JP5528986B2 - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼およびそれを用いた蒸気タービン部材 - Google Patents

Description

本発明は、高い機械的特性を有する鋼材に関し、特に析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼およびそれを用いた蒸気タービン用部材に関するものである。

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

現在、超々臨界圧発電（USC）プラントの蒸気タービン長翼には、主にマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。しかしながら、蒸気タービン長翼の長大化を進めるにあたって遠心力が著しく増大することから、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼では機械的強度が不足することが懸念される。そのため、蒸気タービンの長翼材料として、より機械的強度の高い材料が求められている。また、突然の破壊を防ぐために優れた靭性を有することも望まれている。

良好な機械的強度と靭性とを有する構造材料として、例えば、特許文献１には、蒸気タービン翼に好適に利用できるとされているマルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。

特開２００１−０９８３４９号公報 特開２００５−１９４６２６号公報

前述したように、蒸気タービン長翼の長大化を実現するため、高い機械的強度と高い靭性とを兼ね備えた材料が求められている。加えて、蒸気タービン長翼は、乾湿交番域で使用されるため厳しい腐食環境下にあることから、高い耐食性（例えば、応力腐食割れ（SCC）に対する耐性）を有することも望まれる。

一般的に機械的強度と耐食性とはトレードオフの関係にある。マルテンサイト系ステンレス鋼は、高い機械的強度を有するが耐食性において更なる向上が望まれる。一方、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、Cr添加量が多くC添加量が少ないため、耐SCC性などの耐食性に優れるが機械的強度において少し弱点を有する。特許文献２に開示されている析出硬化型マルテンサイト鋼は、機械的強度の向上に重点を置いており機械的強度は向上しているが、代わりに耐食性が犠牲にされている可能性がある。

従って、本発明の目的は、機械的強度と靭性とが高いレベルでバランスし且つ耐SCC性などの耐食性が優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼およびそれを用いた蒸気タービン部材を提供することにある。

本発明の１つの態様は、上記目的を達成するため、組成として、0.10質量％以下のC（炭素）、13.0質量％以上15.0質量％以下のCr（クロム）、7.0質量％以上10.0質量％以下のNi（ニッケル）、2.0質量％以上3.0質量％以下のMo（モリブデン）、0.5質量％以上2.5質量％以下のTi（チタン）、0.5質量％以上2.5質量％以下のAl（アルミニウム）、0.5質量％以下のSi（ケイ素）、0.1質量％以上1.0質量％以下のMn（マンガン）を含み、残部がFe（鉄）および不可避不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼であって、
「[Ti濃度]」をx軸とし、Ti成分と化合物を作るAl成分とC成分による「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、前記Ti、前記Alおよび前記Cの成分量バランスが、４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内にあることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。

本発明によれば、機械的強度と靭性とが高いレベルでバランスし且つ耐SCC性などの耐食性が優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼およびそれを用いた蒸気タービン部材を提供することができる。

本発明に係る蒸気タービン長翼の一例を示す斜視模式図である。 「[Ti濃度]」をx軸とし「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、発明鋼１〜９および比較鋼１〜４についてのTi、AlおよびCの成分量バランスをプロットした図である。 引張強さと時効温度との関係を示すグラフである。 シャルピー衝撃値と時効温度との関係を示すグラフである。

以下、本発明に係る実施形態について、図面を参照しながら説明する。ただし、本発明はここで取り上げた実施形態に限定されることはなく、要旨を変更しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。

前述したように、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、組成として、0.10質量％以下のC（炭素）、13.0質量％以上15.0質量％以下のCr（クロム）、7.0質量％以上10.0質量％以下のNi（ニッケル）、2.0質量％以上3.0質量％以下のMo（モリブデン）、0.5質量％以上2.5質量％以下のTi（チタン）、0.5質量％以上2.5質量％以下のAl（アルミニウム）、0.5質量％以下のSi（ケイ素）、0.1質量％以上1.0質量％以下のMn（マンガン）を含み、残部がFe（鉄）および不可避不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼であって、
「[Ti濃度]」をx軸とし、Ti成分と化合物を作るAl成分とC成分による「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、前記Ti、前記Alおよび前記Cの成分量バランスが、４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内に入ることを特徴とする。

