JPS60165359A - 蒸気タ−ビン高中圧ロ−タ用高強度高靭性鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明の対象 本発明は蒸気タービン高中圧ロータ用の高強度高靭性鋼
に関する。とくに蒸気条件が３１６ｋＰ／ｍ”　、５９
３℃またはこれよシ更に高圧高温で使用される高中圧ロ
ータ用鋼に適し、６ｏ。

〜６５０℃の温度範囲ですぐれた長時間クリープ破断強
度、切欠クリープ破断強度、クリープ破断伸びおよびク
リープ破断絞シを有するとともに常温においてもすぐれ
た靭性を有する鋼に関するものである。

従来技術とその欠点 従来、高中圧タービンの最も厳しい蒸気条件は圧力２４
６　ｋｇ／１Ｙｎ２、温度５３８℃であったが、最近の
燃料コストの高騰のために蒸気圧力および温度をそれぞ
れ３１６　ｋｇ７ｃｍ２．５９３℃まで、あるいは更に
これらを上昇させて５５０　ｋｇ７ｃｍ２．６５０℃ま
で上昇させて、タービンの効率を上げエネルギー節減を
図る計画が検討されている。

従来の大型蒸気タービンの高中圧ロータには、いわゆる
Ｏｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼および例えば特公昭４０−４１３７号
公報に示される１２Ｃｒ系鋼が使用されてきた。Ｏｒ−
Ｍｏ−Ｖ鋼の場合は高温における強度が低く且つ種々の
性質を安定して得ることができないため低温の蒸気によ
ってロータを冷却しているが、現在計画されている前述
の蒸気条件では使用限界を越えてしまいＯｒ−Ｍｏ−Ｖ
鋼をこのような計画のロータに用いることはできない。

他方、これまで用いられてきた１２０ｒ　系鋼の高温に
おける強度はＯｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼よりも高いが、前述の蒸
気条件では長時間クリープ破断強度が低下し使用限界を
越えてしまう。

本発明の目的 本発明の目的（］）は、このような事情に鑑み、前述の
厳しい蒸気条件においてもすぐれた長時間クリープ破断
強度を有するロータ材を提供することである。

本発明のもう一つの目的（２）は、高温での強度がすぐ
れているだけです＜、常温での靭性のすぐれたロータ材
を提供することにある。これは火力発電用蒸気タービン
においては、起動する場合常温の靭性が低いと脆性破壊
を起す危険があるからである。

本発明のもう一つの目的（３）は、熱疲労による亀裂の
発生を防止するために高い延性を持っロータを提供する
ことである。昼間と夜間の電力需要の変動に応じて停止
、起動がしばしば繰返されると、特に起動時にロータ表
面のみが急熱されて熱応力が発生し熱疲労による亀裂が
発生するおそれがある。このような熱疲労による亀裂の
発生を防止するためには、ロータ材は高い延性を有して
いることが必要である。

本発明の目的（４）は、ロータの外周部だけでなく中心
部の諸性質とくに長時間クリープ破断強度および常温の
靭性がすぐれたロータ材を提供することである。発電容
量が６００〜１０１００Ｏにも及ぶ大型の蒸気タービン
では高中圧ロータの重量は数１０トンにも達するために
溶体化処理後、油あるいは水噴霧などで急冷してもロー
タ中心部の冷却速度は１００℃／　Ｈｒ程度となる。こ
のような遅い冷却速度で焼入れされると、焼入れ途中に
初析フェライトの析出が生じて所定の強度および靭性が
得られないことがあるが、本発明では後述するようにロ
ータ中心部の冷却条件をシミュレートした試験を行ない
大型ロータの中心部の長時間クリープ破断強度が高くま
た靭性がすぐれている鋼を提案するものである。

本発明の目的（５）は高い温度で長時間使用されても強
度が著しく低下しないように使用温度よシ十分高い温度
で焼戻すことができるロータ材を提供することである。

本発明の目的（６）は数１０トンにも及ぶ大型鍛造品に
おいて１０５０℃〜１１５０℃から焼入れされてもδ−
フェライトの発生がないロータ材を提供することである
。このδ−フェライトが生成すると高温使用時の疲労強
度が著しく低下するのでδ−フェライトを絶対に生成し
てはいけない。

