(57)【要約】【課題】高温強度と高温延性が優れ、１０ｔｏｎ以上の大型鍛造品の製造が可能なＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金とその製造法および蒸気タービンロータを提供する。【解決手段】３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなるＮｉ−Ｆｅ基超合金の鍛造材に溶体化処理と時効処理を施し、初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）を析出させる。１０ｔｏｎ以上の大型鍛造品の製造が可能であり、しかも、高温強度と高温延性が優れるので、主蒸気温度が６５０℃以上の蒸気タービンロータ材として好適である。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなり、初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）が析出していることを特徴とする高温強度と高温延性の優れたＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金。
【請求項２】
３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなり、初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）が析出しているＮｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材により形成されていることを特徴とする蒸気タービンロータ。
【請求項３】
請求項２において、前記Ｎｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材の７００℃における引張耐力値が４５０〜６００ＭＰａ、破断絞りが２５％以上であることを特徴とする蒸気タービンロータ。
【請求項４】
溶接接合部を含まない一体構造品であることを特徴とする請求項２記載の蒸気タービンロータ。
【請求項５】
主蒸気温度が６５０℃クラスまたは７００℃クラスの蒸気タービン発電プラントの超高圧タービンロータに使用されることを特徴とする請求項２記載の蒸気タービンロータ。
【請求項６】
ロータ重量が１０ｔｏｎ以上、２０ｔｏｎ以下の大型ロータに使用されることを特徴とする請求項２記載の蒸気タービンロータ。
【請求項７】
請求項２記載のＮｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材と１２Ｃｒ鋼との溶接接合材により形成され、主蒸気温度が６５０℃クラスまたは７００℃クラスの蒸気タービン発電プラントにおける重量２０ｔｏｎを超えるタービンロータに使用されることを特徴とする蒸気タービンロータ。
【請求項８】
３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなるＮｉ−Ｆｅ基超合金の鍛造材を溶体化処理した後、８２５〜８５５℃の温度と７１０〜７４０℃の温度で２回の時効処理を施して、初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）を析出させることを特徴とする高温強度と高温延性の優れたＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温強度と高温延性の優れたＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金とその製造法に係り、また、そのＮｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材により形成された蒸気タービンロータに関する。
【背景技術】
【０００２】
蒸気タービン発電プラントの発電効率を向上させるためには、主蒸気温度の向上が有効である。現在は、主蒸気温度が６００℃を超える、いわゆる６００℃クラスの蒸気タービン発電プラントが商用運転されており、発電効率の更なる向上を目指して、主蒸気温度６５０℃クラスの蒸気タービンおよび主蒸気温度７００℃クラスの蒸気タービンの開発が進められている。
【０００３】
主蒸気温度７００℃以上のいわゆる７００℃クラスの蒸気タービンにおいては、従来、ロータ材として用いられてきた鉄鋼材料では、耐用温度が６５０℃程度であるために適用できない。鉄鋼材料よりも耐用温度の高いＮｉ基超合金をロータ材に用いる必要がある。しかし、Ｎｉ基超合金は、鉄鋼材料に比較して強度は高いものの高価であり、また、大型鍛造品の製作が難しい。
【０００４】
大型鍛造品の製作が比較的容易なＮｉ基超合金としては、Ａ２８６タイプ，ＩＮ７０６タイプ，ＩＮ７１８タイプのＮｉ−Ｆｅ基超合金が挙げられる。これらのＮｉ−Ｆｅ基超合金は、何れも、ガスタービンディスク、発電機ロータなどで実績がある。
【０００５】
