JP2503180B2 - 高効率ガスタ―ビン - Google Patents
高効率ガスタ―ビンInfo
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- JP2503180B2 JP2503180B2 JP5019850A JP1985093A JP2503180B2 JP 2503180 B2 JP2503180 B2 JP 2503180B2 JP 5019850 A JP5019850 A JP 5019850A JP 1985093 A JP1985093 A JP 1985093A JP 2503180 B2 JP2503180 B2 JP 2503180B2
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- disk
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は新規なガスタービンに関
し、特に新規な耐熱鋼を用いた新規な高効率ガスタービ
ンに関する。
し、特に新規な耐熱鋼を用いた新規な高効率ガスタービ
ンに関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、ガスタービン用ディスクにはＣｒ
−Ｍｏ−Ｖ鋼が使用されている。
−Ｍｏ−Ｖ鋼が使用されている。
【０００３】近年、省エネルギーの観点からガスタービ
ンの熱効率の向上が望まれている。熱効率を向上させる
にはガス温度及び圧力を上げるのが最も有効な手段であ
るが、ガス温度を１１００℃から１３００℃に高め、圧
縮比を１０から１５まで高めることにより相対比で約３
％の効率向上が期待できる。
ンの熱効率の向上が望まれている。熱効率を向上させる
にはガス温度及び圧力を上げるのが最も有効な手段であ
るが、ガス温度を１１００℃から１３００℃に高め、圧
縮比を１０から１５まで高めることにより相対比で約３
％の効率向上が期待できる。
【０００４】しかし、これらの高温・高圧比に伴い従来
のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼では強度不足で、より強度の高い材
料が必要である。として高温特性を最も大きく左右する
クリープ破断強度が要求される。クリープ破断強度がＣ
ｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼より高い構造材料としてオーステナイト
鋼，Ｎｉ基合金，Ｃｏ基合金，マルテンサイト鋼等が一
般に知られているが、熱間加工性，切削性及び振動減衰
特性等の点でＮｉ基合金及びＣｏ基合金は望ましくな
い。また、オーステナイト鋼は４００〜４５０℃付近の
高温強度がそれ程高くないこと更にガスタービン全体シ
ステムから望ましくない。一方、マルテンサイト鋼は他
の構成部品とのマッチングが良く、高温強度も十分であ
る。マルテンサイト鋼として特開昭58−110661号公報，
60−138054号公報，特公昭46−279 号公報等が知られて
いる。しかし、これらの材料は400〜４５０℃で必ずし
も高いクリープ破断強度は得られず、更に高温で長時間
加熱後の靭性が低く、タービンディスクとして使用でき
ず、ガスタービンの効率向上は得られない。
のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼では強度不足で、より強度の高い材
料が必要である。として高温特性を最も大きく左右する
クリープ破断強度が要求される。クリープ破断強度がＣ
ｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼より高い構造材料としてオーステナイト
鋼，Ｎｉ基合金，Ｃｏ基合金，マルテンサイト鋼等が一
般に知られているが、熱間加工性，切削性及び振動減衰
特性等の点でＮｉ基合金及びＣｏ基合金は望ましくな
い。また、オーステナイト鋼は４００〜４５０℃付近の
高温強度がそれ程高くないこと更にガスタービン全体シ
ステムから望ましくない。一方、マルテンサイト鋼は他
の構成部品とのマッチングが良く、高温強度も十分であ
る。マルテンサイト鋼として特開昭58−110661号公報，
60−138054号公報，特公昭46−279 号公報等が知られて
いる。しかし、これらの材料は400〜４５０℃で必ずし
も高いクリープ破断強度は得られず、更に高温で長時間
加熱後の靭性が低く、タービンディスクとして使用でき
ず、ガスタービンの効率向上は得られない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ガスタービンの高温・
高圧比に対して単に強度の高い材料を用いるだけではガ
ス温度の上昇はできない。一般に、強度を向上させると
靭性が低下する。ガスタービンの高温化には高温強度と
高温長時間加熱後に高い靭性を兼ね備えた耐熱鋼を用い
なければならない。
高圧比に対して単に強度の高い材料を用いるだけではガ
ス温度の上昇はできない。一般に、強度を向上させると
靭性が低下する。ガスタービンの高温化には高温強度と
高温長時間加熱後に高い靭性を兼ね備えた耐熱鋼を用い
なければならない。
【０００６】本発明の目的は、熱効率の高いガスタービ
ン及びそれに用いるタービンディスクを提供するにあ
る。
ン及びそれに用いるタービンディスクを提供するにあ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、タービンスタ
ブシャフトと、該シャフトにタービンスタッキングボル
トによって互いにスペートを介して連結された複数個の
タービンディスクと、該ディスクに植込まれ燃焼器によ
って発生した高温の燃焼ガスをタービンノズルを通して
噴射させることによって回転するタービンブレードと、
前記ディスクに連結されたディスタントピースと、該デ
ィスタントピースに連結された複数のコンプレッサディ
スクと、該ディスクに植込まれたコンプレッサブレード
と、前記コンプレッサディスクの初段に一体に形成され
たコンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンに
おいて、前記タービンディスク，ディスタントピース，
タービンスペーサ，最終段のコンプレッサディスク及び
タービンスタッキングボルトの少なくとも１つが以下の
マルテンサイト系鋼からなり、特に該ガスタービンは前
記コンプレッサブレードの回転によって空気の圧縮比を
１４.７ 以上とし、該圧縮された空気を用いて前記燃焼
器によって１３００℃以上の燃焼ガスを発生し、該燃焼
ガスを１２００℃以上でタービンノズルの初段に導入す
るとともにタービンディスクの初段温度を４５０℃以上
において好ましいものである。
ブシャフトと、該シャフトにタービンスタッキングボル
トによって互いにスペートを介して連結された複数個の
タービンディスクと、該ディスクに植込まれ燃焼器によ
って発生した高温の燃焼ガスをタービンノズルを通して
噴射させることによって回転するタービンブレードと、
前記ディスクに連結されたディスタントピースと、該デ
ィスタントピースに連結された複数のコンプレッサディ
スクと、該ディスクに植込まれたコンプレッサブレード
と、前記コンプレッサディスクの初段に一体に形成され
たコンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンに
おいて、前記タービンディスク，ディスタントピース，
タービンスペーサ，最終段のコンプレッサディスク及び
タービンスタッキングボルトの少なくとも１つが以下の
マルテンサイト系鋼からなり、特に該ガスタービンは前
記コンプレッサブレードの回転によって空気の圧縮比を
１４.７ 以上とし、該圧縮された空気を用いて前記燃焼
器によって１３００℃以上の燃焼ガスを発生し、該燃焼
ガスを１２００℃以上でタービンノズルの初段に導入す
るとともにタービンディスクの初段温度を４５０℃以上
において好ましいものである。
【０００８】前述のタービンディスク，ディスタントピ
ース，タービンスペーサ，コンプレッサディスクの最終
段及びタービンスタッキングボルトの少なくとも１つが
450℃で１０5時間クリープ破断強度が５０kg／mm2 以上
及び５００℃で１０3時間加熱後の２５℃のＶノッチシ
ャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上である全焼戻しマ
ルテンサイト組織を有するマルテンサイト系鋼が好まし
い。
ース，タービンスペーサ，コンプレッサディスクの最終
段及びタービンスタッキングボルトの少なくとも１つが
450℃で１０5時間クリープ破断強度が５０kg／mm2 以上
及び５００℃で１０3時間加熱後の２５℃のＶノッチシ
ャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上である全焼戻しマ
ルテンサイト組織を有するマルテンサイト系鋼が好まし
い。
【０００９】本発明に係るマルテンサイト系鋼は、重量
で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ0.5％以下，Ｍｎ０.６％
以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１.５ 〜３％，Ｎｉ２.１
０％を越え３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ及びＴ
ａの１種又は２種の合計量が０.０２〜０.２％及びＮ
０.０２〜０.１％を含み、特に前記（Ｍｎ／Ｎｉ）比を
０.１１ とするのが好ましく、残部が実質的にＦｅから
なることを特徴とする。更に、重量で、Ｃ０.０７〜０.
１５％，Ｓｉ０.０１〜０.１％，Ｍｎ０.１ 〜０.４
％，Ｃｒ１１〜１２.５ ％，Ｎｉ２.２〜３.０％，Ｍｏ
１.８〜２.５％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量
が０.０４〜０.０８％，Ｖ０.１５〜０.２５％及びＮ
０.０４〜０.０８％を含み、特に前記（Ｍｎ／Ｎｉ）比
を０.０４ 〜０.１０ ％とするのが好ましく、残部が実
質的にＦｅからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有
することを特徴とする。
で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ0.5％以下，Ｍｎ０.６％
以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１.５ 〜３％，Ｎｉ２.１
０％を越え３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ及びＴ
ａの１種又は２種の合計量が０.０２〜０.２％及びＮ
０.０２〜０.１％を含み、特に前記（Ｍｎ／Ｎｉ）比を
０.１１ とするのが好ましく、残部が実質的にＦｅから
なることを特徴とする。更に、重量で、Ｃ０.０７〜０.
