(57)【要約】【課題】  引張強さが１３５０ＭＰａ以上と高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐遅れ割れ特性を満足する析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービンを提供する。【解決手段】  析出硬化型マルテンサイト鋼は、重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、０．９０〜２．２５％のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％であることを特徴とする。このマルテンサイト鋼を用いてタービン動翼及び蒸気タービンを作製する。【選択図】  図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、０．９０〜２．２５％のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％である析出硬化型マルテンサイト鋼。
【請求項２】
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋２［Ｓｉ］＋１．５［Ｍｏ］＋５．５［Ａｌ］＋１．７５［Ｎｂ］＋１．５［Ｔｉ］、
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋３０［Ｃ］＋０．５［Ｍｎ］＋２５［Ｎ］＋０．３［Ｃｕ］
であり、Ｃｒ当量が２８．０未満で、Ｎｉ当量が１０．５未満である請求項１に記載の析出硬化型マルテンサイト鋼。
【請求項３】
ＣｒとＭｏの合計が１５．５〜１６．７５％である請求項１又は２に記載の析出硬化型マルテンサイト鋼。
【請求項４】
Ａｌが１．３５％を超えて２．２５％以下である請求項１又は２に記載の析出硬化型マルテンサイト鋼。
【請求項５】
重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、０．９０〜１．３５％のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％である鋼片に９１０℃〜９４０℃で溶体化処理後、５１０℃〜５５０℃で時効処理を施すことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法。
【請求項６】
重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、１．３５％を超えて２．２５％以下のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％である鋼片に９１０℃〜９４０℃で溶体化処理後、５５０℃〜６００℃で時効処理を施すことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法。
【請求項７】
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋２［Ｓｉ］＋１．５［Ｍｏ］＋５．５［Ａｌ］＋１．７５［Ｎｂ］＋１．５［Ｔｉ］、
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋３０［Ｃ］＋０．５［Ｍｎ］＋２５［Ｎ］＋０．３［Ｃｕ］
であり、Ｃｒ当量が２８．０未満で、Ｎｉ当量が１０．５未満である請求項５又は６に記載の析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法。
【請求項８】
ＣｒとＭｏの合計が１５．５〜１６．７５％である請求項５又は７に記載の析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜４のいずれかに記載のマルテンサイト鋼を用いたタービン動翼。
【請求項１０】
請求項９に記載のタービン動翼と、９〜１２Ｃｒ鋼を少なくとも長翼植設部に用いたロータとを備えた蒸気タービン。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度、高靭性及び良好な耐遅れ割れ特性を有する析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービンに関する。
【背景技術】
【０００２】
蒸気タービンの熱効率を向上するには、低圧最終段動翼の翼長を長大化するのが有利である。タービン動翼を長大化するためには、高比強度の翼材料が必要である。しかしながら、３６００ｒｐｍ蒸気タービンにおいて、現状、スチール製翼では４０インチ級が限界であり、４５インチ級にはチタン合金が使用されている。
【０００３】
タービン翼用の高強度スチール材として、特開２００１−９８３４９号公報には、重量比で０.１３〜０.４０％のＣと、０.５％以下のＳｉと、１.５％以下のＭｎと、２〜３.５％のＮｉと、８〜１３％のＣｒと、１.５〜４％のＭｏと、合計で０.０２〜０.３％のＮｂ及びＴａと、０.０５〜０.３５％のＶと、０.０４〜０.１５％のＮと、残部のＦｅとからなる組成のマルテンサイト鋼が記載されている。
【０００４】
また、高強度・高靭性・高耐食性の析出硬化型ステンレス鋼として多数の技術が出願公開されているが、そのうちマルテンサイト単相のものとして特許３２５１６４８号公報の表１には、重量比で０．０８％以下のＣと、０．７〜２．５％のＳｉと、３．０％以下のＭｎと、６．０〜７．２％のＮｉと、１０．０〜１７．０％のＣｒと、０．５〜２．０％のＣｕと、０．５〜３．０％のＭｏと、０．１５〜０．４５％のＴｉと、０．０１５％以下のＮと、０．００３％以下のＳと、残部のＦｅとからなる組成の析出硬化型マルテンサイト鋼が記載されている。
