JP4368872B2 - 高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及び複合発電プラント - Google Patents

Description

本発明は、新規な耐熱鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及び複合発電プラントに関する。

現在、蒸気タービン用翼には１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼が使用されている。近年、省エネルギーの観点から火力プラントの熱効率の向上が、省スペースの観点から機器のコンパクト化が望まれている。

熱効率を向上及び機器のコンパクト化には蒸気タービン翼の長翼化が有効な手段である。そのために低圧蒸気タービン最終段の翼長は年々上昇の傾向にある。これに伴って、蒸気タービンの翼の使用条件も厳しくなり、これまでの１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼では強度不足で、より強度の高い材料が必要である。長翼材の強度としては、機械的特性の基本である、引張強さが要求される。また、破壊に対する安全性確保の観点から、ある程度の靭性も要求される。

引張強さが従来の１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼（マルテンサイト系鋼）より高い構造材料として、Ｎｉ基合金及びＣｏ基合金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が劣るので、翼材としては望ましくない。ガスタービン用ディスク材として特許文献１があるが、高い引張強さは得られていない。

また、１０万ＫＷ未満の小容量及び１０から３０万ＫＷの中容量のタービン省スペースの観点から、高圧部から低圧部まで一体化した、いわゆる一体型タービンが実用化される様になってきた。この一体型タービンの最終段翼長は、ロータ及び翼材の強度の制約から、高々３３．５インチである。しかし、この翼長は、出力向上のために、もっと長くしたい。特許文献２に１２％Ｃｒ系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用翼が開示されている。

特開昭６３−１７１８５６号公報 特開平３−１３０５０２号

本発明は、近年の低圧蒸気タービン翼の長大化に対処するために、特許文献２に記載の鋼では引張強さが低いものである。

本発明の目的は、引張強さの高いマルテンサイト系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及び複合発電プラントを提供することにある。

本発明は、重量で、Ｃ０．１３〜０．２％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ１．００％以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．８〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト系鋼からなり、その室温の引張強さが１１７６.７Ｎ／ｍｍ ^２ （１２０ｋｇ／ｍｍ^２ ）以上であり、〔翼部長さ（インチ）×蒸気タービン回転数（ｒｐｍ）〕が１２０,０００以上であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン用動翼にある。

又、本発明は、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動翼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た高低圧一体型蒸気タービンにおいて、重量で、Ｃ０．１３〜０．２％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ０．９０％ 以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．８〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト系鋼からなり、その室温の引張強さが１１７６.７Ｎ／ｍｍ ^２ （１２０ｋｇ／ｍｍ^２ ）以上であり、〔翼部長さ（インチ）×蒸気タービン回転数（ｒｐｍ）〕が１２０,０００以上である動翼を有することを特徴とする。

前記回転数３０００ｒｐｍ（５０サイクル発電用）に対して前記翼部長さを４０インチ以上、好ましくは４３インチ以上、又は、前記回転数３６００ｒｐｍ（６０サイクル発電用）に対して前記翼部長さを３３.３インチ以上、好ましくは３５インチ以上とする。

前述のマルテンサイト系ステンレス鋼は、重量比で、Ｃ０．１３〜０．２０％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ１．００％以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２．１を越え３％以下，Ｍｏ１．５〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するものが好ましい。

更に本発明は、重量比で、Ｃ０．１８〜０．２８％，Ｓｉ０．１％以下，Ｍｎ０．１〜０．３％，Ｃｒ１．５〜２．５％，Ｎｉ１．５〜２．５％，Ｍｏ１〜２％，Ｖ０．１〜０．３５％及びＯ０．００３％以下を有し、高圧部の５３８℃・１０^５ｈ平滑及び切欠クリ−プ破断強度が１３ｋｇ／ｍｍ^２以上、低圧部の引張強さが８２３.７Ｎ／ｍｍ ^２ （８４ｋｇ／ｍｍ^２ ）以上、破面遷移温度が３５℃であるマルテンサイト系耐熱鋼からなるロータシャフトに、引張強さ１２８．５ｋｇ／ｍｍ^２以上の前述の動翼を取り付けた高低圧一体型蒸気タービンにある。

本発明は、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動翼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た高低圧一体型蒸気タービンにおいて、初段動翼への蒸気入口温度が５３０℃以上であり、前記ロータシャフトは高圧側の強度が低圧側の強度より高く、又は低圧側の靭性が高圧側の靭性より高いベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼よりなり、回転数３０００ｒｐｍでは前記動翼の翼部長さを４０インチ以上好ましくは４３インチ以上とした前述の８〜１３重量％Ｃｒを含むマルテンサイト系ステンレス鋼からなること、又は、回転数３６００ｒｐｍに対しては前記動翼の翼部長さを３３.３インチ以上、好ましくは３５インチ以上とした前述の８〜１３重量％Ｃｒを含むマルテンサイト系ステンレス鋼からなることが好ましい。

本発明は、蒸気タービン及びガスタービンによって発電機を駆動する複合発電プラントにおいて、前記蒸気タービンは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動翼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、初段動翼入口の前記蒸気温度が５３０℃以上であり、前記ロータシャフトは高圧側の強度が低圧側の強度より高く、又は低圧側の靭性が高圧側の靭性より高く、又、前記高圧側の初段動翼を植設する部分の中心部の５３８℃，１０万時間クリープ破断強度が１１７.６Ｎ／ｍｍ^２（１２ｋｇ／ｍｍ^２）以上及び前記低圧側の最終段動翼を植設する部分の中心部において室温引張強さが８２３.７Ｎ／ｍｍ^２以上で、前記中心部において５０％脆性破面遷移温度が３５℃以下、ＦＡＴＴが２０℃以下又は室温のＶノッチ衝撃値が３９.２×１０ ^４ Ｊ/ｍ^２（４ｋｇ−ｍ/ｃｍ^２）以上であるベーナイト組成を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなり、前記動翼は〔翼長さ（インチ）×回転数（ｒｐｍ）〕が１２０,０００以上である前述のＣｒ８〜１３重量％を含むマルテンサイト鋼からなることを特徴とする。

本発明は、蒸気タービン及びガスタービンによって発電機を駆動する複合発電プラントにおいて、前記蒸気タービンは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動翼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、初段動翼入口の前記蒸気温度が５３０℃以上、前記動翼は〔翼部長さ（インチ）×回転数（ｒｐｍ）〕が１２０，０００以上、及び前述のＣｒ８〜１３重量％を有するマルテンサイト鋼よりなり、前記ロータシャフトは前記高圧側のクリープ破断強度が前記低圧側の強度より高く、又は前記低圧側の靭性が前記高圧側の靭性より高く、前記ガスタービンの初段ブレード入口での燃焼ガス温度が１３００℃以上であることを特徴とする複合発電プラントにある。

更に、本発明は高速で流れる燃焼ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービン及び蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンはブレードが３段以上、前記燃焼ガスのタービン入口温度が１２００℃以上、タービン出口の排ガス温度が５３０℃以上であり、前記排熱回収ボイラによって５３０℃以上の水蒸気とし、前記蒸気タービンは高低圧一体型ベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼よりなり、高圧側の高温強度が低圧側のそれより高いロータシャフトと〔翼部長さ（インチ）×回転数（ｒｐｍ）〕が１２０，０００以上の前述のＣｒ８〜１３重量％を有するマルテンサイト鋼よりなる動翼を有することを特徴とする。
高低圧一体型蒸気タービン用動翼材の成分限定理由
本発明は、重量比で、Ｃ０．１３〜０．２０％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ０．９０％以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．５〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト鋼からなることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン用長翼にある。動翼材の引張強さは１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、好ましくは１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上である。

この蒸気タービン動翼は、高速回転による高い遠心応力と振動応力に耐えるため引張強さが高いと同時に、高サイクル疲労強度が高くなければならない。そのために、翼材の金属組織は、有害なδフェライトが存在すると、疲労強度を著しく低下させるので、全焼戻しマルテンサイト組織でなければならない。

