JP3247676B2 - 耐熱鋼 - Google Patents

耐熱鋼

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高低圧一体型蒸気タ
ービン用ロータシャフト等に用いられる新規な耐熱鋼に
関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、高温(蒸気温度：約５３８℃)の
蒸気にさらされる高圧ロータ材としては、ＡＳＴＭ規格
材Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼(Designation：Ａ４７０−８４，Cl
ass８)が、低圧(蒸気温度：約１００℃)ロータ材として
は、ＡＳＴＭ規格材3.5NiCrMoV鋼（Designation：Ａ４
７０−８４，Class７）が使用されている。前者のＣｒ
−Ｍｏ−Ｖ鋼は高温強度が高いが、低温靭性が低い。後
者の３.５Ｎｉ−Ｃｒ− Ｍｏ−Ｖ鋼は低温靭性が高い
が、高温強度が低い。
【０００３】大容量タービンは、蒸気条件により高圧
部，中圧部及び低圧部からなっており、高圧及び中圧ロ
ータはＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼で、低圧ロータは３.５Ｎｉ−
Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼で一般に作製されている。
【０００４】１０万ＫＷ未満の小容量及び１０〜３０万
ＫＷ中容量タービンは、ロータサイズが小さいことか
ら、上記の高圧ロータ材と低圧ロータ材の長所を兼ね備
えた材料があれば、高圧部から低圧部までを一体化（同
一材料の作製）することができる。一体化すると、ター
ビン全体がコンパクトとなり、著しい減価低減効果があ
る。この高低圧一体型蒸気タービンとしては、特開昭62
−189301号公報に開示されており、高低圧一体化ロータ
材の一例が特開昭53−30915 号公報，特開昭60−224766
号公報特開昭63−157839号公報，特開平1−230723号公
報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記現有ロータ材で一
体化しようとすると、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼では低温の靭性
が低いために低圧部の脆性破壊に対する安全性が確保で
きず、３.５ Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼では高温強度が低
いために高温部のクリープ破壊に対する安全性が確保で
きない。
【０００６】また、前述の特開昭53−30915号公報には
Ｃ０.１５〜０.３％，Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ１.０％以
下，Ｃｒ０.５〜１.５％，Ｎｉ０.５〜１.５％，Ｍｏ
０.５％を越え１.５％ 以下，Ｖ０.１５〜０.３０％，
Ｎｂ０.０１〜０.１％、残部Ｆｅからなる高低圧一体ロ
ータが開示されているが、高温で長時間加熱後における
靭性が十分でなく、７６．２ｃｍ（３０インチ）以上の
長翼を植設することができない。
【０００７】特開昭60−224766号公報には、Ｃ０.１０
〜０.３５％，Ｓｉ０.１％ 以下，Ｍｎ１.０％以下，Ｎ
ｉ１.５〜２.５％，Ｃｒ１.５〜３.０％，Ｍｏ０.３〜
1.5％，Ｖ０.０５〜０.２５％，残部Ｆｅからなる蒸気
タービンロータが開示され、更にこれにＮｂ０.０１〜
０.１％，Ｎ０.０２〜０.１％を含むことが開示されて
いる。しかし、このロータはクリープ破断強度が低い。
【０００８】特開昭63−157839号公報及び特開平1−230
723号公報には、Ｃ０．１０〜０．３５％、Ｓｉ０．３
５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｎｉ０．３〜２．５％、
Ｃｒ１．５〜３．５％、Ｍｏ０．３〜１．５％、Ｖ０．
０５〜０．３０％、Ｗ０．１〜２．０％を含むＦｅ基合
金から成るロータ材が開示されているが、高温で長時間
加熱後における靭性が十分でない。
【０００９】特開昭62−189301号公報には高低圧一体型
蒸気タービンが開示されているが、ロータシャフトは靭
性が低いが高温強度の高い材料と高温強度は低いが靭性
の高い材料を機械的に結合したロータシャフトが用いら
れており、同じ組成で一体型のものにはなっていないの
で、このような機械的な結合では十分な強度を確保する
には大がかりな構造となり、小型化できないだけでな
く、信頼性が劣ってしまう。
【００１０】本発明の目的は切欠きクリープ破断強度が
高い耐熱鋼を提供するにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明は、好適には、一
体のロータシャフトに５３０℃以上の蒸気にさらされ、
高圧側より低圧側にかけて多段に植設されるとともに、
翼部長さが７６．２ｃｍ（３０インチ）以上のブレード
が植設される高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフ
ト等に用いられ、そのロータシャフトに用いられる耐熱
鋼は以下の組成からなり、特に５３８℃，１０万時間ク
リープ破断強度が１１kg／mm2 以上及びＶノッチシャル
ピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上であることを特徴とす
る。
【００１２】前記耐熱鋼は重量でＣ０.１５〜０.４％，
Ｓｉ０.１％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.
５〜２.５％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５
％及びＶ０.１５〜０.３５％を含み、残部が実質的にＦ
ｅであり、（Ｍｎ／Ｎｉ）比が０．１２以下、又は好ま
しくは（Ｍｎ／Ｎｉ）比が０．１２以下及び（Ｓｉ＋Ｍ
ｎ）／Ｎｉ比が０．１８以下と(Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋
Ｃｒ）比が０.４５〜０.７の少なくとも一つであり、好
ましくは全焼き戻しベーナイト組織を有するものであ
る。
【００１３】本発明に係る高低圧一体型蒸気タービン用
ロータシャフトに用いられる耐熱鋼においては、高圧側
の蒸気入口温度が５３０℃以上、その出口温度が１００
℃以下において、前記ブレードの少なくとも最終段の長
さで７６．２ｃｍ以上が植設でき、前記ロータシャフト
の中心部でのＦＡＴＴが前記蒸気出口温度以下の温度及
び５３８℃，１０万時間クリープ破断強度が１１kg／mm
2 以上特に、１２kg／mm2以上と前述の衝撃値を有する
ベーナイト組織とすることが好ましい。
【００１４】本発明に係る高低圧一体型蒸気タービン用
ロータシャフトに用いられる耐熱鋼においては、５３８
℃，１０万時間クリープ破断強度が１１kg／mm2 以上、
５００℃，３０００時間加熱後のＶノッチ衝撃値が３.
０kg−ｍ／cm2以上であるベーナイト組織とすることが
好ましい。
【００１５】本発明材を用いる高低圧一体型蒸気タービ
ン用ロータシャフトにおいては、植設される初段ブレー
ドへの蒸気入口温度が５３０℃以上及び最終段ブレード
での出口温度が１００℃以下であり、ロータシャフトの
軸受間の長さ（Ｌ）と最終段ブレード部分のブレード先
端間の直径（Ｄ）との比（Ｌ／Ｄ）を１.４〜２.３とす
ることができる。
【００１６】前記ブレードは低圧側で７６．２ｃｍ以上
の翼部長さ、高圧側のブレードは低圧側のそれよりクリ
ープ破断強度が高い高Ｃｒマルテンサイト鋼からなり、
低圧側のブレードは高圧側のそれより靭性の高い高Ｃｒ
マルテンサイト鋼が好ましい。
【００１７】７６．２ｃｍ以上の長さの最終段ブレード
は、重量でＣ０.０８〜０.１５％，Ｓｉ０.５％以下，
Ｍｎ１.５％以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ１〜２.５
％，Ｖ０.２〜０.５％ ，Ｎ０.０２〜０.１％を含むマ
ルテンサイト鋼が好ましく、更に、前記高圧側ブレード
には重量で、Ｃ０.２〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍ
ｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍ
ｏ０.５〜１.５％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１５〜０.
