JP6672205B2

JP6672205B2 - Cast steel, nozzle plate, method of manufacturing nozzle plate, and stator blade cascade

Info

Publication number: JP6672205B2
Application number: JP2017048927A
Authority: JP
Inventors: 泰弘葛貫; 基貴吉川; 石井　龍一; 龍一石井
Original assignee: Toshiba Corp; Toshiba Energy Systems and Solutions Corp
Current assignee: Toshiba Corp; Toshiba Energy Systems and Solutions Corp
Priority date: 2017-03-14
Filing date: 2017-03-14
Publication date: 2020-03-25
Anticipated expiration: 2037-03-14
Also published as: JP2018150594A

Description

本発明の実施形態は、鋳鋼、ノズル板、ノズル板の製造方法、および、静翼翼列に関する。 An embodiment of the present invention relates to cast steel, a nozzle plate, a method for manufacturing a nozzle plate, and a stationary blade cascade.

蒸気タービンにおいて、静翼翼列は、たとえば、ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪との間に複数のノズル板（静翼）が配置されたノズルダイアフラムによって構成されている。ノズルダイアフラムにおいて、ノズル板は、溶接や溶接以外の手段によって、ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪とのそれぞれに固定されている。 In a steam turbine, a stationary blade cascade is composed of, for example, a nozzle diaphragm in which a plurality of nozzle plates (static blades) are arranged between a diaphragm outer ring and a diaphragm inner ring. In the nozzle diaphragm, the nozzle plate is fixed to each of the diaphragm outer ring and the diaphragm inner ring by welding or means other than welding.

特許第4040922号Patent No. 4040922 特許第3106130号Patent No. 3106130 特開2010-242221号公報JP 2010-242221 A 特開2000-297606号公報JP 2000-297606 A

ノズル板の成形は、一般に、鍛造や圧延で形成された角材について、切削加工を施すことで行われる。このため、上記のようにノズル板を作製する場合には、多くの時間を要する。また、原材料である角材の重量と、最終製品であるノズル板の重量との差が大きいため、歩留まりが低い。このような事情によって、ノズル板の作製は、製造効率が低く、コストの低減が容易でない。つまり、経済性の観点から合理的ではない。 The forming of the nozzle plate is generally performed by cutting a square bar formed by forging or rolling. Therefore, it takes a lot of time to manufacture the nozzle plate as described above. Further, the yield is low because the difference between the weight of the square material as the raw material and the weight of the nozzle plate as the final product is large. Due to such circumstances, manufacturing of the nozzle plate has low manufacturing efficiency and cost reduction is not easy. That is, it is not rational from an economic point of view.

したがって、本発明が解決しようとする課題は、製造効率が高く、コストの低減を容易に実現可能な、鋳鋼、ノズル板、ノズル板の製造方法、および、静翼翼列を提供することである。 Therefore, an object of the present invention is to provide a cast steel, a nozzle plate, a method for manufacturing a nozzle plate, and a vane cascade, which have high manufacturing efficiency and can easily realize cost reduction.

実施形態の鋳鋼は、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：９．０〜１１．０％、Ｍｏ：０．９〜１．１％、Ｖ：０．１５〜０．２５％、Ｗ：０．９〜１．１％、Ｎｂ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物中のＡｌは０．００５％未満である。 The cast steel of the embodiment is, in mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Ni: 0.3 to 0%. 0.8%, Cr: 9.0 to 11.0%, Mo: 0.9 to 1.1%, V: 0.15 to 0.25%, W: 0.9 to 1.1%, Nb: 0.05 to 0.10%, N: 0.015 to 0.03%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. Al in the unavoidable impurities is less than 0.005%.

図１は、本実施形態のノズル板（静翼）で構成された静翼翼列を含む蒸気タービンを模式的に示す図を示している。FIG. 1 is a diagram schematically illustrating a steam turbine including a stationary blade cascade configured by a nozzle plate (static blade) according to the present embodiment.

最初に、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）に関して説明する。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）は、各成分が以下に示す範囲である。 First, the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment will be described. In the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, each component is in the following range.

鋳鋼（Ｍ１）は、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：９．０〜１１．０％、Ｍｏ：０．９〜１．１％、Ｖ：０．１５〜０．２５％、Ｗ：０．９〜１．１％、Ｎｂ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋳鋼（Ｍ１）において、不可避的不純物は、Ａｌ：０．００５％未満である（大気中で鋳造された後の値）。 Cast steel (M1) is, by mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Ni: 0.3 to 0%. 0.8%, Cr: 9.0 to 11.0%, Mo: 0.9 to 1.1%, V: 0.15 to 0.25%, W: 0.9 to 1.1%, Nb: 0.05 to 0.10%, N: 0.015 to 0.03%, the balance being Fe and unavoidable impurities. In the cast steel (M1), the inevitable impurities are Al: less than 0.005% (the value after being cast in the atmosphere).

鋳鋼（Ｍ２）の組成は、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：９．０〜１１．０％、Ｍｏ：０．９〜１．１％、Ｖ：０．１５〜０．２５％、Ｎｂ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋳鋼（Ｍ２）において、不可避的不純物は、Ａｌ：０．００５％未満である（大気中で鋳造された後の値）。つまり、鋳鋼（Ｍ２）は、上記した鋳鋼（Ｍ１）の成分のうち、Ｗ成分を除いたものであって、Ｎｂ成分の含有割合が上記範囲に変更されている。 The composition of the cast steel (M2) is, by mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Ni: 0.3 0.8%, Cr: 9.0 to 11.0%, Mo: 0.9 to 1.1%, V: 0.15 to 0.25%, Nb: 0.05 to 0.20%, N: 0.015 to 0.03%, the balance being Fe and unavoidable impurities. In the cast steel (M2), the inevitable impurities are Al: less than 0.005% (the value after being cast in the atmosphere). That is, the cast steel (M2) is obtained by removing the W component from the components of the cast steel (M1), and the content ratio of the Nb component is changed to the above range.

鋳鋼（Ｍ３）は、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１２．０〜１４．０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋳鋼（Ｍ３）において、不可避的不純物は、Ａｌ：０．００５％未満である（大気中で鋳造された後の値）。つまり、鋳鋼（Ｍ３）は、上記した鋳鋼（Ｍ１）の成分のうち、Ｎｉ成分、Ｍｏ成分、Ｖ成分、Ｗ成分、および、Ｎｂ成分を除いたものであって、Ｃｒ成分の含有割合が上記範囲に変更されている。 Cast steel (M3) is, by mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Cr: 12.0 to 14 0.0%, N: 0.015 to 0.03%, the balance being Fe and inevitable impurities. In the cast steel (M3), unavoidable impurities are Al: less than 0.005% (the value after being cast in the atmosphere). That is, the cast steel (M3) is obtained by removing the Ni component, the Mo component, the V component, the W component, and the Nb component from the components of the above-described cast steel (M1). The range has been changed.

実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）は、異方性がほとんど生じず、均質な機械的特性を備えると共に、経済性に優れる。なお、上記において、「Ｃ：０．１１〜０．１５％」等は、Ｃ元素の含有率が０．１１質量％以上、０．１５質量％以下であること等を示している（以下同様）。 The cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment have almost no anisotropy, have uniform mechanical properties, and are excellent in economic efficiency. In the above description, “C: 0.11 to 0.15%” and the like indicate that the content of the C element is 0.11% by mass or more and 0.15% by mass or less (the same applies hereinafter). ).

実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）において各成分が含有する割合（含有率）を上記範囲に設定した理由に関して説明する。 The reason why the ratio (content ratio) of each component in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment is set in the above range will be described.

・Ｃ（炭素）［（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）…０．１１〜０．１５％］
Ｃは、焼入れ性、および、鋳造時の湯流れ性を確保するために必要な成分であるとともに、析出強化に寄与する炭化物を構成する構成元素として不可欠な成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）において、Ｃの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が小さくなる。Ｃの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、炭化物の凝集が促進されるとともに、鋳造時の偏析傾向が高まるために、補修を含めた溶接性が低下する。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）では、Ｃの含有率が上記範囲に設定されている。 -C (carbon) [(M1), (M2), (M3) ... 0.11-0.15%]
C is a component necessary for ensuring the hardenability and the flowability of the molten metal at the time of casting, and is an indispensable component as a constituent element of carbides that contribute to precipitation strengthening. In the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, when the content of C is less than the lower limit of the above range, the above-described functions and effects are reduced. When the content of C exceeds the upper limit of the above range, agglomeration of carbides is promoted, and the segregation tendency at the time of casting is increased, so that weldability including repair is reduced. For this reason, in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, the C content is set in the above range.