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−９８３４９号公報
【特許文献２】特許３２５１６４８号公報（表１）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
タービン動翼用高強度スチール材として、３６００ｒｐｍ蒸気タービン用の翼長４５インチ級の翼材としては引張強さが１３５０ＭＰａ以上、翼長５０インチ級の翼材としては引張強さが１５００ＭＰａ以上と高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐遅れ割れ（ＳＣＣ）特性を満足する必要がある。しかし、上記の特開２００１−９８３４９号公報に記載のような焼入れ・焼戻しにより強度を調整する焼戻しマルテンサイト鋼では、後述するように引張強さを１３５０ＭＰａ以上に高めると遅れ割れが発生する可能性がある。一方、析出硬化型マルテンサイト鋼は高強度・高靭性・高耐食性であるものの、従来技術のＣｕやＮｂやＴｉの析出物のみでは引張強さ１５００ＭＰａ以上の要求値に対しては強度不足である。特許３２５１６４８号公報に記載の技術では結晶粒径を細粒化して高強度・高靭性を達成しているが、タービン翼根部のような厚肉部で細粒組織を得るのは困難であり、強度・靭性が不足するという問題がある。
【０００７】
そこで本発明は、上記の問題点に鑑み、引張強さが１３５０ＭＰａ以上と高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐遅れ割れ特性を満足する析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービン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】
【０００８】
上記の目的を達成するために、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼は、重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、０．９０〜２．２５％のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％であることを特徴とする。
【０００９】
また、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼は、
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋２［Ｓｉ］＋１．５［Ｍｏ］＋５．５［Ａｌ］＋１．７５［Ｎｂ］＋１．５［Ｔｉ］
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋３０［Ｃ］＋０．５［Ｍｎ］＋２５［Ｎ］＋０．３［Ｃｕ］
であり、Ｃｒ当量が２８．０未満で、Ｎｉ当量が１０．５未満であることが好ましい。なお、上記式において、括弧内の単位は重量％である。このようにＣｒ当量とＮｉ当量を調整することで、合金組織中のδフェライト相および残留オーステナイト相の析出を確実に防止でき、高い靭性と良好な熱間鍛造性を確保することができる。
【００１０】
また、上記ＣｒとＭｏの合計は１５．５〜１６．７５％とすることがより好ましい。このようにＣｒとＭｏの合計量をより限定することで、引張強さが１５００ＭＰａ以上となり高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐遅れ割れ特性を満足する析出硬化型マルテンサイト鋼を提供することができる。
【００１１】
さらに、上記Ａｌは１．３５％を超えて２．２５％以下にすることがより好ましい。このようにＡｌの量を高い範囲で限定することで、引張強さが１５００ＭＰａ以上となる高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な遅れ割れ特性を満足する析出硬化型マルテンサイト鋼を提供することができる。また、このようにＡｌの量を高い範囲で限定することで、５５０℃以上の高い時効温度でも引張強さ１５００ＭＰａ以上を達成でき、時効温度が高いためにＣｒとＭｏの合計量が１５．５％以下と低い範囲のままでも良好な遅れ割れ特性を満足させることができる。
【００１２】
本発明は、別の態様として、析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法であって、重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、０．９０〜１．３５％のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％である鋼片に９１０℃〜９４０℃で溶体化処理後、５１０℃〜５５０℃で時効処理を施すことを特徴とする。なお、この場合、ＣｒとＭｏの合計は１５．５〜１６．７５％とすることが好ましい。
【００１３】