また、本発明は、上記の発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（１）Nb（ニオブ）、V（バナジウム）およびTa（タンタル）のうちの少なくとも１種を合計0.05質量％以上0.5質量％以下で更に含む。
（２）前記Moの一部または全部がW（タングステン）で置き換えられている。
（３）0.5質量％以上1.0質量％以下のCo（コバルト）および0.5質量％以上1.0質量％以下のRe（レニウム）を更に含む。
（４）前記不可避不純物が、P（リン）、S（硫黄）、Sb（アンチモン）、Sn（錫）およびAs（ヒ素）のうちのいずれか１種以上であり、前記Pが0.1質量％以下、前記Sが0.1質量％以下、前記Sbが0.1質量％以下、前記Snが0.1質量％以下、前記Asが0.1質量％以下である。
（５）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、900℃以上950℃以下の溶体化熱処理が施された後、530℃以上580℃以下の時効熱処理が施されている。
（６）上記の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなり、3600 rpmに対して48〜60インチの長さを有する蒸気タービン長翼である。
（７）上記の蒸気タービン長翼を有するロータである。
（８）上記のロータを用いた蒸気タービンである。
（９）上記の蒸気タービンを用いた火力発電プラントである。

（析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の組成）
以下、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の各成分について説明する。

C成分は、機械的特性や耐SCC性に悪影響を及ぼすδフェライト相の生成を抑制する元素である。また、Cr、TiおよびMoなどと化合物を生成し析出硬化に寄与する元素であるが、0.10質量％超の添加は、炭化物の過剰析出による靭性の低下や、粒界近傍のCr濃度低下による耐食性の悪化の要因となる。よって、C成分量は0.10質量％以下が望ましい。0.05質量％以下がより望ましく、0.025質量％以下が更に望ましい。

Cr成分は、ステンレス鋼の表面に不動態被膜を形成することで耐食性向上に寄与する元素である。12.0質量％未満の添加では、耐食性の確保が不十分である。一方、15.0質量％超の添加は、δフェライト相が生成し易くなり機械的特性および耐SCC性を劣化させる要因となる。よって、Cr成分量は13.0〜15.0質量％が望ましい。13.5〜14.5質量％がより望ましく、13.75〜14.25質量％が更に望ましい。

Ni成分は、δフェライト相の生成を抑制するとともに、Ni-Ti-Al化合物の析出硬化により引張強度の向上に寄与する元素である。さらに、焼入れ性や靭性を向上する効果もある。7.0質量％未満の添加では、それらの効果が不十分である。一方、10.0質量％超の添加は、オーステナイト相が残留・析出して機械的強度（例えば引張強度）が低下する要因となる。よって、Ni成分量は7.0〜10.0質量％が望ましい。7.5〜9.5質量％がより望ましく、8.0〜9.0質量％が更に望ましい。

Mo成分は、耐SCC性を向上させる元素である。2.0質量％未満の添加では、その効果が不十分である。一方、3.0質量％超の添加は、δフェライト相の生成を助長し機械的特性および耐SCC性を劣化させる要因となる。よって、Mo成分量は2.0〜3.0質量％が望ましい。2.2〜2.8質量％がより望ましく、2.3〜2.7質量％が更に望ましい。

Ti成分は、炭化物を生成すると共にNi-Ti-Al化合物を生成して析出硬化に寄与することから、優れた引張強度を得るために必須の元素である。また、Ti炭化物はCr炭化物よりも優先して生成されることから、結果としてCr炭化物の生成を抑制し耐SCC性の向上にも寄与する。さらに、Ti成分は耐粒界腐食性を向上させる効果もある。0.5質量％未満の添加では、それらの効果が不十分である。一方、2.5質量％超の添加は、有害相の析出などにより靭性を低下させる要因となる。よって、Ti成分量は0.5〜2.5質量％が望ましい。1.0〜2.0質量％がより望ましく、1.25〜1.75質量％が更に望ましい。