本発明鋼は前述した式で計算される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。

また均質で高強度の蒸気タービン長翼材を得るために、調質熱処理として、溶解・鍛造後に、１０００℃〜１１００℃（好ましくは１０００〜１０５５℃）で好ましくは０．５〜３時間加熱保持後室温まで急冷する（特に油焼入れが好ましい）焼入れを行い、次に、５５０〜６２０℃で焼戻し、特に５５０℃〜５７０℃で好ましくは１〜６時間加熱保持後室温まで冷却する１次焼戻しと、５６０℃〜５９０℃で好ましくは１〜６時間加熱保持後室温まで冷却する２次焼戻しの２回以上の焼戻し熱処理が施されるのが好ましい。２次焼戻し温度は１次焼戻し温度より高くするのが好ましく、特に１０〜３０℃高くするのが好ましく、より１５〜２０℃高くするのが好ましい。

本発明は、低圧タービン最終段翼動翼の翼部長さ９１４ｍｍ（３６インチ）以上、好ましくは９６５ｍｍ（３８インチ）以上にした６０サイクル発電用の３６００ｒｐｍ蒸気タービン及び低圧タービン最終段翼長を１０９２ｍｍ（４３インチ）以上、好ましくは１１６８ｍｍ（４６インチ）以上にした５０サイクル発電用の３０００ｒｐｍ蒸気タービンにし、〔翼部長さ（インチ）×回転数（ｒｐｍ）〕値を１２５,０００以上、好ましくは１３８,０００以上とするのが好ましい。

また、本発明の耐熱鋼からなる動翼材においては、全マルテンサイト組織となるように合金組成を調整して高い強度と低温靭性並びに疲労強度を得るために、次式の各元素の含有量を重量％として計算されるＣｒ当量を４〜１０に成分調整することが好ましい。

Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ＋２．５Ｔａ
Ｃは高い引張強さを得るために最低０．１３％必要である。あまりＣを多くすると、靭性を低下させるので０．２％以下にしなければならない。特に、０．１３〜０．１８％が好ましい。より、０．１３〜０．１６％が好ましい。

Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱硫酸・脱酸剤で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有害なδフェライト生成の原因になるので、０．２５％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。特に、０．１０％以下、より０．０５％以下が好ましい。

小量のＭｎ添加は靭性を向上するが多量の添加は靭性を低下させるので、０．９％以下にすべきである。特に、Ｍｎは脱酸剤として有効なので、靭性向上の点から０．４％以下、より０．２％以下が好ましい。

Ｃｒは耐食性と引張強さを高めるが、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と引張強さが不十分なので、Ｃｒは８〜１３％に決定された。特に強度の点から１０．５〜１２．５％が、より１１〜１２％好ましい。

Ｍｏは固溶強化及び析出強化作用によって引張強さを高める効果がある。Ｍｏは引張強さ向上効果が不十分であり３％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％に限定される。特に、１．８〜２．７％、より２．０〜２．５％が好ましい。なお、Ｗ及びＣｏもＭｏと同じ様な効果がある。

Ｖ及びＮｂは炭化物を析出し引張強さを高めると同時に靭性向上効果がある。Ｖ０．０５％，Ｎｂ０．０２％以下ではその効果が不十分であり、Ｖ０．３５％，Ｎｂ０．２％以上ではδフェライト生成の原因となる。特にＶは０．１５〜０．３０％、より０．２５〜０．３０％、Ｎｂは０．０４〜０．１５％、より０．０６〜０．１２％が好ましい。Ｎｂの代わりにＴａを全く同様に添加でき、複合添加することができる。

Ｎｉは低温靭性を高めると共に、δフェライト生成の防止効果がある。この効果は、Ｎｉ２％以下では不十分で、３％を越える添加で効果が飽和する。特に、２．３〜２．９％が好ましい。より好ましくは２．４〜２．８％である。

Ｎは引張強さの向上及び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％、より０．０６〜０．０８％の範囲で優れた特性が得られる。Ｓｉ，Ｐ及びＳの低減は、引張強さを損なわず、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましい。低温靭性向上の点からＳｉ０．１％以下，Ｐ０．０１５％以下，Ｓ０．０１５％以下が好ましい。特に、Ｓｉ０．０５％以下，Ｐ０．０１０％以下，Ｓ０．０１０％以下が望ましい。Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましいが、現状製鋼技術レベルの点から、Ｓｂ０．００１５％以下，Ｓｎ０．０１％以下、及びＡｓ０．０２％以下に限定した。特に、Ｓｂ０．００１％以下，Ｓｎ０．００５％及びＡｓ０．０１％以下が望ましい。

さらに、本発明においては、Ｍｎ／Ｎｉ比を０．１１以下にするのが好ましい。

本発明材の熱処理は、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１０００℃，最高１１００℃に均一加熱し、急冷し（好ましくは油冷）、次いで５５０〜５７０℃の温度に加熱保持・冷却し（第１次焼戻し）、次いで５６０〜６８０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを行い、全焼戻しマルテンサイト組織とするものが好ましい。
（２）本発明の高低圧一体型蒸気タービンロータを構成する低合金鋼の組成及び熱処理条件の限定理由について説明する。

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エ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。

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％及び０．５％以下に限定され、特にＳｉ０．０５％以下，Ｍｎ０．０５〜０．２５％、より前者が０．０１％以下，後者が０．２０％以下が好ましい。

一方、極少量のＭｎ添加は、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ために、Ｍｎの極微量添加は、前述のＳの害を減少する効果があるので、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０．０１％以上含有するのが好ましい。しかし、製鋼上Ｓを少なくできればＭｎの添加は靭性，高温強度を低めるので、Ｓ及びＰ量を低めるスパークリーン化できればゼロがよく、０．０１〜０．２％が好ましい。

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２．７％を越える多量の添加は、クリープ破断強度を低下させてしまう。特に１．６〜２．０％より１．７〜１．９％の範囲が好ましい。更に、Ｎｉ量はＣｒ量より０．２０％まで高く又はＣｒ量より０．３０％以下に低くする範囲内とすることにより高い高温強度と靭性とを兼ね備えた特性が得られる。

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。１．５％未満ではこれらの効果が十分でなく、２．５％を越える添加は、クリープ破断強度を低下させる。特に１．７〜２．３％、より１．９〜２．１％が好ましい。

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戻し脆化防止効果がある。０．８％未満ではこれらの効果が十分でなく、２．５％を越える多量の添加は靭性を添加させる。特に強度と靭性の点から１．０〜１．５％、より１．１〜１．３％が好ましい。

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％、より０．２５を越え０．３０％以下の範囲が好ましい。

また、上記の組成からなる低合金を溶製するときに、希土類元素，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％を越える添加はその効果が飽和する。Ｃａは少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％を越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％を越える添加はその効果が飽和する。Ａｌは０．００１％未満では靭性向上効果が不十分であり、０．０２％を越える添加はクリープ破断強度を低下させる。

さらに、酸素は高温強度に関与し、本発明鋼においては、Ｏ_２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。

Ｎｂ及びＴａの少なくとも１種を０．００５〜０．１５％添加するのが好ましい。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型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。

Ｗは強度を高めるため０．１％以上加えるのが好ましいが、１．０％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、０．１〜１．０％とするのが好ましい。好ましくは０．１〜０．５％である。

Ｍｎ／Ｎｉ比又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比は各々０．１３又は０．１８以下が好ましい。これにより、ベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼における加熱脆化を顕著に防止でき、高低圧一体型ロータシャフトとして適用できる。また、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１．２５以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１．１以上、又は（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１．４５以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１．１１×（Ｎｉ／Ｍｏ）＋２．７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ条件で熱処理することにより５３８℃，１０⁵時間クリープ破断強度が１２ｋｇ／ｍｍ^２以上の高い強度が得られる。

また、Ｎｉ量をＣｒ量に対して特定の範囲で含有させることにより高圧側でより高強度で、低圧側でより靭性の高い強度とを兼ね備えたものが得られる。

本発明は、高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトとして、その高圧部の５３８℃，１０^５ｈ平滑及び切欠クリープ破断強度が１３ｋｇ／ｍｍ^２以上、低圧部の引張強さが８４ｋｇ／ｍｍ^２以上、破面遷移温度が３５℃以下とするのが好ましい。このように優れた機械的性質を得るため次の様な傾斜調質熱処理を施すのが好ましい。この調質熱処理を施す前に、金属組織を微細にするために、６５０℃〜７１０℃で７０時間以上保持のパーライト処理を施すのが好ましい。

