JP3733703B2 - 高低圧一体型蒸気タービン - Google Patents
高低圧一体型蒸気タービン Download PDFInfo
- Publication number
- JP3733703B2 JP3733703B2 JP21290997A JP21290997A JP3733703B2 JP 3733703 B2 JP3733703 B2 JP 3733703B2 JP 21290997 A JP21290997 A JP 21290997A JP 21290997 A JP21290997 A JP 21290997A JP 3733703 B2 JP3733703 B2 JP 3733703B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- blade
- less
- stage
- turbine
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は新規な耐熱鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電システムに関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、蒸気タービン用翼には１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼が使用されている。近年、省エネルギーの観点から火力プラントの熱効率の向上が、省スペースの観点から機器のコンパクト化が望まれている。
【０００３】
熱効率を向上及び機器のコンパクト化には蒸気タービン翼の長翼化が有効な手段である。そのために低圧蒸気タービン最終段の翼長は年々上昇の傾向にある。これに伴って、蒸気タービンの翼の使用条件も厳しくなり、これまでの１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼では強度不足で、より強度の高い材料が必要である。長翼材の強度としては、機械的特性の基本である、引張強さが要求される。
【０００４】
また、破壊に対する安全性確保の観点から、ある程度の靭性も要求される。
【０００５】
引張強さが従来の１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼（マルテンサイト系鋼）より高い構造材料として、Ｎｉ基合金及びＣｏ基合金が一般に知られているが、熱間加工性，切削性及び振動減衰特性が劣るので、翼材としては望ましくない。
【０００６】
ガスタービンのディスク用として特開昭63−171856号があるが、高い引張強さは得られていない。
【０００７】
また、１０万ＫＷ未満の小容量及び１０から３０万ＫＷの中容量のタービン省スペースの観点から、高圧部から低圧部まで一体化した、いわいる一体型タービンが実用化される様になってきた。この一体型タービンの最終段翼長は、ロータ及び翼材の強度の制約から、高々３３.５ インチである。しかし、この翼長は、出力向上のために、もっと長くしたい。
【０００８】
特開平3−130502 号に１２％Ｃｒ系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用翼が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、近年の低圧蒸気タービン翼の長大化に対処するために、特開平3− 130502号公報に記載の鋼では引張強さが低いものである。
【００１０】
本発明の目的は引張強さの高いマルテンサイト系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いたコンパクトな高低圧一体型蒸気タービン及び高効率のコンバインド発電システムを提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明は、重量比で、Ｃ０ . ０８〜０ . ２％，Ｓｉ０.２５％以下，Ｍｎ０.９０％以下，Ｃｒ８.０〜１３.０％，Ｎｉ２％を超え３％以下，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０ . ０２％を超え０ . ２％未満、及びＮ０.０２〜０.１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、又はこれにＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含有したものからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、室温の引張強さが１２０ kg ｆ／ mm 2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ kg ｆ−ｍ／ cm 2 以上であるマルテンサイト鋼からなる最終段動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００１６】
本発明は、更にＭｎ／Ｎｉ比が０ . １以下であることを特徴とする。
【００１７】
本発明は、高速で流れる燃焼ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービン及び蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンはブレードが３段以上、前記燃焼ガスのタービン入口温度が１２００℃以上、好ましくは１３００℃以上、より好ましくは１４００℃〜１６００℃、タービン出口の排ガス温度が５００℃以上、好ましくは５３０℃以上、より好ましくは５３８〜５９３℃であり、前記排熱回収ボイラによって５３０℃以上の水蒸気とし、前記蒸気タービンは高低圧一体型で、全ベーナイト組織を有し全体が同等の特性を有する低合金鋼又は高圧側の高温強度が低圧側のそれより高い低合金鋼よりなるロータシャフトを有し、前述の蒸気タービンによって構成されるものである。
【００１８】
本発明は、８〜１３重量％クロームを含むマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、４０インチ以上、好ましくは４３インチ以上の長翼を取り付けた５０サイクル発電用一体型蒸気タービンが好ましい。
【００１９】
本発明は、更に前述のマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、３４インチ以上、好ましくは３５インチ以上の長翼を取り付けた６０サイクル発電用一体型蒸気タービンが好ましい。
【００２０】
更に本発明は、重量比で、Ｃ０.１８〜０.２８％，Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ０.１〜０.３％，Ｃｒ１.５〜２.５％，Ｎｉ１.５〜２.５％，Ｍｏ１〜２％，Ｖ０.１〜０.３５％及びＯ０.００３％以下を有し、高圧部の５３８℃・１０5ｈ平滑及び切欠クリープ破断強度が１３kg／mm2 以上、低圧部の引張強さが８４kg／mm2 以上、破面遷移温度が３５℃であるマルテンサイト系耐熱鋼からなるロータシャフトに、引張強さ１２８.５kg／mm2以上の前述の長翼を取り付けた高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００２１】
本発明に係る最終段動翼は〔翼長さ（インチ）×回転数(rpm)〕が122,400以上のＣｒ８〜１３重量％を有するマルテンサイト鋼よりなるブレードを有することを特徴とする複合発電システムにある。
【００２２】
（１）高低圧一体型蒸気タービン用長翼材の成分限定理由
本発明は、重量比で、Ｃ０ . ０８〜０ . ２％，Ｓｉ０.２５％以下，Ｍｎ０.９０％以下，Ｃｒ８.０〜１３.０％，Ｎｉ２％を超え３％以下，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０ . ０２％を超え０ . ２％未満、及びＮ０ . ０２〜０ . １０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、又はこれにＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含有したものからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、室温の引張強さが１２０ kg ｆ／ mm 2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ kg ｆ−ｍ／ cm 2 以上であるマルテンサイト鋼からなる最終段動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００２３】
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でなければならない。
【００２４】
本発明鋼は後述の式で計算されるＣｒ当量が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ことが必要である。
【００２５】
長翼材の引張強さは１２０kgｆ／mm2 以上、好ましくは１２８.５kgｆ／mm2以上である。
【００２６】
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、１０００℃〜１１００℃（好ましくは１０００〜１０５５℃）で好ましくは０.５〜３ 時間加熱保持後室温まで急冷する（特に油焼入れが好ましい）焼入れを行い、次に、５５０〜６２０℃で焼戻し、特に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℃〜５９０℃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回以上の焼戻し熱処理が施されるのが好ましい。２次焼戻し温度は１次焼戻し温度より高くするのが好ましく、特に１０〜３０℃高くするのが好ましく、より１５〜２０℃高くするのが好ましい。
【００２７】
本発明は、低圧タービン最終段翼部長さを８６４mm（３４″）以上、好ましくは９１４mm（３６″）以上、より好ましくは９６５mm（３８″）以上にした６０サイクル発電用の３６００rpm 蒸気タービン及び低圧タービン最終段翼長を1041mm（４１″）以上、好ましくは１０９２mm（４３″）以上、より好ましくは1168mm（４６″）以上にした５０サイクル発電用の３０００rpm 蒸気タービンにし、〔翼部長さ（インチ）×回転数（rpm）〕値を１２２,４００以上、好ましくは１２５,０００ 以上、より好ましくは１２９,０００〜１５０,０００としたものである。
【００２８】
また本発明の耐熱鋼からなるブレード材においては、全マルテンサイト組織となるように合金組成を調整して高い強度と低温靭性並びに疲労強度を得るために、次式の各元素の含有量を重量％として計算されるＣｒ当量を４〜１０に成分調整することが好ましい。
【００２９】
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１.５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ＋２.５Ｔａ
Ｃは高い引張強さを得るために最低０.０８％ 必要である。あまりＣを多くすると、靭性を低下させるので０.２％以下にしなければならない。特に、０.１０〜０.１８％ が好ましい。より、０.１２〜０.１６％が好ましい。
【００３０】
Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱硫酸・脱酸剤で鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。Ｓｉはδフェライト生成元素であり、多量の添加は、疲労及び靭性を低下させる有害なδフェライト生成の原因になるので、０.２５％ 以下にしなければならない。なお、カーボン真空脱酸法及びエレクトロスラグ溶解法などによればＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。特に、０.１０％ 以下、より０.０５％ 以下が好ましい。
【００３１】
小量のＭｎ添加は靭性を向上するが多量の添加は靭性を低下させるので、0.9 ％以下にすべきである。特に、Ｍｎは脱酸剤として有効なので、靭性向上の点から０.０５〜０.４％、より０.１〜０.４％が好ましい。
【００３２】
Ｃｒは耐食性と引張強さを高めるが、１３％以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。８％より少ないと耐食性と引張強さが不十分なので、Ｃｒは８〜１３％に決定された。特に強度の点から１０.５〜１２.５％が、より１１〜１２％好ましい。
【００３３】
Ｍｏは固溶強化及び析出強化作用によって引張強さを高める効果がある。Ｍｏは引張強さ向上効果が不十分であり３％以上になるとδフェライト生成原因になるので１.５〜３.０％に限定される。特に、１.８〜２.７％、より２.０〜２.５％が好ましい。なお、Ｗ及びＣｏもＭｏと同じ様な効果がある。
【００３４】
Ｖを含有しないもの、又はＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含む場合には、Ｖ及びＮｂは炭化物を析出し引張強さを高めると同時に靭性向上効果がある。Ｎｂ０.０２％以下ではその効果が不十分であり、Ｎｂ０.２％以上ではδフェライト生成の原因となる。Ｎｂは０.０４〜０.１５％、より０.０６〜０.１２％が好ましい。Ｎｂの代わりにＴａを全く同様に添加でき、複合添加することができる。
【００３５】
Ｎｉは低温靭性を高めると共に、δフェライト生成の防止効果がある。この効果は、Ｎｉ２％以下では不十分で、３％を超える添加で効果が飽和する。特に、２.３〜２.９％が好ましい。より好ましくは２.４〜２.８％である。
【００３６】
Ｎは引張強さの向上及びδフェライトの生成防止に効果があるが０.０２％ 未満ではその効果が十分でなく、０.１％ を超えると靭性を低下させる。特に、０.０４〜０.０８％、より０.０６〜０.０８％の範囲で優れた特性が得られる。
Ｓｉ，Ｐ及びＳの低減は、引張強さを損なわず、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましい。低温靭性向上の点からＳｉ０.１％ 以下，Ｐ０.０１５％以下，Ｓ０.０１５％ 以下が好ましい。特に、Ｓｉ０.０５％以下，Ｐ０.０１０％以下，Ｓ０.０１０％以下が望ましい。Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましいが、現状製鋼技術レベルの点から、Ｓｂ０.００１５％以下，Ｓｎ０.０１％以下、及びＡｓ0.02％以下に限定した。特に、Ｓｂ０.００１％以下，Ｓｎ０.００５％及びＡｓ0.01％以下が望ましい。
【００３７】
さらに、本発明においては、Ｍｎ／Ｎｉ比を０.１１ 以下にするのが好ましい。
【００３８】
本発明材の熱処理は、まず完全なオーステナイトに変態するに十分な温度，最低１０００℃，最高１１００℃に均一加熱し、急冷し（好ましくは油冷）、次いで５５０〜５７０℃の温度に加熱保持・冷却し（第１次焼戻し）、次いで５６０〜６８０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを行い、全焼戻しマルテンサイト組織とするものが好ましい。
【００３９】
（２）本発明の高低圧一体型蒸気タービンロータを構成する低合金鋼の組成及び熱処理条件の限定理由について説明する。
【００４０】
Ｃは焼入性を向上し強度を確保するのに必要な元素である。その量が０.１５ ％以下では十分な焼入性が得られず、ロータ中心に軟らかいフエライト組織が生成し、十分な引張強さ及び耐力が得られない。また０.４％ 以上になると靭性を低下させるので、Ｃの範囲は０.１５〜０.４％に限定される。特にＣは０.２０ 〜０.２８％ の範囲が好ましい。
【００４１】
Ｓｉ及びＭｎは従来脱酸剤として添加していたが、真空Ｃ脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法などの製鋼技術によれば、特に添加しなくとも健全なロータが溶製可能である。長時間使用による脆化の点から、Ｓｉ及びＭｎは低目にすべきであり、それぞれ０.１％ 及び０.５％ 以下に限定され、特にＳｉ０.０５％ 以下，Ｍｎ０.０５〜０.２５％、より前者が０.０１％ 以下，後者が０.２０％ 以下が好ましい。
【００４２】
一方、極少量のＭｎ添加は、熱間加工性を悪くする有害なＳを、硫化物ＭｎＳとして固定する作用があるために、Ｍｎの極微量添加は、前述のＳの害を減少する効果があるので、蒸気タービン用ロータシャフトのような大型鍛造品の製造においては０.０１％ 以上含有するのが好ましい。しかし、製鋼上Ｓを少なくできればＭｎの添加は靭性，高温強度を低めるので、Ｓ及びＰ量を低めるスパークリーン化できればゼロがよく、０.０１〜０.２％が好ましい。
【００４３】
Ｎｉは焼入れ性を向上させ、靭性向上に不可欠の元素である。１.５％ 未満では靭性向上効果が十分でない。また２.７％ を超える多量の添加は、クリープ破断強度を低下させてしまう。特に１.６〜２.０％より１.７〜１.９％の範囲が好ましい。更に、Ｎｉ量はＣｒ量より０.２０％ まで高く又はＣｒ量より０.３０％以下に低くする範囲内とすることにより高い高温強度と靭性とを兼ね備えた特性が得られる。
【００４４】
Ｃｒは焼入れ性を向上させ、靭性及び強度向上効果がある。また蒸気中の耐食性も向上させる。１.５％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、２.５％ を超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。特に１.７〜２.３％、より１.９〜 ２.１％が好ましい。
【００４５】
Ｍｏは焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度向上及び焼戻し脆化防止効果がある。０.８％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、２.５ ％を超える多量の添加は靭性を添加させる。特に強度と靭性の点から１.０〜1.5％、より１.１〜１.３％が好ましい。
【００４６】
Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性向上効果がある。０.１５％未満ではこれらの効果が十分でなく、０.３５％を超える添加は効果が飽和してしまう。特に０.２０〜０.３０％、より０.２５ を超え０.３０ ％以下の範囲が好ましい。
【００４７】
また上記の組成からなる低合金を溶製するときに、希土類元素，Ｃａ，Ｚｒ及びＡｌのいずれかを添加することにより靭性が向上する。希土類元素は０.０５ ％未満では効果が不十分で、０.４％ を超える添加はその効果が飽和する。Ｃａは少量の添加で靭性向上効果があるが、０.０００５％ 未満では効果が不十分で、０.０１％を超える添加はその効果が飽和する。Ｚｒは０.０１％未満では靭性向上効果が不十分であり、０.２％ を超える添加はその効果が飽和する。Ａｌは０.００１％ 未満では靭性向上効果が不十分であり、０.０２％ を超える添加はクリープ破断強度を低下させる。
【００４８】
さらに、酸素は高温強度に関与し、本発明鋼においては、Ｏ2 を５〜２５ppm の範囲に制御することにより、より高いクリープ破断強度が得られる。
【００４９】
Ｎｂ及びＴａの少なくとも１種を０.００５〜０.１５％添加するのが好ましい。これらの含有量が０.００５％ 未満では強度の向上に十分な効果が得られず、逆に０.１５％ を超えると蒸気タービン用ロータシャフトの如く大型構造物ではこれらの巨大な炭化物が晶出し強度及び靭性を低めるので０.００５〜０.１５％とする。特に０.０１〜０.０５％が好ましい。
【００５０】
Ｗは強度を高めるため０.１％ 以上加えるのが好ましいが、１.０％ を超えると大型鋼塊においては偏析の問題が生じる等強度を低めるので、０.１〜１.０％とするのが好ましい。好ましくは０.１〜０.５％である。
【００５１】
Ｍｎ／Ｎｉ比又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比は各々０.１３又は０.１８以下が好ましい。これにより、ベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼における加熱脆化を顕著に防止でき、高低圧一体型ロータシャフトとして適用できる。また、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１.２５ 以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１.１ 以上、又は（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１.４５ 以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１.１１× (Ｎｉ／Ｍｏ）＋２.７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ条件で熱処理することにより５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度が１２kg／mm2 以上の高い強度が得られる。
【００５２】
また、Ｎｉ量をＣｒ量に対して特定の範囲で含有させることにより高圧側でより高強度で、低圧側でより靭性の高い強度とを兼ね備えたものが得られる。
【００５３】
本発明は、高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトとして、その高圧部の５３８℃，１０5ｈ 平滑及び切欠クリープ破断強度が１３kg／mm2 以上、低圧部の引張強さが８４kg／mm2 以上、破面遷移温度が３５℃以下とするのが好ましい。このように優れた機械的性質を得るため次の様な傾斜調質熱処理を施すのが好ましい。この調質熱処理を施す前に、金属組織を微細にするために、６５０℃〜７１０℃で７０時間以上保持のパーライト処理を施すのが好ましい。
【００５４】
ロータシャフトの高圧部又は高圧部と中圧部：高い高温強度を得る。
【００５５】
○焼入れ：９３０〜９７０℃に加熱・保持後冷却
○焼戻し：５７０〜６７０℃に加熱・保持後徐冷
（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６５０〜６７０℃に加熱・保持するのが好ましまい）
ロータシャフトの低圧部又は中圧部と低圧部：高い引張強さと低温靭性を得る。
【００５６】
○焼入れ：８８０〜９１０℃に加熱・保持後急冷
○焼戻し：５７０〜６４０℃に加熱・保持後徐冷
（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６１５〜６３５℃に加熱・保持するのが好ましい）
即ち、本発明は高圧側を低圧側より高い焼入温度で焼入れすることにより高圧側では５５０℃，３０kg／mm2 で１８０ｈｒ以上のクリープ破断時間が得られるように低圧側より高温強度を高くし、低圧側は高圧側より遷移温度を中心孔で１０℃以下とするように傾斜熱処理することが好ましい。焼戻温度においても高圧側を低圧側にくらべ高い温度で焼戻しするのがよい。
【００５７】
本発明における熱処理は全体を同じ熱処理とすることが可能である。
【００５８】
このようにクリープ破断強度が高く、衝撃値が高い両者の特性を備えた鋼を得ることができ、本発明の高低圧一体型ロータシャフトにおいてブレードとして５０サイクル発電に対しては４１インチ以上好ましくは４３インチ以上、６０サイクル発電に対しては３４インチ以上好ましくは３５インチ以上の長さのものを植設することができる。
【００５９】
このような新しい材料をロータシャフトとして使用することにより、最終段ブレードとして上述の長翼を植設できるとともに、ロータシャフト軸受間の長さ（Ｌ）と翼直径（Ｄ）との比（Ｌ／Ｄ）を１.４〜２.３とコンパクトにでき、好ましくは１.６〜２.０とすることができる。又、ロータシャフト最大径（ｄ）と最終段長翼の長さ（ｌ）との比（ｄ／ｌ）を１.５〜２.０とすることができ、これにより蒸気量をロータシャフトの特性との関係から最大限に増すことができ、小型で大容量の発電が可能となる。特に、この比を１.６〜１.８とすることが好ましい。１.５ 以上とすることはブレード数との関係から求められ、その数は多い程よいが、遠心力による強度上の点から２.０ 以下が好ましい。
【００６０】
本発明の高低圧一体型ロータシャフトを用いた蒸気タービンは小型で１０〜３０万ＫＷの発電出力が可能であり、そのロータシャフトとして軸受間距離を発電出力として１万ＫＷ当り０.８ｍ 以下の非常に短い軸受間距離とすることができる。好ましくは１万ＫＷ当り０.２５〜０.６ｍである。
【００６１】
前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を高低圧一体型ロータシャフトに用いることにより少なくとも最段階に３０インチ以上、特に３３.５ インチ以上の長さの動翼を設けることができ、単機出力の向上と効率の向上とともに、小型化できる。
【００６２】
本発明の蒸気タービンにおける動翼及び静翼は以下のとおりである。
【００６３】
前述の最終段前記高圧側ブレードは初段又は初段〜３段を重量で、Ｃ０.２〜 ０.３％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１５〜０.３５％を含むマルテンサイト鋼、それ以外の前記２６インチ未満の低圧側ブレードは重量で、Ｃ０.０５〜０.１５％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ１％以下、好ましくは０.２〜1.0 ％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ０.５％ 以下を含むマルテンサイト鋼が好ましい。
【００６４】
最終段のブレードの先端リーデングエッチ部にはエロージョン防止層が設けられているのが好ましい。具体的な翼部の長さとして、３３.５″，４０″,46.5″等のものを用いることができる。エロージョン防止層として重量で、Ｃ０.５〜１.５％ ，Ｃｒ２５〜３１％及びＷ２〜６％を含むＣｏ基合金が好ましく、板材の張り合せ溶接構造，肉盛層の形成又は局部的な焼入れ等によって設けることができる。
