(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１４〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜４、Ｔｉ：０．５〜４、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｎｂ：０．１〜０．４、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ９．５質量％≦０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１３質量％の関係を満たすことを特徴とする蒸気タービンの鍛造部品用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鍛造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明の実施形態は、鍛造性等に優れた、蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金および蒸気タービンの鍛造部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
石炭火力発電設備から排出されるＣＯ２を削減する手段として、石炭火力システムの高効率化を図ることが有効な手段であり、例えば、石炭火力発電設備に備えられている蒸気タービンの発電効率を向上させることで実現可能となる。蒸気タービンの発電効率の向上には、タービン蒸気温度を高温化することが最も効果的である。近年の火力発電プラントにおいて、その蒸気温度は６００℃以上まで上昇しており、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。
【０００３】
高温の蒸気に曝される蒸気タービンが備える、タービンロータ、動翼および静翼などの鍛造部品や、蒸気タービンに使用される、ボルトなどの螺合部材および配管などの鍛造部品は、高温になるとともに、高い応力が発生する。そのため、これらを構成する材料として、室温から高温の温度領域まで、優れた、強度、延性、靭性を有するものが求められている。
【０００４】
現在、蒸気タービンを構成する構成部品に使用されている材料は、Ｆｅを主成分とし、高温強度を向上させるためにＣｒ、Ｍｏ等の元素を添加したＦｅ基合金である。しかしながら、蒸気の温度が７００℃以上となると、Ｆｅ基合金の耐熱温度を超えるため、さらに耐熱温度が高いＮｉ基合金の適用が検討されている。
【０００５】
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’（ガンマプライム：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相、あるいはγ”（ガンマダブルプライム：Ｎｉ３Ｎｂ）相 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℃を超える蒸気環境下において使用される、蒸気タービンの構成部品の材料として、Ｎｉ基合金の適用が検討されている。蒸気タービンの構成部品の材料において、７００℃を超える蒸気環境下における十分な高温強度が要求され、さらに、高温に長時間曝されるため、長時間に渡る材料の健全性が要求される。
【０００８】
また、蒸気タービンの構成部品が、接合、締結または嵌め込みなどの接続部を備える場合、この接続部において、接続部を構成する材料の熱膨張差に起因した熱応力が発生する。
【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Ｎｉ基合金、この蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金を用いて作製された蒸気タービンの鍛造部品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】
【００１０】
本発明の実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１４〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜４、Ｔｉ：０．５〜４、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｎｂ：０．１〜０．４、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ９．５質量％≦０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１３質量％の関係を満たすことを特徴とする。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】熱力学計算によって得られた、７００℃におけるσ相の析出領域を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明に係る実施形態を説明する。
【００１３】
Ｃｏ、Ｍｏを添加することにより、Ｎｉ基の母相を強化（固溶強化）して高温強度の向上が図られた、例えばインコネル６１７合金において、Ａｌ、Ｔｉ、ＴａおよびＮｂを添加し、高温で安定な金属間化合物であるγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を析出させることで、高温強度をさらに向上させることができる。しかしながら、強化元素の過剰な添加は、組織の安定性を悪化させ、機械的特性の低下を引き起こすＴＣＰ（Topologically Close-Packed）相の析出を助長する。
本発明に係る実施形態では、ＴＣＰ相の一つであるσ相の主成分であるＣｒに着目し、弱化を引き起こす有害相の析出を抑制しつつ、γ’相の析出に寄与するＡｌおよびＴｉの添加によって、高温強度の向上を図ったものである。
【００１４】
以下、その詳細を説明する。
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、過剰量添加することによって母相のＣｒ濃度が濃化し、板状あるいは針状のσ相の析出が促進され、機械的特性が低下する。
【００１５】
図１は、熱力学計算によって得られた、７００℃におけるσ相の析出領域を示す図である。なお、図１において、横軸は、Ｃｒの含有量（質量％）、縦軸は、Ａｌの含有量（質量％）とＴｉの含有量（質量％）を合計した含有量（以下、ＡｌとＴｉの含有量という）を示している。また、図１において示されたラインＬよりも上の領域は、σ相が析出する領域であり、ラインＬよりも下の領域は、σ相が析出しない領域である。また、図１に示したＮｉ基合金における、Ｃｒ、ＡｌおよびＴｉ以外の組成成分は、質量％で、Ｃが０．０５、Ｃｏが１２．５、Ｍｏが９、Ｂが０．００３、Ｔａが０．１、Ｎｂが０．３、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
【００１６】
図１に示すように、Ｃｒの含有量が増加するに伴って、σ相が析出しない領域におけるＡｌとＴｉの含有量の範囲が狭くなる。このような結果に基づいて、Ｃｒの含有量と、ＡｌとＴｉの含有量とを調整し、図１において示されたラインＬ上、またはその近傍となる領域で、γ’相を最大限析出させることで、組織安定性と高温強度の向上を図ることができる。
【００１７】
上記した、熱力学計算によって得られた、ラインＬ、Ｃｒの含有量、およびＡｌとＴｉの含有量の関係を考慮して、本発明に係る実施形態における蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金に発明に至った。
【００１８】
本発明に係る実施形態における蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００１９】
本発明に係る実施形態における蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金は、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１４〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜４、Ｔｉ：０．５〜４、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｎｂ：０．１〜０．４、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ９．５質量％≦０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１３質量％の関係を満たすＮｉ基合金である。