本発明の目的（７）はクリープ応力−破断時間線図にお
いて勾配（対数で表示した応力／破断時間）が小さいこ
とを特徴とするロータ用鋼を提供することである。

本発明の要点 本発明は、重量パーセントで、クロム：ＬＯチを超え１
α０チ未満、ニッケル：　１．５　％以下、バナジウム
：α１０チ以上ｏ、　ｓ　ｏ　％以下、ニオブ：１ＬＯ
２％以上０．１０ｑｂ以下、窒素：　０．０１チ以上０
．０７係以下、炭素：　０．１０１以上０．２０チ以下
、シリコン：　０．１０％以下、マンガン＝［Ｌ０５チ
以上１．５係以下、アルミニウム：　Ｇ、０２−以下お
よびモリブデンおよびタングステンを第１図に示したＡ
　（１，７５％Ｍｏ、０．０％Ｗ）、Ｂ　（１，７５チ
Ｍｏ、［１，５チＷ）、Ｏ（１，５３チＭＯ，０，５％
Ｗ）、：ｏ（ｔ３％Ｍｏ　、ｔｏ％ｗ）、Ｅ（２，０％
ＭＯ，１，０％Ｗ）、？　（２，５チＭｏ。

０．５チＷ）、Ｇ（２，５チＭｏ、０．０チＷ）および
ムを結ぶ直線の内側（直線を含まず）にある量だけ含有
し、残部が鉄および付随的不純物よりなる鉄基合金で構
成されていることを特徴とする蒸気タービン高中圧ロー
タ用高強度高靭性鋼である。

また本発明鋼は上記の成分元素の他にコノくルト：５係
以下、りｌタル：α０５チ以下１．チタン：　ｏ、　ｏ
　ｓ係以下、ボロｙ：　（ＬＯ１−以下、ジルコニウム
；ａ、１％以下、セリウムとうｙり／の合計：　０．１
　％以下の中の１種または２種以上の元素を含有する蒸
気タービン高中圧ロータ用高強度高靭性鋼である。

本発明鋼の製法 本発明鋼のロータの製造方法の典型的な例はつぎのとお
シである。すなわち前述の化学成分になるように合金元
素を配合し電気炉で溶解精針後真空カーボン脱酸（以下
、ｖＣＤ法という）を行なってシリコン含有量の低い鋼
塊をつく９、その後エレクトロスラグ再溶解（ＥＥＩＲ
）ｌ、て均質で清浄な鋼塊を得る。１０００〜１２５０
℃に加熱して熱間加工によってロータ形状にした後、１
０５０〜１１５０℃での溶体化処理、油中焼入れ、ある
いは水噴霧焼入れ、６５０〜７００℃での焼戻し、ある
いＦ！６００℃以下の加熱および６５０〜７００℃の加
熱の２段焼戻しの熱処理が行なわれる。

本発明の成分の限定理由 つぎに本発明の合金組成の限定理由について述べる。

（１）クロム：ＬＯチを超え１００チ未満本発明の特徴
は従来の１２％Ｏｒ　系鋼と比較して、クロム含有量を
低くすることによって、高温のクリープ破断強度を高く
且つ安定して得るようにしたことで、ロータ中心部のよ
うに冷却速度が遅くても高いクリープ破断強度を得るこ
とができ、また靭性が高く脆性破壊の危険性が少ない。

クロム含有量を低目に抑えることによってモリブデン含
有量を多口にすることができ、又δ−フェライトの生成
も防止できるので高温の疲労強度も確保できる。

クロム含有量を７．０　％以下にすると水蒸気酸化に対
する耐食性が不充分になる。一方、１０．０チ以上添加
すると１−フェライトが生成するようになるとともにロ
ータ中心部の靭性が低下する。最適のクロム含有量は他
の元素の含有量とくにモリブデンの含有量およびタング
ステンの含有量によって影響を受ける。

第２図は本発明の最適のクロム含有量を示すもので、Ｈ
（７５％Ｏｒ、１．３％Ｍｏ　）、工（７，５％Ｏｒ　
＋　２．５チＭｏ　）１．ｒ（９，０％Ｏｒ。

ｚ５％Ｍｏ　）、Ｋ　（１０，０％Ｏｒ、２．０％Ｍｏ
　）、Ｌ　（１ａ、　ａ％、１．３％ＭＯ）およびＨを
結ぶ直線の内側（直線を含まず）の成分範囲が最適のク
ロムおよびモリブデン含有量である。

