JP2009221545A - 蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金および蒸気タービンのタービンロータ - Google Patents
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Abstract
【課題】鍛造性等の加工性を維持しつつ、機械的強度を向上させることができる蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金、およびこのＮｉ基合金からなる蒸気タービンのタービンロータを提供する。
【解決手段】蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｒｅ：０．５〜３を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
【解決手段】蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｒｅ：０．５〜３を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
Description
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タービンロータを構成する材料に係わり、特に高温強度等に優れた蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金、およびこのＮｉ基合金からなる蒸気タービンのタービンロータに関する。
蒸気タービンを含む火力プラントにおいて、地球環境保護の観点から二酸化炭素の排出量抑制技術が注目されており、また発電の高効率化のニーズが高まっている。
蒸気タービンの発電効率を上げるためには、タービン蒸気温度を高温化することが有効であり、近年の蒸気タービンを備える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。将来的には６５０℃、さらに７００℃へと上昇する傾向がみられる。
高温の蒸気により回転する動翼が植設されたタービンロータでは、周囲に高温の蒸気が回流し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、室温から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。
特に、蒸気温度が７００℃を超える場合には、従来の鉄系材料では高温強度が不足するため、Ｎｉ基合金の適用が検討されている（例えば、特許文献１参照。）。
Ｎｉ基合金は、高温強度、耐食性に優れていることから主にジェットエンジンやガスタービン材料として広く適用されてきた。その代表例としてインコネル６１７合金（スペシャルメタル社製）やインコネル７０６合金（スペシャルメタル社製）が用いられてきた。
Ｎｉ基合金の高温強度を強化するメカニズムとして、ＡｌやＴｉを添加することによりＮｉ基合金の母相材内にガンマプライム相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））、あるいはガンマダブルプライム相と呼ばれる析出相、それらの両相を析出させて高温強度を確保するものがある。このガンマプライム相あるいはガンマダブルプライム相の両相を析出させて高温強度を確保するものとして、例えばインコネル７０６合金が挙げられる。
一方、インコネル６１７合金のように、Ｃｏ、Ｍｏを添加することにより、Ｎｉ基の母相を強化（固溶強化）して高温強度を確保するものがある。
特開平７−１５０２７７号公報
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基合金の鍛造性や溶接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。
そこで、本発明は、鍛造性等の加工性を維持しつつ、機械的強度を向上することができる蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金および蒸気タービンのタービンロータを提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、本発明の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｒｅ：０．５〜３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。
また、本発明の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｒｅ：０．５〜３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。
また、本発明の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｎｂ：０．０５〜０．３５、Ｒｅ：０．５〜３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。
さらに、本発明の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ＋２Ｎｂ：０．１〜０．７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。
これらの蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金によれば、上記した組成成分範囲で構成されることで、従来の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金の加工性を維持しつつ、高温強度を含む機械的強度が向上する。
また、高温蒸気が導入される蒸気タービンに貫設されるタービンロータの少なくとも所定部位を上記したいずれか１つのＮｉ基合金で構成してもよい。この蒸気タービン用のタービンロータによれば、高温強度が向上し、高温環境下においても高い信頼性を有する。
本発明では、鍛造性等の加工性を維持しつつ、機械的強度を向上させることができる蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金および蒸気タービンのタービンロータを提供することができる。
以下、本発明の一実施の形態を説明する。
本発明に係る一実施の形態における蒸気タービンのタービンロータ用の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重量％とする。
（Ｍ１）Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｒｅ：０．５〜３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。
（Ｍ２）Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｒｅ：０．５〜３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。
（Ｍ３）Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｎｂ：０．０５〜０．３５、Ｒｅ：０．５〜３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。
（Ｍ４）Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ＋２Ｎｂ：０．１〜０．７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。
ここで、上記（Ｍ１）〜（Ｍ４）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。
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タービンロータを構成する材料として好適である。ここで、蒸気タービンのタービンロータのすべての部位をこの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タービンロータの一部の部位をこのＮｉ基合金で構成してもよい。ここで、高温となる蒸気タービンのタービンロータの一部としては、具体的には、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。
