JPS62103345A - 高温用蒸気タ−ビンロ−タとその製造方法 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は超々臨界圧プラントなどに使用する高温用蒸気
タービンロータとその製造方法に関するものである。

とくに、本発明は、蒸気条件が３１６　ｋｇ７ｃｍ２以
上、５９３℃以上である超々臨界圧蒸気タービンのロー
タに適し、５５０℃〜６５０℃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りを有するとともに高温において
もすぐれた靭性を有するロータとその製造方法に関する
ものである。

〔従来の技術〕

従来、高中圧タービンにおける最も厳しい蒸気条件は圧
力２４６ゆ／ｃｒｎ２、温度５３８℃であったが、最近
の燃料コストの高騰のため、蒸気圧力および温度をそれ
ぞれ３１６　ｋｌ／ｃｍ”以上および５９３℃以上にま
で上昇させてタービンの効率を上げエネルギ節減を図る
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
Ｃｒ−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。ｃ　
ｒ　−ＭＯ−Ｖ　鋼の場合は、高温における強度が低く
、か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うの
で、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼をこのような計画の高温ロータに
用いることはできない。

他方、これまで用いられてきた１２Ｃｒ系鋼の高温にお
ける強度はＣｒ−Ｍｏ−Ｖ＄Ｊよりも高いが、前記の蒸
気温度５９３℃以上では長時間クリープ破断強度が低下
するので使用限界を越えてしまう。

なお、其他の関連技術として、特開昭５６−０．６８５
８号、昭５７−１２０６５４号、昭５９−２５２２３１
号及び昭５９−０．６３６０号各公報がある。

〔本発明の目的及び概要〕

本発明の第１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、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ロータを提供することにある
。

本発明の第２の目的は、高温での強度がすぐれているだ
けでなく、常温での靭性のすぐれたロータを提供するこ
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ロータの脆性破裂を
起す危険があるからである。

本発明の第３の目的は、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つロータを提供することにある
。態量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。

本発明の第４の目的は、ロータの外周部のみでなく、中
心部における諸性質、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を提供することにある
。発電容量が６００〜１０１００Ｏにも及ぶ蒸気タービ
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。

このように遅い冷却速度で焼入されると、焼入れ途中に
粒界炭化物の析出が生じて所定の靭性が得られないこと
があるが０．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
非常にすぐれているロータを提供しようとするものでち
る。

本発明の第５の目的は、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焼戻し温度が使用温度よ
り十分高いロータを提供することにある。

本発明の第６の目的は、数１０トンにも及ぶ鍛造品にお
いてδ−フェライトの発生がないロータを提供すること
にある。δ−フェライトが発生すると高温使用時の疲労
強度が著しく低下するので、絶対に避けねばならないか
らである。

〔本発明の要点〕

本発明は前記各目的を次の構成によって達成するもので
ある。すなわち、第１の発明は、重ｔＳで、炭素０．０
５〜０．２　％、シリ：Ｉ　ン０．　１％以下、マンガ
ン１０５〜１．５　％　、クロム８．０％を越え１３．
０％未満、ニッケ／ｌ／　１．５％未満、バナジウムα
１〜０．３％、ニオブ０．０１〜Ｇ、１’Ｊ、ｉ素０．
０１〜０１％、アルミニウム０．０２　％　以下、モリ
ブデン０．５０４未満、タングステンα９〜工ＯｑＡを
含有し、かつモリブデン及びタングステンの含有量［Ｍ
ｏ）、　ＣＷＩが次の式０式％） をそれぞれ満足する鉄基合金であって、金属組織中に基
本的にδ−フェライト相と巨大な粒界炭化物とをほとん
ど含まずマルテンサイトのマトリックスが形成されてい
る事を特徴とする蒸気タービンロータである。

また、第２の発明は、前記第１発明の鉄基合金に重量％
でタンタルα０．０５％以下、チタンα０５％以下、ポ
ロンα０１％以下及びジルコニウム０．１％以下のうち
少なくとも１種以上を含有することを特徴とする蒸気タ
ービンロータである。

