JP4542490B2 - 高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及びその用途 - Google Patents

Description

本発明は、６００℃〜６３０℃の高温においてクリープ破断強度に優れると共に、大型鍛鋼に適した新規な高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及び蒸気タービン用ロータシャフトとその製造方法、蒸気タービン用動翼、蒸気タービン用静翼並びに蒸気タービン発電プラントに関する。

蒸気タービンの各高温部材には高温強度に優れた材料が必要とされている。そのため、蒸気タービンロータシャフト材は、ＣｒＭｏＶ鋼から１２Ｃｒ鋼へと高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼が実用化されている。蒸気タービンロータシャフトは、長時間のクリープ破断強度が必要であり、また、起動時の急激な不可応力に耐えるための常温の靱性が要求される。常温の靭性が低いとロータシャフトは、タービン起動時に脆性破壊を起こす危険性があるためである。このため、近年改良され、特に蒸気温度６００℃以上用に開発されたフェライト系１２Ｃｒ耐熱鋼として特許文献１〜５などがある。

一方、近年、蒸気タービンはますますの高効率化と大容量化が図られているが、未だ６５０℃という蒸気温度で使用する火力発電プラントは実現していない。これは、プラント全体の高温材料技術が不十分であることと同時に、市場の低コスト化の流れを受けた材料コスト低減という課題を抱えているからである。上記した、蒸気温度６００℃以上用のタービンロータシャフト材はコストが高い。この原因の主要因の一つとして製造性の悪さが挙げられる。これらの材料は、粒界強化とＭ_２３Ｃ_６型炭化物の粗大化とその凝集が生じるので、凝集粗大化抑制のためにＢが添加されている。しかし、大型鍛造品製造にあたってＢは、鍛造抵抗が大きく、また鍛造可能な温度領域が狭いため製造性が著しく低下してしまい、これが製造コストを上げる要因になっている。

特開昭６２−１０３３４５号公報 特開平２−２９０９５０号公報 特開平４−１４７９４８号公報 特開平７−３４２０２号公報 特開２０００−５４８０３号公報

本発明の目的は、６００℃〜６３０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービン用ロータシャフト材に好適であり、又、熱間鍛造性を改善することにより大型鍛造鋼に適した高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及び蒸気タービンロータシャフトとその製造法、蒸気タービン用動翼とその製造方法、蒸気タービン用静翼とその製造方法、並びに蒸気によってロータを冷却して使用している段落において、高温引張強度を確保することでタービン翼の長尺化を可能とし、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントとその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、先ず、開発する耐熱鋼の使用目標温度を６２０℃として、この温度でのクリープ破断強度、靭性に及ぼすＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、及びＢの影響について検討した。その結果、必要な６２０℃、ｌ０^５ｈクリープ破断強度を満足し、常温靱性の優れる添加元素の組成範囲を明らかにし、本発明に至ったものである。次に、その組成範囲に対し、Ｃｏ量を変えた鋼を作製し、６２０℃クリープ破断強度、靱性及び引張強度にへの影響について検討した結果、本発明に至ったものである。

本発明は、質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％、Ｎ０．０１〜０．１０％、Ｃｏ０．５〜２．０％及びＢ０．００８〜０．０１５％を含み、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼、又はその鋼を用いた蒸気タービンロータシャフト、動翼及び静翼にある。

本発明は、質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｃｏ０．５〜２．０％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％及びＮ０．０１〜０．１０％を含み、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼、又はその鋼を用いた蒸気タービンロータシャフト、動翼及び静翼にある。

又、本発明の高強度マルテンサイト耐熱鋼は、質量で、Ｃ０．０９〜０．１６％、Ｓｉ０．０３〜０．０８％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｎｉ０．２〜０．７％、Ｃｒ１０〜１１％、Ｍｏ０．３〜０．５５％、Ｗ２．０〜２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０４〜０．１０％、Ｎ０．０１〜０．１０％、Ｃｏ０．５〜２．０％及びＢ０．００８〜０．０１５％を含み、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜８．０％であることが好ましい。

本発明は、更に、Ａｌ０．０１５％以下を有すること、安定的にクリープ破断強度と靭性を確保することができる（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を１．３〜１．７とするものである。

更に、製造性と靭性向上を狙い、Ｃｏ及びＢを含有させる場合でもＣｏを最大で２．０％まで、又、Ｂを最大で０．０１５％までとすると共に、長時間のクリープ破断強度を改善するためにＡ１の添加量を０．００５％以下にすることが好ましい。

本発明は、前述の鋼組成を有する高強度マルテンサイト耐熱鋼又はその鋼を用いた高圧、中圧、高中圧一体型蒸気タービンロータシャフトの製造方法として、熱間塑性加工を行い、次いで焼入れ後所望の温度で一次焼戻し処理を施し、更に一次焼戻し処理温度より高い温度で二次焼戻し処理を施すことを特徴とする。

次に、本発明に係る高強度マルテンサイト耐熱鋼及び高圧、中圧、高中圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトに用いられる高強度マルテンサイト耐熱鋼の各鋼元素の限定理由について述べる。

Ｃは焼入れ性を確保し、また、焼戻しの過程でＣｒ、Ｗ、Ｍｏ等とＭ_２３Ｃ_６及びＭ_６Ｃ型炭化物を結晶粒界に形成すると共に、Ｎｂ、Ｖ等と結合してＭＸ型炭窒化物を粒内に形成する。この効果のためには最低でも０．０７％添加する必要がある。しかし、Ｃの添加量が増えると、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を過度に析出させ、マトリックスの強度を低めるので、かえって高温強度を損なう。従って、Ｃの上限は０．２％に限定する。好ましくは０．０７〜０．１５％、より好ましくは０．０９〜０．１６％である。

Ｓｉは溶鋼の脱酸剤として有効な元素であるが、Ｌａｖｅs相の析出を促し、また粒界偏析等により延性を低下させるので０．１０％以下に制限する。好ましくは、０．０３〜０．０８％である。