ロータシャフトの高圧部：高い高温強度を得る。

焼入れ：９３０〜９７０℃に加熱・保持後冷却
焼戻し：５７０〜６７０℃に加熱・保持後徐冷（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６５０〜６７０℃に加熱・保持するのが好ましい）
ロータシャフトの低圧部：高い引張強さと低温靭性を得る。

焼入れ：８８０〜９１０℃に加熱・保持後急冷
焼戻し：５７０〜６４０℃に加熱・保持後徐冷（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６１５〜６３５℃に加熱・保持するのが好ましい）
即ち、本発明は高圧側を低圧側より高い焼入温度で焼入れすることにより高圧側では５５０℃，３０ｋｇ／ｍｍ^２で１８０ｈｒ以上のクリープ破断時間が得られるように低圧側より高温強度を高くし、低圧側は高圧側より遷移温度を中心孔で１０℃以下とするように傾斜熱処理することが好ましい。焼戻温度においても高圧側を低圧側にくらべ高い温度で焼戻しするのがよい。

このように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、本発明の高低圧一体型ロータシャフトにおいてブレードとして５０サイクル発電に対しては４０インチ以上好ましくは４３インチ以上、６０サイクル発電に対しては３３インチ以上好ましくは３５インチ以上の長さのものを植設することができる。

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上述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。

本発明の高低圧一体型ロータシャフトを用いた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。

前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金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段階に３０インチ以上、特に３３．５インチ以上の長さの動翼を設けることができ、単機出力の向上と効率の向上とともに、小型化できる。

本発明の蒸気タービンにおける動翼及び静翼は次のとおりである。前述の高圧側動翼は初段又は初段〜３段を重量で、Ｃ０．２〜０．３％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０．５％以下，Ｍｏ０．５〜１．５％，Ｗ０．５〜１．５％，Ｖ０．１５〜０．３５％を含むマルテンサイト鋼、それ以外の翼部長さが２６インチ未満の低圧側動翼は重量で、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％以下を含むマルテンサイト鋼が好ましい。

最終段動翼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。具体的な翼部の長さとして、３３．５″,４０″,４６．５″等が該当する。

本発明における静翼は重量で、Ｃ０．０５〜０．１５％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ０．２〜１％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０．５％以下，Ｍｏ０．５％以下を含む焼戻し全マルテンサイト鋼からなるものが好ましい。

本発明におけるケーシングは、重量でＣ０．１０〜０．２０％，Ｓｉ０．７５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０．５〜１．５％，Ｖ０．０５〜０．２％，Ｔｉ０．０５％以下を含むベーナイト組織を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼よりなるものが好ましい。

前述に記載の組成を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼からなるロータシャフトは、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取鍋下部より非酸化性ガス（特にＡｒガス）を吹き込みを行った後、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ものとするのがよい。

本発明に係るガスタービンは、ディスク，デイスタントピース，タービンスペーサ，タービンスタッキングボルト，コンプレッサスタッキングボルト及びコンプレッサディスクの少なくとも最終段の１種以上を重量でＣ０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ３％以下，Ｍｏ１．５〜３％，Ｖ０．０５〜０．３％，Ｎｂ０．０２〜０．２％，Ｎ０．０２〜０．１％を含む全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成することができる。

これらの部品の全部をこの耐熱鋼によって構成することによってより高いガス温度にすることができ、熱効率の向上が得られる。特にこれらの部品の少なくとも１種は重量で、Ｃ０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ０．６％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．５〜３％，Ｖ０．０５〜０．３％，Ｎｂ０．０２〜０．２％，Ｎ０．０２〜０．１％を含み、(Ｍｎ／Ｎｉ)比が０．１３以下、特に０．０４〜０．１０が好ましく、全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成するのが好ましい。

尚、これらの部品に使用する材料として４５０℃での１０^５ｈクリープ破断強度が４０ｋｇ／ｍｍ^２以上で、２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２以上のマルテンサイト鋼が用いられるが、特に好ましい組成においては４５０℃での１０^５ｈクリープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ^２以上及び５００℃で１０^５ｈ加熱後の２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２以上を有するものが得られる。

これらの材料には更に、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，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。

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。空気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％を含み、室温の引張強さ８０ｋｇ／ｍｍ^２以上，室温のＶノッチシャルピー衝撃値が２０ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼、中心部から少なくとも最終段を除き重量で、Ｃ０．２〜０．４％，Ｓｉ０．１〜０．５％，Ｍｎ０．５〜１．５％，Ｃｒ０．５〜１．５％,Ｎｉ０．５％以下，Ｍｏ１．０〜２．０％，Ｖ０．１〜０．３％を含み、室温の引張強さが８０ｋｇ／ｍｍ^２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。

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。

本発明のコンプレッサ用ロータはディスク状又は複数段のブレードを一体にした分割型、全ブレードを一体型のいずれでも良く、ディスク状、分割型には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設けられる。

コンプレッサ用ロータ材の一例として、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−Ｍｏ−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。コンプレッサのブレードはＣ０．０７〜０．１５％，Ｓｉ０．１５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％又はこれにＭｏ０．５％以下及び、Ｎｉ０．５％以下を含むマルテンサイト鋼によって構成されるのが好ましい。

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％以下を含むＮｉ基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％を含むＦｅ基鋳造合金が好ましい。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。

タービンノズルを固定するダイヤフラムには初段の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％を含むオーステナイト鋳鋼、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するのが好ましい。

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，Ｚｒ０．０１〜０．５％，Ｈｆ０．０１〜０．５％，Ｖ０．０１〜０．５％の１種以上とを含み、オーステナイト相基地にγ′相及びγ″相が析出したＮｉ基鋳造合金が用いられる。

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、更にその上に安定化ＺｒＯ₂系セラミックスからなる遮熱コーテング層を設けるのが好ましい。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。

ガスタービン用ノズルにはＮｉ基超合金及びＣｏ基合金が用いられる。燃焼ガス温度が１２６０℃以下に対ししては初段に以下のＮｉ基合金及び初段以外には重量で、Ｃ０．２０〜０．６０％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０．００３〜０．０３％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Ｃｏ基鋳造合金が好ましい。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。

ガスタービン用ノズルの初段には、重量でＣ０．０５〜０．２０％，Ｃｏ１５〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１．０〜３．０％，Ｔｉ１．０〜３．０％，Ｎｂ１．０〜３．０％，Ｗ５〜１０％を含み、４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金が好ましい。特に、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量とは、Ａ（２．５％，１０％），Ｂ（５％，１０％），Ｃ（５％，５％），Ｄ（３．５％，５％），Ｅ（２．５％，７．５％）の各点を結ぶ範囲内のものが好ましい。特に、Ｃが０．０８〜０．１６％、Ｃｏが２０〜２５％、Ａｌ＋Ｔｉが３．０〜５．０％、Ｔｉ／Ａｌが０．７〜１．５％、Ｎｂが０．６〜１．０％、Ｔａが０．９〜１．３％、Ｚｒが０．０５％以下、Ｂが０．００１〜０．０３％、Ｗが６〜８％、Ｒｅが２％以下、Ｙ，Ｓｃの１種以上０．５％以下とするのが好ましい。Ｓｉ，Ｍｎは０．５％以下、より０．０１〜０．１％が好ましい。

本実施例のＮｉ基鋳造合金は９００℃，１４ｋｇ／ｍｍ^２で３００時間以上の破断強度を有し、特に１０００〜５０００時間有するものが好ましい。

本発明に係るガスタービンは、燃焼ガス温度１３００℃以下では燃焼ガス入口側の初段又は全段を重量でＣ０．０５〜０．２０％，Ｃｏ２０〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１．０〜３．０％，Ｔｉ１．０〜３．０％，Ｎｂ１．０〜３．０％，Ｗ５〜１０％及び４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金よりなること、初段に該Ｎｉ基合金を用い、２段目以降が重量でＣ０．２〜０．６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０．００３〜０．０３％及びＣｏ５０％以上を有するＣｏ基鋳造合金よりなることが好ましい。また、燃料ガス温度１３００℃を越える場合には初段を除き２段，３段に前述のＮｉ基合金又はＣｏ基合金が好ましい。初段はＮｉ基又はＣｏ基合金の単結晶合金鋳物が好ましい。以上のノズルの構成によりその定検を年に１度行っていたものを少なくとも２年に１度にできる。Ｎｉ基合金にはＭｏ２％以下，Ｚｒ０．３％以下，Ｈｆ０．５％以下，Ｒｅ０．５％以下，Ｙ０．２％以下の少なくとも１種を含むことが好ましい。