さらに第３の発明は、重＆チで、炭素α０５〜ｃＬ２ｃ
ｓ、シリコｙ０．０．以下、マンガン０．０５〜１．５
％、クロム＆０チを越え１五０％未満、ニッケ／Ｌ’　
１．５％未満、バナジウム０．１〜０．．０５％、ニオ
ブα０１％、窒素０．０１〜０．１％、アルミニウム０
．０２％以下、モリブデン０．５０チ未満、タングステ
ン０．９〜五〇チを含有し、かつモリブデン及びタング
ステンの含有量［Ｍｏ　Ｌ　（ＷＥ　　が次の式 ％式％ をそれぞれ満足する鉄基合金を目標組成とする合金原料
を、溶解精練後、真空カーボン脱酸法にて脱酸し、エレ
クトロスラグ再溶解法にて均質清浄な鋼塊を得たあと、
該鋼塊を１．０００〜１、２５０℃にて熱間塑性加工し
、更に９８０〜１、１５０℃での溶体化処理・焼入れ後
、６５０〜８００℃で焼もどしを行なうことを特徴とす
る蒸気タービンロータの製造方法である。

また第４の発明は前記第５発明の鉄基合金に、タンタル
０．０５％以下、チタン０．０５％以下、ボロンα０１
％以下及びジルコニウム０．１％以下のうち少なくとも
１種以上を含有することを特徴とする蒸気タービンロー
タの製造方法である。

〔本発明のロータの製造方法の概要〕

本発明ロータの製造法の典型的な例は、つぎのとおりで
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、電気炉で溶解精練後、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
鋼塊をつくり、その後できるだけエレクトロスラッグ再
溶解（ＫＳＲ）ｌ、て均質で清浄な鋼塊を得る。

次に、この鋼塊を１０００〜１２５０℃に加熱して熱間
加工によってロータ形状にした後、更に９８０〜０．５
０℃での溶体化処理後、油中焼入れ、あるいは水噴霧焼
入れを施し、次に６５０〜８００℃での焼戻し、あるい
は６００℃以下の加熱および６５０〜８００℃の加熱の
２段焼戻し、の熱処理が行なわれるものである。

〔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。

理由 クロムは耐酸化性と耐食性を向上させるが、含有量がａ
Ｏ％以下では超高温蒸気に対する充分な＋ｆｉｔ食性お
よび長時間のクリープ破断強度が得られず、また１３．
０％以上含有されるとδ−フェライトが析出し高温疲労
強度が低下する。

（２）　　ニッケ＃　：　１．５４未満とした理由ニッ
ケルは、焼入れ性および常温における靭性を向上させ、
又δ−フェライトの生成を抑えるために必要な元素であ
るが、１．．０５％以上添加すると長時間の高温クリー
プ強度を低下させる。

本発明ロータのすぐれた高温クリープ破断特性は、多量
のタングステン添加によって確保される。モリブデンと
タングステンは、周期律表において、ともＫＶＩ−Ｂ族
の元素であシ、炭化物生成元素として、はぼ同じ様な挙
動を示す。今、タングステンの原子量がモリブデンの原
子量の約２倍であることから、モリブデン及びタングス
テンの含有量を、等価のモリブデン含有量に換算した値
をモリブデン当量とする。すなわち モリブデン当量＝１／２［タングステン含有量〕＋〔モ
リブデン含有量〕 である。

モリブデン当量０．７５％以下では、析出する炭化物（
Ｆｅ、　Ｃｒ、　Ｍ□、　Ｗ）２３Ｃ６（一般にＭ２３
　Ｃ６と書く〕が、５５０℃〜６５０℃での範囲で安定
でないので、長時間クリープ破断強度が低くなる。一方
、モリブデンがｒｌ、５０％以上では、ＦＣｌ２　Ｍ　
ｏ　＋ＭＢ　Ｃなどの不安定な析出物が析出しやすくな
り、長時間クリープ破断強度が低くなる。