１５％，Ｓｉ０.０１〜０.１％，Ｍｎ０.１ 〜０.４
％，Ｃｒ１１〜１２.５ ％，Ｎｉ２.２〜３.０％，Ｍｏ
１.８〜２.５％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量
が０.０４〜０.０８％，Ｖ０.１５〜０.２５％及びＮ
０.０４〜０.０８％を含み、特に前記（Ｍｎ／Ｎｉ）比
を０.０４ 〜０.１０ ％とするのが好ましく、残部が実
質的にＦｅからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有
することを特徴とする。
【００１０】また、本発明に係るマルテンサイト系鋼は
重量でＷ１％以下，Ｃｏ０.５ ％以下，Ｃｕ０.５％以
下，Ｂ０.０１％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ａｌ０.３％
以下，，Ｚｒ０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.
０１％以下，Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下及び
希土類元素０.０１％以下の少なくとも１種を含むこと
ができる。
重量でＷ１％以下，Ｃｏ０.５ ％以下，Ｃｕ０.５％以
下，Ｂ０.０１％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ａｌ０.３％
以下，，Ｚｒ０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.
０１％以下，Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下及び
希土類元素０.０１％以下の少なくとも１種を含むこと
ができる。
【００１１】本発明に係る鋼は次式で計算されるＣｒ当
量が１０以下になるように成分調整され、δフェライト
相を実質的に含まないようにすることが必要である。
量が１０以下になるように成分調整され、δフェライト
相を実質的に含まないようにすることが必要である。
【００１２】 Ｃｒ当量＝−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−３０Ｎ＋６Ｓｉ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ ＋１１Ｖ＋６Ｓｉ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｎｂ＋２.５Ｔａ （各元素は合金中の含有量（重量％）で計算される）本
発明は、円盤状で、該円盤状の外周部に翼が植込まれる
凹状の翼植込み部が設けられ、前記円盤の中心部で最大
の厚さを有し、前記円盤の外周側にボルトを挿入する貫
通孔を有し前記ボルトによって複数個の前記円盤を連結
する構造を有するタービンディスクは前述の鋼が用いら
れ、特に、４５０℃で１０5 時間クリープ破断強度が５
０kg／mm2 以上及び５００℃で１０3 時間加熱後の２５
℃のＶノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上で
ある全焼戻しマルテンサイト組織を有するマルテンサイ
ト系鋼からなるのが好ましい。
発明は、円盤状で、該円盤状の外周部に翼が植込まれる
凹状の翼植込み部が設けられ、前記円盤の中心部で最大
の厚さを有し、前記円盤の外周側にボルトを挿入する貫
通孔を有し前記ボルトによって複数個の前記円盤を連結
する構造を有するタービンディスクは前述の鋼が用いら
れ、特に、４５０℃で１０5 時間クリープ破断強度が５
０kg／mm2 以上及び５００℃で１０3 時間加熱後の２５
℃のＶノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上で
ある全焼戻しマルテンサイト組織を有するマルテンサイ
ト系鋼からなるのが好ましい。
【００１３】複数個のタービンディスクを該ディスクの
外周側でリング状のスペーサを介しボルトによって連結
される前記スペーサは、上述の特性を有するマルテンサ
イト系鋼又は前述の組成を有する耐熱鋼によって構成さ
れることを特徴とする。
外周側でリング状のスペーサを介しボルトによって連結
される前記スペーサは、上述の特性を有するマルテンサ
イト系鋼又は前述の組成を有する耐熱鋼によって構成さ
れることを特徴とする。
【００１４】タービンディスクとコンプレッサディスク
とを円筒状ディスタントピースを介してボルトによって
連結するディスタントピース；複数個のタービンディス
クを連結するスタッキングボルト及び複数個のコンプレ
ッサディスクを連結するスタッキングボルトの少なくと
も一方のボルト；円盤状で、該円盤状の外周部に翼が植
込まれる凹状の翼植込み部が設けられ、前記円盤の外周
側にボルトを挿入し該ボルトによって複数個の前記円盤
を連結する構造を有し、前記円盤の中心部及び貫通孔を
有する部分で最大の厚さを有するコンプレッサディスク
は各々前述の特性を有するマルテンサイト鋼又は前述の
組成を有する耐熱鋼によって構成されることを特徴とす
る。
とを円筒状ディスタントピースを介してボルトによって
連結するディスタントピース；複数個のタービンディス
クを連結するスタッキングボルト及び複数個のコンプレ
ッサディスクを連結するスタッキングボルトの少なくと
も一方のボルト；円盤状で、該円盤状の外周部に翼が植
込まれる凹状の翼植込み部が設けられ、前記円盤の外周
側にボルトを挿入し該ボルトによって複数個の前記円盤
を連結する構造を有し、前記円盤の中心部及び貫通孔を
有する部分で最大の厚さを有するコンプレッサディスク
は各々前述の特性を有するマルテンサイト鋼又は前述の
組成を有する耐熱鋼によって構成されることを特徴とす
る。
【００１５】本発明のガスタービンディスクは前述のマ
ルテンサイト鋼を適用することによって外径（Ｄ）に対
する中心部の厚さ（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を０.１５〜
０.３にすることができ、軽量化が可能である。特に、
０.１８〜０.２２とすることによりディスク間の距離を
短縮でき、熱効率の向上が期待できる。
ルテンサイト鋼を適用することによって外径（Ｄ）に対
する中心部の厚さ（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を０.１５〜
０.３にすることができ、軽量化が可能である。特に、
０.１８〜０.２２とすることによりディスク間の距離を
短縮でき、熱効率の向上が期待できる。
【００１６】本発明は、少なくともタービンディスクに
前述のマルテンサイト系鋼を用いたことにあるが、それ
より強度が要求されないタービンスペーサ，コンプレッ
サスタッキングボルト，ディスタントピース，コンプレ
ッサディスクには重量で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ
０.５ ％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ
１.５ 〜３％，Ｎｉ３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎ
ｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含み、残部
がＦｅ及び不可避不純物からなるマルテンサイト鋼を用
いることができる。これらの部品がより高温にさらされ
るようなより高い燃焼ガス温度で作動させるときは前述
のガスタービンディスクと同じ鋼が用いられる。
前述のマルテンサイト系鋼を用いたことにあるが、それ
より強度が要求されないタービンスペーサ，コンプレッ
サスタッキングボルト，ディスタントピース，コンプレ
ッサディスクには重量で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ
０.５ ％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ
１.５ 〜３％，Ｎｉ３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎ
ｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含み、残部
がＦｅ及び不可避不純物からなるマルテンサイト鋼を用
いることができる。これらの部品がより高温にさらされ
るようなより高い燃焼ガス温度で作動させるときは前述
のガスタービンディスクと同じ鋼が用いられる。
【００１７】
【作用】本発明に係るマルテンサイト系鋼の成分範囲限
定理由について説明する。Ｃは高い引張強さと耐力を得
るために最低０.０５％ 必要である。しかし、あまりＣ
を多くすると、高温に長時間さらされた場合に金属組織
が不安定になり、１０5ｈクリープ破断強度を低下させ
るので、０.２０％ 以下にしなければならない。最も
０.０７〜０.１５％が好ましい。より、０.１０〜０.１
４％が好ましい。
定理由について説明する。Ｃは高い引張強さと耐力を得
るために最低０.０５％ 必要である。しかし、あまりＣ
を多くすると、高温に長時間さらされた場合に金属組織
が不安定になり、１０5ｈクリープ破断強度を低下させ
るので、０.２０％ 以下にしなければならない。最も
０.０７〜０.１５％が好ましい。より、０.１０〜０.１
４％が好ましい。
【００１８】Ｓｉは脱酸剤，Ｍｎは脱酸・脱硫剤として
鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果があ
る。Ｓｉはδフェライト生成元素であり、多量の添加は
疲労及び靭性を低下させるδフェライト生成の原因にな
るので０.５％ 以下にしなければならない。なお、カー
ボン真空脱酸法及びエレクトロスラグ溶解法などによれ
ばＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。
鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果があ
る。Ｓｉはδフェライト生成元素であり、多量の添加は
疲労及び靭性を低下させるδフェライト生成の原因にな
るので０.５％ 以下にしなければならない。なお、カー
ボン真空脱酸法及びエレクトロスラグ溶解法などによれ
ばＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。
【００１９】特に、脆化の点から０.２ ％以下が好まし
く、Ｓｉ無添加でも不純物とし0.01〜０.１％ 含有され
る。
く、Ｓｉ無添加でも不純物とし0.01〜０.１％ 含有され
る。
【００２０】Ｍｎは加熱による脆化を促進させるので、
０.６ ％以下にすべきである。特に、Ｍｎは脱硫剤とし
て有効なので、加熱脆化を生じないように０.１〜０.４
％が好ましい。更に０.１〜０.２５％が最も好ましい。
また脆化防止の点からＳｉ＋Ｍｎ量を０.３ ％以下にす
るのが好ましい。
０.６ ％以下にすべきである。特に、Ｍｎは脱硫剤とし
て有効なので、加熱脆化を生じないように０.１〜０.４
％が好ましい。更に０.１〜０.２５％が最も好ましい。
また脆化防止の点からＳｉ＋Ｍｎ量を０.３ ％以下にす
るのが好ましい。
【００２１】Ｃｒは耐食性と高温強度を高めるが、１３
％以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。
８％より少ないと耐食性及び高温強度が不十分なので、
Ｃｒは８〜１３％に決定された。特に強度の点から１１
〜１２.５ ％が好ましい。
％以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。
８％より少ないと耐食性及び高温強度が不十分なので、
Ｃｒは８〜１３％に決定された。特に強度の点から１１
〜１２.５ ％が好ましい。
【００２２】Ｍｏは固溶強化及び析出強化作用によって
クリープ破断強度を高めると同時に脆化防止効果があ
る。１.５ ％以下ではクリープ破断強度向上効果が不十
分であり、３.０ ％以上になるとδフェライト生成原因
になるので１.５〜３.０％に限定された。特に１.８〜
２.５％が好ましい。更に、ＭｏはＮｉ量が２.１ ％を
越える含有量のときＭｏ量が多いほどクリープ破断強度
を高める効果があり、特にＭｏ２.０ ％以上での効果が
大きい。
クリープ破断強度を高めると同時に脆化防止効果があ
る。１.５ ％以下ではクリープ破断強度向上効果が不十
分であり、３.０ ％以上になるとδフェライト生成原因
になるので１.５〜３.０％に限定された。特に１.８〜
２.５％が好ましい。更に、ＭｏはＮｉ量が２.１ ％を
越える含有量のときＭｏ量が多いほどクリープ破断強度
を高める効果があり、特にＭｏ２.０ ％以上での効果が
大きい。
【００２３】Ｖ及びＮｂは炭化物を析出し高温強度を高
めると同時に靭性向上効果がある。Ｖ０.１％，Ｎｂ０.