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％，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０．０２％以下を含むＮｉ基合金又はＦｅの代りにＮｉ２５〜４０％を含む耐熱鋼からなり、板厚２〜５ｍｍの塑性加工材を溶接又は一体鋳造，遠心鋳造によって構成され、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又は外表面に冷却フィンが設けられ、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。冷却フィンは円筒体外周に所定の間隔と高さで一体にリング状に形成することによりルーバ孔なしに出来る。特にら旋状に形成するのも好ましい。鋳造管においては厚さ２〜５ｍｍとなるのが好ましい。

本発明によれば、より高温度で、翼部長さが３３.３インチ以上である動翼を有する高低圧一体型蒸気タービンが製作できるので、小型で単機出力が増大でき、その結果熱効率の向上は勿論発電コストの低減効果が得られる。

以下、本発明を実施するための最良の形態を具体的な実施例によって説明する。

表１は高低圧一体型蒸気タービン用動翼材に係る１２％Ｃｒ鋼の化学組成（重量％）を示すものである。試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６はそれぞれ１５０ｋｇ真空高周波溶解し、１１５０℃に加熱し鍛造して実験素材とした。試料Ｎｏ．１は、１０００℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し、２ｈ保持後室温まで空冷した。Ｎｏ．２は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷した。試料Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５６０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷し（１次焼戻し）、更に５８０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで炉冷した（２次焼戻し）。

表１において、Ｎｏ．３，４，５及び７は本発明材、Ｎｏ．６は比較材，Ｎｏ．１及び２は、現用の長翼材である。

表２はこれら試料の室温の機械的性質を示す。本発明材（Ｎｏ．３，４，５及び７）は、蒸気タービン用長翼材として要求される引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上又は１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上であり、）又、Ｎｏ．５を除き低温靭性（２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２以上）を十分満足することが確認された。

これに対し、比較材のＮｏ．１及び６は、蒸気タービン用長翼に使用するには、引張強さと衝撃値とで示される両方又はいずれかの値が低い。比較材Ｎｏ．２は、引張強さ及び靭性が低い。Ｎo．５は、衝撃値が３．８ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ²と若干低く、４３インチ以上に対しては４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２以上の要求に若干不足である。

図１は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と引張強さとの関係を示す線図である。本実施例においてはＮｉとＭｏ量とは同等の含有量で含有させることによって低温における強度と靭性とをともに高めるものであり、両者の含有量の差が大きくなるに従って強度が低下する傾向を示す。Ｎｉ量がＭｏ量より０．６％以上少なくなると急激に強度が低下し、逆に１．０％以上多くなることによっても急激に強度が低下する。従って、（Ｎｉ−Ｍｏ）量が−０．６〜１．０％が高い強度を示す。

図２は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と衝撃値との関係を示す線図である。図に示す如く、（Ｎｉ−Ｍｏ）量は−０．５％付近で衝撃値が低下するがその前後では高い値を示す。

図３〜図６は、試料Ｎｏ．３の引張強さ及び衝撃値に及ぼす熱処理条件（焼入れ温度及び２次焼戻し温度）の影響を示す線図である。焼入れ温度は９７５〜１１２５℃,１ｈ焼戻し５５０〜５６０℃で行った後、２次焼戻し温度は５６０〜５９０℃である。図に示すように、長翼材として要求される特性（引張強さ≧１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ²，２０℃ノッチシャルピー衝撃値≧４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２）を、満足することが確認された。尚、図３及び図５の２次焼戻し温度は、５７５℃であり、図４及び図６の焼入れ温度は１０５０℃である。

本発明に係る１２％Ｃｒ鋼は特に、Ｃ＋Ｎｂ量が０．１８〜０．３５％で（Ｎｂ／Ｃ）比が０．４５〜１．００、（Ｎｂ／Ｎ）比が０．８〜３．０が好ましい。

表３は実施例１と同様に蒸気タービン用動翼材に係る１２％Ｃｒ系鋼の化学組成（重量％）を示すものである。各試料は真空アーク溶解し、１１５０℃付近で鍛造したものである。

表４は各試料の熱処理とその室温の機械的性質及び金属組織を示すものである。全試料とも全焼戻しマルテンサイト組織を有している。各試料の平均結晶粒径は粒度番号（ＧＳＮｏ．）で５．５〜６．０である。

図７は実施例１の試料と合せて２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値と引張強さとの関係を示す線図である。図に示すように本実施例での衝撃値はいずれも２．５ｋｇf−ｍ／ｃｍ^２以上の高い値であり、更に衝撃値（ｙ）は７７．２から引張強さ（ｘ）に０．６倍した値を差し引いた値以上とするのが好ましく、より８０．４から同様に差し引いた値以上、特に８４．０から差し引いた値以上とするのがより好ましい。

図８は０．２％耐力と引張強さとの関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に、０．２％耐力（ｙ）が３６．０に引張強さ（ｘ）を０．５倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。

図９は０．２％耐力と０．０２％耐力との関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に０．２％耐力（ｙ）が５８．４に０．０２％耐力（ｘ）を０．５４倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。

表５は本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンロータの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。試料は真空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．２１〜Ｎｏ．２３及びＮｏ．２７〜Ｎｏ．３１は本発明に係る材料である。試料Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．２６は比較のため溶製したものであり、Ｎｏ．２５はＡＳＴＭ規格Ａ４７０ｃｌａｓｓ８相当材、Ｎｏ．２６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Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼はフエライト相を含まず、全ベーナイト組織であつた。

本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は９００〜１０００℃にする必要である。９００℃未満では高い靭性が得られるもので、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℃にする必要がある。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ない。

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℃，１０^５ｈ強度で示した。表から明らかなように本発明に係る材料は、室温の引張強さが８８ｋｇ／ｍｍ^２以上，０．２％耐力７０ｋｇ／ｍｍ^２以上，ＦＡＴＴ４０℃以下、衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２．５ｋｇ−ｍ以上及びクリープ破断強度が約１１ｋｇ／ｍｍ^２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、３３．５インチ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。

また、Ｎｏ．２，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％破面遷移温度（ＦＡＴＴ）を調べた。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、本発明に係る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。

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。Ｌａ−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。

また、Ｏ_２を１００ｐｐｍ以下にすることにより約１２ｋｇ／ｍｍ^２以上の高い強度が得られ、特に８０ｐｐｍ以下で１５ｋｇ／ｍｍ^２以上で、更に４０ｐｐｍ以下で１８ｋｇ／ｍｍ^２以上の高いクリープ破断強度が得られる。

５３８℃，１０^５時間クリープ破断強度は、Ｎｉ量が増加するにつれて低下傾向を示し、特に、Ｎｉ量が２％以下では約１１ｋｇ／ｍｍ^２以上の強度を示す。特に、１．９％以下では１２ｋｇ／ｍｍ^２以上の強度を有する。

図１０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、比較のＮo．１２〜Ｎo．１４の（Ｓｉ＋Ｍｎ）／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量が高くてもあまり関係しない。また、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。従って、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。

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及びクリープ破断強度は（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）０．４５〜０．７にすることによって優れた特性が得られる。

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０．０７〜０．２５できわめて高い衝撃値を有することがわかった。

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。

図１１に本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。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５３６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２６インチから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。

発電サイクルに応じて３３インチ以上又は４０インチ以上の長翼を使用する場合、高低圧一体型ロータシャフト材として引張強さ８８ｋｇ／ｍｍ^２以上、５３８℃，１０^５ｈクリープ破断強度１５ｋｇ／ｍｍ^２以上、低圧側の脆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／ｃｍ^２）以上の材料が好ましい。

