JP5764503B2 - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼、それを用いた蒸気タービン長翼、タービンロータ及び蒸気タービン - Google Patents

Description

本発明は、優れた組織の安定性、強度、靭性及び耐食性を備え、サブゼロ処理を必要としない、生産性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、それを適用した蒸気タービン長翼、タービンロータ、蒸気タービン及び発電プラントに関する。

近年、省エネルギー（例えば、化石燃料の節約）および地球温暖化防止（例えば、ＣＯ₂ガスの発生量抑制）の観点から火力発電プラントの効率向上（例えば、蒸気タービンにおける効率向上）が望まれている。蒸気タービンの効率を向上させる有効な手段の１つとして、蒸気タービン長翼の長大化がある。また、蒸気タービン長翼の長大化は、車室数の低減によって設備建設期間の短縮やそれによるコスト削減という副次的な効果も期待できる。

蒸気タービンの信頼性を向上するために機械的性質と耐食性の両方に優れる長翼材が求められている。析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼はＣｒ添加量が多くＣ添加量が少ないため耐食性に優れるが、強度と靭性のバランスが悪い（例えば特許文献１参照）。

高強度化のために析出物形成元素の添加量を増した材料では、マルテンサイト変態終了点（マルテンサイト変態終了温度点）が低いために、均一マルテンサイト組織を得るためにドライアイスで冷却するサブゼロ処理が必須となるなど生産性に問題がある（例えば特許文献２参照）。

特開２００５−１９４６２６号公報 特開２００８−５４６９１２号公報

本発明の目的は、組織の安定性、強度、靭性及び耐食性に優れ、サブゼロ処理を必要としない、生産性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、それを用いた蒸気タービン長翼を提供することにある。

本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、質量で、０．１％以下のＣ、０．１％以下のＮ、９．０％以上１４．０％以下のＣｒ、９．０％以上１４．０％以下のＮｉ、０．５％以上２．５％以下のＭｏ、０．５％以下のＳｉ、１．０％以下のＭｎ、０．２５％以上１．７５％以下のＴｉ、０．２５％以上１．７５％以下のＡｌを含み、Ｎｂ、Ｖ及びＴａの合計添加量が、０％超０．５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、サブゼロ処理を行わず、９００〜１０００℃の温度範囲での溶体化処理及び５００〜６００℃の温度範囲での時効処理を行ったものであり、マルテンサイト変態終了温度に係るパラメータＡと、マルテンサイト組織の安定性に係るパラメータＢが、４．０≦Ａ≦１０．０かつ２．０≦Ｂ≦７．０を満足することを特徴とする。
Ａ：（Ｃｒ＋２．２Ｓｉ＋１．１Ｍｏ＋０．６Ｗ＋４．３Ａｌ＋２．１Ｔｉ）−（Ｎｉ＋３１．２Ｃ＋０．５Ｍｎ＋２７Ｎ＋１．１Ｃｏ）
Ｂ：（１２５−４．０Ｃｒ−６．０Ｎｉ−３．０Ｍｏ＋２．５Ａｌ−１．５Ｗ−３．５Ｍｎ−３．５Ｓｉ−５．５Ｃｏ−２．０Ｔｉ−２２１．５Ｃ−３２１．４Ｎ）

本発明によれば、組織の安定性、強度、靭性及び耐食性に優れ、サブゼロ処理を必要としない生産性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、それを用いた蒸気タービン長翼、タービンロータ及び蒸気タービンを提供することができる。

本発明に係る蒸気タービン長翼の一例を示す斜視模式図である。 本発明に係る低圧段ロータの一例を示す模式図である。 本発明に係る低圧段タービンの一例を示す模式図である。 本発明に係る発電プラントの一例を示す模式図である。 本発明合金に係るパラメータＡとδフェライト、残留オーステナイト析出量の関係を示した図である。 本発明合金に係るパラメータＢとフレッシュマルテンサイト析出量、マルテンサイト変態終了温度の関係を示した図である。 パラメータと発明合金の関係を示した図である。 本発明合金の溶体化温度と機械特性の関係を示した図である。 本発明合金の時効温度と機械特性の関係を示した図である。

以下、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に含まれる成分元素の役割と添加量の規定について説明する。