また、上記した組成成分範囲のＮｉ基合金は、従来のＮｉ基合金における鍛造性等の加工性を維持しつつ、高温強度を含む機械的強度を向上させることができる。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を構成することで、タービンロータの高温強度を向上させることができ、高温環境下においても高い信頼性を有するタービンロータを作製することができる。また、蒸気タービンのタービンロータを作製する際、従来のＮｉ基合金の加工性を維持することができる。
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。
（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り、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることが合金のクリープ強度を維持させる要因の一つである。また、鋳造時の溶湯の流動性を確保する効果も併せ持つ。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することができないため、機械的強度が低下するとともに、鋳造時の溶湯の流動性が著しく低下する。一方、Ｃの含有率が０．１５％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進し、機械的強度は向上するが、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。
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り、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることが合金のクリープ強度を維持させる要因の一つである。また、鋳造時の溶湯の流動性を確保する効果も併せ持つ。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することができないため、機械的強度が低下するとともに、鋳造時の溶湯の流動性が著しく低下する。一方、Ｃの含有率が０．１５％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進し、機械的強度は向上するが、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。
（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を高めるのに不可欠な元素である。さらにＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として不可欠であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることで、合金のクリープ強度が維持される。また、Ｃｒは、高温蒸気環境下における耐酸化性を高める。Ｃｒの含有率が１５％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２８％を超えると、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出を著しく促進することによって粗大化傾向を高める。そのため、Ｃｒの含有率を１５〜２８％とした。
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の耐酸化性、耐食性および機械的強度を高めるのに不可欠な元素である。さらにＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として不可欠であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることで、合金のクリープ強度が維持される。また、Ｃｒは、高温蒸気環境下における耐酸化性を高める。Ｃｒの含有率が１５％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２８％を超えると、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出を著しく促進することによって粗大化傾向を高める。そのため、Ｃｒの含有率を１５〜２８％とした。
（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、機械的強度を低下させる金属間化合物相を生成し、鍛造性が低下する。一方、Ｃｏの含有率が１０％未満の場合には、加工性が低下し、さらに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。
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、機械的強度を低下させる金属間化合物相を生成し、鍛造性が低下する。一方、Ｃｏの含有率が１０％未満の場合には、加工性が低下し、さらに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。
（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８％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｍｏの含有率が１２％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに、脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進する。そのため、Ｍｏの含有率を８〜１２％とした。
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８％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｍｏの含有率が１２％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに、脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進する。そのため、Ｍｏの含有率を８〜１２％とした。
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：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１．５％未満の場合には、機械的強度が従来鋼と比べて向上されず、Ａｌの含有率が２％を超えると、機械的強度は向上するが、鍛造性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を１．５〜２％とした。
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：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１．５％未満の場合には、機械的強度が従来鋼と比べて向上されず、Ａｌの含有率が２％を超えると、機械的強度は向上するが、鍛造性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を１．５〜２％とした。
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）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０．１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｔｉの含有率が０．６％を超えると、熱間加工性および鍛造性が低下し、さらに、切欠き感受性が高くなる。そのため、Ｔｉの含有率を０．１〜０．６％とした。
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）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０．１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｔｉの含有率が０．６％を超えると、熱間加工性および鍛造性が低下し、さらに、切欠き感受性が高くなる。そのため、Ｔｉの含有率を０．１〜０．６％とした。
（７）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、粒界に偏析して高温特性に影響を及ぼす。また、Ｂは、Ｎｉ母相中に析出して母相の機械的強度を向上させる効果を有する。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、母相の機械的強度を向上させる効果が発揮されず、Ｂの含有率が０．００６％を超えると、粒界脆化を招く恐れがある。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．００６％とした。