本発明に係る蒸気タービンは高低圧一体型ロータシャフト３に植設された動翼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となって最終段の動翼４より蒸気出口２より排出される。本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３は５３８℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、本実施例で記載した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる、高低圧一体型ロータシャフト３の動翼４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト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動翼の長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。本実施例における各部の材料組成は次の通りである。
（１）ロータシャフト
ロータシャフト材としてＮｏ．２の合金組成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、中心部で約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０．８ｃｍ^２）、引張試験を行ったが、前述とほぼ同等の値であった。
（２）動翼
高温高圧側の３段の翼部長さが約４０ｍｍで、重量でＣ０．２０〜０．３０％，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。

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。

最終段として、６０サイクルに対して翼部長さ３５インチでは、一周で約９０本あり、重量でＣ０．１３〜０．２０％，Ｍｎ１％以下，Ｓｉ０．２５％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２．０〜３．５％，Ｍｏ１．５〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％,Ｎ０．０２〜０．１０％,Ｎｂ及びＴａの１種以上を合計量で０．０２〜０．２０％を含むマルテンサイト鋼の鍛造によって構成した。特に、本実施例では実施例１の表１のＮo．２の合金を用いた。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、リーデングエッヂ部に設けられる。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、５０サイクルには４３インチ以上の翼部長さのものが同様のマルテンサイト鋼の鍛造材が用いられる。

これらの動翼は各段で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。
（３）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。
（４）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。

発電機８により１０〜２０万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０．５２ｍである。

また、本実施例において、最終段動翼として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。

これらの最終段動翼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３３．５インチでは１．７０及び４０インチでは１．７１である。

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。

表７は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係る代表的な試料の化学組成（重量％）である。Ｎｏ．４１及び４２は各々高圧ロータシャフト及び低圧ロータシャフトとして使用されている従来鋼，Ｎｏ．４３〜５２が本発明に係る鋼である。本発明に係る鋼はいずれも高周波真空溶解炉にて溶解後、造塊後９００〜１１５０℃で熱間鍛造を行った。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した。次いで、６６５℃×４０ｈ加熱し炉冷し、焼戻し処理した。本発明に係るＮｉ−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。

本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は８７０〜１０００℃にする必要がある。８７０℃未満では高い靭性が得られるもので、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６１０℃〜７００℃にする必要がある。６１℃℃未満では高い靭性が得られず、７００℃℃越える温度では高いクリープ破断強度が得られない。

表８は引張，衝撃及び切欠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℃，１０^５ｈ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／ｍｍ^２以上，０．２％耐力７０ｋｇ／ｍｍ^２以上，ＦＡＴＴ４０℃以下，衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２．５ｋｇ−ｍ以上及びクリープ破断強度が約１２ｋｇ／ｍｍ^２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、３３．５インチ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。

試料Ｎｏ．４７〜Ｎｏ．５２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。Ｌａ−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。

更に、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１．２５以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１．１以上、又は（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１．４５以上、及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１．１１×（Ｎｉ／Ｍｏ）＋２．７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ熱処理とすることにより５３８℃，１０^５時間クリープ破断強度が１２ｋｇ／ｍｍ^２以上の高い強度が得られる。

図１２に本発明に係る再熱型高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型のロータシャフト３に植設された動翼４を高圧部６段，中圧部４段，低圧部４段の１４段備えており、高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブ５を通って蒸気入口２１より前述の如く５３８℃，１６９ａｔｇの高温高圧側に流入する。蒸気は入口より左側方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５３８℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２ｍｍＨｇとなって最終段の動翼４より排出される。

本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５３８℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３の動翼４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト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動翼の長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。蒸気入口に対し高圧側の動翼４は５段以上の６段あり、２段以降同じ間隔で配置され、初段と２段との間隔は２段以降の間隔の１．５〜２．０倍であり、更に動翼植込部の軸方向の幅は初段が最も厚く、２段目より最終段にかけて段階的に徐々に厚く、初段の厚さは２段目の厚さの２〜２．６倍である。

蒸気入口に対して中圧側の動翼４は４段あり、動翼植込部の軸方向の幅は初段と最終段が同等の厚さで最も厚く、２段及び３段目と下流側に向って大きくなる。低圧部は４段で、動翼植込部の軸方向の幅は最終段の厚さはその直前の厚さの２．７〜３．３倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの１．１〜１．３倍である。中圧部の初段から４段目までの動翼の中心間の間隔はほぼ同じ間隔であり、低圧部は初段以降最終段にかけて間隔が大きくなり、各段の間隔の前段の間隔に対する比が下流側で大きくなっており、更に初段の間隔が前段の間隔に対する比が１．１〜１．２倍及び最終段と前段との間隔の前段における間隔に対する比が１．５〜１．７倍である。

動翼の長さは中圧・低圧側が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、各段の前段に対する長さは１．２〜２．１倍有し、５段目まで１．２〜１．３５倍で長くなり、低圧部２段目が１．５〜１．７倍、３段及び４段が各々１．９〜２．１倍である。

本実施例における各段の長さは中圧部より２．５″，３″，４″,５″,６．３″，１０″，２０．７″及び４０″である。１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。

図１３は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフトの形状である。本実施例のロータシャフトは表９に示す合金組成の鍛鋼をアーク溶解炉にて溶解後、取鍋に注湯し、次いで取鍋の下部よりＡｒガスを吹き込み真空精錬して、造塊した。次いで、９００〜１１５０℃で最大直径１．７ｍ，長さ約８ｍに鍛造し、高圧側１６を９５０℃，１０時間，中圧・低圧側１７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、中心部で約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。次いで高圧側６を６５０℃で４０時間，低圧側７を６２５℃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，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０．８ｃｍ^２），引張試験を行った。表１０は試験結果を示すものである。

尚、図に示すように高圧側１６及び中圧・低圧側１７の各ブレードの植込み部１８の軸方向の幅と間隔は前述のとおりである。１９は軸受の部分、２０はカップリングである。

高圧部の動翼部及び静翼部における直径は各段において同一であり、中圧部から低圧部においては動翼部では徐々に直径が大きくなり、中圧部初段から４段までは静翼部での直径は同じ、４段〜６段間での静翼部での直径は同じ、６段〜８段までの静翼部での直径は同じで、後段になるにつれて直径が大きくなった。

また、最終段の翼植込部の軸方向幅は翼部長さに対し０．３倍であり、０．２８〜０．３５倍とするのが好ましい。ロータシャフトはその最終段での翼部直径が最も大きく、その直径は翼部長さの１．７２倍であり、１．６０〜１．８５倍とするのが好ましい。更に、軸受間長さは最終段動翼における翼部先端間の直径に対して１．６５倍であり、１．５５〜１．７５倍とするのが好ましい。

本実施例では発電機により１０〜２０万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３２の間は約５２０ｃｍ、最終段動翼における外径３１６ｃｍであり、この外径に対する軸間比が１．６５である。この軸受間の長さは発電出力１万ＫＷ当り０．５２ｍである。

また、本実施例において、最終段動翼として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。

これらの最終段動翼の翼部長さに対するロータシャフトの動翼植込み部の外径との比は３３．５インチでは１．７０及び４０インチでは１．７１である。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の各々の圧力に適用できる。

図１４は再熱型高低圧一体型蒸気タービンの構成例を示す断面図である。５３８℃，１２６ａｔｇの蒸気は入口２１から入り、高低圧一体型ロータシャフト３の高圧部を通って温度３６７℃，３８ａｔｇとなって高圧蒸気出口２２より出て、更に再熱器により５３８℃，３５ａｔｇに加熱された蒸気が再熱蒸気入口２３より入り高低圧一体型ロータシャフト３の中圧部へと入るとともに低圧へと通り、約４６℃，０．１ａｔｇの蒸気として出口より排出される再熱型のものである。２２から出た蒸気は一部他の熱源として使用され、２４よりタービンの熱源として再び供給される。

本実施例においても前述の実施例２又は３と同様に高低圧一体型ロータシャフト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。最終段動翼は４３インチの翼部長さのものが用いられ、発電出力は１２５万ＫＷである。最終段の動翼は実施例３と同様のマルテンサイト鋼が用いられる。軸受１２間は約６５５ｃｍであり、最終段動翼として４３インチでは直径３８２ｃｍで、この外径に対する軸受間比は１．７２である。