また、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法は、別の形態として、重量比で、１２．２５〜１４．２５％のＣｒと、７．５〜８．５％のＮｉと、１．０〜２．５％のＭｏと、０．０５％以下のＣと、０．２％以下のＳｉと、０．４％以下のＭｎと、０．０３％以下のＰと、０．００５％以下のＳと、０．００８％以下のＮと、１．３５％を超えて２．２５％以下のＡｌと、残部が実質的にＦｅとからなり、ＣｒとＭｏの合計が１４．２５〜１６．７５％である鋼片に９１０℃〜９４０℃で溶体化処理後、５５０℃〜６００℃で時効処理を施すことを特徴とする。なお、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼の製造方法は、上記どちらの形態においても、上記Ｃｒ当量が２８．０未満で、上記Ｎｉ当量が１０．５未満であることが好ましい。
【００１４】
本発明は、また別の態様として、タービン動翼であって、前記のマルテンサイト鋼を用いたことを特徴とする。これにより従来はチタン合金を用いていた翼長４５インチ級長翼（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）についてもスチール製にすることができ、低コスト化を図ることができる。
【００１５】
本発明は、さらに別の態様として、蒸気タービンであって、前記のマルテンサイト鋼を用いたタービン動翼と、９〜１２Ｃｒ鋼を少なくとも長翼植設部に用いたロータとを備えたことを特徴とする。このように長翼植設部に９〜１２Ｃｒ鋼を用いることにより、翼溝のＳＣＣ強度を向上させることができるので、低コストで高信頼性の蒸気タービンを提供することができる。
【発明の効果】
【００１６】
このように、本発明によれば、引張強さが１３５０ＭＰａ以上と高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐遅れ割れ特性を満足する析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービンを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下に、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼に含まれる成分及びその含有量について説明する。なお、以下の説明において、特に説明のない限り、含有量を表す％は重量比である。
【００１８】
クロム（Ｃｒ）は、優れた耐食性および優れた耐遅れ割れ（ＳＣＣ）特性を得るため、少なくとも１２．２５％以上のＣｒを含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１４．５％を超えると、δフェライト相が多量に析出し、引張強さや靭性などの機械的特性を悪化させる原因となる。よって、Ｃｒ含有量の上限は安全のために１４．２５％とするのがよい。このような理由から、Ｃｒ含有量を１２．２５〜１４．２５％の範囲に設定した。
【００１９】
ニッケル（Ｎｉ）は、δフェライト相の析出を抑制し、かつアルミニウム（Ａｌ）との金属間化合物を形成して析出硬化に寄与する必要不可欠な元素である。本発明においては、高強度かつ高靭性の特性を得るために、少なくとも７．５％のＮｉを含有させる必要がある。一方、Ｎｉ含有量が８．５％を超えると、残留オーステナイト相が生成し、必要とする強度が得られない。よって、Ｎｉ含有量は、７．５〜８．５％の範囲に設定した。
【００２０】
モリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）とともに耐食性および耐遅れ割れ（ＳＣＣ）特性を向上させるうえで有効な合金元素であり、その効果を得るためには、少なくとも１．０％のＭｏを含有させる必要がある。一方、Ｍｏの含有量が２．５％を超えると、δフェライト相の析出が助長され、靭性低下の一因となる。よって、Ｍｏ含有量は、１．０〜２．５％の範囲に設定した。
【００２１】
また、ＣｒとＭｏの合計は、遅れ割れ試験によりき裂が発生する限界の引張強さ（遅れ割れ発生限界強度）とよい相関が認められることがわかった。よって、１３５０ＭＰａ以上の引張強さで優れた耐遅れ割れ（ＳＣＣ）特性を発現させるために、ＣｒとＭｏの合計量は、１４．２５〜１６．２５％の範囲に設定した。さらに、ＣｒとＭｏの合計量は、１５００ＭＰａ以上の引張強さでも優れた耐ＳＣＣ特性を発現させるために、１５．５〜１６．２５％の範囲に限定することがより好ましい。なお、後述するように、Ａｌ含有量が高く、時効温度が５５０℃以上でも引張強さ１５００ＭＰａ以上となる場合には、ＣｒとＭｏの合計量が１５．５％未満と低い範囲のままでも良好な遅れ割れ特性を満足させることができる。
【００２２】
なお、高強度、高靭性および優れた機械的特性の観点から、δフェライト相の析出は体積分率で１％以内にすることが好ましい。δフェライト相の析出は、Ｃｒ当量を２８．０未満にすることで回避することができる。また、δフェライト相の析出を回避しても、残留オーステナイト相が析出すると所望の強度が得られない。残留オーステナイト相の析出は、Ｎｉ当量を１０．５未満にすることで回避することができる。すなわち、Ｃｒ当量を２８．０未満とし、かつＮｉ当量を１０．５未満とすることで、δフェライト相と残留オーステナイト相の両方の析出を回避することができる。なお、Ｃｒ当量とＮｉ当量は以下の式で表される。
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋２［Ｓｉ］＋１．５［Ｍｏ］＋５．５［Ａｌ］＋１．７５［Ｎｂ］＋１．５［Ｔｉ］
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋３０［Ｃ］＋０．５［Ｍｎ］＋２５［Ｎ]＋０．３［Ｃｕ］
【００２３】