０２％以下ではその効果が不十分であり、Ｖ０.３％ ，
Ｎｂ０.２ ％以上ではδフェライト生成の原因となると
共にクリープ破断強度が低下する傾向を示すようにな
る。特にＶ０.１５〜０.２５％，Ｎｂ０.０４〜０.０８
％が好ましい。Ｎｂの代りにＴａを全く同様に添加で
き、複合添加することができる。
めると同時に靭性向上効果がある。Ｖ０.１％，Ｎｂ０.
０２％以下ではその効果が不十分であり、Ｖ０.３％ ，
Ｎｂ０.２ ％以上ではδフェライト生成の原因となると
共にクリープ破断強度が低下する傾向を示すようにな
る。特にＶ０.１５〜０.２５％，Ｎｂ０.０４〜０.０８
％が好ましい。Ｎｂの代りにＴａを全く同様に添加で
き、複合添加することができる。
【００２４】Ｎｉは高温長時間加熱後の靭性を高め、か
つδフェライト生成の防止効果がある。２.１％ 以下で
はその効果が十分でなく、３％以上では長時間クリープ
破断強度を低下させる。特に２.２〜３.０％が好まし
い。より好ましくは２.５％ を越える量である。
つδフェライト生成の防止効果がある。２.１％ 以下で
はその効果が十分でなく、３％以上では長時間クリープ
破断強度を低下させる。特に２.２〜３.０％が好まし
い。より好ましくは２.５％ を越える量である。
【００２５】Ｎｉは加熱脆化防止に効果があるが、Ｍｎ
は逆に害を与える。従ってこれらの元素の間には密接な
相関関係があることを本発明者らは見い出した。即ち、
Ｍｎ／Ｎｉの比が０.１１ 以下にすることによりきわめ
て顕著に加熱脆化が防止されることを見い出した。特
に、０.１０ 以下が好ましく、０.０４〜０.１０が好ま
しい。
は逆に害を与える。従ってこれらの元素の間には密接な
相関関係があることを本発明者らは見い出した。即ち、
Ｍｎ／Ｎｉの比が０.１１ 以下にすることによりきわめ
て顕著に加熱脆化が防止されることを見い出した。特
に、０.１０ 以下が好ましく、０.０４〜０.１０が好ま
しい。
【００２６】Ｎはクリープ破断強度の改善及びδフェラ
イトの生成防止に効果があるが0.02％未満ではその効果
が十分でなく、０.１ ％を越えると靭性を低下させる。
特に０.０４〜０.０８％の範囲で優れた特性が得られ
る。
イトの生成防止に効果があるが0.02％未満ではその効果
が十分でなく、０.１ ％を越えると靭性を低下させる。
特に０.０４〜０.０８％の範囲で優れた特性が得られ
る。
【００２７】Ｃｏは強化するが脆化を促進させるので、
０.５ ％以下とすべきである。ＷはＭｏと同様に強化に
寄与するので、１％以下含有することができる。Ｂ０.
０１％以下，Ａｌ０.３％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ｚｒ
０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.０１％以下，
Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下，希土類０.０１
％以下，Ｃｕ０.５ ％以下含有させることにより高温強
度を向上させることができる。
０.５ ％以下とすべきである。ＷはＭｏと同様に強化に
寄与するので、１％以下含有することができる。Ｂ０.
０１％以下，Ａｌ０.３％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ｚｒ
０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.０１％以下，
Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下，希土類０.０１
％以下，Ｃｕ０.５ ％以下含有させることにより高温強
度を向上させることができる。
【００２８】本発明に係る鋼の熱処理はまず完全なオー
ステナイトに変態するに十分な温度、最低９００℃，最
高１１５０℃に均一加熱し、マルテンサイト組織が得ら
れる。１００℃／ｈ以上の速度で急冷し、次いで４５０
〜６００℃の温度に加熱保持し（第１次焼戻し）、次い
で５５０〜６５０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを
行う。焼入れに当ってはＭｓ点直上の温度に止めること
が焼割れを防止する上で好ましい。具体的温度は１５０
℃以上に止めるのが良い。焼入れは油中焼入れ又は水噴
霧焼入れによって行うのが好ましい。第１次焼戻しはそ
の温度より加熱する。
ステナイトに変態するに十分な温度、最低９００℃，最
高１１５０℃に均一加熱し、マルテンサイト組織が得ら
れる。１００℃／ｈ以上の速度で急冷し、次いで４５０
〜６００℃の温度に加熱保持し（第１次焼戻し）、次い
で５５０〜６５０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを
行う。焼入れに当ってはＭｓ点直上の温度に止めること
が焼割れを防止する上で好ましい。具体的温度は１５０
℃以上に止めるのが良い。焼入れは油中焼入れ又は水噴
霧焼入れによって行うのが好ましい。第１次焼戻しはそ
の温度より加熱する。
【００２９】コンプレッサディスクの少なくとも最終段
又はその全部を前述の耐熱鋼によって構成することがで
きるが、初段から中心部まではガス温度が低いので、他
の低合金鋼を用いることができ、中心部から最終段まで
を前述の耐熱鋼を用いることができる。ガス上流側の初
段から中心部までの上流側を重量で、Ｃ０.１５ 〜０.
３０％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ１〜
２％，Ｎｉ2.0〜4.0%,Mo0.５ 〜１％，ｖ０.０５〜０.
２％及び残部が実質的にＦｅからなり、室温の引張強さ
８０kg／mm2 以上、室温のＶノッチシャルピー衝撃値が
２０kg−ｍ／cm2 以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼が用い
られ、中心部から少なくとも最終段を除き重量で、Ｃ
０.２〜０.４％，Ｓｉ０.１〜０.５％，Ｍｎ０.５〜１.
５％，Ｃｒ０.５〜１.５％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ
１.０〜２.０％，Ｖ0.1〜0.3％及び残部が実質的にＦｅ
からなり、室温の引張強さが８０kg／mm2 以上、伸び率
１８％以上，絞り率５０％以上を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ
鋼を用いることができる。
又はその全部を前述の耐熱鋼によって構成することがで
きるが、初段から中心部まではガス温度が低いので、他
の低合金鋼を用いることができ、中心部から最終段まで
を前述の耐熱鋼を用いることができる。ガス上流側の初
段から中心部までの上流側を重量で、Ｃ０.１５ 〜０.
３０％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ１〜
２％，Ｎｉ2.0〜4.0%,Mo0.５ 〜１％，ｖ０.０５〜０.
２％及び残部が実質的にＦｅからなり、室温の引張強さ
８０kg／mm2 以上、室温のＶノッチシャルピー衝撃値が
２０kg−ｍ／cm2 以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼が用い
られ、中心部から少なくとも最終段を除き重量で、Ｃ
０.２〜０.４％，Ｓｉ０.１〜０.５％，Ｍｎ０.５〜１.