本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型ロータシャフト３に植設された動翼４を高圧側７段，中圧側６段，低圧側５段の１８段備えている。高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブを通って蒸気入口２１より前述の如く５３８℃，１６９ａｔｇの高温高圧側に流入する。高圧蒸気は入口より一方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５３８℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２ｍｍＨｇとなって最終段の動翼４より排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５３８℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３の動翼４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト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動翼の長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。

蒸気入口に対し高圧タービン部の動翼は５段以上の７段あり、初段から最終段の前まではほぼ同じ間隔で配置され、最終段とその前との間隔は２段以降の間隔の１．１〜１．３倍である。更に動翼植込部の軸方向の幅は初段及び最終段が最も厚く、初段と最終段を除きほぼ同じ厚さである。初段の厚さは２段目の厚さの２〜２．６倍である。

中圧タービン部は６段あり、動翼中心間間隔は初段と２段目までが最も大きく、２段目以降最終段までほぼ同じ間隔である。初段と２段目との間隔はそれ以降の間隔の１．１〜１．５倍である。

蒸気入口に対して低圧タービン部の動翼は５段である。中心部での間隔は初段から最終段にかけて徐々に広くなり最終段は初段の４．０〜４．８倍である。ブレード植込部の軸方向の幅は最終段が最も厚く、最終段より上流側に向って段階的に小さくなり、最終段の厚さはその直前の厚さの２．０〜２．８倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの１．０〜１．５倍である。初段は、最終段の０．２０〜０．２５倍の厚さである。

動翼の翼部長さは低圧側タービン部が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、最終段の長さは４３インチの長さを有し、最終段の前段に対する長さは１．８〜２．２倍、その前段はその前段の１．７〜２．１倍有し以降前段に対し１．１〜１．５倍で長くなる。

中圧側タービン部のブレードの翼部長さは初段より最終段にかけて除々に大きくなり、最終段は初段の３〜３．５倍である。

本実施例における中圧部２５から低圧部２６の各段の長さは１．６″，２．１″，２．１″，２．６″，３″，４．７″，６．２″，９．３″,１１．９″，２２．２″及び４３″である。１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。

図１５は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３の形状である。本実施例のロータシャフトは表９に示す合金組成とほぼ同一の鍛鋼を実施例４と同様の方法によって各々製造し、最大直径１．７ｍ，長さ約８ｍに鍛造し、高圧と中圧側を９５０℃，１０時間，低圧側７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、中心部で約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。次いで高圧と中圧側を６５５℃で４０時間，低圧側７を６２０℃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，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０．８ｃｍ^２），引張試験を行った試験結果は実施例４と同様である。

最終段動翼部の直径は３８０ｃｍであり、その直径に対する軸受間比は１．７２であり、１．６０〜１．８５が好ましい。軸受間距離は発電出力１万ＫＷ当り前者が０．５２ｍであり、０．４５〜０．７０が好ましい。

高圧部及び中圧部での動翼部及び静翼部でのロータシャフト直径は各動翼の段で同じであり、中圧部での動翼最終段で若干その直径が大きくなっている。低圧部での直径は動翼部及び静翼部で段階的に大きくなっており、最終段とその前での直径はいずれも同じである。最終段動翼の翼部長さに対する翼植込部の軸方向幅は０．３０倍で、０．２８〜０．３２倍とするのが好ましい。また、最終段での翼植込部直径は翼部長さに対し１．５０倍で、１．４６〜１．５５倍とするのが好ましい。

図１６は１０９２ｍｍ（４３インチ）の翼部長さを有する動翼の斜視図である。本実施例の動翼は、高速蒸気が突き当たる翼部５１、ロータシャフトへの植込部５２、翼の遠心力を支えるためのピンを挿入する穴５３、蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのエロージョンシールド５４（Ｃｏ基合金のステライト板を溶接で接合）、カバー５７を有する。本実施例においては全体一体の鍛造後に切削加工によって形成されたものである。尚、カバー５７は機械的に一体に形成することもできる。

４３インチの翼部長さを有する動翼は、エレクトロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造熱・処理を行ったものである。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は実施例１に示した条件（焼入：１０５０℃，１次焼きもどし：５６０℃，２次焼きもどし：５８０℃）で行った。表１のＮo．７はこの長翼材の化学組成（重量％）を示す。この長翼の金属組織は全焼戻しマルテンサイト組織であった。

表１のＮｏ．７には室温引張及び２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値を示す。本４３インチ長翼の機械的性質は、要求される特性，引張強さ１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ^２以上を有し、十分満足することが確認された。

図１７は本実施例におけるエロージョンシールド（ステライト合金）５４を電子ビーム溶接又はＴＩＧ溶接５６によって接合した状態を示す断面と斜視図である。図に示すようにシールド５４は表と裏側との２個所で溶接される。

図１８はガスタービン２台と、実施例３〜５の高低圧一体型蒸気タービン１台と併用した多軸型コンバインドサイクル発電システムを示す概略図である。

ガスタービンを利用して発電を行う場合、近年では液化天然ガス（ＬＮＧ）を燃料としてガスタービンを駆動するとともにガスタービンの排ガスエネルギーを回収して得た水蒸気で蒸気タービンを駆動し、この蒸気タービンとガスタービンとで発電機を駆動するようにした、いわゆる複合発電方式を採用する傾向にある。この複合発電方式を採用すると、従来の蒸気タービン単独の場合の熱効率４０％に比べ約４４％と熱効率を大幅に向上させることが可能となる。

このような複合発電プラントにおいて、最近ではさらに、液化天然ガス（ＬＮＧ）専焼から液化石油ガス（ＬＰＧ）との両用を図ったり、ＬＮＧ，ＬＰＧの混焼の実現によって、プラント運用の円滑化，経済性の向上化を図ろうとするものである。

まず、空気は吸気フィルタと吸気サイレンを通ってガスタービンの空気圧縮機に入り空気圧縮機は、空気を圧縮し圧縮空気を低ＮＯｘ燃焼器へ送る。そして、燃焼器では、この圧縮空気の中に燃料が噴射され燃焼して１２００℃以上の高温ガスを作りこの高温ガスは、タービンで仕事をし動力が発生する。

タービンから排出された５３０℃以上の排気は、排気消音装置を通って排熱回収ボイラへ送られ、ガスタービン排気中の熱エネルギーを回収して５３０℃以上の高圧水蒸気を発生する。このボイラには乾式アンモニア接触還元による脱硝装置が設けられている。排ガスは３脚集合型の数百ｍもある煙突から外部に排出される。発生した高圧および低圧の蒸気は高低圧一体型ロータからなる蒸気タービンに送られる。蒸気タービンは以後に示される。

また、蒸気タービンを出た蒸気は、復水器に流入し、真空脱気されて復水になり、復水は、復水ポンプで昇圧され給水となってボイラへ送られる。そして、ガスタービンと蒸気タービンは夫々、発電機をその両軸端から駆動して、発電が行われる。このような複合発電に用いられるガスタービン翼の冷却には、冷却媒体として蒸気タービンで利用される蒸気を用いることもある。

一般には翼の冷却媒体としては空気が用いられているが、蒸気は空気と比較して比熱が格段に大きく、また重量が軽いため冷却効果は大きい。比熱が大きいために冷却に利用された蒸気を主流ガス中に放出すると主流ガスの温度低下がはげしくプラント全体の効率を低下させるので蒸気タービン内の比較的低温（例えば約３００〜４００℃程度）の蒸気をガスタービン翼の冷却媒体供給口から供給し、翼本体を冷却，熱交換して比較的高温になった冷却媒体を回収して蒸気タービンに戻すように構成して、主流ガス温度（約１３００℃〜１５００℃程度）の低下を防止すると共に蒸気タービンの効率向上、ひいてはプラント全体の効率を向上させることができる。

この多軸型コンバインド発電システムによりガスタービンが５〜３０万ＫＷ、蒸気タービンにより５〜２０万ＫＷのトータルで１０〜５０万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り、また複数のガスタービン及び蒸気タービン全体で７０〜１００万ＫＷの発電が可能で、大型蒸気タービンに比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。