炭素（Ｃ）は、δフェライト相を抑制する上で有効な元素であるが、Ｃ含有量が増加すると残留オーステナイト相が生成し、溶体化処理後の冷却でマルテンサイト単相組織とならないために十分な強度を得ることができない。また、炭化物が析出すると耐食性に悪影響を及ぼす。よって、Ｃ含有量の上限は０．０５％とした。より好ましくは０．０１〜０．０５％である。
【００２４】
アルミニウム（Ａｌ）は、ニッケル（Ｎｉ）との金属間化合物を形成して析出硬化に寄与し、本発明では必要不可欠な重要元素である。有効な析出硬化能を発現するためには、少なくとも０．９０％のＡｌを含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が２．２５％を超えると、過剰な析出またはδフェライト相の生成により、靭性や熱間鍛造性を著しく低下させる原因となる。よって、Ａｌ含有量は、０．９０〜２．２５％の範囲に設定した。
【００２５】
また、Ａｌ含有量を増加させるに従って、引張強さが向上することがわかった。特に、Ａｌ含有量を１．３５％より高く２．２５％以下と高い範囲に限定することで、十分に過時効条件にある５５０℃以上の高い時効温度条件でも、引張強さ１５００ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギー２０J以上の高強度かつ高靭性を達成することができる。また、Ａｌ含有量を上記の高い範囲に限定し、かつ時効温度を５５０℃以上の高い範囲に限定することで、ＣｒとＭｏの合計量が１５．５％未満と低い範囲に限定したままでも遅れ割れの発生を抑制することができる。さらに、ＣｒとＭｏの含有量を上記の低い範囲に限定することで、δフェライト相の析出を抑制することができ、大型鋼塊の相安定性を向上させることができる。
【００２６】
マンガン（Ｍｎ）は、δフェライト相の生成を抑制する上で有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が増加すると、残留オーステナイト相が生成し、十分な強度を得ることができない。よって、Ｍｎ含有量の上限は、大気溶解法で製造可能で、かつ強度・靱性の目標を満足できる限界の含有量として、０．４％とした。なお、真空誘導溶解法、真空アーク再溶解法、及びエレクトロスラグ再溶解法などによれば必ずしもＭｎ添加の必要がなく、Ｍｎ含有量を０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下にすることができる。
【００２７】
ケイ素（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が増加すると、δフェライト相の生成が助長され、強度及び靭性が低下する。よって、Ｓｉ含有量の上限は、大気溶解法で製造可能で、かつ強度・靱性の目標を満足できる限界の含有量として、０．２％とした。なお、真空誘導溶解法、真空アーク再溶解法、及びエレクトロスラグ再溶解法などによれば必ずしもＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ含有量を０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下にすることができる。
【００２８】
リン（Ｐ）は、強度の向上に寄与するものではなく、逆に靭性に悪影響を与える。よって、靭性確保の観点から、Ｐ含有量は可能な限り低減することが望ましく、大気溶解法で製造可能で、かつ強度・靱性の目標を満足できる限界の含有量として、上限を０．０３％とした。より好ましい範囲は０．００５％以下である。この場合、Ｓｉを０．１％以下、Ｍｎを０．１％以下とすることが好ましい。
【００２９】
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強度、靭性、耐食性等に悪影響を与える。よって、Ｓ含有量は可能な限り低減することが望ましく、上限を０．００５％とした。
【００３０】
窒素（Ｎ）は、δフェライト相を抑制する上で有効な元素であるが、Ｎ含有量が増加すると残留オーステナイト相の生成により強度不足となる。さらに、Ｎ含有量の増加によりリン（Ｐ）と同様に靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎ含有量の上限を０．００８％とした。
【００３１】
その他の元素として、ニオブ（Ｎｂ）及びタンタル（Ｔａ）を添加することもできる。Ｎｂ及びＴａは、炭化物を形成して強度の向上に効果がある一方、靭性や熱間鍛造性を悪化させる。よって、これらを添加する場合は、Ｎｂ及びＴａの合計の含有量の上限を０．０１％とするのがよい。また、本発明鋼の残部は、基本的にはＦｅであるが、不可避的に混入する不純物も含まれる。
【００３２】
次に、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼の熱処理について説明する。上記で規定した化学組成を有する析出硬化型マルテンサイト鋼を、先ず、溶解・鍛造して所定の形状に成形した後に、好ましくは９１０〜９４０℃の温度に加熱した後、水冷または強制空冷して溶体化処理を行う。溶体化温度を９１０℃以上とすることで、析出物の固溶化を図り、未固溶の析出物を低減させて靭性を確保する。また、溶体化温度を９４０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化抑制により微細組織が得られ、良好な靭性が得られる。加熱時間は特に限定されないが０．５〜３時間が好ましい。
【００３３】