Ｍｎは溶鋼の脱酸、脱硫剤として有効な元素であり、また、焼入れ性を増大させる。さらに、δフェライトの析出を抑制しＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出を促す元素として最低でも０．１５％は添加する必要がある。しかし、Ｍｎの添加量が増えると耐酸化性を損なう。従って、Ｍｎの上限は０．７％に限定する。好ましくは、０．３〜０．５５％である。

Ｎｉはδフェライトの析出を挽制し、靱性を付与する元素である。しかし、Ｎｉの添加量が増えるとクリープ破断強度を低下させるため、０．１５〜０．７％に限定する。好ましくは、０．２〜０．７％である。

Ｃｒは耐酸化性を付与し、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を析出させて高温強度を高めるために有効な元素である。上記の効果を得るためにはＣｒを最低９％添加する必要があるが、Ｃｒの添加量が増えるとδフェライトを析出し、疲労強度を低下させるので、９．５％〜１２．０％に限定する。好ましくは、１０〜１１％である。

Ｍｏは焼入れ性を増大させ、さらに焼戻し軟化抵抗を高める。また、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の微細析出を促進し、凝集を妨げる作用があり、高温強度の向上に有効であり、０．２％以上必要である。しかし、Ｗとの関係で０．６５％以下にすべきである。好ましくは、０．３〜０．５５％である。

Ｗは、Ｍｏ以上にＭ_２３Ｃ_６型炭化物の凝集粗大化を抑制する作用が強く、また、マトリックスを固溶強化するもので、Ｃｏを含む場合１．８％以上で高温強度の向上に有効である。しかし、Ｍｏとの関係で３．０％以下にすべきである。好ましくは、２．０〜２．５％である。

Ｖは、Ｖの炭窒化物を析出して高温強度を高めるのに有効である。しかし、Ｖの添加量が０．３％を越えると炭素を過度に固定してＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出量を減じて高温強度を低下させるので、０．１０〜０．３０％に限定する。好ましくは、０．１３〜０．２５％である。

Ｃｏは、固溶強化に寄与すると共に、δフェライトの析出を抑制する。Ｃｏは０．５％以上の添加によって高温強度が著しく改善されるが、この効果のひとつはＷとの相互作用によるものと考えられ、Ｗを１．８％以上含む場合において特徴的な現象である。しかしながら一方で、Ｃｏの過度の添加は高温長時間のクリープ環境下では、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を結晶粒界に凝集粗大化させてクリープ破断強度を低下し、また延性を低下させ、さらには製造製を低め、コスト高を招く。従って、Ｃｏの上限は２．０％に限定する。０．５〜１．９％が好ましい。

Ｎｂは、ＮｂＣを生成して結晶粒の微細化に役立ち、また一部は焼入れの際に固溶して焼戻しの過程でＮｂＣを析出し、高温強度を高める作用があるので、０．０３％以上とする。しかし、０．１５％を越えるとＶと同様に炭素を過度に固定してＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出量が減少し高温強度の減少を招くので０．０３〜０．１５％に限定する。好ましくは、０．０４〜０．１０％である。

ＮはＶの窒化物を析出し、また固溶した状態でＭｏやＷと共同でＳＩ効果(侵入型固溶元素と置換方固溶元素の相互作用)により高温強度を高める作用があり、最低０．０２％は必要であるが、０．１％を越えると延性を低下させるので、０．０２〜０．１％に限定する。好ましくは、０．０４〜０．０７％である。

Ｂの０．００８％以上の添加は、Ｍ_２３Ｃ_６中に固溶しＭ_２３Ｃ_６炭化物の凝集粗大化を妨げる作用と粒界強化作用により、高温強度を高める効果がある。しかし、０．０１５％を越えると溶接性を害する。また、Ｂの添加により製造性が悪くなりコスト高を招くため、Ｂの上限を０．０１５％に限定する。さらに、６００℃〜６３０℃の温度範囲においてクリープ破断強度に優れる本発明の耐熱鋼においては、Ｃｏ添加におけるＢの添加量は、０．００８〜０．０１５％である。

Ａｌは、脱酸剤及び結晶粒微細化剤として添加される。しかし、Ａｌは窒化物形成元素でありクリープ破断強度向上に有効に働く窒素を固着することにより、高温域における長時間クリープ強度を低下させる。ＡｌはＷを主体とする脆弱な金属間化合物であるＬａｖｅs相の析出を促し、結晶粒界へ析出を招き、長時間クリープ破断強度を低下させる。特に、結晶粒を微細化させたものには、Ｌａｖｅs相が連続的に粒界に析出する。従って、Ａｌの上限は０．０１５％に限定する。望ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは、０．０００５〜０．００５％である。

ＭｏとＷは、高温強度に対して同様な効果を有し複合添加されるが、高温域におけるクリープ破断強度を重視しＷ添加量を多くするものである。しかし、複合添加に際して好ましいＭｏとＷの添加量は、上記したＭｏとＷの組成範囲において（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を１．３〜１．７とすることであり、より好ましくは（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を１．５±０．１が良い。この（Ｍｏ＋０．５Ｗ）をＭｏ当量と定義する。ＷとＭｏには相関関係があり、上記Ｍｏ当量範囲において（Ｗ／Ｍｏ）比を４．０〜１０．０とすることによりクリープ破断強度を確保し、靭性を得ることが出来る。両特性は添加元素によって上下するものの同一組成系において（Ｗ／Ｍｏ）比を４．０〜８．０で良好な特性を示す。