【００６５】
本発明における静翼は重量で、Ｃ０.０５〜０.１５％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ０.２〜１％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ０.５％ 以下を含む焼戻し全マルテンサイト鋼からなるものが好ましい。
【００６６】
本発明におけるケーシングは、重量でＣ０.１０〜０.２０％，Ｓｉ０.７５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％，Ｔｉ０.０５％ 以下を含むベーナイト組織を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼よりなるものが好ましい。
【００６７】
前述に記載の組成を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼からなるロータシャフトは、その鋼塊を特にエレクトロスラグ再溶解又はアーク炉にて大気中溶解後に取鍋下部より非酸化性ガス（特にＡｒガス）を吹き込みを行った後、真空炭素脱酸した鋼塊を製造し、該鋼塊を熱間鍛造し、次いでオーステナイト化温度に加熱し所定の冷却速度で冷却する焼入れを施した後焼戻し処理を施し、主にベーナイト組織を有するものとするのがよい。
【００６８】
本発明に係るガスタービンは以下の構成を有する。
【００６９】
ディスク，デイスタントピース，タービンスペーサ，タービンスタッキングボルト，コンプレッサスタッキングボルト及びコンプレッサディスクの少なくとも最終段の１種以上を重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ３％以下，Ｍｏ１.５〜３％，Ｖ０.０５〜０.３％， Ｎｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含む全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成することができる。これらの部品の全部をこの耐熱鋼によって構成することによってより高いガス温度にすることができ、熱効率の向上が得られる。特にこれらの部品の少なくとも１種は重量で、Ｃ０.０５〜0.2％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１.５〜３％ ，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含み、(Ｍｎ／Ｎｉ）比が０.１３以下、特に０.０４〜０.１０が好ましく、全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成するのが好ましい。
【００７０】
尚、これらの部品に使用する材料として４５０℃での１０5ｈ クリープ破断強度が４０kg／mm2 以上で、２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上のマルテンサイト鋼が用いられるが、特に好ましい組成においては４５０℃での１０5ｈ クリープ破断強度が５０kg／mm2 以上及び５００で１０5ｈ 加熱後の２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上を有するものが得られる。
【００７１】
これらの材料には更に、Ｗ１％以下，Ｃｏ０.５％以下，Ｃｕ０.５％以下，Ｂ０.０１％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ａｌ０.３％以下，Ｚｒ０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.０１％以下，Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下，希土類元素０.０１％以下の少なくとも１種を含むことができる。
【００７２】
コンプレッサディスクの少なくとも最終段又はその全部を前述の耐熱鋼によって構成することができるが、初段から中心部まではガス温度が低いので、他の低合金鋼を用いることができ、中心部から最終段までを前述の耐熱鋼を用いることができる。空気上流側の初段から中心部までの上流側を重量で、Ｃ０.１５〜 ０.３０％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｎｉ２.０〜４.０％，Ｍｏ０.５〜１％，Ｖ０.０５〜０.２％を含み、室温の引張強さ８０kg／mm2 以上，室温のＶノッチシャルピー衝撃値が２０kg−ｍ／cm2 以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼、中心部から少なくとも最終段を除き重量で、Ｃ０.２〜０.４％，Ｓｉ０.１〜０.５％，Ｍｎ０.５〜１.５％，Ｃｒ０.５〜１.５％,Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ１.０〜２.０％，Ｖ０.１〜０.３％を含み、室温の引張強さが８０kg／mm2 以上，伸び率１８％以上，絞り率５０％以上を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いることができる。
【００７３】
コンプレッサスタブシャフト及びタービンスタブシャフトは上述のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いることができる。
【００７４】
本発明のコンプレッサ用ロータはディスク状又は複数段のブレードを一体にした分割型、全ブレードを一体型のいずれでも良く、ディスク状、分割型には外側部分にスタッキングボルト挿入用の穴が複数個全周に設けられる。
【００７５】
コンプレッサ用ロータ材の一例として、１７段からなる場合には初段から１２段目までを前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼，１３段目から１６段目をＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び１７段目を前述のマルテンサイト鋼によって構成することができる。
コンプレッサのブレードはＣ０.０７〜０.１５％，Ｓｉ０.１５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％又はこれにＭｏ０.５％以下及び、Ｎｉ０.５％以下を含むマルテンサイト鋼によって構成されるのが好ましい。
【００７６】
タービンブレードの先端部分と摺動接触しリング状に形成されるシュラウドの初段部分には重量で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１７〜２７％，Ｃｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２％ 以下を含むＮｉ基鋳造合金が用いられ、他の部分には重量で、Ｃ０.３〜０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０％以下，Ｎｂ０.１〜０.５％，Ｔｉ０.１〜０.５％を含むＦｅ基鋳造合金が好ましい。これらの合金は複数個のブロックによってリング状に構成されるものである。
【００７７】
タービンノズルを固定するダイヤフラムには初段のタービンノズル部分が重量で、Ｃ０.０５％ 以下，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１６〜２２％，Ｎｉ８〜１５％を含むオーステナイト鋳鋼、他のタービンノズル部分には高Ｃ−高
Ｎｉ系鋼鋳物によって構成するのが好ましい。
【００７８】
タービンブレードは重量で、Ｃ０.０７〜０.２５％，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１２〜２０％，Ｃｏ５〜１５％，Ｍｏ１.０〜５.０％，Ｗ１.０〜 ５.０％ ，Ｂ０.００５〜０.０３％，Ｔｉ２.０〜７.０％，Ａｌ３.０〜７.０％と、Ｎｂ１.５％ 以下，Ｚｒ０.０１〜０.５％，Ｈｆ０.０１〜０.５％，Ｖ0.01〜０.５％ の１種以上とを含み、オーステナイト相基地にγ′相及びγ″相が析出したＮｉ基鋳造合金が用いられる。
【００７９】
また、タービンブレードは高温の燃焼ガスによる腐食を防止するためにＡｌ，Ｃｒ又はＡｌ＋Ｃｒ拡散コーティングを施すこと、更にその上に安定化ＺｒＯ2 系セラミックスからなる遮熱コーティング層を設けるのが好ましい。コーティング層の厚さは３０〜１５０μｍで、ガスに接する翼部に設けるのが好ましい。
【００８０】
ガスタービン用ノズルにはＮｉ基超合金及びＣｏ基合金が用いられる。燃焼ガス温度が１２６０℃以下に対しては初段に以下のＮｉ基合金及び初段以外には重量で、Ｃ０.２０〜０.６０％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０.００３〜０.０３％及び残部が実質的にＣｏからなり、又は更にＴｉ０.１〜０.３％，Ｎｂ０.１〜０.５％及びＺｒ0.1〜０.３％ の少なくとも１種を含み、オーステナイト相基地に共晶炭化物及び二次炭化物を含むＣｏ基鋳造合金が好ましい。これらの合金はいずれも溶体処理された後時効処理が施され、前述の析出物を形成させ、強化される。
【００８１】
ガスタービン用ノズルの初段には、重量でＣ０.０５〜０.２０％，Ｃｏ１５〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１.０〜３.０％，Ｔｉ１.０〜３.０％，Ｎｂ１.０〜３.０％，Ｗ５〜１０％を含み、４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金が好ましい。特に、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量とは、Ａ(２.５％，１０％），Ｂ（５％，１０％），Ｃ（５％，５％），Ｄ（３.５％，５％)，Ｅ（２.５％，７.５％）の各点を結ぶ範囲内のものが好ましい。特に、Ｃが０.０８〜０.１６％、Ｃｏが２０〜２５％、Ａｌ＋Ｔｉが３.０〜５.０％、Ｔｉ／Ａｌが０.７〜１.５％、Ｎｂが０.６〜１.０％、Ｔａが０.９〜１.３％、Ｚｒが０.０５％ 以下、Ｂが０.００１〜０.０３％、Ｗが６〜８％、Ｒｅが２％以下、Ｙ，Ｓｃの１種以上０.５％ 以下とするのが好ましい。Ｓｉ，Ｍｎは０.５％ 以下、より０.０１〜 ０.１％ が好ましい。
【００８２】
本Ｎｉ基鋳造合金は９００℃，１４kg／mm2 で３００時間以上の破断強度を有し、特に１０００〜５０００時間有するものが好ましい。
【００８３】
本発明に係るガスタービンは、燃焼ガス温度１３００℃以下では燃焼ガス入口側の初段又は全段を重量でＣ０.０５〜０.２０％，Ｃｏ２０〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１.０〜３.０％，Ｔｉ１.０〜３.０％，Ｎｂ１.０〜３.０％，Ｗ５〜１０％及び４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金よりなること、初段に該Ｎｉ基合金を用い、２段目以降が重量でＣ０.２〜０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０.００３〜 ０.０３％ 及びＣｏ５０％以上を有するＣｏ基鋳造合金よりなることが好ましい。また、燃料ガス温度１３００℃を超える場合には初段を除き２段，３段に前述のＮｉ基合金又はＣｏ基合金が好ましい。初段はＮｉ基又はＣｏ基合金の単結晶合金鋳物が好ましい。以上のノズルの構成によりその定検を年に１度行っていたものを少なくとも２年に１度にできる。Ｎｉ基合金にはＭｏ２％以下，Ｚｒ0.3 ％以下，Ｈｆ０.５％ 以下，Ｒｅ０.５％ 以下，Ｙ０.２％ 以下の少なくとも１種を含むことが好ましい。
【００８４】
燃焼器はタービンの周囲に複数個設けられるとともに、外筒と内筒との２重構造からなり、内筒は重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２５％，Ｃｏ０.５〜５％ ，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２％ 以下を含むＮｉ基合金又はＦｅの代りにＮｉ２５〜４０％を含む耐熱鋼からなり、板厚２〜５mmの塑性加工材を溶接又は一体鋳造，遠心鋳造によって構成され、円筒体全周にわたって空気を供給する三ケ月形のルーバ孔又は外表面に冷却フィンが設けられ、全オーステナイト組織を有する溶体化処理材が用いられる。冷却フィンは円筒体外周に所定の間隔と高さで一体にリング状に形成することによりルーバ孔なしに出来る。特にら旋状に形成するのも好ましい。鋳造管においては厚さ２〜５mmとなるのが好ましい。
【００８５】
【発明の実施の形態】
〔実施例１〕
図１は定格出力１２５ＭＷ，回転数３０００rpm の再熱型高低圧一体型蒸気タービンの構成例を示す断面図である。５３８℃，１２６atg の蒸気は入口２１から入り、高低圧一体型ロータシャフト３の高圧部を通って温度３６７℃,３８atgとなって高圧蒸気出口２２より出て、更に再熱器により５３８℃，３５atg に加熱された蒸気が再熱蒸気入口２３より入り高低圧一体型ロータシャフト３の中圧部へと入るとともに低圧へと通り、約４６℃，０.１atgの蒸気として出口より排出される再熱型のものである。２２から出た蒸気は一部他の熱源として使用され、２４よりタービンの熱源として再び供給される。
【００８６】
本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型ロータシャフト３に植設されたブレード４を高圧側７段，中圧側６段，低圧側５段の１８段備え、高圧側の段数が中圧側及び低圧側より多く、順次中圧側及び低圧側に段数が少なくなっている。高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブを通って蒸気入口２１より前述の如く５３８℃，１６９atg の高温高圧側に流入する。高圧蒸気は入口より一方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５３８℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５３８℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
【００８７】
蒸気入口に対し高圧タービン部のブレードは５段以上の７段あり、初段から最終段の前まではほぼ同じ間隔で配置され、最終段とその前との間隔は２段以降の間隔の１.１〜１.３倍である。更にブレード植込み部の軸方向の幅は初段及び最終段が最も厚く、初段と最終段を除きほぼ同じ厚さである。初段の厚さは２段目の厚さの２〜２.６ 倍である。
【００８８】
中圧タービン部は６段あり、ブレード中心間間隔は初段と２段目までが最も大きく、２段目以降最終段までほぼ同じ間隔である。初段と２段目との間隔はそれ以降の間隔の１.１〜１.５倍である。
【００８９】
蒸気入口に対して低圧タービン部のブレードは５段である。中心部での間隔は初段から最終段にかけて徐々に広くなり最終段は初段の４.０〜４.８倍である。ブレード植込み部の軸方向の幅は最終段が最も厚く、最終段より上流側に向って段階的に小さくなり、最終段の厚さはその直前の厚さの２.０〜２.８倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの１.０〜１.５倍である。初段は、最終段の0.20〜０.２５倍の厚さである。
【００９０】
ブレードの翼部長さは低圧側タービン部が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、最終段の長さは４３インチの長さを有し、最終段の前段に対する長さは１.８〜２.２倍、その前段はその前段の１.７〜２.１倍有し以降前段に対し1.1 〜１.５ 倍で長くなる。
【００９１】
中圧側タービン部のブレードの翼部長さは初段より最終段にかけて除々に大きくなり、最終段は初段の３〜３.５ 倍である。
【００９２】
本実施例における中圧部２５から低圧部２６の各段の長さは１.６″，２.１″，２.１″，２.６″，３″，４.７″，６.２″，９.３″,１１.９″，２２.２″及び最終段の４３″である。
【００９３】
本実施例における軸受間距離は約６.６ｍ であり、最終段動翼の翼部長さに対する軸受間距離の比は６.０ 及び定格出力（ＭＷ）に対する軸受間距離（mm）の比が５２.４ である。また、最終段での翼先端での直径は３８２cmであり、その直径に対する軸受間比は１.７２ である。
【００９４】
１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。
【００９５】
本実施例における各部の材料組成と製造方法は次の通りである。
【００９６】
（１）ロータシャフト
図２は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３の形状である。本実施例のロータシャフトは表１に示す合金組成の鍛鋼を後述の実施例２と同様の方法によって各々製造し、最大直径１.７ｍ ，長さ約８ｍに鍛造し、高圧と中圧側を950℃，１０時間，低圧側７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、ロータシャフト中心の芯部で約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで高圧と中圧側を６５５℃で４０時間，低圧側７を６２０℃で４０時間加熱保持炉冷の焼戻しを行った。中圧部と低圧部との熱処理の境界は図中点線で示す位置である。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2），引張試験を行った試験結果を表２に示す。高圧部の５３８℃，１０5ｈ クリープ破断強度はロータ内外とも１７kg／mm2 であった。また低圧部の衝撃値は外周部２８kg−ｍ／cm2 、中心部１９kg−ｍ／cm2 であった。５０％破面遷移温度は外周部−５５℃，中心部−１３℃であった。
【００９７】
【表１】
【００９８】
【表２】
【００９９】
最終段ブレード部の直径は３８０cmであり、その直径に対する軸受間比は1.72であり、１.６０〜１.８５が好ましい。軸受間距離は発電出力１万ＫＷ当り前者が０.５２ｍ であり、０.４５〜０.７０が好ましい。
【０１００】
高圧部及び中圧部での動翼部及び静翼部でのロータシャフト直径は各ブレードの段で同じであり、中圧部での動翼最終段で若干その直径が大きくなっている。低圧部での直径は動翼部及び静翼部で段階的に大きくなっており、最終段とその前での直径はいずれも同じである。最終段ブレードの翼部長さに対する翼植込み部の軸方向幅は０.３０ 倍で、０.２８〜０.３２倍とするのが好ましい。また、最終段での翼植込み部直径は翼部長さに対し１.５０ 倍で、１.４６〜１.５５倍とするのが好ましい。
【０１０１】
図３は翼部長さが１０９２mm（４３″）である最終段ブレードの斜視図である。５１は、高速蒸気が突き当たる翼部、５２はロータシャフトへの植込部、５３は翼の遠心力を支えるためのピンを挿入する穴、５４は蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのエロージョンシールド(重量で、Ｃ１.０％，Ｃｒ28.0％及びＷ４.０％ を含むＣｏ基合金のステライト板を溶接で接合）、５７はカバーである。本実施例においては全体一体の鍛造後に切削加工によって形成されたものである。尚、カバー５７は機械的に一体に形成することもできる。
【０１０２】
４３″長翼は、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。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は実施例１に示した条件（焼入れ：１０５０℃，１次焼戻し：５６０℃，２次焼戻し：５８０℃）で行った。表１のＮo.７はこの長翼材の化学組成（重量％）を示す。この長翼の金属組織は全焼戻しマルテンサイト組織であった。
【０１０３】
表１のＮo.７には室温引張及び２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値を示す。本
４３″長翼の機械的性質は、要求される特性，引張強さ１２８.５kgｆ／mm2以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４kgｆ−ｍ／cm2 以上を有し、十分満足することが確認された。
【０１０４】
図４は本実施例におけるエロージョンシールド（ステライト合金）５４を電子ビーム溶接又はＴＩＧ溶接５６によって接合した状態を示す断面と斜視図である。図に示すようにシールド５４は表と裏側との２個所で溶接される。シールド５４の長さは約３３０mmである。
【０１０５】
（２）ブレード
表３は本実施例における高低圧一体型蒸気タービン用長翼材特に、最終段動翼に係る１２％Ｃｒ鋼の化学組成（重量％）を示すものである。試料Ｎo.１〜Ｎo.６はそれぞれ１５０kg真空高周波溶解し、１１５０℃に加熱し鍛造して実験素材とした。試料Ｎo.１は、１０００℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し、２ｈ保持後室温まで空冷した。Ｎo.２は、1050℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷する焼戻しを施した。試料Ｎo.３〜Ｎo.７は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５６０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷し(１次焼戻し)、更に５８０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで炉冷した（２次焼戻し）。
【０１０６】
【表３】
【０１０７】
表３において、Ｎo.３〜７は比較材、Ｎo.１及び２は、現用の長翼材である。
【０１０８】
表４はこれら試料の室温の機械的性質を示す。Ｎ o.３，４及び７は、蒸気タービン用長翼材として要求される引張強さ（１２０kgｆ／mm2 以上）を十分満足する。また低温靭性（２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４kgｆ−ｍ／cm2以上）を有する。
【０１０９】
これに対し、比較材のＮo.１，Ｎo.５及び６は、蒸気タービン用長翼に使用するには、引張強さと衝撃値とで示される両方又はいずれかの値が低い。比較材試料２は、引張強さ及び靭性が低い。Ｎo.５は、衝撃値が３.８kgｆ−ｍ／cm2と若干低く、４３″以上に対しては４kgｆ−ｍ／cm2 以上の要求に若干不足である。
【０１１０】
【表４】
【０１１１】
図５は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と引張強さとの関係を示す線図である。本実施例においてはＮｉとＭｏ量とは同等の含有量で含有させることによって低温における強度と靭性とをともに高めるものであり、両者の含有量の差が大きくなるに従って強度が低下する傾向を示す。Ｎｉ量がＭｏ量より０.６％ 以上少なくなると急激に強度が低下し、逆に１.０％ 以上多くなることによっても急激に強度が低下する。従って、（Ｎｉ−Ｍｏ）量が−０.６〜１.０％が高い強度を示す。
【０１１２】
図６は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と衝撃値との関係を示す線図である。図に示す如く、（Ｎｉ−Ｍｏ）量は−０.５％ 付近で衝撃値が低下するがその前後では高い値を示す。
【０１１３】
図７〜図１０は、試料Ｎo.３の引張強さ及び衝撃値に及ぼす熱処理条件（焼入れ温度及び２次焼戻し温度）の影響を示す線図である。焼入れ温度は975〜1125℃,１ｈ焼戻し５５０〜５６０℃で行った後、２次焼戻し温度は５６０〜５９０℃である。図に示すように、長翼材として要求される特性(引張強さ≧１２８.５kgｆ／mm2，２０℃ノッチシャルピー衝撃値≧４kgｆ−ｍ／cm2）を、満足することが確認された。尚、図７及び図９の２次焼戻し温度は、５７５℃であり、図８及び図１０の焼入れ温度は１０５０℃である。
【０１１４】
本発明に係る１２％Ｃｒ鋼は特に、Ｃ＋Ｎｂ量が０.１８〜０.３５％で（Ｎｂ／Ｃ）比が０.４５〜１.００、（Ｎｂ／Ｎ）比が０.８〜３.０が好ましい。
【０１１５】
表５は前述と同様に蒸気タービン用長翼材に係る１２％Ｃｒ系鋼の化学組成（重量％）を示すものである。各試料は真空アーク溶解し、１１５０℃付近で鍛造したものである。
【０１１６】
表６は各試料の熱処理とその室温の機械的性質及び金属組織を示すものである。全試料とも全焼戻しマルテンサイト組織を有している。各試料の平均結晶粒径は粒度番号（ＧＳＮo.）で５.５〜６.０である。
【０１１７】
【表５】
【０１１８】
【表６】
【０１１９】
図１１は本実施例の試料と合せて２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値と引張強さとの関係を示す線図である。図に示すように本実施例での衝撃値はいずれも2.5 kgf−ｍ／cm2以上の高い値であり、更に衝撃値（ｙ）は７７.２ から引張強さ（ｘ）に０.６ 倍した値を差し引いた値以上とするのが好ましく、より８０.４ から同様に差し引いた値以上、特に８４.０ から差し引いた値以上とするのがより好ましい。
【０１２０】
図１２は０.２％ 耐力と引張強さとの関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に、０.２％ 耐力（ｙ）が３６.０ に引張強さ（ｘ）を０.５ 倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。
【０１２１】
図１３は０.２％ 耐力と０.０２％ 耐力との関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に０.２％耐力（ｙ）が５８.４に０.０２％耐力（ｘ）を０.５４倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。