【００２０】
また、上記した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。
【００２１】
上記した本発明に係る実施形態の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。これらの蒸気タービンの鍛造部品は、いずれも高温高圧の環境に設置されるものである。
【００２２】
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。
【００２３】
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領域として、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領域として、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。
【００２４】
また、上記した蒸気タービンの鍛造部品において、鍛造部品どうしを接合、締結または嵌め込む接続部を備える場合、それぞれの鍛造部品の少なくとも接続部を本発明に係る実施形態のＮｉ基合金で構成することで、異なる合金の組み合わせの場合と比較して、熱膨張差に起因する熱応力を低減させることができる。このような蒸気タービンの鍛造部品の組み合わせとして、具体的には、例えば、動翼と、この動翼が植設されるタービンロータなどが挙げられる。
【００２５】
また、上記した本発明に係る実施形態の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。
【００２６】
次に、上記した本発明に係る実施形態の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。
【００２７】
（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、強化相である炭化物の構成元素として有用であるとともに、結晶粒界の移動を阻止する、炭化物のピン止め効果によって、高温下における結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。Ｃの含有率が０．０１未満の場合には、炭化物による強化が十分でないとともに、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恐れがある。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。
【００２８】
（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の耐酸化性、耐食性および高温強度特性を高めるのに不可欠な元素である。Ｃｒの含有率が１４％未満の場合には、耐酸化性および耐食性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２０％を超えると、σ相の析出が誘起され、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１４〜２０％とした。
【００２９】
（３）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、Ｎｉ基合金において、母相内に固溶し、クリープ強度および引張強度を向上させる。Ｃｏの含有率が１０％未満の場合には、十分な機械的強度が得られない。一方、Ｃｏの含有率が１５％を超えると、鍛造性が低下する。そのため、Ｃｏの含有率を１０〜１５％とした。
【００３０】
（４）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、Ｎｉ母相中に固溶し、クリープ強度および引張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１２％を超えると、σ相の析出による機械的強度の低下が顕著になる。一方、Ｍｏの含有率が８％未満の場合には、機械的強度の向上が得られない。そのため、Ｍｏの含有率を８〜１２％とした。
【００３１】
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を生成し、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０．５％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４％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とともに、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０．５〜４％とした。
【００３２】
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’（Ｎｉ３Ｔｉ）相を生成し、Ｎｉ基合金の機械的強度を向上させる。Ｔｉの含有率が０．５％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４％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とともに、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０．５〜４％とした。
【００３３】
（７）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、粒界に偏析して高温強度特性を向上させる。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、この高温強度特性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、粒界脆化を招く。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．００６％とした。
【００３４】
（８）Ｔａ（タンタル）
Ｔａは、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相に固溶して、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。
【００３５】
（９）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相に固溶して、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。
【００３６】
（１０）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、本発明に係る実施形態の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。
【００３７】
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、本発明に係る実施形態の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。
【００３８】
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、本発明に係る実施形態の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。
【００３９】
（１１）０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉ
上記した図１において、σ相が析出する領域と、σ相が析出しない領域との境界線であるラインＬは、Ｃｒの含有量（質量％）と、ＡｌとＴｉの含有量（質量％）との関係式（０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉ＝１０．５質量％）によって示される。そして、０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉの値が１０．５以下の場合、σ相の析出を完全に防ぐことができるが、０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉの値が９．５を下回ると、十分なγ’相の析出が得られず、機械的特性の向上する効果が小さくなる。