５％，Ｃｒ０.５〜１.５％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ
１.０〜２.０％，Ｖ0.1〜0.3％及び残部が実質的にＦｅ
からなり、室温の引張強さが８０kg／mm2 以上、伸び率
１８％以上，絞り率５０％以上を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ
鋼を用いることができる。
【００３０】コンプレッサスタブシャフト及びタービン
スタブシャフトは上述のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いること
ができる。
スタブシャフトは上述のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いること
ができる。
【００３１】本発明のコンプレッサディスクは円盤状で
あり、外側部分にスタッキングボルト挿入用の穴が複数
個全周にわたって設けられ、コンプレッサディスクの直
径（Ｄ）に対し最小の肉厚（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を
０.０５〜０.１０にするのが好ましい。
あり、外側部分にスタッキングボルト挿入用の穴が複数
個全周にわたって設けられ、コンプレッサディスクの直
径（Ｄ）に対し最小の肉厚（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を
０.０５〜０.１０にするのが好ましい。
【００３２】本発明のディスタントピースは円筒状で、
両端をコンプレッサディスク及びタービンディスクにボ
ルトによって接続するフランジが設けられ、最大内径
（Ｄ）に対する最小肉厚（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を０.
０５〜０.１０とするのが好ましい。
両端をコンプレッサディスク及びタービンディスクにボ
ルトによって接続するフランジが設けられ、最大内径
（Ｄ）に対する最小肉厚（ｔ）との比（ｔ／Ｄ）を０.
０５〜０.１０とするのが好ましい。
【００３３】本発明のガスタービンはタービンディスク
の直径（Ｄ）に対する各ディスクの間隔（ｌ）の比（ｌ
／Ｄ）を０.１５〜０.２５とするのが好ましい。
の直径（Ｄ）に対する各ディスクの間隔（ｌ）の比（ｌ
／Ｄ）を０.１５〜０.２５とするのが好ましい。
【００３４】コンプレッサディスクの一例として、１７
段からなる場合には初段から１２段目までを前述のＮｉ
−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼，１３段目から１６段目をＣｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼及び１７段目を前述のマルテンサイト鋼によっ
て構成することができる。
段からなる場合には初段から１２段目までを前述のＮｉ
−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼，１３段目から１６段目をＣｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼及び１７段目を前述のマルテンサイト鋼によっ
て構成することができる。
【００３５】初段及び最終段のコンプレッサディスクは
初段のときは初段の次のもの又は最終段の場合はその前
のものよりもいずれも鋼性を有する構造を有している。
また、このディスクは初段より徐々に厚さを小さくして
高速回転による応力を軽減する構造になっている。
初段のときは初段の次のもの又は最終段の場合はその前
のものよりもいずれも鋼性を有する構造を有している。
また、このディスクは初段より徐々に厚さを小さくして
高速回転による応力を軽減する構造になっている。
【００３６】コンレッサのブレードは０.０５〜０.２
％，Ｓｉ０.５ ％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３
％又はこれにＭｏ０.５％以下及び、Ｎｉ０.５％以下を
含み、残部がＦｅからなるマルテンサイト鋼によって構
成されるのが好ましい。
％，Ｓｉ０.５ ％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３
％又はこれにＭｏ０.５％以下及び、Ｎｉ０.５％以下を
含み、残部がＦｅからなるマルテンサイト鋼によって構
成されるのが好ましい。
【００３７】タービンブレードの先端部分と摺動接触し
リング状に形成されるシュラウドの初段部分には重量
で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ１７〜２７％，Ｃｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５
％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２ ％以下
及び残部が実質的にＮｉからなる鋳造合金が用いられ、
他の部分には重量で、Ｃ０.３〜０.６％，Ｓｉ２％以
下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０
％以下，Ｎｂ０.１〜０.５％，Ｔｉ０.１〜０.５％及び
残部が実質的にＦｅからなる鋳造合金が用いられる。こ
れらの合金は複数個のブロックによってリング状に構成
されるものである。
リング状に形成されるシュラウドの初段部分には重量
で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ１７〜２７％，Ｃｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５
％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２ ％以下
及び残部が実質的にＮｉからなる鋳造合金が用いられ、
他の部分には重量で、Ｃ０.３〜０.６％，Ｓｉ２％以
下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０
％以下，Ｎｂ０.１〜０.５％，Ｔｉ０.１〜０.５％及び
残部が実質的にＦｅからなる鋳造合金が用いられる。こ
れらの合金は複数個のブロックによってリング状に構成
されるものである。
【００３８】タービンノズルを固定するダイヤフラムに
は初段タービンノズル部分が重量で、Ｃ０.０５ ％以
下，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１６〜２２％，
Ｎｉ８〜１５％及び残部が実質的にＦｅからなり、他の
タービンノズル部分には高Ｃ−高Ｎｉ系鋼鋳物によって
構成される。
は初段タービンノズル部分が重量で、Ｃ０.０５ ％以
下，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１６〜２２％，
Ｎｉ８〜１５％及び残部が実質的にＦｅからなり、他の
タービンノズル部分には高Ｃ−高Ｎｉ系鋼鋳物によって
構成される。
【００３９】タービンブレードは重量で、Ｃ０.０７〜
０.２５％，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１２〜
２０％，Ｃｏ５〜１５％，Ｍｏ１.０〜５.０％，Ｗ1.0
〜5.0％，Ｂ０.００５〜０.０３％，Ｔｉ２.０〜７.０
％，Ａｌ３.０〜７.０％と、Ｎｂ１.５ ％以下，Ｚｒ
０.０１〜０.５％，Ｈｆ０.０１〜０.５％，Ｖ０.０１
〜０.５ ％の１種以上と、残部が実質的にＮｉからな
り、オーステナイト相基地にγ′相及びγ″相が析出し
た鋳造合金が用いられ、タービンノズルには重量で、Ｃ
０.２０〜０.６０％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃ
ｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ
０.００３〜０.０３％及び残部が実質的にＣｏからな
り、又は更にＴｉ０.１〜０.３％，Ｎｂ０.１〜０.５％
及びＺｒ0.1〜0.3％の少なくとも１種を含み、オーステ
ナイト相基地に共晶炭化物及び二次炭化物を含む鋳造合
金によって構成される。これらの合金はいずれも溶体処
理された後時効処理が施され、前述の析出物を形成さ
せ、強化される。
０.２５％，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１２〜
２０％，Ｃｏ５〜１５％，Ｍｏ１.０〜５.０％，Ｗ1.0
〜5.0％，Ｂ０.００５〜０.０３％，Ｔｉ２.０〜７.０
％，Ａｌ３.０〜７.０％と、Ｎｂ１.５ ％以下，Ｚｒ
０.０１〜０.５％，Ｈｆ０.０１〜０.５％，Ｖ０.０１
〜０.５ ％の１種以上と、残部が実質的にＮｉからな
り、オーステナイト相基地にγ′相及びγ″相が析出し
た鋳造合金が用いられ、タービンノズルには重量で、Ｃ
０.２０〜０.６０％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃ
ｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ
０.００３〜０.０３％及び残部が実質的にＣｏからな
り、又は更にＴｉ０.１〜０.３％，Ｎｂ０.１〜０.５％
及びＺｒ0.1〜0.3％の少なくとも１種を含み、オーステ
ナイト相基地に共晶炭化物及び二次炭化物を含む鋳造合
金によって構成される。これらの合金はいずれも溶体処
理された後時効処理が施され、前述の析出物を形成さ