次式によって求められるＣｒ当量は４〜１０．５が好ましく、特に６．５〜９．５が好ましい。

Ｃｒ当量＝−４０Ｃ％−３０Ｎ％−２Ｍｎ％−４Ｎｉ％−２Ｃｏ％＋Ｃｒ％＋６Ｓｉ％＋４Ｍｏ％＋１．５Ｗ％＋１１Ｖ％＋５Ｎｂ％＋２Ｔａ％
本発明の高圧、中圧及び高中圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトは、インゴットを真空溶解、真空カーボン脱酸にて、また場合によってはエレクトロスラグ再溶解により製造する。次いで８５０〜１１５０℃にて熱間鍛造を行った後、表面を荒削りして９００〜１１５０℃、好ましくは１０００〜１１００℃で加熱し、中心孔で５０〜１５０℃／ｈの水噴霧冷却にて焼入れし、次いで５００〜６２０℃、好ましくは５５０〜６５０℃で一次焼戻し炉冷及びそれより高い温度の６３０〜７５０℃、好ましくは６６０〜７４０℃で二次焼戻し次焼戻し炉冷を施すのが好ましい。

本発明に係る１２質量％Ｃｒ系マルテンサイト鋼からなる蒸気タービンロータシャフトはそのジャーナル部を形成する母材表面に軸受特性の高いＣｒ−Ｍｏ低鋼鋼よりなる溶接材を用いて肉盛溶接層を形成することが好ましく、好ましくは３層〜１０層の肉盛溶接層を形成する。初層から２層目〜４層目のいずれかまでの溶接材のＣｒ量を順次低下させるとともに、４層目以降を同じＣｒ量を有する鋼からなる溶接材を用いて溶接し、初層の溶接に用いられる溶接材のＣｒ量を母材のＣｒ量より２〜６質量％程度少なくし、４層目以降の溶接層のＣｒ量を０．５〜３質量％（好ましくは１〜２．５質量％）とするものである。

又、ジャーナル部の軸受特性の改善には肉盛溶接が最も安全性が高い点で好ましいが、Ｃｒ量１〜３％を有する低鋼鋼からなるスリーブの焼ばめ、はめ込みとする構造とすることもできる。溶接層数を多くして徐々にＣｒ量を下げるのに３層以上が好ましく、１０層以上溶接してもそれ以上の効果は得られない。このような厚さを形成するには切削による最終仕上げ代を除いても少なくとも５層の肉盛溶接層が好ましい。３層目以降は主に焼戻しマルテンサイト組織を有し、４層目以降の溶接層の組成として質量で、Ｃ０．０３〜０．１％、Ｓｉ０．３〜１％、Ｍｎ０．３〜１．５％を含む鋼が好ましい。

本発明の高圧、中圧及び高中圧一体型蒸気タービン用初段動翼及び初段静翼は、前述の本発明に係るマルテンサイト鋼が用いられ、インゴットを真空溶解、真空カーボン脱酸及びエレクトロスラグ再溶解のいずれかにより製造する。次いで８５０〜１１５０℃の熱間にて鍛造を行なう。９００〜１１５０℃で加熱し、３００〜６００℃／ｈの油中冷却にて焼入れし、次いで５００℃〜６２０℃で一時焼戻し及びそれより高い温皮の６３０℃〜７５０℃で二次焼戻しを施すのが好ましい。

本発明に係る高圧蒸気タービンは、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、初段が複流であり、片側に８段以上あり、前記ロータシャフト又はロータシャフトと動翼及び静翼の少なくとも初段とが前述に記載のマルテンサイト耐熱鋼よりなることを特徴とする。

本発明に係る中圧蒸気タービンは、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、前記動翼は左右対称に各５段以上有し、前記ロータシャフト中心部に初段が植設された複流構造であり、前記ロータシャフト又はロータシャフトと動翼及び静翼の少なくとも初段とが前述に記載のマルテンサイト耐熱鋼よりなることを特徴とする。

本発明に係る高中圧一体型蒸気タービンは、ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼及び該静翼を保持する内部ケーシングを有し、前記動翼は高圧側が７段以上及び中圧側が５段以上であり、前記ロータシャフト又はロータシャフトと動翼及び静翼の少なくとも初段とが前述に記載のマルテンサイト耐熱鋼よりなることを特徴とする。

本発明に係る蒸気タービン発電プラントは、高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービン及びタンデムに２台連結された低圧蒸気タービン又は高中圧一体型蒸気タービン及び低圧蒸気タービンを備えた蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン及び中圧蒸気タービン又は高中圧一体型蒸気タービンのロータシャフト又は該ロータシャフトと動翼及び静翼の少なくとも初段とが前述に記載のマルテンサイト耐熱鋼よりなるマルテンサイト耐熱鋼よりなることを特徴とする。

本発明に係る蒸気タービン発電プラントにおいて、低圧蒸気タービンは、動翼が左右対称に各８段以上有し、前記ロータシャフト中心部に初段が植設された複流構造であり、その最終段翼は、質量比で、Ｃ０．１〜０．４％、Ｓｉ０．２５％以下、Ｍｎ０．９０％以下、Ｃｒ８．０〜１３．０％、Ｎｉ２〜３％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％を含有するマルテンサイト鋼からなり、室温の引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、好ましくは１２８．５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上であり、更に、翼部長さが３６インチ以上及びその〔翼部長さ（インチ）×回転数（ｒｐｍ）〕の値が１２５、０００以上であることが好ましい。

この蒸気タービン長翼は、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とするものである。このＣｒ当量は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。

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、完全なオーステナイトに変態するに十分な温度である１０００℃〜１１００℃で好ましくは０．５〜３時間加熱保持後室温まで急冷する焼入れ（好ましくは油冷）を行い、次に、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℃〜６８０℃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回以上の焼戻しを行い、全焼戻しマルテンサイト組織とする。

本発明に係る耐熱鋳鋼からなる蒸気タービン内部ケーシング材においては、質量で、Ｃ０．０６〜０．１６％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ０．２〜１．０％、Ｃｒ８〜１２％、Ｖ０．０５〜０．３５％、Ｎｂ０．０１〜０．１５％、Ｃｏ２％以下、Ｎ０．０１〜０．１％、Ｍｏ１．５％以下、Ｗ１〜４％、Ｂ０．０００５〜０．００３％を含む高強度マルテンサイト鋼からなり、９５％以上の焼戻しマルテンサイト（δフェライト５％以下）組織となるようにＣｒ当量を４〜１０に成分調整することが好ましい。