３５％を含むマルテンサイト鋼、前記７６．２ｃｍ以下
の低圧側ブレードには重量で、Ｃ０.０５〜０.１５％，
Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下、好ましくは０.２〜
１.０％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ0.
5％以下及び残部Ｆｅであるマルテンサイト鋼が好まし
い。
【００１８】前記７６．２ｃｍ以上のブレードの先端リ
ーデングエッチ部にはエロージョン防止層が設けられて
いるのが好ましい。具体的な翼の長さとして、８５．０
９ｃｍ（３３.５″） ，１０１．６ｃｍ（４０″），１
１８．１１ｃｍ（４６.５″）等のものを用いることが
できる。
【００１９】本発明の耐熱鋼は、発電機を蒸気タービン
及びガスタービンによって駆動するコンバインド発電シ
ステムに対する高低圧一体型蒸気タービンに適用できる
ものであり、前記蒸気タービンは前述の一体のロータシ
ャフトに蒸気の高圧側より低圧側にかけて多段にブレー
ドが植設されるロータシャフトを備え、前記蒸気入口温
度が５３０℃以上、その出口温度が１００℃以下であ
り、前記ケーシングは前記ブレードの高圧側から低圧側
にかけて一体に構成されるのが好ましく、前記蒸気が一
方向に流れるように蒸気入口を前記ブレードの初段前及
びその出口を前記ブレードの最終段後に設け、前記ブレ
ードは低圧側で７６．２ｃｍ以上の長さで植設されるの
が好ましい。
【００２０】上述の高低圧一体型蒸気タービンは、一体
のロータシャフトとして蒸気の高圧側より低圧側にかけ
て多段にブレードを植設したロータと、該ロータを被う
ケーシングとを備え、前記蒸気が前記高圧側と低圧側と
で各々異なった方向に流れる高低圧一体型蒸気タービン
においても適用できる。
【００２１】本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンに
用いられるケーシングには、重量でＣ０.１５〜０.３０
％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，
Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％，Ｔｉ０.０
５％ 以下を含むベーナイト組織を有するＣｒ−Ｍｏ−
Ｖ鋳鋼よりなるのが好ましい。
【００２２】本発明は、重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，
Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５
〜２.５％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％
及びＶ０.１５〜０.３５％を含み、残部が実質的にＦｅ
である耐熱鋼に対して、更にＷ０．１〜０．５％と、Ｎ
ｂ及びＴａの１種以上０.００５〜0.15％と、Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ及び希土類元素の１種以上を合計で
０.００１〜０.１％との少なくとも一種類とを含み、
（Ｍｎ／Ｎｉ）比が０．１２以下、又は好ましくは（Ｍ
ｎ／Ｎｉ）比が０．１２以下及び（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ
比が０．１８以下と(Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）比が
０.４５〜０.７の少なくとも一つを有するものであり、
更に好ましくはベーナイト組織を有し、前述の特性を有
する耐熱鋼からなることを特徴とする。
【００２３】更に、本発明は、重量で、Ｃ０.１５〜０.
４％，Ｓｉ０.１％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２３％，Ｎ
ｉ１.５〜２.５％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜
２.５％ 及びＶ０.１〜０.５％ を含み、好ましくは前
述の（Ｍｎ／Ｎｉ）比を有すること、好ましくは残部が
Ｆｅから成ることを特徴とする耐熱鋼にある。
【００２４】又、 重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ
０.１％ 以下，Ｍｎ０.０５〜０.２５％，Ｎｉ１.５〜
１．８６％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５
％及びＶ０.１〜０.５％を含み、好ましくは前述の（Ｍ
ｎ／Ｎｉ）比を有すること、好ましくは残部がＦｅから
成ることを特徴とする耐熱鋼にある。
【００２５】これらの鋼は、一例として、蒸気タービン
用ロータシャフトに用いられ、特に、高低圧一体型蒸気
タービンに適用されるのが好ましい。
【００２６】更に、前述に記載のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金
鋼の酸素量が２５ppm 以下であるのが好ましい。
【００２７】前述に記載の組成を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ
鋼は、その鋼塊を特にエレクトロ再溶解又はアーク炉に
て大気中溶解後に真空炭素脱酸した鋼塊を製造し、該鋼
塊を熱間鍛造し、次いでオーステナイト化温度に加熱し
所定の冷却速度で冷却する焼入れを施した後焼戻し処理
を施し、主にベーナイト組織を有することを特徴とする
製造法にある。
【００２８】焼入れ温度は９００〜１０００℃、焼戻し
温度は６３０〜７００℃が好ましい。
【００２９】本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンは
特に１０〜３０万ＫＷ級の中容量火力発電に最も小型で
熱効率の向上の点から好適である。特に、最長翼として
長さが３３.５ インチで、全周が９０本以上のものとす
ることができる。
【００３０】本発明に係る耐熱鋼を構成する組成及び熱
処理条件の限定理由について説明する。
【００３１】Ｃは焼入性を向上し強度を確保するのに必
要な元素である。その量が ０.１５％以下では十分な焼
入性が得られず、ロータ中心に軟らかいフェライト組織
が生成し、十分な引張強さ及び耐力が得られない。また
０.４％ 以上になると靭性を低下させるので、Ｃの範囲
は０.１５〜０.４％ に限定される。特にＣは０.２０〜
０.２８％の範囲が好ましい。
【００３２】Ｓｉ及びＭｎは従来脱酸剤として添加して
いたが、真空Ｃ脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法な
どの製鋼技術によれば、特に添加しなくとも健全なロー
タが溶製可能である。長時間使用による強度及び脆化の
点から、Ｓｉ及びＭｎは低目にすべきであり、それぞれ
０.１％以下及び０.２０％ 以下に限定され、特にＳｉ
０.０５％以下が好ましい。
【００３３】一方、適量のＭｎ添加は、鋼中に不純物元
素として存在し熱間加工性を悪くする有害なＳを、硫化
物ＭｎＳとして固定する作用がある。このために、Ｍｎ
の適量添加は、前述のＳの害を減少する効果があり、他
の元素との関係によって切欠きクリープ破断強度を高め
るので、蒸気タービン用ロータシャフトのような大型鍛
造品の製造においては０.０８％ 以上にすべきである。
従って、０.０８〜０.２０％とすべきであり、より０.