Ａ２８６タイプの合金は、Ｆｅの含有量が多くコスト的に有利であるが、強度が弱く、主蒸気温度が７００℃を超える蒸気タービンロータ材には適さない。ＩＮ７０６タイプの合金は、強度的には優れているが、偏析元素であるＮｂを多く含むので、重量が１０ｔｏｎを超える鍛造品の製作が難しい。ＩＮ７１８タイプの合金は、高温強度はＩＮ７０６タイプの合金よりも優れているが、ＮｂやＭｏなどの偏析元素の含有量が多いために１Ｎ７０６以上に偏析を起こし易く、やはり重量が１０ｔｏｎを超える蒸気タービンロータの製作は困難である。なお、ここで言うロータ重量は、ロータ単独の完成品の重量である。
【０００６】
特許文献１には、ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプの合金に比べてＮｂを低減し、さらにＡｌを添加してγ’相を安定化し、材質脆化をもたらす有害相（η，δ，α相など）の析出を抑制することに成功したＮｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材で蒸気タービンロータを製作することが記載されている。１０ｔｏｎクラスの蒸気タービンロータの作製が可能であることが記載されている。
【０００７】
また、非特許文献１には、特許文献１に記載の合金成分に含まれるＮｉ−Ｆｅ基超合金を溶体化処理および時効処理したときの機械的性質が示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開２００５−２９２９号公報(要約)
【非特許文献１】Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ  ７１８，６２５，７０６  Ａｎｄ  Ｖａｒｉｏｕｓ  Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ  ＴＭＳ，２００５，ｐｐ７７
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明では、ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプなどのＮｉ−Ｆｅ基超合金に改良を加えて、主蒸気温度が７００℃以上を超える７００℃クラスの蒸気タービン発電プラントの超高圧タービンロータを製作することを目指した。
【００１０】
ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプのＮｉ−Ｆｅ基超合金は、前にも述べたがガスタービンディスク材として実績がある。しかし、Ｎｂの偏析により凝固欠陥（フレッケル欠陥）を生じるため、重量が１０ｔｏｎ以上の鍛造品の製作は困難である。
【００１１】
大型鋼塊の製造性向上には偏析元素であるＮｂの低減が効果的であるが、ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプのＮｉ−Ｆｅ基超合金は、Ｎｉ３Ｎｂ（γ’’相）により析出強化されているため、Ｎｂを低減すると強度が大幅に低下するという問題がある。また、これらの合金は、５００℃〜６５０℃で優れた機械的性質を示すことは実証されているが、７００℃前後での使用実績は少ない。
【００１２】
ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプのＮｉ−Ｆｅ基超合金を７００℃の温度に長時間曝した場合には、有害相（η，δ，α相など）が析出し、脆化することがわかった。
【００１３】
また、特許文献１のロータ材は、７００℃において高強度であるものの、引張延性が低く、切欠き部を含むロータに適用する上で問題があることがわかった。
【００１４】
本発明の目的は、高温強度と高温延性が優れ、重量が１０ｔｏｎ或いはそれ以上の大型鍛造品の製造が可能であるＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金とその製造法および蒸気タービンロータを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明は、３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなり、γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の初期平均粒径が５０〜１００ｎｍであることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金にある。
【００１６】
本発明は、３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなり、γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのＮｉ−Ｆｅ基超合金鍛造材により形成されたことを特徴とする蒸気タービンロータにある。
【００１７】