図１９は本実施例のガスタービンの回転部分の部分断面図である。本実施例のガスタービンはコンプレッサディスク３６が１７段あり、又タービンブレード３３が２段〜４段のものがあり、タービンスタブシャフト３０、タービンブレード３３、タービンスタッキングボルト４３、タービンスペーサ３８、ディスタントピース３９、タービンノズル４０、コンプレッサディスク３６、コンプレッサブレード３７、コンプレッサスタッキングボルド４８、コンプレッサスタブシャフト３９、タービンディスク３４を有する。

本実施例におけるガスタービンは３段のノズルとブレードとを有し、初段ノズル４０ａ，初段ブレード３３ａは燃焼ガス流に沿った翼部長さが入口及び出口側ともに同じであるが、２段目以降のノズル及びブレードともに翼部長さが入口側より出口側が長くなる。２段ノズル４０ｂは１．２５〜１．４５倍、２段ブレード３３ｂは１．０〜１．２倍、３段ノズル４０ｃは１．１〜１．３倍、３段ブレード３３ｃは１．００〜１．０５倍いずれも出口側が入口側より長くなる。ノズルとブレードの軸間距離は初段に対し、２段目が１．８５〜２．０５倍、３段目が２．３〜２．５倍の距離を有する。

タービンブレード３３はいずれも翼部，プラットフォーム，シャンク及びタービンディスク３４への植込部となる逆クリスマストリー型のダブティルを有し、シャンク部にシールフィン４１が設けられ、更に内部に空気又は水蒸気冷却用の冷却孔が設けられる。冷却孔は初段では翼部の先端とトレーリングエッジとから外部に冷却媒体が出るように設けられ、２段ブレードは先端部に出るように設けられる。シールフィン４１は初段には両側に２ケずつ、２段，３段には１ケずつ設けられる。２段，３段の先端にはシュラウド５０との摺動が円滑に行われるように２ケの突起を有するシール用部材が設けられる。

タービンノズル４０は初段が翼部にリーデングエッジ，トレーリングエッジに冷却媒体が外部に出るように冷却孔が設けられ、翼部表面に冷却媒体による層流が得られるように設けられる。２段目にはトレーリングエッジに冷媒が出るように冷却孔が設けられる。３段目には冷却孔は設けていないが、燃焼ガス温度が１３００℃を越える場合には２段目と同様に冷却孔を設けるのが好ましい。

本実施例におけるガスタービンは、主な形式がヘビーテューティ形，一軸形，水平分割ケーシング，スタッキング式ロータからなり、圧縮機が１７段軸流形，タービンブレードが３段インパルス形，１，２段空気冷却による静動翼，燃焼器がバースフロー形，１６缶，スロットクール方式を有するものである。

表１１に示す材料（重量％）について実物相当の大形鋼を、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。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は表１０に示す条件で行った。表１１には試料の化学組成（重量％）を示す。これら材料の顕微鏡組織は、Ｎｏ．６０〜６３が全焼戻しマルテンサイト組織、Ｎｏ．６４及び６５が全焼戻しベーナイト組織であった。Ｎｏ．２０はディスタントピース及び最終段のコンプレッサディスクに使用し、前者は厚さ６０ｍｍ×幅５００ｍｍ×長さ１０００ｍｍ、後者は直径１０００ｍｍ，厚さ１８０ｍｍ、Ｎｏ．６１はディスクとして直径１０００ｍｍ×厚さ１８０ｍｍに、Ｎｏ．６２はスペーサとして外径１０００ｍｍ×内径４００ｍｍ×厚さ１００ｍｍに、Ｎｏ．６３はタービン，コンプレッサのいずれのスタッキングボルトとして直径４０ｍｍ×長さ５００ｍｍ、Ｎｏ．６３の鋼を用い同様にディ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．６４及び６５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３００ｍｍに鍛伸した。更に、Ｎｏ．６４の合金をコンプレッサディスク６の１３〜１６段に使用し、Ｎｏ．６５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．６３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。

本発明に係るＮｏ．６０〜６３（１２Ｃｒ鋼）を見ると、４５０℃，１０^５ｈクリープ破断強度が５１ｋｇ／ｍｍ^２以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２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。

次にスタブシャフトのＮｏ．６４及び６５（低合金鋼）は、４５０℃クリープ破断強度は低いが、引張強さが８６ｋｇ／ｍｍ^２以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２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／ｍｍ^２，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値５ｋｇ−ｍ／ｃｍ^２）を十分満足することが確認された。

このような条件におけるディ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２５〜３０ｍｍ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。

更に、本発明のガスタービンはタービンスペーサ３４，ディスタントピース４９及びコンプレッサディスク３６の最終段に重量で、Ｃ０．１２％，Ｓｉ０．０４％，Ｍｎ０．２１％，Ｃｒ１１．１０％，Ｎｉ２．５５％，Ｍｏ２．０３％，Ｎｂ０．０４％，Ｖ０．２３％，Ｎ０．０５％を含む全焼戻マルテンサイ鋼からなる耐熱鋼を用い、構成した結果、圧縮比１４．７，温度３５０℃以上，圧縮効率８６以上，初段ノズル入口のガス温度が１２６０℃と可能となり、３２％以上の熱効率が得られるとともに、前述の如くクリープ破断強度及び加熱脆化後の高い衝撃値が得られ、より信頼性の高いガスタービンが得られるものである。

タービンディスク３４は３段有しており、ガス流の上流側より初段及び２段目には中心孔が設けられている。更に、本実施例ではコンプレッサディスク３６のガス流の下流側での最終段、ディスタントピース４９，タービンスペーサ３８，タービンスタッキングボルト４３及びコンプレッサスタッキングボルト４８に表１２に示す耐熱鋼を用いたものである。その他のタービンブレード３３，タービンノズル４０，燃焼器のライナ，コンプレッサブレード３７，コンプレッサノズル，ダイヤフラム及びシュラウドを表１２に示す合金によって構成した。特に、タービンノズル４０及びタービンブレード３３は鋳物によって構成される。

タービンブレード３３には初段に重量で、Ｃ０．１５〜０．２０％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ０．５％以下，Ｃｒ１５〜１７％，Ｃｏ７．５〜９．５％，Ｍｏ１．５〜２．５％，Ｂ０．００５〜０．０１５％，Ｗ２．１〜３．０％，Ｔｉ３〜４％,Ａｌ３〜４％，Ｎｂ０．５〜１．５％，Ｚｒ０．２％以下，Ｔａ１．５〜２．５％を含むＮｉ基合金、２段，３段にＣ０．１０〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下，Ｍｎ０．５％以下，Ｃｒ１４〜１６％，Ｃｏ８〜１０％，Ｍｏ２．５〜３．７％，Ｂ０．０１〜０．０２％，Ｗ２．５〜４．５％，Ｔｉ３．５〜４．５％，Ａｌ４〜６％，Ｚｒ０．１％以下を含むＮｉ基合金で、γ相にγ′相を含むものが好ましい。

タービンノズルには表１２に示す初段がＮｉ基合金、２，３段がＣｏ基鍛造合金が好ましい。初段は翼部が１つであるが、２，３段は２ケとした。全段を１ケとしてもよい。

コンプレッサディスク３６は各１連のブレードに対応した分割のもの、３連〜５連を一体にした分割のもの、全体を一体にしたもののいずれも可能であり、これらの材料に蒸気タービン用ロータシャフトに用いた材料を用いることができ、本実施例において同様に達成される。

シュラウドセグメント（１）はガス上流側の１段目に使用したもので、（２）は２段及び３段目に使用したものである。

ライナー，動翼及び静翼には外表面にＹ_２Ｏ_３安定化ジルコニア溶射層の遮熱コーテング層が火炎に接する部分に設けられる。特に、ベース金属とコーテング層との間に重量でＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３０％，Ｙ０．１〜１％を含む残部Ｎｉ又はＮｉ＋Ｃｏからなる合金層が設けられる。

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１２６０℃，排気温度５３０℃が可能になり、３２％以上の熱効率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。使用燃料として、天然ガス，軽油が使用される。

ガスタービンにはインタークーラーがあるものがほとんどであるが、本発明はインタークーラーのない場合ノズルがより高温になるので、それに特に好適である。本実施例でのタービン用ノズルは全周で初段で４０ケ前後設けられる。

ガスタービン用ノズルはワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリー（ジルコンフラワー＋コロイダルシリカ＋アルコール）に浸漬してスタック（初層ジルコンサンド，２層以降シャモットサンド）を吹き付け、これを何回か繰返して鋳型を形成した。鋳型は脱ろうした後に９００℃で焼成した。