１〜０.２％が好ましい。
【００３４】Ｎｉは焼入性を向上させ、靭性向上に不可
欠の元素である。１.５％ 未満では靭性向上効果が十分
でない。また２.５％ を超える多量の添加は、クリープ
破断強度を低下させてしまう。特に１.５ ％を越え、
１.６〜２.０％の範囲が好ましい。
【００３５】Ｃｒは焼入性を向上させ、靭性及び強度向
上効果がある。また蒸気中の耐食性も向上させる。０.
８％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、２.５％ を
超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。特に
１.２〜１.９％が好ましい。
【００３６】Ｍｏは焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化
物を析出させ、高温強度向上及び焼もどし脱化防止効果
がある。０.８％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、
２.５％ を超える多量の添加は靭性を添加させる。特に
靭性の点からは１.２ 〜１.５％ 、強度の点からは１.
５％を越え２.０％以下が好ましい。
【００３７】Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化
物を析出させ、高温強度及び靭性向上効果がある。０.
１５％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、０.３５％
を越える添加は効果が飽和してしまう。特に０.２０〜
０.３０％の範囲が好ましい。
【００３８】上述のＮｉ，Ｃｒ，Ｖ及びＭｏは靭性及び
高温強度に大きく関与し、本発明鋼においては、複合的
に作用することが実験的に明らかにされた。即ち、高い
高温強度と高い低温靭性を兼ね備えた材料を得るために
は、炭化物生成元素であり高温強度向上効果のあるＶと
Ｍｏの和と、焼入性を向上し靭性向上効果のあるＮｉと
Ｃｒの和との比が、（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）＝
０.４５〜０.７が好ましい。
【００３９】また上記の組成からなる低合金を溶製する
ときに、Ｔｉ，希土類元素、Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ及びＡｌの
いずれかを添加することにより靭性が向上する。希土類
元素は０.０５％未満では効果が不十分で、０.４％を超
える添加はその効果が飽和する。Ｃａは小量の添加で靭
性向上効果があるが、０.０００５％ 未満では効果が不
十分で、０.０１％を超える添加はその効果が飽和す
る。Ｚｒは０.０１％未満では靭性向上効果が不十分で
あり、０.２％ を超える添加はその効果が飽和する。Ａ
ｌは０.００１ ％未満では靭性向上効果が不十分であ
り、０.０２％ を超える添加はクリープ破断強度低下さ
せる。Ｔｉ及びＢは強度及び靭性の点からいずれも０.
００１〜０.１％とする。
【００４０】さらに、酸素は高温強度に関与し、本発明
鋼においては、Ｏ2 を５〜２５ppmの範囲に制御するこ
とにより、より高いクリープ破断強度が得られる。
【００４１】Ｎｂ及びＴａの少なくとも１種が０.００
５〜０.１５％添加される。これらの含有量が０.００５
％未満では強度の向上に十分な効果が得られず、逆に
０.１５％を越えると蒸気タービン用ロータシャフトの
如く大形構造物ではこれらの巨大な炭化物が晶出し強度
及び靭性を低めるので０.００５〜０.１５％とする。特
に０.０１〜０.０５％が好ましい。
【００４２】Ｗは強度を高めるため０.１％ 以上加えら
れるが、０.５％ を越えると大型鋼塊においては偏析の
問題が生じる等強度を低めるので、０.１〜０.５％とす
べきである。
【００４３】（Ｍｎ／Ｎｉ）比を０．１２以下、又はこ
の比に加え、（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉを０．１８以下に
し、ベーナイト組織とすることにより加熱脆化を顕著に
防止でき、更に（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）比を０.
４５〜０.７とすることによりクリープ破断強度が高
く、衝撃値が高い両者の特性を備えた鋼を得ることがで
き、高低圧一体型ロータシャフトとしてブレードとして
７６．２ｃｍ（３０インチ）以上の長さのものを植設す
ることができる。
【００４４】このような新しい材料をロータシャフトと
して使用することにより、最終段ブレードとして３０イ
ンチ以上の長翼を植設できるとともに、ロータシャフト
軸受間の長さ（Ｌ）と翼直径（Ｄ）との比（Ｌ／Ｄ）を
１.４〜２.３とコンパクトにでき、好ましくは１.６〜
２.０とすることができる。又、ロータシャフトの最大
径（ｄ）と最終段長翼の長さ（ｌ）との比（ｄ／ｌ）を
１.５〜２.０とすることができ、これにより蒸気量をロ
ータシャフトの特性との関係から最大限に増すことがで
き、小型で大容量の発電が可能となる。特に、この比を
１.６〜１.８とすることが好ましい。１.５ 以上とする
ことはブレード数との関係から求められ、その数は多い
程よいが、遠心力による強度上の点から２.０ 以下が好
ましい。
【００４５】本発明の耐熱鋼を高低圧一体型ロータシャ
フトに用いた高低圧一体型蒸気タービンは小型で１０〜
３０万ＫＷの発電出力が可能であり、そのロータシャフ
トとして軸受間距離を発電出力として１万ＫＷ当り０.