【０１２２】
前述の最終段動翼に代えて、表７に示す組成（重量％）の試料についても同様に実施した。これらはそれぞれ１５０kg溶解し、１１５０℃に加熱し鍛造して素材とした。試料Ｎo.１は、１０００℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷した。試料Ｎo.２は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷した。試料Ｎo.３〜Ｎo.６は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５６０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷し（１次焼戻し）、更に５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで炉冷した（２次焼戻し）。
【０１２３】
熱処理後素材から引張試験片および及びＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し実験に供した。
【０１２４】
表７において、試料Ｎ o. １２及び１３は本発明材であり、試料Ｎ o. １４及び
１５は比較材である。
【０１２５】
表８はこれら試料の機械的性質を示す。本発明材（試料Ｎ o. １２及び１３）は、蒸気タービン用長翼材として要求される引張強さ（≧１２０kgｆ／mm2 又は１２８.５kgｆ／mm2）及び低温靭性（２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値≧７kgｆ−ｍ／cm2)を十分満足することが確認された。
【０１２６】
これに対し、比較材の試料Ｎ o.１及び２は、蒸気タービン用長翼に使用するには、引張強さが低く、試料Ｎ o. １４及び１５は靭性が低い。
【０１２７】
【表７】
【０１２８】
【表８】
【０１２９】
高温高圧側の３段の翼部長さが約４０mmで、重量でＣ０.２０〜０.３０％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下及び残部Ｆｅからなるマルテンサイト鋼の鍛鋼で構成した。
【０１３０】
中圧部は低圧側になるに従って徐々に長さが大きくなり、重量でＣ０.０５〜 ０.１５％，Ｍｎ１％以下，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.５％以下，Ｎｉ０.５％ 以下，残部Ｆｅからなるマルテンサイト鋼の鍛造で構成した。
【０１３１】
本実施例の最終段には重量で、Ｃ１.０％，Ｃｒ２８.０％及びＷ４.０％ を含むＣｏ基合金のステライト板からなるエロージョン防止のシールド板が溶接によってその先端で、リーデングエッヂ部に設けられる。またシールド板以外に部分的な焼入れ処理が施される。更に、３０００rpm の５０サイクルには４３インチ以上の翼部長さのものが同様のマルテンサイト鋼の鍛造材が用いられる。エロージョンシールド板を溶接によって設ける以外に、溶射による被膜形成又は高周波部分焼入れによる方法もある。
【０１３２】
これらのブレード先端部には、ブレードに一体に形成されたコンティニュアスカバーが設けられている。
【０１３３】
（３）静翼７には、高圧の３段までは動翼と同じ組成のマルテンサイト鋼が用いられるが、他には前述の中圧部の動翼材と同じものが用いられる。
【０１３４】
（４）ケーシング６には、重量でＣ０.１５〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下、Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％，Ｔｉ0.1 ％以下のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼が用いられる。
【０１３５】
〔実施例２〕
図１４に本発明に係る定格出力２２０ＭＷ，回転数３６００rpm 再熱型高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。
【０１３６】
本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型のロータシャフト３に植設されたブレード４を高圧部６段，中圧部４段，低圧部４段の１４段備えており、高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブ５を通って蒸気入口２１より前述の如く５６６℃，１６９atg の高温高圧側に流入する。蒸気は入口より左側方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５６６℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５６６℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
蒸気入口に対し高圧側のブレード４は５段以上の６段あり、２段以降同じ間隔で配置され、初段と２段との間隔は２段以降の間隔の１.５〜２.０倍であり、更にブレード植込み部の軸方向の幅は初段が最も厚く、２段目より最終段にかけて段階的に徐々に厚く、初段の厚さは２段目の厚さの２〜２.６ 倍である。
【０１３７】
蒸気入口に対して中圧側のブレード４は４段あり、ブレード植込み部の軸方向の幅は初段と最終段が同等の厚さで最も厚く、２段及び３段目と下流側に向って大きくなる。低圧部は４段で、ブレード植込み部の軸方向の幅は最終段の厚さはその直前の厚さの２.７〜３.３倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの1.1〜１.３ 倍である。中圧部の初段から４段目までのブレードの中心間の間隔はほぼ同じ間隔であり、低圧部は初段以降最終段にかけて間隔が大きくなり、各段の間隔の前段の間隔に対する比が下流側で大きくなっており、更に初段の間隔の前段の間隔に対する比が１.１〜１.２倍及び最終段と前段との間隔の前段における間隔に対する比が１.５〜１.７倍である。本実施例に示すように、高圧部の動翼の段数は中圧部又は低圧部の段数より多く構成されている。
【０１３８】
ブレードの長さは中圧・低圧側が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、各段の前段に対する長さは１.２〜２.１倍有し、５段目まで１.２〜１.３５倍で長くなり、低圧部２段目が１.５〜１.７倍、３段及び４段が各々１.９〜２.１倍である。
【０１３９】
本実施例における各段の長さは中圧部より２.５″，３″，４″,５″,６.３″，１０″，２０.７″ 及び最終段が４０″である。１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。
【０１４０】
本実施例における軸受間距離は約６.３ｍ であり、最終段動翼の翼部長さに対する軸受間距離の比は６.１５ 及び定格出力（ＭＷ）に対する軸受間距離（mm）の比が２８.４ である。
【０１４１】
図１５は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３の形状である。本実施例のロータシャフトは実施例１の表１に示す合金組成の鍛鋼をアーク溶解炉にて溶解後、取鍋に注湯し、次いで取鍋の下部よりＡｒガスを吹き込み真空精錬して、造塊した。次いで、９００〜１１５０℃で最大直径１.７ｍ ，長さ約８ｍに鍛造し、６段の動翼の植込み部を有する高圧側１６を９５０℃，１０時間，８段の動翼の植込み部を有する中圧・低圧側１７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、中心部で約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで高圧側６を６５０℃で４０時間，低圧側７を６２５℃で４０時間加熱保持の焼戻しを行った。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2），引張試験を行った試験結果は実施例１の表２に示す通りのものである。
【０１４２】
尚、図に示すように高圧側１６及び中圧・低圧側１７の各ブレードの植込み部１８の軸方向の幅と間隔は前述のとおりである。１９は軸受の部分、２０はカップリングである。
【０１４３】
高圧部の動翼部及び静翼部における直径は各段において同一であり、中圧部から低圧部においては動翼部では徐々に直径が大きくなり、中圧部初段から４段までは静翼部での直径は同じ、４段〜６段間での静翼部での直径は同じ、６段〜８段までの静翼部での直径は同じで、後段になるにつれて直径が大きくなった。
【０１４４】
また、最終段の翼植込み部の軸方向幅は翼部長さに対し０.３ 倍であり、0.28〜０.３５ 倍とするのが好ましい。
【０１４５】
ロータシャフトはその最終段での翼部直径が最も大きく、その直径は翼部長さの１.７２ 倍であり、１.６０〜１.８５倍とするのが好ましい。
【０１４６】
更に、軸受間長さは最終段ブレードにおける翼部先端間の直径に対して1.65倍であり、１.５５〜１.７５倍とするのが好ましい。
【０１４７】
また、本実施例において、最終段動翼の翼部長さが４０インチであり、その外径は３６９cmとなり、この外径に対する軸受間比が１.６９ となる。これにより発電出力２２万ＫＷが可能であり、１万ＫＷ当りの軸受間距離が０.２８ｍ となる。最終段動翼の４０″には重量で６.０％Ａｌ 及び４.０％Ｖ を含むＴｉ基合金を用いた。
【０１４８】
これらの最終段ブレードの長さに対するロータシャフトのブレード植込み部の外径との比は３３.５″ブレードでは１.７０及び４０″ブレードでは１.７１ である。
【０１４９】
本実施例では蒸気温度を５３８℃としても適用でき、その圧力を121，169及び２２４atg の各々の圧力に適用できる。
【０１５０】
表９は前述のロータシャフト材に代えて試みた本実施例に係る高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトに係る代表的な試料の化学組成（重量％）である。Ｎo.４１及び４２は各々高圧ロータシャフト及び低圧ロータシャフトとして使用されている従来鋼，Ｎo.４３〜５２が本発明に係る鋼である。本発明に係る鋼はいずれも高周波真空溶解炉にて溶解後、造塊後９００〜１１５０℃で熱間鍛造を行った。これら試料は、高低圧一体型蒸気タービンロータシャフト中心部の条件をシミレートして、前述と同様に高圧部に対して９５０℃に加熱しオーステナイト化した後、芯部で１００℃／ｈの速度になるように冷却し焼入れした。次いで、６６５℃×４０ｈ加熱し炉冷し、焼戻し処理した。本発明に係るＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼はフェライト相を含まず、全ベーナイト組織であった。
【０１５１】
【表９】
【０１５２】
本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は８７０〜１０００℃にする必要がある。８７０℃未満では高い靭性が得られるものの、クリープ破断強度が低くなってしまう。１０００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られるものの、靭性が低くなってしまう。焼戻し温度は６１０℃〜７００℃にする必要がある。６１０℃未満では高い靭性が得られず、７００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。
【０１５３】
表１０は引張，衝撃及び切欠クリープ破断試験結果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度はラルソンミラー法で求めた５３８℃，１０5ｈ 強度で示した。表から明らかなように本発明材は、室温の引張強さが８８kg／mm2 以上，０.２％耐力７０kg／ mm2以上，ＦＡＴＴ４０℃以下，衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２.５kg−ｍ以上及びクリープ破断強度が約１２kg／mm2 以上と高く、高低圧一体型タービンロータとしてきわめて有用であると言える。特に、３３.５ インチ長翼を植設するタービンロータ材としては約１５kg／mm2 以上の強度を有するものがよい。
【０１５４】
【表１０】
【０１５５】
試料Ｎo.４７〜Ｎo.５２は、それぞれ、希土類元素（Ｌａ−Ｃｅ），Ｃａ，Ｚｒ、及びＡｌ添加材であるが、これらの元素添加により靭性が向上する。特に希土類元素の添加が靭性向上に有効である。Ｌａ−ＣｅのほかＹ添加材についても調べ、著しい靭性向上効果のあることを確認している。
【０１５６】
更に、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１.２５以上及び(Ｃｒ／Ｍｏ)比が１.１以上、又は(Ｃｒ／Ｍｏ)比が１.４５以上、及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１.１１×（Ｎｉ／Ｍｏ)＋２.７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ熱処理とすることにより５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度が１２kg／mm2 以上の高い強度が得られる。
【０１５７】
５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度は、Ｎｉ量が増加するにつれて低下傾向を示し、特に、Ｎｉ量が２％以下では約１１kg／mm2 以上の強度を示す。特に、１.９％ 以下では１２kg／mm2 以上の強度を有する。
【０１５８】
上述の５００℃，３０００時間加熱後の衝撃値とＮｉ量との関係から（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８ 以下又はＭｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下のものはＮｉ量の増加によって高い衝撃値が得られるが、比較のＮo.１２〜Ｎo.１４の（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８ を超えるもの又はＭｎ／Ｎｉ比が０.１２ を超えるものは２.４kg−ｍ 以下の低い値であり、Ｎｉ量が高くてもあまり関係しないこと、また、Ｍｎ量が０.２％ 以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.２５ 以下できわめて高い衝撃値を有し、従って、Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下、（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８以下で２.５kg−ｍ以上の高い衝撃値を示すことが明らかとなった。
【０１５９】
炭化物生成元素であるＶとＭｏの和と焼入れ性向上元素であるＮｉとＣｒの和の比とクリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギーとの関係成分比（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）が約０.７ までは、成分比が大きくなるにつれて高くなる。衝撃吸収エネルギーは上記の成分比が大きくなるにつれて低くなる。高低圧一体型タービンロータとして必要な靭性及びクリープ破断強度は（Ｖ＋Ｍｏ)／(Ｎｉ＋Ｃｒ）０.３０〜０.５５にすることによって優れた特性が得られる。
【０１６０】
加熱脆化後の衝撃値とＮｉ量１.６〜１.９％を含むもののＭｎ量又はＳｉ＋Ｍｎ量との関係を調べた結果、特定のＮｉ量において衝撃値に及ぼすＭｎ又はＳｉ＋Ｍｎの影響がきわめて大きく、Ｍｎ量が０.２％ 以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.０７〜０.２５ できわめて高い衝撃値を有することがわかった。
【０１６１】
Ｎｉ量が１.５２〜２.０％を含むもののＭｎ／Ｎｉ又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比との関係を調べた結果、Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下、Ｓｉ＋Ｍｎ／Ｎｉ比が０.０４〜０.１８で２.５kg−ｍ 以上の高い衝撃値を示すことが分った。
【０１６２】
また、表２に示す各合金に対して前述と同様に中・低圧部に対して８８０℃に加熱しオーステナイト化した後、芯部で１００℃／ｈの速度になるように冷却して焼入れした。次いで、５９０℃で４０ｈ加熱し炉内による焼戻しの処理を施した。本熱処理によって表３に示される引張強さよりいずれも約１０kg／mm2 程度高くなり、伸び率が数％高められ、絞り率が５％以上高められ、衝撃値が約２倍となり、５０％ＦＡＴＴはいずれもマイナスの温度のものであった。
【０１６３】
本実施例における他の動翼，静翼，ケーシングについては実施例１と同様である。
【０１６４】
〔実施例３〕
図１６に本発明に係る非再熱型，定格出力１００ＭＷ，回転数３６００rpm の高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。この高低圧一体型蒸気タービンの主蒸気入口部の蒸気圧力１００atg ，温度５３６℃に上昇させることによりタービンの単機出力の増加を図ることができる。単機出力の増加は、最終段動翼の翼長を増大し、蒸気流量を増す必要がある。例えば、最終段動翼の翼長を２６インチを超えて３３.５ インチ長翼にすると環帯面積が１.７ 倍程度増える。したがって、従来出力１００ＭＷから１７０ＭＷに、さらに４０インチまで翼長を長くすれば、単機出力を２倍以上に増大することができる。
【０１６５】
本発明に係る蒸気タービンは高低圧一体型ロータシャフト３に植設されたブレード４を１３段備えており、蒸気は蒸気コントロールバルブ５を通って蒸気入口１より前述の如く５３８℃，８８atg の高温高圧で流入する。蒸気は入口１より一方向に流れ、蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より蒸気出口２より排出される。本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３は538 ℃蒸気から３３℃の温度までさらされる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
【０１６６】
ロータシャフト材として表１１の合金組成をエクレトロスラグ再溶解によって各々製造し、直径１.２ｍ に鍛造し、９５０℃，１０時間加熱保持した後、中心部の冷却速度が約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで６６５℃で４０時間加熱保持の焼戻しを行った。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，加熱前後（５００℃，３０００時間加熱後）のＶノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2 )，引張試験を行った。いずれの材料も全ベーナイト組織であった。
【０１６７】
【表１１】
【０１６８】
本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は９００〜１０００℃にする必要がある。９００℃未満では高い靭性が得られるもので、クリープ破断強度が低くなってしまう。１０００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られるものの、靭性が低くなつてしまう。焼戻し温度は６３０℃〜７００℃にする必要がある。６３０℃未満では高い靭性が得られず、７００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。
【０１６９】
表１２は引張，衝撃及びクリープ破断試験結果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度はラルソンミラー法で求めた５３８℃，１０5ｈ 強度で示した。表から明らかなように本発明に係る材料は、室温の引張強さが８８kg／mm2 以上，０.２％ 耐力７０kg／mm2 以上，ＦＡＴＴ４０℃以下、衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２.５kg−ｍ 以上及びクリープ破断強度が約１１kg／mm2 以上と高く、高低圧一体型タービンロータとしてきわめて有用であると言える。特に、３３.５ インチ長翼を植設するタービンロータ材としては約１５kg／mm2 以上の強度を有するものがよい。
【０１７０】
【表１２】
【０１７１】
最終段として、３６００rpm の６０サイクルに対して翼部長さ３５インチでは、一周で約９０本あり、重量でＣ０.０８〜０.１８％，Ｍｎ１％以下，Ｓｉ0.25％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２.０〜３.５％，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｖ0.05〜０.３５％，Ｎ０.０２〜０.１０％，Ｎｂ及びＴａの１種以上を合計量で０.０２〜０.２０％ を含むマルテンサイト鋼の鍛造によって構成した。特に、本実施例では実施例１の表３のＮo.２の合金を用いた。また、この最終段には前述のＣｏ基合金のステライト板からなるエロージョン防止のシールド板が溶接によってその先端で、リーデングエッヂ部に設けられる。エロージョンシールド板を溶接によって設ける以外に、溶射による被膜形成又は高周波部分焼入れによる方法もある。
【０１７２】
これらのブレード先端部には、ブレードに一体に形成されたコンティニュアスカバーが設けられている。
【０１７３】
更に、静翼７及び高圧の３段までケーシング６は前述と同様の材料が用いられる。
【０１７４】
８は発電機であり、この発電機により１０〜２０万ＫＷの発電ができる。本実施例におけるロータシャフトの軸受１２の間は約５２０cm、最終段ブレードにおける外径３１６cmであり、この外径に対する軸間比が１.６５ である。定格出力１００ＭＷに対する軸受間距離（mm）の比が５２.０ である。また、最終段動翼の翼部長さに対する比が５.８５である。
【０１７５】
また、本実施例において、最終段ブレードとして４０インチを用いた場合の外径は３６５cmとなり、この外径に対する軸受間比が１.４３ となる。これにより発電出力２０万ＫＷが可能であり、１万ＫＷ当りの軸受間距離が０.２６ｍ となる。
【０１７６】
これらの最終段ブレードの長さに対するロータシャフトのブレード植込み部の外径との比は３３.５″ブレードでは１.７０及び４０″ブレードでは１.７１ である。
【０１７７】
本実施例では蒸気温度を５６６℃としても適用でき、その圧力を121，169及び２２４atg の各々の圧力でも適用できる。
【０１７８】
〔実施例４〕
図１７はガスタービン２台と、実施例１〜３の高低圧一体型蒸気タービン１台と併用した多軸型コンバインドサイクル発電システムを示す概略図である。
【０１７９】
ガスタービンを利用して発電を行う場合、近年では液化天然ガス（ＬＮＧ）を燃料としてガスタービンを駆動するとともにガスタービンの排ガスエネルギーを回収して得た水蒸気で蒸気タービンを駆動し、この蒸気タービンとガスタービンとで発電機を駆動するようにした、いわゆる複合発電方式を採用する傾向にある。この複合発電方式を採用すると、従来の蒸気タービン単独の場合の熱効率４０％に比べ約４４％と熱効率を大幅に向上させることが可能となる。
【０１８０】
このような複合発電プラントにおいて、最近ではさらに、液化天然ガス（LNG)専焼から液化石油ガス（ＬＰＧ）との両用を図ったり、ＬＮＧ，ＬＰＧの混焼の実現によって、プラント運用の円滑化，経済性の向上化を図ろうとするものである。
【０１８１】
まず空気は吸気フィルタと吸気サイレンを通ってガスタービンの空気圧縮機に入り空気圧縮機は、空気を圧縮し圧縮空気を低ＮＯｘ燃焼器へ送る。
【０１８２】
そして、燃焼器では、この圧縮空気の中に燃料が噴射され燃焼して１２００℃以上の高温ガスを作りこの高温ガスは、タービンで仕事をし動力が発生する。
【０１８３】
タービンから排出された５３０℃以上の排気は、排気消音装置を通って排熱回収ボイラへ送られ、ガスタービン排気中の熱エネルギーを回収して５３０℃以上の高圧水蒸気を発生する。このボイラには乾式アンモニア接触還元による脱硝装置が設けられている。排ガスは３脚集合型の数百ｍもある煙突から外部に排出される。
【０１８４】
発生した高圧および低圧の蒸気は高低圧一体型ロータからなる蒸気タービンに送られる。また、蒸気タービンを出た蒸気は、復水器に流入し、真空脱気されて復水になり、復水は、復水ポンプで昇圧され給水となってボイラへ送られる。そして、ガスタービンと蒸気タービンは夫々、発電機をその両軸端から駆動して、発電が行われる。このような複合発電に用いられるガスタービン翼の冷却には、冷却媒体として蒸気タービンで利用される蒸気を用いることもある。
【０１８５】
一般には翼の冷却媒体としては空気が用いられているが、蒸気は空気と比較して比熱が格段に大きく、また重量が軽いため冷却効果は大きい。比熱が大きいために冷却に利用された蒸気を主流ガス中に放出すると主流ガスの温度低下がはげしくプラント全体の効率を低下させるので蒸気タービン内の比較的低温（例えば約３００〜４００℃程度）の蒸気をガスタービン翼の冷却媒体供給口から供給し、翼本体を冷却，熱交換して比較的高温になった冷却媒体を回収して蒸気タービンに戻すように構成して、主流ガス温度（約１３００℃〜１５００℃程度）の低下を防止すると共に蒸気タービンの効率向上、ひいてはプラント全体の効率を向上させることができる。この多軸型コンバインド発電システムによりガスタービンが５〜３０万ＫＷ、蒸気タービンにより５〜２０万ＫＷのトータルで１０〜５０万ＫＷの発電を得ることができ、本実施例における蒸気タービンはコンパクトとなり、また複数のガスタービン及び蒸気タービン全体で７０〜１００万ＫＷの発電が可能で、大型蒸気タービンに比べ同じ発電容量に対し経済的に製造可能となり、発電量の変動に対して経済的に運転できる大きなメリットが得られる。