また本発明の特徴は同一のモリブデン当量においても、
タングステンの含有量を、モリブデンの含有量より多く
することによって、高温のクリープ破断特性、特に５９
３℃以上でのクリープ破断強度を上昇させたのが特徴で
ある。

具体的には、Ｗ／Ｍｏ比＝〔タングステン含有量〕／〔
モリブデン含有量〕を３以上にし、クリープ破断強度を
上昇させた。これは、タングステンがモリブデンとほぼ
同一の挙動は示すが、モリブデンより溶融点が高いこと
からもわかるように、高温でよシ安定あることを利用し
たのである。一方、タングステンが０．９％以下では、
高温強度が低（、また３チを越えると、靭性が低下する
。

以上を総合して、モリブデン含有量はα５０チ未満とし
、タングステン含有量は、α９チ以上、．０５％以下と
し、かつ１／２（タングステンチ）＋（モリブデンチ）
は、０．７５％以上、（タングステン％）／（モリブデ
ンチ）は、３以上とした。

バナジウムは炭化物ＶＣおよび窒化物ＶＮを形成しマト
リックスを強化すると共に、高温で使用中に析出してく
るＭ２３　Ｃ８を微細にし、長時間クリープ破断強度を
著しく高める。

０．１０％未満ではＶＣおよびＶＮの効果が十分でなく
、クリープ破断強度が低い。０．３０チを越えて添加す
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。

理由 ニオブはバナジウムと同様に炭化物ＮｂＣ及び窒化物Ｎ
’ｂＮを形成し、マトリックスを強化すると共に、高温
で使用中に析出してくるＭ２３　Ｃ６をｉ細にし、長時
間クリープ強度を著しく高める。０．０１％未満ではこ
の効果が少なく、十分なりリープ破断強度が得られない
。

ｃＬｌ　０％を越えてニオブを添加すると９８０℃〜０
．５０℃の焼入れ温度でＮｂＣが十分固溶できず、又析
出したＮｂＣ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。

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、０．１
％を越えて窒素を添加すると、高温での１０４〜１０５
時間のクリープ破断強度を低下させる。これは窒化物が
凝集して粗大化しやすくなるからである。また、０．０
１％未満の窒素では５５０〜６５０℃において十分なり
リープ破断強度が得られない。

したがって最適の窒素含有量は０．０１％以上０．１％
以下で、また、窒素と炭素の含有量の合計の最高範囲は
０．１５％以上ＣＬ２２％以下である。

息 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、０．０５％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
織となシ高温強度、高温疲労強度を著しく低下させる。

他方０．２０％を越えて添加すると常温での靭性が低下
するだけでなく、５５０℃以、上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、炭素および窒素の含
有量の合計の最適範囲はＣＬｌ　３％以上０．２２−以
下である。

（８）　　シリコン：０．１０％以下とした理由シリコ
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、エレクトロスラッグ再溶解法
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、且つこのよう
に低シリコンだと、大型鋼塊になっても偏析が少なく、
長時間使用後の靭性の低下もない。０．１０Ｓを越えて
含有すると偏析が激しく同時に長時間使用後の靭性が低
下する。

（９）　　マンガン：０．０５％以上１．．０５％以下
とした理由 マンガンは脱酸剤として従来ＣＬ５〜α８チ程度添加さ
れるが、本発明鋼ではｃＬ０５％という低いマンガン含
有量でも十分な鎮静鋼が得られ、長時間使用されても靭
性が低下しないので下限をαａＳＳとした。マンガンを
１．．０５％越えて添加するとニッケルと同じ挙動を示
しクリープ強度が低下する。

α（＄　　７Ａ／ミニウム：α０２チ以下とした理由ア
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、α０２チを越えてアルミニウムを添
加すると５９３℃以上で長時間のクリープ破断強度を著
しく低下させるため、本発明に係るロータのアルシ含有
中ム含有地は０．０２％以下にした。

また、本発明に係るロータは、上述の鋼に一定量以下の
、タンタル１チクン、ポロンおよびジルコニウムの中の
１種あるいは２種以上の元素を含有させることができる
。その成分限定理由についてつぎに説明する。