８ｍ 以下の非常に短い軸受間距離とすることができ
る。好ましくは１万ＫＷ当り０.２５〜０.６ｍである。
【００４６】前述の耐熱鋼を高低圧一体型ロータシャフ
トに用いることにより、少なくとも最終段に翼部長さが
７６．２ｃｍ（３０インチ）以上特に、８５．０９ｃｍ
（３３.５ インチ）以上の動翼を植設することができ、
単機出力を増加することができるとともに、小型化がで
きる。
【００４７】
【発明の実施の形態】〔実施例１〕 以下、本発明に係る高低圧一体型蒸気タービン用ロータ
シャフトに用いる耐熱鋼について、実施例により説明す
る。表１は靭性及びクリープ破断試験に供した代表的な
試料の化学組成を示す。試料は高周波溶解炉で溶解・造
塊し、温度８５０〜１１５０℃で３０mm角に熱間鍛造し
た。試料Ｎo.１〜Ｎo.３及びＮo.７〜Ｎo.１２は本発明
材である。試料Ｎo.４〜Ｎo.６及びＮo.１３，Ｎo.１４
は発明材と比較のため溶製したものであり、Ｎo.５はＡ
ＳＴＭ規格Ａ４７０class ８相当材、Ｎo.６はASTM規格
Ａ４７０class７ 相当材である。これら試料は、高低圧
一体型蒸気タービンロータシャフト中心部の条件をシミ
ュレートして、９５０℃に加熱しオーステナイト化した
後、１００℃／ｈの速度で冷却し焼入れした。ついで、
６６５℃×４０ｈ加熱し炉冷し、焼戻し処理した。本発
明に係る耐熱鋼はフェライト相を含まず、全ベーナイト
組織であった。
【００４８】本発明鋼のオーステナイト化温度は９００
〜１０００℃にした。９００℃未満では高い靭性が得ら
れるが、クリープ破断強度が低くなること、１０００℃
を越える温度では高いクリープ破断強度が得られるもの
の、靭性が低くなる方向である。焼戻し温度は６３０℃
〜７００℃にした。６３０℃未満では高い靭性が得られ
ず、７００℃を越える温度では高いクリープ破断強度が
得られにくい。
【００４９】
【表１】
【００５０】表２は引張，衝撃及びクリープ破断試験結
果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャル
ピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度は
ラルソンミラー法で求めた５３８℃，１０5ｈ 強度で示
した。表から明らかなように本発明材は、室温の引張強
さが８８kg／mm2以上，０.２％耐力７０kg／mm2以上,Ｆ
ＡＴＴ４０℃以下、衝撃吸収エネルギーが加熱前後でい
ずれも２.４kg−ｍ 以上及びクリープ破断強度が約１１
kg／mm2 以上と高く、高低圧一体型タービンロータとし
てきわめて有用であると言える。特に、８５．０９ｃｍ
長翼を植設するタービンロータ材としては約１５kg／mm
2 以上の強度を有するものがよい。
【００５１】
【表２】
【００５２】図２は試料Ｎo.１〜Ｎo.６のデータを、炭
化物生成元素であるＶとＭｏの和と焼入性向上元素であ
るＮｉとＣｒの和の比とクリープ破断強度及び衝撃吸収
エネルギーとの関係を示す。クリープ破断強度は、成分
比（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）が約０.７ までは、成
分比が大きくなるにつれて高くなる。衝撃吸収エネルギ
ーは上記の成分比が大きくなるにつれて低くなることが
わかる。高低圧一体型タービンロータとして必要な靭性
（ｖＥ20 ＞２.５kg―ｍ)及びクリープ破断強度（σR≧
１１kg／mm2）は(Ｖ＋Ｍｏ)／(Ｎｉ＋Ｃｒ)＝０.４５〜
０.７にすることによって得られることがわかる。また
発明材Ｎo.２，比較材Ｎo.５（現用高圧ロータ相当材）
及びＮo.６(現用低圧ロータ材)の脱化特性を調べるた
め、５００℃×３０００ｈ脱化処理前後の試料について
衝撃試験を行い５０％破面遷移温度（ＦＡＴＴ）を調べ
た。比較材Ｎo.５のＦＡＴＴは１１９℃から１３５℃に
(ΔＦＡＴＴ＝１６℃)，Ｎo.６のＦＡＴＴは−２０℃か
ら１８℃に（ΔＦＡＴＴ＝３８℃）、脆化処理によって
ＦＡＴＴが上昇（脆化）してしまう。これに対し、本発
明材Ｎo.３のＦＡＴＴは、脆化処理前後とも３８℃で、
脆化しないことも確認された。
【００５３】発明材試料Ｎo.８〜Ｎo.１１は、それぞ
れ、希土類元素（Ｌａ−Ｃｅ），Ｃａ，Ｚｒ、及びＡｌ
添加材であるが、これらの元素添加により靭性が向上す
る。特に希土類元素の添加が靭性向上に有効である。Ｌ
ａ−ＣｅのほかＹ添加材についても調べ、著しい靭性向
上効果のあることを確認している。
【００５４】表３は本発明材のクリープ破断強度に及ぼ
す酸素の影響を調べるために溶製した試料の化学組成
と、そのクリープ破断強度を示す。これら試料の溶製・
鍛造方法は前述の試料Ｎo.１〜１１と同じである。
【００５５】
【表３】
【００５６】熱処理は９５０℃に加熱しオーステナイト
化した後、１００℃／ｈで冷却し焼入れした。ついで、
６６０℃×４０ｈ加熱の焼戻しを行った。表４に前述と
同様に５３８℃クリープ破断強度を示す。図３はクリー
プ破断強度と酸素の関係を示す線図である。Ｏ2 を１０
０ppm 以下にすることにより約１２kg／mm2 以上の高い
強度が得られ、特に８０ppm 以下で１５kg／mm2 以上
で、更に４０ppm 以下で１８kg／mm2 以上の高いクリー
プ破断強度が得られることがわかる。
【００５７】
【表４】
【００５８】図４は５３８℃，１０5 時間クリープ破断
強度とＮｉ量との関係を示す線図である。図に示すよう
にＮｉ量が増加するにつれてクリープ破断強度は急激に
低下することがわかる。特に、Ｎｉ量が２％以下では約
１１kg／mm2 以上の強度を示す。特に、１.９％ 以下で
は１２kg／mm2 以上の強度を有する。
【００５９】図５は５００℃，３０００時間加熱後の衝
撃値とＮｉ量との関係を示す線図である。図に示す如く
（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８ 以下又はＭｎ／Ｎｉ
比が０.１２ 以下のものはＮｉ量の増加によって高い衝
撃値が得られるが、Ｎo.１２〜Ｎo.１４の（Ｓｉ＋Ｍ
ｎ）／Ｎｉ比が０.１８ を越えるもの、又はＭｎ／Ｎｉ
比が０.１２を越えるものは２.４kg−ｍ以下の低い値で
あり、Ｎｉ量が高くても低いものである。
【００６０】図６は同じく加熱脆化後の衝撃値とＮｉ量
１.６〜１．９０％を含むもののＭｎ量又はＳｉ＋Ｍｎ
量との関係を示す線図である。図に示す如く、特定のＮ
ｉ量において衝撃値に及ぼすＭｎ又はＳｉ＋Ｍｎの影響
がきわめて大きいことが明らかである。Ｍｎ量が０.２
％ 以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.２５ 以下できわめて高
い衝撃値を有することがわかる。
【００６１】図７は同じくＮｉ量が１.５２〜２.０％を
含むもののＭｎ／Ｎｉ又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比との
関係を示す線図である。図に示す如く、Ｍｎ／Ｎｉ比が
0.12以下、Ｓｉ＋Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１８以下で２.５kg
−ｍ以上の高い衝撃値を示す。
【００６２】〔実施例２〕 表５は実験に供した代表的な試料の化学組成（重量％）
