコネル６１７相当の化学組成を有する。なお、ここで使用した本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金には、不可避的不純物として、Ｓｉ、Ｍｎ以外に、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓが含まれている。
【００７９】
【表１】
0005550298.tif 000002
【００８０】
高温強度特性をクリープ破断試験によって評価した。クリープ破断試験では、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料３７のＮｉ基合金２０ｋｇをそれぞれ真空誘導溶解炉にて溶解し、鋳塊を作製した。
【００８１】
続いて、この鋳塊に対して、１０５０℃で５時間ソーキング処理を行った。その後、９５０〜１１００℃（再加熱温度が１１００℃）の温度範囲で５００ｋｇｆハンマー鍛造機にて鍛造した。鍛造後、１１８０℃で４時間加熱し、その後、強制空冷により冷却して溶体化処理を施した。溶体化処理後、７５０℃で３０時間加熱して時効処理を施し、鍛造鋼とした。そして、この鍛造鋼から所定のサイズの試験片を作製した。
【００８２】
そして、各試料による試験片に対して、温度が７００℃、１０万時間におけるクリープ破断強度を測定した。なお、クリープ破断試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７１の規格に準じて行われた。
【００８３】
ここで、クリープ破断試験における温度条件である７００℃は、蒸気タービンの通常の運転時の温度条件およびそれに安全率を見込んだ温度を考慮して設定した。クリープ破断試験の測定結果を表２に示す。
【００８４】
また、各試料に対して、鍛造性の評価を行った。鍛造性の評価は、上記したソーキング処理後の試料を、５００ｋｇｆハンマー鍛造機にて鍛造し、直径が６３ｍｍ、長さが５００〜５７０ｍｍの円柱状の試験片を作製した。また、鍛造処理は、鍛造比（ＪＩＳ Ｇ ０７０１（鋼材鍛錬作業の鍛錬成形比の表わし方）に基づく鍛造比）が３となるまで行った。なお、鍛造処理は、９５０〜１１００℃の範囲で行い、鍛造被対象物である試験片の温度が低下したとき、すなわち鍛造被対象物が硬化してきたときには、再加熱温度１１００℃まで再度加熱して鍛造処理を繰り返し行った。鍛造性の評価は、円柱状の試料を冷却後に、鍛造割れの有無を目視観察することで行った。
【００８５】
ここで、鍛造比とは、鍛造処理を施す前における、鍛造被対象物が伸長される方向に垂直な鍛造被対象物の断面積を、鍛造処理後における、鍛造被対象物が伸長された方向に垂直な鍛造被対象物の断面積で除したものである。
【００８６】
鍛造性の評価結果を表２に示す。表２に示されたリヒート回数は、鍛造処理において鍛造比を３とするまでの間に、鍛造被対象物が再加熱された回数である。ここで、表２において、鍛造割れがない場合には「無」と示し、さらに、鍛造性が優れていることを示すため、鍛造性の評価を「○」で示す。一方、鍛造割れがある場合には「有」と示し、さらに、鍛造性が劣ることを示すため、鍛造性の評価を「×」で示す。
【００８７】
【表２】
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【００８８】
表２に示すように、試料１〜試料１７は、試料１８〜試料３７に比べて、高いクリープ破断強度が得られることがわかった。さらに、試料１〜試料１７は、鍛造性も優れていることがわかった。試料１〜試料１７において、クリープ破断強度が高い値となったのは、析出強化と固溶強化が図られたためと考えられる。
【００８９】
一方、比較例の試料において、例えば、試料２４や試料３５の従来鋼では、高いクリープ破断強度を示したが、鍛造性が劣っていることがわかった。このように、高温強度特性および鍛造性のすべてに優れた従来鋼はなかった。
【００９０】
ここで、図３は、本発明に係る試料９の組織の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。図４は、比較例である試料１８の組織の様子を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察した図である。
【００９１】
図３に示すように、本発明に係る試料９においては、σ相の析出を抑制しつつ、母相中に微細なγ’相２０がほぼ均一に分散して安定的に析出していることがわかった。これによって、高いクリープ破断強度が得られたものと考えられる。
【００９２】
一方、図４に示すように、比較例である試料１８においては、σ相の析出は抑制されているものの、γ’相がほとんど析出していないことがわかった。
【００９３】
以上、本発明を一実施の形態により具体的に説明したが、本発明はこれらの実施の形態にのみ限定されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で種々変更可能である。
【符号の説明】
【００９４】
１０…σ相、２０…γ’相。
【図２】
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【図１】
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【図３】
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【図４】
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