せ、強化される。
【００４０】また、タービンブレードは高温の燃焼ガス
による腐食を防止するためにＡｌ，Ｃｒ又はＡｌ＋Ｃｒ
拡散コーテングを施すことができる。コーテング層の厚
さは３０〜１５０μｍで、ガスに接する翼部に設けるの
が好ましい。
による腐食を防止するためにＡｌ，Ｃｒ又はＡｌ＋Ｃｒ
拡散コーテングを施すことができる。コーテング層の厚
さは３０〜１５０μｍで、ガスに接する翼部に設けるの
が好ましい。
【００４１】燃焼器はタービンの周囲に複数個設けられ
るとともに、外筒と内筒との２重構造からなり、内筒は
重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ２０〜２５％，Ｃｏ０.５ 〜５％，Ｍｏ５〜１
５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２ ％以
下及び残部が実質的にＮｉからなり、板厚２〜５mmの塑
性加工材を溶接によって構成され、円筒体全周にわたっ
て空気を供給する三ケ月形のルーバ孔が設けられ、全オ
ーステナイト組織を有する溶体化処理材が用いられる。
るとともに、外筒と内筒との２重構造からなり、内筒は
重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ２０〜２５％，Ｃｏ０.５ 〜５％，Ｍｏ５〜１
５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２ ％以
下及び残部が実質的にＮｉからなり、板厚２〜５mmの塑
性加工材を溶接によって構成され、円筒体全周にわたっ
て空気を供給する三ケ月形のルーバ孔が設けられ、全オ
ーステナイト組織を有する溶体化処理材が用いられる。
【００４２】
実施例１ 図１は本発明の一実施例を示すガスタービンの回転部の
断面図である。１はタービンスタブシャフト、２はター
ビンブレード、３はタービンスタッキングボルト、４は
タービンスペーサ、５はデスタントピース、６はコンプ
レッサディスク、７はコンプレッサブレード、８はコン
プレッサスタッキングボルト、９はコンプレッサスタブ
シャフト、１０はタービンディスク、１１は中心孔であ
る。本発明のガスタービンはコンプレッサ６が１７段あ
り、又タービンブレード２が２段のものである。タービ
ンブレード２は３段の場合もある。
断面図である。１はタービンスタブシャフト、２はター
ビンブレード、３はタービンスタッキングボルト、４は
タービンスペーサ、５はデスタントピース、６はコンプ
レッサディスク、７はコンプレッサブレード、８はコン
プレッサスタッキングボルト、９はコンプレッサスタブ
シャフト、１０はタービンディスク、１１は中心孔であ
る。本発明のガスタービンはコンプレッサ６が１７段あ
り、又タービンブレード２が２段のものである。タービ
ンブレード２は３段の場合もある。
【００４３】本実施例におけるタービンディスク１０，
タービンスタッキングボルト３，タービンスペーサ４，
デスタントピース５，コンプレッサディスクに用いる各
種マルテンサイト系鋼の特性を調べた。
タービンスタッキングボルト３，タービンスペーサ４，
デスタントピース５，コンプレッサディスクに用いる各
種マルテンサイト系鋼の特性を調べた。
【００４４】表１に示す組成（重量％）の試料をそれぞ
れ２０kg溶解し、１１５０℃に加熱し鋳造して実験素材
とした。この素材に、１１５０℃で２ｈ加熱後衝風冷却
を行い、冷却温度を１５０℃で止め、その温度より５８
０℃で２ｈ加熱後空冷の２次焼戻しを行い、次いで６０
５℃で５ｈ加熱後炉冷の２次焼戻しを行った。
れ２０kg溶解し、１１５０℃に加熱し鋳造して実験素材
とした。この素材に、１１５０℃で２ｈ加熱後衝風冷却
を行い、冷却温度を１５０℃で止め、その温度より５８
０℃で２ｈ加熱後空冷の２次焼戻しを行い、次いで６０
５℃で５ｈ加熱後炉冷の２次焼戻しを行った。
【００４５】熱処理後の素材からクリープ破断試験片，
引張試験片及びＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し
実験に供した。衝撃試験は熱処理のままの材料を５００
℃，１０００時間加熱脆化材について行った。この脆化
材はラルソン・ミラーのパラメータより４５０℃で１０
5 時間加熱されたものと同等の条件である。
引張試験片及びＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し
実験に供した。衝撃試験は熱処理のままの材料を５００
℃，１０００時間加熱脆化材について行った。この脆化
材はラルソン・ミラーのパラメータより４５０℃で１０
5 時間加熱されたものと同等の条件である。
【００４６】
【表１】
【００４７】表１において、試番１及び８は本発明に係
る鋼であり、試番２〜７は比較材であり、試番２は現用
ディスク材Ｍ１５２鋼相当材である。
る鋼であり、試番２〜７は比較材であり、試番２は現用
ディスク材Ｍ１５２鋼相当材である。
【００４８】表２はこれら試料の機械的性質を示す。本
発明材（試番１及び８）は、高温・高圧ガスタービンデ
イスク材として要求される４５０℃，１０5 ｈクリープ
破断強度（＞５０kg／mm2 ）及び脆化処理後の２５℃Ｖ
ノッチシャルピー衝撃値［４kg−ｍ（５kg−ｍcm2)以
上］を十分満足することが確認された。これに対し、現
用ガスタービンに使用されているＭ１５２相当材（試番
２)は、４５０℃，１０5ｈクリープ破断強度が４２kg／
mm2 ，脆化処理後の２５℃，Ｖノッチシャルピー衝撃値
が２.７kg−ｍ で、高温・高圧ガスタービンディスク材
として要求される機械的性質を満足できない。次にＳｉ
＋Ｍｎ量が０.４ 〜約１％及びＭｎ／Ｎｉ比が０.１２
以上の高い鋼（試番３〜７）の機械的性質を見ると、ク
リープ破断強度は高温・高圧ガスタービンディスク材と
して要求される値を満足できるが、脆化後のＶノッチシ
ャルピー衝撃値は３.５kg−ｍ 以下であり、満足できな
い。
発明材（試番１及び８）は、高温・高圧ガスタービンデ
イスク材として要求される４５０℃，１０5 ｈクリープ
破断強度（＞５０kg／mm2 ）及び脆化処理後の２５℃Ｖ
ノッチシャルピー衝撃値［４kg−ｍ（５kg−ｍcm2)以
上］を十分満足することが確認された。これに対し、現
用ガスタービンに使用されているＭ１５２相当材（試番
２)は、４５０℃，１０5ｈクリープ破断強度が４２kg／
mm2 ，脆化処理後の２５℃，Ｖノッチシャルピー衝撃値
が２.７kg−ｍ で、高温・高圧ガスタービンディスク材
として要求される機械的性質を満足できない。次にＳｉ
＋Ｍｎ量が０.４ 〜約１％及びＭｎ／Ｎｉ比が０.１２
以上の高い鋼（試番３〜７）の機械的性質を見ると、ク
リープ破断強度は高温・高圧ガスタービンディスク材と
して要求される値を満足できるが、脆化後のＶノッチシ
ャルピー衝撃値は３.５kg−ｍ 以下であり、満足できな
い。
【００４９】
【表２】
【００５０】図２は脆化試験後の衝撃値と（Ｍｎ／Ｎ
ｉ）比との関係を示す線図である。図に示す如く、（Ｍ
ｎ／Ｎｉ）比が０.１２ までは大きな差がないが、０.
１１ 以下で脆化が急激に改善され、４kg−ｍ（５kg−
ｍ／cm2)以上となり、更に0.10以下で６kg−ｍ（７.５k
g−ｍ／cm2）以上の優れた特性が得られることが分る。
Ｍｎは脱酸剤及び脱硫剤として欠かせないものであり、
０.６％ 以下添加する必要がある。
ｉ）比との関係を示す線図である。図に示す如く、（Ｍ
ｎ／Ｎｉ）比が０.１２ までは大きな差がないが、０.
１１ 以下で脆化が急激に改善され、４kg−ｍ（５kg−
ｍ／cm2)以上となり、更に0.10以下で６kg−ｍ（７.５k
g−ｍ／cm2）以上の優れた特性が得られることが分る。
Ｍｎは脱酸剤及び脱硫剤として欠かせないものであり、
０.６％ 以下添加する必要がある。
【００５１】図３は同じくＭｎ量との関係を示す線図で
ある。図に示す如く、脆化後の衝撃値はＮｉ量が２.１
％ 以下ではＭｎ量を減らしても大きな効果が得られ
ず、Ｎｉ量２.１％ を越えた含有量とすることによりＭ
ｎを減らすことによる効果が顕著である。特に、Ｎｉ量
が２.４ ％以上で、効果が大きいことが分る。
ある。図に示す如く、脆化後の衝撃値はＮｉ量が２.１
％ 以下ではＭｎ量を減らしても大きな効果が得られ
ず、Ｎｉ量２.１％ を越えた含有量とすることによりＭ
ｎを減らすことによる効果が顕著である。特に、Ｎｉ量
が２.４ ％以上で、効果が大きいことが分る。
【００５２】更に、Ｍｎ量が０.７ ％付近ではＮｉ量に
よらず衝撃値の改善は得られないが、Ｍｎ量を０.６ ％
以下にすればＭｎ量が低いほどＮｉ量が２.４ ％以上で
衝撃値の高いものが得られる。
よらず衝撃値の改善は得られないが、Ｍｎ量を０.６ ％
以下にすればＭｎ量が低いほどＮｉ量が２.４ ％以上で
衝撃値の高いものが得られる。
【００５３】図４は同じくＮｉ量との関係を示す線図で
ある。図に示す如くＭｎ量が０.７％以上ではＮｉを高
めても脆化に対する改善は小さいが、それ以下のＭｎに
対してはＮｉの増加によって脆化が顕著に改善されるこ
とが明らかである。特に0.15〜０.４％のＭｎ量では２.
２％以上のＮｉ量で顕著に向上し、２.４ ％以上で６kg
−ｍ（７.５kg −ｍ／cm2）以上、更に２.５％以上のＮ
ｉ量では（７kg−ｍ／cm2)以上の高い値が得られること
が明らかである。
ある。図に示す如くＭｎ量が０.７％以上ではＮｉを高
めても脆化に対する改善は小さいが、それ以下のＭｎに
対してはＮｉの増加によって脆化が顕著に改善されるこ
とが明らかである。特に0.15〜０.４％のＭｎ量では２.