・Ｓｉ（ケイ素）［（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）…０．２０〜０．５０％］
Ｓｉは、脱酸剤として有用であるとともに、溶湯の湯流れ性を改善する成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）において、Ｓｉの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が小さくなる。Ｓｉの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性の低下および脆化が著しく促進される。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）では、Ｓｉの含有率が上記範囲に設定されている。 .Si (silicon) [(M1), (M2), (M3)... 0.20 to 0.50%]
Si is a component that is useful as a deoxidizing agent and improves the flowability of molten metal. In the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, when the Si content is less than the lower limit of the above range, the above-described functions and effects are reduced. When the content of Si exceeds the upper limit of the above range, reduction in toughness and embrittlement are remarkably promoted. Therefore, in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, the Si content is set in the above range.

・Ｍｎ（マンガン）［（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）…０．３〜１．０％］
Ｍｎは、脱硫剤として有用な成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）において、Ｍｎの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、脱硫効果が十分に発現されない。Ｍｎの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、クリープ強度の低下が生ずる。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）では、Ｍｎの含有率が上記範囲に設定されている。 -Mn (manganese) [(M1), (M2), (M3) ... 0.3 to 1.0%]
Mn is a component useful as a desulfurizing agent. In the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, when the Mn content is less than the lower limit of the above range, the desulfurization effect is not sufficiently exhibited. If the Mn content exceeds the upper limit of the above range, the creep strength will decrease. For this reason, in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, the Mn content is set in the above range.

・Ｎｉ（ニッケル）［（Ｍ１），（Ｍ２）…０．３〜０．８％，（Ｍ３）…０．０％］
Ｎｉは、焼入れ性および靭性を向上させる成分であるとともに、フェライトの生成を抑制する効果を有する成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｎｉの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上記の効果が十分に発現されない。Ｎｉの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、クリープ強度の低下が生ずる。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｎｉの含有率が上記範囲に設定されている。 Ni (nickel) [(M1), (M2) ... 0.3-0.8%, (M3) ... 0.0%]
Ni is a component that improves hardenability and toughness, and is a component that has an effect of suppressing the formation of ferrite. In the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, when the Ni content is less than the lower limit of the above range, the above effects are not sufficiently exhibited. If the Ni content exceeds the upper limit of the above range, the creep strength will decrease. Therefore, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, the Ni content is set in the above range.

・Ｃｒ（クロム）［（Ｍ１），（Ｍ２）…９．０〜１１．０％，（Ｍ３）…１２．０〜１４．０％％］
Ｃｒは、耐酸化性および耐食性の向上に有効な成分であるとともに、析出強化に寄与する炭窒化物の構成元素として不可欠な成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｃｒの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、調質熱処理の実施においてＣｒを構成元素として析出する析出物（炭窒化物）が少なくなるため、高温安定性が十分に確保できない場合がある。Ｃｒの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、フェライトが生成される傾向が高まる。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｃｒの含有率が上記範囲に設定されている。これに対して、実施形態の鋳鋼（Ｍ３）においては、フェライト形成元素（Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖなど）を含有していないのでフェライトが生成されにくい。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ３）では、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）の場合よりもＣｒの含有率が高い、上記範囲にすることができる。 Cr (chromium) [(M1), (M2) ... 9.0 to 11.0%, (M3) ... 12.0 to 14.0 %%]
Cr is a component effective for improving oxidation resistance and corrosion resistance, and is also an essential component as a constituent element of carbonitride which contributes to precipitation strengthening. In the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, when the Cr content is less than the lower limit of the above range, the amount of precipitates (carbonitrides) that precipitate as Cr as a constituent element in the heat treatment heat treatment is small. Therefore, high temperature stability may not be sufficiently ensured in some cases. If the Cr content exceeds the upper limit of the above range, the tendency for ferrite to be formed increases. For this reason, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, the Cr content is set in the above range. On the other hand, in the cast steel (M3) of the embodiment, ferrite is not easily generated because it does not contain a ferrite-forming element (Mo, W, Nb, V, etc.). For this reason, in the cast steel (M3) of the embodiment, the content of Cr is higher than in the case of the cast steels (M1) and (M2).

・Ｍｏ（モリブデン）［（Ｍ１），（Ｍ２）…０．９〜１．１％、（Ｍ３）…０．０％］
Ｍｏは、固溶強化に寄与する成分であると共に、炭窒化物の構成元素であって析出強化に寄与する成分である。Ｍｏは、高温環境において長時間の加熱処理が行われるときに、析出物の構成元素になる。しかし、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｍｏの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、固溶強化に寄与するＭｏの量を長時間にわたって高く維持することが困難になる。Ｍｏの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性が低下すると共に、フェライトの生成が促進される。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｍｏの含有率を上記範囲にした。 Mo (molybdenum) [(M1), (M2) ... 0.9 to 1.1%, (M3) ... 0.0%]
Mo is a component that contributes to solid solution strengthening and is a constituent element of carbonitride and a component that contributes to precipitation strengthening. Mo becomes a constituent element of the precipitate when a long-time heat treatment is performed in a high-temperature environment. However, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, when the content of Mo is less than the lower limit of the above range, it is difficult to keep the amount of Mo contributing to solid solution strengthening high for a long time. Become. If the Mo content exceeds the upper limit of the above range, the toughness is reduced and the formation of ferrite is promoted. For this reason, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, the Mo content is set in the above range.

・Ｖ（バナジウム）［（Ｍ１），（Ｍ２）…０．１５〜０．２５％、（Ｍ３）…０．００％］
Ｖは、固溶強化に寄与する成分であると共に、微細な炭窒化物の形成に寄与する成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｖの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が十分でない。Ｖの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性の低下が生ずる。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｖの含有率を上記範囲にした。 V (Vanadium) [(M1), (M2) ... 0.15 to 0.25%, (M3) ... 0.00%]
V is a component that contributes to solid solution strengthening and a component that contributes to the formation of fine carbonitrides. In the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, when the V content is less than the lower limit of the above range, the above-described functions and effects are not sufficient. When the V content exceeds the upper limit of the above range, the toughness is reduced. For this reason, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, the V content is in the above range.

・Ｗ（タングステン）［（Ｍ１）…０．９〜１．１％、（Ｍ２），（Ｍ３）…０．０％］
Ｗは、固溶強化に寄与する成分であると共に、炭窒化物の構成元素であって析出強化に寄与する成分である。Ｗは、特にＭｏと共に複合的に添加された場合には、析出物の高温安定性を著しく高めることができる。Ｗは、高温環境において長時間の加熱処理が行われるときに、析出物の構成元素になる。しかし、実施形態の鋳鋼（Ｍ１）において、Ｗの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、固溶強化に寄与するＷの量を長時間にわたって高く維持することが困難になる。Ｗの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性が低下すると共に、フェライトの生成が促進される。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１）では、Ｗの含有率を上記範囲にした。 -W (tungsten) [(M1): 0.9 to 1.1%, (M2), (M3) ... 0.0%]
W is a component that contributes to solid solution strengthening and is a constituent element of carbonitride and contributes to precipitation strengthening. W can significantly enhance the high-temperature stability of the precipitate, especially when added in combination with Mo. W becomes a constituent element of a precipitate when a long-time heat treatment is performed in a high-temperature environment. However, in the cast steel (M1) of the embodiment, when the content of W is less than the lower limit of the above range, it becomes difficult to keep the amount of W contributing to solid solution strengthening high for a long time. If the W content exceeds the upper limit of the above range, the toughness is reduced and the formation of ferrite is promoted. For this reason, in the cast steel (M1) of the embodiment, the W content is set in the above range.