Ｂは、粒界に偏析して高温特性に影響を及ぼす。また、Ｂは、Ｎｉ母相中に析出して母相の機械的強度を向上させる効果を有する。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、母相の機械的強度を向上させる効果が発揮されず、Ｂの含有率が０．００６％を超えると、粒界脆化を招く恐れがある。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．００６％とした。
（８）Ｒｅ（レニウム）
Ｒｅ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する。Ｒｅの含有率が０．５％未満の場合には、母相の機械的強度を向上させる効果が発揮されず、Ｒｅの含有率が３％を超えると、脆弱な相を形成する。そのため、Ｒｅの含有率を０．５〜３％とした。Ｃｏ、ＭｏもＲｅ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が、同量の含有率でＲｅが最も機械的強度の向上に優れ、ベース金属の化学成分組成を大きく変化させることなく機械的強度を向上させることができる。
Ｒｅ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する。Ｒｅの含有率が０．５％未満の場合には、母相の機械的強度を向上させる効果が発揮されず、Ｒｅの含有率が３％を超えると、脆弱な相を形成する。そのため、Ｒｅの含有率を０．５〜３％とした。Ｃｏ、ＭｏもＲｅ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が、同量の含有率でＲｅが最も機械的強度の向上に優れ、ベース金属の化学成分組成を大きく変化させることなく機械的強度を向上させることができる。
（９）Ｔａ（タンタル）
Ｔａは、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）相に固容し強度を高め、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、機械的強度は向上するが、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。
Ｔａは、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）相に固容し強度を高め、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、機械的強度は向上するが、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。
（１０）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）相に固容し強度を高め、析出強度を安定させる。Ｎｂの含有率が０．０５％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０．３５％を超えると、機械的強度は向上するが、鍛造性が低下する。そのため、Ｎｂの含有率を０．０５〜０．３５％とした。
Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）相に固容し強度を高め、析出強度を安定させる。Ｎｂの含有率が０．０５％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０．３５％を超えると、機械的強度は向上するが、鍛造性が低下する。そのため、Ｎｂの含有率を０．０５〜０．３５％とした。
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’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ａｌ）相に固容し強度を高め、析出強度を安定させる。（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。
（１１）Ｓｉ（ケイ素）およびＭｎ（マンガン）
ＳｉおよびＭｎ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。ここでは、不可避的不純物のうち、特に、ＳｉおよびＭｎの残存含有率を制限している。このような、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。
ＳｉおよびＭｎ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。ここでは、不可避的不純物のうち、特に、ＳｉおよびＭｎの残存含有率を制限している。このような、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。
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。
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。
上記した本発明に係るＮｉ基合金は、Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解炉にて溶解して得られた鋳塊をソーキング処理し、鍛造し、溶体化処理を施すことで作製される。
ソーキング処理では、１０５０〜１０７５℃の温度範囲で５〜６時間維持し、溶体化処理では、１１００〜１１８０℃の温度範囲で４〜５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１１００℃を下回る温度では十分に固溶されず、１１８０℃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。また、鍛造は、９５０〜１１００℃（再加熱温度１１００℃）の温度範囲で行われる。
また、上記した本発明に係るＮｉ基合金において蒸気タービンのタービンロータを構成する場合には、例えば、１つの方法（ダブルメルト）として、原料を真空誘導溶解（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、鍛造処理、熱処理を施しタービンロータを作製する。他の方法（ダブルメルト）として、原料を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、所定の型に流し込む。続いて、鍛造処理、熱処理を施しタービンロータを作製する。さらに、他の方法（トリプルメルト）として、原料を真空誘導溶解（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、鍛造処理、熱処理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。
以下に、本発明に係るＮｉ基合金が、機械的強度および鍛造性に優れていることを説明する。
（引張強度試験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、優れた機械的強度および鍛造性を有することを説明する。表１は、引張強度試験および鍛造性の評価に用いられた試料１〜試料８の化学組成を示す。なお、試料１〜試料７は、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金であり、試料８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８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（鉄）、Ｃｕ（銅）Ｓ（硫黄）が含まれている。
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金が、優れた機械的強度および鍛造性を有することを説明する。表１は、引張強度試験および鍛造性の評価に用いられた試料１〜試料８の化学組成を示す。なお、試料１〜試料７は、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金であり、試料８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８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（鉄）、Ｃｕ（銅）Ｓ（硫黄）が含まれている。
引張強度試験では、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料８のＮｉ基合金２０ｋｇをそれぞれ真空誘導溶解炉にて溶解し、鋳塊を得た。続いて、この鋳塊に対して１０５０℃で５時間ソーキング処理を施した。その後、９５０〜１１００℃（再加熱が１１００℃）の温度範囲で鍛造し、その後、１１８０℃で４時間溶体化処理を施した。そして、作製された鍛造鋼から所定のサイズの試験片を作製した。