次に、この鋳型を真空炉に設けるとともに、真空溶解によってＮｏ．７の合金組成のものを溶解し、真空中で鋳型に鋳込んだ。このノズルは初段がサイドウォール間の翼部の幅が約７４ｍｍ，長さ１１０ｍｍ，最も厚い部分で２５ｍｍ，肉厚が３〜４ｍｍで、先端で約０．７ｍｍの空気通路のスリットが設けられている鋳物である。本実施例におけるノズルはピンフィン冷却，インピジメント冷却及びフィルム冷却用の穴が設けられている。先端のスリット部の肉厚は約１ｍｍである。得られたノズルは前述と同様に溶体化処理を時効処理が非酸化性雰囲気中で行われる。

本実施例のノズルは１段及び２段目，３段目が表に示す構成であるが、２段及び３段目にも同様にＮｉ基合金からなる２つの翼部からなるノズルとすることもできる。１段ノズルは両端が拘束されるが、２段，３段目は片側拘束である。２段目，３段目は１段のものより翼部幅が大きくなる。

インピジメント冷却孔を有するＳＵＳ３０４ステンレス管は本体に全周にわたってＴＩＧ溶接され、その部分より冷却空気が流入され、溶接部からの空気もれのないようにする。燃焼ガス出口側の内側にも冷却空気が出る穴が設けられている。

１段ノズルはサイドウォール両端で拘束される構造を有するが、２段目以降はサイドウォール外周側の片側で拘束される構造を有する。

また、プラントの構成として、ガスタービン，排熱回収ボイラ，蒸気タービン，発電機各１基からなる１組の発電システムを６組組み合わせた１軸型とすることもできる。

本実施例では、ガスタービン２台に蒸気タービン１台の多軸型であるが、４〜６台の各ガスタービンにて発電するとともに、各ガスタービンに設置された排熱回収ボイラより得た蒸気を１つにまとめて蒸気タービンを回転し発電する多軸型とすることもできる。

ガスタービンでは、空気を圧縮してこの中でＬＮＧを燃焼させ、高温度の燃焼ガスにして、タービンを回すものである。

排熱回収ボイラでは、ガスタービンから出てくる燃焼ガスの熱を有効に回収して、蒸気を発生させ、この蒸気を蒸気タービンに導き、発電機を駆動するものである。

発電出力の割合は、約２／３をガスタービンが、残りの約１／３を蒸気タービンが分担させた。以上の複合発電方式には次のような効果が得られた。

従来の火力発電に比べ熱効率が２〜３％高くなります。また、部分負荷でもガスタービンの運転台数を減らすことにより、運転中の設備を熱効率の高い定格負荷付近で運転することが出来るため、プラント全体として高い熱効率が維持出来た。

複合発電は、起動停止が短時間で容易なガスタービンと小型で単純な蒸気タービンの組み合わせで成立っており、このため、出力調整が容易に出来、需要の変化に即応した中間負荷火力として最適である。

ガスタービンの信頼性は、最近の技術の発展により飛躍的に増大しており、また、複合発電プラントは、小容量機の組み合わせでシステムを構成しているので、万一故障が発生してもその影響を局部にとどめることが出来、信頼性の高い電源である。

複合発電の蒸気タービンの分担する出力は、プラント全体の約３分の１と小さいため、温排水量は同容量の従来汽力に比べ７割程度となる。

引張強さと（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図である。 衝撃値と（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図である。 引張強さと焼入温度との関係を示す線図である。 引張強さと焼戻温度との関係を示す線図である。 衝撃値と焼入温度との関係を示す線図である。 衝撃値と焼戻温度との関係を示す線図である。 衝撃値と引張強さとの関係を示す線図である。 ０．２％耐力と引張強さとの関係を示す線図である。 ０．２％耐力と０．０２％耐力との関係を示す線図である。 加熱後の衝撃値とＮｉとの関係を示す線図である。 本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンの断面図である。 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の断面図である。 本発明に係る高低圧一体型蒸気タービンの断面図である。 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の断面図である。 本発明に係る最終段動翼の斜視図である。 本発明に係る動翼先端部の斜視図である。 本発明に係る複合発電プラントの全体図である。 本発明に係るガスタービンの断面図である。

符号の説明

１，２１…蒸気入口、２…蒸気出口、３…高低圧一体型ロータシャフト、４…動翼、５…コントロールバルブ、６…ケーシング、７…静翼、８…発電機、１２…軸受、１４…内部ケーシング、１５…外部ケーシング、２２…高圧蒸気出口、２３…再熱蒸気入口、２４…低圧蒸気入口、３０…タービンスタブシャフト、３３…タービンブレード、３４…タービンディスク、３６…コンプレッサディスク、３７…コンプレッサブレード、３８…タービンスペーサ、４０…タービンノズル、４３…タービンスタッキングボルト。

Claims (8)

1. 重量で、Ｃ０．１３〜０．２％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ１．００％以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．８〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト系鋼からなり、その室温の引張強さが１１７６.７Ｎ／ｍｍ^２以上であり、〔翼部長さ（インチ）×蒸気タービン回転数（ｒｐｍ）〕が１２０,０００以上であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン用動翼。
2. 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動翼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た高低圧一体型蒸気タービンにおいて、重量で、Ｃ０．１３〜０．２％，Ｓｉ０．２５％以下，Ｍｎ０．９０％ 以下，Ｃｒ８．０〜１３．０％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１．８〜３．０％，Ｖ０．０５〜０．３５％，Ｎｂ及びＴａの一種又は二種の合計量が０．０２〜０．２０％、及びＮ０．０２〜０．１０％を含有するマルテンサイト系鋼からなり、その室温の引張強さが１１７６.７Ｎ／ｍｍ^２以上であり、〔翼部長さ（インチ）×蒸気タービン回転数（ｒｐｍ）〕が１２０,０００以上である前記動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
3. 請求項２において、前記回転数３０００ｒｐｍに対して前記翼部長さが４０インチ以上、又は、前記回転数３６００ｒｐｍに対して前記翼部長さが３３.３インチ以上であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
4. 請求項２又は３おいて、初段動翼への蒸気入口温度が５３０℃以上であり、前記ロータシャフトは高圧側のクリープ破断強度が低圧側のクリープ破断強度より高く又は低圧側の靭性が高圧側の靭性より高いベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼よりなることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
5. 請求項２〜４のいずれかにおいて、前記ロータシャフトは、重量で、Ｃ０．１８〜０．２８％，Ｓｉ０．１％以下，Ｍｎ０．１〜０．３％，Ｃｒ１．５〜２．５％，Ｎｉ１．５〜２．５％，Ｍｏ１〜２％，Ｖ０．１〜０．３５％，Ｏ０．００３％以下を含有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼からなることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
6. 請求項２〜５のいずれかにおいて、前記ロータシャフトは、前記高圧側の初段動翼を植設する部分の中心部において５３８℃，１０万時間クリープ破断強度が１１７.６Ｎ／ｍｍ^２以上及び前記低圧側の最終段動翼を植設する部分の中心部において室温引張強さが８２３.７Ｎ／ｍｍ^２以上で、前記中心部において５０％脆性破面遷移温度が３５℃以下、ＦＡＴＴが２０℃以下及び室温のＶノッチ衝撃値が３９.２×１０ ^４ Ｊ/ｍ^２以上の少なくとも１つの特性を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
7. 高速で流れる燃焼ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される高低圧一体型蒸気タービンと、前記ガスタービン及び高低圧一体型蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおいて、前記高低圧一体型蒸気タービンは請求項２〜５のいずれかに記載の高低圧一体型蒸気タービンからなることを特徴とする複合発電プラント。
8. 請求項７において、前記ガスタービンは、ブレードが３段以上、前記燃焼ガスのタービン入口温度が１２００℃以上、前記ガスタービン出口の排ガス温度が５３０℃以上であり、前記排熱回収ボイラによって５３０℃以上の前記水蒸気を形成し、前記高低圧一体型蒸気タービンは初段動翼入口の前記水蒸気温度が５３０℃以上であることを特徴とする複合発電プラント。

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