Al成分もNi-Ti-Al化合物を生成して析出硬化に寄与する元素である。0.5質量％未満の添加では、その効果が不十分である。一方、2.5質量％超の添加は、Ni-Ti-Alの過剰析出やδフェライト相を生成させ易く特性劣化の要因となる。よって、Al成分量は0.5〜2.5質量％が望ましい。1.0〜2.0質量％がより望ましく、1.25〜1.75質量％が更に望ましい。

Si成分は、脱酸剤であってステンレス鋼の溶解時に機能する元素であり、少量でも効果がある。0.5質量％超の添加は、δフェライト相を生成させ易く特性劣化の要因となる。よって、Si成分量は0.5質量％以下が望ましい。0.25質量％以下がより望ましく、0.1質量％以下が更に望ましい。なお、ステンレス鋼の溶解工程においてカーボン真空脱酸法やエレクトロスラグ再溶解法などを行う場合は、Si成分を積極的に添加する必要はない（Si無添加でよい）。

Mn成分は、脱酸剤および脱硫剤であってステンレス鋼の溶解時に機能する元素であり、少量でも効果がある。また、δフェライト相の生成を抑制する効果もあるため0.1質量％以上の添加が望ましい。一方、1.0質量％超の添加は、靭性を低下させる要因となる。よって、Mn成分量は0.1〜1.0質量％が望ましい。0.3〜0.8質量％がより望ましく、0.4〜0.7質量％が更に望ましい。

Nb成分は、炭化物として析出し機械的強度の向上に寄与する元素である。0.05質量％未満の添加では、その効果が不十分である。一方、0.5質量％超の添加は、δフェライト相生成を助長する要因となる。よって、Nb成分量は0.05〜0.5質量％が望ましい。0.1〜0.45質量％がより望ましく、0.2〜0.3質量％が更に望ましい。

V成分および/またはTa成分は、Nb成分に置き換えて添加することができる。その場合、合計添加量はNb単独添加の場合と同量にすることが望ましい。すなわち、Nb、VおよびTaのうちの少なくとも１種を合計0.05〜0.5質量％添加することが望ましい。V成分および/またはTa成分の添加は必須ではないが、析出硬化をより顕著にする効果がある。

W成分は、Mo成分と同様に耐SCC性を向上させる効果のある元素である。W成分の添加は必須ではないが、Mo成分との複合添加にこの効果をより一層高めることができる。この場合、Mo成分とW成分との合計添加量は、δフェライト相の析出を防ぐためにMo単独添加の場合と同量（2.0〜3.0質量％）にすることが望ましい。

Co成分は、δフェライト相の生成を抑制し、マルテンサイト組織の均一性を向上させる効果のある元素である。0.5質量％未満の添加では、その効果が不十分である。一方、1.0質量％超の添加は、オーステナイト相が残留・析出して機械的強度（例えば引張強度）が低下する要因となる。よって、Co成分量は0.5〜1.0質量％が望ましい。0.6〜0.9質量％がより望ましく、0.7〜0.8質量％が更に望ましい。

Re成分は、固溶強化により機械的強度を向上させる効果のある元素である。また、靭性や耐SCC性の向上にも寄与する効果がある。0.5質量％未満の添加では、それらの効果が不十分である。一方、Re成分は非常に高価であるため、コストの観点から1.0質量％程度を上限とするのがよい。よって、Re成分量は0.5〜1.0質量％が望ましい。0.6〜0.9質量％がより望ましく、0.7〜0.8質量％が更に望ましい。

本発明において不可避不純物とは、意図的に添加したものではない成分を指す。言い換えると、原材料にもともと含まれていた成分や、製造過程でやむを得ず混入する成分を指す。不可避不純物としては、例えばP、S、Sb、SnおよびAsが挙げられ、これらのうちの少なくとも１種が本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼に含まれる。