・Ｎｂ（ニオブ）［（Ｍ１）…０．０５〜０．１０％、（Ｍ２）…０．０５〜０．２０％、（Ｍ３）…０．００％］
Ｎｂは、固溶強化に寄与する成分であると共に、微細な炭窒化物の形成に寄与する。
実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｎｂの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が十分でない。Ｎｂの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が増加する。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｎｂの含有率を上記範囲にした。なお、鋳鋼（Ｍ２）では、Ｗが添加されていないので、鋳鋼（Ｍ１）よりもＮｂ成分の含有率について上限値を大きくすることによって、Ｎｂ炭窒化物による析出強化作用を高めている。 Nb (niobium) [(M1) 0.05 to 0.10%, (M2) 0.05 to 0.20%, (M3) 0.00%]
Nb is a component that contributes to solid solution strengthening and also contributes to the formation of fine carbonitrides.
In the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, when the content of Nb is less than the lower limit of the above range, the above-described functions and effects are not sufficient. When the content of Nb exceeds the upper limit of the above range, the amount of coarse Nb carbonitride increases. For this reason, in the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment, the content of Nb is set in the above range. In addition, in the cast steel (M2), since W is not added, the precipitation strengthening effect of Nb carbonitride is enhanced by increasing the upper limit of the content of the Nb component as compared with the cast steel (M1).

・Ｎ（窒素）［（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）…０．０１５〜０．０５％］
Ｎは、窒化物あるいは炭窒化物を形成することによって析出強化に寄与する成分である。さらに、母相に残存するＮは、固溶強化にも寄与する。Ｎは、大気中で鋳造が行われたときに鋳鋼に溶解して吸収される。実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）において、Ｎの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、調質熱処理の実施によって生成される炭窒化物の生成量が少なくなり、十分でなくなる。Ｎの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、窒化物の粗大化を促進し、析出強化作用が低下するため、成分の調整でＮの含有率を低下させる必要がある。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）では、Ｎの含有率を上記範囲にした。 -N (nitrogen) [(M1), (M2), (M3) ... 0.015 to 0.05%]
N is a component that contributes to precipitation strengthening by forming nitride or carbonitride. Further, N remaining in the matrix contributes to solid solution strengthening. N is dissolved and absorbed in cast steel when casting is performed in the atmosphere. In the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, when the content of N is less than the lower limit of the above range, the amount of carbonitride generated by performing the heat treatment becomes small. Will not be enough. If the N content exceeds the upper limit of the above range, coarsening of the nitride is promoted and the precipitation strengthening effect is reduced. Therefore, it is necessary to reduce the N content by adjusting the components. For this reason, in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, the N content is set in the above range.

・Ａｌ（アルミニウム）［（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）…０．００５％未満］
Ａｌは、脱酸剤として有用な成分である。しかし、Ｎを含有する鋼においては、Ａｌの窒化物が生成されやすい。このため、Ａｌの含有率は、極力、低いことが好ましい。したがって、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）では、不可避的不純物であるＡｌの含有率の上限を上記値にした。・ Al (aluminum) [(M1), (M2), (M3) ... less than 0.005%]
Al is a component useful as a deoxidizing agent. However, in a steel containing N, nitrides of Al are easily generated. Therefore, the content of Al is preferably as low as possible. Therefore, in the cast steels (M1), (M2), and (M3) of the embodiment, the upper limit of the content of Al, which is an unavoidable impurity, is set to the above value.

以下より、実施形態において、上記の鋳鋼で形成されたノズル板に関して説明する。 Hereinafter, in the embodiment, a nozzle plate formed of the above-described cast steel will be described.

本実施形態では、ノズル板は、鋳造で製造される。ここでは、たとえば、大気中において精密鋳造法で鋳造を行うことによって、ノズル板を作製する。 In the present embodiment, the nozzle plate is manufactured by casting. Here, for example, a nozzle plate is manufactured by performing casting by a precision casting method in the atmosphere.

具体的には、ロウ（ワックス）でノズル板の形状に原型を形成する。つぎに、その原型の周囲を鋳砂で覆って固めた後に、ロウを溶解させて除去することで砂型を作製する。つぎに、上記の鋳鋼を構成する各成分を溶解した溶湯を砂型に流し込んだ後に、冷却することで、鋳物（鋳鋼）であるノズル板を形成する。そして、ノズル板について調質熱処理を行う。ここでは、調質熱処理として、焼鈍、焼ならし、焼入れ（冷却）、および、焼戻しを順次行う。最後に、仕上げ加工を行うことによって、ノズル板を完成させる。本実施形態において、上記の鋳鋼で形成されたノズル板は、初期状態において、母相の固溶強化と共に、炭窒化物の析出によって強化されている。 Specifically, a prototype is formed in the shape of a nozzle plate with wax. Next, after the periphery of the prototype is covered with casting sand and solidified, the wax is dissolved and removed to produce a sand mold. Next, the molten metal in which the components constituting the cast steel are dissolved is poured into a sand mold, and then cooled to form a nozzle plate as a casting (cast steel). Then, tempering heat treatment is performed on the nozzle plate. Here, annealing, normalizing, quenching (cooling), and tempering are sequentially performed as the refining heat treatment. Finally, a finishing process is performed to complete the nozzle plate. In the present embodiment, in the initial state, the nozzle plate formed of the above cast steel is strengthened by solid solution strengthening of the matrix and precipitation of carbonitride.

上記の鋳鋼で形成されたノズル板を精密鋳造法で作製することで、製作期間を短縮化することができる。たとえば、鍛造や圧延で形成された角材について切削加工を施すことでノズル板を作製する場合には、７〜９ヶ月の製作期間が必要になる。これに対して、上記の鋳鋼で形成されたノズル板を精密鋳造法で作製する場合には、製作期間は、２〜３ヶ月であり、製作期間を効果的に短縮することができる。 The production period can be shortened by producing the nozzle plate made of the above-mentioned cast steel by a precision casting method. For example, when a nozzle plate is manufactured by cutting a square bar formed by forging or rolling, a manufacturing period of 7 to 9 months is required. On the other hand, when the nozzle plate made of the above-described cast steel is manufactured by the precision casting method, the manufacturing period is two to three months, and the manufacturing period can be shortened effectively.

本実施形態のノズル板は、マルテンサイト単相組織で構成されており、析出物を含む。析出物は、調質熱処理によって意図的に析出させた炭窒化物である。調質熱処理の実施により、母相に存在する各元素が、Ｍ_２Ｃ型、ＭＣ型、および、Ｍ_２３Ｃ_６型の析出物として析出することで、強度の向上や強度の維持に寄与する。Ｍ_２Ｃ型、ＭＣ型、および、Ｍ_２３Ｃ_６型において、Ｍは、金属元素を示している。Ｍ_２Ｃ型およびＭ_２３Ｃ_６型では、Ｍは、主に、Ｃｒ、Ｆｅであって、他に、Ｍｏ、Ｗである場合がある（たとえば、（Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｗ）_２３（Ｃ，Ｎ）_６））。ＭＣ型では、Ｍは、主に、Ｖ、Ｎｂである。 The nozzle plate of the present embodiment is configured with a martensite single-phase structure and contains a precipitate. The precipitate is a carbonitride that is intentionally precipitated by a tempering heat treatment. By performing the refining heat treatment, each element present in the parent phase is precipitated as M ₂ C-type, MC-type, and M ₂₃ C _6- type precipitates, thereby contributing to improvement in strength and maintenance of strength. . In the M ₂ C type, the MC type, and the M ₂₃ C ₆ type, M represents a metal element. In the M ₂ C type and the M ₂₃ C ₆ type, M is mainly Cr and Fe, and may be Mo or W (for example, (Cr, Fe, Mo, W) ₂₃ ( C, N) ₆ )). In the MC type, M is mainly V and Nb.

鋳鋼（Ｍ１）で形成されたノズル板（Ｎ１）において析出物を構成する各成分の割合は、質量％で、Ｆｅ：０．５〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｗ：０．３〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％であることが好ましい。 In the nozzle plate (N1) formed of the cast steel (M1), the proportions of the components constituting the precipitates are, in mass%, Fe: 0.5 to 0.8%, Cr: 1.0 to 1.5%. , Mo: 0.3 to 0.5%, W: 0.3 to 0.5%, V: 0.05 to 0.10%, and Nb: 0.02 to 0.10%.

鋳鋼（Ｍ２）で形成されたノズル板（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合は、質量％で、Ｆｅ：０．５〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０４〜０．１２％であることが好ましい。 In the nozzle plate (N2) formed of cast steel (M2), the proportions of the components constituting the precipitates are, in mass%, Fe: 0.5 to 0.8%, Cr: 1.0 to 1.5%. , Mo: 0.3 to 0.5%, V: 0.05 to 0.10%, and Nb: 0.04 to 0.12%.