以下の説明において、成分元素の添加量は％で表わしている。

カーボン（Ｃ）は、クロム炭化物を形成し、炭化物の過剰析出による靭性の低下、粒界近傍のＣｒ濃度低下による耐食性の悪化などが問題となる。また、Ｃはマルテンサイト変態終了温度点を著しく低下させる。このため、Ｃの量は抑制する必要があり、０.１％以下であることが好ましく、０.０５％以下であることがより好ましい。

窒素（Ｎ）は、ＴｉＮやＡｌＮを形成して疲労強度を低下させ、靭性にも悪影響を及ぼす。また、Ｎはマルテンサイト変態終了温度点を著しく低下させる。このため、Ｎの量は抑制する必要があり、０.１％以下であることが好ましく０.０５％以下であることがより好ましい。

クロム（Ｃｒ）は、表面に不動態被膜を形成することで耐食性向上に寄与する元素である。添加の下限を９.０％とすることで耐食性を十分に確保できる。一方で、Ｃｒを過剰に添加するとδフェライトが形成し機械的性質及び耐食性を著しく悪化させるので、上限を１４.０％とした。以上から、Ｃｒの添加量は９.０〜１４.０％とする必要がある。１１.０〜１３.０％が望ましく、特に１１.５〜１２.５％が好ましい。

ニッケル（Ｎｉ）は、δフェライトの形成を抑制し、またＮｉ−ＴｉおよびＮｉ−Ａｌ化合物の析出硬化により、強度の向上に寄与する元素である。また、焼入れ性、靭性も改善する。上記の効果を十分にするためには、添加の下限を９.０％とする必要がある。一方、添加量が１４.０％を超えると、残留オーステナイトが析出し目標とする引張特性が得られない。以上の点から、Ｎｉの添加量は９.０〜１４.０％とする必要がある。１１.０〜１２.０％がより望ましく、特に１１.２５〜１１.７５％がより好ましい。

モリブデン（Ｍｏ）は、耐食性を向上させる元素である。目標の耐食性を得るためには、少なくとも０.５％の添加が必要であり、一方添加量が２.５％を超えると、δフェライトの形成を助長し却って特性を悪化させる。以上の点から、Ｍｏの添加量は０.５〜２.５％とする必要がある。１.０〜２.０％がより望ましく、特に１.２５〜１.７５％が好ましい。

シリコン（Ｓｉ）は脱酸材であり０.５％以下とするのが好ましい。０.５％を超えるとδフェライトの析出が問題となるためである。０.２５％以下がより望ましく、０.１％以下が特に好ましい。カーボン真空脱酸法、及びエレクトロスラグ溶解法を適用すればＳｉの添加を省くことが可能である。その場合はＳｉを無添加とするのが好ましい。

マンガン（Ｍｎ）は脱酸剤及び脱硫剤であり、またδフェライトの形成を抑制するために少なくとも０.１％以上の添加が必要である。一方、１.０％を超えると靭性が低下するため、Ｍｎの添加量は０.１〜１.０％添加させる必要がある。０.３〜０.８％がより望ましく、特に０.４〜０.７％が更に好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎｉ−Ａｌ化合物を形成し析出硬化に寄与する元素である。析出硬化を十分に発現するためには、少なくとも、０.２５％以上添加する必要がある。添加量が１.７５％を超えると、Ｎｉ−Ａｌ化合物の過剰な析出やδフェライトの形成による機械的性質の低下を引き起こす。以上の点から、Ａｌの添加量は０.２５〜１.７５％とする必要がある。０.５〜１.５％がより望ましく、特に０.７５〜１.２５％が好ましい。

チタン（Ｔｉ）はＮｉ−Ｔｉ化合物を形成し析出硬化に寄与する。上記の効果を十分に得るためには、添加の下限を０.２５％以上とする必要がある。Ｔｉを過剰に添加した場合、δフェライトが形成するので上限を１.７５％とした。このため、Ｔｉの添加量は０.２５〜１.７５％とする必要がある。０.５〜１.５％がより望ましく、特に０.７５〜１.２５％が好ましい。

ＡｌとＴｉの添加量は、合計で０.７５％以上、２.２５％以下とする必要がある。０.７５％より小さい場合、析出硬化が十分でなく目標とする引張強さが得られない。一方、２.２５％より大きい場合は析出硬化が過剰となり靭性が目標を下回る。

ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して強度、耐食性の向上に寄与する元素である。０.０５％より少ないとその効果が不十分で、０.５％以上添加するとδフェライトの形成を助長する。以上の点から、Ｎｂの添加量は０.０５〜０.５％とする必要がある。０.１〜０.４５％がより望ましく、特に０.２〜０.３％が好ましい。

また、バナジウム（Ｖ）、タンタル（Ｔａ）をＮｂに置き換えることもできる。Ｎｂ、Ｖ、及びＴａの２種類、または３種類を複合添加する場合、添加量の合計はＮｂ単独添加と同量にする必要がある。これらの元素の添加は必須ではないが、析出硬化をより顕著にする。

タングステン（Ｗ）はＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。Ｗの添加は必須ではないが、Ｍｏとの複合添加により一層この効果を高めることができる。この場合、ＭｏとＷの添加量の合計はδフェライトの析出を防ぐためにＭｏ単独添加と同量にする必要がある。

コバルト（Ｃｏ）はδフェライトの形成を抑制し、マルテンサイト組織の安定性を改善させる効果がある。Ｃｏの添加量が増加するに従い、残留オーステナイトの析出により目標とする引張特性が得られなくなる。このため、Ｃｏの添加量の上限は１.０％とするのが好ましい。

レニウム（Ｒｅ）は、固溶強化により強度を向上するとともに、靭性、耐食性の向上にも寄与する元素である。しかし、Ｒｅは非常に高価であるため、コストの面から１.０％を上限とするのが好ましい。

本発明における不可避的不純物とは、原料にもともと含まれていた、もしくは製造の過程で混入したなどに起因して本発明に含まれる成分であり、意図的に入れたものではない成分を指す。不可避不純物として、例えばＰ、Ｓ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＡｓなどがあり、このうちの少なくとも１種を本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を含むことができる。

また、Ｐ及びＳの低減は、引張特性を損なわずに、靭性を向上できるので極力低減することが好ましい。Ｐ：０.５％以下、Ｓ：０.５％以下とすることが靭性を向上させる観点から好ましい。特に、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.１％以下が好ましい。

Ａｓ、Ｓｂ、及びＳｎを低減することで靭性を改善できる。このため、上記の元素を極力低下することが望ましくＡｓ：０.１％以下、Ｓｂ：０.１％以下、Ｓｎ：０.１％以下が好ましい。特にＡｓ：０.０５％以下、Ｓｂ：０.０５％以下、Ｓｎ：０.０５％以下が好ましい。

上記成分範囲を満足する組成であっても、サブゼロフリーで時効熱処理後の組織を均一焼戻しマルテンサイト組織にするためには下記のパラメータＡ、Ｂが同時に規定範囲内であることを必要とする。なお、ここで言う、均一焼戻しマルテンサイト組織とは、組織中のδフェライト、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトがそれぞれ１０％未満であることを指す。
Ａ：（Ｃｒ＋２．２Ｓｉ＋１．１Ｍｏ＋０．６Ｗ＋４．３Ａｌ＋２．１Ｔｉ）−（Ｎｉ＋３１．２Ｃ＋０．５Ｍｎ＋２７Ｎ＋１．１Ｃｏ）
Ｂ：（１２５−４．０Ｃｒ−６．０Ｎｉ−３．０Ｍｏ＋２．５Ａｌ−１．５Ｗ−３．５Ｍｎ−３．５Ｓｉ−５．５Ｃｏ−２．０Ｔｉ−２２１．５Ｃ−３２１．４Ｎ）
規定範囲：４．０≦Ａ≦１０．０かつ２．０≦Ｂ≦７．０

Ａはマルテンサイト組織の安定性に係るパラメータである。均一焼戻しマルテンサイト組織を得るためには、本発明鋼の成分範囲内において、パラメータＡが４.０以上、１０以下であることが好ましい。δフェライト、残留オーステナイトの析出に伴い引張強さなどの特性が低下するので、安全面の観点からこれらの析出許容量はそれぞれ１.０％、１０％以下とした。パラメータＡが４.０未満のとき残留オーステナイトが１０％以上析出し、また、オーステナイト安定化傾向が強く下記パラメータＢが既定の範囲内でもサブゼロフリーではマルテンサイト変態が終了せず、Ａｃ１温度以下の時効処理でもオーステナイトを１０％以下まで分解できない。また、パラメータＡが１０より大きいときは、δフェライトが１０％以上析出する。