本発明によれば、６００℃〜６３０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービン用ロータシャフト材に好適であり、又、熱間鍛造性を改善することにより大型鍛造鋼に適した高強度マルテンサイト耐熱鋼とその製造方法及び蒸気タービンロータシャフトとその製造法、蒸気タービン用動翼とその製造方法、蒸気タービン用静翼とその製造方法並びに蒸気によってロータを冷却して使用している段落において、高温引張強度を確保することでタービン翼の長尺化を可能とし、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントとその製造方法を提供することができる。

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詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１は、本実施例に用いた本発明鋼及び比較鋼の化学組成（質量％）を示すものである。Ｎｏ．１〜４、７〜１０が本発明鋼であり、Ｎｏ．５、６、１１〜１３が比較鋼、及び１４〜１９が従来鋼（特許文献１、３に相当）である。表１に示すように、Ｎｏ．１〜４、７〜１０の本発明鋼は、（Ｗ／Ｍｏ）比が４．０〜１０．０を有するものである。

表１に記載の鋼は、いずれも真空高周波誘導溶解炉にて５０ｋｇのインゴヅトを製造し、熱間鍛造を行い、t３０ｍｍ×ｗ９０ｍｍ×Ｌの板形状とした。加熱条件は温度１１５０℃×３時間、鍛造温度１１５０℃〜９５０℃、ヒート回数６回にて行った。

熱処理は、大型蒸気タービン用ロータシャフトの中心部を模擬して１０５０℃×５時間１００℃／ｈの冷却速度で焼入れを行い、次いで５７０℃×２０時間加熱保持の一次焼戻しと、６８０℃×２０時間加熱保持の二次焼戻しを順次行なった。これらの鋼について、各温度でクリープ破断試験を実施し、その結果から６２０℃の１０^５時間におけるクリープ破断強度を外挿により求めたものである。又、常温(２０℃)におけるＶノッチシャルピー衝撃試験を行い、その吸収エネルギを求めたものである。

表２は、６２０℃の１０^５時間におけるクリープ破断強度及び２５℃におけるシャルピー衝撃試験結果による吸収エネルギを示すものである。表２に示すように、６２０℃の１０^５時間におけるクリープ破断強度は、Ｎｏ．１〜４、７〜１０の本発明鋼が１０．３５〜１３．００ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、全体的に高いものである。Ｎｏ．５、６、１１〜１３の比較鋼、及び１４〜１９の従来鋼が７．３０〜１３．２６ｋｇｆ／ｍｍ^２とばらついた強度を有するものである。いずれの鋼においても、Ｃｏ−Ｂ有り、Ｃｏ−Ｂ無し、Ｃｏ又はＢ無しのもの系に共通して分けることによってそれらの鋼の特性が明確なものとなる。従って、これらの各系において、（Ｗ／Ｍｏ）比が４．０〜１０．０である本発明鋼が高い強度を有することが明らかである。

又、表２に示すように、常温（２０℃）におけるシャルピー衝撃試験結果による吸収エネルギは、Ｎｏ．１〜４、７〜１０の本発明鋼が５５〜１３９Ｊであり、全体的に高いものであるが、Ｎｏ．５、６、１１〜１３の比較鋼、及び１４〜１９の従来鋼が１０〜１４５Ｊとばらついた吸収エネルギを有するものである。いずれの鋼においても、Ｃｏ・Ｂ有り、Ｃｏ・Ｂ無し、Ｃｏ又はＢ無しのもの系に共通して分けることによってそれらの鋼の特性が明確なものとなる。従って、これらの各系において、（Ｗ／Ｍｏ）比が４．０〜１０．０である本発明鋼が高い吸収エネルギを有することが明らかである。

図１は、（Ｗ／Ｍｏ）比と６２０℃１０^５時間クリープ破断強度との関係を示す線図である。図１から明らかのように、いずれの鋼においても、鋼中の（Ｗ／Ｍｏ）比を高めることにより６２０℃１０^５時間クリープ破断強度が顕著に高められ、１０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高い値を有し、蒸気温度６００℃以上用の蒸気タービン用ロータシャフト材として満足できるものである。

又、図１に示すように、いずれの鋼においても、Ｃｏ・Ｂ無し、Ｃｏ又はＢ無しのもの系に比較して、Ｃｏ・Ｂ有りの鋼系が最も高い強度を有する。そして、これらの各系において、（Ｗ／Ｍｏ）比が４．０〜１０．０と高い方がより高い強度を有することが明らかである。特にＣｏを有する鋼においては（Ｗ／Ｍｏ）比が１０を越えると強度が低下することが明らかである。更に、Ｃｏ量の含有量が多いほど高いクリープ破断強度が得られる。

図２は、（Ｗ／Ｍｏ）比と常温（２０℃）におけるシャルピー衝撃試験結果による吸収エネルギとの関係を示す線図である。図２に示すように、吸収エネルギは、いずれの鋼においても、Ｃｏ・Ｂ有り、Ｃｏ・Ｂ無し、Ｃｏ又はＢ無しの系に関係なく、（Ｗ／Ｍｏ）比が４．０〜１０．０である本発明鋼が高いことが明らかである。そして、吸収エネルギは、Ｃｏ・Ｂ有りの系が最も低いものであり、（Ｗ／Ｍｏ）比が１０以上では急激に低下する。特に、Ｃｏを有する系においては、（Ｗ／Ｍｏ）比が１０を越えると急激に吸収エネルギが低下することが分かる。従って、これらの各系において、（Ｗ／Ｍｏ）比を４．０〜１０．０とする本発明鋼は、高い吸収エネルギを有することが明らかである。