図１８は本実施例のガスタービンの回転部分の部分断面図である。
【０１８６】
３０はタービンスタブシャフト、３３はタービンブレード、４３はタービンスタッキングボルト、３８はタービンスペーサ、３９はディスタントピース、４０はタービンノズル、３６はコンプレッサディスク、３７はコンプレッサブレード、４８はコンプレッサスタッキングボルト、３９はコンプレッサスタブシャフト、３４はタービンディスクである。本発明のガスタービンはコンプレッサディスク３６が１７段あり、又タービンブレード３３が２段〜４段のものがある。
【０１８７】
本実施例におけるガスタービンは３段のノズルとブレードとを有し、初段ノズル４０ａ，初段ブレード３３ａは燃焼ガス流に沿った翼部長さが入口及び出口側ともに同じであるが、２段目以降のノズル及びブレードともに翼部長さが入口側より出口側が長くなる。２段ノズル４０ｂは１.２５〜１.４５倍、２段ブレード３３ｂは１.０〜１.２倍、３段ノズル４０ｃは１.１〜１.３倍、３段ブレード３３ｃは１.００〜１.０５倍いずれも出口側が入口側より長くなる。ノズルとブレードの軸間距離は初段に対し、２段目が１.８５〜２.０５倍、３段目が２.３ 〜２.５倍の距離を有する。
【０１８８】
タービンブレード３３はいずれも翼部，プラットフォーム，シャンク及びタービンディスク３４への植込み部となる逆クリスマストリー型のダブティルを有し、シャンク部にシールフィン４１が設けられ、更に内部に空気又は水蒸気冷却用の冷却孔が設けられる。冷却孔は初段では翼部の先端とトレーリングエッジとから外部に冷却媒体が出るように設けられ、２段ブレードは先端部に出るように設けられる。シールフィン４１は初段には両側に２ケずつ、２段，３段には１ケずつ設けられる。２段，３段の先端にはシュラウド５０との摺動が円滑に行われるように２ケの突起を有するシール用部材が設けられる。
【０１８９】
タービンノズル４０は初段が翼部にリーデングエッジ，トレーリングエッジに冷却媒体が外部に出るように冷却孔が設けられ、翼部表面に冷却媒体による層流が得られるように設けられる。２段目にはトレーリングエッジに冷媒が出るように冷却孔が設けられる。３段目には冷却孔は設けていないが、燃焼ガス温度が１３００℃を超える場合には２段目と同様に冷却孔を設けるのが好ましい。
【０１９０】
本実施例におけるガスタービンは、主な形式がヘビーデューティ形，一軸形，水平分割ケーシング，スタッキング式ロータからなり、圧縮機が１７段軸流形，タービンブレードが３段インパルス形，１，２段空気冷却による静動翼，燃焼器がバースフロー形，１６缶，スロットクール方式を有するものである。
【０１９１】
表１３に示す材料（重量％）について実物相当の大形鋼を、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。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は表１３に示す条件で行った。表１３には試料の化学組成（重量％）を示す。これら材料の顕微鏡組織は、Ｎo.６０〜６３が全焼戻しマルテンサイト組織、Ｎo.６４及び６５が全焼戻しベーナイト組織であった。Ｎo.２０はディスタントピース及び最終段のコンプレッサディスクに使用し、前者は厚さ６０mm×幅５００mm×長さ１０００mm、後者は直径１０００mm，厚さ１８０mm、Ｎo.６１はディスクとして直径１０００mm×厚さ１８０mmに、Ｎo.６２はスペーサとして外径１０００mm×内径４００mm×厚さ１００mmに、Ｎo.６３はタービン，コンプレッサのいずれのスタッキングボルトとして直径４０mm×長さ500 mm、Ｎo.６３の鋼を用い同様にディスタントピースとコンプレッサディスクとを結合するボルトも製造した。Ｎo.６４及び６５はそれぞれタービンスタブシャフト及びコンプレッサスタブシャフトとして直径２５０mm×長さ３００mmに鍛伸した。更に、Ｎo.６４の合金をコンプレッサディスク６の１３〜１６段に使用し、Ｎo.６５の鋼をコンプレッサ６の初段から１２段まで使用された。これらはいずれもタービンディスクと同様の大きさに製造した。試験片は熱処理後、試料の中心部分から、Ｎo.６３を除き、軸（長手）方向に対して直角方向に採取した。この例は長手方向に試験片を採取した。
【０１９２】
【表１３】
【０１９３】
本発明に係るＮo.６０〜６３（１２Ｃｒ鋼）を見ると、４５０℃，１０5ｈ クリープ破断強度が５１kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、高温ガスタービン用材料として必要な強度を十分満足することが確認された。
【０１９４】
次にスタブシャフトのＮo.６４及び６５（低合金鋼）は、４５０℃クリープ破断強度は低いが、引張強さが８６kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、スタブシャフトとして必要な強度（引張強さ≧８１kg／mm2，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値≧５kg−ｍ／cm2）を十分満足することが確認された。
【０１９５】
このような条件におけるディスタントピースの温度及び最終段のコンプレッサディスクの温度は最高４５０℃となる。前者は２５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚が好ましい。タービン及びコンプレッサディスクはいずれも中心に貫通孔が設けられる。タービンディスクには貫通孔に圧縮残留応力が形成される。
【０１９６】
更に、本発明のガスタービンはタービンスペーサ３８，ディスタントピース４９及びコンプレッサディスク３６の最終段に重量で、Ｃ０.１２％，Ｓｉ0.04 ％，Ｍｎ０.２１％，Ｃｒ１１.１０％，Ｎｉ２.５５％，Ｍｏ２.０３％，Ｎｂ０.０４％，Ｖ０.２３％，Ｎ０.０５％ を含む全焼戻しマルテンサイト鋼からなる耐熱鋼を用い、構成した結果、圧縮比１４.７ ，温度３５０℃以上，圧縮効率８６以上，初段ノズル入口のガス温度が１２６０℃と可能となり、３２％以上の熱効率が得られるとともに、前述の如くクリープ破断強度及び加熱脆化後の高い衝撃値が得られ、より信頼性の高いガスタービンが得られるものである。
【０１９７】
タービンディスク３４は３段有しており、ガス流の上流側より初段及び２段目には中心孔が設けられている。更に、本実施例ではコンプレッサディスク３６のガス流の下流側での最終段、ディスタントピース４９，タービンスペーサ３８，タービンスタッキングボルト４３及びコンプレッサスタッキングボルト４８に表１４に示す耐熱鋼を用いたものである。その他のタービンブレード３３，タービンノズル４０，燃焼器のライナ，コンプレッサブレード３７，コンプレッサノズル，ダイヤフラム及びシュラウドを表１２に示す合金によって構成した。特に、タービンノズル４０及びタービンブレード３３は鋳物によって構成される。
【０１９８】
タービンブレード３３には初段に重量で、Ｃ０.１５〜０.２０％，Ｓｉ０.５ ％以下，Ｍｎ０.５％以下，Ｃｒ１５〜１７％，Ｃｏ７.５〜９.５％，Ｍｏ１.５〜２.５％，Ｂ０.００５〜０.０１５％，Ｗ２.１〜３.０％，Ｔｉ３〜４％,Ａｌ３〜４％，Ｎｂ０.５〜１.５％，Ｚｒ０.２％ 以下，Ｔａ１.５〜２.５％を含むＮｉ基合金、２段，３段にＣ０.１０〜０.２％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.５％以下，Ｃｒ１４〜１６％，Ｃｏ８〜１０％，Ｍｏ２.５〜３.７％，Ｂ０.０１〜 ０.０２％，Ｗ２.５〜４.５％，Ｔｉ３.５〜４.５％，Ａｌ４〜６％，Ｚｒ０.１％以下を含むＮｉ基合金で、γ相にγ′相を含むものが好ましい。
【０１９９】
タービンノズルには表１４に示す初段がＮｉ基合金、２，３段がＣｏ基鍛造合金が好ましい。初段は翼部が１つであるが、２，３段は２ケとした。全段を１ケとしてもよい。
【０２００】
コンプレッサディスク３６は各１連のブレードに対応した分割のもの、３連〜５連を一体にした分割のもの、全体を一体にしたもののいずれも可能であり、これらの材料に蒸気タービン用ロータシャフトに用いた材料を用いることができ、本実施例において同様に達成される。
【０２０１】
シュラウドセグメント（１）はガス上流側の１段目に使用したもので、（２）は２段及び３段目に使用したものである。
【０２０２】
【表１４】
【０２０３】
ライナ，動翼及び静翼には外表面にＹ2Ｏ3安定化ジルコニア溶射層の遮熱コーティング層が火炎に接する部分に設けられる。特に、ベース金属とコーティング層との間に重量でＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３０％，Ｙ０.１〜１％ を含む残部Ｎｉ又はＮｉ＋Ｃｏからなる合金層が設けられる。
【０２０４】
以上の構成によって、圧縮比１４.７ ，温度３５０℃以上，圧縮効率８６％以上，初段タービンノズル入口のガス温度１２６０℃，排気温度５３０℃が可能になり、３２％以上の熱効率が得られるとともに、タービンディスク，ディスタントピース，スペーサ，コンプレッサディスクの最終段，スタッキングボルトを前述の如く高いクリープ破断強度及び加熱脆化の少ない耐熱鋼が使用されるとともに、タービンブレードにおいても高温強度が高く、タービンノズルは高温強度及び高温延性が高く、燃焼器ライナは同様に高温強度及び耐疲労強度が高い合金が使用されているので、総合的により信頼性が高くバランスされたガスタービンが得られるものである。使用燃料として、天然ガス，軽油が使用される。
【０２０５】
ガスタービンにはインタークーラーがあるものがほとんどであるが、本発明はインタークーラーのない場合ノズルがより高温になるので、それに特に好適である。本実施例でのタービン用ノズルは全周で初段で４０ケ前後設けられる。
【０２０６】
ガスタービン用ノズルはワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリー（ジルコンフラワー＋コロイダルシリカ＋アルコール）に浸漬してスタック（初層ジルコンサンド，２層以降シャモットサンド）を吹き付け、これを何回か繰り返して鋳型を形成した。鋳型は脱ろうした後に９００℃で焼成した。
【０２０７】
次に、この鋳型を真空炉に設けるとともに、真空溶解によってＮo.７の合金組成のものを溶解し、真空中で鋳型に鋳込んだ。このノズルは初段がサイドウォール間の翼部の幅が約７４mm，長さ１１０mm，最も厚い部分で２５mm，肉厚が３〜４mmで、先端で約０.７mm の空気通路のスリットが設けられている鋳物である。本実施例におけるノズルはピンフィン冷却，インピジメント冷却及びフィルム冷却用の穴が設けられている。先端のスリット部の肉厚は約１mmである。得られたノズルは前述と同様に溶体化処理を時効処理が非酸化性雰囲気中で行われる。
【０２０８】
本実施例のノズルは１段及び２段目，３段目が表に示す構成であるが、２段及び３段目にも同様にＮｉ基合金からなる２つの翼部からなるノズルとすることもできる。１段ノズルは両端が拘束されるが、２段，３段目は片側拘束である。２段目，３段目は１段のものより翼部幅が大きくなる。
【０２０９】
インピジメント冷却孔を有するＳＵＳ３０４ステンレス管は本体に全周にわたってＴＩＧ溶接され、その部分より冷却空気が流入され、溶接部からの空気もれのないようにする。燃焼ガス出口側の内側にも冷却空気が出る穴が設けられている。
【０２１０】
１段ノズルはサイドウォール両端で拘束される構造を有するが、２段目以降はサイドウォール外周側の片側で拘束される構造を有する。
【０２１１】
また、プラントの構成として、ガスタービン，排熱回収ボイラ，蒸気タービン，発電機各１基からなる１組の発電システムを６組組み合わせた１軸型とすることもできる。
【０２１２】
本実施例では、ガスタービン２台に蒸気タービン１台の多軸型であるが、４〜６台の各ガスタービンにて発電するとともに、各ガスタービンに設置された排熱回収ボイラより得た蒸気を１つにまとめて蒸気タービンを回転し発電する多軸型とすることもできる。
【０２１３】
ガスタービンでは、空気を圧縮してこの中でＬＮＧを燃焼させ、高温度の燃焼ガスにして、タービンを回すものである。
【０２１４】
排熱回収ボイラでは、ガスタービンから出てくる燃焼ガスの熱を有効に回収して、蒸気を発生させ、この蒸気を蒸気タービンに導き、発電機を駆動するものである。
【０２１５】
発電出力の割合は、約２／３をガスタービンが、残りの約１／３を蒸気タービンが分担させた。
【０２１６】
以上の複合発電方式には次のような効果が得られた。
【０２１７】
従来の火力発電に比べ熱効率が２〜３％高くなります。また、部分負荷でもガスタービンの運転台数を減らすことにより、運転中の設備を熱効率の高い定格負荷付近で運転することが出来るため、プラント全体として高い熱効率が維持出来た。
【０２１８】
複合発電は、起動停止が短時間で容易なガスタービンと小型で単純な蒸気タービンの組み合わせで成り立っており、このため、出力調整が容易に出来、需要の変化に即応した中間負荷火力として最適である。
【０２１９】
ガスタービンの信頼性は、最近の技術の発展により飛躍的に増大しており、また、複合発電プラントは、小容量機の組み合わせでシステムを構成しているので、万一故障が発生してもその影響を局部にとどめることが出来、信頼性の高い電源である。
【０２２０】
複合発電の蒸気タービンの分担する出力は、プラント全体の約３分の１と小さいため、温排水量は同容量の従来汽力に比べ７割程度となる。
【０２２１】
本実施例におけるガスタービンは、燃焼ガス温度として１３００℃以上、好ましくは１４００℃以上、特に次世代の１５００℃級以上の高温度に対して対応させるには次の構成とすることが好ましい。
【０２２２】
初段ブレードにはＮｉ基合金の単結晶鋳造物あるいは一方向凝固鋳造物を用いる。ここで単結晶鋳造物とは、一方向凝固させて製造全体が実質的にマトリックスのγ相には結晶粒界を有しない鋳造物である。また一方向凝固柱状晶鋳造物とは、一方向凝固させてできる実質的に凝固方向に平行な結晶粒界のみを有する鋳造物である。これらは普通に鋳造して得られる等軸晶組織鋳造物よりも高い高温クリープ強度を有し、特に単結晶鋳造物が最も耐用温度が高い。一方向凝固鋳造物を用いた場合でも、遮熱コーティングを併用することにより単結晶ブレードを用いた場合と同様の効果が実現可能である。
【０２２３】
初段ノズル材には、耐熱疲労性，耐食性、また補修を考慮した溶接性が要求されるが、これらの特性を同時に満足するためには、セラミックス層を有する遮熱コーティングを備えたＣｏ基合金，遮熱コーティングを備えたＮｉ基合金一方向凝固鋳造物あるいはＮｉ基合金の単結晶鋳造物を用いることが最適である。
【０２２４】
２段及び第３段目のタービンブレードは、第１段ブレードほど温度の点で苛酷ではないが、やはり高い高温強度が必要となるためクリープ強度の高い一方向凝固柱状晶のＮｉ基合金を用いる。２段目以降のタービンノズルも初段ノズルに比べ温度的な厳しさは低減するので、通常の等軸晶Ｎｉ基合金が用いられる。しかし、初段ノズルは翼部の両端に設けられたサイドウォール部でケーシングに固定されるのに対して、２段目以降のノズルは両端のサイドウォール部のうち一方のみで固定されるため拘束力が弱く高いクリープ強度が要求される。したがって２段目以降ノズルにも、Ｃｏ基合金よりも使用温度域でクリープ強度の有利なＮｉ基合金を用いる。
【０２２５】
初段タービンブレードにＮｉ基合金の単結晶鋳造物を使用する場合、高温でクリープ強度を劣化させる原因となる結晶粒界が存在しないため、高い耐用温度が得られる。しかしながら単結晶ブレードは製造プロセスが困難であり、歩留まりが低い。それは、ブレードの形状が複雑であること、内部に複雑な形状を持つ冷却孔を有することにより、製造中の異結晶が発生する確率が高いからである。従来の単結晶用合金による単結晶鋳造物ブレードに１つでも異結晶が存在すれば、粒界部分が弱いためブレード全体の強度が低下し使用できない。さらに、ブレード外表面に発生した異結晶は目視により確認できるが、冷却孔に添って発生した内部異結晶は検出する技術が確立されていない。そこで、単結晶鋳造物を製造するＮｉ基合金中に結晶粒界を強化する添加元素Ｂ，Ｃ，Ｈｆ，Ｚｒのうち１種以上を合計で１重量％以下含ませることが有効となる。万が一冷却孔内壁に異結晶が発生しても、結晶粒界に炭化物等の微細析出物が存在することで粒界の強度を大きく低下させずブレード全体の強度も維持できる。これらの元素を合計で１重量％以上添加した場合、合計系の液相化温度が著しく低下し、所定の高温強度を発揮させることが困難になり好ましくない。
【０２２６】
ガスタービンの熱効率を向上させるためには、前述したように燃焼ガス温度を上昇させることが最も効果的である。高度なブレード，ノズルの冷却技術，遮熱コーティング技術の併用を考え、初段タービンブレードのメタル温度を９２０℃以上にすれば、初段タービンノズルへのガス入り口温度を１４５０〜１５５０℃にすることが可能となる。そのことによりガスタービンの発電効率を３７％以上にすることができる。この場合の発電効率は、ＬＨＶ方式の表示である。また、その時にタービン排ガス温度を５９０℃〜６５０℃とすれば、蒸気タービンとの複合発電システムにした場合の総合発電効率を５５％以上にすることができ、優れた高効率発電システムが提供できる。
【０２２７】
ガスタービンのブレードは燃焼ガス流に対してノズルの下流側に位置し、そのガス流が持つ運動エネルギーを回転ロータに伝達する部品である。ガスタービンの回転数は約１万〜数千回／分であり、ブレードには大きい遠心力，運転中のクリープ応力，起動停止による急激な熱応力が生じる。また、燃焼ガス中に含まれる成分による高温腐食にも耐えなければならない。特に初段ブレードはガスタービンの高温部材中で最も苛酷な使用条件である。本発明のガスタービンでは、初段ブレードに１０5時間１４kgｆ／mm2耐用温度が９２０℃以上の合金を用い、材料としてはＮｉ基合金の単結晶鋳造物あるいは一方向凝固鋳造物を使用する。これらは普通に鋳造して得られる等軸晶組織鋳造物と比較して、高い高温クリープ強度を有し耐用温度が向上する。特に単結晶ブレードは、特別に合金成分を調整した単結晶用Ｎｉ基超合金を用いることにより１０5時間１４kgｆ／mm2耐用温度が９２０℃以上が可能になる。初段ブレードに一方向凝固鋳造物を用いる場合は、一般に単結晶鋳造物よりも耐用温度が劣る。そのためメタル温度を低くして使用するが、遮熱コーティングを施せば、メタル温度を５２℃〜１００℃下げることができ、単結晶ブレードを用いた場合と同様の強度が実現できる。
【０２２８】
実際の腐食雰囲気を模擬した７５重量％Ｎａ2ＳＯ4−２５重量％ＮａＣｌ混合塩中に全浸漬させて９４０℃，５０時間加熱後の腐食減量が６００mg／cm2 以下の耐食性を有する合金を初段ブレードに使用した場合、タービン入り口温度が１４５０℃以上でも十分耐えうる特性を有することとなる。そのような合金を初段タービンブレードに用いることは、ガスタービンの高寿命化，高効率化が実現できる。
【０２２９】
２段目以降のブレードは初段ブレードほど温度条件が苛酷ではないが、やはり高速回転に起因する強い遠心力を受けることなどから、高い高温強度が必要となる。そのため２段目以降のタービンブレードには、前述の組成を有し、１４kgｆ／mm2で１０5時間耐える耐用温度が８００℃以上の合金を用いる。材料としてはＣｏ基合金よりも高温強度の優れたＮｉ基合金を使用する。このＮｉ基超合金は、溶接性は考慮せずに強度重視の成分構成を持ち、普通鋳造の等軸晶を有する鋳造組織でも所定の強度を達成することが可能である。このような材料からなる２段目以降のブレードと、より強度の高い材料からなる初段ブレードとの組み合わせによって、初めてタービン入り口温度として１５００℃前後とする高効率ガスタービンの実現が可能になる。
【０２３０】
本発明に係る２段目以降のガスタービンブレードは、遠心応力方向に一方向に伸びた複数の結晶粒を有する柱状晶からなり、全長が３５cm以上、特に、３段目以降に対して７０cm以上が好ましい。
【０２３１】
そして、本発明に係るガスタービンブレードの内部空洞は、突起を有した中子によって形成される。
【０２３２】
また、本発明に係るガスタービン用動翼の内部空洞は、動翼を鋳造する鋳型で支持され、鋳型キャビティー内部に突き出した、シリカ，アルミナ，ジルコニア，マグネシアの１種又は２種以上の酸化物で形成された耐火物で支持固定された中性子によって形成される。
【０２３３】
本発明に係る柱状晶Ｎｉ基合金は前述の合金組成により構成することができる。
【０２３４】
ガスタービンの初段ノズル及び初段ブレードに用いられるＮｉ基超合金の単結晶鋳造物としては、重量でＣｒ４〜１０％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ４〜１０％，Ｒｅ１〜４％，Ａｌ３〜６％，Ｔａ４〜１０％，Ｃｏ０.５〜１０％ 及びＨｆ０.０３〜０.２％を有する合金が好ましい。初段ブレードは翼部１３０mm、その全長は約２２０mmである。この単結晶鋳造物の１０5時間１４kgｆ／mm2の耐用温度は９３０〜９４０℃であり、いずれも内部に複雑な水蒸気冷却孔を設けており運転中は圧縮水蒸気により冷却する。冷却方式はクローズド方式で、タブティルによって入って翼部の内部に設けられた複数の通路を通って再びダブティルに戻る経路を有するものである。本単結晶鋳造物は１２５０〜１３５０℃で固溶化処理後、１０００〜１１００℃及び８５０〜９５０℃での２段時効処理を行い、一辺が１μｍ以下の長さのγ′相を５０〜７０体積％を析出させたものである。
【０２３５】
初段ノズルは初段ブレードよりＣｒ量を１〜３％高くしたものを用い、Ｃｒ量を６〜１０％としたものが好ましい。
【０２３６】
【発明の効果】
本発明によれば、より高温度で最終段動翼として３３インチ以上の長翼を有する高低圧一体型蒸気タービンが製作できるので、小型で単機出力が増大でき、その結果熱効率の向上は勿論発電コストの低減効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図２】高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトの断面図。
【図３】最終段ブレードの斜視図。
【図４】ブレード先端部の斜視図。
【図５】引張強さと（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図。
【図６】衝撃値と（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図。
【図７】引張強さと焼入温度との関係を示す線図。
【図８】引張強さと焼戻温度との関係を示す線図。
【図９】衝撃値と焼入温度との関係を示す線図。
【図１０】衝撃値と焼戻温度との関係を示す線図。
【図１１】衝撃値と引張強さとの関係を示す線図。
【図１２】０.２％ 耐力と引張強さとの関係を示す線図。
【図１３】０.２％ 耐力と０.０２％ 耐力との関係を示す線図。
【図１４】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図１５】高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトの断面図。
【図１６】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図１７】コンバインド発電システム図。
【図１８】ガスタービンの断面図。
【符号の説明】
１，２１…蒸気入口、２…蒸気出口、３…高低圧一体型ロータシャフト、４…ブレード、５…コントロールバルブ、６…ケーシング、７…静翼、８…発電機、１２…軸受、１４…内部ケーシング、１５…外部ケーシング、２２…高圧蒸気出口、２３…再熱蒸気入口、２４…低圧蒸気入口、３０…タービンスタブシャフト、３３…タービンブレード、３４…タービンディスク、３６…コンプレッサディスク、３７…コンプレッサブレード、３８…タービンスペーサ、４０…タービンノズル、４３…タービンスタッキングボルト。
【発明の属する技術分野】
本発明は新規な耐熱鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電システムに関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、蒸気タービン用翼には１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼が使用されている。近年、省エネルギーの観点から火力プラントの熱効率の向上が、省スペースの観点から機器のコンパクト化が望まれている。
【０００３】
熱効率を向上及び機器のコンパクト化には蒸気タービン翼の長翼化が有効な手段である。そのために低圧蒸気タービン最終段の翼長は年々上昇の傾向にある。これに伴って、蒸気タービンの翼の使用条件も厳しくなり、これまでの１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼では強度不足で、より強度の高い材料が必要である。長翼材の強度としては、機械的特性の基本である、引張強さが要求される。
【０００４】
また、破壊に対する安全性確保の観点から、ある程度の靭性も要求される。
【０００５】
引張強さが従来の１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｖ−Ｎ鋼（マルテンサイト系鋼）より高い構造材料として、Ｎｉ基合金及びＣｏ基合金が一般に知られているが、熱間加工性，切削性及び振動減衰特性が劣るので、翼材としては望ましくない。
【０００６】
ガスタービンのディスク用として特開昭63−171856号があるが、高い引張強さは得られていない。
【０００７】
また、１０万ＫＷ未満の小容量及び１０から３０万ＫＷの中容量のタービン省スペースの観点から、高圧部から低圧部まで一体化した、いわいる一体型タービンが実用化される様になってきた。この一体型タービンの最終段翼長は、ロータ及び翼材の強度の制約から、高々３３.５ インチである。しかし、この翼長は、出力向上のために、もっと長くしたい。
【０００８】