溶体化処理後、Ａｌ含有量が１．３５％までの場合は、好ましくは５１０〜５５０℃の温度に加熱した後、空冷して時効処理を行う。時効処理の加熱温度を５１０℃以上にすることで、得られる鋼の室温のシャルピー吸収エネルギーを２０Ｊ以上にすることができ、高い靭性を得ることができる。また、時効処理の温度を５５０℃以下にすることで、得られる鋼の室温の引張強さを１３５０ＭＰａ以上にすることができ、高い強度を得ることができる。特に時効処理の温度を５３０℃以下にすることで、引張強さを１５００ＭＰａ以上にすることができ、より高い強度を得ることができる。時効処理の加熱時間は特に限定されないが３〜５時間が好ましい。
【００３４】
また、Ａｌ含有量が１．３５％を超える場合は、溶体化処理後、好ましくは５５０〜６００℃の温度に加熱した後、空冷して時効処理を行う。時効処理の加熱温度を５５０〜６００℃にすることで、得られる鋼の室温の引張強さを１３５０ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギーを２０Ｊ以上にすることができ、高強度かつ高靭性を達成することができる。特に時効処理の温度を５５０〜５８０℃に限定することで、引張強さを１５００ＭＰａ以上にすることができ、より高い強度を得ることができる。時効処理の加熱時間は特に限定されないが３〜５時間が好ましい。
【００３５】
次に、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼を用いたタービン動翼について説明する。図１に、３６００ｒｐｍ蒸気タービン用の翼長４５インチ級の長翼の一例を示す。図１に示すように、長翼１はセレーション型の翼根４を有しており、この翼根４はロータ（図示省略）にサイドエントリー式に植え込まれる。複数の長翼１をロータの外周に放射状に植設し、シュラウド２及びスタブ３を介して左右に隣り合う長翼１同士を組み合わせ、環状のタービン翼列をなすようにする。
【００３６】
エロージョンシールド５は水滴によるエロージョンを防止するためのものであり、通常、Ｃｏ基合金のステライト板をろう付けする。また、レーザーや高周波を用いた表面焼入れによる硬化層を用いることもできる。本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼は４５０Ｈｖ程度の硬度を有するため、マイルドな環境であればエロージョンシールド５を省略することも可能である。なお、図１ではシュラウド２が翼と一体成型されたインテグラルシュラウド動翼を示したが、これに限定されるものではなく従来翼にも適用可能である。
【００３７】
このように、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼をタービン動翼に採用することで、従来の４５インチ級チタン翼をスチール翼に置換でき、大幅なコストダウンを達成することができる。なお、本発明に係るタービン動翼は、翼長４５インチ級長翼（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）に限定されるものではなく、上記説明したように、化学組成や熱処理条件を変えることにより、例えば、Ａｌ含有量が１．３５％までの場合にはＣｒとＭｏの合計量を１５．５〜１６．７５％かつ時効条件を５１０〜５３０℃にし、Ａｌ含有量が１．３５％を超える場合には時効条件を５５０〜５８０℃にすることで、１５００ＭＰａ以上の引張強さが得られるので、翼長５０インチ級長翼（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）にすることも可能である。また、各種長翼に対応でき、例えば、３０００ｒｐｍ蒸気タービン用の５４インチ級、６０インチ級の長翼に対応可能であるとともに、１５００／１８００ｒｐｍ蒸気タービン用長大翼にも対応可能である。
【００３８】
次に、本発明に係るタービン動翼を備えた蒸気タービンについて説明する。上記説明した通り、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼をタービン動翼に採用することで、３６００ｒｐｍ蒸気タービン用４５インチ、５０インチ級長翼にも対応することができる。しかし、チタン合金製翼より翼重量が増大することによってロータ翼溝の遠心応力も増大するため、従来の低合金鋼ロータ材では翼溝のＳＣＣ強度不足となる。そこで、低合金鋼よりもＳＣＣ強度が高い高強度９〜１２Ｃｒ鋼をロータ材として採用し、本発明のマルテンサイト鋼を用いた長翼と組み合わせることによって、４５インチ、５０インチ級のスチール製長翼を備えた蒸気タービンを提供することができる。
【００３９】
高強度９〜１２Ｃｒ鋼としては、例えば、特開平１１−１３１１９０号公報や特許２９４８３２４号公報に記載の９〜１２Ｃｒ鋼を採用することができる。特に、０．０５〜０．２％のＣ、２．５％以下のＮｉ、８〜１１％のＣｒ、０．３〜２％のＭｏ、０．１〜０．３％のＶ、０．０１〜０．０８％のＮ及び０．０２〜０．１５％Ｎｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、該不可避的不純物のうちのＳｉが０．１％以下、Ｍｎが０．３％以下、Ｐが０．０１５％以下、Ｓが０．００８％以下である高強度耐熱鋼や、０．０８〜０．２５％のＣ、０．１０％以下のＳｉ、０．１０％以下のＭｎ、０．０５〜１．０％のＮｉ、１０．０〜１２．５％のＣｒ、０．６〜１．９％のＭｏ、１．０〜１．９５％のＷ、０．１０〜０．３５％のＶ、０．０２〜０．１０％のＮｂ、０．０１〜０．０８％のＮ、０．００１〜０．０１％のＢ、２．