図３は、６２０℃１０^５時間クリープ破断強度と２５℃におけるシャルピー衝撃試験結果による吸収エネルギとの関係を示す線図である。Ｃｏ・Ｂ無しの系（▲△印）、Ｃｏ又はＢ有りの系（■□印）、Ｃｏ・Ｂ有りの鋼系（●○印）のいずれの鋼においても、クリープ破断強度と吸収エネルギとの関係が異なるものである。図３に示すように、クリープ破断強度が高いほど吸収エネルギが低くなる。又、Ｃｏ・Ｂ無し、Ｃｏ有り、Ｂ有り、及びＣｏ・Ｂ有りの鋼系の順に同じ強度に比較して低い吸収エネルギを有するものである。

従って、Ｃｏ・Ｂ無し系（▲印）においてはＮｏ．１１とＮｏ．１５（Ｎｉ０．５％を含むもの）、Ｃｏ・Ｂ無し系（▲印）においてはＮｏ．１２（Ｎｉ０．２４％を含むもの）、Ｃｏ有りの系（■印）においてはＮｏ．１６、１４、Ｂ有りの系（■印）においてはＮｏ．１３、更に、Ｃｏ・Ｂ有りの系（●印）においてはＮｏ．１９及びＮｏ．１７がこれらは比較鋼及び従来鋼に係るものである。これらの各同じ系に対して、Ｎｏ．１〜１０の本発明鋼（△印）、（□印）及び（○印）は、同じ強度で比較して高い吸収エネルギを有することが明らかである。従って、本発明材は、比較鋼及び従来鋼よりもいずれもこれらの線より吸収エネルギが高いものであり、従って、同様に同じ吸収エネルギで比較しても高い強度を有することが明らかである。

以上のように、本発明鋼は、６００℃〜６３０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有することにより蒸気タービン用ロータシャフト材に好適であり、又、熱間鍛造性を改善することにより製造コストを削減することができる。

図４は、本発明の高強度マルテンサイト耐熱鋼をロータシャフトに用いた高圧蒸気タービン（ＨＰ）の断面図である。図５は、本発明の高強度マルテンサイト耐熱鋼をロータシャフトに用いた中圧蒸気タービン（ＩＰ）の断面図である。本実施例においては、（ＨＰ）−（ＩＰ）がタンデムに連結され、蒸気温度６２５℃、１０５０ＭＷ蒸気タービン発電プラントを構成し、クロスコンパウンド型４流排気、低圧蒸気タービンにおける最終段翼長が４３インチである。（ＨＰ）−（ＩＰ）−発電機及び低圧蒸気タービン（ＬＰ）２台−発電機で３０００ｒ／ｍｉｎのもの、又、（ＨＰ）−（ＬＰ）−発電機及び（ＩＰ）−（ＬＰ）−発電機で各々同じく３０００ｒ／ｍｉｎの回転数を有する。ＨＰの蒸気温度は６２５℃、２５０ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力であり、ＩＰの蒸気温度は６２５℃に再熱器によって加熱され、４５〜６５ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力で運転される。ＬＰは蒸気温度は４００℃で入り、１００℃以下、７２２ｍｍＨｇの真空で復水器に送られる。

本実施例における高温高圧蒸気タービン発電プラントは、主として石炭専焼ボイラ、ＨＰ、ＩＰ、ＬＰ２台、復水器、復水ポンプ、低圧給水加熱器系統、脱気器、昇圧ポンプ、給水ポンプ、高圧給水加熱器系統などより構成されている。すなわち、ボイラで発生した超高温高圧蒸気はＨＰに入り動力を発生させたのち再びボイラにて再熱されてＩＰへ入り動力を発生させる。この中圧タービン排気蒸気は、ＬＰに入り動力を発生させた後、復水器にて凝縮する。この凝縮液は復水ポンプにて低圧給水加熱器系統、脱気器へ送られる。この脱気器にて脱気された給水は昇圧ポンプ、給水ポンプにて高圧給水加熱器へ送られ昇温された後、ボイラへ戻る。ボイラにおいて給水は節炭器、蒸発器、過熱器を通って高温高圧の蒸気となる。

ＨＰは高圧内部車室１８とその外側の高圧外部車室１９内に高圧高圧動翼１６を植設した高圧ロータシャフト２０が設けられる。高温高圧の蒸気はボイラによって得られ、主蒸気管を通って、主蒸気入℃を構成するフランジ、エルボ２５より主蒸気入口２８を通り、ノズルボックス３８より初段複流の動翼に導かれる。初段は複流であり、片側に８段設けられる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。

ＩＰはＨＰより排出された蒸気を再度６２５℃に再熱器によって加熱された蒸気によってＨＰと共に発電機を回転させる。ＩＰはＨＰと同様に中圧内部車室２１と中圧外部車室２２とを有し、中圧動翼１７と対抗して静翼が設けられる。中圧動翼１７は左右対称に各６段で、中圧ロータシャフト２４中心部に初段が植設された複流構造である。

本実施例においては、（ＨＰ）及び（ＩＰ）に対して、前述の表１に示す本発明鋼のうちロータシャフト、初段ブレード及び初段ノズルにはいずれもＣｏ及びＢを含む１２％Ｃｒ系鋼によって構成したものである。ＨＰ及びＩＰのロータシャフトは前述の実施例１と同様の特性を有し、初段ブレード及び初段ノズルはロータシャフトと同様の温度での油中冷却による焼き入れ後、６５０〜７５０℃による焼戻し処理が行われ、クリープ破断強度及び衝撃値はロータシャフト材よりやや高いものが得られる。

高圧タービン及び中圧タービン用ロータシャフトは、表１に記載の耐熱鋳鋼を電気炉で３０トン溶解し、カーボン真空脱酸し、金型鋳型に鋳込み、鍛伸して電極棒を作製し、この電極棒として鋳鋼の上部から下部に溶解するようにエレクトロスラグ再溶解し、ロータ形状に鍛伸して成型した。この鍛伸は、鍛造割れを防ぐために、１１５０℃以下の温度で行った。

またこの鍛鋼を焼鈍熱処理後、１０５０℃に１（回転／分）のゆっくりした回転を行いながら加熱保持した後、同様に回転させながら水噴霧冷却による焼入れ処理（中心部で１００℃／分）、５７０℃での一次焼戻し及び６９０℃での二次焼戻しを行い、図４及び図５に示す形状に切削加工によって得たものである。本実施例においてはエレクトロスラグ鋼塊の上部側を初段翼側にし、下部を最終段側にするようにした。

本実施例のロータシャフトの中心部を調査した結果、高圧、中圧タービンロータに要求される特性(６２５℃、１０^５ｈ強度≧１０ｋｇｆ／ｍｍ^２、２０℃衝撃吸収エネルギー≧１．５ｋｇｆ−ｍ)を十分満足することが確認された。これにより、６００〜６３０℃の蒸気中で使用可能な蒸気タービン用ロータが製造できることが実証された。

ＬＰは２基タンデムに結合され、ほぼ同じ構造を有し、各々の最終段動翼は左右に８段あり、左右ほぼ対称になっており、また動翼に対応して静翼が設けられる。最終段動翼の翼部長さは４３インチであり、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。この長翼材には、質量で、Ｃ０．０８〜０．１８％、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の少なくとも１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り、その室温の引張強さが１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上有し、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、より好ましくは、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以上である。翼部長さが４３インチである長翼の高速蒸気が突き当たる翼部には、蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのＣｏ基鋼のステライト板を溶接で接合したエロージョンシールドが設けられる。

低圧ロータシャフトはＮｉ３．７５％、Ｃｒ１．７５％、Ｍｏ０．４％、Ｖ０．１５％、Ｃ０．２５％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ０．１０％、残Ｆｅからなるスーパークリーン材の全焼戻しベーナイト組織を有する鍛鋼が用いられる。最終段以外の動翼及び静翼にはいずれもＭｏを０．１％含有する１２％Ｃｒ鋼が用いられる。内外部ケーシング材にはＣ０．２５％の鋳鋼が用いられる。

本実施例において、出力１０５０ＭＷ級の発電機のシャフトとしては、より高強度を有するＣ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ０．１〜０．３％、Ｍｎ０．５％以下、Ｎｉ３．２５〜４．５％、Ｃｒ２．０５〜３．０％、Ｍｏ０．２５〜０．６０％、Ｖ０．０５〜０．２０％を含有する全焼戻しベーナイト組織を有し、室温引張強さ９３ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、特に１００ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、５０％ＦＡＴＴが０℃以下、特に−２０℃以下とするものが用いられる。

ＨＰ、ＩＰ、ＬＰのいずれのロータシャフトにおいても中心孔が設けられ、この中心孔を通して超音波検査、目視検査及び蛍光探傷によって欠陥の有無が検査される。また、外表面から超音波検査により行うことができ、中心孔が無でもよい。

本実施例においては、ＨＰ、ＩＰのロータシャフトのジャーナル部にＣｒ−Ｍｏ低鋼鋼を肉盛溶接し、軸受特性が改善させる。肉盛溶接の供試溶接棒として被覆アーク溶接棒を用いた。

肉盛溶接を８層形成した。各層の厚さは３〜４ｍｍであり、全厚さは約２８ｍｍであり、表面を約５ｍｍ研削した。溶接施工条件は、予熱、パス間、応力除去焼鈍（ＳＲ）開始温度が２５０〜３５０℃及びＳＲ処理条件は６３０℃×３６時間保持である。１層から３層を８％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ鋼、５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ鋼、２．３％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼を用い、４〜８層を１．３％Ｃｒ−０．７６％Ｍｏ鋼の各被覆アーク溶接棒を用いた。これらの溶接材のＣ量が０．０３〜０．０７％、Ｓｉ量が０．４〜０．８％、Ｍｎ量が０．５〜１．０％を有するものである。

ＨＰ及びＩＰの初段ブレード及び初段ノズルは、同じく表１に記載のＣｏ及びＢを含む耐熱鋼を真空アーク溶解炉で溶解し、ブレード及びノズル素材形状（幅１５０ｍｍ、高さ５０ｍｍ、長さ１０００ｍｍ）に鍛伸して成型した。この鍛鋼を１０５０℃に加熱し油焼入れ処理、６９０℃で焼戻しを行い、次いで所定形状に切削加工したものである。

また、このＨＰ、ＩＰの初段ブレードに要求される特性（６２５℃、１０^５ｈ強度≧１５ｋｇｆ／ｍｍ^２）を十分満足することが確認された。これにより、６２０℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気タービンブレードが製造できることが実証された。

高圧部及び中圧部の内部ケーシング、主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングは、０．１２％Ｃ−９％Ｃｒ−０．６％Ｍｏ−１．７％Ｗ−Ｂ耐熱鋳鋼を電気炉で溶解し、とりべ精錬後、砂型鋳型に鋳込み作製した。鋳込み前に、十分な精錬及び脱酸を行うことにより、引け巣等の鋳造欠陥のないものができた。

更に、内部ケーシング主蒸気止め弁ケーシング及び蒸気加減弁ケーシングの特性を調査した結果、いずれも要求される特性（６２５℃、１０^５ｈ強度≧１０ｋｇｆ／ｍｍ^２、２０℃衝撃吸収エネルギー≧１ｋｇｆ−ｍ）を十分満足することと、溶接可能であることが確認された。これにより、６２０℃以上の蒸気中で使用可能な蒸気タービンケーシングが製造できることが実証された。

本実施例によれば、６００℃〜６３０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービン用ロータシャフト材に好適であり、又、蒸気タービン用動翼とその製造方法、蒸気タービン用静翼とその製造方法並びに蒸気によってロータを冷却して使用している段落において、高温引張強度を確保することでタービン翼の長尺化を可能とし、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントとその製造方法が得られるものである。