Ｂは発明材の変態温度に係るパラメータで、サブゼロフリーで均一焼戻しマルテンサイト組織を得るための目安であるマルテンサイト変態終了温度が２０℃以上を実現するには、本発明鋼の成分範囲内において、パラメータＢが２.０以上であることが好ましい。一方、パラメータＢが７.０より大きい場合Ａｃ１温度が低くなり、本発明鋼の時効熱処理温度である５００〜６００℃での時効処理時に硬く脆いフレッシュマルテンサイト組織が１０％以上生成し靭性が目標を下回る。

以上により、パラメータＡが４.０以上、１０.０以下、パラメータＢが２.０以上、７.０以下を満足する成分範囲を選択することで、高強度、高靭性および高耐食性を有し、サブゼロフリーで均一焼戻しマルテンサイト組織となる合金を得ることができる。

次に、本発明の熱処理について説明する。

本発明では、９００〜１０００℃、望ましくは９２５〜９７５℃で加熱保持後急冷する溶体化処理を行う必要がある。本発明における溶体化処理とは、析出物の形成に関わるＡｌやＴｉなどの成分を組織中に溶かし込むと同時にマルテンサイト組織を得るための熱処理を指す。また、この過程において、先述したように、組織中に含有されているδフェライトは分解される。溶体化処理に続き、４００〜６００℃で加熱保持後に徐冷する時効処理を行う必要がある。本発明における時効処理とは、溶体化処理を施した後に行うＮｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｔｉ化合物などを組織中に微細析出させることで優れた強度を得るための熱処理を指す。

本発明合金の蒸気タービン長翼への適用について説明する。成形加工、曲がり取りの作業は時効処理後に行うこともできるが、Ｎｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｔｉ化合物などが析出していない溶体化処理直後にこれらの作業を行えば、加工性が良いために高い作業効率が期待できる。

本発明合金を適用した蒸気タービン長翼では、Ｃｏ系合金のステライトをＴＩＧ溶接によって翼先端部に接合することができる。これは、結露した高速の蒸気が衝突することによって翼が損傷するエロージョンから蒸気タービン長翼を保護するための手段である。

その他のステライトの取り付け手段として、銀ロウ付けや、プラズマトランスファーアーク、レーザーによる肉盛溶接などがある。エロージョンから蒸気タービン長翼を保護するための他の手段として、窒化チタンコーティングなどにより表面改質をすることもできる。また、翼先端部表面をＡｃ３変態点以上に加熱し空冷により室温まで下げる熱処理を複数回繰り返し結晶粒度６より微細にし、その後の翼全体の時効処理で翼先端部表面のみを高硬度にして耐エロージョンを備えることもできる。本発明合金はある程度の耐エロージョン性を有するので、エロージョンが厳しくない状況下であれば、上記したエロージョン対策を省略しても構わない。

以下、図面を参照して本発明を説明する。

図１は本発明合金を適用した蒸気タービン長翼（符号１０）である。長翼は、蒸気を受ける翼プロファイル部（符号１）、ロータに翼を植え込む翼根部（符号２）、捩りによって隣接する翼と一体化するためのスタブ（符号４）、コンティニュアスカバー（符号５）から構成される。この蒸気タービン長翼は翼根部が逆クリスマスツリー形状のアキシャルエントリータイプである。また、エロージョンシールド（符号３）の一例としてステライト板が接合されている。その他のステライトの取り付け手段として、銀ロウ付けや、プラズマトランスファーアーク、レーザーによる肉盛溶接などがある。窒化チタンコーティングなどにより表面改質をすることもできる。また、本発明合金はある程度の耐エロージョン性を有するので、エロージョンが厳しくない状況下であれば、上記したエロージョン対策を省略しても構わない。

図２は本発明の長翼を適用した低圧段ロータ（符号２０）を示す。この低圧段ロータは複流構造のものであり、長翼は左右対称に長翼植込み部（符号２１）に複数段にわたって設置される。前述した長翼は最終段に設置されるものである。

図３は本発明の低圧段ロータを適用した低圧段蒸気タービン（符号３０）を示す。蒸気タービン長翼（符号３１）は、ノズル（符号３２）によって導かれる蒸気を受けることで回転する。ロータは軸受け（符号３３）によって支持される。