析出物の測定および同定は、以下の方法で行うことができる。まず、試料の重量Ｘ１（溶解前）を計測する。そして、混合液（メタノール、アセチルアセトン、テトラメチルアンモニウムクロライド）中に試料を入れ、試料の母相を電解によって混合液に溶解させる。これにより、混合液において、試料の残渣を析出物として単離する。そして、その試料の析出物（残渣）を洗浄し、その試料の析出物について重量Ｘ２を計測する。また、試料の析出物に関してＸ線分析法などの分析を行うことで、試料の析出物を構成する成分について同定を行うと共に定量化を行う。これにより、溶解後の試料（析出物）を構成する各成分の割合Ｒｍ（％）を求める。そして、溶解前の試料（母相と析出物）の重量Ｘ１と、溶解後の試料（析出物）の重量Ｘ１と、溶解後の試料（析出物）を構成する各成分の割合Ｒ１（％）とのデータを用いて、鋳鋼（ノズル板）において析出物を構成する各成分の割合Ｒ２（鋳鋼（ノズル板）の全体重量を１００質量％にした場合の割合）を算出することができる（下記式（Ａ）参照）。
Ｒ２＝（Ｘ２／Ｘ１）・Ｒ１・・・式（Ａ） The measurement and identification of the precipitate can be performed by the following method. First, the weight X1 (before dissolution) of the sample is measured. Then, the sample is placed in a mixture (methanol, acetylacetone, tetramethylammonium chloride), and the mother phase of the sample is dissolved in the mixture by electrolysis. Thereby, the residue of the sample is isolated as a precipitate in the mixed solution. Then, the precipitate (residue) of the sample is washed, and the weight X2 of the precipitate of the sample is measured. Further, by analyzing the precipitates of the sample such as X-ray analysis, components constituting the precipitates of the sample are identified and quantified. Thereby, the ratio Rm (%) of each component constituting the dissolved sample (precipitate) is determined. Then, the weight X1 of the sample (parent phase and precipitate) before dissolution, the weight X1 of the sample (precipitate) after dissolution, and the ratio R1 (%) of each component constituting the sample (precipitate) after dissolution Can be used to calculate the ratio R2 of each component constituting the precipitate in the cast steel (nozzle plate) (the ratio when the total weight of the cast steel (nozzle plate) is 100% by mass) (described below). Formula (A)).
R2 = (X2 / X1) · R1 Formula (A)

実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）で形成されたノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合を、上記範囲に設定した理由に関して説明する。 The reason why the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plates (N1) and (N2) formed of the cast steels (M1) and (M2) of the embodiment is set in the above range will be described.

・Ｆｅ［（Ｎ１），（Ｎ２）…０．５〜０．８％］
析出物において、Ｆｅは、主として、Ｍ_２３Ｃ_６型析出物を構成する構成元素であって、析出物の安定化に寄与する成分である。ノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において析出物を構成するＦｅの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の析出が十分でなく、安定性が低下する。つまり、析出強化の作用が十分に働かない。これに対して、Ｆｅの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、析出物が粗大化するため、高温特性を十分に発揮することができなくなる。このため、実施形態のノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）では、析出物を構成するＦｅの含有率が上記範囲に設定されている。 -Fe [(N1), (N2) ... 0.5-0.8%]
In the precipitate, Fe is a constituent element that mainly constitutes the M ₂₃ C ₆ type precipitate and a component that contributes to stabilization of the precipitate. When the content of Fe constituting the precipitate in the nozzle plates (N1) and (N2) is less than the lower limit of the above range, the precipitation of the precipitate is not sufficient, and the stability is reduced. That is, the effect of precipitation strengthening does not work sufficiently. On the other hand, if the Fe content exceeds the upper limit of the above range, the precipitates become coarse, so that the high-temperature characteristics cannot be sufficiently exhibited. For this reason, in the nozzle plates (N1) and (N2) of the embodiment, the Fe content of the precipitate is set in the above range.

・Ｃｒ［（Ｎ１），（Ｎ２）…１．０〜１．５％］
析出物において、Ｃｒは、主として、Ｍ_２３Ｃ_６型析出物、および、Ｍ_２Ｃ型析出物を構成する構成元素である。Ｃｒは、析出強化に寄与するとともに、析出物の高温安定性を高める成分である。ノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において析出物を構成するＣｒの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の析出が十分でない。つまり、析出強化作用が十分に働かない。これに対して、Ｃｒの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、微細なＭ_２Ｃ型析出物の変態および粗大化が誘発されるため、析出強化作用が十分に働かない。このため、実施形態のノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）では、析出物を構成するＣｒの含有率が上記範囲に設定されている。・ Cr [(N1), (N2) ... 1.0 to 1.5%]
In the precipitates, Cr is a constituent element mainly constituting the M ₂₃ C ₆ type precipitates and the M ₂ C type precipitates. Cr is a component that contributes to precipitation strengthening and enhances the high-temperature stability of precipitates. If the Cr content of the precipitates in the nozzle plates (N1) and (N2) is less than the lower limit of the above range, the precipitation of the precipitates is not sufficient. That is, the precipitation strengthening effect does not work sufficiently. On the other hand, when the Cr content exceeds the upper limit of the above range, the transformation and coarsening of fine M ₂ C-type precipitates are induced, so that the precipitation strengthening effect does not work sufficiently. For this reason, in the nozzle plates (N1) and (N2) of the embodiment, the Cr content of the precipitate is set in the above range.

・Ｍｏ［（Ｎ１），（Ｎ２）…０．３〜０．５％］
析出物において、Ｍｏは、主として、Ｍ_２３Ｃ_６型析出物およびＭ_２Ｃ型析出物の一部に置換される構成元素である。Ｍｏは、析出物の高温安定性を高める成分である。ノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において析出物を構成するＭｏの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の安定性が低くなる。これに対して、Ｍｏの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、母相においてＭｏが固溶した固溶量が少なくなるので、高温における固溶強化作用が十分でなくなる。このため、実施形態のノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）では、析出物を構成するＭｏの含有率が上記範囲に設定されている。・ Mo [(N1), (N2) ... 0.3-0.5%]
In the precipitate, Mo is a constituent element that is mainly substituted by a part of the M ₂₃ C ₆ type precipitate and the M ₂ C type precipitate. Mo is a component that enhances the high-temperature stability of the precipitate. When the content of Mo constituting the precipitate in the nozzle plates (N1) and (N2) is less than the lower limit of the above range, the stability of the precipitate is reduced. On the other hand, when the content of Mo exceeds the upper limit of the above range, the amount of solid solution of Mo in the mother phase becomes small, so that the solid solution strengthening action at high temperature becomes insufficient. For this reason, in the nozzle plates (N1) and (N2) of the embodiment, the Mo content of the precipitate is set in the above range.

・Ｗ［（Ｎ１）…０．３〜０．５％，（Ｎ２）…０．０％］
析出物において、Ｗは、主として、Ｍ_２３Ｃ_６型析出物およびＭ_２Ｃ型析出物の一部に置換される構成元素である。Ｗは、析出物の高温安定性を高める成分である。ノズル板（Ｎ１）において析出物を構成するＷの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の安定性が低くなる。これに対して、Ｗの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、母相においてＷが固溶した固溶量が少なくなるので、高温における固溶強化作用が十分でなくなる。このため、実施形態のノズル板（Ｎ１）では、析出物を構成するＷの含有率が上記範囲に設定されている。・ W [(N1) ... 0.3-0.5%, (N2) ... 0.0%]
In the precipitate, W is a constituent element mainly substituted for a part of the M ₂₃ C ₆ type precipitate and the M ₂ C type precipitate. W is a component that enhances the high-temperature stability of the precipitate. When the content of W constituting the precipitate in the nozzle plate (N1) is less than the lower limit of the above range, the stability of the precipitate becomes low. On the other hand, when the content of W exceeds the upper limit of the above range, the amount of solid solution of W in the matrix phase decreases, and the solid solution strengthening action at high temperatures becomes insufficient. For this reason, in the nozzle plate (N1) of the embodiment, the content of W constituting the precipitate is set in the above range.