特開平3−130502 号に１２％Ｃｒ系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用翼が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、近年の低圧蒸気タービン翼の長大化に対処するために、特開平3− 130502号公報に記載の鋼では引張強さが低いものである。
【００１０】
本発明の目的は引張強さの高いマルテンサイト系鋼を用いた高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いたコンパクトな高低圧一体型蒸気タービン及び高効率のコンバインド発電システムを提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明は、重量比で、Ｃ０ . ０８〜０ . ２％，Ｓｉ０.２５％以下，Ｍｎ０.９０％以下，Ｃｒ８.０〜１３.０％，Ｎｉ２％を超え３％以下，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０ . ０２％を超え０ . ２％未満、及びＮ０.０２〜０.１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、又はこれにＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含有したものからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、室温の引張強さが１２０ kg ｆ／ mm 2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ kg ｆ−ｍ／ cm 2 以上であるマルテンサイト鋼からなる最終段動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００１６】
本発明は、更にＭｎ／Ｎｉ比が０ . １以下であることを特徴とする。
【００１７】
本発明は、高速で流れる燃焼ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービン及び蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンはブレードが３段以上、前記燃焼ガスのタービン入口温度が１２００℃以上、好ましくは１３００℃以上、より好ましくは１４００℃〜１６００℃、タービン出口の排ガス温度が５００℃以上、好ましくは５３０℃以上、より好ましくは５３８〜５９３℃であり、前記排熱回収ボイラによって５３０℃以上の水蒸気とし、前記蒸気タービンは高低圧一体型で、全ベーナイト組織を有し全体が同等の特性を有する低合金鋼又は高圧側の高温強度が低圧側のそれより高い低合金鋼よりなるロータシャフトを有し、前述の蒸気タービンによって構成されるものである。
【００１８】
本発明は、８〜１３重量％クロームを含むマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、４０インチ以上、好ましくは４３インチ以上の長翼を取り付けた５０サイクル発電用一体型蒸気タービンが好ましい。
【００１９】
本発明は、更に前述のマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、３４インチ以上、好ましくは３５インチ以上の長翼を取り付けた６０サイクル発電用一体型蒸気タービンが好ましい。
【００２０】
更に本発明は、重量比で、Ｃ０.１８〜０.２８％，Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ０.１〜０.３％，Ｃｒ１.５〜２.５％，Ｎｉ１.５〜２.５％，Ｍｏ１〜２％，Ｖ０.１〜０.３５％及びＯ０.００３％以下を有し、高圧部の５３８℃・１０5ｈ平滑及び切欠クリープ破断強度が１３kg／mm2 以上、低圧部の引張強さが８４kg／mm2 以上、破面遷移温度が３５℃であるマルテンサイト系耐熱鋼からなるロータシャフトに、引張強さ１２８.５kg／mm2以上の前述の長翼を取り付けた高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００２１】
本発明に係る最終段動翼は〔翼長さ（インチ）×回転数(rpm)〕が122,400以上のＣｒ８〜１３重量％を有するマルテンサイト鋼よりなるブレードを有することを特徴とする複合発電システムにある。
【００２２】
（１）高低圧一体型蒸気タービン用長翼材の成分限定理由
本発明は、重量比で、Ｃ０ . ０８〜０ . ２％，Ｓｉ０.２５％以下，Ｍｎ０.９０％以下，Ｃｒ８.０〜１３.０％，Ｎｉ２％を超え３％以下，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０ . ０２％を超え０ . ２％未満、及びＮ０ . ０２〜０ . １０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、又はこれにＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含有したものからなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、室温の引張強さが１２０ kg ｆ／ mm 2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７ kg ｆ−ｍ／ cm 2 以上であるマルテンサイト鋼からなる最終段動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービンにある。
【００２３】
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でなければならない。
【００２４】
本発明鋼は後述の式で計算されるＣｒ当量が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ことが必要である。
【００２５】
長翼材の引張強さは１２０kgｆ／mm2 以上、好ましくは１２８.５kgｆ／mm2以上である。
【００２６】
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、１０００℃〜１１００℃（好ましくは１０００〜１０５５℃）で好ましくは０.５〜３ 時間加熱保持後室温まで急冷する（特に油焼入れが好ましい）焼入れを行い、次に、５５０〜６２０℃で焼戻し、特に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℃〜５９０℃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回以上の焼戻し熱処理が施されるのが好ましい。２次焼戻し温度は１次焼戻し温度より高くするのが好ましく、特に１０〜３０℃高くするのが好ましく、より１５〜２０℃高くするのが好ましい。
【００２７】
本発明は、低圧タービン最終段翼部長さを８６４mm（３４″）以上、好ましくは９１４mm（３６″）以上、より好ましくは９６５mm（３８″）以上にした６０サイクル発電用の３６００rpm 蒸気タービン及び低圧タービン最終段翼長を1041mm（４１″）以上、好ましくは１０９２mm（４３″）以上、より好ましくは1168mm（４６″）以上にした５０サイクル発電用の３０００rpm 蒸気タービンにし、〔翼部長さ（インチ）×回転数（rpm）〕値を１２２,４００以上、好ましくは１２５,０００ 以上、より好ましくは１２９,０００〜１５０,０００としたものである。
【００２８】
また本発明の耐熱鋼からなるブレード材においては、全マルテンサイト組織となるように合金組成を調整して高い強度と低温靭性並びに疲労強度を得るために、次式の各元素の含有量を重量％として計算されるＣｒ当量を４〜１０に成分調整することが好ましい。
【００２９】
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１.５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ＋２.５Ｔａ
Ｃは高い引張強さを得るために最低０.０８％ 必要である。あまりＣを多くすると、靭性を低下させるので０.２％以下にしなければならない。特に、０.１０〜０.１８％ が好ましい。より、０.１２〜０.１６％が好ましい。
【００３０】
Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱硫酸・脱酸剤で鋼の溶解の際に添加するものであり、少量でも効果がある。Ｓｉはδフェライト生成元素であり、多量の添加は、疲労及び靭性を低下させる有害なδフェライト生成の原因になるので、０.２５％ 以下にしなければならない。なお、カーボン真空脱酸法及びエレクトロスラグ溶解法などによればＳｉ添加の必要がなく、Ｓｉ無添加がよい。特に、０.１０％ 以下、より０.０５％ 以下が好ましい。
【００３１】
小量のＭｎ添加は靭性を向上するが多量の添加は靭性を低下させるので、0.9 ％以下にすべきである。特に、Ｍｎは脱酸剤として有効なので、靭性向上の点から０.０５〜０.４％、より０.１〜０.４％が好ましい。
【００３２】
Ｃｒは耐食性と引張強さを高めるが、１３％以上添加するとδフェライト組織生成の原因になる。８％より少ないと耐食性と引張強さが不十分なので、Ｃｒは８〜１３％に決定された。特に強度の点から１０.５〜１２.５％が、より１１〜１２％好ましい。
【００３３】
Ｍｏは固溶強化及び析出強化作用によって引張強さを高める効果がある。Ｍｏは引張強さ向上効果が不十分であり３％以上になるとδフェライト生成原因になるので１.５〜３.０％に限定される。特に、１.８〜２.７％、より２.０〜２.５％が好ましい。なお、Ｗ及びＣｏもＭｏと同じ様な効果がある。
【００３４】
Ｖを含有しないもの、又はＶを０ . ０１％以上０ . ０５％未満含む場合には、Ｖ及びＮｂは炭化物を析出し引張強さを高めると同時に靭性向上効果がある。Ｎｂ０.０２％以下ではその効果が不十分であり、Ｎｂ０.２％以上ではδフェライト生成の原因となる。Ｎｂは０.０４〜０.１５％、より０.０６〜０.１２％が好ましい。Ｎｂの代わりにＴａを全く同様に添加でき、複合添加することができる。
【００３５】
Ｎｉは低温靭性を高めると共に、δフェライト生成の防止効果がある。この効果は、Ｎｉ２％以下では不十分で、３％を超える添加で効果が飽和する。特に、２.３〜２.９％が好ましい。より好ましくは２.４〜２.８％である。
【００３６】
Ｎは引張強さの向上及びδフェライトの生成防止に効果があるが０.０２％ 未満ではその効果が十分でなく、０.１％ を超えると靭性を低下させる。特に、０.０４〜０.０８％、より０.０６〜０.０８％の範囲で優れた特性が得られる。
Ｓｉ，Ｐ及びＳの低減は、引張強さを損なわず、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましい。低温靭性向上の点からＳｉ０.１％ 以下，Ｐ０.０１５％以下，Ｓ０.０１５％ 以下が好ましい。特に、Ｓｉ０.０５％以下，Ｐ０.０１０％以下，Ｓ０.０１０％以下が望ましい。Ｓｂ，Ｓｎ及びＡｓの低減も、低温靭性を高める効果があり、極力低減することが望ましいが、現状製鋼技術レベルの点から、Ｓｂ０.００１５％以下，Ｓｎ０.０１％以下、及びＡｓ0.02％以下に限定した。特に、Ｓｂ０.００１％以下，Ｓｎ０.００５％及びＡｓ0.01％以下が望ましい。
【００３７】
さらに、本発明においては、Ｍｎ／Ｎｉ比を０.１１ 以下にするのが好ましい。
【００３８】
本発明材の熱処理は、まず完全なオーステナイトに変態するに十分な温度，最低１０００℃，最高１１００℃に均一加熱し、急冷し（好ましくは油冷）、次いで５５０〜５７０℃の温度に加熱保持・冷却し（第１次焼戻し）、次いで５６０〜６８０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを行い、全焼戻しマルテンサイト組織とするものが好ましい。
【００３９】
（２）本発明の高低圧一体型蒸気タービンロータを構成する低合金鋼の組成及び熱処理条件の限定理由について説明する。
【００４０】
Ｃは焼入性を向上し強度を確保するのに必要な元素である。その量が０.１５ ％以下では十分な焼入性が得られず、ロータ中心に軟らかいフエライト組織が生成し、十分な引張強さ及び耐力が得られない。また０.４％ 以上になると靭性を低下させるので、Ｃの範囲は０.１５〜０.４％に限定される。特にＣは０.２０ 〜０.２８％ の範囲が好ましい。
【００４１】
Ｓｉ及びＭｎは従来脱酸剤として添加していたが、真空Ｃ脱酸法及びエレクトロスラグ再溶解法などの製鋼技術によれば、特に添加しなくとも健全なロータが溶製可能である。長時間使用による脆化の点から、Ｓｉ及びＭｎは低目にすべきであり、それぞれ０.１％ 及び０.５％ 以下に限定され、特にＳｉ０.０５％ 以下，Ｍｎ０.０５〜０.２５％、より前者が０.０１％ 以下，後者が０.２０％ 以下が好ましい。
【００４２】
一方、極少量のＭｎ添加は、熱間加工性を悪くする有害なＳを、硫化物ＭｎＳとして固定する作用があるために、Ｍｎの極微量添加は、前述のＳの害を減少する効果があるので、蒸気タービン用ロータシャフトのような大型鍛造品の製造においては０.０１％ 以上含有するのが好ましい。しかし、製鋼上Ｓを少なくできればＭｎの添加は靭性，高温強度を低めるので、Ｓ及びＰ量を低めるスパークリーン化できればゼロがよく、０.０１〜０.２％が好ましい。
【００４３】
Ｎｉは焼入れ性を向上させ、靭性向上に不可欠の元素である。１.５％ 未満では靭性向上効果が十分でない。また２.７％ を超える多量の添加は、クリープ破断強度を低下させてしまう。特に１.６〜２.０％より１.７〜１.９％の範囲が好ましい。更に、Ｎｉ量はＣｒ量より０.２０％ まで高く又はＣｒ量より０.３０％以下に低くする範囲内とすることにより高い高温強度と靭性とを兼ね備えた特性が得られる。
【００４４】
Ｃｒは焼入れ性を向上させ、靭性及び強度向上効果がある。また蒸気中の耐食性も向上させる。１.５％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、２.５％ を超える添加は、クリープ破断強度を低下させる。特に１.７〜２.３％、より１.９〜 ２.１％が好ましい。
【００４５】
Ｍｏは焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度向上及び焼戻し脆化防止効果がある。０.８％ 未満ではこれらの効果が十分でなく、２.５ ％を超える多量の添加は靭性を添加させる。特に強度と靭性の点から１.０〜1.5％、より１.１〜１.３％が好ましい。
【００４６】
Ｖは、焼戻し処理中に結晶粒内に微細炭化物を析出させ、高温強度及び靭性向上効果がある。０.１５％未満ではこれらの効果が十分でなく、０.３５％を超える添加は効果が飽和してしまう。特に０.２０〜０.３０％、より０.２５ を超え０.３０ ％以下の範囲が好ましい。
【００４７】
また上記の組成からなる低合金を溶製するときに、希土類元素，Ｃａ，Ｚｒ及びＡｌのいずれかを添加することにより靭性が向上する。希土類元素は０.０５ ％未満では効果が不十分で、０.４％ を超える添加はその効果が飽和する。Ｃａは少量の添加で靭性向上効果があるが、０.０００５％ 未満では効果が不十分で、０.０１％を超える添加はその効果が飽和する。Ｚｒは０.０１％未満では靭性向上効果が不十分であり、０.２％ を超える添加はその効果が飽和する。Ａｌは０.００１％ 未満では靭性向上効果が不十分であり、０.０２％ を超える添加はクリープ破断強度を低下させる。
【００４８】
さらに、酸素は高温強度に関与し、本発明鋼においては、Ｏ2 を５〜２５ppm の範囲に制御することにより、より高いクリープ破断強度が得られる。
【００４９】
Ｎｂ及びＴａの少なくとも１種を０.００５〜０.１５％添加するのが好ましい。これらの含有量が０.００５％ 未満では強度の向上に十分な効果が得られず、逆に０.１５％ を超えると蒸気タービン用ロータシャフトの如く大型構造物ではこれらの巨大な炭化物が晶出し強度及び靭性を低めるので０.００５〜０.１５％とする。特に０.０１〜０.０５％が好ましい。
【００５０】
Ｗは強度を高めるため０.１％ 以上加えるのが好ましいが、１.０％ を超えると大型鋼塊においては偏析の問題が生じる等強度を低めるので、０.１〜１.０％とするのが好ましい。好ましくは０.１〜０.５％である。
【００５１】
Ｍｎ／Ｎｉ比又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比は各々０.１３又は０.１８以下が好ましい。これにより、ベーナイト組織を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼における加熱脆化を顕著に防止でき、高低圧一体型ロータシャフトとして適用できる。また、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１.２５ 以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１.１ 以上、又は（Ｃｒ／Ｍｏ）比が１.４５ 以上及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１.１１× (Ｎｉ／Ｍｏ）＋２.７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ条件で熱処理することにより５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度が１２kg／mm2 以上の高い強度が得られる。
【００５２】
また、Ｎｉ量をＣｒ量に対して特定の範囲で含有させることにより高圧側でより高強度で、低圧側でより靭性の高い強度とを兼ね備えたものが得られる。
【００５３】
本発明は、高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトとして、その高圧部の５３８℃，１０5ｈ 平滑及び切欠クリープ破断強度が１３kg／mm2 以上、低圧部の引張強さが８４kg／mm2 以上、破面遷移温度が３５℃以下とするのが好ましい。このように優れた機械的性質を得るため次の様な傾斜調質熱処理を施すのが好ましい。この調質熱処理を施す前に、金属組織を微細にするために、６５０℃〜７１０℃で７０時間以上保持のパーライト処理を施すのが好ましい。
【００５４】
ロータシャフトの高圧部又は高圧部と中圧部：高い高温強度を得る。
【００５５】
○焼入れ：９３０〜９７０℃に加熱・保持後冷却
○焼戻し：５７０〜６７０℃に加熱・保持後徐冷
（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６５０〜６７０℃に加熱・保持するのが好ましまい）
ロータシャフトの低圧部又は中圧部と低圧部：高い引張強さと低温靭性を得る。
【００５６】
○焼入れ：８８０〜９１０℃に加熱・保持後急冷
○焼戻し：５７０〜６４０℃に加熱・保持後徐冷
（２回焼戻しが好ましく、うち１回は６１５〜６３５℃に加熱・保持するのが好ましい）
即ち、本発明は高圧側を低圧側より高い焼入温度で焼入れすることにより高圧側では５５０℃，３０kg／mm2 で１８０ｈｒ以上のクリープ破断時間が得られるように低圧側より高温強度を高くし、低圧側は高圧側より遷移温度を中心孔で１０℃以下とするように傾斜熱処理することが好ましい。焼戻温度においても高圧側を低圧側にくらべ高い温度で焼戻しするのがよい。
【００５７】
本発明における熱処理は全体を同じ熱処理とすることが可能である。
【００５８】
このようにクリープ破断強度が高く、衝撃値が高い両者の特性を備えた鋼を得ることができ、本発明の高低圧一体型ロータシャフトにおいてブレードとして５０サイクル発電に対しては４１インチ以上好ましくは４３インチ以上、６０サイクル発電に対しては３４インチ以上好ましくは３５インチ以上の長さのものを植設することができる。
【００５９】
このような新しい材料をロータシャフトとして使用することにより、最終段ブレードとして上述の長翼を植設できるとともに、ロータシャフト軸受間の長さ（Ｌ）と翼直径（Ｄ）との比（Ｌ／Ｄ）を１.４〜２.３とコンパクトにでき、好ましくは１.６〜２.０とすることができる。又、ロータシャフト最大径（ｄ）と最終段長翼の長さ（ｌ）との比（ｄ／ｌ）を１.５〜２.０とすることができ、これにより蒸気量をロータシャフトの特性との関係から最大限に増すことができ、小型で大容量の発電が可能となる。特に、この比を１.６〜１.８とすることが好ましい。１.５ 以上とすることはブレード数との関係から求められ、その数は多い程よいが、遠心力による強度上の点から２.０ 以下が好ましい。
【００６０】
本発明の高低圧一体型ロータシャフトを用いた蒸気タービンは小型で１０〜３０万ＫＷの発電出力が可能であり、そのロータシャフトとして軸受間距離を発電出力として１万ＫＷ当り０.８ｍ 以下の非常に短い軸受間距離とすることができる。好ましくは１万ＫＷ当り０.２５〜０.６ｍである。
【００６１】
前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼を高低圧一体型ロータシャフトに用いることにより少なくとも最段階に３０インチ以上、特に３３.５ インチ以上の長さの動翼を設けることができ、単機出力の向上と効率の向上とともに、小型化できる。
【００６２】
本発明の蒸気タービンにおける動翼及び静翼は以下のとおりである。
【００６３】
前述の最終段前記高圧側ブレードは初段又は初段〜３段を重量で、Ｃ０.２〜 ０.３％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１５〜０.３５％を含むマルテンサイト鋼、それ以外の前記２６インチ未満の低圧側ブレードは重量で、Ｃ０.０５〜０.１５％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ１％以下、好ましくは０.２〜1.0 ％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％ 以下，Ｍｏ０.５％ 以下を含むマルテンサイト鋼が好ましい。
【００６４】
最終段のブレードの先端リーデングエッチ部にはエロージョン防止層が設けられているのが好ましい。具体的な翼部の長さとして、３３.５″，４０″,46.5″等のものを用いることができる。エロージョン防止層として重量で、Ｃ０.５〜１.５％ ，Ｃｒ２５〜３１％及びＷ２〜６％を含むＣｏ基合金が好ましく、板材の張り合せ溶接構造，肉盛層の形成又は局部的な焼入れ等によって設けることができる。
【００６５】
本発明における静翼は重量で、Ｃ０.０５〜０.１５％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ０.２〜１％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ０.５％ 以下を含む焼戻し全マルテンサイト鋼からなるものが好ましい。
【００６６】
本発明におけるケーシングは、重量でＣ０.１０〜０.２０％，Ｓｉ０.７５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％，Ｔｉ０.０５％ 以下を含むベーナイト組織を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼よりなるものが好ましい。
【００６７】
前述に記載の組成を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼からなるロータシャフトは、その鋼塊を特にエレクトロスラグ再溶解又はアーク炉にて大気中溶解後に取鍋下部より非酸化性ガス（特にＡｒガス）を吹き込みを行った後、真空炭素脱酸した鋼塊を製造し、該鋼塊を熱間鍛造し、次いでオーステナイト化温度に加熱し所定の冷却速度で冷却する焼入れを施した後焼戻し処理を施し、主にベーナイト組織を有するものとするのがよい。
【００６８】
本発明に係るガスタービンは以下の構成を有する。
【００６９】
ディスク，デイスタントピース，タービンスペーサ，タービンスタッキングボルト，コンプレッサスタッキングボルト及びコンプレッサディスクの少なくとも最終段の１種以上を重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ３％以下，Ｍｏ１.５〜３％，Ｖ０.０５〜０.３％， Ｎｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含む全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成することができる。これらの部品の全部をこの耐熱鋼によって構成することによってより高いガス温度にすることができ、熱効率の向上が得られる。特にこれらの部品の少なくとも１種は重量で、Ｃ０.０５〜0.2％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２〜３％，Ｍｏ１.５〜３％ ，Ｖ０.０５〜０.３％，Ｎｂ０.０２〜０.２％，Ｎ０.０２〜０.１％を含み、(Ｍｎ／Ｎｉ）比が０.１３以下、特に０.０４〜０.１０が好ましく、全焼戻しマルテンサイト組織を有する耐熱鋼によって構成するのが好ましい。
【００７０】
尚、これらの部品に使用する材料として４５０℃での１０5ｈ クリープ破断強度が４０kg／mm2 以上で、２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上のマルテンサイト鋼が用いられるが、特に好ましい組成においては４５０℃での１０5ｈ クリープ破断強度が５０kg／mm2 以上及び５００で１０5ｈ 加熱後の２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が５kg−ｍ／cm2 以上を有するものが得られる。
【００７１】
これらの材料には更に、Ｗ１％以下，Ｃｏ０.５％以下，Ｃｕ０.５％以下，Ｂ０.０１％以下，Ｔｉ０.５％以下，Ａｌ０.３％以下，Ｚｒ０.１％以下，Ｈｆ０.１％以下，Ｃａ０.０１％以下，Ｍｇ０.０１％以下，Ｙ０.０１％以下，希土類元素０.０１％以下の少なくとも１種を含むことができる。
【００７２】