（ロ）　タンクＡ／：　０．０．０５％以下とした理由
タンクμはニオブと同じような効果を示すが、０．０５
％を越えて添加すると０．５０℃の焼入れ温度でもマト
リックスに固溶でさ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＋−Ｔａ＋２Ｔｉ　＜　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。

（６）　チタン＝０．０５ｅｓ以下　した理由チタンは
Ｔｉ（Ｃ，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１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％
を越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ＣＬ０５１ｓにした。タンタルと同時に添加すると
きは、上記式を満足しなければならぬことは云うまでも
ない。

（至）　ポロン：α０１％以下とした理由ポロンは５９
５〜６５０℃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、ポロン含有量がＣＬＯ１％を越えると熱
間加工が困雉になるだめに上限を００１％とした。

Ｑ４　　ジルコニウム：（Ｌ１％以下とした理由ジルコ
ニウムは強力な炭化物形成元素であると共に屋化物およ
び酸化物を形成し鋼中の窒素、酸素を固定するので常温
の靭性を高めるが、０，１％を越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。

以上述べたように本発明鋼は高温用蒸完タービンのロー
タ材に適用されるが、高温で用いられるタービンブレー
ド、各種の高温ポルト、各種のロール、弁棒や弁座など
にも用いることができる。

〔実施例１〕 ５０ｋｇ真空溶解炬でｓｏｋｇの鋼塊を製作し、この鋼
塊を０．５０℃〜９５０℃の温度範囲で鍛伸して、６０
協角棒を得た。この角棒の化学分析結果を、表１に示す
。

第１表に示す各試料のうち、４１からム１６までが本発
明材であシ、４１７から墓２２までは比較材である。

これらの角棒から切り出した試験片に、ロータ中心部に
相当する熱処理、すなわち 溶体化処理：１０５０℃×１５ｈｒ 焼入れ冷却速度：直径１２００ｍロータ中心部シュミレ
ート、約１００℃／ｈｒ。

焼戻し処理：６６０℃Ｘ　２５　ｈｒ　　炉冷を施した
。

第２表に、これらの材料の機械的性質、すなわち、常温
における引張試験結果および２　ｍ　Ｖノツチシャルピ
ー衝撃試験結果を示す。

各村とも、０．２％耐力および引張強さは、タービンロ
ータとして必要な強度を十分満足している。

また、引張伸びおよび絞りも、ロータ材にとって必要で
十分な延性を有していることを示す。

常温の衝撃値は、バラツキはあるが、タングステン含有
量五２１チの比較材Ａ２２を除くと、ロータ材として必
要な＠撃値を満足している。

本発明鋼においてタングステン含有量を５％以下に抑え
たのは、このＡ２２材のような靭性の低下を防ぐことが
必要だからである。

第３表に、各村のクリープ破断強度を比較した。６５０
℃Ｘ１０’ｈｒのクリープ破断強度を示して比較してい
る。なお、この値は６５０℃の応力一時間曲線から推定
した値である。

憲１〜１６は本発明鋼であり、＆１７〜４２２の比較材
に比して、クリープ破断強度が高いことがわかる。

比較材Ａ２２のクリープ破断特性も比較的優れているが
、前述のように、タングステン含有量が３チを越えるた
め靭性が低下しているので、タービンロータとしては適
当でなく、本発明の範囲から除かれる。

さて、本発明の特徴は、タングステン含有量をモリブデ
ン含有量より大きくして（すなわちＷ　／　Ｍ　ｏ比を
３より大きくして）高温下のクリープ破断強度を高めた
ことにあるが、その効果を、第３表において発明材屋１
〜Ａ１６と比較材扁１７〜扁２２を対比することによっ
て説明する。