を示す。試料は高周波溶解炉で溶解・造塊し、温度８５
０〜１２５０℃で３０mm角に熱間鍛造した。試料Ｎo.２
１及びＮo.２２は発明材と比較のためのものである。
【００６３】Ｎo.２３〜Ｎo.３２は本発明の高靭性ロー
タ材料に用いた耐熱鋼である。これら試料Ｎo.２３〜Ｎ
o.３２は、高低圧一体型蒸気タービンロータシャフト中
心部の条件をシミュレートして、９５０℃に加熱しオー
ステナイト化した後、１００℃／ｈの速度で冷却し焼入
れした。ついで、６５０℃／５０ｈ加熱し炉冷し、焼戻
し処理した。本発明に係るＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼はフェライ
ト相を含まず、全ベーナイト組織であった。
【００６４】本発明鋼のオーステナイト化温度は９００
〜１０００℃にした。９００℃未満では、高い靭性が得
られるものの、クリープ破断強度が低くなってしまう。
１０００℃を越える温度では高いクリープ破断強度が得
られるものの、靭性が低くなってしまう。焼戻し温度は
６３０℃〜７００℃にした。６３０未満では高い靭性が
得られず、７００℃を越える温度では高いクリープ破断
強度が得られにくい。
【００６５】
【表５】
【００６６】表６は引張，衝撃及びクリープ破断試験結
果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャル
ピー衝撃吸収エネルギー及び５０％破面遷移温度(ＦＡ
ＴＴ)で示した。切欠クリープ破断試験は、切欠底半径
６.６mm ，切欠外径９mm，４５°Ｖノッチ形状（ノッチ
底先端ｒ＝０.１６mm)を用い実施した。
【００６７】クリープ破断強度はラルソンミラー法で求
めた５３８℃，１０5 ｈ強度で示した。表から明らかな
ように本発明材は、室温引張強さが８８kg／mm2 以上、
衝撃吸収エネルギーが５kg−ｍ以上、５０％ＦＡＴＴが
４０℃以下及びクリープ破断強度が１７kg／mm2 以上と
高く、高低圧一体型タービン用ロータ材料としてきわめ
て有用であると言える。
【００６８】これら本発明鋼は、現用高圧ロータ相当材
（試料Ｎo.２１）に比べ著しく靭性が改善（衝撃吸収エ
ネルギーが高く、ＦＡＡが低い）されている。また現用
低圧ロータ相当材（試料Ｎo.２２）に比べると、本発明
材料は５３８℃，１０5ｈ 切欠クリープ破断強度が著し
く高い。
【００６９】
【表６】
【００７０】炭化物生成元素であるＶとＭｏの和と焼入
性向上元素であるＮｉとＣｒの和の比とクリープ破断強
度及び衝撃吸収エネルギーとの関係成分比（Ｖ＋Ｍｏ）
／（Ｎｉ＋Ｃｒ）が約０.７ までは、成分比が大きくな
るにつれて高くなる。衝撃吸収エネルギーは上記の成分
比が大きくなるにつれて低くなる。高低圧一体型タービ
ンロータとして必要な靭性（ｖＥ20 ＞２.５kg−ｍ)及び
クリープ破断強度（σR≧１１kg／mm2）は（Ｖ＋Ｍｏ)
／(Ｎｉ＋Ｃｒ）０.４５〜０.７にすることによって得
られる。また発明材，比較材Ｎo.２１（現用高圧ロータ
相当材）及びＮo.２２（現用低圧ロータ材）の脆化特性
を調べるため、５００℃／３０００ｈ脆化処理前後の試
料について衝撃試験を行い５０％破断遷移温度（ＦＡＴ
Ｔ）を調べた結果、比較材Ｎo.２１のＦＡＴＴは１１９
℃から１３５℃に（ΔＦＡＴＴ＝１６℃)，Ｎo.２のＦ
ＡＴＴは−２０℃から１８℃に（ΔＦＡＴＴ＝３８
℃)、脆化処理によってＦＡＴＴが上昇（脆化）してし
まう。これに対し、本発明材のＦＡＴＴは、脆化処理前
後とも３９℃以下で、脆化しないことも確認された。
【００７１】本発明材鋼Ｎo.２７〜Ｎo.３２は、それぞ
れ、希土類元素（Ｌａ−Ｃｅ），Ｃａ，Ｚｒ、及びＡｌ
添加材であるが、これらの元素添加により靭性が向上す
る。特に希土類元素の添加が靭性向上に有効である。Ｌ
ａ−ＣｅのほかＹ添加材についても調べ、著しい靭性向
上効果のあることを確認している。
【００７２】また、５３８℃，１０5 時間クリープ破断
強度とＮｉ量との関係を調べた結果、Ｎｉ量が増加する
につれてクリープ破断強度は急激に低下することがわか
る。特に、Ｎｉ量が２％以下では約１１kg／mm2 以上の
強度を示す。特に、１.９％以下では１２kg／mm2 以上
の強度を有する。
【００７３】更に、５００℃，３０００時間加熱後の衝
撃値とＮｉ量との関係を調べた結果、（Ｓｉ＋Ｍｎ）／
Ｎｉ比が０.１８ 以下のものはＮｉ量の増加によって高
い衝撃値が得られるが、０.１８ を越えるものは２.４k
g−ｍ 以下の低い値であり、Ｎｉ量が高くても低いもの
である。
【００７４】加熱脆化後の衝撃値とＮｉ量１.６〜１.９
％を含むもののＭｎ量又はＳｉ＋Ｍｎ量との関係を調べ
た結果、特定のＮｉ量において衝撃値に及ぼすＭｎ又は
Ｓｉ＋Ｍｎの影響がきわめて大きく、Ｍｎ量が０.２％
以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.０８〜０.２５ できわめて
高い衝撃値を有することがわかった。
【００７５】Ｎｉ量が１.５２〜２.０％を含むもののＭ
ｎ／Ｎｉ又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比との関係を調べた
結果、Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下、Ｓｉ＋Ｍｎ／Ｎｉ
比が０.０４〜０.１８で２.５kg−ｍ 以上の高い衝撃値
を示すことが分った。
【００７６】〔実施例３〕 図１に本発明に係る実施例１及び２に記載の耐熱鋼から
なる高低圧一体型ロータシャフトを用いた高低圧一体型
蒸気タービンの部分断面図を示す。従来の主蒸気入口部
の蒸気条件は圧力８０atg ，温度４８０℃の高温高圧か
ら排気部の圧力７２２mmＨｇ，温度３３℃の低温低圧の
蒸気を一本のタービンロータで構成する蒸気タービンに
対し、この高低圧一体型蒸気タービンの主蒸気入口部の
蒸気圧力１００atg ，温度５３８℃に上昇させることに
よりタービンの単機出力の増加を図ることができる。単
機出力の増加は、最終段動翼の翼長を増大し、蒸気流量
を増す必要がある。例えば、最終段動翼の翼長を６６．
０４ｃｍ（２６インチ）から８５．０９ｃｍ（３３.５
インチ）長翼にすると環帯面積が１.７ 倍程度増える。
したがって、従来出力１００ＭＷから１７０ＭＷに、さ
らに１０１．６ｃｍ（４０インチ）まで翼長を長くすれ
ば、単機出力を２倍以上に増大することができる。
【００７７】この８５．０９ｃｍ以上の長さのロータシ
ャフト材として、０.５％ Ｎｉを含む耐熱鋼を高低圧一
体ロータに使用した場合、本ロータ材は、もともと高温
部域に使用するため、高温強度，クリープ特性に優れて
いるため、主蒸気入口部の蒸気圧力，温度の上昇に対し
ては充分対応することが出来る。低温部域、特に最終段
動翼部のタービンロータ中心孔に、定格回転状態にて生
ずる接線方向応力は、６６．０４ｃｍ（２６インチ）長
翼の場合、応力比（作用応力／許容応力）で約０.９５
であり、また８５．０９ｃｍ長翼の場合では約１.１ と
なり、使用に耐えない。
【００７８】一方、３.５％ Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を
使用した場合には、本ロータ材は低温域にて靭性を有す
る材料であると供に、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼よりも低温度域
での抗張力，耐力が１４％程度高いことから、８５．０
９ｃｍ長翼を使用しても、前記する応力比は約０.９６
である。また１０１．６ｃｍ（４０インチ）長翼を使用
した場合、前記の応力比は１.０７ となり使用に耐えな
い。高温度域に於いては、クリープ破断応力がＣｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼の０.３ 倍程度であることから高温強度不足と
なり使用に耐えない。
【００７９】この様に高出力化を図るためには、高温度
域ではＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼、低温度域ではＮｉ−Ｃｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼の優れた特性を兼ね備えたロータ材が必要であ
る。
【００８０】７６．２ｃｍ（３０インチ）以上１０１．
６ｃｍ（４０インチ）クラスの長翼を使用する場合、従
来のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼（ＡＳＴＭＡ４７０class
７)では、前記の如く応力比が１.０７ となるために、
引張強さ８８kg／mm2 以上の材料が必要である。
【００８１】さらに、３０インチ以上の長翼を取付ける
高低圧一体型蒸気タービンロータ材としては、高圧側の
高温破壊に対する安全性確保の点から５３８℃，１０5
ｈ クリープ破断強度１５kg／mm2 以上、低圧側の脱性
破壊に対する安全性確保の点から室温の衝撃吸収エネル
ギー２.５kg−ｍ（３kg−ｍ／cm2）以上の材料が必要で
ある。
【００８２】このような観点から本発明に係る耐熱鋼は
前述の特性を満足したものが得られ、前述の如く単機出
力で高出力化が図れる。
【００８３】本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンは
そのロータシャフト３に植設されたブレード４を１３段
備えており、蒸気は蒸気コントロールバルブ５を通って
蒸気入口１より前述の如く５３８℃，８８atg の高温高
圧で流入する。蒸気は入口１より一方向に流れ、蒸気温
度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４よ
り出口２より排出される。本発明に係るロータシャフト
３は538℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、
実施例１で記載した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金
鋼の鍛鋼が用いられる、ロータシャフト３のブレード４
の植込み部はディスク状になっており、ロータシャフト
３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さ
はブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくす
るようにっている。
【００８４】本発明に係るロータシャフト３は実施例１
で示したＮo.１６及び実施例２で示したＮo.２４の合金
組成の鍛造をエクレトロスラグ再溶解によって各々製造
し、直径１.２ｍ に鍛造し、９５０℃，１０時間加熱保
持した後、中心部で１００℃／ｈとなるようにシャフト
を回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで６６５℃で
４０時間加熱保持の焼戻しを行った。このロータシャフ
ト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験、加熱
前後（５００℃，３０００時間加熱後）のＶノッチ衝撃
試験（試験片の断面積０.８cm2 )、引張試験を行った
が、実施例１及び２とほぼ同一の値であった。
【００８５】本実施例における各部の材料組成は次の通
りである。 (1）ブレード 高温高圧側の３段の長さが約４０mmで、重量でＣ０.２
０〜０.３０％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.５〜１.５
％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１〜０.３％，Ｓｉ０.５
％ 以下，Ｍｎ１％以下及び残部Ｆｅからなるマルテン
サイト鋼の鍛鋼で構成した。
【００８６】中圧部は低圧側になるに従って徐々に長さ
が大きくなり、重量でＣ０.０５〜０.１５％，Ｍｎ１％
以下，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.
５％以下，Ｎｉ０.５％ 以下，残部Ｆｅからなるマルテ
ンサイト鋼の鍛造で構成した。
【００８７】最終段として、長さ８５．０９ｃｍでは、
一周で約９０本あり、重量でＣ0.08〜０.１５％，Ｍｎ
１％以下，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ
１.５〜３.５％ ，Ｍｏ１〜２％，Ｖ０.２〜０.５％，
Ｎ０.０２〜０.０８％，残部Ｆｅからなるマルテンサイ
ト鋼の鍛造によって構成した。また、この最終段にはス
テライト板からなるエロージョン防止のシールド板が溶
接によってその先端で、リーデングエッジ部に設けられ
る。またシールド板以外に部分的な焼入れ処理が施され
る。更に、１０１．６ｃｍ以上の長いものにはＡｌ５〜
７％，Ｖ３〜５％を含むＴｉ翼が用いられる。
【００８８】これらのブレードは各段で４〜５枚をその
先端に設けられた突起テノンのかしめによる同材質から
なるシュラウド板によって固定される。
【００８９】３０００rpm では１０１．６ｃｍの長さで
も上述の１２％Ｃｒ鋼が用いられ、3600rpm では１０
１．６ｃｍではＴｉ翼となるが８５．０９ｃｍまでは１
２％Ｃｒ鋼が用いられる。
【００９０】(2）静翼７には、高圧の３段までは動翼と
同じ組成のマルテンサイト鋼が用いられるが、他には前
述の中圧部の動翼材と同じものが用いられる。
【００９１】(3）ケーシング６には、重量でＣ０.１５
〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下、Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１
〜２％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％ ，
Ｔｉ０.１％以下のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼が用いられる。
【００９２】８は発電機であり、この発電機８により１
０〜２０万ＫＷの発電ができる。本実施例におけるロー
タシャフトの軸受１２の間は約５２０cm、最終段ブレー
ドにおける外径３１６cmであり、この外径に対する軸間
比が１.６５ である。発電容量として１０万ＫＷが可能
である。この軸受間の長さは発電出力１万ＫＷ当り0.52
ｍである。
【００９３】また、本実施例において、最終段ブレード
として１０１．６ｃｍ（４０インチ）を用いた場合の外
径は３６５cmとなり、この外径に対する軸受間比が１.