コンプレッサディスクの少なくとも最終段又はその全部を前述の耐熱鋼によって構成することができるが、初段から中心部まではガス温度が低いので、他の低合金鋼を用いることができ、中心部から最終段までを前述の耐熱鋼を用いることができる。空気上流側の初段から中心部までの上流側を重量で、Ｃ０.１５〜 ０.３０％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.６％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｎｉ２.０〜４.０％，Ｍｏ０.５〜１％，Ｖ０.０５〜０.２％を含み、室温の引張強さ８０kg／mm2 以上，室温のＶノッチシャルピー衝撃値が２０kg−ｍ／cm2 以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼、中心部から少なくとも最終段を除き重量で、Ｃ０.２〜０.４％，Ｓｉ０.１〜０.５％，Ｍｎ０.５〜１.５％，Ｃｒ０.５〜１.５％,Ｎｉ０.５％以下，Ｍｏ１.０〜２.０％，Ｖ０.１〜０.３％を含み、室温の引張強さが８０kg／mm2 以上，伸び率１８％以上，絞り率５０％以上を有するＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いることができる。
【００７３】
コンプレッサスタブシャフト及びタービンスタブシャフトは上述のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼を用いることができる。
【００７４】
本発明のコンプレッサ用ロータはディスク状又は複数段のブレードを一体にした分割型、全ブレードを一体型のいずれでも良く、ディスク状、分割型には外側部分にスタッキングボルト挿入用の穴が複数個全周に設けられる。
【００７５】
コンプレッサ用ロータ材の一例として、１７段からなる場合には初段から１２段目までを前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼，１３段目から１６段目をＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼及び１７段目を前述のマルテンサイト鋼によって構成することができる。
コンプレッサのブレードはＣ０.０７〜０.１５％，Ｓｉ０.１５％ 以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１０〜１３％又はこれにＭｏ０.５％以下及び、Ｎｉ０.５％以下を含むマルテンサイト鋼によって構成されるのが好ましい。
【００７６】
タービンブレードの先端部分と摺動接触しリング状に形成されるシュラウドの初段部分には重量で、Ｃ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１７〜２７％，Ｃｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２％ 以下を含むＮｉ基鋳造合金が用いられ、他の部分には重量で、Ｃ０.３〜０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０％以下，Ｎｂ０.１〜０.５％，Ｔｉ０.１〜０.５％を含むＦｅ基鋳造合金が好ましい。これらの合金は複数個のブロックによってリング状に構成されるものである。
【００７７】
タービンノズルを固定するダイヤフラムには初段のタービンノズル部分が重量で、Ｃ０.０５％ 以下，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ１６〜２２％，Ｎｉ８〜１５％を含むオーステナイト鋳鋼、他のタービンノズル部分には高Ｃ−高
Ｎｉ系鋼鋳物によって構成するのが好ましい。
【００７８】
タービンブレードは重量で、Ｃ０.０７〜０.２５％，Ｓｉ１％以下，Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１２〜２０％，Ｃｏ５〜１５％，Ｍｏ１.０〜５.０％，Ｗ１.０〜 ５.０％ ，Ｂ０.００５〜０.０３％，Ｔｉ２.０〜７.０％，Ａｌ３.０〜７.０％と、Ｎｂ１.５％ 以下，Ｚｒ０.０１〜０.５％，Ｈｆ０.０１〜０.５％，Ｖ0.01〜０.５％ の１種以上とを含み、オーステナイト相基地にγ′相及びγ″相が析出したＮｉ基鋳造合金が用いられる。
【００７９】
また、タービンブレードは高温の燃焼ガスによる腐食を防止するためにＡｌ，Ｃｒ又はＡｌ＋Ｃｒ拡散コーティングを施すこと、更にその上に安定化ＺｒＯ2 系セラミックスからなる遮熱コーティング層を設けるのが好ましい。コーティング層の厚さは３０〜１５０μｍで、ガスに接する翼部に設けるのが好ましい。
【００８０】
ガスタービン用ノズルにはＮｉ基超合金及びＣｏ基合金が用いられる。燃焼ガス温度が１２６０℃以下に対しては初段に以下のＮｉ基合金及び初段以外には重量で、Ｃ０.２０〜０.６０％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０.００３〜０.０３％及び残部が実質的にＣｏからなり、又は更にＴｉ０.１〜０.３％，Ｎｂ０.１〜０.５％及びＺｒ0.1〜０.３％ の少なくとも１種を含み、オーステナイト相基地に共晶炭化物及び二次炭化物を含むＣｏ基鋳造合金が好ましい。これらの合金はいずれも溶体処理された後時効処理が施され、前述の析出物を形成させ、強化される。
【００８１】
ガスタービン用ノズルの初段には、重量でＣ０.０５〜０.２０％，Ｃｏ１５〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１.０〜３.０％，Ｔｉ１.０〜３.０％，Ｎｂ１.０〜３.０％，Ｗ５〜１０％を含み、４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金が好ましい。特に、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量とは、Ａ(２.５％，１０％），Ｂ（５％，１０％），Ｃ（５％，５％），Ｄ（３.５％，５％)，Ｅ（２.５％，７.５％）の各点を結ぶ範囲内のものが好ましい。特に、Ｃが０.０８〜０.１６％、Ｃｏが２０〜２５％、Ａｌ＋Ｔｉが３.０〜５.０％、Ｔｉ／Ａｌが０.７〜１.５％、Ｎｂが０.６〜１.０％、Ｔａが０.９〜１.３％、Ｚｒが０.０５％ 以下、Ｂが０.００１〜０.０３％、Ｗが６〜８％、Ｒｅが２％以下、Ｙ，Ｓｃの１種以上０.５％ 以下とするのが好ましい。Ｓｉ，Ｍｎは０.５％ 以下、より０.０１〜 ０.１％ が好ましい。
【００８２】
本Ｎｉ基鋳造合金は９００℃，１４kg／mm2 で３００時間以上の破断強度を有し、特に１０００〜５０００時間有するものが好ましい。
【００８３】
本発明に係るガスタービンは、燃焼ガス温度１３００℃以下では燃焼ガス入口側の初段又は全段を重量でＣ０.０５〜０.２０％，Ｃｏ２０〜２５％，Ｃｒ１５〜２５％，Ａｌ１.０〜３.０％，Ｔｉ１.０〜３.０％，Ｎｂ１.０〜３.０％，Ｗ５〜１０％及び４２％以上のＮｉを含むＮｉ基鋳造合金よりなること、初段に該Ｎｉ基合金を用い、２段目以降が重量でＣ０.２〜０.６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２５〜３５％，Ｎｉ５〜１５％，Ｗ３〜１０％，Ｂ０.００３〜 ０.０３％ 及びＣｏ５０％以上を有するＣｏ基鋳造合金よりなることが好ましい。また、燃料ガス温度１３００℃を超える場合には初段を除き２段，３段に前述のＮｉ基合金又はＣｏ基合金が好ましい。初段はＮｉ基又はＣｏ基合金の単結晶合金鋳物が好ましい。以上のノズルの構成によりその定検を年に１度行っていたものを少なくとも２年に１度にできる。Ｎｉ基合金にはＭｏ２％以下，Ｚｒ0.3 ％以下，Ｈｆ０.５％ 以下，Ｒｅ０.５％ 以下，Ｙ０.２％ 以下の少なくとも１種を含むことが好ましい。
【００８４】
燃焼器はタービンの周囲に複数個設けられるとともに、外筒と内筒との２重構造からなり、内筒は重量でＣ０.０５〜０.２％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２５％，Ｃｏ０.５〜５％ ，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，Ｗ５％以下，Ｂ０.０２％ 以下を含むＮｉ基合金又はＦｅの代りにＮｉ２５〜４０％を含む耐熱鋼からなり、板厚２〜５mmの塑性加工材を溶接又は一体鋳造，遠心鋳造によって構成され、円筒体全周にわたって空気を供給する三ケ月形のルーバ孔又は外表面に冷却フィンが設けられ、全オーステナイト組織を有する溶体化処理材が用いられる。冷却フィンは円筒体外周に所定の間隔と高さで一体にリング状に形成することによりルーバ孔なしに出来る。特にら旋状に形成するのも好ましい。鋳造管においては厚さ２〜５mmとなるのが好ましい。
【００８５】
【発明の実施の形態】
〔実施例１〕
図１は定格出力１２５ＭＷ，回転数３０００rpm の再熱型高低圧一体型蒸気タービンの構成例を示す断面図である。５３８℃，１２６atg の蒸気は入口２１から入り、高低圧一体型ロータシャフト３の高圧部を通って温度３６７℃,３８atgとなって高圧蒸気出口２２より出て、更に再熱器により５３８℃，３５atg に加熱された蒸気が再熱蒸気入口２３より入り高低圧一体型ロータシャフト３の中圧部へと入るとともに低圧へと通り、約４６℃，０.１atgの蒸気として出口より排出される再熱型のものである。２２から出た蒸気は一部他の熱源として使用され、２４よりタービンの熱源として再び供給される。
【００８６】
本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型ロータシャフト３に植設されたブレード４を高圧側７段，中圧側６段，低圧側５段の１８段備え、高圧側の段数が中圧側及び低圧側より多く、順次中圧側及び低圧側に段数が少なくなっている。高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブを通って蒸気入口２１より前述の如く５３８℃，１６９atg の高温高圧側に流入する。高圧蒸気は入口より一方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５３８℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５３８℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
【００８７】
蒸気入口に対し高圧タービン部のブレードは５段以上の７段あり、初段から最終段の前まではほぼ同じ間隔で配置され、最終段とその前との間隔は２段以降の間隔の１.１〜１.３倍である。更にブレード植込み部の軸方向の幅は初段及び最終段が最も厚く、初段と最終段を除きほぼ同じ厚さである。初段の厚さは２段目の厚さの２〜２.６ 倍である。
【００８８】
中圧タービン部は６段あり、ブレード中心間間隔は初段と２段目までが最も大きく、２段目以降最終段までほぼ同じ間隔である。初段と２段目との間隔はそれ以降の間隔の１.１〜１.５倍である。
【００８９】
蒸気入口に対して低圧タービン部のブレードは５段である。中心部での間隔は初段から最終段にかけて徐々に広くなり最終段は初段の４.０〜４.８倍である。ブレード植込み部の軸方向の幅は最終段が最も厚く、最終段より上流側に向って段階的に小さくなり、最終段の厚さはその直前の厚さの２.０〜２.８倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの１.０〜１.５倍である。初段は、最終段の0.20〜０.２５倍の厚さである。
【００９０】
ブレードの翼部長さは低圧側タービン部が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、最終段の長さは４３インチの長さを有し、最終段の前段に対する長さは１.８〜２.２倍、その前段はその前段の１.７〜２.１倍有し以降前段に対し1.1 〜１.５ 倍で長くなる。
【００９１】
中圧側タービン部のブレードの翼部長さは初段より最終段にかけて除々に大きくなり、最終段は初段の３〜３.５ 倍である。
【００９２】
本実施例における中圧部２５から低圧部２６の各段の長さは１.６″，２.１″，２.１″，２.６″，３″，４.７″，６.２″，９.３″,１１.９″，２２.２″及び最終段の４３″である。
【００９３】
本実施例における軸受間距離は約６.６ｍ であり、最終段動翼の翼部長さに対する軸受間距離の比は６.０ 及び定格出力（ＭＷ）に対する軸受間距離（mm）の比が５２.４ である。また、最終段での翼先端での直径は３８２cmであり、その直径に対する軸受間比は１.７２ である。
【００９４】
１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。
【００９５】
本実施例における各部の材料組成と製造方法は次の通りである。
【００９６】
（１）ロータシャフト
図２は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３の形状である。本実施例のロータシャフトは表１に示す合金組成の鍛鋼を後述の実施例２と同様の方法によって各々製造し、最大直径１.７ｍ ，長さ約８ｍに鍛造し、高圧と中圧側を950℃，１０時間，低圧側７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、ロータシャフト中心の芯部で約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで高圧と中圧側を６５５℃で４０時間，低圧側７を６２０℃で４０時間加熱保持炉冷の焼戻しを行った。中圧部と低圧部との熱処理の境界は図中点線で示す位置である。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2），引張試験を行った試験結果を表２に示す。高圧部の５３８℃，１０5ｈ クリープ破断強度はロータ内外とも１７kg／mm2 であった。また低圧部の衝撃値は外周部２８kg−ｍ／cm2 、中心部１９kg−ｍ／cm2 であった。５０％破面遷移温度は外周部−５５℃，中心部−１３℃であった。
【００９７】
【表１】
【表２】
最終段ブレード部の直径は３８０cmであり、その直径に対する軸受間比は1.72であり、１.６０〜１.８５が好ましい。軸受間距離は発電出力１万ＫＷ当り前者が０.５２ｍ であり、０.４５〜０.７０が好ましい。
【０１００】
高圧部及び中圧部での動翼部及び静翼部でのロータシャフト直径は各ブレードの段で同じであり、中圧部での動翼最終段で若干その直径が大きくなっている。低圧部での直径は動翼部及び静翼部で段階的に大きくなっており、最終段とその前での直径はいずれも同じである。最終段ブレードの翼部長さに対する翼植込み部の軸方向幅は０.３０ 倍で、０.２８〜０.３２倍とするのが好ましい。また、最終段での翼植込み部直径は翼部長さに対し１.５０ 倍で、１.４６〜１.５５倍とするのが好ましい。
【０１０１】
図３は翼部長さが１０９２mm（４３″）である最終段ブレードの斜視図である。５１は、高速蒸気が突き当たる翼部、５２はロータシャフトへの植込部、５３は翼の遠心力を支えるためのピンを挿入する穴、５４は蒸気中の水滴によるエロージョンを防止するためのエロージョンシールド(重量で、Ｃ１.０％，Ｃｒ28.0％及びＷ４.０％ を含むＣｏ基合金のステライト板を溶接で接合）、５７はカバーである。本実施例においては全体一体の鍛造後に切削加工によって形成されたものである。尚、カバー５７は機械的に一体に形成することもできる。
【０１０２】
４３″長翼は、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。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は実施例１に示した条件（焼入れ：１０５０℃，１次焼戻し：５６０℃，２次焼戻し：５８０℃）で行った。表１のＮo.７はこの長翼材の化学組成（重量％）を示す。この長翼の金属組織は全焼戻しマルテンサイト組織であった。
【０１０３】
表１のＮo.７には室温引張及び２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値を示す。本
４３″長翼の機械的性質は、要求される特性，引張強さ１２８.５kgｆ／mm2以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４kgｆ−ｍ／cm2 以上を有し、十分満足することが確認された。
【０１０４】
図４は本実施例におけるエロージョンシールド（ステライト合金）５４を電子ビーム溶接又はＴＩＧ溶接５６によって接合した状態を示す断面と斜視図である。図に示すようにシールド５４は表と裏側との２個所で溶接される。シールド５４の長さは約３３０mmである。
【０１０５】
（２）ブレード
表３は本実施例における高低圧一体型蒸気タービン用長翼材特に、最終段動翼に係る１２％Ｃｒ鋼の化学組成（重量％）を示すものである。試料Ｎo.１〜Ｎo.６はそれぞれ１５０kg真空高周波溶解し、１１５０℃に加熱し鍛造して実験素材とした。試料Ｎo.１は、１０００℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し、２ｈ保持後室温まで空冷した。Ｎo.２は、1050℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷する焼戻しを施した。試料Ｎo.３〜Ｎo.７は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５６０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷し(１次焼戻し)、更に５８０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで炉冷した（２次焼戻し）。
【０１０６】
【表３】
表３において、Ｎo.３〜７は比較材、Ｎo.１及び２は、現用の長翼材である。
【０１０８】
表４はこれら試料の室温の機械的性質を示す。Ｎ o.３，４及び７は、蒸気タービン用長翼材として要求される引張強さ（１２０kgｆ／mm2 以上）を十分満足する。また低温靭性（２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値４kgｆ−ｍ／cm2以上）を有する。
【０１０９】
これに対し、比較材のＮo.１，Ｎo.５及び６は、蒸気タービン用長翼に使用するには、引張強さと衝撃値とで示される両方又はいずれかの値が低い。比較材試料２は、引張強さ及び靭性が低い。Ｎo.５は、衝撃値が３.８kgｆ−ｍ／cm2と若干低く、４３″以上に対しては４kgｆ−ｍ／cm2 以上の要求に若干不足である。
【０１１０】
【表４】
図５は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と引張強さとの関係を示す線図である。本実施例においてはＮｉとＭｏ量とは同等の含有量で含有させることによって低温における強度と靭性とをともに高めるものであり、両者の含有量の差が大きくなるに従って強度が低下する傾向を示す。Ｎｉ量がＭｏ量より０.６％ 以上少なくなると急激に強度が低下し、逆に１.０％ 以上多くなることによっても急激に強度が低下する。従って、（Ｎｉ−Ｍｏ）量が−０.６〜１.０％が高い強度を示す。
【０１１２】
図６は（Ｎｉ−Ｍｏ）量と衝撃値との関係を示す線図である。図に示す如く、（Ｎｉ−Ｍｏ）量は−０.５％ 付近で衝撃値が低下するがその前後では高い値を示す。
【０１１３】
図７〜図１０は、試料Ｎo.３の引張強さ及び衝撃値に及ぼす熱処理条件（焼入れ温度及び２次焼戻し温度）の影響を示す線図である。焼入れ温度は975〜1125℃,１ｈ焼戻し５５０〜５６０℃で行った後、２次焼戻し温度は５６０〜５９０℃である。図に示すように、長翼材として要求される特性(引張強さ≧１２８.５kgｆ／mm2，２０℃ノッチシャルピー衝撃値≧４kgｆ−ｍ／cm2）を、満足することが確認された。尚、図７及び図９の２次焼戻し温度は、５７５℃であり、図８及び図１０の焼入れ温度は１０５０℃である。
【０１１４】
本発明に係る１２％Ｃｒ鋼は特に、Ｃ＋Ｎｂ量が０.１８〜０.３５％で（Ｎｂ／Ｃ）比が０.４５〜１.００、（Ｎｂ／Ｎ）比が０.８〜３.０が好ましい。
【０１１５】
表５は前述と同様に蒸気タービン用長翼材に係る１２％Ｃｒ系鋼の化学組成（重量％）を示すものである。各試料は真空アーク溶解し、１１５０℃付近で鍛造したものである。
【０１１６】
表６は各試料の熱処理とその室温の機械的性質及び金属組織を示すものである。全試料とも全焼戻しマルテンサイト組織を有している。各試料の平均結晶粒径は粒度番号（ＧＳＮo.）で５.５〜６.０である。
【０１１７】
【表５】
【表６】
図１１は本実施例の試料と合せて２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値と引張強さとの関係を示す線図である。図に示すように本実施例での衝撃値はいずれも2.5 kgf−ｍ／cm2以上の高い値であり、更に衝撃値（ｙ）は７７.２ から引張強さ（ｘ）に０.６ 倍した値を差し引いた値以上とするのが好ましく、より８０.４ から同様に差し引いた値以上、特に８４.０ から差し引いた値以上とするのがより好ましい。
【０１２０】
図１２は０.２％ 耐力と引張強さとの関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に、０.２％ 耐力（ｙ）が３６.０ に引張強さ（ｘ）を０.５ 倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。
【０１２１】
図１３は０.２％ 耐力と０.０２％ 耐力との関係を示す線図である。本発明に係る材料は特に０.２％耐力（ｙ）が５８.４に０.０２％耐力（ｘ）を０.５４倍した値を加えた値以上とするものが好ましい。
【０１２２】
前述の最終段動翼に代えて、表７に示す組成（重量％）の試料についても同様に実施した。これらはそれぞれ１５０kg溶解し、１１５０℃に加熱し鍛造して素材とした。試料Ｎo.１は、１０００℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷した。試料Ｎo.２は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷した。試料Ｎo.３〜Ｎo.６は、１０５０℃で１ｈ加熱後油焼入れにより室温まで冷却し、次いで、５６０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで空冷し（１次焼戻し）、更に５７０℃に加熱し２ｈ保持後室温まで炉冷した（２次焼戻し）。
【０１２３】
熱処理後素材から引張試験片および及びＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し実験に供した。
【０１２４】
表７において、試料Ｎ o. １２及び１３は本発明材であり、試料Ｎ o. １４及び
１５は比較材である。
【０１２５】
表８はこれら試料の機械的性質を示す。本発明材（試料Ｎ o. １２及び１３）は、蒸気タービン用長翼材として要求される引張強さ（≧１２０kgｆ／mm2 又は１２８.５kgｆ／mm2）及び低温靭性（２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値≧７kgｆ−ｍ／cm2)を十分満足することが確認された。
【０１２６】
これに対し、比較材の試料Ｎ o.１及び２は、蒸気タービン用長翼に使用するには、引張強さが低く、試料Ｎ o. １４及び１５は靭性が低い。
【０１２７】
【表７】
【表８】
高温高圧側の３段の翼部長さが約４０mmで、重量でＣ０.２０〜０.３０％，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ０.５〜１.５％，Ｖ０.１〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｍｎ１％以下及び残部Ｆｅからなるマルテンサイト鋼の鍛鋼で構成した。
【０１３０】
中圧部は低圧側になるに従って徐々に長さが大きくなり、重量でＣ０.０５〜 ０.１５％，Ｍｎ１％以下，Ｓｉ０.５％ 以下，Ｃｒ１０〜１３％，Ｍｏ０.５％以下，Ｎｉ０.５％ 以下，残部Ｆｅからなるマルテンサイト鋼の鍛造で構成した。
【０１３１】
本実施例の最終段には重量で、Ｃ１.０％，Ｃｒ２８.０％及びＷ４.０％ を含むＣｏ基合金のステライト板からなるエロージョン防止のシールド板が溶接によってその先端で、リーデングエッヂ部に設けられる。またシールド板以外に部分的な焼入れ処理が施される。更に、３０００rpm の５０サイクルには４３インチ以上の翼部長さのものが同様のマルテンサイト鋼の鍛造材が用いられる。エロージョンシールド板を溶接によって設ける以外に、溶射による被膜形成又は高周波部分焼入れによる方法もある。
【０１３２】
これらのブレード先端部には、ブレードに一体に形成されたコンティニュアスカバーが設けられている。
【０１３３】
（３）静翼７には、高圧の３段までは動翼と同じ組成のマルテンサイト鋼が用いられるが、他には前述の中圧部の動翼材と同じものが用いられる。
【０１３４】
（４）ケーシング６には、重量でＣ０.１５〜０.３％，Ｓｉ０.５％ 以下、Ｍｎ１％以下，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｖ０.０５〜０.２％，Ｔｉ0.1 ％以下のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼が用いられる。
【０１３５】
〔実施例２〕
図１４に本発明に係る定格出力２２０ＭＷ，回転数３６００rpm 再熱型高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。
【０１３６】
本発明に係る蒸気タービンは再熱型で高低圧一体型のロータシャフト３に植設されたブレード４を高圧部６段，中圧部４段，低圧部４段の１４段備えており、高圧蒸気は蒸気のコントロールバルブ５を通って蒸気入口２１より前述の如く５６６℃，１６９atg の高温高圧側に流入する。蒸気は入口より左側方向に流れ、高圧蒸気出口２２より出て、再び５６６℃に加熱されて再熱蒸気入口２３より中圧タービン部に送られる。中圧タービン部に入った蒸気は低圧タービン部へと送られるとともに低圧蒸気入口２４からも蒸気が送られる。そして蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフト３は５６６℃蒸気から３３℃の温度までさらされるので、前述した特性のＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