本発明は、３０から４０重量％のＦｅ、１４から１６重量％のＣｒ、１．２から１．７重量％のＴｉ、１．１から１．５重量％のＡｌ、１．９から２．７重量％のＮｂ、０．０５重量％以下のＣ、残部Ｎｉおよび不可避的不純物よりなるＮｉ−Ｆｅ基超合金の鍛造材を溶体化処理した後、８２５〜８５５℃の温度と７１０〜７４０℃の温度で２回の時効処理を施して、初期平均粒径が５０〜１００ｎｍのγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）を析出させることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金の製造法にある。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により、７００℃前後の高温で高強度と高延性を有し、１０ｔｏｎ或いはそれ以上の重量の大型鍛造品が製造可能であるＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金を得ることができた。これにより、主蒸気温度が６５０℃以上の６５０℃クラス或いは７００℃クラスの蒸気タービン発電プラントに適用でき、１０ｔｏｎ以上の大型の蒸気タービンロータを鍛造品で一体に製造することが可能になった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明は、ＩＮ７０６タイプやＩＮ７１８タイプの合金をベースに、Ｎｂの低減とＡｌの添加を行ってγ’相による析出強化を図り、さらにγ’相の初期平均粒径を５０〜１００ｎｍと大きくして、高温強度を保持したまま、高温延性を飛躍的に改善することに成功したものである。
【００２０】
γ’相の初期平均粒径が５０〜１００ｎｍであるＮｉ−Ｆｅ基鍛造超合金は、一例として、鍛造材を溶体化処理したのち、８２５〜８５５℃の温度で１回目の時効処理を施し、次いで、７１０〜７４０℃の温度で２回目の時効処理を施すことによって製造することができる。溶体化処理の温度は、この種のＮｉ基超合金における標準的な温度である９６５〜９９５℃の温度が好ましい。
【００２１】
１回目の時効処理を８２５℃以上の温度で１０時間程度或いはそれ以下の時間行うことによって、γ’相の初期平均粒径を５０ｎｍ以上にすることができる。１回目の時効処理温度が８５５℃を超えると、γ’相の初期平均粒径が１００ｎｍを超える場合が生じるようになり、高温延性が低下する。２回目の時効処理はγ’相の析出量を増加させることが狙いであり、１回目の時効処理温度よりも低い温度で長時間保持することによって、γ’相を粗大化させずに、析出量を増やすことができる。なお、初期平均粒径とは、熱処理を終了した状態での平均粒径をいう。
【００２２】
次に、Ｎｉ−Ｆｅ基超合金の成分範囲を限定した理由について説明する。
【００２３】
Ｆｅは安価であるため、多く添加することにより素材コストが下がるが、Ｎｂを含む合金でＦｅを添加しすぎるとラーベス相が析出し材料特性が悪化する。また、浮上型の偏析を助長する傾向があり、添加量が多すぎると浮上型、少なすぎると沈降型の偏析が発生しやすくなる。以上の理由から、Ｆｅの添加量は３０から４０重量％とする。
【００２４】
Ｃｒは、耐食性および耐酸化性を確保する上で重要であるが、過剰に添加すると、有害相であるα相やσ相が析出するため、１４から１６重量％とする。
【００２５】
Ｔｉは、γ’相を安定化する元素であり、強度向上に大きく寄与する元素であるが、過剰に添加すると高温強度が過剰に高くなり熱間加工性が悪化する。また、浮上型のマクロ偏析を助長する元素であり、過剰に添加すると浮上型、添加量が足らないと沈降型のマクロ偏析を助長する。また、過度な添加で有害相であるη相を析出させる。このような理由から、Ｔｉの添加量は１．２から１．７重量％とする。
【００２６】
Ａｌは、γ’相を安定化する元素であり、強度向上に大きく寄与する元素であるが、過剰に添加すると高温強度が過剰に高くなり熱間加工性が悪化するとともに、有害相であるη相を相対的に不安定化する。また、添加量が少ないとη相が析出する。このような理由から、Ａｌの添加量は１．１から１．５重量％とする。
【００２７】
Ｎｂは、γ’相を安定化する元素であり、強度向上に大きく寄与する元素であるが、過剰に添加すると高温強度が過剰に高くなり熱間加工性が悪化するとともに、Ｎｂを多く含むδ相，η相，ラーベス相などの有害相析出を助長する。また、Ｎｂは、沈降型マクロ偏析を助長する元素であり、過剰に添加すると沈降型のマクロ偏析が発生し、添加量が少なすぎると浮上型のマクロ偏析が発生する。このような理由から、Ｎｂの添加量は１．９から２．７重量％とする。
【００２８】
Ｃは、ＮｂやＴｉと結合しＭＣ型の炭化物を形成する。ＭＣ炭化物は、ピン止め効果により結晶粒界の移動を抑制し、結晶粒を微細にする効果があるが、Ｃの添加量が多いとＭＣ炭化物が粗大に析出し、破壊の基点となり疲労強度が低下する。このため、Ｃ量は０．０５重量％以下とする。
【００２９】
本発明のＮｉ−Ｆｅ基超合金は、以上述べた合金成分と残部のＮｉから構成される。これらの成分以外に、インゴット製造過程で混入する元素が不純物として含まれることがある。若干の不純物の混入は避けることができないことから、ここでは、不可避不純物と称している。