クロム含有量およびモリブデン含有量を上述したように
制限することによってロータ中心部の高温での長時間ク
リープ破断強度および常温の靭性を高くすることができ
る。

（２）モリブデン モリブデンの含有量の範囲は第１図に示したようにタン
グステンの含有量によって変わる。

すなわち第１図においてＡ　（１，７ｓ％Ｍｏ、α０％
Ｗ）、Ｂ　（ｔ　７５％Ｍｏ、０．５％Ｗ）、Ｃ（ｔ　
ｓ　ｓ％Ｍｏ、α５％Ｗ）、Ｄ（１，３％ＭＯ。

ｔ　Ｏｓ　ｗ　）、Ｅ（２，０１Ｍｏ、１．０％Ｗ）、
Ｆ（Ｚ、５％Ｍｏ、０．５１Ｗ）、Ｇ（２，５１Ｍｏ。

ｏ、　ｏ　％　Ｗ　）およびＡを結ぶ直線の内側（直線
は含まず）にある成分範囲である。モリブデンの含有量
がこの範囲よシ低いと析出する炭化物（Ｆｅ、Ｏｒ、Ｍ
ｏ　）２８０６　［一般にＭＩＩＩＯｌｉと書く］が５
５０℃〜６５０℃の温度範囲で長時間使用されると安定
でなくなシ長時間クリープ破断強度が低くなる。一方、
モリブデンの含有量がこの範囲より多いと、１１５０℃
の焼入れ温度でも炭化物の固溶が十分性なわれずまたδ
−フェライトが生成しクリープ破断強度、高温の疲労強
度および常温の靭性が低下するようになる。

最適のモリブデンの含有量は第２図に示したようにクロ
ム含有量によって影響を受ける。

（３）タングステン：１ｑＩ）未満 タングステンは本発明鋼の重要な元素であシ、とくに高
温での長時間クリープ破断強度を高くする効果がおる。

タングステｙの含有量は１％未満であるが、モリブデン
と複合添加されることによって本発明鋼のすぐれた高温
強度が得られる。タングステンの含有量は第１図に示し
たようにモリブデンの含有量によってＡ、Ｂ、Ｏ，Ｄ、
に、Ｆおよび人を結ぶ直線の内側（直線は含まない）に
制限される。この範囲以上タングステンを添加すると常
温の靭性が低下する。これに対してこの範囲以下のタン
グステンを添加すると高温での長時間クリープ破断強度
が低下する。

（４）ニッケル：１．５％以下 ニッケルは本発明鋼の焼入れ性および常温の靭性を向上
させるために必要な元素で、またδ−７エライトの生成
を抑制するものであるが、１．５チを越えて添加すると
５５０〜６５０℃の長時間クリープ破断強度を低下させ
る。

（５）バナジウム：　０．１０チ以上０．３０チ以下バ
ナジウムは炭化物Ｖａ　０３　を形成しマトリックスを
強化するとともに高温で使用中に析出してくるＭｔＭ　
（４を微細にし、長時間クリープ破断強度を著しく高め
る。０．１０４未満ではｖ４０ｓの効果が十分でなく、
クリープ破断強度は低い。

０．３０％を超えて添加すると長時間使用後に炭化物が
凝集して粗大化しクリープ破断強度を低下させる。

（６）ニオブ：１０２％以上０．１０チ以下ニオブはバ
ナジウムと同様に炭化物Ｎｂ（３を形成しマトリックス
を強化するとともに高温で使用中に析出してくるｙｚｓ
　ａｓを微細にし長時間クリープ強度を著しく高める。

０．０２４未満ではこの効果が少なく十分なりリープ破
断強度は得られない。０．１０％を超えてニオブを添加
すると１１５０℃の焼入れ温度でもＭｌ）Ｏが十分固溶
できず、又析出したＮｂＯが使用中に凝集し粗大化して
長時間のクリープ破断強度が低下する。