４３となる。これにより発電出力２０万ＫＷが可能であ
り、１万ＫＷ当りの軸受間距離が０.２６ｍ となる。
【００９４】これらの最終段ブレードの長さに対するロ
ータシャフトのブレード植込み部の外径との比は８５．
０９ｃｍ（３３.５″）ブレードでは１.７０及び１０
１．６ｃｍブレードでは１.７１ である。
【００９５】本実施例では蒸気温度を５６６℃としても
適用でき、その圧力を１２１，169及び２２４atg の各
々の圧力でも適用できる。
【００９６】〔実施例４〕 図８は実施例１及び２に記載の高低圧一体型蒸気タービ
ン用ロータシャフトを用いた再熱型高低圧一体型蒸気タ
ービンの構成例を示す一部切欠断面図である。５３８
℃，１２６atg の蒸気は入口１から入り、ロータシャフ
ト３の高圧部を通って９より温度３６７℃，３８atg と
なって出て、更に１０より５３８℃，３５atg に加熱さ
れた蒸気がロータシャフト３の中圧部から低圧部へと通
り、約４６℃，０.１atgの蒸気として出口２より排出さ
れる再熱型のものである。９から出た蒸気は一部他の熱
源として使用され、１０よりタービンの熱源として再び
供給される。実施例１の試料Ｎo.５で高低圧一体型蒸気
タービン用ロータを構成した場合には蒸気入口１附近の
高温強度は充分であるがロータシャフト３中芯部の延性
脆性遷移温度が８０〜１２０℃と高いため蒸気出口２附
近の温度が５０℃程度であるタービンロータについては
脆性破壊に対する安全性を充分に保障し得ないと言う欠
点がある。一方試料Ｎo.６で構成した場合にはロータシ
ャフト３中芯部の延性脆性遷移温度が室温以下と低くい
ことから蒸気出口２附近のロータシャフト３の脆性破壊
に対する安全性を充分確保しうる反面、蒸気入口１附近
の高温強度が充分でなく、且つ構成合金がニツケルを多
量含むことから高温での長時間使用（運転）において脆
性し易いと言う不都合さがある。即ち、試料５，６のい
ずれを用いても構成された高低圧一体型蒸気タービン用
ロータには一長一短があり、実用に供し難いと言う不都
合さがある。尚図において４は動翼を、７は動翼を、６
はケーシングをそれぞれ示す。高圧部は５段，低圧部は
６段である。
【００９７】本実施例においても前述の実施例２と同様
にロータシャフト３，動翼４，静翼７，ケーシング６の
材料は同じものが用いられる。最終段の動翼は８５．０
９ｃｍ以上の長さのものが用いられ、発電出力１２万Ｋ
Ｗが可能である。実施例３と同様にこのブレードには１
２％Ｃｒ鋼又はＴｉ合金翼が用いられる。軸受１２間は
約５４５cmであり、最終段ブレードとして８５．０９ｃ
ｍでは直径３１６cmで、この外径に対する軸受間比は
１.７２ である。また、最終段として１０１．６ｃｍブ
レードを用いた場合には、発電出力２０万ＫＷが可能で
ある。ブレード部は直径３６５cmで、直径に対する軸受
間比は１.４９ である。軸受間距離は発電出力１万ＫＷ
当り前者が０.４５ｍ、後者が０.２７ｍである。本実施
例でも前述の蒸気温度及び圧力での適用が可能である。
【００９８】〔実施例５〕 蒸気タービンとしてシングルフロー型のうち、ロータシ
ャフトの中圧部に一部の蒸気を暖房等の熱源として使用
する方式のものにも実施例１及び２に記載の本発明鋼を
高低圧一体型ロータシャフトに用いることができる。本
実施例に使用されるロータシャフト，動翼，静翼，ケー
シングのいずれにも実施例２に記載と同様の材料を用い
ることができる。
【００９９】〔実施例６〕 実施例３〜５に記載の高低圧一体型蒸気タービンには発
電機が直結される。この発電機に対してガスタービンが
直結され、そのガスタービンの燃焼排ガスによって排熱
回収ボイラを用いて蒸気を作り、その蒸気によって蒸気
タービンを回転するコンバインド発電システムに適用し
たものである。このコンバイド発電システムによりガス
タービンが約４万ＫＷ、蒸気タービンにより６万ＫＷの
トータルで１０万ＫＷの発電を得ることができ、本実施
例における蒸気タービンはコンパクトとなるので、大型
蒸気タービンに比らべ同じ発電容量に対し経済的に製造
可能となり、発電量の変動に対して経済的に運転できる
大きなメリットが得られる。
【０１００】ガスタービンはコンプレッサによって圧縮
された空気が燃焼器に送られ、燃焼ガス温度１１００℃
以上の高い温度の燃焼ガスが形成され、その燃焼ガスに
よってブレードが植設されたディスクを回転させるもの
である。ディスクは３段設けられ、動翼には重量で、Ｃ
０.０４〜０.１％，Ｃｒ１２〜１６％，Ａｌ３〜５％，
Ｔｉ３〜５％，Ｍｏ及びＮｂが各々２〜５％を含むＮｉ
基鋳造合金が用いられ、静翼にはＣ0.25〜０.４５％ ，
Ｃｒ２０〜３０％，Ｍｏ及びＷの少なくとも１種が２〜
５％，Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種が０.１〜０.５％
を含むＣｏ基鋳造合金が用いられる。燃焼器ライナーに
は重量でＣ０.０５〜０.１５％，Ｃｒ２０〜３０％，Ｎ
ｉ３０〜４５％，Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種が０.
１〜０.５％及びＭｏ及びＷの少なくとも１種が２〜７
％を含むＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒオーステナイト合金を用いら
れる。このライナーには外表面にＹ2Ｏ2安定化ジルコニ
ア溶射層の遮熱コーティング層が火炎側に設けられ、合
金とジルコニア層との間にＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３
０％，Ｙ０.１ 〜１％を含むＦｅ，Ｎｉ及びＣｏの１種
以上からなるＭＣｒＡｌＹ合金層が用いられる。
【０１０１】また、前述の動翼及び静翼にはＡｌ拡散コ
ーティング層が設けられる。
【０１０２】タービンディスク材には重量で、Ｃ０.１
５ 〜０.２５％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.５％ 以
下，Ｎｉ１〜２％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｂ及びＴａの
少なくとも１種０.０２〜０.１％，Ｎ０.０３ 〜０.１
％ ，Ｍｏ１.０〜２.０％を含むマルテンサイト鍛鋼が
用いられ、同じくタービンスペーサ，ディスタントピー
ス，コンプレッサディスクの最終段に各々前述のマルテ
ンサイト鋼が用いられる。
【０１０３】〔実施例７〕 図９は本発明に係る実施例１及び２に記載の耐熱鋼から
なる高低圧一体型ロータシャフトを用いた蒸気タービン
の部分断面図である。本実施例に使用した高低圧一体型
ロータシャフト３は実施例３に記載の全ベーナイト組織
を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼からなり、図中左側が
高圧側で、右側が低圧側で、最終段ブレードが８５．０
９ｃｍ又は１０１．６ｃｍの長さのブレードが用いられ
る。左側の高圧側のブレードには実施例３に記載のも
の、最終段のブレードも前述と同様である。本実施例で
の入口蒸気温度は５３８℃，圧力１０２kg／cm2 、出力
は温度４６℃以下で、常圧以下で、２よりコンデンサー
に入る。本実施例におけるロータシャフト材はＦＡＴＴ
が４０℃以下、室温のＶノッチ衝撃値が４.８kg−ｍ(断
面積０.８cm2）以上、室温引張強さ８１kg／mm2 以上，
０.２％耐力６３kg／mm2以上，伸び率１６％以上，絞り
率４５％以上，５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度
１１kg／mm2 以上を有するものである。蒸気は１４より
入り、高圧側ブレードを通って１５より出て再熱器１３
に入り、５３８℃，３５atg の高温蒸気となって１６よ
り低圧側に入る。１２は軸受で、両端に２ケあり、軸受
間は約６ｍである。本実施例での回転数３６００rpm で
あり、発電出力は１２万ＫＷである。ブレード４は高圧
側が６段、低圧側が１０段である。本実施例では発電出
力１万ＫＷ当り０.５ｍであり、従来の１.１ｍに比較し
約４０％短くなる。
【０１０４】また、本実施例において最終段ブレードと
して翼部長さが８５．０９ｃｍのものの直径は３１６cm
で、この直径に対する軸間の比が２.２２ である。更
に、１０１．６ｃｍの最終段ブレードにおいては直径３
６５cmであり、その直径に対する軸間の比が１.９２ と
なる。最終段ブレードを１０１．６ｃｍ長さとすること
により発電出力として２０万ＫＷが得られる。従って、
本実施例における軸受間距離を発電出力１万ＫＷ当り
０.３ｍ となり、きわめてコンパクト化ができる。
【０１０５】
【発明の効果】本発明に係る耐熱鋼を高低圧一体型蒸気
タービンのロータシャフトに用いることにより、蒸気温
度を５３０℃以上にでき、更に、最終段翼部長さを７
６．２ｃ ｍ（３０インチ）以上とする長翼を取り付ける
ことのできる高低圧一体型蒸気タービンが製作可能とな
るので、小型で単機出力を著しく増大できる。また発電
コストの低減及びプラント建設コストの低減効果があ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の耐熱鋼をロータシャフトに用いた高
低圧一体型蒸気タービンの一部断面図。
【図２】 （Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）比とクリープ
破断強度と衝撃値との関係を示す線図。
【図３】 クリープ破断強度と酸素との関係を示す線
図。
【図４】 クリープ破断強度とＮｉとの関係を示す線
図。
【図５】 加熱脆化後のＶノッチ衝撃値とＮｉ及びＭｎ
／Ｎｉ比との関係を示す線図。
【図６】 加熱脆化後のＶノッチ衝撃値とＭｎ及びＳｉ
＋Ｍｎとの関係を示す線図。