【００３０】
以上の化学成分とすることにより、大型鋼塊製造性，高温組織安定性および高温強度に優れたロータ材が提供できるが、当該成分範囲は、特許文献１記載の合金成分範囲に含まれる。特許文献１には、熱処理条件およびγ’相の初期平均粒径については記載されていない。一方、非特許文献１には、特許文献１に記載の合金成分範囲に含まれる合金（ＦＥＮＩＸ−７００）を溶体化処理した後、７３２℃と６２１℃で時効処理を施した試料について、７００℃における０．２％耐力値とγ’相の初期平均粒径が示されている。これによると、０．２％耐力値は７００ＭＰａ程度であり、γ’相の初期平均粒径は２０〜３０ｎｍ程度となっている。７３２℃，６２１℃の時効処理は、類似合金であるＩＮ７０６の標準的な時効処理条件である。また、非特許文献１に記載の特性は特許文献１に記載の引張強度特性と同等である。
【００３１】
以上より、本成分系では、７３２℃と６２１℃の時効処理を施した場合、高温強度は高いものの、高温延性は著しく低く、ロータ材に適さない。
【００３２】
以下、本成分系において蒸気タービンロータとして必要な強度特性を犠牲にすることなく、高温延性を大幅に改善する手法について説明する。
【００３３】
一般に、強度と延性は相反する要素であり、強度を維持しながら延性を改善することは難しい。当該成分範囲の合金は、γ’相により析出強化された合金であり、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉなどを減らしてγ’相の析出量を少なくすれば延性が向上する。しかし、高温強度が大幅に低下する。特にクリープ強度はγ’相の析出量の影響を大きく受けるため、このような手法では大幅なクリープ強度低下を伴う。蒸気タービンロータでは、要求耐力値はガスタービンと比較して低く、ガスタービンディスク材の改良材である本成分系の材料では余裕があるが、クリープ強度の低下は致命的となる。
【００３４】
γ’相強化型合金の強度は、γ’相体積率の他、γ’相の初期平均粒径の影響を受ける。体積率が一定であれば、γ’相の初期平均粒径が小さいほど高強度となる。本発明者らは、当該成分範囲において、熱処理条件を変え、γ’相の初期平均粒径を大きくすることにより高温延性が大幅に改善されることを見出した。また、短時間のクリープ強度は、γ’相の初期平均粒径が粗大になることにより低下するものの、蒸気タービンロータで求められる長時間クリープ強度はγ’相の初期平均粒径の影響を殆ど受けないことを確認した。また、この際の０．２％耐力値の低下は、蒸気タービンロータ材としては許容できる範囲であった。
【００３５】
以上の知見を踏まえ、当該成分範囲において、クリープ強度を低下させることなく高温延性を改善する方法として、熱処理によりγ’相を粗大化させ５０〜１００ｎｍとすることを見出した。なお、本成分系では、γ’相の初期平均粒径を５０〜１００ｎｍにした時に、７００℃における０．２％耐力値４５０〜６００ＭＰａが得られ、また、破断絞りも２５％以上となる。このような特性値になることで、高温延性が高められるものと推定される。
【実施例】
【００３６】
表１に実験に用いた供試材の化学成分(重量％)を示す。表１記載の供試材について、図１に示す（ａ）〜（ｆ）の試験を逐次行った。以下、試験の結果について説明する。なお、試験において、蒸気タービンロータ材として相応しくないとの結果が出た供試材については、以降の試験は実施していない。
【００３７】
【表１】
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マクロ偏析試験は、非特許文献１と同様に、横型一方向凝固炉を用いて実施した。非特許文献１に基づけば、８５０ｍｍφ以上のインゴットをエレクトロスラグ再溶解プロセス（ＥＳＲプロセス）により無偏析で製作するためには、εＲ１．１の値が１．２以下に下がっても偏析を生じないことが必要である。そこで、この試験では、εＲ１．１が１．２となる周辺領域で組織観察を行い、偏析の有無の判定を行った。ここで、εは冷却速度（℃／ｍｉｎ．）、Ｒは凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ．）である。
【００３８】
図２にマクロ組織観察の模式図を示した。合金Ｂ，Ｆ，Ｇでは、マクロ偏析組織が観察された。合金Ｂでは、Ｎｂ，Ｔｉの濃化領域が凝固方向に対して上向きになっており、浮上型のマクロ偏析であった。合金Ｆ，Ｇでは、Ｎｂ，Ｔｉの濃化領域が凝固方向に対して下向きに伸びており、沈降型のマクロ偏析であった。その他の試料においては、マクロ偏析特有の組織は観察されなかった。以上の結果から合金Ｂ，Ｆ，Ｇは、蒸気タービンロータの製作に不適当であることが分かった。
【００３９】