０〜８．０％のＣｏを含有し、残部が実質的にＦｅであり、組織が焼戻しマルテンサイト基地からなる耐熱鋼の次式によって求められるＣｒ当量（Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）が７．５％以下であり、（Ｂ＋０．５Ｎ）で表されるＢ当量が０．０３０％以下であり、（Ｎｂ＋０．４Ｃ）で表されるＮｂ当量が０．１２％以下であり、（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で表されるＭｏ当量が１．４０〜２．４５％であり、かつ、不純物元素のうち、Ｓを０．０１％以下、Ｐを０．０３％以下に抑えてなり、Ｍ23Ｃ6型炭化物および金属間化合物を主として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化物をマルテンサイトラス内部に析出させ、これら析出する析出物の合計量が１．８〜４．５％である耐熱鋼より形成されている高強度・高靱性耐熱鋼が好ましい。
【００４０】
図２に本発明に係る蒸気タービンの一例を示す。図２は、単一のロータ材料で構成された一体型低圧タービンロータの断面図である。図２に示すように、一体型ロータ２０は、長翼植設部２１も含めて全て９〜１２Ｃｒロータ材２３で構成されているので、翼溝のＳＣＣ強度を、本発明鋼を用いた４５インチ、５０インチ級長翼に耐え得る強度まで向上させることができる。しかし、低合金鋼ロータ材よりも９〜１２Ｃｒロータ材の方が高コストであるため、チタン製長翼の代わりにスチール製長翼を採用したコストメリットが小さくなる可能性がある。そこで、３６００ｒｐｍタービン用の４５インチ、５０インチ級翼や３０００ｒｐｍタービン用の５４インチ、６０インチ級翼を植設するタービン最終段のみの翼溝部を９〜１２Ｃｒ鋼とし、その他の部分を従来の低合金鋼とすることで、コストを低減することができる。その一例を図３及び図４に示す。
【００４１】
図３は、長翼植設部を含む部分とその他の部分とを溶接した溶接型低圧タービンロータの断面図である。図３に示すように、溶接型ロータ３０は、９〜１２Ｃｒ鋼ロータ材３３で構成された長翼植設部３１を含むロータ両端部と、低合金鋼ロータ材７５で構成されたロータ中央部とからなり、これらは溶接部３７で溶接され接合されている。このような構成にすることで、溶接型ロータ３０全体の約半分の部分についてのみ９〜１２Ｃｒ鋼ロータ材３３が使用されるので、コスト低減を図ることができる。
【００４２】
図４は、長翼植設部を含む部分とその他の部分とを焼き嵌めした焼き嵌め型低圧タービンロータの断面図である。図４に示すように、焼き嵌め型ロータ４０は、長翼植設部４１が一体に構成された９〜１２Ｃｒ鋼ディスク４５を、低合金鋼ロータ材４３で構成されたロータ本体に焼き嵌めして接合されている。このような構成にすることで、焼き嵌め型ロータ４０全体の一部分についてのみ９〜１２Ｃｒ鋼が使用されるので、コスト低減をより顕著に図ることができる。
【実施例１】
【００４３】
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。表１は、蒸気タービン長翼用材料に係る高強度鋼の化学組成（重量％）を示し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる。各試料は、それぞれ５０ｋｇ高周波真空溶解した後、角材または丸棒に熱間鍛造して、以下の熱処理に供した。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
試料１と試料２は高強度・高靭性の１２Ｃｒ系鋼であり、１１００℃×２ｈ加熱後油焼入れし、４００〜６５０℃範囲の任意の温度×３．５ｈ加熱後空冷して焼戻しを行った。試料３は現用の長翼材である１７−４ＰＨ鋼であり、１０３８℃×１ｈ加熱後空冷して焼入れし、４５０〜６５０℃範囲の任意の温度×３ｈ加熱後空冷して時効処理を行った。試料４はマルエージ鋼と呼ばれる市販鋼であり、８２０℃×２ｈ加熱後空冷して焼入れし、４１０〜５５０℃範囲の任意の温度×５ｈ加熱後空冷して時効処理を行った。試料５〜１１は本発明鋼であり、９２５℃×１ｈ加熱後空冷して焼入れし、４５０〜６２０℃範囲の任意の温度×４ｈ加熱後空冷して時効処理を行った。試料１２と試料１３は本発明鋼の比較鋼であり、９２５℃×１ｈ加熱後空冷して焼入れし、５５０℃×４ｈ加熱後空冷して時効処理を行った。
【００４６】
これら試料１〜１３について、室温（２０℃）において引張試験及びシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図５及び図６に示す。図５は、各試料の時効・焼戻し温度に対する引張強さの変化を表すグラフである。図６は、各試料の時効・焼戻し温度に対するシャルピー吸収エネルギーの変化を表すグラフである。図５及び図６に示すように、本発明鋼の試料５、６は、約５５０℃の時効により、翼長４５インチ級（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）の翼材に要求される特性である引張強さ１３５０ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギー２０Ｊ以上を満足した。また、約５１０℃の時効により、翼長５０インチ級（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）の翼材に要求される特性である引張強さ１５００ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギー２０Ｊ以上を満足した。