【図７】 加熱脆化後のＶノッチ衝撃値とＭｎ／Ｎｉ比
及び（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比との関係を示す線図。
【図８】 本発明の高低圧一体型蒸気タービン用ロータ
シャフトを用いた蒸気タービンの一部断面図。
【図９】 本発明の高低圧一体型蒸気タービン用ロータ
シャフトを用いた蒸気タービンの一部断面図。
【符号の説明】
１…蒸気入口、２…蒸気出口、３…ロータシャフト、４
…動翼（ブレード）、５…蒸気コントロールバルブ、６
…ケーシング、７…静翼、８…発電機、１１…くし歯、
１２…軸受、１３…再熱器、１７…安全弁。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 栗山 光男 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 諏訪 正輝 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 金子 了市 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 丹 敏美 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 小野田 武志 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 梶原 英史 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４丁目６番地 株式会社 日立製作所内 (56)参考文献 特開 昭53−78914（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−128522（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−70166（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−218602（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−157839（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−230723（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−43347（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−130502（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−263657（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−183294（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (8)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％ を含み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が０．１
    ２以下、残部が実質的にＦｅであり、５３８℃、１０万
    時間クリープ破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及びＶノ
    ッチシャルピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上の特性を有
    することを特徴とする耐熱鋼。
  2. 【請求項２】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５ ％及びＶ
    ０.１５〜０.３５％と、Ｗ０．１〜０．５％とを含み、
    （Ｍｎ/Ｎｉ）比が０．１２以下、残部が実質的にＦｅ
    であり、５３８℃、１０万時間クリープ破断強度が１１
    ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及びＶノッチシャルピー衝撃値が２．
    ５ｋｇ−ｍ以上の特性を有することを特徴とする耐熱
    鋼。
  3. 【請求項３】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％及びＶ
    ０.１５〜0.３5％と、Ｎｂ及びＴａの少なくとも１種
    ０.００５〜０.１５％とを含み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が
    ０．１２以下、残部が実質的にＦｅであり、５３８℃、
    １０万時間クリープ破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及
    びＶノッチシャルピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上の特
    性有することを特徴とする耐熱鋼。
  4. 【請求項４】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％と、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ及
    び希土類元素の少なくとも１種を合計で０.００１〜０.
    １％とを含み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が０．１２以下、残部
    が実質的にＦｅであり、５３８℃、１０万時間クリープ
    破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及びＶノッチシャルピ
    ー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上の特性有することを特徴
    とする耐熱鋼。
  5. 【請求項５】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％と、Ｗ０．１〜０．５％と、Ｎｂ及
    びＴａの少なくとも１種０.００５〜０.１５％とを含
    み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が０.１２以下、残部が実質的にＦ
    ｅであり、５３８℃、１０万時間クリープ破断強度が１
    １ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及びＶノッチシャルピー衝撃値が
    ２．５ｋｇ−ｍ以上の特性を有することを特徴とする耐
    熱鋼。
  6. 【請求項６】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％と、Ｗ０．１〜０．５％と、Ｔｉ，
    Ａｌ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ及び希土類元素の１種以上を合計
    で０.００１〜０.１％とを含み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が
    ０．１２以下、残部が実質的にＦｅであり、５３８℃、
    １０万時間クリープ破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ ２ 以上及
    びＶノッチシャルピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上の特
    性を有することを特徴とする耐熱鋼。
  7. 【請求項７】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％ と、Ｎｂ及びＴａの少なくとも１
    種０.００５〜０.１５％と、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃ
    ａ及び希土類元素の少なくとも１種を合計で０.００１
    〜０.１％とを含み、（Ｍｎ/Ｎｉ）比が０．１２以下、
    残部が実質的にＦｅであり、５３８℃、１０万時間クリ
    ープ破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ 2 以上及びＶノッチシャル
    ピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以上の特性を有することを
    特徴とする耐熱鋼。
  8. 【請求項８】重量で、Ｃ０.１５〜０.４％，Ｓｉ０.１
    ％ 以下，Ｍｎ０.０８〜０.２０％，Ｎｉ１.５〜２.５
    ％，Ｃｒ０.８〜２.５％，Ｍｏ０.８〜２.５％ 及びＶ
    ０.１５〜０.３５％と、Ｗ０．１〜０．５％と、Ｔｉ，
    Ａｌ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ及び希土類元素の少なくとも１種
    を合計で０.００１〜０.１％と、Ｎｂ及びＴａの少なく
    とも１種を０.００５〜０.１５％とを含み、（Ｍｎ/Ｎ
    ｉ）比が０．１２以下、残部が実質的にＦｅであり、５
    ３８℃、１０万時間クリープ破断強度が１１ｋｇ/ｍｍ 2
    以上及びＶノッチシャルピー衝撃値が２．５ｋｇ−ｍ以
    上の特性を有することを特徴とする耐熱鋼。
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