蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービンロータ
【課題】クリープ特性と疲労特性に優れた蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービンロータを提供する。
【解決手段】蒸気タービン用鍛造合金は、重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする。
【解決手段】蒸気タービン用鍛造合金は、重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主蒸気温度が６７５℃以上の蒸気タービン部品（例えばロータ）に用いるＮｉＦｅ基鍛造合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
石炭火力発電プラントの高効率化を目指して、蒸気温度が７００℃以上の火力プラントの開発が進められている。これまでの蒸気タービン部品（例えば、ロータ，ボルト，ブレード）には、鉄系の材料である１２Ｃｒ系フェライト鋼が用いられているが、使用環境として蒸気温度で６５０℃が限界であると言われている。それに代わって、７００℃級の蒸気タービン部品には、析出強化型合金であるＮｉ基系の材料が検討されている。
【０００３】
蒸気タービン部品は、大型のものが多いため、求められる特性として、大型鋼塊製造性や熱間鍛造性、また熱膨張係数の比較的小さいフェライト鋼と組み合わせての適用が考えられるため、低熱膨張性も求められる。
【０００４】
例えば、特許文献１に示すＮｉ基合金（ＵＳＣ１４１）は、Ｎｉ基の中でも線膨張係数が小さく、クリープ強度も７００℃級の蒸気タービンに使用されようとしている候補材の中でも、優れた強度を有している。
【０００５】
また、特許文献２に示すＦｅ−Ｎｉ基合金では、偏析元素であるＮｂを低減させ、γ′相生成元素であるＡｌを増やすことで、大型鋼塊製造性とクリープ強度を両立した材料であり、蒸気タービンの大型部材、例えばロータへの適用が期待される。
【０００６】
材料の特性は、材料組成が同じでも、材料組織によって大きく異なる。結晶粒径が大きくなると、クリープ強度は高くなるが、疲労特性が低下するという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平９−１５７７７９号公報
【特許文献２】特開２００５−２９２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、クリープ特性と疲労特性に優れた蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービン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】
【０００９】
すなわち、本発明の蒸気タービン用鍛造合金は、重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、クリープ特性と疲労特性に優れた蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービンロータを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】結晶粒度番号とクリープ破断時間との関係を示す図（クリープ条件；７００℃，３３３ＭＰａ）。
【図２】結晶粒度番号と低サイクル疲労破断回数との関係を示す図（ひずみ範囲；０.８％，７００℃）。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、材料の結晶粒度（結晶粒径）が、クリープ強度と疲労特性に及ぼす影響を検討した。γ′相の溶体化温度を通常よりも高くすることで、結晶粒径（結晶粒度）を粗大化させた。
【００１３】
結晶粒度番号が０〜２のＮｉＦｅ鍛造合金を用いて、クリープ強度と疲労特性を調査した結果、同じクリープ条件でクリープ破断時間が、通常よりも約６倍長くなることがわかった。さらに、疲労特性は、同じ低サイクル疲労試験条件下において、大きな低下が見られなかった。
【００１４】
以下、本発明のＮｉＦｅ基鍛造合金を説明する。
【００１５】
（ＮｉＦｅ基鍛造合金）
Ａｌは、Ｎｂ低減による強度低下を補い、組織安定性を向上させるため、１.０重量％以上含有させることが必要である。しかし、過度の含有は、γ′相の過度な増加による鍛造性の悪化を生じるため、２.０重量％以下とする。
【００１６】
Ｔｉは、γ′相を析出させる元素であり、また、高温でＮｉ3Ｔｉを安定にする元素であるため、過大な含有は好ましくなく、１.０〜１.８重量％とする。
【００１７】
ＣとＮは、前述のように、ＮｂＣの増加に伴う結晶粒の微細化を抑えるため、ＣとＮとの総和で０.０５重量％以下とする。