図４は本発明の低圧段蒸気タービンを適用した発電プラント（符号４０）である。ボイラ（符号４１）で発生した高温高圧蒸気は高圧段タービン（符号４２）で仕事をした後、ボイラで再加熱される。再加熱された蒸気は中圧段タービン（符号４３）で仕事をした後、更に低圧段タービン（符号４４）で仕事をする。蒸気タービンで発生した仕事は、発電機（符号４５）で電力に変えられる。低圧段タービンを出た蒸気は、復水器（符号４６）に導かれる。

以下、実施例を説明する。

〔実施例〕

本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の化学組成と、引張強さ、０.０２％耐力、シャルピー衝撃吸収エネルギー、孔食電位、ミクロ組織観察およびマルテンサイト変態終了点の関係性を評価するために、供試材を作製した。

表１に、各供試材の化学組成を示す。

はじめに、表１に示す組成となるように、高周波真空溶解炉（５.０×１０^-3Ｐａ以下、１６００℃以上）を用いて原料を溶解した。得られた鋳塊に対して、プレス鍛造機およびハンマ鍛造機を用いて熱間鍛造を行い、幅×厚さ×長さ＝１００mm×３０mm×１０００mmの角材に成形した。次に、この角材を幅×厚さ×長さ＝５０mm×３０mm×１２０mmに切断加工してステンレス鋼出発材とした。

次に、各ステンレス鋼出発材に対して、ボックス電気炉を用いて種々の熱処理を施した。合金１〜１４には、溶体化熱処理として９５０℃で１時間保持した後に室温の水に浸漬する水急冷を行った。次いで、時効熱処理として５００℃で２時間保持した後に室温の大気中に取り出す空冷を行った。

上記で得られた各試料に対して、引張強さ、シャルピー衝撃吸収エネルギー、孔食電位、ミクロ組織観察、マルテンサイト変態終了点の評価試験をそれぞれ実施した。各評価試験の概要について説明する。

引張強さおよび０.０２％耐力の測定は、前記で得られた各試料から試験片（評点間距離３０mm、外径６mm）を用意しＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して室温で引張試験を行った。引張強さ、０.０２％耐力の判定基準は、それぞれ、１２０kgf／cm²以上、９０kgf／cm²以上を「合格」とし、その値未満を「不合格」とした。

シャルピー衝撃吸収エネルギーの測定は、前記で得られた各試料から２mmのＶノッチを有する試験片を用意しＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して室温でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃吸収エネルギーの判定基準は、２０Ｊ以上を「合格」とし、その値未満を「不合格」とした。

孔食電位の評価は、前記で得られた各試料から板状の試験片（長さ１５mm、幅１５mm、厚さ３mm）を用意した。試験液は３.０％ＮａＣｌ溶液、溶液の温度は３０℃、掃引速度は２０ｍＶ／minの条件で評価を実施した。孔食電位の判定基準は、１５０ｍＶ以上を「合格」とし、その値未満を「不合格」とした。

ミクロ組織の判定基準は、δフェライト、残留オーステナイト、およびフレッシュマルテンサイトの析出量がそれぞれ１.０％、１０％、１０％以下である均一焼戻しマルテンサイト組織を有するものを「合格」とした。それ以外を「不合格」とした。δフェライト析出量の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５５に記載の点算法に準拠した。残留オーステナイト析出量の測定は、Ｘ線回折により行った。また、フレッシュマルテンサイト析出量の測定は、透過電子顕微鏡観察により行った。

マルテンサイト変態終了点の評価は、熱膨張測定により実施した。円柱状の試験片（φ３.０×Ｌ１０）を用意し、０℃から加熱して行き９５０℃で３０分保持したのちに−１００℃まで冷却する温度サイクルとし、加熱および冷却速度は１００℃／minで、アルゴン雰囲気下にて評価した。マルテンサイト変態終了点の合格基準は２０℃以上とした。

各材料の試験結果を表２に示す。

本発明に係る合金１〜８は、各成分、パラメータともに規定範囲内であり、引張強さ、０.０２％耐力およびシャルピー衝撃吸収エネルギーの機械的特性も合格であった。さらに、孔食電位も良好な結果が得られた。また、金属組織中にδフェライト相、残留オーステナイト相やフレッシュマルテンサイトは確認されず、均一焼戻しマルテンサイト組織となっていることが確認された。マルテンサイト変態終了点も２０℃以上であり、合格であった。