なお本発明の合金の組成をＭＯ，Ｗ　に着目してグラフ
化した第１図もＢ照されたい。

各村のＷ／Ｍ　ｏ比すなわち（タングステン含有量）／
（モリブデン含有量）は第１表と第３表に示されている
。

発明材のＷ／Ｍ　ｏ比は、いずれも５以上の値になって
いる。

一方、比較材のうちのＷ／Ｍ　ｏ比が３以下のム１７．
１Ｂ及び２０は、本発明鋼と比較すると、クリープ破断
強度が劣る傾向があることがわかる。

以上のデータにより、５９３℃以上の超々臨界圧蒸気タ
ービンに使用できる優秀な高温クリープ破断強度を有す
るロータ材を得るためには、タングステン含有ｍ３％以
下の領域において、Ｗ／Ｍｏ比を３以上とするのが良い
ことがまず判明した。

しかし、憂秀な高温クリープ破断強度のロータ材を得る
ためには、タングステンとモリブデンの比を規制するだ
けでなく、更にタングステンとモリブデンの総盾も規制
する必要がある。

そのことを第３表において、発明材Ａ７及びム１．０と
、比較甘煮１９および厘２１を対比することによって、
説明する。なお第１図も参照されたい。

比較材＆１９のモリブデン当量すなわちは０．６６　％
、憲２１のそれは２．１６チである。

一方、発明材のモリブデン当量は、屋７が最も低く：０
．８６％、煮１０が最も高（１，５２チである。

ム７とム１０は発明材の中ではクリープ破断強度が低い
方であるが、比較材のム１９と烹２１に比べれば高いレ
ベルを維持している。

第３表に示されるデータより、優秀な為温クリープ破断
強度のロータ材を得るためには、モリブデン当量を約１
．２０　％とするのが良いことがわかる。

このようなデータに基いて、本発明においては、１２ク
ロムロータ材の高温強度の源であるタングステンとモリ
ブデンの含有量に関して、第１図の斜線の間の領域を第
１発明の範囲とした。

なお、実施例１のム０．からム１６までは、上記第１発
明の成分に、タンタル、チタン、ポロン、およびジルコ
ニウムを添加した第２発明に属する材料であるが、第２
表と第３表のデータにより、引張強度、引張延性、靭性
およびクリープ破断強度いずれも優れていることがわか
る。メンタル、チタン、ボロン、およびジルコニウムの
夫々の添加量の設定範囲とその理由については既に述べ
た通シでちる。

第２表 第　　３　　表 〔実、施例２〕 １２Ｃｒロータの製造に当って、その鋼塊は、電気炉精
練のあと真空カーボン脱酸で作る方法か、もしくは、そ
うして作った１次鋼塊をエレクトロスラッグ再溶解（Ｅ
ＳＲ）にかけて更に均質清浄な２次鋼塊とする方法、の
どちらかで作られる。これは１２Ｃｒ　ロータ製造にお
いて鋼塊中心部の偏析の低減が重要であることによる。

そこで、本発明材について大型のＥＳＲ素材（２ｔｏｎ
　）を２種製作して確性試験を実施した。

第４表にその化学成分を示す。

製造法は下記の通りである。

まず、電気炉精練のあと真空カーボン脱酸を行いシリコ
ンの低い１次鋼塊を製造し、それを用いてエレクトロス
ラッグ再溶解のため電極を製作した。次にこの電極をエ
レクトロスラッグ再溶解して重量２　ｔｏｎの２次鋼塊
を製造した。

その後これを熱間鍛練して、直径３８０ｍの丸棒に成形
した。この時の鍛練比は、実物大型ロータの鍛練化相当
に設定した。その後、この丸棒について、大型ロータと
同様な予備熱処理（恒温変態処理）を施し、下記の最終
熱処理に供した。すなわち 溶体化処理：１０５０℃Ｘ　２３　ｈｒ焼入れ冷却速度
：直径１２００ｍロータ中心部シュミレート、約１００
℃／ｈｒ 焼戻し処理：５５０℃Ｘ２０ｈｒ空冷 ＝６８０℃Ｘ　２３　ｈｒ空冷 ここでｓｓｏ℃ｘｚｏｈｒ空冷の第１段焼戻し処理は、
その前の焼入れ処理後になおオーステナイト組織が残っ
ている可能性があるので、この残留オーステナイトを、
最終焼戻し処理前にマルテンサイト組織に変態させる目
的で実施されるもので、大型１２Ｃｒ材については一般
的方法となっている。