（７）窒素：Ｑ、０１係以上０，０７チ以下窒素は本発
明鋼の諸性質とくに高温のクリープ破断強度を確保する
ために絶対に必要な元素であるが、α０７ｆＪを超えて
窒素を添加すると５５０〜６００℃の温度範囲で短時間
のクリープ破断強度を高めるが、６００℃の１０４〜１
０”時間のクリープ破断強度を著しく低下させる。

これは窒化物が６００℃以上になると凝集して粗大化し
やすいからである。したがって最適の窒素含有量は０．
０１５チ以上α０５チ以下である。０．０１４未満の窒
素では５５０〜６５０℃において十分なりリープ強度は
得られない。また最適の成分範囲は窒素と炭素の含有量
の合計が０．１５％以上０．２２−以下である。

（８）炭素：Ｑ、１０チ以上α２０チ以下炭素は高温強
度および常温の靭性を著しく変動させる元素で、ｒＬ１
０％未満では十分な炭化物および均一なマルテンサイト
を得ることができない。すなわちマルテンサイト、ベイ
ナイトおよびδ−フェライトなどの混合組織となυ高温
強度および高温疲労強度を著しく低下させる。

他方０２０俤を超えて添加すると常温での靭性が低下す
るだけでなくマルテンサイトと残留オーステナイトの混
合組織とな、ｊ）、５５０〜６５０℃の温度範囲で使用
されると炭化物の凝集粗大化が著しくなシ、長時間のク
リープ破断強度の低下が生じる。また最適の成分範囲は
炭素および窒素の含有量の合計が０．１５１以上０．２
２　％以下である。

（９）シリコン：　０．１０％以下 シリコンは従来から脱酸剤としてよく使用されているが
、本発明鋼が真空カーボン脱酸後エレクトロスラグ再溶
解法によって製造される場合０．０５％程度のシリコン
でも酸素含有量の少ない鎮静鋼が得られ、大型鋼塊にな
っても偏析が少なく且つ長時間使用後の靭性の低下もな
い。

０１０％を超えて含有すると偏析が激しく長時間使用後
の靭性が低下する。

αＱマンガン：α０５チ以上１．５チ以下マンガンは脱
酸剤として従来０．３〜［ｌＬ８％程度添加されるが、
本発明鋼では０．０５チマンガンを含有していても十分
な鎮静鋼が得られ、長時間使用しても靭性が低下しない
ので下限を［１０５１とした。マンガンを１．５係超え
て添加すると長時間使用後の靭性およびクリープ破断強
度が低下する。

ａカアルミニウム：０．０２％以下 アルミニウムは鋼の脱酸剤および結晶粒微細化元素とし
て使用されているが、０．０２％を超えてアルミニウム
を添加すると６００℃、１０ｓＨｒのクリープ破断強度
を著しく低下させるため、本発明鋼のアルミニウム含有
量は１０２チ以下にした。

また、本発明鋼は、上述の鋼に一定量以下のコバルト、
タンタル、チタン、ボロン、ジルコニウム、セリウム＋
ランタンの中の１種または２種以上の元素を含有させる
ことができる。その成分範囲を限定した理由をつぎに説
明する。

ａｚコバルト：５％以下 コバルトは鋼中のδ−フェライトを消し炭化物をマトリ
ックスへ固溶させる合金元素である。

しかしコバルトの含有量が５チを超えると５５０〜６５
０℃の温度範囲でクリープ破断強度が低下する。

０Ｉタンタル：　０．０５係以下 タンタルはニオブと同じような効果を示すが［ＬＯｓ％
を超えて添加すると１１５０ｔｌ：の焼入れ温度でもマ
トリックスに固溶できず十分なりリープ破断強度を得る
ことができない。

チタンと同時に添加するときは Ｎｂ　十％　Ｔａ　＋２　Ｔｉ　（０，２％の式を満足
しないと長時間のクリープ破断強度が低下する。

α尋チタン＝Ｌ１０５チ以下 チタンはＴｉ（０，Ｎ）を形成して鋼中の窒素を固定す
るため短時間のクリープ破断強度をや一低下させるが長
時間のクリープ破断強度を高める。チタン含有量が０．
０５％を超えると鋼中の固溶窒素量が低下するため短時
間のクリープ強度を著しく低下させるのでチタン含有量
の上限を０．０５％にした。タンタルと同時に添加する
ときには上記式を満足しなければならぬことは云うまで
もない。