合金９の各成分は規定範囲内であるが、パラメータＡが１０より大きくδフェライトの析出が１.０％以上観察され不合格であった。また、他の特性も不合格であった。

合金１０の各成分は規定範囲内であるが、パラメータＡが４より小さく組織中に残留オーステナイトの析出が１０％以上観察され不合格であった。衝撃吸収エネルギー以外の特性も不合格であった。

合金１１の各成分は規定範囲内であるが、パラメータＢが２.０以下でありマルテンサイト変態終了点が２０℃以下であり、組織中に残留オーステナイトの析出が１０％以上観察され不合格であった。衝撃吸収エネルギー以外の特性も不合格であった。

合金１２の各成分は規定範囲内であるが、パラメータＢが７.０以上でありフレッシュマルテンサイトが１０％以上析出したため不合格であった。衝撃吸収エネルギーも不合格であった。

合金１３の各成分、パラメータは規定範囲内であるが、ＡｌとＴｉの合計量が質量で２.２５％以上であり析出物が過剰であり衝撃吸収エネルギーが不合格であった。

合金１４の各成分、パラメータは規定範囲内であるが、ＡｌとＴｉの合計量が質量で０.５％以下であり析出物が少なく、衝撃吸収エネルギーが不合格であった。

図５は表１の各合金のパラメータＡとδフェライト、残留オーステナイト析出量の関係を示す。発明の目標であるδフェライト析出量１.０％以下、残留オーステナイト析出量１０％以下であることを達成するには、パラメータＡは４以上、１０以下である必要がある。

図６はパラメータＢとマルテンサイト変態終了温度の関係を示す。発明の目標であるマルテンサイト変態終了点が２０℃以上、フレッシュマルテンサイト析出量１０％以下であることを達成するには、パラメータＢは２.０以上、７.０以下である必要がある。

図７は、表１の各合金とパラメータＡ、パラメータＢの関係を示す。網掛けで示した部分がＡ、Ｂともに好適な範囲である。比較合金、公知例の合金で網掛け部分内に入るものもあるが、合金設計思想が異なるので、各元素の添加範囲が本発明の請求範囲とも異なっている。

（熱処理条件の検討）
発明合金１を用いて溶体化熱処理および時効熱処理の熱処理条件の検討を行った。溶体化温度と機械特性の関係を検討した結果を図７に示す。時効条件を５００℃で２時間保持し空冷とした場合、溶体化温度が１０００℃を超えるとδフェライト過剰、結晶粒度粗大化などにより、引張強さ、０.０２％耐力、シャルピー衝撃吸収エネルギー、ミクロ組織が不合格になった。また、溶体化温度が９００℃より低い場合は、未固溶な析出物が増加することで機械的強度も不合格になった。すなわち、溶体化温度は、９００〜１０００℃が好ましいことが確認された。９２５〜９７５℃がより好ましい。

時効温度と機械特性の関係を検討した結果を図７に示す。時効温度が４５０℃では衝撃吸収エネルギーが不合格になり、時効温度が６５０℃では引張強さ、０.２％耐力が不合格になった。すなわち、時効温度は、５００〜６００℃が好ましいことが確認された。引張特性とシャルピー衝撃吸収エネルギーのバランスの観点から、より好ましくは５２５〜５７５℃であり、更に好ましくは５４０〜５６０℃である。

本発明合金を用いた蒸気タービン長翼について説明する。本実施形態では、発明材である表１記載の合金１を用いて翼長が４８インチのアクシャルエントリー型蒸気タービン長翼を作成した。長翼の作製方法として、まず、５.０×１０^-3Ｐａ以下の高真空状態で、Ｃ＋Ｏ→ＣＯとなる化学反応によって溶鋼を脱酸する真空カーボン脱酸を行った。続いて、鍛伸により電極棒に成形した。この電極棒を溶融スラグに浸漬し電流を流した際に発生するジュール熱で自己溶解させ、水冷鋳型内で凝固させ高品位の鋼塊を得るエレクトロスラグ再溶解を行った。次に、熱間鍛造を行った後に４８インチ翼型によって型打ち鍛造を行った。この後に、溶体化処理として、９８０℃で２.０時間加熱保持後、送風機で急冷する強制冷却した。次に、切削工程を経て所定の形状に加工し、続いて時効処理として５５０℃で４.０時間加熱保持後、空冷した。最終的な仕上げ加工として、曲がり取りや表面の研磨を行い、４８インチの長翼とした。