蒸気入口に対し高圧側のブレード４は５段以上の６段あり、２段以降同じ間隔で配置され、初段と２段との間隔は２段以降の間隔の１.５〜２.０倍であり、更にブレード植込み部の軸方向の幅は初段が最も厚く、２段目より最終段にかけて段階的に徐々に厚く、初段の厚さは２段目の厚さの２〜２.６ 倍である。
【０１３７】
蒸気入口に対して中圧側のブレード４は４段あり、ブレード植込み部の軸方向の幅は初段と最終段が同等の厚さで最も厚く、２段及び３段目と下流側に向って大きくなる。低圧部は４段で、ブレード植込み部の軸方向の幅は最終段の厚さはその直前の厚さの２.７〜３.３倍、最終段の直前の厚さはその直前の厚さの1.1〜１.３ 倍である。中圧部の初段から４段目までのブレードの中心間の間隔はほぼ同じ間隔であり、低圧部は初段以降最終段にかけて間隔が大きくなり、各段の間隔の前段の間隔に対する比が下流側で大きくなっており、更に初段の間隔の前段の間隔に対する比が１.１〜１.２倍及び最終段と前段との間隔の前段における間隔に対する比が１.５〜１.７倍である。本実施例に示すように、高圧部の動翼の段数は中圧部又は低圧部の段数より多く構成されている。
【０１３８】
ブレードの長さは中圧・低圧側が初段から最終段にかけて徐々に大きくなり、各段の前段に対する長さは１.２〜２.１倍有し、５段目まで１.２〜１.３５倍で長くなり、低圧部２段目が１.５〜１.７倍、３段及び４段が各々１.９〜２.１倍である。
【０１３９】
本実施例における各段の長さは中圧部より２.５″，３″，４″,５″,６.３″，１０″，２０.７″ 及び最終段が４０″である。１４は内部ケーシング、１５は外部ケーシングである。
【０１４０】
本実施例における軸受間距離は約６.３ｍ であり、最終段動翼の翼部長さに対する軸受間距離の比は６.１５ 及び定格出力（ＭＷ）に対する軸受間距離（mm）の比が２８.４ である。
【０１４１】
図１５は本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３の形状である。本実施例のロータシャフトは実施例１の表１に示す合金組成の鍛鋼をアーク溶解炉にて溶解後、取鍋に注湯し、次いで取鍋の下部よりＡｒガスを吹き込み真空精錬して、造塊した。次いで、９００〜１１５０℃で最大直径１.７ｍ ，長さ約８ｍに鍛造し、６段の動翼の植込み部を有する高圧側１６を９５０℃，１０時間，８段の動翼の植込み部を有する中圧・低圧側１７を８８０℃，１０時間加熱保持した後、中心部で約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで高圧側６を６５０℃で４０時間，低圧側７を６２５℃で４０時間加熱保持の焼戻しを行った。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，Ｖノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2），引張試験を行った試験結果は実施例１の表２に示す通りのものである。
【０１４２】
尚、図に示すように高圧側１６及び中圧・低圧側１７の各ブレードの植込み部１８の軸方向の幅と間隔は前述のとおりである。１９は軸受の部分、２０はカップリングである。
【０１４３】
高圧部の動翼部及び静翼部における直径は各段において同一であり、中圧部から低圧部においては動翼部では徐々に直径が大きくなり、中圧部初段から４段までは静翼部での直径は同じ、４段〜６段間での静翼部での直径は同じ、６段〜８段までの静翼部での直径は同じで、後段になるにつれて直径が大きくなった。
【０１４４】
また、最終段の翼植込み部の軸方向幅は翼部長さに対し０.３ 倍であり、0.28〜０.３５ 倍とするのが好ましい。
【０１４５】
ロータシャフトはその最終段での翼部直径が最も大きく、その直径は翼部長さの１.７２ 倍であり、１.６０〜１.８５倍とするのが好ましい。
【０１４６】
更に、軸受間長さは最終段ブレードにおける翼部先端間の直径に対して1.65倍であり、１.５５〜１.７５倍とするのが好ましい。
【０１４７】
また、本実施例において、最終段動翼の翼部長さが４０インチであり、その外径は３６９cmとなり、この外径に対する軸受間比が１.６９ となる。これにより発電出力２２万ＫＷが可能であり、１万ＫＷ当りの軸受間距離が０.２８ｍ となる。最終段動翼の４０″には重量で６.０％Ａｌ 及び４.０％Ｖ を含むＴｉ基合金を用いた。
【０１４８】
これらの最終段ブレードの長さに対するロータシャフトのブレード植込み部の外径との比は３３.５″ブレードでは１.７０及び４０″ブレードでは１.７１ である。
【０１４９】
本実施例では蒸気温度を５３８℃としても適用でき、その圧力を121，169及び２２４atg の各々の圧力に適用できる。
【０１５０】
表９は前述のロータシャフト材に代えて試みた本実施例に係る高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトに係る代表的な試料の化学組成（重量％）である。Ｎo.４１及び４２は各々高圧ロータシャフト及び低圧ロータシャフトとして使用されている従来鋼，Ｎo.４３〜５２が本発明に係る鋼である。本発明に係る鋼はいずれも高周波真空溶解炉にて溶解後、造塊後９００〜１１５０℃で熱間鍛造を行った。これら試料は、高低圧一体型蒸気タービンロータシャフト中心部の条件をシミレートして、前述と同様に高圧部に対して９５０℃に加熱しオーステナイト化した後、芯部で１００℃／ｈの速度になるように冷却し焼入れした。次いで、６６５℃×４０ｈ加熱し炉冷し、焼戻し処理した。本発明に係るＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼はフェライト相を含まず、全ベーナイト組織であった。
【０１５１】
【表９】
本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は８７０〜１０００℃にする必要がある。８７０℃未満では高い靭性が得られるものの、クリープ破断強度が低くなってしまう。１０００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られるものの、靭性が低くなってしまう。焼戻し温度は６１０℃〜７００℃にする必要がある。６１０℃未満では高い靭性が得られず、７００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。
【０１５３】
表１０は引張，衝撃及び切欠クリープ破断試験結果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度はラルソンミラー法で求めた５３８℃，１０5ｈ 強度で示した。表から明らかなように本発明材は、室温の引張強さが８８kg／mm2 以上，０.２％耐力７０kg／ mm2以上，ＦＡＴＴ４０℃以下，衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２.５kg−ｍ以上及びクリープ破断強度が約１２kg／mm2 以上と高く、高低圧一体型タービンロータとしてきわめて有用であると言える。特に、３３.５ インチ長翼を植設するタービンロータ材としては約１５kg／mm2 以上の強度を有するものがよい。
【０１５４】
【表１０】
試料Ｎo.４７〜Ｎo.５２は、それぞれ、希土類元素（Ｌａ−Ｃｅ），Ｃａ，Ｚｒ、及びＡｌ添加材であるが、これらの元素添加により靭性が向上する。特に希土類元素の添加が靭性向上に有効である。Ｌａ−ＣｅのほかＹ添加材についても調べ、著しい靭性向上効果のあることを確認している。
【０１５６】
更に、（Ｎｉ／Ｍｏ）比が１.２５以上及び(Ｃｒ／Ｍｏ)比が１.１以上、又は(Ｃｒ／Ｍｏ)比が１.４５以上、及び（Ｃｒ／Ｍｏ）比が〔−１.１１×（Ｎｉ／Ｍｏ)＋２.７８〕によって求められる値以上とすることにより全体を同じ熱処理とすることにより５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度が１２kg／mm2 以上の高い強度が得られる。
【０１５７】
５３８℃，１０5 時間クリープ破断強度は、Ｎｉ量が増加するにつれて低下傾向を示し、特に、Ｎｉ量が２％以下では約１１kg／mm2 以上の強度を示す。特に、１.９％ 以下では１２kg／mm2 以上の強度を有する。
【０１５８】
上述の５００℃，３０００時間加熱後の衝撃値とＮｉ量との関係から（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８ 以下又はＭｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下のものはＮｉ量の増加によって高い衝撃値が得られるが、比較のＮo.１２〜Ｎo.１４の（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８ を超えるもの又はＭｎ／Ｎｉ比が０.１２ を超えるものは２.４kg−ｍ 以下の低い値であり、Ｎｉ量が高くてもあまり関係しないこと、また、Ｍｎ量が０.２％ 以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.２５ 以下できわめて高い衝撃値を有し、従って、Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下、（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比が０.１８以下で２.５kg−ｍ以上の高い衝撃値を示すことが明らかとなった。
【０１５９】
炭化物生成元素であるＶとＭｏの和と焼入れ性向上元素であるＮｉとＣｒの和の比とクリープ破断強度及び衝撃吸収エネルギーとの関係成分比（Ｖ＋Ｍｏ）／（Ｎｉ＋Ｃｒ）が約０.７ までは、成分比が大きくなるにつれて高くなる。衝撃吸収エネルギーは上記の成分比が大きくなるにつれて低くなる。高低圧一体型タービンロータとして必要な靭性及びクリープ破断強度は（Ｖ＋Ｍｏ)／(Ｎｉ＋Ｃｒ）０.３０〜０.５５にすることによって優れた特性が得られる。
【０１６０】
加熱脆化後の衝撃値とＮｉ量１.６〜１.９％を含むもののＭｎ量又はＳｉ＋Ｍｎ量との関係を調べた結果、特定のＮｉ量において衝撃値に及ぼすＭｎ又はＳｉ＋Ｍｎの影響がきわめて大きく、Ｍｎ量が０.２％ 以下又はＳｉ＋Ｍｎ量が０.０７〜０.２５ できわめて高い衝撃値を有することがわかった。
【０１６１】
Ｎｉ量が１.５２〜２.０％を含むもののＭｎ／Ｎｉ又は（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｎｉ比との関係を調べた結果、Ｍｎ／Ｎｉ比が０.１２ 以下、Ｓｉ＋Ｍｎ／Ｎｉ比が０.０４〜０.１８で２.５kg−ｍ 以上の高い衝撃値を示すことが分った。
【０１６２】
また、表２に示す各合金に対して前述と同様に中・低圧部に対して８８０℃に加熱しオーステナイト化した後、芯部で１００℃／ｈの速度になるように冷却して焼入れした。次いで、５９０℃で４０ｈ加熱し炉内による焼戻しの処理を施した。本熱処理によって表３に示される引張強さよりいずれも約１０kg／mm2 程度高くなり、伸び率が数％高められ、絞り率が５％以上高められ、衝撃値が約２倍となり、５０％ＦＡＴＴはいずれもマイナスの温度のものであった。
【０１６３】
本実施例における他の動翼，静翼，ケーシングについては実施例１と同様である。
【０１６４】
〔実施例３〕
図１６に本発明に係る非再熱型，定格出力１００ＭＷ，回転数３６００rpm の高低圧一体型蒸気タービンの部分断面図を示す。この高低圧一体型蒸気タービンの主蒸気入口部の蒸気圧力１００atg ，温度５３６℃に上昇させることによりタービンの単機出力の増加を図ることができる。単機出力の増加は、最終段動翼の翼長を増大し、蒸気流量を増す必要がある。例えば、最終段動翼の翼長を２６インチを超えて３３.５ インチ長翼にすると環帯面積が１.７ 倍程度増える。したがって、従来出力１００ＭＷから１７０ＭＷに、さらに４０インチまで翼長を長くすれば、単機出力を２倍以上に増大することができる。
【０１６５】
本発明に係る蒸気タービンは高低圧一体型ロータシャフト３に植設されたブレード４を１３段備えており、蒸気は蒸気コントロールバルブ５を通って蒸気入口１より前述の如く５３８℃，８８atg の高温高圧で流入する。蒸気は入口１より一方向に流れ、蒸気温度３３℃，７２２mmＨｇとなって最終段のブレード４より蒸気出口２より排出される。本発明に係る高低圧一体型ロータシャフト３は538 ℃蒸気から３３℃の温度までさらされる。高低圧一体型ロータシャフト３のブレード４の植込み部はディスク状になっており、高低圧一体型ロータシャフト３より一体に切削されて製造される。ディスク部の長さはブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少なくするようになっている。
【０１６６】
ロータシャフト材として表１１の合金組成をエクレトロスラグ再溶解によって各々製造し、直径１.２ｍ に鍛造し、９５０℃，１０時間加熱保持した後、中心部の冷却速度が約１００℃／ｈとなるようにシャフトを回転しながら水噴霧冷却を行った。次いで６６５℃で４０時間加熱保持の焼戻しを行った。このロータシャフト中心部より試験片を切り出しクリープ破断試験，加熱前後（５００℃，３０００時間加熱後）のＶノッチ衝撃試験（試験片の断面積０.８cm2 )，引張試験を行った。いずれの材料も全ベーナイト組織であった。
【０１６７】
【表１１】
本発明に係る鋼のオーステナイト化温度は９００〜１０００℃にする必要がある。９００℃未満では高い靭性が得られるもので、クリープ破断強度が低くなってしまう。１０００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られるものの、靭性が低くなつてしまう。焼戻し温度は６３０℃〜７００℃にする必要がある。６３０℃未満では高い靭性が得られず、７００℃を超える温度では高いクリープ破断強度が得られない。
【０１６９】
表１２は引張，衝撃及びクリープ破断試験結果を示す。靭性は温度２０℃で試験したＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギーで示した。クリープ破断強度はラルソンミラー法で求めた５３８℃，１０5ｈ 強度で示した。表から明らかなように本発明に係る材料は、室温の引張強さが８８kg／mm2 以上，０.２％ 耐力７０kg／mm2 以上，ＦＡＴＴ４０℃以下、衝撃吸収エネルギーが加熱前後でいずれも２.５kg−ｍ 以上及びクリープ破断強度が約１１kg／mm2 以上と高く、高低圧一体型タービンロータとしてきわめて有用であると言える。特に、３３.５ インチ長翼を植設するタービンロータ材としては約１５kg／mm2 以上の強度を有するものがよい。
【０１７０】
【表１２】
最終段として、３６００rpm の６０サイクルに対して翼部長さ３５インチでは、一周で約９０本あり、重量でＣ０.０８〜０.１８％，Ｍｎ１％以下，Ｓｉ0.25％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｎｉ２.０〜３.５％，Ｍｏ１.５〜３.０％，Ｖ0.05〜０.３５％，Ｎ０.０２〜０.１０％，Ｎｂ及びＴａの１種以上を合計量で０.０２〜０.２０％ を含むマルテンサイト鋼の鍛造によって構成した。特に、本実施例では実施例１の表３のＮo.２の合金を用いた。また、この最終段には前述のＣｏ基合金のステライト板からなるエロージョン防止のシールド板が溶接によってその先端で、リーデングエッヂ部に設けられる。エロージョンシールド板を溶接によって設ける以外に、溶射による被膜形成又は高周波部分焼入れによる方法もある。
【０１７２】
これらのブレード先端部には、ブレードに一体に形成されたコンティニュアスカバーが設けられている。
【０１７３】
更に、静翼７及び高圧の３段までケーシング６は前述と同様の材料が用いられる。
【０１７４】
８は発電機であり、この発電機により１０〜２０万ＫＷの発電ができる。本実施例におけるロータシャフトの軸受１２の間は約５２０cm、最終段ブレードにおける外径３１６cmであり、この外径に対する軸間比が１.６５ である。定格出力１００ＭＷに対する軸受間距離（mm）の比が５２.０ である。また、最終段動翼の翼部長さに対する比が５.８５である。
【０１７５】
また、本実施例において、最終段ブレードとして４０インチを用いた場合の外径は３６５cmとなり、この外径に対する軸受間比が１.４３ となる。これにより発電出力２０万ＫＷが可能であり、１万ＫＷ当りの軸受間距離が０.２６ｍ となる。
【０１７６】
これらの最終段ブレードの長さに対するロータシャフトのブレード植込み部の外径との比は３３.５″ブレードでは１.７０及び４０″ブレードでは１.７１ である。
【０１７７】
本実施例では蒸気温度を５６６℃としても適用でき、その圧力を121，169及び２２４atg の各々の圧力でも適用できる。
【０１７８】
〔実施例４〕
図１７はガスタービン２台と、実施例１〜３の高低圧一体型蒸気タービン１台と併用した多軸型コンバインドサイクル発電システムを示す概略図である。
【０１７９】
ガスタービンを利用して発電を行う場合、近年では液化天然ガス（ＬＮＧ）を燃料としてガスタービンを駆動するとともにガスタービンの排ガスエネルギーを回収して得た水蒸気で蒸気タービンを駆動し、この蒸気タービンとガスタービンとで発電機を駆動するようにした、いわゆる複合発電方式を採用する傾向にある。この複合発電方式を採用すると、従来の蒸気タービン単独の場合の熱効率４０％に比べ約４４％と熱効率を大幅に向上させることが可能となる。
【０１８０】
このような複合発電プラントにおいて、最近ではさらに、液化天然ガス（LNG)専焼から液化石油ガス（ＬＰＧ）との両用を図ったり、ＬＮＧ，ＬＰＧの混焼の実現によって、プラント運用の円滑化，経済性の向上化を図ろうとするものである。
【０１８１】
まず空気は吸気フィルタと吸気サイレンを通ってガスタービンの空気圧縮機に入り空気圧縮機は、空気を圧縮し圧縮空気を低ＮＯｘ燃焼器へ送る。
【０１８２】
そして、燃焼器では、この圧縮空気の中に燃料が噴射され燃焼して１２００℃以上の高温ガスを作りこの高温ガスは、タービンで仕事をし動力が発生する。
【０１８３】
タービンから排出された５３０℃以上の排気は、排気消音装置を通って排熱回収ボイラへ送られ、ガスタービン排気中の熱エネルギーを回収して５３０℃以上の高圧水蒸気を発生する。このボイラには乾式アンモニア接触還元による脱硝装置が設けられている。排ガスは３脚集合型の数百ｍもある煙突から外部に排出される。
【０１８４】
発生した高圧および低圧の蒸気は高低圧一体型ロータからなる蒸気タービンに送られる。また、蒸気タービンを出た蒸気は、復水器に流入し、真空脱気されて復水になり、復水は、復水ポンプで昇圧され給水となってボイラへ送られる。そして、ガスタービンと蒸気タービンは夫々、発電機をその両軸端から駆動して、発電が行われる。このような複合発電に用いられるガスタービン翼の冷却には、冷却媒体として蒸気タービンで利用される蒸気を用いることもある。
【０１８５】
一般には翼の冷却媒体としては空気が用いられているが、蒸気は空気と比較して比熱が格段に大きく、また重量が軽いため冷却効果は大きい。比熱が大きいために冷却に利用された蒸気を主流ガス中に放出すると主流ガスの温度低下がはげしくプラント全体の効率を低下させるので蒸気タービン内の比較的低温（例えば約３００〜４００℃程度）の蒸気をガスタービン翼の冷却媒体供給口から供給し、翼本体を冷却，熱交換して比較的高温になった冷却媒体を回収して蒸気タービンに戻すように構成して、主流ガス温度（約１３００℃〜１５００℃程度）の低下を防止すると共に蒸気タービンの効率向上、ひいてはプラント全体の効率を向上させることができる。この多軸型コンバインド発電システムによりガスタービンが５〜３０万ＫＷ、蒸気タービンにより５〜２０万ＫＷのトータルで１０〜５０万ＫＷの発電を得ることができ、本実施例における蒸気タービンはコンパクトとなり、また複数のガスタービン及び蒸気タービン全体で７０〜１００万ＫＷの発電が可能で、大型蒸気タービンに比べ同じ発電容量に対し経済的に製造可能となり、発電量の変動に対して経済的に運転できる大きなメリットが得られる。
図１８は本実施例のガスタービンの回転部分の部分断面図である。
【０１８６】
３０はタービンスタブシャフト、３３はタービンブレード、４３はタービンスタッキングボルト、３８はタービンスペーサ、３９はディスタントピース、４０はタービンノズル、３６はコンプレッサディスク、３７はコンプレッサブレード、４８はコンプレッサスタッキングボルト、３９はコンプレッサスタブシャフト、３４はタービンディスクである。本発明のガスタービンはコンプレッサディスク３６が１７段あり、又タービンブレード３３が２段〜４段のものがある。
【０１８７】
本実施例におけるガスタービンは３段のノズルとブレードとを有し、初段ノズル４０ａ，初段ブレード３３ａは燃焼ガス流に沿った翼部長さが入口及び出口側ともに同じであるが、２段目以降のノズル及びブレードともに翼部長さが入口側より出口側が長くなる。２段ノズル４０ｂは１.２５〜１.４５倍、２段ブレード３３ｂは１.０〜１.２倍、３段ノズル４０ｃは１.１〜１.３倍、３段ブレード３３ｃは１.００〜１.０５倍いずれも出口側が入口側より長くなる。ノズルとブレードの軸間距離は初段に対し、２段目が１.８５〜２.０５倍、３段目が２.３ 〜２.５倍の距離を有する。
【０１８８】
タービンブレード３３はいずれも翼部，プラットフォーム，シャンク及びタービンディスク３４への植込み部となる逆クリスマストリー型のダブティルを有し、シャンク部にシールフィン４１が設けられ、更に内部に空気又は水蒸気冷却用の冷却孔が設けられる。冷却孔は初段では翼部の先端とトレーリングエッジとから外部に冷却媒体が出るように設けられ、２段ブレードは先端部に出るように設けられる。シールフィン４１は初段には両側に２ケずつ、２段，３段には１ケずつ設けられる。２段，３段の先端にはシュラウド５０との摺動が円滑に行われるように２ケの突起を有するシール用部材が設けられる。
【０１８９】
タービンノズル４０は初段が翼部にリーデングエッジ，トレーリングエッジに冷却媒体が外部に出るように冷却孔が設けられ、翼部表面に冷却媒体による層流が得られるように設けられる。２段目にはトレーリングエッジに冷媒が出るように冷却孔が設けられる。３段目には冷却孔は設けていないが、燃焼ガス温度が１３００℃を超える場合には２段目と同様に冷却孔を設けるのが好ましい。
【０１９０】
本実施例におけるガスタービンは、主な形式がヘビーデューティ形，一軸形，水平分割ケーシング，スタッキング式ロータからなり、圧縮機が１７段軸流形，タービンブレードが３段インパルス形，１，２段空気冷却による静動翼，燃焼器がバースフロー形，１６缶，スロットクール方式を有するものである。
【０１９１】
表１３に示す材料（重量％）について実物相当の大形鋼を、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。鍛造は８５０〜１１５０℃の温度範囲内で、熱処理は表１３に示す条件で行った。表１３には試料の化学組成（重量％）を示す。これら材料の顕微鏡組織は、Ｎo.６０〜６３が全焼戻しマルテンサイト組織、Ｎo.６４及び６５が全焼戻しベーナイト組織であった。Ｎo.２０はディスタントピース及び最終段のコンプレッサディスクに使用し、前者は厚さ６０mm×幅５００mm×長さ１０００mm、後者は直径１０００mm，厚さ１８０mm、Ｎo.６１はディスクとして直径１０００mm×厚さ１８０mmに、Ｎo.６２はスペーサとして外径１０００mm×内径４００mm×厚さ１００mmに、Ｎo.６３はタービン，コンプレッサのいずれのスタッキングボルトとして直径４０mm×長さ500 mm、Ｎo.６３の鋼を用い同様にディスタントピースとコンプレッサディスクとを結合するボルトも製造した。Ｎo.６４及び６５はそれぞれタービンスタブシャフト及びコンプレッサスタブシャフトとして直径２５０mm×長さ３００mmに鍛伸した。更に、Ｎo.６４の合金をコンプレッサディスク６の１３〜１６段に使用し、Ｎo.６５の鋼をコンプレッサ６の初段から１２段まで使用された。これらはいずれもタービンディスクと同様の大きさに製造した。試験片は熱処理後、試料の中心部分から、Ｎo.６３を除き、軸（長手）方向に対して直角方向に採取した。この例は長手方向に試験片を採取した。
【０１９２】
【表１３】
本発明に係るＮo.６０〜６３（１２Ｃｒ鋼）を見ると、４５０℃，１０5ｈ クリープ破断強度が５１kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、高温ガスタービン用材料として必要な強度を十分満足することが確認された。
【０１９４】
次にスタブシャフトのＮo.６４及び６５（低合金鋼）は、４５０℃クリープ破断強度は低いが、引張強さが８６kg／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kg−ｍ／cm2 以上であり、スタブシャフトとして必要な強度（引張強さ≧８１kg／mm2，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値≧５kg−ｍ／cm2）を十分満足することが確認された。
【０１９５】
このような条件におけるディスタントピースの温度及び最終段のコンプレッサディスクの温度は最高４５０℃となる。前者は２５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚が好ましい。タービン及びコンプレッサディスクはいずれも中心に貫通孔が設けられる。タービンディスクには貫通孔に圧縮残留応力が形成される。
【０１９６】
更に、本発明のガスタービンはタービンスペーサ３８，ディスタントピース４９及びコンプレッサディスク３６の最終段に重量で、Ｃ０.１２％，Ｓｉ0.04 ％，Ｍｎ０.２１％，Ｃｒ１１.１０％，Ｎｉ２.５５％，Ｍｏ２.０３％，Ｎｂ０.０４％，Ｖ０.２３％，Ｎ０.０５％ を含む全焼戻しマルテンサイト鋼からなる耐熱鋼を用い、構成した結果、圧縮比１４.７ ，温度３５０℃以上，圧縮効率８６以上，初段ノズル入口のガス温度が１２６０℃と可能となり、３２％以上の熱効率が得られるとともに、前述の如くクリープ破断強度及び加熱脆化後の高い衝撃値が得られ、より信頼性の高いガスタービンが得られるものである。