このようにして製作した本発明鋼の２　ｔｏｎ鍛造材に
ついて種々の確性試験を実施した結果は下記の通り優秀
であった。

顕微鏡組織調査の結果は、延性を阻害し、ひいては高温
疲労強度を低下させるδ−フェライトは全く出現してい
ない。また、粒界炭化物も全く出現しておらず、本発明
材が大型ロータの緩やかな焼入速度にも耐える十分な焼
入性を有していることがわかった。こうして組織全体が
良好な焼戻しマルテンサイトであった。

第５表に、常温における引張試験結果および２■Ｖノツ
チシヤルピー衝撃試験結果を示す。

蒸気タービンロータとして十分な引張強度、引張延性、
および靭性を有しておυ、従って、ロータにおいて最も
恐れられている中心部からの急激な破壊を防止するのに
十分な特性を持っていることがわかる。

第６表に、６５０℃Ｘ１０’ｈｒのクリープ破断強度を
示す。超々臨界圧プラントなどに使用する５９３℃以上
の高温用蒸気タービンロータとして十分なりリープ破断
強度を有していることがわかる。

また第７表に、６００℃および６５０℃に於て４００乃
至１０００ｈｒ程度でクリープ破断した試験片の破断時
の伸びと絞りを示す。一般に、高温で使用される蒸気タ
ービンロータについては、クリープ破断伸び１０チ以上
のクリープ延性が必要と考えられているが、本発明材は
、クリープ破断伸び、絞りともに十分大きいので、高温
で使用され蒸気タービンロータの破壊の要因として懸念
されるクリープ延性の低下に伴なう切欠クリープ破断強
度の低下についても心配ないことがわかる。