以上の工程により、得られた蒸気タービン長翼の先端、中央、及び根部から試験片をそれぞれ採取し、実施例１と同様の評価試験を行った。採取した試験片の方向は翼の長さ方向である。

各部位のミクロ組織は均一マルテンサイト組織であり、残留オーステナイトは観察されず、δフェライトも１.０％以下であった。また、引張強さ、０.０２％耐力、シャルピー衝撃値、孔食電位、およびマルテンサイト変態終了温度は採取位置によらず目標を全て満足した。

本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、マルテンサイト組織の安定性に優れ、高強度、高靭性及び高耐食性を兼備する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼であるため蒸気タービン長翼に適用することができる。また、ガスタービン圧縮機用の翼などにも適用できる。

１ 翼プロフィール部
２ 翼根部
３ エロージョンシールド
４ スタブ
５ コンティニュアスカバー
１０、３１ 蒸気タービン長翼
２０ 一体型低圧段タービンロータ
２１ 蒸気タービン長翼植込み部
３０ 一体型低圧段タービン
３２ ノズル
３３ 軸受け
４０ 発電プラント
４１ ボイラ
４２ 高圧段タービン
４３ 中圧段タービン
４４ 低圧段タービン
４５ 発電機
４６ 復水器

Claims (9)

1. 質量で、０．１％以下のＣ、０．１％以下のＮ、９．０％以上１４．０％以下のＣｒ、９．０％以上１４．０％以下のＮｉ、０．５％以上２．５％以下のＭｏ、０．５％以下のＳｉ、１．０％以下のＭｎ、０．２５％以上１．７５％以下のＴｉ、０．２５％以上１．７５％以下のＡｌを含み、Ｎｂ、Ｖ及びＴａの合計添加量が、０％超０．５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、
   サブゼロ処理を行わず、９００〜１０００℃の温度範囲での溶体化処理及び５００〜６００℃の温度範囲での時効処理を行ったものであり、
   マルテンサイト変態終了温度に係るパラメータＡと、マルテンサイト組織の安定性に係るパラメータＢが、４．０≦Ａ≦１０．０かつ２．０≦Ｂ≦７．０を満足することを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
   Ａ：（Ｃｒ＋２．２Ｓｉ＋１．１Ｍｏ＋０．６Ｗ＋４．３Ａｌ＋２．１Ｔｉ）−（Ｎｉ＋３１．２Ｃ＋０．５Ｍｎ＋２７Ｎ＋１．１Ｃｏ）
   Ｂ：（１２５−４．０Ｃｒ−６．０Ｎｉ−３．０Ｍｏ＋２．５Ａｌ−１．５Ｗ−３．５Ｍｎ−３．５Ｓｉ−５．５Ｃｏ−２．０Ｔｉ−２２１．５Ｃ−３２１．４Ｎ）
2. 請求項１において、ＡｌとＴｉの合計添加量が、質量で、０．７５％以上、２．２５％以下であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
3. 請求項１又は２のいずれかにおいて、さらに、Ｗを含み、ＭｏとＷの合計量が、０．５％以上２．５％以下であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
4. 請求項１乃至３のいずれかにおいて、さらに、質量で、Ｃｏ：１．０％以下、Ｒｅ：１０％以下含むことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
5. 請求項１乃至４のいずれかにおいて、前記不可避不純物がＳ、Ｐ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＡｓから選ばれる少なくとも１種であり、質量で、Ｓ：０．５％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．１％以下であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
6. 請求項１乃至５のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を用いることを特徴とする蒸気タービン長翼。
7. 請求項６において、翼先端部に、Ｃｏ系合金のステライト板が接合されていることを特徴とする蒸気タービン長翼。
8. 請求項６または７に記載の蒸気タービン長翼を備えたことを特徴とするタービンロータ。
9. 請求項８に記載のタービンロータを備えたことを特徴とする蒸気タービン。