【０１９７】
タービンディスク３４は３段有しており、ガス流の上流側より初段及び２段目には中心孔が設けられている。更に、本実施例ではコンプレッサディスク３６のガス流の下流側での最終段、ディスタントピース４９，タービンスペーサ３８，タービンスタッキングボルト４３及びコンプレッサスタッキングボルト４８に表１４に示す耐熱鋼を用いたものである。その他のタービンブレード３３，タービンノズル４０，燃焼器のライナ，コンプレッサブレード３７，コンプレッサノズル，ダイヤフラム及びシュラウドを表１２に示す合金によって構成した。特に、タービンノズル４０及びタービンブレード３３は鋳物によって構成される。
【０１９８】
タービンブレード３３には初段に重量で、Ｃ０.１５〜０.２０％，Ｓｉ０.５ ％以下，Ｍｎ０.５％以下，Ｃｒ１５〜１７％，Ｃｏ７.５〜９.５％，Ｍｏ１.５〜２.５％，Ｂ０.００５〜０.０１５％，Ｗ２.１〜３.０％，Ｔｉ３〜４％,Ａｌ３〜４％，Ｎｂ０.５〜１.５％，Ｚｒ０.２％ 以下，Ｔａ１.５〜２.５％を含むＮｉ基合金、２段，３段にＣ０.１０〜０.２％，Ｓｉ０.５％以下，Ｍｎ０.５％以下，Ｃｒ１４〜１６％，Ｃｏ８〜１０％，Ｍｏ２.５〜３.７％，Ｂ０.０１〜 ０.０２％，Ｗ２.５〜４.５％，Ｔｉ３.５〜４.５％，Ａｌ４〜６％，Ｚｒ０.１％以下を含むＮｉ基合金で、γ相にγ′相を含むものが好ましい。
【０１９９】
タービンノズルには表１４に示す初段がＮｉ基合金、２，３段がＣｏ基鍛造合金が好ましい。初段は翼部が１つであるが、２，３段は２ケとした。全段を１ケとしてもよい。
【０２００】
コンプレッサディスク３６は各１連のブレードに対応した分割のもの、３連〜５連を一体にした分割のもの、全体を一体にしたもののいずれも可能であり、これらの材料に蒸気タービン用ロータシャフトに用いた材料を用いることができ、本実施例において同様に達成される。
【０２０１】
シュラウドセグメント（１）はガス上流側の１段目に使用したもので、（２）は２段及び３段目に使用したものである。
【０２０２】
【表１４】
ライナ，動翼及び静翼には外表面にＹ2Ｏ3安定化ジルコニア溶射層の遮熱コーティング層が火炎に接する部分に設けられる。特に、ベース金属とコーティング層との間に重量でＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３０％，Ｙ０.１〜１％ を含む残部Ｎｉ又はＮｉ＋Ｃｏからなる合金層が設けられる。
【０２０４】
以上の構成によって、圧縮比１４.７ ，温度３５０℃以上，圧縮効率８６％以上，初段タービンノズル入口のガス温度１２６０℃，排気温度５３０℃が可能になり、３２％以上の熱効率が得られるとともに、タービンディスク，ディスタントピース，スペーサ，コンプレッサディスクの最終段，スタッキングボルトを前述の如く高いクリープ破断強度及び加熱脆化の少ない耐熱鋼が使用されるとともに、タービンブレードにおいても高温強度が高く、タービンノズルは高温強度及び高温延性が高く、燃焼器ライナは同様に高温強度及び耐疲労強度が高い合金が使用されているので、総合的により信頼性が高くバランスされたガスタービンが得られるものである。使用燃料として、天然ガス，軽油が使用される。
【０２０５】
ガスタービンにはインタークーラーがあるものがほとんどであるが、本発明はインタークーラーのない場合ノズルがより高温になるので、それに特に好適である。本実施例でのタービン用ノズルは全周で初段で４０ケ前後設けられる。
【０２０６】
ガスタービン用ノズルはワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリー（ジルコンフラワー＋コロイダルシリカ＋アルコール）に浸漬してスタック（初層ジルコンサンド，２層以降シャモットサンド）を吹き付け、これを何回か繰り返して鋳型を形成した。鋳型は脱ろうした後に９００℃で焼成した。
【０２０７】
次に、この鋳型を真空炉に設けるとともに、真空溶解によってＮo.７の合金組成のものを溶解し、真空中で鋳型に鋳込んだ。このノズルは初段がサイドウォール間の翼部の幅が約７４mm，長さ１１０mm，最も厚い部分で２５mm，肉厚が３〜４mmで、先端で約０.７mm の空気通路のスリットが設けられている鋳物である。本実施例におけるノズルはピンフィン冷却，インピジメント冷却及びフィルム冷却用の穴が設けられている。先端のスリット部の肉厚は約１mmである。得られたノズルは前述と同様に溶体化処理を時効処理が非酸化性雰囲気中で行われる。
【０２０８】
本実施例のノズルは１段及び２段目，３段目が表に示す構成であるが、２段及び３段目にも同様にＮｉ基合金からなる２つの翼部からなるノズルとすることもできる。１段ノズルは両端が拘束されるが、２段，３段目は片側拘束である。２段目，３段目は１段のものより翼部幅が大きくなる。
【０２０９】
インピジメント冷却孔を有するＳＵＳ３０４ステンレス管は本体に全周にわたってＴＩＧ溶接され、その部分より冷却空気が流入され、溶接部からの空気もれのないようにする。燃焼ガス出口側の内側にも冷却空気が出る穴が設けられている。
【０２１０】
１段ノズルはサイドウォール両端で拘束される構造を有するが、２段目以降はサイドウォール外周側の片側で拘束される構造を有する。
【０２１１】
また、プラントの構成として、ガスタービン，排熱回収ボイラ，蒸気タービン，発電機各１基からなる１組の発電システムを６組組み合わせた１軸型とすることもできる。
【０２１２】
本実施例では、ガスタービン２台に蒸気タービン１台の多軸型であるが、４〜６台の各ガスタービンにて発電するとともに、各ガスタービンに設置された排熱回収ボイラより得た蒸気を１つにまとめて蒸気タービンを回転し発電する多軸型とすることもできる。
【０２１３】
ガスタービンでは、空気を圧縮してこの中でＬＮＧを燃焼させ、高温度の燃焼ガスにして、タービンを回すものである。
【０２１４】
排熱回収ボイラでは、ガスタービンから出てくる燃焼ガスの熱を有効に回収して、蒸気を発生させ、この蒸気を蒸気タービンに導き、発電機を駆動するものである。
【０２１５】
発電出力の割合は、約２／３をガスタービンが、残りの約１／３を蒸気タービンが分担させた。
【０２１６】
以上の複合発電方式には次のような効果が得られた。
【０２１７】
従来の火力発電に比べ熱効率が２〜３％高くなります。また、部分負荷でもガスタービンの運転台数を減らすことにより、運転中の設備を熱効率の高い定格負荷付近で運転することが出来るため、プラント全体として高い熱効率が維持出来た。
【０２１８】
複合発電は、起動停止が短時間で容易なガスタービンと小型で単純な蒸気タービンの組み合わせで成り立っており、このため、出力調整が容易に出来、需要の変化に即応した中間負荷火力として最適である。
【０２１９】
ガスタービンの信頼性は、最近の技術の発展により飛躍的に増大しており、また、複合発電プラントは、小容量機の組み合わせでシステムを構成しているので、万一故障が発生してもその影響を局部にとどめることが出来、信頼性の高い電源である。
【０２２０】
複合発電の蒸気タービンの分担する出力は、プラント全体の約３分の１と小さいため、温排水量は同容量の従来汽力に比べ７割程度となる。
【０２２１】
本実施例におけるガスタービンは、燃焼ガス温度として１３００℃以上、好ましくは１４００℃以上、特に次世代の１５００℃級以上の高温度に対して対応させるには次の構成とすることが好ましい。
【０２２２】
初段ブレードにはＮｉ基合金の単結晶鋳造物あるいは一方向凝固鋳造物を用いる。ここで単結晶鋳造物とは、一方向凝固させて製造全体が実質的にマトリックスのγ相には結晶粒界を有しない鋳造物である。また一方向凝固柱状晶鋳造物とは、一方向凝固させてできる実質的に凝固方向に平行な結晶粒界のみを有する鋳造物である。これらは普通に鋳造して得られる等軸晶組織鋳造物よりも高い高温クリープ強度を有し、特に単結晶鋳造物が最も耐用温度が高い。一方向凝固鋳造物を用いた場合でも、遮熱コーティングを併用することにより単結晶ブレードを用いた場合と同様の効果が実現可能である。
【０２２３】
初段ノズル材には、耐熱疲労性，耐食性、また補修を考慮した溶接性が要求されるが、これらの特性を同時に満足するためには、セラミックス層を有する遮熱コーティングを備えたＣｏ基合金，遮熱コーティングを備えたＮｉ基合金一方向凝固鋳造物あるいはＮｉ基合金の単結晶鋳造物を用いることが最適である。
【０２２４】
２段及び第３段目のタービンブレードは、第１段ブレードほど温度の点で苛酷ではないが、やはり高い高温強度が必要となるためクリープ強度の高い一方向凝固柱状晶のＮｉ基合金を用いる。２段目以降のタービンノズルも初段ノズルに比べ温度的な厳しさは低減するので、通常の等軸晶Ｎｉ基合金が用いられる。しかし、初段ノズルは翼部の両端に設けられたサイドウォール部でケーシングに固定されるのに対して、２段目以降のノズルは両端のサイドウォール部のうち一方のみで固定されるため拘束力が弱く高いクリープ強度が要求される。したがって２段目以降ノズルにも、Ｃｏ基合金よりも使用温度域でクリープ強度の有利なＮｉ基合金を用いる。
【０２２５】
初段タービンブレードにＮｉ基合金の単結晶鋳造物を使用する場合、高温でクリープ強度を劣化させる原因となる結晶粒界が存在しないため、高い耐用温度が得られる。しかしながら単結晶ブレードは製造プロセスが困難であり、歩留まりが低い。それは、ブレードの形状が複雑であること、内部に複雑な形状を持つ冷却孔を有することにより、製造中の異結晶が発生する確率が高いからである。従来の単結晶用合金による単結晶鋳造物ブレードに１つでも異結晶が存在すれば、粒界部分が弱いためブレード全体の強度が低下し使用できない。さらに、ブレード外表面に発生した異結晶は目視により確認できるが、冷却孔に添って発生した内部異結晶は検出する技術が確立されていない。そこで、単結晶鋳造物を製造するＮｉ基合金中に結晶粒界を強化する添加元素Ｂ，Ｃ，Ｈｆ，Ｚｒのうち１種以上を合計で１重量％以下含ませることが有効となる。万が一冷却孔内壁に異結晶が発生しても、結晶粒界に炭化物等の微細析出物が存在することで粒界の強度を大きく低下させずブレード全体の強度も維持できる。これらの元素を合計で１重量％以上添加した場合、合計系の液相化温度が著しく低下し、所定の高温強度を発揮させることが困難になり好ましくない。
【０２２６】
ガスタービンの熱効率を向上させるためには、前述したように燃焼ガス温度を上昇させることが最も効果的である。高度なブレード，ノズルの冷却技術，遮熱コーティング技術の併用を考え、初段タービンブレードのメタル温度を９２０℃以上にすれば、初段タービンノズルへのガス入り口温度を１４５０〜１５５０℃にすることが可能となる。そのことによりガスタービンの発電効率を３７％以上にすることができる。この場合の発電効率は、ＬＨＶ方式の表示である。また、その時にタービン排ガス温度を５９０℃〜６５０℃とすれば、蒸気タービンとの複合発電システムにした場合の総合発電効率を５５％以上にすることができ、優れた高効率発電システムが提供できる。
【０２２７】
ガスタービンのブレードは燃焼ガス流に対してノズルの下流側に位置し、そのガス流が持つ運動エネルギーを回転ロータに伝達する部品である。ガスタービンの回転数は約１万〜数千回／分であり、ブレードには大きい遠心力，運転中のクリープ応力，起動停止による急激な熱応力が生じる。また、燃焼ガス中に含まれる成分による高温腐食にも耐えなければならない。特に初段ブレードはガスタービンの高温部材中で最も苛酷な使用条件である。本発明のガスタービンでは、初段ブレードに１０5時間１４kgｆ／mm2耐用温度が９２０℃以上の合金を用い、材料としてはＮｉ基合金の単結晶鋳造物あるいは一方向凝固鋳造物を使用する。これらは普通に鋳造して得られる等軸晶組織鋳造物と比較して、高い高温クリープ強度を有し耐用温度が向上する。特に単結晶ブレードは、特別に合金成分を調整した単結晶用Ｎｉ基超合金を用いることにより１０5時間１４kgｆ／mm2耐用温度が９２０℃以上が可能になる。初段ブレードに一方向凝固鋳造物を用いる場合は、一般に単結晶鋳造物よりも耐用温度が劣る。そのためメタル温度を低くして使用するが、遮熱コーティングを施せば、メタル温度を５２℃〜１００℃下げることができ、単結晶ブレードを用いた場合と同様の強度が実現できる。
【０２２８】
実際の腐食雰囲気を模擬した７５重量％Ｎａ2ＳＯ4−２５重量％ＮａＣｌ混合塩中に全浸漬させて９４０℃，５０時間加熱後の腐食減量が６００mg／cm2 以下の耐食性を有する合金を初段ブレードに使用した場合、タービン入り口温度が１４５０℃以上でも十分耐えうる特性を有することとなる。そのような合金を初段タービンブレードに用いることは、ガスタービンの高寿命化，高効率化が実現できる。
【０２２９】
２段目以降のブレードは初段ブレードほど温度条件が苛酷ではないが、やはり高速回転に起因する強い遠心力を受けることなどから、高い高温強度が必要となる。そのため２段目以降のタービンブレードには、前述の組成を有し、１４kgｆ／mm2で１０5時間耐える耐用温度が８００℃以上の合金を用いる。材料としてはＣｏ基合金よりも高温強度の優れたＮｉ基合金を使用する。このＮｉ基超合金は、溶接性は考慮せずに強度重視の成分構成を持ち、普通鋳造の等軸晶を有する鋳造組織でも所定の強度を達成することが可能である。このような材料からなる２段目以降のブレードと、より強度の高い材料からなる初段ブレードとの組み合わせによって、初めてタービン入り口温度として１５００℃前後とする高効率ガスタービンの実現が可能になる。
【０２３０】
本発明に係る２段目以降のガスタービンブレードは、遠心応力方向に一方向に伸びた複数の結晶粒を有する柱状晶からなり、全長が３５cm以上、特に、３段目以降に対して７０cm以上が好ましい。
【０２３１】
そして、本発明に係るガスタービンブレードの内部空洞は、突起を有した中子によって形成される。
【０２３２】
また、本発明に係るガスタービン用動翼の内部空洞は、動翼を鋳造する鋳型で支持され、鋳型キャビティー内部に突き出した、シリカ，アルミナ，ジルコニア，マグネシアの１種又は２種以上の酸化物で形成された耐火物で支持固定された中性子によって形成される。
【０２３３】
本発明に係る柱状晶Ｎｉ基合金は前述の合金組成により構成することができる。
【０２３４】
ガスタービンの初段ノズル及び初段ブレードに用いられるＮｉ基超合金の単結晶鋳造物としては、重量でＣｒ４〜１０％，Ｍｏ０.５〜１.５％，Ｗ４〜１０％，Ｒｅ１〜４％，Ａｌ３〜６％，Ｔａ４〜１０％，Ｃｏ０.５〜１０％ 及びＨｆ０.０３〜０.２％を有する合金が好ましい。初段ブレードは翼部１３０mm、その全長は約２２０mmである。この単結晶鋳造物の１０5時間１４kgｆ／mm2の耐用温度は９３０〜９４０℃であり、いずれも内部に複雑な水蒸気冷却孔を設けており運転中は圧縮水蒸気により冷却する。冷却方式はクローズド方式で、タブティルによって入って翼部の内部に設けられた複数の通路を通って再びダブティルに戻る経路を有するものである。本単結晶鋳造物は１２５０〜１３５０℃で固溶化処理後、１０００〜１１００℃及び８５０〜９５０℃での２段時効処理を行い、一辺が１μｍ以下の長さのγ′相を５０〜７０体積％を析出させたものである。
【０２３５】
初段ノズルは初段ブレードよりＣｒ量を１〜３％高くしたものを用い、Ｃｒ量を６〜１０％としたものが好ましい。
【０２３６】
【発明の効果】
本発明によれば、より高温度で最終段動翼として３３インチ以上の長翼を有する高低圧一体型蒸気タービンが製作できるので、小型で単機出力が増大でき、その結果熱効率の向上は勿論発電コストの低減効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図２】高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトの断面図。
【図３】最終段ブレードの斜視図。
【図４】ブレード先端部の斜視図。
【図５】引張強さと（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図。
【図６】衝撃値と（Ｎｉ−Ｍｏ）との関係を示す線図。
【図７】引張強さと焼入温度との関係を示す線図。
【図８】引張強さと焼戻温度との関係を示す線図。
【図９】衝撃値と焼入温度との関係を示す線図。
【図１０】衝撃値と焼戻温度との関係を示す線図。
【図１１】衝撃値と引張強さとの関係を示す線図。
【図１２】０.２％ 耐力と引張強さとの関係を示す線図。
【図１３】０.２％ 耐力と０.０２％ 耐力との関係を示す線図。
【図１４】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図１５】高低圧一体型蒸気タービン用ロータシャフトの断面図。
【図１６】高低圧一体型蒸気タービンの断面図。
【図１７】コンバインド発電システム図。
【図１８】ガスタービンの断面図。
【符号の説明】
１，２１…蒸気入口、２…蒸気出口、３…高低圧一体型ロータシャフト、４…ブレード、５…コントロールバルブ、６…ケーシング、７…静翼、８…発電機、１２…軸受、１４…内部ケーシング、１５…外部ケーシング、２２…高圧蒸気出口、２３…再熱蒸気入口、２４…低圧蒸気入口、３０…タービンスタブシャフト、３３…タービンブレード、３４…タービンディスク、３６…コンプレッサディスク、３７…コンプレッサブレード、３８…タービンスペーサ、４０…タービンノズル、４３…タービンスタッキングボルト。
Claims (5)
- 重量比で、Ｃ０.０８〜０.２％，Ｓｉ０ . １％未満，Ｍｎ０.９０％以下，Ｃｒ８.０〜１３.０％，Ｎｉ２ . ３〜２ . ９％，Ｍｏ１.５〜３.０％ ，Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０.０２％を超え０.２％ 未満、及びＮ０.０２〜０.１０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、全焼戻しマルテンサイト組織を有し、室温の引張強さが１２０kgｆ／mm2 以上，２０℃Ｖノッチシャルピー衝撃値が７kgｆ−ｍ／cm2 以上であるマルテンサイト鋼からなる最終段動翼を有することを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
- 請求項１において、更に重量比でＶを０.０１％以上０.０５％未満含むことを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
- 請求項１または２において、Ｍｎ／Ｎｉの比が０.１ 以下であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
- 請求項１〜３のいずれか１つにおいて、Ｎｂ／Ｃの比が０.４５〜１.００であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
- 請求項１〜４のいずれか１つにおいて、Ｎｂ／Ｎの比が０.８〜３.０であることを特徴とする高低圧一体型蒸気タービン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21290997A JP3733703B2 (ja) | 1997-08-07 | 1997-08-07 | 高低圧一体型蒸気タービン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21290997A JP3733703B2 (ja) | 1997-08-07 | 1997-08-07 | 高低圧一体型蒸気タービン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1162503A JPH1162503A (ja) | 1999-03-05 |
| JP3733703B2 true JP3733703B2 (ja) | 2006-01-11 |
Family
ID=16630297
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21290997A Expired - Lifetime JP3733703B2 (ja) | 1997-08-07 | 1997-08-07 | 高低圧一体型蒸気タービン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3733703B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105676899A (zh) * | 2016-03-01 | 2016-06-15 | 侯如升 | 一种全自动粘合机稳压器 |
-
1997
- 1997-08-07 JP JP21290997A patent/JP3733703B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1162503A (ja) | 1999-03-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3898785B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービン用動翼と高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電システム並びに複合発電プラント | |
| US6546713B1 (en) | Gas turbine for power generation, and combined power generation system | |
| US5480283A (en) | Gas turbine and gas turbine nozzle | |
| US5370497A (en) | Gas turbine and gas turbine nozzle | |
| US6574966B2 (en) | Gas turbine for power generation | |
| EP0753704B1 (en) | Gas turbine combustor and gas turbine | |
| US6224334B1 (en) | Steam turbine, rotor shaft thereof, and heat resisting steel | |
| US5906096A (en) | Compressor for turbine and gas turbine | |
| US5360318A (en) | Compressor for gas turbine and gas turbine | |
| JPH10331659A (ja) | 発電用ガスタービン及びコンバインド発電システム | |
| US5428953A (en) | Combined cycle gas turbine with high temperature alloy, monolithic compressor rotor | |
| JP3215405B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービン | |
| JP3756994B2 (ja) | ガスタービン用燃焼器及びガスタービン並びにその部材 | |
| JP3716684B2 (ja) | 高強度マルテンサイト鋼 | |
| JP3733703B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービン | |
| JP4368872B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービン用動翼とそれを用いた高低圧一体型蒸気タービン及び複合発電プラント | |
| JP3780352B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービン及びそのロータシャフトとその製造法並びに複合発電システム | |
| JP3214330B2 (ja) | ガスタービン及び複合発電プラント | |
| JP2503180B2 (ja) | 高効率ガスタ―ビン | |
| JP3991510B2 (ja) | 高温ガスタービン | |
| JPH11286741A (ja) | 耐熱鋼と高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電プラント | |
| JP4519722B2 (ja) | 高低圧一体型蒸気タービンロータとその製造法及び高低圧一体型蒸気タービンとその製造法 | |
| JP3845875B2 (ja) | ガスタービン用圧縮機及びガスタービン | |
| JP2000356103A (ja) | ガスタービン，ガスタービン用ディスク及び耐熱鋼 | |
| JP3246413B2 (ja) | 発電用ガスタービンとその圧縮機及び複合発電システム並びにガスタービン圧縮機用ロータシャフトとその耐熱鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050927 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20051010 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091028 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091028 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101028 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111028 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121028 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121028 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131028 Year of fee payment: 8 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |