溶接材料および溶接ロータ
【課題】鉄鋼材料とＮｉ基合金のような異材継手の溶接に適したＮｉ−Ｆｅ基合金と、それを用いて製造される蒸気タービン用のロータを提供する。
【解決手段】質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金を溶接金属として使用した。その結果、異材溶接の場合に生じる延性，靭性の低下を抑制し、強度・延性に優れた蒸気タービン用のロータを提供することができる。
【解決手段】質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金を溶接金属として使用した。その結果、異材溶接の場合に生じる延性，靭性の低下を抑制し、強度・延性に優れた蒸気タービン用のロータを提供することができる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、異材の溶接に好適な溶接材料と、それを用いた蒸気タービン用の溶接ロータに関する。
【背景技術】
【０００２】
産業用ガスタービンや航空機用ジェットエンジン等の高温部材には、耐熱性のよいＮｉ基合金が利用されている。Ｎｉ基耐熱合金は、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｏなどの固溶強化元素、またＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａなどの析出強化元素を多く含有し、優れた高温強度を有している。主要な強化相であるγ′相（Ｎｉ3Ａｌ，Ｎｉ3Ｔｉ）は、温度上昇に伴って強度も上昇する性質があり、高温における強度特性の向上に極めて効果的である。これまで、Ｎｉ基合金では、γ′相をいかに多く析出させるかに主眼を置いて耐熱合金の開発がなされている。
【０００３】
一方、石炭火力発電に利用される蒸気タービン部材では、従来、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が利用されてきた。フェライト系耐熱鋼は、一般的にＮｉ基合金よりも製造性に優れており、タービンロータのような２０トンを超える大型鍛造材の製造が可能である。
【０００４】
火力発電プラントより排出されるＣＯ2の削減，省資源などの観点から、より高効率な発電を実現するために蒸気タービンの蒸気温度を上昇させることが要求されている。現在実用されているフェライト系耐熱鋼の耐用温度は６００℃程度であるが、さらに蒸気温度を上昇させるためには、より耐用温度の高いＮｉ基耐熱合金を使用する必要がある。しかしながら、Ｎｉ基合金では、現在の製造技術によってフェライト系耐熱鋼と同等の大型材を製造することは困難である。
【０００５】
そこで、蒸気流入側の動翼やロータなど、最も高温になり、材料として過酷な条件に曝される部分のみをＮｉ基合金とし、他の部分は従来のフェライト系耐熱鋼として蒸気タービンの蒸気温度の上昇に対応することが検討されている。
【０００６】
このようなＮｉ基合金とフェライト系耐熱鋼を組み合わせた構造では、Ｎｉ基合金部分とフェライト系耐熱鋼部分を溶接などの手法で接合する必要がある。また、Ｎｉ基合金とフェライト系耐熱鋼の特性の相違に起因する問題が懸念されている。
【０００７】
例えば、特開平９−１５７７７９号公報（特許文献１），特開２０００−２５６７７０号公報（特許文献２）には、Ｎｉ基合金とフェライト系耐熱鋼の熱膨張係数差に起因する熱応力の緩和を目的として、熱膨張係数の低いＮｉ基合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平９−１５７７７９号公報
【特許文献２】特開２０００−２５６７７０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
Ｎｉ基合金と鉄鋼材料とを溶接により一体化した蒸気タービンでは、これらの間に溶接金属部を設けることとなる。本発明は、蒸気タービン溶接ロータの溶接、特に鉄鋼材料とＮｉ基合金のような異材溶接継手に好適な溶接材料と、それを用いた信頼性の高い溶接ロータを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
蒸気タービンに適用されるＮｉ基合金と鉄鋼材料とでは、熱膨張係数のみならず、強度，合金組織，熱処理条件なども異なっている。両者の強度，冶金学的な組織の安定性，熱処理条件の差異を、両者の境界部に相当する境界部に設ける溶接金属部や、それを形成する溶接材料で解消されていることが好ましい。このような蒸気タービンのＮｉ基合金とフェライト系耐熱鋼との異材溶接に適した溶接材料として、本発明者らはＮｉ−Ｆｅ基合金の開発に至った。本発明の溶接材料は、質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなるＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる。
【００１１】
もしくは、必要に応じて、上記のＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる溶接材料には、Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎを添加してもよい。その場合、これらの含有量は、質量で、Ｃｏ：０.１〜５.０％，Ｔｉ：０.１〜０.５％，Ｎｂ：０.１〜２.０％，Ｓｉ：０.０１〜０.３％，Ｍｎ：０.０１〜０.３％の範囲とすることが好ましい。
【００１２】
他の本発明は、上記の溶接材料を使用した溶接金属部を有する蒸気タービン用部材である。特に、Ｎｉ基合金と、鉄基合金とを組み合わせた異材溶接部を有する高温部材に好適である。特に、少なくとも一部の動翼をＮｉ基合金とし、ロータシャフトを鉄基合金とした溶接ロータや、ロータの蒸気流入側（前段側）をＮｉ基合金とし、蒸気流出側（後段側）を鉄基合金とした溶接ロータに好適である。
【発明の効果】
【００１３】
上記構成によれば、Ｎｉ基合金と鉄鋼材料の溶接に好適な溶接材料を提供できる。また、信頼性の高い溶接ロータを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】従来溶接材料と本発明の比較。
【図２】クリープひずみ曲線。
【図３】実施例合金のクリープ破断時間を示す図である。
【図４】実施例合金のクリープ破断伸びを示す図である。
【図５】本発明の溶接材料を用いた蒸気タービンロータ。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
鉄鋼材料とＮｉ基合金、または鉄鋼材料とＮｉ−Ｆｅ基合金など、異材を溶接した蒸気タービン用ロータの溶接材料として、本願の発明者らは、強度評価や熱力学計算等のＮｉ基耐熱合金に関する研究を行い、溶接性に優れたＮｉ−Ｆｅ基合金を開発した。
【００１６】
図１に、従来の溶接材料で異材の溶接を行った場合について図で説明する。Ｎｉ基合金と耐熱鋼とを従来のＮｉ基の合金を溶接材料として溶接した場合には、いくつかの問題が生じる場合があった。例えば、図１（ａ）は、Ｔｉ，Ｎｂを多く含む従来材Ａによる溶接を示す図である。この場合、Ｎｉ基合金と溶接材料とが混合される部分に、Ｎｉ基合金との金属間化合物層が多く生じた。Ｎｉ基合金の溶接材に含まれるＴｉ，Ｎｂと、Ｎｉ基側の基材によりη相などの金属間化合物が生じ、延性，靭性を低下させた。また、図１（ｂ）はＣｒを多く含む従来材Ｂによる溶接を示す図である。この場合、鉄基合金と溶接材料の混じる部分に、Ｎｉ基合金の溶接材に含まれるＣｒと、鉄基側の基材により、σ相が生じ、溶接継手部材を脆化させる問題が生じた。
【００１７】
図１（ｃ）は、本発明の溶接金属を使用した溶接継手を示す図である。本発明の合金は、Ｎｂ，Ｔｉ量を抑え、また、Ｃｒ量を低減するとともに、Ａｌ量を多く添加した合金であり、溶接性に優れていた。このような合金を採用することで、上記のような有害相による溶接割れや高温条件下での特性の劣化が生じにくくなる。以下に、開発合金に含まれる各元素の効果と、合金組成の限定理由を述べる。
【００１８】
Ｃｒは、表面にＣｒ2Ｏ3からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性，高温耐食性を向上させる元素である。本発明で対象とする高温部材に利用するためには少なくとも１４％を含有することが必要である。しかし１８％以上添加すると、σ相が析出して材料の延性，破壊靭性が悪化するため１８％を超えない範囲とする。特に好適な範囲は１３〜１７％である。
【００１９】
Ａｌはγ′相（Ｎｉ3Ａｌ，Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する元素であり、γ′相強化型のＮｉ基合金の強化には不可欠な元素である。Ａｌ量はγ′相の固溶温度，析出量を支配する主要な因子であり、不足の場合には時効によるγ′相析出量が少なく、十分な強度が得られない。本発明の合金は、後述のように他の強化元素であるＴｉ，Ｎｂ量が少ないため、十分な強度を得るためには少なくとも１.０％のＡｌ量が必要であるが、２.５％を超えると溶接性と組織安定性が悪化する。好ましい範囲は２.４〜３.５％である。
【００２０】
Ｍｏ，Ｗは固溶強化によって母相を強化する効果がある。本発明の合金は、通常のＮｉ基耐熱合金で強化元素として添加されるＴｉ，Ｎｂ，Ｔａといった元素を含まないため、Ｍｏ，Ｗは比較的多量に添加している。十分な強化が得られるためには、５.０％以上の添加が必要であるが、１０％を超えると、硬質で脆い金属間化合物相の生成を助長したり、高温鍛造性の悪化を招いたりする。より好ましい範囲は、６〜９％である。
【００２１】
Ｃは母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、ＭＣ，Ｍ23Ｃ6などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。これらの効果は０.０１％程度から顕著になるが、過剰なＣの添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため０.１５％を上限とする。０.０５〜０.１２％の添加量が好ましい。
【００２２】
Ｂは微量の添加で粒界を強化し、クリープ強度を改善する効果を有する。しかし、過剰な添加は有害相の析出や融点の低下による部分溶融の原因となることから、その適正範囲はＢ：０.００１〜０.０３とした。
【００２３】
Ｃｏは、Ｎｉと置換して母相に固溶して高温強度を向上させる効果があり、高温耐食性にも寄与する。本発明の合金組成範囲では、これらの効果が顕著に認められるのは１２％以上であるが、過剰な添加はσ相やμ相といった有害相の析出を助長するため、上限は２５％とした。好ましい範囲は１５〜２０％である。
【００２４】
本発明により、高温強度と延性のバランスが良好で、またＮｉ基超合金と鉄鋼材料の溶接部で有害相を形成しない組織安定性に優れる溶接材料が得られ、溶接棒，溶接ワイヤ，溶接粉末などの形態で溶接部に供給される。また、この溶接材料により接合した溶接ロータは高い強度信頼性が得られる。
【実施例】
【００２５】
表１に、実験に供した実施例合金と、比較合金の化学組成を示す。Ｎo.１〜１０が本発明であり、Ｎo.１１，１４が比較合金である。これらの組成の合金１０kgを高周波誘導加熱により溶解した後に、丸棒形状に熱間鍛造し、機械加工により試験材とした。
【００２６】
【表１】
【００２７】
図２はクリープ試験結果の時間−ひずみ曲線を示した。クリープ試験条件は、７００℃，３３３ＭＰａである。本発明合金の組成範囲ではＡｌ量が多くなり、γ′相析出量が増加するにしたがってクリープ破断時間が長くなり、強度が上昇するが、延性を示す破断伸びはおよそ５０％と良好で、Ａｌが増えてもほとんど変化しないことが見て取れる。一方、Ｔｉ量を増加した比較合金では、破断時間は長くなるものの、伸びが半減しており、延性の観点で望ましくない。Ｎｂを増やして強度を向上させた場合についても同様に延性の低下が見られた。図３，図４に各合金のクリープ試験（７００℃，３３３ＭＰａ）のクリープ破断時間とクリープ破断伸びの結果を示す。実施例合金では、いずれも１０時間以上のクリープ破断時間と３０％以上のクリープ破断伸びが得られている。比較合金１，２では、Ｔｉ，Ｎｂの添加により延性の低下が起こる。比較合金３では、強化元素（Ａｌ，Ｍｏ，Ｗ）の量が過剰であるため、有害相の析出が起こり、やはり延性が低下する。比較合金４は、延性に優れるが強化元素の添加量が不足しており、クリープ破断時間が極端に短い。
【００２８】
従って、本発明の溶接合金は、Ａｌ量を増やしγ′相析出量を増加させて強度を上昇させた場合にも、延性の低下が生じにくい。また、η相，σ相の発生が少ないため、蒸気タービンの溶接部、特に異材継手の製造に好適である。
【００２９】
図５に、本実施例の溶接材料を用いた蒸気タービン用溶接ロータの構造を示す。図５（Ａ）に示す溶接ロータでは、Ｎｉ基合金よりなる部材と、耐熱鋼よりなる部材を有し、これらが本発明の溶接材料により直接溶接されている。また、図５（Ｂ）に示す溶接ロータでは、Ｎｉ基合金よりなる部材と、耐熱鋼よりなる部材を有し、これらの部材をＮｉ基合金よりなる中間リングを介して溶接されている。いずれの場合においても、本発明の溶接材を好適に採用することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、異材の溶接に好適な溶接材料と、それを用いた蒸気タービン用の溶接ロータに関する。
【背景技術】
【０００２】
産業用ガスタービンや航空機用ジェットエンジン等の高温部材には、耐熱性のよいＮｉ基合金が利用されている。Ｎｉ基耐熱合金は、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｏなどの固溶強化元素、またＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａなどの析出強化元素を多く含有し、優れた高温強度を有している。主要な強化相であるγ′相（Ｎｉ3Ａｌ，Ｎｉ3Ｔｉ）は、温度上昇に伴って強度も上昇する性質があり、高温における強度特性の向上に極めて効果的である。これまで、Ｎｉ基合金では、γ′相をいかに多く析出させるかに主眼を置いて耐熱合金の開発がなされている。
【０００３】
一方、石炭火力発電に利用される蒸気タービン部材では、従来、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が利用されてきた。フェライト系耐熱鋼は、一般的にＮｉ基合金よりも製造性に優れており、タービンロータのような２０トンを超える大型鍛造材の製造が可能である。
【０００４】
火力発電プラントより排出されるＣＯ2の削減，省資源などの観点から、より高効率な発電を実現するために蒸気タービンの蒸気温度を上昇させることが要求されている。現在実用されているフェライト系耐熱鋼の耐用温度は６００℃程度であるが、さらに蒸気温度を上昇させるためには、より耐用温度の高いＮｉ基耐熱合金を使用する必要がある。しかしながら、Ｎｉ基合金では、現在の製造技術によってフェライト系耐熱鋼と同等の大型材を製造することは困難である。
【０００５】
そこで、蒸気流入側の動翼やロータなど、最も高温になり、材料として過酷な条件に曝される部分のみをＮｉ基合金とし、他の部分は従来のフェライト系耐熱鋼として蒸気タービンの蒸気温度の上昇に対応することが検討されている。
【０００６】
このようなＮｉ基合金とフェライト系耐熱鋼を組み合わせた構造では、Ｎｉ基合金部分とフェライト系耐熱鋼部分を溶接などの手法で接合する必要がある。また、Ｎｉ基合金とフェライト系耐熱鋼の特性の相違に起因する問題が懸念されている。
【０００７】
例えば、特開平９−１５７７７９号公報（特許文献１），特開２０００−２５６７７０号公報（特許文献２）には、Ｎｉ基合金とフェライト系耐熱鋼の熱膨張係数差に起因する熱応力の緩和を目的として、熱膨張係数の低いＮｉ基合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平９−１５７７７９号公報
【特許文献２】特開２０００−２５６７７０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
Ｎｉ基合金と鉄鋼材料とを溶接により一体化した蒸気タービンでは、これらの間に溶接金属部を設けることとなる。本発明は、蒸気タービン溶接ロータの溶接、特に鉄鋼材料とＮｉ基合金のような異材溶接継手に好適な溶接材料と、それを用いた信頼性の高い溶接ロータを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
蒸気タービンに適用されるＮｉ基合金と鉄鋼材料とでは、熱膨張係数のみならず、強度，合金組織，熱処理条件なども異なっている。両者の強度，冶金学的な組織の安定性，熱処理条件の差異を、両者の境界部に相当する境界部に設ける溶接金属部や、それを形成する溶接材料で解消されていることが好ましい。このような蒸気タービンのＮｉ基合金とフェライト系耐熱鋼との異材溶接に適した溶接材料として、本発明者らはＮｉ−Ｆｅ基合金の開発に至った。本発明の溶接材料は、質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなるＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる。
【００１１】
もしくは、必要に応じて、上記のＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる溶接材料には、Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎを添加してもよい。その場合、これらの含有量は、質量で、Ｃｏ：０.１〜５.０％，Ｔｉ：０.１〜０.５％，Ｎｂ：０.１〜２.０％，Ｓｉ：０.０１〜０.３％，Ｍｎ：０.０１〜０.３％の範囲とすることが好ましい。
【００１２】
他の本発明は、上記の溶接材料を使用した溶接金属部を有する蒸気タービン用部材である。特に、Ｎｉ基合金と、鉄基合金とを組み合わせた異材溶接部を有する高温部材に好適である。特に、少なくとも一部の動翼をＮｉ基合金とし、ロータシャフトを鉄基合金とした溶接ロータや、ロータの蒸気流入側（前段側）をＮｉ基合金とし、蒸気流出側（後段側）を鉄基合金とした溶接ロータに好適である。
【発明の効果】
【００１３】
上記構成によれば、Ｎｉ基合金と鉄鋼材料の溶接に好適な溶接材料を提供できる。また、信頼性の高い溶接ロータを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】従来溶接材料と本発明の比較。
【図２】クリープひずみ曲線。
【図３】実施例合金のクリープ破断時間を示す図である。
【図４】実施例合金のクリープ破断伸びを示す図である。
【図５】本発明の溶接材料を用いた蒸気タービンロータ。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
鉄鋼材料とＮｉ基合金、または鉄鋼材料とＮｉ−Ｆｅ基合金など、異材を溶接した蒸気タービン用ロータの溶接材料として、本願の発明者らは、強度評価や熱力学計算等のＮｉ基耐熱合金に関する研究を行い、溶接性に優れたＮｉ−Ｆｅ基合金を開発した。
【００１６】
図１に、従来の溶接材料で異材の溶接を行った場合について図で説明する。Ｎｉ基合金と耐熱鋼とを従来のＮｉ基の合金を溶接材料として溶接した場合には、いくつかの問題が生じる場合があった。例えば、図１（ａ）は、Ｔｉ，Ｎｂを多く含む従来材Ａによる溶接を示す図である。この場合、Ｎｉ基合金と溶接材料とが混合される部分に、Ｎｉ基合金との金属間化合物層が多く生じた。Ｎｉ基合金の溶接材に含まれるＴｉ，Ｎｂと、Ｎｉ基側の基材によりη相などの金属間化合物が生じ、延性，靭性を低下させた。また、図１（ｂ）はＣｒを多く含む従来材Ｂによる溶接を示す図である。この場合、鉄基合金と溶接材料の混じる部分に、Ｎｉ基合金の溶接材に含まれるＣｒと、鉄基側の基材により、σ相が生じ、溶接継手部材を脆化させる問題が生じた。
【００１７】
図１（ｃ）は、本発明の溶接金属を使用した溶接継手を示す図である。本発明の合金は、Ｎｂ，Ｔｉ量を抑え、また、Ｃｒ量を低減するとともに、Ａｌ量を多く添加した合金であり、溶接性に優れていた。このような合金を採用することで、上記のような有害相による溶接割れや高温条件下での特性の劣化が生じにくくなる。以下に、開発合金に含まれる各元素の効果と、合金組成の限定理由を述べる。
【００１８】
Ｃｒは、表面にＣｒ2Ｏ3からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性，高温耐食性を向上させる元素である。本発明で対象とする高温部材に利用するためには少なくとも１４％を含有することが必要である。しかし１８％以上添加すると、σ相が析出して材料の延性，破壊靭性が悪化するため１８％を超えない範囲とする。特に好適な範囲は１３〜１７％である。
【００１９】
Ａｌはγ′相（Ｎｉ3Ａｌ，Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する元素であり、γ′相強化型のＮｉ基合金の強化には不可欠な元素である。Ａｌ量はγ′相の固溶温度，析出量を支配する主要な因子であり、不足の場合には時効によるγ′相析出量が少なく、十分な強度が得られない。本発明の合金は、後述のように他の強化元素であるＴｉ，Ｎｂ量が少ないため、十分な強度を得るためには少なくとも１.０％のＡｌ量が必要であるが、２.５％を超えると溶接性と組織安定性が悪化する。好ましい範囲は２.４〜３.５％である。
【００２０】
Ｍｏ，Ｗは固溶強化によって母相を強化する効果がある。本発明の合金は、通常のＮｉ基耐熱合金で強化元素として添加されるＴｉ，Ｎｂ，Ｔａといった元素を含まないため、Ｍｏ，Ｗは比較的多量に添加している。十分な強化が得られるためには、５.０％以上の添加が必要であるが、１０％を超えると、硬質で脆い金属間化合物相の生成を助長したり、高温鍛造性の悪化を招いたりする。より好ましい範囲は、６〜９％である。
【００２１】
Ｃは母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、ＭＣ，Ｍ23Ｃ6などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。これらの効果は０.０１％程度から顕著になるが、過剰なＣの添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため０.１５％を上限とする。０.０５〜０.１２％の添加量が好ましい。
【００２２】
Ｂは微量の添加で粒界を強化し、クリープ強度を改善する効果を有する。しかし、過剰な添加は有害相の析出や融点の低下による部分溶融の原因となることから、その適正範囲はＢ：０.００１〜０.０３とした。
【００２３】
Ｃｏは、Ｎｉと置換して母相に固溶して高温強度を向上させる効果があり、高温耐食性にも寄与する。本発明の合金組成範囲では、これらの効果が顕著に認められるのは１２％以上であるが、過剰な添加はσ相やμ相といった有害相の析出を助長するため、上限は２５％とした。好ましい範囲は１５〜２０％である。
【００２４】
本発明により、高温強度と延性のバランスが良好で、またＮｉ基超合金と鉄鋼材料の溶接部で有害相を形成しない組織安定性に優れる溶接材料が得られ、溶接棒，溶接ワイヤ，溶接粉末などの形態で溶接部に供給される。また、この溶接材料により接合した溶接ロータは高い強度信頼性が得られる。
【実施例】
【００２５】
表１に、実験に供した実施例合金と、比較合金の化学組成を示す。Ｎo.１〜１０が本発明であり、Ｎo.１１，１４が比較合金である。これらの組成の合金１０kgを高周波誘導加熱により溶解した後に、丸棒形状に熱間鍛造し、機械加工により試験材とした。
【００２６】
【表１】
【００２７】
図２はクリープ試験結果の時間−ひずみ曲線を示した。クリープ試験条件は、７００℃，３３３ＭＰａである。本発明合金の組成範囲ではＡｌ量が多くなり、γ′相析出量が増加するにしたがってクリープ破断時間が長くなり、強度が上昇するが、延性を示す破断伸びはおよそ５０％と良好で、Ａｌが増えてもほとんど変化しないことが見て取れる。一方、Ｔｉ量を増加した比較合金では、破断時間は長くなるものの、伸びが半減しており、延性の観点で望ましくない。Ｎｂを増やして強度を向上させた場合についても同様に延性の低下が見られた。図３，図４に各合金のクリープ試験（７００℃，３３３ＭＰａ）のクリープ破断時間とクリープ破断伸びの結果を示す。実施例合金では、いずれも１０時間以上のクリープ破断時間と３０％以上のクリープ破断伸びが得られている。比較合金１，２では、Ｔｉ，Ｎｂの添加により延性の低下が起こる。比較合金３では、強化元素（Ａｌ，Ｍｏ，Ｗ）の量が過剰であるため、有害相の析出が起こり、やはり延性が低下する。比較合金４は、延性に優れるが強化元素の添加量が不足しており、クリープ破断時間が極端に短い。
【００２８】
従って、本発明の溶接合金は、Ａｌ量を増やしγ′相析出量を増加させて強度を上昇させた場合にも、延性の低下が生じにくい。また、η相，σ相の発生が少ないため、蒸気タービンの溶接部、特に異材継手の製造に好適である。
【００２９】
図５に、本実施例の溶接材料を用いた蒸気タービン用溶接ロータの構造を示す。図５（Ａ）に示す溶接ロータでは、Ｎｉ基合金よりなる部材と、耐熱鋼よりなる部材を有し、これらが本発明の溶接材料により直接溶接されている。また、図５（Ｂ）に示す溶接ロータでは、Ｎｉ基合金よりなる部材と、耐熱鋼よりなる部材を有し、これらの部材をＮｉ基合金よりなる中間リングを介して溶接されている。いずれの場合においても、本発明の溶接材を好適に採用することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項２】
質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎの少なくともいずれかを含有し、前記Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎを含む場合の含有量がＣｏ：０.１〜５.０％，Ｔｉ：０.１〜０.５％，Ｎｂ：０.１〜２.０％，Ｓｉ：０.０１〜０.３％，Ｍｎ：０.０１〜０.３％、であり、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載されたＮｉ−Ｆｅ基合金よりなることを特徴とする溶接材料。
【請求項４】
請求項３に記載された溶接材料であって、溶接棒，溶接ワイヤ，溶接粉末のいずれかの形状で用いられることを特徴とする溶接材料。
【請求項５】
鉄基合金よりなる第一の部材と、Ｎｉ基合金よりなるもしくはＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる第二の部材とを接合されて構成された蒸気タービン用のタービンロータであって、前記第一及び第二の部材は請求項３または４に記載された溶接材料により接合されていることを特徴とするタービンロータ。
【請求項１】
質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項２】
質量で、Ｃｒ：１４〜１８％，Ａｌ：１.０〜２.５，Ｍｏ＋Ｗ：２.５〜５.０％，Ｃ：０.０１〜０.１０％，Ｂ：０.００１〜０.０３％，Ｆｅ：１５〜２０％を含み、Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎの少なくともいずれかを含有し、前記Ｃｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｓｉ，Ｍｎを含む場合の含有量がＣｏ：０.１〜５.０％，Ｔｉ：０.１〜０.５％，Ｎｂ：０.１〜２.０％，Ｓｉ：０.０１〜０.３％，Ｍｎ：０.０１〜０.３％、であり、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載されたＮｉ−Ｆｅ基合金よりなることを特徴とする溶接材料。
【請求項４】
請求項３に記載された溶接材料であって、溶接棒，溶接ワイヤ，溶接粉末のいずれかの形状で用いられることを特徴とする溶接材料。
【請求項５】
鉄基合金よりなる第一の部材と、Ｎｉ基合金よりなるもしくはＮｉ−Ｆｅ基合金よりなる第二の部材とを接合されて構成された蒸気タービン用のタービンロータであって、前記第一及び第二の部材は請求項３または４に記載された溶接材料により接合されていることを特徴とするタービンロータ。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１０−２３４３９７（Ｐ２０１０−２３４３９７Ａ）
【公開日】平成２２年１０月２１日（２０１０．１０．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−８３９８８（Ｐ２００９−８３９８８）
【出願日】平成２１年３月３１日（２００９．３．３１）
【出願人】（０００００５１０８）株式会社日立製作所 (27,607)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年１０月２１日（２０１０．１０．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年３月３１日（２００９．３．３１）
【出願人】（０００００５１０８）株式会社日立製作所 (27,607)
【Ｆターム（参考）】
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