２％以上のＮｉ量で顕著に向上し、２.４ ％以上で６kg
−ｍ（７.５kg −ｍ／cm2）以上、更に２.５％以上のＮ
ｉ量では（７kg−ｍ／cm2)以上の高い値が得られること
が明らかである。
【００５４】図５は４５０℃×１０5ｈ クリープ破断強
度とＮｉ量との関係を示す線図である。図に示す如くＮ
ｉ量が２.５ ％付近までは強度にほとんど影響ないが、
3.0％を越えると５０kg／mm2 を下回り、目標とする強
度が得られない。尚、Ｍｎは少ない方が強度が高く、
０.１５〜０.２５％付近で最も強化され、高い強度が得
られる。
度とＮｉ量との関係を示す線図である。図に示す如くＮ
ｉ量が２.５ ％付近までは強度にほとんど影響ないが、
3.0％を越えると５０kg／mm2 を下回り、目標とする強
度が得られない。尚、Ｍｎは少ない方が強度が高く、
０.１５〜０.２５％付近で最も強化され、高い強度が得
られる。
【００５５】図６は前述の得られた特性に基づいて得ら
れた結果より特定の組成によって得た具体的な図であ
る。表３はその化学組成（重量％）である。
れた結果より特定の組成によって得た具体的な図であ
る。表３はその化学組成（重量％）である。
【００５６】
【表３】
【００５７】溶解をカーボン真空脱酸法にて行い、鍛造
後、１０５０℃で２ｈ加熱後、１５０℃の油中に焼入れ
し、次いでその温度から５２０℃で５ｈ加熱後空冷及び
５９０℃で５ｈ加熱後炉冷の焼戻しを行った。このディ
スクは外径１０００ｍｍ，厚さ２００mmであり、熱処理
後図に示す形状に機械加工したものである。中心孔１１
は６５mmである。１２はスタッキングボルトの挿入用穴
が設けられる部分、１３はタービンブレードを植込みさ
れる部分である。本ディスクの前述と同様の脆化後の衝
撃値は８.０kg−ｍ（１０kg／cm2)及び４５０℃×１０5
時間クリープ破断強度は５５.２kg／mm2であり、優れた
特性を有していた。
後、１０５０℃で２ｈ加熱後、１５０℃の油中に焼入れ
し、次いでその温度から５２０℃で５ｈ加熱後空冷及び
５９０℃で５ｈ加熱後炉冷の焼戻しを行った。このディ
スクは外径１０００ｍｍ，厚さ２００mmであり、熱処理
後図に示す形状に機械加工したものである。中心孔１１
は６５mmである。１２はスタッキングボルトの挿入用穴
が設けられる部分、１３はタービンブレードを植込みさ
れる部分である。本ディスクの前述と同様の脆化後の衝
撃値は８.０kg−ｍ（１０kg／cm2)及び４５０℃×１０5
時間クリープ破断強度は５５.２kg／mm2であり、優れた
特性を有していた。
【００５８】表４は本実施例のガスタービンの各部材に
用いた材料組成（重量％）を示すものである。いずれの
鋼もエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱
処理を行った。鋳造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内
で、熱処理は表４に示す条件で行った。これら材料の顕
微鏡組織は、Ｎo.１０〜１５が全焼戻しマルテンサイト
組織、Ｎo.１４及びＮo.１５が全焼戻しベーナイト組織
であった。Ｎo.１０はデスタントピース及びＮo.１１最
終段のコンプレッサディスクに使用し、前者は厚さ６０
mm×幅５００mm×長さ１０００mm，後者は直径１０００
mm，厚さ１８０mm，Ｎo.７はディスクとして直径１００
０mm×厚さ１８０mmに、Ｎo.１２はスペーサとして外径
１０００mm×内径４００mm×厚さ１００mmに、Ｎo.１３
はタービン，コンプレッサのいずれかのスタッキングボ
ルトとして直径４０mm×長さ500mm，Ｎo.１３の鋼を用
い同様にデイスタントピースとコンプレッサディスクと
を結合するボルトも製造した。Ｎo.１４及び１５はそれ
ぞれタービンスタブシャフト及びコンプレッサスタブシ
ャフトとして直径２５０mm×長さ３００に鍛伸した。更
に、Ｎo.１４の合金をコンプレッサディスク６の１３〜
１６段に使用し、Ｎo.１５の鋼をコンプレッサ６の初段
から１２段まで使用された。これらはいずれもタービン
ディスクと同様の大きさに製造した。試験片は熱処理
後、試料の中心部分から、Ｎo.１３を除き、軸（長手）
方向に対して直角方向に採取した。この例は長手方向に
試験片を採取した。
用いた材料組成（重量％）を示すものである。いずれの
鋼もエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱
処理を行った。鋳造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内
で、熱処理は表４に示す条件で行った。これら材料の顕
微鏡組織は、Ｎo.１０〜１５が全焼戻しマルテンサイト
組織、Ｎo.１４及びＮo.１５が全焼戻しベーナイト組織
であった。Ｎo.１０はデスタントピース及びＮo.１１最
終段のコンプレッサディスクに使用し、前者は厚さ６０
mm×幅５００mm×長さ１０００mm，後者は直径１０００
mm，厚さ１８０mm，Ｎo.７はディスクとして直径１００
０mm×厚さ１８０mmに、Ｎo.１２はスペーサとして外径
１０００mm×内径４００mm×厚さ１００mmに、Ｎo.１３
はタービン，コンプレッサのいずれかのスタッキングボ
ルトとして直径４０mm×長さ500mm，Ｎo.１３の鋼を用
い同様にデイスタントピースとコンプレッサディスクと
を結合するボルトも製造した。Ｎo.１４及び１５はそれ
ぞれタービンスタブシャフト及びコンプレッサスタブシ
ャフトとして直径２５０mm×長さ３００に鍛伸した。更
に、Ｎo.１４の合金をコンプレッサディスク６の１３〜
１６段に使用し、Ｎo.１５の鋼をコンプレッサ６の初段
から１２段まで使用された。これらはいずれもタービン
ディスクと同様の大きさに製造した。試験片は熱処理
後、試料の中心部分から、Ｎo.１３を除き、軸（長手）
方向に対して直角方向に採取した。この例は長手方向に
試験片を採取した。
【００５９】
【表４】
【００６０】表５はその室温引張、２０℃Ｖノッチシャ
ルピー衝撃およびクリープ破断試験結果を示すものであ
る。４５０℃×１０5ｈ クリープ破断強度は一般に用い
られているラルソン−ミラー法によって求めた。
ルピー衝撃およびクリープ破断試験結果を示すものであ
る。４５０℃×１０5ｈ クリープ破断強度は一般に用い
られているラルソン−ミラー法によって求めた。
【００６１】本発明のＮo.１０〜１３（１２Ｃｒ鋼）を
見ると、４５０℃，１０5ｈ クリープ破断強度が５１kg
／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−
ｍ／cm2 以上であり、高温ガスタービン用材料として必
要な強度を十分満足することが確認された。
見ると、４５０℃，１０5ｈ クリープ破断強度が５１kg
／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−
ｍ／cm2 以上であり、高温ガスタービン用材料として必
要な強度を十分満足することが確認された。
【００６２】次にスタブシャフトのＮo.１４及び１５
（低合金鋼）は、４５０℃クリープ破断強度は低いが、
引張強さが８６kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピ
ー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、スタブシャフト
として必要な強度（引張強さ≧８１kg／mm2 ，２０℃Ｖ
ノッチシャルピー衝撃値≧５kg−ｍ／cm2)を十分満足す
ることが確認された。
（低合金鋼）は、４５０℃クリープ破断強度は低いが、
引張強さが８６kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピ
ー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、スタブシャフト
として必要な強度（引張強さ≧８１kg／mm2 ，２０℃Ｖ
ノッチシャルピー衝撃値≧５kg−ｍ／cm2)を十分満足す
ることが確認された。
【００６３】
【表５】
【００６４】デスタントピースの温度及び最終段のコン
プレッサディスクの温度は最高450℃となる。前者は２
５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚が好ましい。
タービン及びコンプレッサディスクはいずれも中心に貫
通孔が設けられる。タービンディスクには貫通孔に圧縮
残留応力が形成される。
プレッサディスクの温度は最高450℃となる。前者は２
５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚が好ましい。
タービン及びコンプレッサディスクはいずれも中心に貫
通孔が設けられる。タービンディスクには貫通孔に圧縮
残留応力が形成される。
【００６５】タービンブレード，ノズル，燃焼器ライ
ナ，コンプレッサブレード，ノズル，シュラウドセグメ
ント，ダイヤフラムは表６に示す各合金を用いた。
ナ，コンプレッサブレード，ノズル，シュラウドセグメ
ント，ダイヤフラムは表６に示す各合金を用いた。
【００６６】以上の材料の組合わせによって構成した本
発明のガスタービンは、圧縮比14.7，温度３５０℃以
上，圧縮機効率が８６％以上，初段ノズル入口のガス温
度約１２００℃が可能となり、３２％以上の熱効率（Ｌ
ＨＶ）が得られる。
発明のガスタービンは、圧縮比14.7，温度３５０℃以
上，圧縮機効率が８６％以上，初段ノズル入口のガス温
度約１２００℃が可能となり、３２％以上の熱効率（Ｌ
ＨＶ）が得られる。
【００６７】実施例２ 図７は前述の本発明に係る耐熱鋼を使用したガスタービ
ンの回転部分の部分断面図である。本実施例におけるタ
ービンディスク１０は２段有しており、ガス流の上流側
より初段及び２段目には中心孔１１が設けられている。
本実施例においてはいずれも表３に示す耐熱鋼によって
タービンディスク，コンプレッサディスク６のガス流の
下流側の最終段，ディスタントピース５，タービンスペ
ーサ４，タービンスタッキングボルト３及びコンプレッ
サスタッキングボルト８を構成したものである。その他
のタービンブレード２，タービンノズル１４，燃焼器１
５のライナ１７，コンプレッサブレード７，コンプレッ
サノズル１６，ダイヤフラム１８及びシュラウド１９を
表６に示す合金によって構成した。特に、タービンノズ
ル１４及びタービンブレード２は鋳物によって構成され
る。本実施例におけるコンプレッサは１７段有してお
り、タービンスタブシャフト１及びコンプレッサスタブ
シャフト９は各々実施例１と同様に構成した。
ンの回転部分の部分断面図である。本実施例におけるタ
ービンディスク１０は２段有しており、ガス流の上流側
より初段及び２段目には中心孔１１が設けられている。
本実施例においてはいずれも表３に示す耐熱鋼によって
タービンディスク，コンプレッサディスク６のガス流の
下流側の最終段，ディスタントピース５，タービンスペ
ーサ４，タービンスタッキングボルト３及びコンプレッ
サスタッキングボルト８を構成したものである。その他
のタービンブレード２，タービンノズル１４，燃焼器１
５のライナ１７，コンプレッサブレード７，コンプレッ
サノズル１６，ダイヤフラム１８及びシュラウド１９を
表６に示す合金によって構成した。特に、タービンノズ
ル１４及びタービンブレード２は鋳物によって構成され
る。本実施例におけるコンプレッサは１７段有してお
り、タービンスタブシャフト１及びコンプレッサスタブ
シャフト９は各々実施例１と同様に構成した。
【００６８】
【表６】
【００６９】表６中タービンブレード，タービンノズ
ル，シュラウドセグメント（１）及びダイヤフラムはい
ずれもガス上流側の一段目に使用したもので、シュラウ
ドセグメント（２）は２段目に使用したものである。
ル，シュラウドセグメント（１）及びダイヤフラムはい
ずれもガス上流側の一段目に使用したもので、シュラウ
ドセグメント（２）は２段目に使用したものである。
【００７０】本実施例においてコンプレッサディスク６
の最終段は外径に対する最小肉厚（ｔ）の比（ｔ／Ｄ）
が０.０８ であり、ディタントピース５の最大内径
（Ｄ）に対する最小肉厚（ｔ）の比（ｔ／Ｄ）が０.０
４ であり、更にタービンディスクの直径（Ｄ）に対す
る中心部の最大肉厚（ｔ）の比(ｔ／Ｄ）が初段は０.１
９及び第２段が０.２０５ であり、デイスク間の間隔
（ｌ）の比（ｌ／Ｄ）が0.21である。各タービンディス
ク間には空間が設けられている。タービンディスクには
全周にわたって等間隔に各ディスクを連結するためのボ
ルト挿入用の穴が複数個設けられている。
の最終段は外径に対する最小肉厚（ｔ）の比（ｔ／Ｄ）
が０.０８ であり、ディタントピース５の最大内径
（Ｄ）に対する最小肉厚（ｔ）の比（ｔ／Ｄ）が０.０
４ であり、更にタービンディスクの直径（Ｄ）に対す
る中心部の最大肉厚（ｔ）の比(ｔ／Ｄ）が初段は０.１
９及び第２段が０.２０５ であり、デイスク間の間隔
（ｌ）の比（ｌ／Ｄ）が0.21である。各タービンディス
ク間には空間が設けられている。タービンディスクには
全周にわたって等間隔に各ディスクを連結するためのボ
ルト挿入用の穴が複数個設けられている。
【００７１】以上の構成によって、圧縮比１４.７ ，温
度３５０℃以上，圧縮効率８６％以上，初段タービンノ
ズル入口のガス温度が１２００℃と可能になり、３２％
以上の熱効率（ＬＨＶ）が得られるとともに、タービン
ディスク，ディスタントピース，スペーサ，コンプレッ
サディスクの最終段，スタッキングボルトを前述の如く
高いクリープ破断強度及び加熱脆化の少ない耐熱鋼が使
用されるとともに、タービンブレードにおいても高温強
度が高く、タービンノズルは高温強度及び高温延性が高
く、燃焼器ライナは同様に高温強度及び耐疲労強度が高
い合金が使用されているので、総合的により信頼性が高
くバランスされたガスタービンが得られるものである。
度３５０℃以上，圧縮効率８６％以上，初段タービンノ
ズル入口のガス温度が１２００℃と可能になり、３２％
以上の熱効率（ＬＨＶ）が得られるとともに、タービン
ディスク，ディスタントピース，スペーサ，コンプレッ
サディスクの最終段，スタッキングボルトを前述の如く
高いクリープ破断強度及び加熱脆化の少ない耐熱鋼が使
用されるとともに、タービンブレードにおいても高温強
度が高く、タービンノズルは高温強度及び高温延性が高
く、燃焼器ライナは同様に高温強度及び耐疲労強度が高
い合金が使用されているので、総合的により信頼性が高
くバランスされたガスタービンが得られるものである。
【００７２】
【発明の効果】本発明によれば、高温高圧(ガス温度：
１２００℃以上，圧縮比：１５クラス)ガスタービン用
ディスクに要求されるクリープ破断強度及び加熱脆化後
の衝撃値が満足するものが得られ、これを使用したガス
タービンはきわめて高い熱効率が達成される顕著な効果
が発揮される。
１２００℃以上，圧縮比：１５クラス)ガスタービン用
ディスクに要求されるクリープ破断強度及び加熱脆化後
の衝撃値が満足するものが得られ、これを使用したガス
タービンはきわめて高い熱効率が達成される顕著な効果
が発揮される。
【図１】本発明の一実施例を示すガスタービン回転部の
断面図。
断面図。
【図２】脆化後の衝撃値と（Ｍｎ／Ｎｉ）比との関係を
示す線図。
示す線図。
【図３】同じくＭｎ量との関係を示す線図。
【図４】同じくＮｉ量との関係を示す線図。
【図５】クリープ破断強度とＮｉ量との関係を示す線
図。
図。
【図６】本発明のタービンディスクの一実施例を示す断
面図。
面図。
【図７】本発明の一実施例を示すガスタービンの回転部
付近の部分断面図。
付近の部分断面図。
１…タービンスタブシャフト、２…タービンブレード、
３…タービンスタッキングボルト、４…タービンスペー
サ、５…ディスタントピース、６…コンプレッサディス
ク、７…コンプレッサブレード、８…コンプレッサスタ
ッキングボルト、９…コンプレッサスタブシャフト、１
０…タービンディスク、１４…タービンノズル、１５…
燃焼器、１６…コンプレッサノズル、１７…ライナ、１
８…ダイヤフラム、１９…シュラウド。
３…タービンスタッキングボルト、４…タービンスペー
サ、５…ディスタントピース、６…コンプレッサディス
ク、７…コンプレッサブレード、８…コンプレッサスタ
ッキングボルト、９…コンプレッサスタブシャフト、１
０…タービンディスク、１４…タービンノズル、１５…
燃焼器、１６…コンプレッサノズル、１７…ライナ、１
８…ダイヤフラム、１９…シュラウド。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 飯島 活己 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社 日立製作所 日立研究所内 (72)発明者 前野 良美 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社 日立製作所 日立研究所内 (72)発明者 高橋 慎太郎 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社 日立製作所 日立研究所内 (72)発明者 飯塚 信之 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式 会社 日立製作所 日立工場内 (72)発明者 黒沢 宗一 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式 会社 日立製作所 日立工場内 (72)発明者 渡辺 康雄 茨城県勝田市堀口832番地の２ 株式会 社 日立製作所 勝田工場内 (72)発明者 平賀 良 東京都千代田区神田駿河台四丁目６番地 株式会社 日立製作所内 (56)参考文献 特開 昭58−110661（ＪＰ，Ａ)
Claims (13)
- 【請求項１】タービンスタブシャフトと，該シャフトに
タービンスタッキングボルトによって互いにスペーサを
介して連結された複数個のタービンディスクと，該ディ
スクに植込まれ回転するタービンブレードと，前記ロー
タに連結されたディスタントピースと，該ディスタント
ピースに連結された複数個のコンプレッサディスクと，
該コンプレッサディスクに植込まれ空気を圧縮するコン
プレッサブレードと，前記コンプレッサディスクに連結
されたコンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービ
ンにおいて、前記タービンディスク，ディスタントピース，タービン
スペーサ，最終段のコンプレッサディスク及びタービン
スタッキングボルトの少なくとも１つが重量で、Ｃ０.
０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，
Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１.５〜３％，Ｎｉ２.１％を越え
３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ及びＴａの１種又
は２種の合計量が０.０２〜０.２％及びＮ０.０２〜０.
１％を含むマルテンサイト鋼からなる ことを特徴とする
高効率ガスタービン。 - 【請求項２】前記タービンディスク，ディスタントピー
ス，タービンスペーサ，コンプレッサディスクの最終段
及びタービンスタッキングボルトの少なくとも１つが、
重量で、Ｃ０.０７〜０.１５％，Ｓｉ０.０１〜０.１
％，Ｍｎ０.１〜０.４％，Ｃｒ１１〜１２.５％，Ｎｉ
２.２〜３.０％，Ｍｏ１.８〜２.５ ％，Ｎｂ及びＴａ
の１種又は２種の合計量が０.０４〜０.０８％，Ｖ０.
１５〜０.２５％及びＮ0.04〜０.０８％ を含み、全焼
戻しマルテンサイト組織を有するマルテンサイト鋼から
なる請求項１に記載の高効率ガスタービン。 - 【請求項３】タービンスタブシャフトと，該シャフトに
タービンスタッキングボルトによって互いにスペーサを
介して連結された複数個のタービンディスクと，該ディ
スクに植込まれ燃焼器によって発生した高温の燃焼ガス
によって回転するタービンブレードと、前記ディスクに
連結されたディスタントピースと、該ディスタントピー
スに連結された複数個のコンプレッサディスクと、該デ
ィスクに植込まれ空気 を圧縮するコンプレッサブレード
と、前記コンプレッサディスクの初段に一体に連結され
たコンプレッサスタブシャフトを備えたガスタービンに
おいて、 前記タービンディスク，ディスタントピース，タービン
スペーサ，コンプレッサディスクの最終段及びタービン
スタッキングボルトの少なくとも１つが、重量で、Ｃ
０.０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以
下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１.５〜３％，Ｎｉ２.１％を
越え３％以下，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ及びＴａの１
種又は２種の合計量が０.０２〜０.２％及びＮ０.０２
〜０.１％と、Ｗ１％以下，Ｃｏ０.５％以下，Ｃｕ０.
５％以下，Ｂ０.０１％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ａｌ
０.３％以下，Ｚｒ０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃ
ａ０.０１％以下，Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以
下及び希土類元素０.０１％ 以下の少なくとも１種を含
むマルテンサイト鋼からなることを特徴とする高効率ガ
スタービン。 - 【請求項４】前記タービンブレードは重量でＣ０.０７
〜０.２５％，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１２
〜２０％，Ｃｏ５〜１５％，Ｍｏ１〜５％，Ｗ１〜５
％，Ｂ０.００５〜０.０３％，Ｔｉ２〜７％，Ａｌ３〜
７％と、Ｎｂ１.５％ 以下，Ｚｒ０.０１〜０.５％，Ｈ
ｆ０.０１〜０.５％，Ｖ０.０１〜０.５％の１種以上と
を有し、γ′及びγ″相を有するＮｉ基鋳造合金からな
る請求項１〜３のいずれかに記載の高効率ガスタービ
ン。 - 【請求項５】前記タービンノズルは重量でＣ０.２０〜
０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３
５％,Ｎｉ５〜１５％,Ｗ３〜１０％及びＢ０.００３〜
０.０３％を含み、又は更にＴｉ０.１〜０.３％，Ｎｂ
０.１〜０.５％及びＺｒ０.１〜０.３％ の少なくとも
１種を含み、オーステナイト基地に共晶炭化物及び二次
炭化物を有するＣｏ基鋳造合金からなる請求項１〜４の
いずれかに記載の高効率ガスタービン。 - 【請求項６】前記燃焼器ライナは重量でＣ０.０５〜０.
２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２５
％，Ｃｏ０.５ 〜５％，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３
０％，Ｗ５％以下及びＢ０.０２％ 以下を含み、全オー
ステナイト組織を有するＮｉ基合金からなる請求項１〜
５のいずれかに記載の高効率ガスタービン。 - 【請求項７】前記タービンブレードの先端部分に摺接し
リング状に形成されるシュラウドであって、該シュラウ
ドは前記タービンブレートの初段に対応する部分が重量
でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，
Ｃｒ１７〜２７％，Ｃｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５％，Ｆ
ｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下及びＢ０.０２％ 以下を含
み、全オーステナイト組織を有するＮｉ基合金からな
り、前記タービンブレートの残りの段に対応する部分が
重量でＣ０.３〜０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０％，Ｎｂ０.１
〜０.５％及びＴｉ０.１〜０.５％を含み、Ｆｅ基鋳造
合金からなる請求項１〜６のいずれかに記載の高効率ガ
スタービン。 - 【請求項８】前記タービンスタブシャフトは重量で、Ｃ
０.２〜０.４％，Ｍｎ０.５〜１.５％，Ｓｉ０.１〜０.
５％，Ｃｒ０.５〜１.５％，Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ１.
０〜２.０％ 及びＶ０.１〜０.３％を含むＣｒ−Ｍｏ−
Ｖ鋼で構成されている請求項１〜７のいずれかに記載の
高効率ガスタービン。 - 【請求項９】前記コンプレッサブレードは重量でＣ０.
０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下及び
Ｃｒ１０〜１３％を含むマルテンサイト鋼で構成されて
いる請求項１〜８のいずれかに記載の高効率ガスタービ
ン。 - 【請求項１０】前記コンプレッサディスクのガス上流側
の初段から中心部までの上流側を重量で、Ｃ０.１５〜
０.３０％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ
１〜２％，Ｎｉ２.０〜４.０％，Ｍｏ０.５〜１.０％及
びＶ０.０５〜０.２％を含むＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼か
らなり、前記中心部から下流側の少なくとも最終段を除
く前記ディスクを重量で、Ｃ０.２〜０.４％，Ｓｉ０.
１〜０.５％，Ｍｎ０.５ 〜１.５％，Ｃｒ０.５〜１.５
％，Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ１.０〜２.０％及びＶ０.１
〜０.３％を含むＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼で構成した請求項１
〜９のいずれかに記載の高効率ガスタービン。 - 【請求項１１】前記コンプレッサスタブシャフトが重量
でＣ０.１５〜０.３％ ，Ｍｎ０.６％以下，Ｓｉ０.５
％以下，Ｎｉ２.０〜４.０％，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０.
５〜１％，Ｖ０.０５〜０.２％を含むＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ
−Ｖ鋼で構成されている請求項１〜１０に記載の高効率
ガスタービン。 - 【請求項１２】前記タービンノズルを固定するダイヤフ
ラムであって、該ダイヤフラムは前記初段のタービンブ
レードに高温ガス流を誘導する初段タービンノズル部分
が重量で、Ｃ０.０５％ 以下，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ２％
以下，Ｃｒ１６〜２２％及びＮｉ９〜１５％を含むオー
ステナイト鋼からなる請求項１〜１１のいずれかに記載
の高効率ガスタービン。 - 【請求項１３】前記コンプレッサノズルは重量でＣ０.
０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下及び
Ｃｒ１０〜１３％を含み、又は更にＮｉ０.５％ 以下及
びＭｏ０.５％ 以下を含むマルテンサイト鋼からなる請
求項１〜１２のいずれかに記載の高効率ガスタービン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5019850A JP2503180B2 (ja) | 1993-02-08 | 1993-02-08 | 高効率ガスタ―ビン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5019850A JP2503180B2 (ja) | 1993-02-08 | 1993-02-08 | 高効率ガスタ―ビン |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62001630A Division JPS63171856A (ja) | 1987-01-09 | 1987-01-09 | 耐熱鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12783095A Division JPH07324631A (ja) | 1995-05-26 | 1995-05-26 | 高効率ガスタービン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263657A JPH05263657A (ja) | 1993-10-12 |
| JP2503180B2 true JP2503180B2 (ja) | 1996-06-05 |
Family
ID=12010729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5019850A Expired - Lifetime JP2503180B2 (ja) | 1993-02-08 | 1993-02-08 | 高効率ガスタ―ビン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2503180B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07324631A (ja) * | 1995-05-26 | 1995-12-12 | Hitachi Ltd | 高効率ガスタービン |
| US6546713B1 (en) | 1997-12-15 | 2003-04-15 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine for power generation, and combined power generation system |
| US6574966B2 (en) | 2000-06-08 | 2003-06-10 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine for power generation |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110661A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
-
1993
- 1993-02-08 JP JP5019850A patent/JP2503180B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05263657A (ja) | 1993-10-12 |
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