そして、各試料による試験片に対して、温度が２３℃、７００℃、８００℃の条件でＪＩＳ Ｇ ０５６７（鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法）に基づいて引張強度試験を行い、０．２％耐力を測定した。ここで、引張強度試験における温度条件である７００℃、８００℃は、蒸気タービンのタービンロータ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。
また、各試料に対して、鍛造性の評価を行った。鍛造性の評価では、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料８のＮｉ基合金２０ｋｇをそれぞれ真空誘導溶解炉にて溶解し、直径が１１４ｍｍで長さが２００ｍｍの円柱状の鋳塊を作製した。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℃（再加熱が１１００℃）の温度範囲で５００ｋｇｆハンマー鍛造機にて鍛造し、その後、１１８０℃で４時間溶体化処理を施し、試験片を作製した。ここで、鍛造性は、鍛造比が３となるまで上記した鍛造処理を行い、その鍛造比が３となるまでのリヒート回数、鍛造比が３となったときの鍛造割れの有無によって評価した。
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。また、一般的な鍛造処理では、鍛造被対象物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、再度加熱して鍛造処理を繰り返す。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。また、鍛造割れの有無は、鍛造処理後の鍛造被対象物を目視観察し、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、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。
表２は、各試料における０．２％耐力の測定結果および鍛造性の評価の結果を示す。
表２に示すように、試料１〜試料７は、各温度において、試料８の従来鋼に比べて、高い０．２％耐力を有することがわかった。また、鍛造性も優れ、従来鋼の鍛造性が維持されていることがわかった。試料１〜試料７において、０．２％耐力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。また、試料８の従来鋼では、機械的強度が低いため、機械的強度および鍛造性の双方を満足する結果は得られなかった。
（グリーブル試験）
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金が、優れた熱間加工性を有することを説明する。なお、ここでは、表１に示す各試料に対して、グリーブル試験（鉄鋼業界において一般的な試験方法）を行なった。
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金が、優れた熱間加工性を有することを説明する。なお、ここでは、表１に示す各試料に対して、グリーブル試験（鉄鋼業界において一般的な試験方法）を行なった。
表３は、上記した各試料におけるグリーブル試験の結果を示す。また、図１は、表３に示した各試料におけるグリーブル試験の結果を示した図である。ここで、図１の縦軸に示されている断面積減少率（Reduction of area）は、試験前の試験片の断面積に対する、試験後（破断後）における試験片において試験前の断面積から減少した分の断面積の割合を意味する。すなわち、この値が大きい場合には、優れた熱間加工性を有することとなる。
表３および図１に示すように、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金である、試料１〜７と、従来鋼のＮｉ基合金である試料８とでは、鍛造温度範囲（９５０〜１１００℃程度）を含む９００〜１３００℃の温度範囲において、ほぼ同等のグリーブル試験の結果が得られた。これにより、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金においても、従来鋼のＮｉ基合金と同様に、良好な熱間加工性が得られることがわかった。
（時効特性）
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金を高温で所定時間保持しても、機械的強度を維持できることを説明する。
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金を高温で所定時間保持しても、機械的強度を維持できることを説明する。
前述した引張強度試験における試験片の作製方法と同様に、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料７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。続いて、この鋳塊に対して１０５０℃で５時間ソーキング処理を施した。その後、９５０〜１１００℃（再加熱が１１００℃）の温度範囲で鍛造し、その後、１１８０℃で４時間溶体化処理を施した。そして、作製された鍛造鋼から所定のサイズの試験片を作製した。
そして作製した各試験片を７５０℃で２０００時間保持した後、７００℃の条件でＪＩＳ Ｇ ０５６７（鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法）に基づいて引張強度試験を行い、０．２％耐力を測定した。また、熱処理を行う前の各試験片に対して７００℃の条件で引張強度試験を行い、０．２％耐力を測定した。ここで、試験片を７５０℃で保持した理由は、安全側のデータを得るために、上記したタービンロータの最高使用温度を考慮したためであり、一方、引張強度試験における温度条件である７００℃は、蒸気タービンのタービンロータの通常の運転時の温度条件を考慮して設定した。
表４は、各試料における０．２％耐力の測定結果を示す。
表４に示すように、熱処理後の試験片における０．２％耐力は、若干低下するものの、ほぼ熱処理前の機械的強度が維持されることがわかった。これによって、経時変化による組織変化はほとんどないものと考えられる。
Claims (6)
- 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｒｅ：０．５〜３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タービンロータ用のＮｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ：０．１〜０．７、Ｒｅ：０．５〜３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タービンロータ用のＮｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｎｂ：０．０５〜０．３５、Ｒｅ：０．５〜３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タービンロータ用のＮｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５、Ｃｒ：１５〜２８、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：１．５〜２、Ｔｉ：０．１〜０．６、Ｂ：０．００１〜０．００６、Ｔａ＋２Ｎｂ：０．１〜０．７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タービンロータ用のＮｉ基合金。
- 前記不可避的不純物のうち、重量％で、Ｓｉ：０．１以下、Ｍｎ：０．１以下に抑制されていることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項記載の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金。
- 高温蒸気が導入される蒸気タービンに貫設されるタービンロータであって、
少なくとも所定部位が、請求項１乃至５のいずれか１項記載の蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金からなることを特徴する蒸気タービンのタービンロータ。
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