・Ｖ［（Ｎ１），（Ｎ２）…０．０５〜０．１０％］
析出物において、Ｖは、主として、ＭＣ型析出物およびＭ_２Ｃ型析出物の一部に置換される構成元素である。Ｖは、析出物の高温安定性を高める成分である。ノズル板
において析出物を構成するＶの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の安定性が低くなる。これに対して、Ｖの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、Ｍ_２Ｃ型析出物が粗大化するため、高温特性を十分に発揮できなくなる。このため、実施形態のノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）では、析出物を構成するＶの含有率が上記範囲に設定されている。・ V [(N1), (N2) ... 0.05 to 0.10%]
In the precipitate, V is a constituent element mainly substituted for a part of the MC type precipitate and the M ₂ C type precipitate. V is a component that enhances the high-temperature stability of the precipitate. When the content of V constituting the precipitate in the nozzle plate is less than the lower limit of the above range, the stability of the precipitate decreases. On the other hand, when the V content exceeds the upper limit of the above range, the M ₂ C-type precipitates are coarsened, so that the high-temperature characteristics cannot be sufficiently exhibited. For this reason, in the nozzle plates (N1) and (N2) of the embodiment, the V content constituting the precipitate is set in the above range.

・Ｎｂ［（Ｎ１）…０．０２〜０．１０％，（Ｎ２）…０．０４〜０．１２％］
析出物において、Ｎｂは、主として、ＭＣ型析出物の一部に置換される構成元素である。
Ｎｂは、析出物の高温安定性を高める成分である。ノズル板（Ｎ１）において析出物を構成するＮｂの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、析出物の安定性が低くなる。これに対して、Ｎｂの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、ＭＣ型析出物が粗大化するため、高温特性を十分に発揮できなくなる。この一方で、ノズル板（Ｎ２）は、ノズル板（Ｎ１）と異なり、Ｗを含まない。このため、ノズル板（Ｎ２）の場合には、析出物を構成するＮｂの含有率は、ノズル板（Ｎ１）よりも大きくすることができる。したがって、実施形態のノズル板（Ｎ１）（Ｎ２）では、析出物を構成するＮｂの含有率が上記範囲に設定されている。・ Nb [(N1): 0.02 to 0.10%, (N2): 0.04 to 0.12%]
In the precipitate, Nb is a constituent element mainly substituted for a part of the MC type precipitate.
Nb is a component that enhances the high-temperature stability of the precipitate. When the content of Nb constituting the precipitate in the nozzle plate (N1) is less than the lower limit of the above range, the stability of the precipitate becomes low. On the other hand, when the content of Nb exceeds the upper limit of the above range, the MC-type precipitates are coarsened, so that the high-temperature characteristics cannot be sufficiently exhibited. On the other hand, unlike the nozzle plate (N1), the nozzle plate (N2) does not include W. Therefore, in the case of the nozzle plate (N2), the content rate of Nb constituting the precipitate can be larger than that of the nozzle plate (N1). Therefore, in the nozzle plates (N1) and (N2) of the embodiment, the content of Nb constituting the precipitate is set in the above range.

以下より、本実施形態において、上記のノズル板（静翼）で構成された静翼翼列を含む蒸気タービンに関して図１を用いて説明する。図１では、鉛直面（ｙｚ面）に沿った断面を示している。 Hereinafter, in the present embodiment, a steam turbine including a stationary blade cascade composed of the nozzle plate (stationary blade) will be described with reference to FIG. FIG. 1 shows a cross section along a vertical plane (yz plane).

図１に示すように、蒸気タービン１は、回転機械であって、蒸気が作動流体として供給されることによって、タービンロータ２２が回転するように構成されている。ここでは、蒸気タービン１は、軸流タービンであって、タービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿った水平方向ｙを流れ方向として蒸気が流れる。蒸気タービン１は、多段式であって、動翼２１と静翼２５とで構成されたタービン段落が回転軸ＡＸに沿った軸方向に複数段並んでおり、蒸気が複数のタービン段落のそれぞれにおいて仕事を行う。これにより、蒸気タービン１においてタービンロータ２２が回転する。以下より、蒸気タービン１を構成する各部の詳細について説明する。 As shown in FIG. 1, the steam turbine 1 is a rotating machine, and is configured such that a turbine rotor 22 rotates when steam is supplied as a working fluid. Here, the steam turbine 1 is an axial turbine, and the steam flows with the horizontal direction y along the rotation axis AX of the turbine rotor 22 as the flow direction. The steam turbine 1 is a multi-stage type, in which a plurality of turbine stages each including a moving blade 21 and a stationary blade 25 are arranged in an axial direction along the rotation axis AX, and steam is generated in each of the plurality of turbine stages. Do the job. Thereby, the turbine rotor 22 rotates in the steam turbine 1. Hereinafter, the details of each part constituting the steam turbine 1 will be described.

ケーシング２０は、内部にタービンロータ２２を収容している。タービンロータ２２は、一端が発電機（図示省略）に連結されており、タービンロータ２２の回転によって、発電機（図示省略）が駆動して発電が行われる。タービンロータ２２には、ロータディスク２２１が外周面に複数設けられている。タービンロータ２２に設けられたロータディスク２２１の外周面には、動翼２１が設置されている。動翼２１は、タービンロータ２２の外周面を囲うように、複数がタービンロータ２２の周方向Ｒ（回転方向）において間を隔てて配置されており、動翼翼列を構成している。動翼翼列は、複数段であって、複数段の動翼翼列のそれぞれは、タービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿って並んでいる。 The casing 20 houses a turbine rotor 22 inside. One end of the turbine rotor 22 is connected to a generator (not shown), and the rotation of the turbine rotor 22 drives the generator (not shown) to generate power. A plurality of rotor disks 221 are provided on the outer peripheral surface of the turbine rotor 22. The rotor blades 21 are provided on the outer peripheral surface of a rotor disk 221 provided on the turbine rotor 22. A plurality of moving blades 21 are arranged at intervals in the circumferential direction R (rotation direction) of the turbine rotor 22 so as to surround the outer peripheral surface of the turbine rotor 22, and constitute a moving blade cascade. The rotor blade cascade has a plurality of stages, and each of the plurality of stages of the rotor blade cascade is arranged along the rotation axis AX of the turbine rotor 22.

ケーシング２０の内部には、ノズルダイアフラム１０が設置されている。ノズルダイアフラム１０は、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４と静翼２５とによって構成されている。ノズルダイアフラム１０において、ダイアフラム外輪２３は、ケーシング２０の内周面に設置されている。ダイアフラム内輪２４は、ダイアフラム外輪２３の内側にダイアフラム外輪２３から間を隔てて設置されている。静翼２５は、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４との間に複数が設置されている。 The nozzle diaphragm 10 is installed inside the casing 20. The nozzle diaphragm 10 includes a diaphragm outer ring 23, a diaphragm inner ring 24, and a stationary blade 25. In the nozzle diaphragm 10, the diaphragm outer ring 23 is provided on the inner peripheral surface of the casing 20. The diaphragm inner ring 24 is installed inside the diaphragm outer ring 23 at a distance from the diaphragm outer ring 23. A plurality of stationary blades 25 are provided between the diaphragm outer ring 23 and the diaphragm inner ring 24.

ここでは、複数の静翼２５は、タービンロータ２２の外周面を囲うように周方向Ｒに間を隔てて配置されており、静翼翼列を構成している。静翼翼列は、動翼翼列と同様に、複数段であって、複数段の静翼翼列がタービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿って並ぶように設けられている。 Here, the plurality of stationary blades 25 are arranged at intervals in the circumferential direction R so as to surround the outer peripheral surface of the turbine rotor 22, and constitute a stationary blade cascade. The stator blade cascade has a plurality of stages similarly to the rotor blade cascade, and is provided such that the plurality of stages of the stator blade cascade are arranged along the rotation axis AX of the turbine rotor 22.

蒸気タービン１においては、蒸気入口管２８がケーシング２０の入口を貫通しており、その蒸気入口管２８を介して、蒸気がケーシング２０の内部に作動流体として導入される。 In the steam turbine 1, a steam inlet pipe 28 passes through an inlet of the casing 20, and steam is introduced into the casing 20 as a working fluid via the steam inlet pipe 28.

本実施形態において、静翼２５は、上記したノズル板であって、運転温度に応じた鋳鋼を用いて形成されている。 In this embodiment, the stationary blade 25 is the above-described nozzle plate, and is formed using cast steel corresponding to the operating temperature.

なお、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４との間に静翼２５としてノズル板を配置する他に、ケーシング２０（タービン車室）に静翼２５として複数のノズル板を周方向Ｒに配置してもよい。 Note that, in addition to disposing a nozzle plate as the stationary blade 25 between the diaphragm outer ring 23 and the diaphragm inner ring 24, a plurality of nozzle plates may be disposed in the circumferential direction R as the stationary blade 25 in the casing 20 (turbine casing). Good.

以下より、上記した鋳鋼（ノズル板）の実施例および比較例に関して、表１を用いて説明する。 Hereinafter, examples and comparative examples of the above-described cast steel (nozzle plate) will be described with reference to Table 1.

表１において、Ｐ１〜Ｐ９は、実施例であり、Ｃ１〜Ｃ５は、比較例である。ここでは、Ｗ元素を含む鋳鋼（Ｍ１）に関しては、実施例がＰ１〜Ｐ３であって、比較例がＣ１，Ｃ２である（鋳鋼（Ｍ１）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｎ、Ｆｅ、および、不可避的不純物（Ａｌ）からなる）。Ｗ元素を含まない鋳鋼（Ｍ２）に関しては、実施例がＰ４〜Ｐ６であって、比較例がＣ３，Ｃ４である（鋳鋼（Ｍ２）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎ、Ｆｅ、および、不可避的不純物（Ａｌ）からなる）。Ｃｒ元素以外にフェライト形成元素を含まない鋳鋼（Ｍ３）に関しては、実施例がＰ７〜Ｐ９であって、比較例がＣ５である（鋳鋼（Ｍ３）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎ、Ｆｅ、および、不可避的不純物（Ａｌ）からなる）。 In Table 1, P1 to P9 are examples, and C1 to C5 are comparative examples. Here, with respect to the cast steel (M1) containing the W element, the examples are P1 to P3, and the comparative examples are C1 and C2 (the cast steel (M1) is C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo). , V, W, Nb, N, Fe, and inevitable impurities (Al)). As for the cast steel (M2) containing no W element, the examples are P4 to P6, and the comparative examples are C3 and C4 (the cast steel (M2) is C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V , Nb, N, Fe, and unavoidable impurities (Al)). As for the cast steel (M3) containing no ferrite forming element other than the Cr element, the examples are P7 to P9 and the comparative example is C5 (the cast steel (M3) has C, Si, Mn, Cr, N, Fe and unavoidable impurities (Al)).

まず、各例の鋳鋼について、各成分が表１に示した値になるように作製した。 First, the cast steel of each example was manufactured so that each component had the values shown in Table 1.

具体的には、まず、各例の鋳鋼を構成する各成分の材料を、表１に示す割合で混合し、融点よりも高い温度で溶かした。ここでは、合計で約５０ｋｇの材料を溶かした。つぎに、その溶けた材料を用いて大気中で鋳造を行うことで、ノズル板形状の鋳物を作製した。つぎに、ノズル板形状の鋳物について調質熱処理を行った。ここでは、調質熱処理として、焼鈍、焼ならし、焼入れ、および、焼戻しを順次行うことで、各例の供試鋳鋼を作製した。 Specifically, first, the materials of each component constituting the cast steel of each example were mixed at the ratio shown in Table 1 and melted at a temperature higher than the melting point. Here, a total of about 50 kg of material was melted. Next, a casting in the shape of a nozzle plate was produced by performing casting in the atmosphere using the melted material. Next, tempering heat treatment was performed on the casting in the shape of a nozzle plate. Here, the test cast steel of each example was produced by sequentially performing annealing, normalizing, quenching, and tempering as a heat treatment heat treatment.

焼鈍、焼ならし、焼入れ、および、焼戻しは、表２に示す条件で行った。各例の供試鋳鋼は、常温での引張強さが７００ＭＰａ程度になるように作製された。 Annealing, normalizing, quenching, and tempering were performed under the conditions shown in Table 2. The test cast steel of each example was produced such that the tensile strength at room temperature was about 700 MPa.

各例の鋳鋼に関して試験を行った結果を表３に示す。 Table 3 shows the results of tests performed on the cast steels of the respective examples.

表３に示すように、各例の鋳鋼に関して、５００℃における引張強さ（ＪＩＳＺ２２４１）、および、５５０℃における１０万時間クリープ破断強度（ＪＩＳＺ２２７１）を求めた。ここでは、ＪＩＳ４号試験片を用いて、５００℃で引張試験を行った。これにより、５００℃における引張強さを測定すると共に、クリープ破断強度の測定結果から、「５５０℃における１０万時間クリープ破断強度」を算出した。 As shown in Table 3, the tensile strength at 500 ° C. (JIS Z 2241) and the 100,000-hour creep rupture strength at 550 ° C. for 100,000 hours (JIS Z 2271) were determined for each of the cast steels. Here, a tensile test was performed at 500 ° C. using a JIS No. 4 test piece. Thus, the tensile strength at 500 ° C. was measured, and “100,000-hour creep rupture strength at 550 ° C. for 100,000 hours” was calculated from the measurement result of the creep rupture strength.

［溶接施工］
表３に示すように、各例の鋳鋼に関して、「溶接施工」の試験を行った。「溶接施工」の試験は、以下の手順で行った。焼戻しが施された鋳鋼を板厚が１０ミリである平板に加工した。そして、その平板を２５０℃に予熱した後、ＡｒガスとＣＯ２ガスとが混合されたガスシールド環境で、９％Ｃｒ溶接棒を用いて平板に溶接ビードを施工した。そして、その平板のうち溶接部の近傍について割れの発生有無を確認した。表３では、溶接時に溶接部に割れが発生しない場合を「○」で示し、溶接時に溶接部に割れが発生した場合を「×」で示している。 [Welding]
As shown in Table 3, a test of "welding construction" was performed on the cast steel of each example. The test of "welding construction" was performed in the following procedure. The tempered cast steel was processed into a flat plate having a thickness of 10 mm. Then, after preheating the flat plate to 250 ° C., a weld bead was formed on the flat plate using a 9% Cr welding rod in a gas shielded environment in which Ar gas and CO 2 gas were mixed. Then, the presence or absence of cracks in the vicinity of the welded portion of the flat plate was checked. In Table 3, the case where cracks do not occur in the welded portion during welding is indicated by “○”, and the case where cracks occur in the welded portion during welding is indicated by “X”.

上記の他に、各例の鋳鋼に対して引張応力を繰り返し加える「繰り返し引張試験」を行った。「繰り返し引張試験」は、加工した後のノズル板について両端を拘束した状態で溶接を行ったときに、引張応力が加わる状態を模擬した試験である。ここでは、まず、１回目の試験において、１％のひずみ量を発生させる荷重をノズル板に加えた後に、浸透探傷試験で、そのノズル板の表面に欠陥が発生したか否かの確認を行った。そして、欠陥の発生が無い場合、２％のひずみ量を発生させる荷重をノズル板に加えた後に、上記と同様に、ノズル板の表面に欠陥が発生したか否かの確認を行った。そして、この試験を、欠陥が発生するまで、ひずみ量が一定の割合で増加するように繰り返し実施した。表３には、「繰り返し引張試験」を行ったときに、鋳鋼表面に欠陥がない場合を「無し」で示し、鋳鋼表面に欠陥が発生した場合を「有り」で示している。 In addition to the above, a "repeated tensile test" in which a tensile stress was repeatedly applied to the cast steel of each example was performed. The “repeated tensile test” is a test that simulates a state in which tensile stress is applied when welding is performed with both ends of the processed nozzle plate restrained. Here, first, in the first test, after applying a load for generating a strain amount of 1% to the nozzle plate, it is confirmed whether or not a defect has occurred on the surface of the nozzle plate by a penetration testing. Was. Then, when no defect was generated, a load for generating a strain amount of 2% was applied to the nozzle plate, and then it was confirmed whether a defect was generated on the surface of the nozzle plate in the same manner as described above. Then, this test was repeatedly performed so that the amount of strain increased at a constant rate until a defect occurred. In Table 3, the case where there was no defect on the surface of the cast steel when performing the “repeated tensile test” is indicated by “absent”, and the case where a defect occurred on the surface of the cast steel is indicated by “present”.

また、表３では、「繰り返し引張試験」において鋳鋼の表面に欠陥が発生したときに、鋳鋼が初期状態（試験前）から伸びた割合を「伸び値（％）」として示している。 Further, in Table 3, when a defect occurs on the surface of the cast steel in the “repeated tensile test”, the rate of elongation of the cast steel from the initial state (before the test) is shown as “elongation value (%)”.

Ｐ１〜Ｐ３と、Ｃ１，Ｃ２との間で試験結果を比較すると、「５００℃における引張強さ」は、両者の間で同等である。しかし、「１０万時間クリープ破断強度」は、Ｐ１〜Ｐ３の方がＣ１よりも高い。「溶接施工」において、Ｐ１〜Ｐ３は、溶接部に割れが生じていないが、Ｃ１は、溶接部に割れが発生した。Ｃ２は、「１０万時間クリープ破断強度」がＰ１〜Ｐ３の場合と同等ではあるが、「溶接施工」において溶接部に割れが発生した。「繰り返し引張試験」においては、Ｐ１〜Ｐ３の方がＣ１，Ｃ２よりも、欠陥が発生する試験回数が多く、欠陥が発生しにくい。また、「伸び値」は、Ｐ１〜Ｐ３の方がＣ１，Ｃ２よりも大きい。Ｐ１〜Ｐ３を構成する各成分の含有割合は、Ｃ１，Ｃ２の場合と異なり、上記した鋳鋼（Ｍ１）を構成する各成分の含有割合の範囲内である。このため、Ｐ１〜Ｐ３は、上記のように、優れた機械的特性を備える。 Comparing the test results between P1 to P3 and C1 and C2, the “tensile strength at 500 ° C.” is equivalent between both. However, “100,000-hour creep rupture strength” is higher in P1 to P3 than in C1. In the “welding execution”, P1 to P3 did not have a crack in the welded portion, but C1 had a crack in the welded portion. C2 had a "100,000-hour creep rupture strength" equal to that of P1 to P3, but cracks occurred in the welded portion in "welding". In the “repeated tensile test”, P1 to P3 have a greater number of tests in which defects occur than C1 and C2, and defects are less likely to occur. The “elongation value” of P1 to P3 is larger than C1 and C2. The content ratio of each component constituting P1 to P3 is different from the case of C1 and C2, and is within the range of the content ratio of each component constituting the above-described cast steel (M1). Therefore, P1 to P3 have excellent mechanical properties as described above.

Ｐ４〜Ｐ６と、Ｃ３，Ｃ４との間で試験結果を比較すると、「５００℃における引張強さ」は、Ｐ４〜Ｐ６の方がＣ３，Ｃ４よりも高い。「１０万時間クリープ破断強度」も同様に、Ｐ４〜Ｐ６の方がＣ３，Ｃ４よりも高い。「溶接施工」において、Ｐ４〜Ｐ６は、溶接部に割れが生じていないが、Ｃ３は、溶接部に割れが発生した。「繰り返し引張試験」においては、Ｐ４〜Ｐ６の方がＣ３，Ｃ４よりも、欠陥が発生する試験回数が多く、欠陥が発生しにくい。また、「伸び値」は、Ｐ４〜Ｐ６の方がＣ３，Ｃ５より大きい。Ｐ４〜Ｐ６を構成する各成分の含有割合は、Ｃ３，Ｃ４の場合と異なり、上記した鋳鋼（Ｍ２）を構成する各成分の含有割合の範囲内である。このため、Ｐ４〜Ｐ６は、上記のように、優れた機械的特性を備える。 Comparing the test results between P4 to P6 and C3 and C4, the “tensile strength at 500 ° C.” is higher for P4 to P6 than for C3 and C4. Similarly, “100,000-hour creep rupture strength” is higher in P4 to P6 than in C3 and C4. In "welding construction", cracks did not occur in the welded portions of P4 to P6, but cracks occurred in the welded portions of C3. In the “repeated tensile test”, P4 to P6 have a larger number of tests in which defects occur than C3 and C4, and defects are less likely to occur. The “elongation value” of P4 to P6 is larger than C3 and C5. The content ratio of each component constituting P4 to P6 is different from the case of C3 and C4, and is in the range of the content ratio of each component constituting the above-described cast steel (M2). Therefore, P4 to P6 have excellent mechanical properties as described above.

Ｐ７〜Ｐ９と、Ｃ５との間で試験結果を比較すると、「５００℃における引張強さ」は、Ｐ７〜Ｐ９の方がＣ５よりも高い。「１０万時間クリープ破断強度」も同様に、Ｐ４〜Ｐ６の方がＣ５よりも高い。「溶接施工」において、Ｐ７〜Ｐ９は、溶接部に割れが生じていない。「繰り返し引張試験」においては、Ｐ７〜Ｐ９は、欠陥が発生する試験回数が、Ｐ１〜Ｐ６の場合と同等以上であって、欠陥が発生しにくい。また、「伸び値」についても、Ｐ７〜Ｐ９は、Ｐ１〜Ｐ６の場合と同等以上である。Ｐ７〜Ｐ９を構成する各成分の含有割合は、Ｃ５の場合と異なり、上記した鋳鋼（Ｍ３）を構成する各成分の含有割合の範囲内である。このため、Ｐ７〜Ｐ９は、上記のように、優れた機械的特性を備える。 Comparing the test results between P7 to P9 and C5, the “tensile strength at 500 ° C.” is higher for P7 to P9 than for C5. Similarly, “100,000-hour creep rupture strength” is higher in P4 to P6 than in C5. In the “welding work”, cracks did not occur in the welds of P7 to P9. In the “repeated tensile test”, the number of tests in which defects occur in P7 to P9 is equal to or greater than that in the cases of P1 to P6, and defects hardly occur. Also, regarding the “elongation value”, P7 to P9 are equal to or more than P1 to P6. The content ratio of each component constituting P7 to P9 is different from that of C5, and is within the range of the content ratio of each component constituting the above-described cast steel (M3). Therefore, P7 to P9 have excellent mechanical properties as described above.

上記の結果から、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）は、優れた機械的特性を備えることが判る。つまり、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）においては、「５００℃における引張強さ」および「１０万時間クリープ破断強度」が十分に高く、かつ、「溶接施工」において溶接部に割れが生じないことが判る。また、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２），（Ｍ３）においては、溶接の際に引張応力が繰り返し印加される場合であっても、欠陥が発生しにくいことが判る。 From the above results, it is understood that the cast steels (M1), (M2), and (M3) have excellent mechanical properties. That is, in the cast steels (M1), (M2) and (M3), the “tensile strength at 500 ° C.” and the “100,000-hour creep rupture strength” are sufficiently high, and the welded parts are cracked in the “welding”. It can be seen that no problem occurs. Further, it is found that defects are unlikely to occur in the cast steels (M1), (M2), and (M3) even when a tensile stress is repeatedly applied during welding.

表４は、Ｐ１，Ｐ２，Ｐ５，Ｃ１，Ｃ３の各例に関して、焼戻しの温度を変更した場合の結果を示している（他の条件は、上記と同じ）。表４において、焼戻しの温度が７００℃である場合は、表２に示した条件と同じである。表４には、焼戻しの温度を６６０℃にした場合と、焼戻しの温度を７４０℃にした場合とを更に示している。表４では、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）で形成されたノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において、析出物を構成する各成分の割合を示している。更に、表４においては、「１０万時間クリープ破断強度」と「溶接施工」との結果に関して示している。 Table 4 shows the results when the tempering temperature was changed for each example of P1, P2, P5, C1, and C3 (other conditions were the same as above). In Table 4, when the tempering temperature is 700 ° C., the conditions are the same as those shown in Table 2. Table 4 further shows a case where the tempering temperature is 660 ° C. and a case where the tempering temperature is 740 ° C. Table 4 shows the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plates (N1) and (N2) formed of the cast steels (M1) and (M2). Further, Table 4 shows the results of “100,000-hour creep rupture strength” and “welding”.

Ｐ１およびＰ２について焼戻しの温度が７００℃である場合には、鋳鋼（Ｍ１）で形成されたノズル板（Ｎ１）において析出物を構成する各成分の割合は、上述した特定の範囲に含まれる。このため、「１０万時間クリープ破断強度」が十分に高く、「溶接施工」において溶接部に割れが生じていない。これに対して、焼戻しの温度が６６０℃である場合には、ノズル板（Ｎ１）において析出物を構成する各成分の割合は、一部の成分に関して、上述した特定範囲から外れる。この場合には、「１０万時間クリープ破断強度」が更に高くなるが、「溶接施工」において溶接部に割れが生じる。同様に、焼戻しの温度が７４０℃である場合には、ノズル板（Ｎ１）において析出物を構成する各成分の割合は、一部の成分に関して、上述した特定範囲から外れる。この場合には、「溶接施工」において溶接部に割れが生じないが、「１０万時間クリープ破断強度」が低くなる。 When the tempering temperature of P1 and P2 is 700 ° C., the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N1) formed of the cast steel (M1) is included in the above-described specific range. For this reason, the "100,000 hour creep rupture strength" is sufficiently high, and no crack is generated in the welded portion during "welding". On the other hand, when the tempering temperature is 660 ° C., the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N1) is out of the above-described specific range for some components. In this case, the "100,000-hour creep rupture strength" is further increased, but cracks occur in the welded portion during "welding". Similarly, when the tempering temperature is 740 ° C., the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N1) is out of the above-described specific range for some components. In this case, cracking does not occur in the welded portion during “welding” but “100,000-hour creep rupture strength” decreases.

Ｐ５について焼戻しの温度が７００℃である場合には、鋳鋼（Ｍ２）で形成されたノズル板（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合は、上述した特定の範囲に含まれる。このため、「１０万時間クリープ破断強度」が十分に高く、「溶接施工」において溶接部に割れが生じていない。これに対して、焼戻しの温度が６６０℃である場合には、ノズル板（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合は、一部の成分に関して、上述した特定範囲から外れる。この場合には、「１０万時間クリープ破断強度」が更に高くなるが、「溶接施工」において溶接部に割れが生じる。同様に、焼戻しの温度が７４０℃である場合には、ノズル板（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合は、一部の成分に関して、上述した特定範囲から外れる。この場合には、「溶接施工」において溶接部に割れが生じないが、「１０万時間クリープ破断強度」が低くなる。 When the tempering temperature of P5 is 700 ° C., the proportion of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N2) formed of the cast steel (M2) is included in the above-described specific range. For this reason, the "100,000 hour creep rupture strength" is sufficiently high, and no crack is generated in the welded portion during "welding". On the other hand, when the tempering temperature is 660 ° C., the proportion of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N2) is out of the above-described specific range for some components. In this case, the "100,000-hour creep rupture strength" is further increased, but cracks occur in the welded portion during "welding". Similarly, when the tempering temperature is 740 ° C., the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plate (N2) is out of the above-described specific range for some components. In this case, cracking does not occur in the welded portion during “welding” but “100,000-hour creep rupture strength” decreases.

Ｃ１について焼戻しの温度が７００℃である場合には、「１０万時間クリープ破断強度」がＰ１，Ｐ２の場合よりも低い。焼戻しの温度が６６０℃である場合には、「１０万時間クリープ破断強度」が少し高くなるが、「溶接施工」において溶接部に割れが生じる。焼戻しの温度が７４０℃である場合には、「溶接施工」において溶接部に割れが生じないが、「１０万時間クリープ破断強度」が更に低くなる。 When the tempering temperature of C1 is 700 ° C., “100,000-hour creep rupture strength” is lower than that of P1 and P2. When the tempering temperature is 660 ° C., “100,000-hour creep rupture strength” slightly increases, but cracks occur in the welded portion during “welding”. When the tempering temperature is 740 ° C., cracking does not occur in the welded portion during “welding execution”, but “100,000-hour creep rupture strength” is further reduced.

Ｃ３について焼戻しの温度が７００℃である場合には、「１０万時間クリープ破断強度」がＰ５の場合よりも低く、「溶接施工」において溶接部に割れが生じる。焼戻しの温度が６６０℃である場合には、「１０万時間クリープ破断強度」が少し高くなるが、「溶接施工」において溶接部に割れが生じる。焼戻しの温度が７４０℃である場合には、「溶接施工」において溶接部に割れが生じると共に、「１０万時間クリープ破断強度」が更に低くなる。 When the tempering temperature of C3 is 700 ° C., the “100,000-hour creep rupture strength” is lower than that of P5, and cracks occur in the welded portion during “welding”. When the tempering temperature is 660 ° C., “100,000-hour creep rupture strength” slightly increases, but cracks occur in the welded portion during “welding”. When the tempering temperature is 740 ° C., cracks occur in the welded portion during “welding execution”, and the “100,000-hour creep rupture strength” further decreases.

上記の結果から、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）で形成されたノズル板（Ｎ１），（Ｎ２）において析出物を構成する各成分の割合が、上述した特定の範囲に含まれることで、高い「クリープ破断強度」を確保可能であることが判る。また、「溶接施工」において溶接部に割れが生じることを、効果的に防止可能であることが判る。 From the above results, the ratio of each component constituting the precipitate in the nozzle plates (N1) and (N2) formed of the cast steels (M1) and (M2) is high because the ratio is included in the above-described specific range. It turns out that "creep rupture strength" can be secured. In addition, it can be seen that the occurrence of cracks in the welded portion during “welding” can be effectively prevented.

＜その他＞
本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。 <Others>
Although several embodiments of the present invention have been described, these embodiments are provided by way of example and are not intended to limit the scope of the invention. These new embodiments can be implemented in other various forms, and various omissions, replacements, and changes can be made without departing from the spirit of the invention. These embodiments and their modifications are included in the scope and gist of the invention, and are also included in the invention described in the claims and their equivalents.

１…蒸気タービン、１０…ノズルダイアフラム、２０…ケーシング、２１…動翼、２２…タービンロータ、２３…ダイアフラム外輪、２４…ダイアフラム内輪、２５…静翼（ノズル板）、２８…蒸気入口管、ＡＸ…回転軸 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Steam turbine, 10 ... Nozzle diaphragm, 20 ... Casing, 21 ... Moving blade, 22 ... Turbine rotor, 23 ... Diaphragm outer ring, 24 ... Diaphragm inner ring, 25 ... Stator vane (nozzle plate), 28 ... Steam inlet pipe, AX …Axis of rotation

Claims

In mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Ni: 0.3 to 0.8%, Cr: 9.0-11.0%, Mo: 0.9-1.1%, V: 0.15-0.25%, W: 0.9-1.1%, Nb: 0.05-0. Cast steel containing 10%, N: 0.015 to 0.03%, the balance being Fe and inevitable impurities , and Al in the inevitable impurities is less than 0.005%.

In mass%, C: 0.11 to 0.15%, Si: 0.20 to 0.50%, Mn: 0.3 to 1.0%, Ni: 0.3 to 0.8%, Cr: 9.0 to 11.0%, Mo: 0.9 to 1.1%, V: 0.15 to 0.25%, Nb: 0.05 to 0.20%, N: 0.015 to 0. containing 0.3%, and the balance of Fe and unavoidable impurities, the Al in the inevitable impurities is less than 0.005% cast steel.

A nozzle plate formed of the cast steel according to claim 1,
The nozzle plate is composed of a martensite single phase structure containing precipitates,
In the nozzle plate, the proportions of the components constituting the precipitates are, in mass%, Fe: 0.5 to 0.8%, Cr: 1.0 to 1.5%, Mo: 0.3 to 0. 5%, W: 0.3 to 0.5%, V: 0.05 to 0.10%, Nb: 0.02 to 0.10%.

A nozzle plate formed of the cast steel according to claim 2,
The nozzle plate is composed of a martensite single phase structure containing precipitates,
In the nozzle plate, the proportions of the components constituting the precipitates are, in mass%, Fe: 0.5 to 0.8%, Cr: 1.0 to 1.5%, Mo: 0.3 to 0. 5%, V: 0.05 to 0.10%, Nb: 0.04 to 0.12%.

The nozzle plate according to claim 3 or 4 is manufactured by a precision casting method.
Manufacturing method of nozzle plate.

A stationary blade cascade comprising the nozzle plate according to claim 3 .