P成分およびS成分の低減は機械的強度を損なわずに靭性を向上できるので、極力低減することが望ましい。靭性の観点からP成分量を0.1質量％以下とし、S成分量を0.1質量％以下とすることが望ましい。0.05質量％以下のP、0.05質量％以下のSがより望ましい。同様に、Sb成分、Sn成分およびAs成分を低減することで靭性を改善できる。このため、これらの成分も極力低減することが望ましく、0.1質量％以下のSb、0.1質量％以下のSn、0.1質量％以下のAsが望ましい。0.05質量％以下のSb、0.05質量％以下のSn、0.05質量％以下のAsがより望ましい。

本発明の目的を達成するため、組成中のTi、AlおよびCの成分量バランスは本発明を最も特徴づける構成である。本発明者等は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の機械的強度と靭性と耐食性とを高いレベルでバランスさせるため、機械的強度に強い影響のある炭化物とNi-Ti-Al化合物の制御、および耐食性に強い影響のあるCr成分やMo成分の制御について鋭意検討した。機械的特性を向上させるためには、炭化物とNi-Ti-Al化合物とを積極的に生成・析出させることが有効である。一方、耐食性を維持・向上させるためには、有害相の生成を抑制すると共に炭化物生成によるCr成分やMo成分の過剰消費を抑制することが必要である。この相反する要求に対し、検討の結果、本発明者等は組成中のTi、AlおよびCの成分量バランスがポイントであることを見出し、本発明を完成させた。

具体的には、「[Ti濃度]」をx軸とし、Ti成分と化合物を作るAl成分とC成分による「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内に入るようにTi、AlおよびCの成分量をバランスさせることが好ましい（図２参照）。特に、３つの座標点C (0.5, 2.7)、E (1.5, 2.7)、F (1.5, 1.6) からなる三角形CEF内に入る場合、高強度（1500 MPa以上の引張強さ）と高靭性（25.0 J/cm²以上のシャルピー衝撃値）とを達成できることができる。

（製造方法）
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法は、熱処理工程において望ましい熱処理条件がある他は特段の限定がなく、従前の方法を利用することができる。以下、本発明の熱処理について説明する。

本発明では、900℃以上950℃以下（より望ましくは910℃以上940℃以下）で加熱保持後に急冷する溶体化熱処理を行うことが望ましい。本発明における溶体化熱処理とは、析出物の形成に関わる成分をマトリックス中に固溶させた後、マルテンサイト組織を得るために急冷する熱処理を指す。該溶体化熱処理を施した後、520℃以上580℃以下（より望ましくは530℃以上570℃以下、更に望ましくは530℃以上550℃以下）で加熱保持後に徐冷する時効熱処理を行うことが望ましい。本発明における時効熱処理とは、炭化物やNi-Ti-Al化合物を生成・析出させるための熱処理を指す。これらの溶体化熱処理および時効熱処理により、均一なマルテンサイト組織を有しかつ析出物が微細分散した望ましい微細構造を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を得ることができる。

（蒸気タービン部材）
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、良好な機械的特性と良好な耐食性とを兼ね備えることから、火力発電プラントの蒸気タービン部材として好適に利用することができる。図１は、本発明に係る蒸気タービン長翼の一例を示す斜視模式図である。本発明鋼は、3600 rpmに対して48〜60インチの蒸気タービン長翼に適用されることが望ましく、特に52〜58インチの蒸気タービン長翼に適用されることがより望ましい。図１に示したように、蒸気タービン長翼10は、アキシャルエントリータイプであり、高速の蒸気が衝突する翼プロファイル部1と翼根部2とから構成される。翼プロファイル部1の中央付近と先端には、蒸気タービンロータの隣接する長翼10同士を連結するためのスタブ4とシュラウド5がそれぞれ形成されている。また、翼プロファイル部1の先端領域には、結露した高速の蒸気が衝突することによる腐食（エロージョン）から翼プロファイル部1を保護するためのエロージョンシールド3が形成されている。なお、エロージョンシールド3は、エロージョンの度合いに応じて用いればよい。本発明鋼は耐エロージョン性を備えているので、エロージョンの程度が低い場合は、エロージョンシールド3を用いなくてもよい。