次に合金Ｂ，Ｆ，Ｇ以外の供試材について、組織評価、強度評価の試料を作製した。具体的には、真空溶解にて１０ｋｇのインゴットを作製し、１０００〜１２００℃の温度範囲で熱間鍛造を行って約３０ｍｍ角の棒材とし、図３に示す熱処理Ａ〜Ｃのいずれかの処理を施した。この際、合金Ｅ，Ｈにおいて表面割れが発生した。合金Ｅは、鍛造性の観点から蒸気タービンロータの製作に不適当と判断した。なお、図３において、Ｔ１，ｔ１は溶体化処理の温度と時間を表しており、Ｔ２，ｔ２およびＴ３，ｔ３はいずれも時効処理の温度と時間を表している。
【００４０】
図４に各試料の組織観察結果を示す。γ’相初期平均粒径は、図３に示した熱処理を行った後に、ＳＥＭ観察を行い、ＳＥＭ像を画像解析することにより測定した。時効材組織模式図は、図３に示した熱処理を施した後に、さらに、７００℃で１００００ｈの時効処理を行った後の組織である。７００℃で１００００ｈも時効処理を行ったのは、タービンロータを長期間使用したときの状態を把握するためである。
【００４１】
図３に示す熱処理を施した状態でのγ’相の初期平均粒径は、合金Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｈ，Ｉでは５０ｎｍ以下であり、発明材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄでは５０ｎｍ以上であった。７００℃で１００００ｈの時効処理を施した後では、合金Ｃ，Ｄに、ＴｉおよびＮｂを多く含む板状析出物の析出が見られ、板状析出物が析出している領域では強化相であるγ’相は消失していた。これはＮｉ基超合金の有害相として知られるη相であった。合金Ｈでは、Ｎｂ，Ｆｅを多く含む析出物の析出が確認された。これは、Ｎｉ基超合金の代表的な有害相であるラーベス相であると判定した。以上の結果から、合金Ｃ，Ｄ，Ｈは蒸気タービンロータ材として相応しくないと判断した。
【００４２】
図５は、マクロ偏析、鍛造性、組織安定性において問題のなかった合金Ａ，Ｉおよび発明材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄについて、高温引張試験を７００℃にて行った結果であり、γ’相初期平均粒径と破断絞りおよび０．２％耐力値の関係を示している。
【００４３】
γ’相の初期平均粒径が５０ｎｍよりも小さい場合は、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上を示し高強度であるが、破断絞りは著しく低い。これに対して、γ’相の初期平均粒径を５０〜１００ｎｍとした本発明材では、破断絞りが著しく向上しており、０．２％耐力値は下がっているものの蒸気タービンロータ材として必要な強度を有している。
【００４４】
図６は、７００℃におけるクリープ試験の結果である。１０００時間クリープ破断強度は、γ’相の初期平均粒径が小さいほど強くなっているが、蒸気タービンロータに必要な１０００００ｈクリープ破断強度は、γ’相の初期平均粒径の影響は殆どなく、本発明材が合金Ａ，Ｉと同等のクリープ強度を保ちながら、合金Ａ，Ｉに比べて高温延性が大幅に改善されていることが明らかである。
【００４５】
図７は本発明材を蒸気タービンロータに適用した例である。（ａ）は、約１０ｔｏｎの本発明材１を１２Ｃｒ鋼２とＴＩＧ溶接により接合して、約４０ｔｏｎクラスの蒸気タービンロータを製作した場合を示している。（ｂ）は、本発明材１により約１０ｔｏｎクラスの蒸気タービンロータを一体構造で製作した場合を示している。
【００４６】
主蒸気温度が６００℃を超える蒸気タービン発電プラントは、一般に超高圧タービンと高圧タービンおよび中低圧タービンから構成される。主蒸気温度７００℃クラスの蒸気タービン発電プラントでは、超高圧タービンの入口蒸気温度は７００℃あるいはそれ以上になり、圧力は２５〜３５ＭＰａになる。超高圧タービンの重量は一般に８〜２０ｔｏｎである。本発明のＮｉ−Ｆｅ基超合金は、このような蒸気タービン発電プラントの超高圧タービンロータとして使用可能である。もちろん、主蒸気温度が６５０℃クラスの蒸気タービンのタービンロータにも使用できることは言うまでもない。
【００４７】
本発明の材料は、高圧タービンあるいは中高圧タービンのロータにも適用可能である。これらのロータでは重量が４０ｔｏｎ或いはそれを超える場合が多く、この場合には、図７（ａ）に示したように、１２Ｃｒ鋼との溶接構造にして使用することが望ましい。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】実施例で用いた供試材の試験フローを示した図。
【図２】マクロ偏析試験結果を示した図。
【図３】熱処理の方法と条件を示した図
【図４】時効処理材の組織解析結果を示した図。
【図５】７００℃における引張試験結果を示した図。
【図６】７００℃におけるクリープ破断強度を示した図。
【図７】本発明材を用いた蒸気タービンロータの概略図。
【符号の説明】
【００４９】
１…本発明材、２…１２Ｃｒ鋼。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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