【００４７】
また、Ａｌ量が１．３６％である本発明鋼の試料７は、図５及び図６に示すように、約５５０℃の時効により、引張強さ１５００ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギー２０Ｊ以上を満足した。Ａｌ量が２．１３％である本発明鋼の試料１０は、図５及び図６に示すように、約５８０℃の時効により、引張強さ１５００ＭＰａ以上、シャルピー吸収エネルギー２０Ｊ以上を満足した。Ａｌ量を増加させた場合の結果を比較するため、試料５及び試料７〜１１についてまとめたグラフを図７及び図８に示す。
【００４８】
図７に示すように、５５０℃の時効温度において、Ａｌ量の増加に従って引張強さが向上した。遅れ割れの観点から、時効温度はできるだけ高く過時効条件とすることが望ましく、十分に過時効条件にある時効温度を５５０℃において、Ａｌ量を１．３５％より高くにすることで１５００ＭＰａ以上の引張強さを得られることがわかった。また、図８に示すように、引張強さが向上するに従ってシャルピー吸収エネルギーは低下する傾向があるが、引張強さ１３５０ＭＰａ及び１５００ＭＰａにおいても２０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを満足し、本発明鋼は約１５８０ＭＰａ以下の引張強さであれば２０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを得られることがわかった。
【００４９】
また、Ｍｎ量が０．３９％、Ｓｉ量が０．１９％、Ｐ量が０．０２４％である試料１１は、図５及び図６に示すように、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの各量が低減された本発明鋼の試料と同様の優れた引張強さおよびシャルピー吸収エネルギーを得ることができた。
【００５０】
一方、比較鋼であるＣｒ当量が２８．０を越える試料１２は、δフェライト相が多量析出したため、引張強さが約８００ＭＰａと非常に低く、要求される強度特性を満足しなかった。また、比較鋼であるＮｉ当量が１０．５を超える試料１３は、残留オーステナイト相が生成したため、引張強さ１３５０ＭＰａとなる５５０℃の時効条件においてシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊより低く、必要な靭性を得ることができなかった。
【００５１】
また、本発明鋼とは異なる鋼種である高強度１２Ｃｒ系鋼の試料１は、約５００℃以下の焼き戻しにより、引張強さが１３５０ＭＰａ以上でシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ以上の１３５０ＭＰａ級の目標値を満足したが、１５００ＭＰａ級の引張強さには至らなかった。試料２は、約５００℃を超える焼き戻しでは引張強さが１３５０ＭＰａ以下となり、約５００℃以下の焼き戻しではシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ以下となり、１３５０ＭＰａ級の目標値にも至らなかった。
【００５２】
本発明鋼と同じ析出硬化型ステンレス鋼である１７−４ＰＨ鋼の試料３は、約４８０℃の時効により、引張強さが１３５０ＭＰａ以上でシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ以上の１３５０ＭＰａ級の目標値は満足したが、１５００ＭＰａ級の引張強さには至らなかった。また、市販マルエージ鋼である試料４は、約４８０〜５５０℃の時効により、引張強さとシャルピー吸収エネルギーが１３５０ＭＰａ級の目標値、１５００ＭＰａ級の目標値を満足した。
【００５３】
次に、本発明鋼の試料５〜１０と他鋼種の試料１〜４について、遅れ割れ試験を行った。遅れ割れ試験は、温度８０℃、溶存酸素濃度８．０ｐｐｍの水中で、５００ｈ経過後の試料片にき裂が発生したか否かを評価した。その結果を図９及び図１０に示す。図９は、試料１〜６のＣｒ＋Ｍｏ量に対して、遅れ割れ試験によりき裂が発生する限界の引張強さ（遅れ割れ発生限界強度）の変化を表すグラフである。図１０は、試料５及び試料７〜１０のＡｌ量に対する遅れ割れ発生限界強度の変化を表すグラフである。図９及び図１０中、黒塗りのマークはき裂の発生を示し、白抜きのマークはき裂が発生しなかったことを示す。
【００５４】
図９に示すように、他鋼種の試料１、試料２、試料４は、１３５０ＭＰａ級以上の強度レベルでは遅れ割れが発生した。一方、他鋼種の試料３と、本発明鋼の試料５は、１３５０ＭＰａ級でも遅れ割れが発生しなかった。但し、１５００ＭＰａ級の強度が要求される場合には遅れ割れが発生した。本発明鋼の試料６は、目標とする１３５０ＭＰａ級で遅れ割れが発生せず、さらに１５００ＭＰａ級でも遅れ割れが発生しなかった。このように、引張強さが高いほど遅れ割れが生じやすく、また、遅れ割れ発生限界強度は一般に耐食性を表すパラメータであるＣｒ＋Ｍｏ量とよい相関が認められることから、Ｃｒ＋Ｍｏ量が高いほど遅れ割れが発生しにくいことがわかる。すなわち、図９から、Ｃｒ＋Ｍｏ量を１５．５重量％以上にすることで、１５００ＭＰａ級でも遅れ割れの発生を防止することができる。
【００５５】