エロージョンシールド3の一例としてはステライト板（Co基合金板）が挙げられ、ティグ溶接、電子ビーム溶接、ロウ付けなどの方法を用いて接合することができる。ステライト板接合後には、割れの原因となる残留応力を除去するために、550℃以上650℃以下（より望ましくは570℃以上630℃以下）で応力除去熱処理（SR熱処理）を行うことが望ましい。また、エロージョンから翼プロファイル部1を保護する他の手段として、翼プロファイル部1の先端領域を入熱量の大きいレーザなどにより局所的に加熱して表層部を硬化させる表面焼入れがある。なお、蒸気タービン部材の加工は、時効熱処理後のステンレス鋼素材を用いて行うこともできるが、溶体化熱処理後で時効熱処理前のステンレス鋼素材（炭化物やNi-Ti-Al化合物が析出していない状態）を用いた方が、切削性などが良いために高い作業効率が期待できる。その場合、形状加工後に時効熱処理を行えばよい。

以下、本発明を実施例に基づいて更に詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（発明鋼１〜１２および比較鋼１〜１３の作製）
はじめに、表１に示す組成となるように、高周波真空溶解炉（5.0×10^-3 Pa以下、1600℃以上）を用いて原料を溶造した。得られた鋳塊に対して、1000 ton鍛造機および250 kgfハンマ鍛造機を用いて熱間鍛造を行い、幅×厚さ×長さ＝90 mm×30 mm×1400 mmの角材に成形した。次に、この角材を幅×厚さ×長さ＝45 mm×30 mm×80 mmに切断加工してステンレス鋼出発材とした。

次に、各ステンレス鋼出発材に対して、ボックス電気炉を用いて種々の熱処理を施した。発明鋼１〜１２および比較鋼１〜１０には、溶体化熱処理として930℃で1時間保持した後に室温の水に浸漬する水急冷を行った。次いで、時効熱処理として550℃で2時間保持した後に室温の大気中に取り出す空冷を行った。

比較鋼１１では、溶体化熱処理として925℃で1時間保持した後に空冷を行った。次いで、時効熱処理として540℃で2時間保持した後に空冷を行った。

比較鋼１２では、溶体化処理として1000℃で1時間保持した後に空冷を行った。次いで、時効熱処理として575℃で2時間保持した後に空冷を行った。

比較鋼１３では、溶体化処理として1120℃で1時間保持した後に室温の油に浸漬する油急冷を行った。次いで、時効熱処理として680℃で2時間保持した後に空冷を行った。

（各種特性評価）
上記で得られた各試料（発明鋼１〜９および比較鋼１〜１３）に対して、微細組織観察、機械的強度の指標として室温での引張強さと0.02%耐力、靭性の指標として室温でのシャルピー衝撃値、および耐食性の指標として耐SCC性の評価試験をそれぞれ実施した。各評価試験の概要について説明する。

微細組織観察は光学顕微鏡を用いて行った。判定基準は、δフェライト相および残留オーステナイト相の析出量がそれぞれ1.0％以下である均一なマルテンサイト組織を有するものを「合格」とした。それ以外を「不合格」とした。δフェライト相および残留オーステナイト相の析出量の測定は、JIS G 0555に記載の点算法に準拠した。

引張強さおよび0.02％耐力の測定は、前記で得られた各試料から試験片（平行部長さ30 mm、外径6 mm）を用意しJIS Z 2241に準拠して室温で引張試験を行った。引張強さおよび0.02％耐力の判定基準は、それぞれ1200 MPa以上、800 MPa以上を「合格」とし、それらの値未満を「不合格」とした。

シャルピー衝撃値の測定は、前記で得られた各試料から2 mmのＶノッチを有する試験片を用意しJIS Z 2242に準拠して室温でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃値の判定基準は、25.0 J/cm²以上を「合格」とし、その値未満を「不合格」とした。

耐SCC性の評価は、前記で得られた各試料から平板試験片（平行部長さ20 mm、幅4 mm、厚さ2 mm）を用意し、80℃の3.5％NaCl水溶液中で500 MPaの定荷重引張試験を行った。耐SCC性の判定基準は、200時間で破断しない場合を「合格」とし、その値未満を「不合格」とした。