Ｑｅボロン：　０．０１チ以下 ボロンは６００〜６５０℃の温度範囲においてクリープ
破断強度を著しく高めるが、ボロ／含有量が０．０１％
を超えると熱間加工が困難になるために上限を０．０１
　％にした。

ａリジルコニウム： ジル、コニウムは強力な炭化物形成元素であると共に窒
化物および酸化物を形成し鋼中の窒素および酸素を固定
するので常温の靭性を高めるが、０．１％を超えて添加
すると鋼中の固溶窒素量が低減しクリープ破断強度が低
下する。

０ηセリウム＋ランタン：ａ１％以下 セリウムとランタンは強力な脱酸剤で鋼中の酸素を固定
するために常温の靭性を良くするが、クリープ破断強度
には殆んど効果がない。セリラムとランタンを０．１係
を超えて複合添加しても常温の靭性はあまり改善されな
いため上限を０．１チとした。

以上述べたように本発明鋼は蒸気タービンの高中圧ロー
タ用鋼であるが、高温で用いられるタービンブレード、
各種の高温ボルト、ロール、弁棒や弁座などにも用いる
ことができる。

実施例１ 第１表に示す化学成分の鋼をＶＯＤ法によって溶解鋳造
（３０ｋｇ／　ｃｈａｒｇｅ　）　して得た。その後鋼
塊を１１００℃〜９５０℃の温度範囲で鍛伸して直径２
０ｍの丸棒を得た。１１００℃ＸＩＨｒＡＯおよび６２
０℃ＸＩＨｒＡＯの熱処理を施した後、２０℃における
２　ｗ＋　Ｖノツチ７ヤルビー衝撃試験片による衝撃試
験および直径６ＷａＲの試験片によるクリープ破断試験
を行なった。その結果を第２表に示すが、本発明鋼の高
温におけるクリープ破断強度は極めて高く、址だ常温に
おける靭性もすぐれている。

第２表 実施例２ 第３表に試験材の化学成分を示すが注記した材料（比較
材）を除き５０に９高周波真空溶解炉で溶解し真空鋳造
によって５０ゆの鋼塊を製作した。鋼塊は１１００℃〜
９８０℃の温度範囲で’４Ｕ（すえ込み）＋２８（鍛伸
）を２回繰返して鍛造し直径１６０１１１１１１長さ約
２５０ｔｍｓの試験ブロックを製作した。

熱処理条件を第４表に示すが、実際のロータの外周部付
近の熱処理条件をシミュレートしたもの（Ａ処理）と中
心部の熱処理条件をシミュレートしたもの（Ｂ処理）の
２種の熱処理を行なって諸性質を調べた。

第５表に機械的性質を示す。

第５表から明らかなように、本発明鋼は常温において極
めてすぐれた機械的性質を持っている。特にロータ中心
部の熱処理条件をシミュレートシ九Ｂ処理を施したもの
は（１２％耐力および引張ル強さはＡ処理のものよシや
−低いが、伸びおよび絞シは殆んど差がなく、衝撃値は
逆にＢ処理の方が高くなっている。

また第５表から明らかなように、ロータ外周部および内
周部ともに非常に秀れた延性を有している。

本発明鋼のＡ処理材およびＢ処理材について顕徹鏡調査
を行なったが、本発明鋼は焼戻しマルテンサイトの金属
組織からなっておシδ−フェライトは認められなかった
。

実施例３ 第３表に示した符号Ｔ−１，Ｔ−２，およびＴ−３に＄
４表に示した熱処理を施した試駆材のクリープ破断強度
をめた。その結果を第６表に示すが、これは６５０℃、
１０’Ｈｒのクリープ破断強度を応力一時間線図を用い
て推定したものである。

実施例４ 第３表に示した符号Ｔ−２２，Ｔ−２６およびＴ−３２
についてロータ中心部をシミュレートした熱処理ω）を
施した試験材のクリープ破断強度をめた。これは実施例
６と同じ方法で６５０℃、１０’Ｈｒの破断強度を推定
したものである。

第７表から明らかなように、ロータ中心部をシミュレー
トした熱処理（Ｂ）を施した場合も本発明鋼は非常に高
いクリープ破断強度を示した。

実施例５ 本発明鋼のクリープ破断後の伸びおよび絞シを第３表に
示した符号Ｔ−１，Ｔ−２およびＴ−３について調べた
結果を第８表に示す。第８表に示した結果は第４表のＢ
処理条件で熱処理された試験片に対するものである。第
８表から明らかなように、本発明鋼の破断伸びは６００
Ｃ，１０００Ｈｒ　の試験彼も３０％を越え、破断絞シ
も８０チを越えていた。

実施例６ 第３図は本発明鋼の応力−破断時間線図の一例を示すも
のである。図には比較鋼のデータも記入しであるが、本
発明鋼の対数で表示した応力／破断時間の勾配は小さい
。

実施例７ 本発明鋼の切欠クリープ破断試験結果を第９表に示すが
、この値は応力一時間線図から６５０ｔｌ：、１０’時
間の切欠クリープ破断強度を推定したものであるが、本
発明鋼は切欠強化になっている。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼のモリブデンおよびタングステンの含
有量の関係を示す図表、第２図は本発明鋼のモリブデン
とクロムの最適含有量を示す図表、第３図は本発明鋼の
応力−破断時間線図の一例を示すものである。 復代理人　内　１）　明 復代理人　萩　原　亮　− 第１図 Ｍｏ　（％） Ｃど　（％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）　重量パーセントで、クロム：　７．０　％を超
   え１０、０１未満、ニッケル：　１．５　％以下、バナ
   ジウム：　０．１０’ｌｔ以上α３０％以下、ニオブ：
   　０．０２％以上［１１０係以下、窒素：（１０１チ以
   上ａｏ７％以下、炭素：０ＩＯ１以上Ｑ、２０チ以下、
   シリコン：［Ｌ１０チ以下、マンガン：　Ｏ，ＯＳ％以
   上１．５　％以下、アルミニウム：　０．０２　％以下
   およびモリブデンおよびタングステンを、第１図に示し
   たＡ　（１，７５１％Ｍｏ、Ｏ，Ｏ％Ｗ）、Ｂ（１，７
   ５％Ｍｏ。 α５チＷ）、ｃ　（ｔ　５３チＭｏ、０．５チＷ）、Ｄ
   　（１，３チＭ０，１．０％Ｗ）、Ｆ！（２，０チＭｏ
   、１．０チＷ）、Ｆ（２，５チＭｏ、０．５チＷ）、ａ
   　（２，５％Ｍｏ　、α０チＷ）およびＡを結ぶ直線の
   内側（直線を含まず）の量を含有し残部が鉄および付随
   的不純物よりなる鉄基合金で構成されていることを特徴
   とする蒸気タービン高中圧ロータ用高強度高靭性鋼。 （２）　重量パーセントでクロム：　７．　Ｏ％を超え
   １α０チ未満、ニッケル：１．５％以下、バナジウム：
   　０．１０４以上０．３０％以下、ニオブ：　０．０２
   　ｑ６以上ＩＩＬ１０チ以下、窒素：α０１チ以上［Ｌ
   ０７チ以下、゛炭素：Ｑ、１０％以上Ｑ、２０チ以下、
   シリコン：α１０％以下、マンガン：　ｏ、　ｏ　５　
   ％以上１，５％以下、アルミニウム：１０２％以下およ
   びモリブデンおよびタングステンを第１図に示したＡ　
   （１，７５’ＩｒＭＯ，（ＬＯチＷ）、Ｂ（１，７５％
   Ｍｏ、α５チＷ）、Ｃ（１，５３チＭｏ　、α５％Ｗ）
   、Ｄ（１，３−Ｍｏ、１．０チＷ）、ｍ（２，ｏ係Ｍｏ
   　。 １．０チＷ）、？（２，５チＭｏ、０．５チＷ）、Ｇ（
   ２，５チＭｏ、（ＬＯチＷ）およびＡを結ぶ直線の内側
   （直線は含まない）の量含有し、且つコバルト５チ以下
   、タンタルα０５俤以下、チタンα０５−以下、ボロン
   ｎ、ｏｔｑｂ以下、ジルコニウム０．１％以下、セリウ
   ムとランタンの合計０．１　％以下の中の１種または２
   種以上の元素を含有し、残部が鉄および不随的不純物よ
   シ鉄基合金で構成されていることを特徴とする蒸気ター
   ビン高中圧用高強度高靭性鋼。