また、Ａｌ量を増加させた場合の遅れ割れ特性を比較した図１０から、Ａｌ量が１．３５％を超える本発明鋼の試料７〜１０は、いずれも１５００ＭＰａ級の引張強さでは遅れ割れが発生しなかった。表１に示したように、これらの試料のＣｒ＋Ｍｏ量は約１４．５％程度と低いにもかかわらず、１５００ＭＰａ級でも遅れ割れの発生を防止することができた。すなわち、Ａｌ含有量が高く、時効温度が過時効領域の５５０℃以上でも引張強さ１５００ＭＰａ以上となる場合には、ＣｒとＭｏの合計量が１５．５％未満と低い範囲のままでも良好な遅れ割れ特性を満足させることができる。
【００５６】
さらに、他鋼種の試料３、本発明鋼の試料５〜１１、比較鋼の試料１２、１３について、δフェライト相析出および残留オーステナイト相析出の検出試験を行った。検出試験は、上記熱処理後の試料の組織を光学顕微鏡により観察した。その結果、試料１２で１％を超えるδフェライト相の析出が検出されたものの、他の試料についてはδフェライト相の析出量は１％以下と軽微であった。また、試料１３で残留オーステナイト相析出が検出されたものの、他の試料については残留オーステナイト相の析出は検出されなかった。試料３及び試料５〜１３について、組織に及ぼすＣｒ当量及びＮｉ当量の影響（シェフラーの状態図）を図１１に示す。図１１に示すように、Ｃｒ当量が２８．０未満でかつＮｉ当量が１０．５未満である場合に、δフェライト相および残留オーステナイト相の両方の析出を回避することができる。
【００５７】
以上の結果を纏めたものを表２に示す。表２に示すように、本発明鋼である試料５〜１１は、１３５０ＭＰａ級の目標値を全て満足した。なお、Ｃｒ＋Ｍｏ量を１５．５ｗｔ％以上とした試料６は、１５００ＭＰａ級の目標値をも満足した。また、Ａｌ量を１．３５ｗｔ％より高くした試料７〜１０も１５００ＭＰａ級の目標値を満足した。
【００５８】
【表２】
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【実施例２】
【００５９】
以下に、実施例１で示した試料６の化学組成の鋼を用いて、図１に示した翼長４５インチ級長翼（３６００ｒｐｍ蒸気タービン用）を作製した手順を示す。先ず、試料６の化学組成の鋼を真空誘導溶解後、真空アーク再溶解し、熱間鍛造によりφ２００ｍｍ程度の丸棒状の素材を作製した。その後、翼根等の各部の肉厚により径の異なる串団子状に荒地鍛伸を施し、高温に加熱後型鍛造によりニアネット形状とした後、熱処理を行った。熱処理は、１３５０ＭＰａ以上の引張強さとなるように９２５℃×２ｈ加熱後強制空冷して溶体化処理を行い、５５０℃×４ｈ加熱後空冷して時効処理を行った。ひずみ取り・研磨・機械加工により仕上げ加工を行い、翼長４５インチ級長翼を製作した。
【００６０】
製作した翼の各部位（翼先端、翼中央、翼根）から試験片を採取し、室温（２０℃）において引張試験及びシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表３に示す。いずれの部位の試験片も、引張強さが１３５０ＭＰａ以上でシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ以上の目標値を満足した。また、組織もδフェライト相の析出は認められずマルテンサイト単相の微細組織であり、４５インチ翼は健全な性状であることが確認された。
【００６１】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００６２】
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト鋼は、引張強さが１３５０ＭＰａ以上と高強度で、室温のシャルピー吸収エネルギーが２０J以上と高靭性で、かつ良好な耐食性を満足するので、蒸気タービン用のタービン動翼に用いることができる他、ガスタービン圧縮機や化学プラント圧縮機の翼にも適用することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】翼長４５インチ級長翼の一例を示す模式図である。
【図２】一体型低圧タービンロータの一例を示す断面図である。
【図３】溶接型低圧タービンロータの一例を示す断面図である。
【図４】焼き嵌め型低圧タービンロータの一例を示す断面図である。
【図５】時効・焼戻し温度に対する引張強さの変化を表すグラフである。
【図６】時効・焼戻し温度に対する吸収エネルギーの変化を表すグラフである。
【図７】Ａｌ量に対する引張強さの変化を表すグラフである。
【図８】引張強さと吸収エネルギーの関係を表すグラフである。
【図９】Ｃｒ＋Ｍｏ量に対する遅れ割れ発生限界強度の変化を表すグラフである。
【図１０】Ａｌ量に対する遅れ割れ発生限界強度の変化を表すグラフである。
【図１１】組織に及ぼすＣｒ当量及びＮｉ当量の影響（シェフラーの状態図）を表すグラフである。
【符号の説明】
【００６４】
１  長翼
２  シュラウド
３  スタブ
４  翼根
５  エロージョンシールド
２０  一体型ロータ
３０  溶接型ロータ
４０  焼き嵌め型ロータ
【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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【図８】
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【図９】
2005194626.tif 000014
【図１０】
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【図１１】
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