各評価試験の結果を表２に示す。また、「[Ti濃度]」をx軸とし「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、発明鋼１〜９および比較鋼１〜４についてのTi、AlおよびCの成分量バランスをプロットしたものを図２に示す。

表２に示したように、本発明に係る発明鋼１〜９は、いずれも金属組織中にδフェライト相や残留オーステナイト相が確認されず、均一なマルテンサイト組織であった。また、引張強さ、0.02％耐力およびシャルピー衝撃値の機械的特性も合格であった。さらに、耐SCC性についても良好な結果が得られた。これらの結果から、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、機械的強度と靭性と耐食性とが高いレベルでバランスしていることが実証された。

一方、比較鋼１では、δフェライトが1.0%以上析出しており、またシャルピー衝撃値と耐SCC性が基準値より低く不合格であった。比較鋼２では、引張強さが不合格であった。比較鋼３では、引張強さ、耐SCC性が不合格であった。比較鋼４では、δフェライトが1.0%以上析出しており、またシャルピー衝撃値と耐SCC性が基準値より低く不合格であった。比較鋼５では、δフェライト相が1.0％以上析出しており、シャルピー衝撃値と耐SCC性も不合格であった。比較鋼６では、耐SCC性が不合格であった。比較鋼７では、残留オーステナイト相の析出が1.0％以上観察され、0.02％耐力が著しく低下しており基準値よりも低く、耐SCC性も不合格だった。比較鋼８では、引張強さ、耐SCC性が不合格であった。比較鋼９では、δフェライト相の析出が1.0％以上観察され、シャルピー衝撃値が不合格であった。比較鋼１０では、引張強さと耐SCC性が不合格であった。比較鋼１１では、耐SCC性が不合格であった。比較鋼１２では、シャルピー衝撃値、耐SCC性が不合格であった。比較鋼１３では、シャルピー衝撃値、耐SCC性が不合格であった。

また、図２に示したように、本発明に係る発明鋼１〜９は、いずれも４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内にあることが判る。なお、発明鋼１〜９のうち、発明鋼３の引張強さが最も高かった。一方、本発明の規定から外れる比較鋼１〜４は、いずれも４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCDの外にあることが判る。

（熱処理条件の検討）
発明鋼１、３、５、７、９を用いて溶体化熱処理および時効熱処理の熱処理条件の検討を行った。その結果、溶体化温度が950℃を超えると残留オーステナイト相が過剰となり、機械的強度（引張強さ、0.02％耐力）が不合格になった。また、溶体化温度が900℃より低い場合は、未固溶な析出物が増加することで微細組織が不均一になるとともに、機械的強度も不合格になった。すなわち、溶体化温度は、900〜950℃が好ましいことが確認された。

図３は、引張強さと時効温度との関係を示すグラフであり、図４は、シャルピー衝撃値と時効温度との関係を示すグラフである。図３，４に示したように、時効温度が580℃を超えると引張強さが不合格になり、時効温度が520℃より低いとシャルピー衝撃値が不合格になった。すなわち、時効温度は、520〜580℃が好ましいことが確認された。より好ましくは530〜570℃であり、更に好ましくは530〜550℃であった。

（蒸気タービン長翼）
発明鋼３を用いて蒸気タービン長翼を製造した。まず、5.0×10^-3 Pa以下の高真空状態で、「C + O → CO」なる化学反応によって溶鋼を脱酸する真空カーボン脱酸を行った。続いて、鍛伸により電極棒に成形した。次に、この電極棒を溶融スラグに浸漬し通電によるジュール熱で自己溶解させ、水冷鋳型内で凝固させ高品位の鋼塊を得るエレクトロスラグ再溶解を行った。

得られた鋼塊に熱間鍛造を行った後、48インチ翼型によって型打ち鍛造を行って成形した。成形後に、溶体化熱処理として930℃で2時間保持した後、送風機による強制冷却で急冷した。次に、時効熱処理として550℃で4時間保持した後、空冷した。最終仕上げ加工として曲がり取りや表面研磨を行い、48インチの長翼を製造した。