【００４０】
一方、ラインＬよりも上の領域である、σ相が析出する領域であっても、０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉの値が１３以下の場合には、σ相が析出しても、機械的特性が低下することはない。また、０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉの値が１３を超えると、σ相の析出量が増加し、機械的特性の低下が顕著となる。そのため、０．４５Ｃｒ＋Ａｌ＋Ｔｉを９．５〜１３質量％の範囲とした。
【００４１】
ここで、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金、およびこの鍛造部品用Ｎｉ基合金を用いて製造される蒸気タービンの鍛造部品の製造方法について説明する。
【００４２】
上記した本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００４３】
また、本発明に係る実施形態の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。
【００４４】
例えば、１つの方法（ダブルメルト）として、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００４５】
他の方法（ダブルメルト）として、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００４６】
さらに、他の方法（トリプルメルト）として、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００４７】
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実施形態の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。
【００４８】
なお、本発明に係る実施形態の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。
【００４９】
また、本発明に係る実施形態の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。
【００５０】
まず、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００５１】
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、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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、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。
【００５２】
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、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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、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。
【００５３】
また、本発明に係る実施形態の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。
【００５４】
まず、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。そして、溶体化処理、時効処理などが施される。
【００５５】
ここで、上記した、蒸気タービンの鍛造部品用Ｎｉ基合金および蒸気タービンの鍛造部品を製造する際における、ソーキング処理、溶体化処理および時効処理は、次のように行われる。なお、各処理における温度や時間は、処理される鍛造部品などに応じて、以下に示すそれぞれの範囲内において設定される。
【００５６】
ソーキング処理では、熱拡散によって化学成分の偏析を減少させるために、金属または合金を高温で十分な時間加熱する必要がある。そのため、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、材料の十分な変形能を得られる温度からゼロ延性温度までの範囲で行う必要があるため、９５０〜１１００℃の温度範囲で行われることが好ましい。
【００５７】
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。
【００５８】
時効処理では、炭化物やγ’相などの析出温度範囲である、７００〜１０５０℃の温度範囲で３〜３０時間維持することが好ましい。この時効処理を行うことによって、析出物の形態制御と早期析出を達成することが可能となる。なお、この時効処理は、多段に行うものであってもよい。
【００５９】
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。
【００６０】
以下に、本発明に係る実施形態の蒸気タービンの鍛造部品用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。
【００６１】
（高温強度特性および鍛造性の評価）
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２５の化学組成を示し、表２は、高温強度特性および鍛造性の評価に用いられた試料２６〜試料４８の化学組成を示す。なお、表１に示された試料１〜試料２５は、本発明に係る実施形態の化学組成範囲にあるＮｉ基合金であり、表２に示された試料２６〜試料４８は、その組成が本発明に係る実施形態の化学組成範囲にないＮｉ基合金であり、比較例である。なお、ここで使用した本発明に係る実施形態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。
【００６２】
【表１】
0005525961.tif 000002
【００６３】
【表２】
0005525961.tif 000003
【００６４】
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および表２に示す化学組成を有する試料１〜試料４８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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
鍛造性の評価結果を表３に示す。表３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３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。
【００７１】
【表３】
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【００７２】
表３に示すように、試料１〜試料２５は、試料２６〜試料４８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２５は、鍛造性も優れていることがわかった。試料１〜試料２５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。
【００７３】
一方、比較例の試料において、例えば、試料３２、試料４２および試料４４の比較例に係る試料では、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。また、試料４６の比較例に係る試料では、高いクリープ破断強度を示したが、鍛造可能な温度範囲が狭いため、リヒート回数が多くなった。このような材料は、鍛造プロセス中に再加熱を必要とする可能性が高いことのみならず、鍛造中に致命的な割れが発生する可能性が高い。このように、比較例に係る試料では、高温強度特性および鍛造性の双方に優れた結果は得られなかった。
【００７４】
本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。
【符号の説明】
【００７５】
Ｌ…ライン。
【図１】
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