第５表 第　　６　　表 第７表 〔発明の効果〕 本発明によって、蒸気条件がｓ　１６　ｋｇ／ａｍ”以
上、５９５℃以上である超Ｊｋ臨界圧蒸気タービンが得
られ、かつ５５０℃〜６５０℃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りを有するとともに高温において
もすぐれた靭性を有するロータを提供することができる
。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る高温用蒸気タービンロータ用合金
の組成範囲を、Ｍｏ、Ｗに着目してグラフ化した図表で
ある。図において斜線を施し復代理人　　内　１）　　
明 復代理人　　萩　原　亮　− 復代理人　　安　西　篤　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％で、炭素０．０５〜０．２％、シリコン０
   ．１％以下、マンガン０．０５〜１．５％、クロム８．
   ０％を越え１３．０％未満、ニッケル１．５％未満、バ
   ナジウム０．１〜０．３％、ニオブ０．０１〜０．１％
   、窒素０．０１〜０．１％、アルミニウム０．０２％以
   下、モリブデン０．５０％未満、タングステン０．９〜
   ３．０％を含有し、かつモリブデン及びタングステンの
   含有量 〔Ｍｏ〕、〔Ｗ〕が次の式 ０．７５≦１／２〔Ｗ〕＋〔Ｍｏ〕及び ３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕 をそれぞれ満足する鉄基合金であつて、金属組織中に基
   本的にδ−フェライト相と巨大な粒界炭化物とをほとん
   ど含まずマルテンサイトのマトリックスが形成されてい
   る事を特徴とする蒸気タービンロータ。 （２）重量％で、炭素０．０５〜０．２％、シリコン０
   ．１％以下、マンガン０．０５〜１．５％、クロム８．
   ０％を越え１３．０％未満、ニッケル１．５％未満、バ
   ナジウム０．１〜０．３％、ニオブ０．０１〜０．１％
   、窒素０．０１〜０．１％、アルミニウム０．０２％以
   下、モリブデン０．５０％未満、タングステン０．９〜
   ３．０％を含有し、かつモリブデン及びタングステンの
   含有量 〔Ｍｏ〕、〔Ｗ〕が次の式 ０．７５≦１／２〔Ｗ〕＋〔Ｍｏ〕及び ３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕 をそれぞれ満足し、かつタンタル０．０５％以下、チタ
   ン０．０５％以下、ボロン０．０１％以下、及びジルコ
   ニウム０．１％以下のうち、少なくとも１種以上を含有
   する鉄基合金であつて、金属組織中に基本的にδ−フェ
   ライト相と巨大な粒界炭化物とをほとんど含まずマルテ
   ンサイトのマトリックスが形成されている事を特徴とす
   る蒸気タービンロータ。 （３）タンタルとチタンとを同時に含有させる場合は、
   ニオブ、タンタル及びチタンの含有量〔Ｎｂ〕、〔Ｔａ
   〕、〔Ｔｉ〕が次の式 〔Ｎｂ〕＋１／２〔Ｔａ〕＋２〔Ｔｉ〕＜０．２を満足
   することを特徴とする特許請求の範囲第（２）項に記載
   の蒸気タービンロータ。 （４）重量％で、炭素０．０５〜０．２％、シリコン０
   ．１％以下、マンガン０．０５〜１．５％、クロム８．
   ０％を超え１３．０％未満、ニッケル１．５％未満、バ
   ナジウム０．１〜０．３％、ニオブ０．０１〜０．１％
   、窒素０．０１〜０．１％、アルミニウム０．０２％以
   下、モリブデン０．５０％未満、タングステン０．９〜
   ３．０％を含有し、かつモリブデン及びタングステンの
   含有量 〔Ｍｏ〕、〔Ｗ〕が次の式 ０．７５≦１／２〔Ｗ〕＋〔Ｍｏ〕及び ３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕 をそれぞれ満足する鉄基合金を目標組成とする合金原料
   を、溶解精練後、真空カーボン脱酸法にて脱酸し、エレ
   クトロスラグ再溶解法にて均質清浄な鋼塊を得たあと、
   該鋼塊を １，０００〜１，２５０℃にて熱間塑性加工し、更に９
   ８０〜１，１５０℃での溶体化処理・焼入れ後、６５０
   〜８００℃で焼もどしを行なうことを特徴とする蒸気タ
   ービンロータの製造方法。 （５）重量％で、炭素０．０５〜０．２％、シリコン０
   ．１％以下、マンガン０．０５〜１．５％、クロム８．
   ０％を超え１３．０％未満、ニッケル１．５％未満、バ
   ナジウム０．１〜０．３％、ニオブ０．０１〜０．１％
   、窒素０．０１〜０．１％、アルミニウム０．０２％以
   下、モリブデン０．５０％未満、タングステン０．９〜
   ３．０％を含有し、かつモリブデン及びタングステンの
   含有量 〔Ｍｏ〕、〔Ｗ〕が次の式 ０．７５≦１／２〔Ｗ〕＋〔Ｍｏ〕及び ３≦〔Ｗ〕／〔Ｍｏ〕 をそれぞれ満足し、かつタンタル０．０５％以下、チタ
   ン０．０５％以下、ボロン０．０１％以下、及びジルコ
   ニウム０．１％以下のうち、少なくとも１種以上を含有
   する鉄基合金を目標組織とする合金原料を、溶解精練後
   、真空カーボン脱酸法にて脱酸し、エレクトロスラグ再
   溶解法にて均質清浄な鋼塊を得たあと、該鋼塊を１，０
   ００〜１，２５０℃にて熱間塑性加工し、更に９８０〜
   １，１５０℃での溶体化処理・焼入れ後、６５０〜８０
   ０℃で焼もどしを行なうことを特徴とする蒸気タービン
   ロータの製造方法。 （６）タンタルとチタンとを同時に含有させた鉄基合金
   を目標組成とする合金原料の場合は、ニオブ、タンタル
   及びチタンの含有量〔Ｎｂ〕、〔Ｔａ〕、〔Ｔｉ〕が次
   の式 〔Ｎｂ〕＋１／２〔Ｔａ〕＋２〔Ｔｉ〕＜０．２を満足
   することを特徴とする特許請求の範囲第（５）項に記載
   の蒸気タービンロータの製造方法。