得られた蒸気タービン長翼の先端、中央および翼根の各部分から、それぞれ翼長手方向になるように試験片を採取し、前述と同様の評価試験を行った。その結果、いずれの部分においても、微細組織は均一なマルテンサイト組織であり、δフェライト相や残留オーステナイト相は観察されなかった。また、いずれの部分においても、引張強さ、0.02％耐力、シャルピー衝撃値および耐SCC性の全ての項目で合格の特性を示した。なお、ここでは48インチの長翼を基に説明したが、本発明はこれに限定されず、48〜60インチの蒸気タービン長翼に適用することができる。

以上説明してきたように、本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、マルテンサイト組織の均一性に優れ、機械的強度と靭性と耐食性とが高いレベルでバランスしているため、蒸気タービン長翼に好ましく適用することができる。また、本発明は、該蒸気タービン長翼を有するロータ、該ロータを用いた蒸気タービン、該蒸気タービンを用いた火力発電プラントとして適用することができる。さらに、蒸気タービンに限らず、ガスタービン圧縮機用の翼などにも適用可能である。

1…翼プロフィール部、2…翼根部、3…エロージョンシールド、4…スタブ、
5…シュラウド、10…蒸気タービン長翼。

Claims (10)

1. 組成として、0.10質量％以下のC、13.0質量％以上15.0質量％以下のCr、7.0質量％以上10.0質量％以下のNi、2.0質量％以上3.0質量％以下のMo、0.5質量％以上2.5質量％以下のTi、0.5質量％以上2.5質量％以下のAl、0.5質量％以下のSi、0.1質量％以上1.0質量％以下のMnを含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼であって、
   「[Ti濃度]」をx軸とし、Ti成分と化合物を作るAl成分とC成分による「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、前記Ti、前記Alおよび前記Cの成分量バランスが、４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内にあり、
   前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、900〜950℃の溶体化熱処理が施された後、520〜580℃の時効熱処理が施されていることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
2. 組成として、0.10質量％以下のC、13.0質量％以上15.0質量％以下のCr、7.0質量％以上10.0質量％以下のNi、2.0質量％以上3.0質量％以下のMo、0.5質量％以上2.5質量％以下のTi、0.5質量％以上2.5質量％以下のAl、0.5質量％以下のSi、0.1質量％以上1.0質量％以下のMnを含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼であって、
   「[Ti濃度]」をx軸とし、Ti成分と化合物を作るAl成分とC成分による「[Al濃度]＋2[C濃度]」をy軸として表記したx-y平面において、前記Ti、前記Alおよび前記Cの成分量バランスが、４つの座標点A (0.5, 0.5)、B (0.5, 2.7)、C (2.5, 2.7)、D (2.5, 0.5)からなる四角形ABCD内にあり、
   前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、δフェライト相および残留オーステナイト相の析出量がそれぞれ1.0％以下であるマルテンサイト組織を有し、1200 MPa以上の引張強さと800 MPa以上の0.02％耐力と25.0 J/cm ² 以上のシャルピー衝撃値とを有することを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
3. 請求項１又は請求項２に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、
   Nb、VおよびTaのうちの少なくとも１種を合計0.05〜0.5質量％で更に含むことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、
   前記Moの一部または全部をWで置き換えたことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
5. 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、
   0.5〜1.0質量％のCoおよび0.5〜1.0質量％のReを更に含むことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
6. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、
   前記不可避不純物が、P、S、Sb、SnおよびAsのうちのいずれか１種以上であり、
   前記Pが0.1質量％以下、前記Sが0.1質量％以下、前記Sbが0.1質量％以下、前記Snが0.1質量％以下、前記Asが0.1質量％以下であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
7. 請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼からなり、3600 rpmに対して48〜60インチの長さを有することを特徴とする蒸気タービン長翼。
8. 請求項７に記載の蒸気タービン長翼を有することを特徴とするロータ。
9. 請求項８に記載のロータを用いることを特徴とする蒸気タービン。
10. 請求項９に記載の蒸気タービンを用いることを特徴とする火力発電プラント。

Images