図６は高圧中圧一体型蒸気タービンの断面構成図である。本実施例は、蒸気温度６００℃、６００ＭＷ蒸気タービン発電プラントに関するものである。本実施例は、タンデムコンパウンドダブルフロー型、ＬＰにおける最終段翼長が４３インチであり、高中圧一体型蒸気タービン（ＨＰ・ＩＰ）及びＬＰ１台（Ｃ）又は２台（Ｄ）で３０００ｒ／ｍｉｎの回転数を有し、高圧部（ＨＰ）の蒸気温度は６００℃、２５０ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力であり、中圧部（ＩＰ）の蒸気温度は６００℃に再熱器によって加熱され、４５〜６５ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力で運転される。低圧部（ＬＰ）の蒸気温度は４００℃であり、１００℃以下、７２２ｍｍＨｇの真空で復水器に送られる。

高圧側蒸気タービン（ＨＰ）は内部車室１８とその外側の外部車室１９内に高圧側の高圧動翼１６が植設され、中圧側蒸気タービン（ＩＰ）は内部車室２１とその外側の外部車室２２内に高圧側の中圧動翼１７が植設された高中圧ロータシャフト２３が設けられる。前述の高温高圧の蒸気はボイラによって得られ、主蒸気管を通って、主蒸気入℃を構成するフランジ、エルボ２５より主蒸気入℃２８を通り、ノズルボックス３８より高圧側蒸気タービンの初段の高圧動翼１６に導かれる。動翼は図中左側の（ＨＰ）に８段及び右側の（ＩＰ）に６段設けられる。これらの動翼に対応して各々静翼が設けられる。

本実施例においては前述の表１に示す本発明鋼のうちロータシャフト、初段ブレード及び初段ノズルにはいずれもＣｏ及びＢの少なくとも一方を含む１２％Ｃｒ系鋼によって構成したものである。

高中圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトは、表１に記載の１２％Ｃｒ鋼を電気炉で３０トン溶解し、カーボン真空脱酸し、金型鋳型に鋳込み、鍛伸して電極棒を作製し、この電極棒として鋳鋼の上部から下部に溶解するようにエレクトロスラグ再溶解し、ロータ形状に鍛伸して成型した。この鍛伸は、鍛造割れを防ぐために、１１５０℃以下の温度で行った。またこの鍛鋼を焼鈍熱処理後、１０５０℃に加熱し水噴霧冷却焼入れ処理、５７０℃及び６９０℃で２回焼戻しを行い、図５に示す形状に切削加工によって得たものである。他の各部の材料及び製造条件は実施例２と同様である。更に、軸受ジャーナル部への肉盛溶接も同様に行った。又、ロータシャフトは前述の実施例１と同様の特性を有するものであった。

初段ブレード及び初段ノズルはロータシャフトと同様の温度での油中冷却による焼き入れ後、６５０〜７５０℃による焼戻し処理が行われ、クリープ破断強度及び衝撃値はロータシャフト材よりやや高いものが得られる。

ＩＰはＨＰより排出された蒸気を再度６００℃に再熱器によって加熱された蒸気によってＨＰと共に発電機を回転させる。

ＬＰは１基でＨＰ・ＩＰにタンデムに結合される。最終段動翼は左右に６段あり、左右ほぼ対称になっており、また動翼に対応して静翼が設けられる。最終段動翼の翼部長さは４３インチあり、実施例２と同様の１２％Ｃｒ鋼が使用される。本実施例においても最終段動翼は実施例２と同様にステライト鋼よりなるエロージョンシールドを電子ビーム溶接又はＴＩＧ溶接によって表と裏側との２個所で溶接される。

低圧蒸気タービン用ロータシャフト、最終段以外の動翼及び静翼はいずれも実施例２と同様である。

本実施例の他、高中圧蒸気タービンの蒸気入℃温度６１０℃以上、低圧蒸気タービンへの蒸気入口温度約４００℃及び出口温度が約６０℃とする１０００ＭＷ級大容量発電プラントに対しても同様の構成とすることができる。

尚、本実施例ではＨＰ・ＩＰ及び１基の低圧蒸気タービンを１台の発電機タンデムに連結し発電するタンデムコンパウンドダブルフロー型発電プラントに構成したものである。別の実施例として、２基の低圧蒸気タービンをタンデムに連結し、出力１０５０ＭＷ級の発電においても本実施例と同様に構成できるものである。その発電機シャフトとしては実施例２と同様のより高強度の全焼戻しベーナイト組織を有し、室温引張強さ９３ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、特に１００ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、５０％ＦＡＴＴが０℃以下、特に−２０℃以下とするものが用いられる。

本実施例によれば、６００℃〜６３０℃の蒸気温度条件において必要な長時間クリープ破断強度及び靭性を有する蒸気タービン用ロータシャフト材に好適であり、又、蒸気タービン用動翼とその製造方法、蒸気タービン用静翼とその製造方法並びに蒸気によってロータを冷却して使用している段落において、高温引張強度を確保することでタービン翼の長尺化を可能とし、熱効率の高い蒸気タービン発電プラントとその製造方法が得られるものである。

６２０℃、１０^５ｈクリープ破断強度と（Ｗ／Ｍｏ）との関係を示す線図である。 ２５℃衝撃吸収エネルギーと（Ｗ／Ｍｏ）との関係を示す線図である。 クリープ破断強度と吸収エネルギーとの関係を示す線図である。 本発明に係る高圧蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る中圧蒸気タービンの断面図である。 本発明に係る高中圧一体型蒸気タービンの断面図である。

符号の説明

１３…中圧ロータシャフト、１６…高圧動翼、１７…中圧動翼、１８…高圧内部車室、１９…高圧外部車室、２１…中圧内部車室、２２…中圧外部車室、２３…高中圧一体型ロータシャフト、２４…高圧ロータシャフト、２５…エルボ、２７…軸受、３８…ノズルボックス。

Claims (19)

1. 質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％、Ｎ０．０１〜０．１０％、Ｃｏ０．５〜２．０％及びＢ０．００８〜０．０１５％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼。
2. 質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｃｏ０．５〜２．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％及びＮ０．０１〜０．１０％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼。
3. 質量で、Ｃ０．０９〜０．１６％、Ｓｉ０．０３〜０．０８％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｎｉ０．２〜０．７％、Ｃｒ１０〜１１％、Ｍｏ０．３〜０．５５％、Ｗ２．０〜２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０４〜０．１０％、Ｎ０．０１〜０．０７％、Ｃｏ０．５〜２．０％、及びＢ０．００８〜０．０１５％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜８．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼。
4. 質量で、Ｃ０．０９〜０．１６％、Ｓｉ０．０３〜０．０８％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｎｉ０．２〜０．７％、Ｃｒ１０〜１１％、Ｍｏ０．３〜０．５５％、Ｗ２．０〜２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０４〜０．１０％、Ｎ０．０１〜０．０７％及びＣｏ０．５〜２．０％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜８．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼。
5. 請求項１〜４のいずれかにおいて、（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が１．３〜１．７であることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼。
6. 質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％、Ｎ０．０１〜０．１０％、Ｃｏ０．５〜２．０％及びＢ０．００８〜０．０１５％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなり、熱間塑性加工後、焼入れ処理を行い、次いで一次焼戻し処理及び該一次焼戻し処理温度より高い温度で二次焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法。
7. 質量で、Ｃ０．０７〜０．２０％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１５〜０．７％、Ｎｉ０．１５〜０．７％、Ｃｒ９．５〜１２．０％、Ｍｏ０．２０〜０．６５％、Ｗ１．８〜３．０％、Ｃｏ０．５〜２．０％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０３〜０．１５％、Ｎ０．０１〜０．１０％、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜１０．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなり、熱間塑性加工後、焼入れ処理を行い、次いで一次焼戻し処理及び該一次焼戻し処理温度より高い温度で二次焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法。
8. 質量で、Ｃ０．０９〜０．１６％、Ｓｉ０．０３〜０．０８％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｎｉ０．２〜０．７％、Ｃｒ１０〜１１％、Ｍｏ０．３〜０．５５％、Ｗ２．０〜２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０４〜０．１０％、Ｎ０．０１〜０．０７％、Ｃｏ０．５〜２．０％及びＢ０．００８〜０．０１５％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜８．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなり、熱間塑性加工後、焼入れ処理を行い、次いで一次焼戻し処理及び該一次焼戻し処理温度より高い温度で二次焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法。
9. 質量で、Ｃ０．０９〜０．１６％、Ｓｉ０．０３〜０．０８％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｎｉ０．２〜０．７％、Ｃｒ１０〜１１％、Ｍｏ０．３〜０．５５％、Ｗ２．０〜２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．０４〜０．１０％、Ｎ０．０１〜０．０７％、Ｃｏ０．５〜２．０％を有し、（Ｗ／Ｍｏ）４．０〜８．０で、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなり、熱間塑性加工後、焼入れ処理を行い、次いで一次焼戻し処理及び該一次焼戻し処理温度より高い温度で二次焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法。
10. 請求項６〜９のいずれかにおいて、（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が１．３〜１．７であることを特徴とする高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法。
11. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度マルテンサイト耐熱鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフト。
12. 請求項６〜１０のいずれかに記載の高強度マルテンサイト耐熱鋼の製造方法によって製造することを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフトの製造方法。
13. 請求項１２において、前記マルテンサイト耐熱鋼よりなるインゴットを真空溶解、真空カーボン脱酸溶解及びエレクトロスラグ再溶解のいずれかにより製造し、次いで８５０〜１１５０℃にて熱間鍛造後、９００℃〜１１５０℃で加熱し、中心孔で５０〜１５０℃／ｈの冷却にて焼入れし、次いで５００℃〜６２０℃で一次焼戻し及びそれより高い温度の６３０℃〜７５０℃で二次焼戻しを施すことを特徴とする蒸気タービン用ロータシャフトの製造方法。
14. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度マルテンサイト耐熱鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用動翼。
15. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度マルテンサイト耐熱鋼からなることを特徴とする蒸気タービン用静翼。
16. ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼と、該静翼を保持する内部ケーシングとを有し、前記動翼は高圧側が７段以上及び中圧側が５段以上であり、前記ロータシャフト又はロータシャフトと動翼及び静翼の少なくとも初段とが請求項１１、１４及び１５のいずれかに記載のロータシャフト、動翼及び静翼よりなることを特徴とする蒸気タービン。
17. 請求項１６において、前記蒸気タービンは、高圧蒸気タービン、中圧蒸気タービン及び高中圧一体型蒸気タービンのいずれかであることを特徴とする高温蒸気タービン。
18. ロータシャフトと、該ロータシャフトに植設された動翼と、該動翼への水蒸気の流入を案内する静翼と、該静翼を保持する内部ケーシングとを有し、前記動翼は高圧側が７段以上及び中圧側が５段以上であり、前記ロータシャフトを請求項１２又は１３に記載のロータシャフトの製造方法によって製造することを特徴とする蒸気タービンの製造方法。
19. 高圧蒸気タービンと中圧蒸気タービン及びタンデムに２台連結された低圧蒸気タービン又は高中圧一体型蒸気タービン及び低圧蒸気タービンを備えた蒸気タービン発電プラントにおいて、前記高圧蒸気タービン、中圧蒸気タービン及び高中圧一体型蒸気タービンの少なくとも一つが請求項１７に記載の前記高圧蒸気タービン、中圧蒸気タービン及び高中圧一体型蒸気タービンよりなることを特徴とする蒸気タービン発電プラント。
    

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