【００１８】
Ｆｅは、有害析出相であるσ相およびδ相の析出を抑制するため、１５〜４５重量％とする。
【００１９】
Ｎｂは、γ′相の安定化元素であり、含有量が少なすぎると、有効な強度が得られないため、また過度の含有は偏析特性の悪化を招くため、１.２５〜３.０重量％とする。
【００２０】
Ｃｒは、過度の含有は有害析出相であるσ相の析出を促すが、耐酸化性を得るため、１４〜１８重量％とする。
【００２１】
本発明のＮｉ−Ｆｅ基超合金は、以上述べた成分と、残部のＮｉから構成される。これらの成分以外に、原料中、もしくは製造過程で混入する元素が不純物として含まれることがある。若干の不純物の混入は避けることができないことから、ここでは、不可避不純物と称している。
【００２２】
次に、ＮｉＦｅ基鍛造合金の製造方法を説明する。
【００２３】
（ＮｉＦｅ基鍛造合金の製造方法）
まず、上記組成からなるＮｉＦｅ基鍛造合金について、２段階の溶体化熱処理を行う。
【００２４】
１段目の溶体化熱処理は、１０２０℃〜１１００℃で１〜１０時間行う。１０２０℃未満であると、結晶粒の粗大化が進まない、もしくは長時間の熱処理が必要となり実用的ではない。一方、１１００℃を超えると、結晶粒の粗大化速度が速くなるため、結晶粒径の制御が難しい。
【００２５】
２段目の溶体化熱処理は、９６５℃〜９９５℃で１〜４時間行う。この温度範囲は、一般的にこの種のＮｉ基合金で溶体化熱処理として行われる温度でよい。この温度範囲にすることで、γ′相を析出させずに炭化物のみを析出させ、時効熱処理時に、炭化物が結晶粒界に連続的に析出させることを防ぐことを目的とする。
【００２６】
次に、時効熱処理を行う。時効熱処理の温度は、この種のＮｉＦｅ基鍛造合金で時効熱処理で一般的に行われる温度でよい。好ましくは２回にわたる時効処理がよく，１回目は８２５〜８５５℃で１０時間以内，２回目はそれ以下の温度で７１０〜７４０℃で１０〜４８時間である。
【００２７】
次に、熱処理後の結晶粒度を説明する。
【００２８】
（熱処理後の結晶粒度）
熱処理後の結晶粒度（結晶粒径）は、日本工業規格（ＪＩＳ）における結晶粒度番号で０〜２、好ましくは１〜２の範囲である。結晶粒度番号は、その値が小さいほど、結晶粒度が大きいことを意味する。
【００２９】
０より小さい結晶粒度番号、つまり結晶粒径が大きくなると、疲労特性が低下する傾向にあり、超音波透過性が悪くなるために欠陥検出性が低くなりやすい。
【００３０】
一方、２より大きい結晶粒度番号、つまり結晶粒径が小さくなると、疲労特性やクリープ破断延性は維持、もしくは改善されるが、クリープ強度は従来と大きく変わらず、改善が見られない。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例を示して本発明を具体的に説明する。
【００３２】
真空誘導溶解（ＶＩＭ）とエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）のダブルメルトプロセスによって得られた素材を熱間鍛造し、供試材を作成した。
【００３３】
表１に、供試材の組成を示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
（供試材の熱処理）
得られた供試材について、表２に示す温度条件で溶体化熱処理を２回行い、時効熱処理した後、結晶粒度番号を測定した。結晶粒度番号の測定は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した。
【００３６】
１回目の溶体化熱処理の温度範囲が１０２０〜１１００℃のものを本発明材Ａ，Ｂ，Ｃとし、それ以外のものを比較材Ａ，Ｂ，Ｃとした。
【００３７】
【表２】
【００３８】
本発明材Ａ，本発明材Ｂ，本発明材Ｃは、１回目の溶体化熱処理をそれぞれ１０２０℃×３時間，１０６０℃×３時間，１１００℃×３時間で行った後、２回目の溶体化熱処理を９８０℃×２時間で行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００３９】
比較材Ａ，比較材Ｂは、１回目の溶体化熱処理をそれぞれ１１４０℃×３時間，１１４０℃×１時間で行った後、２回目の溶体化熱処理を９８０℃×２時間で行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００４０】
比較材Ｃは、１段目の溶体化熱処理を行わず、２段目の熱処理のみ行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００４１】
表２に示すとおり、溶体化熱処理を２回行い、１回目の温度を１０２０〜１１００℃とした本発明材Ａ，Ｂ，Ｃは、結晶粒度番号が２，１，０であった。比較材Ａ，Ｂ，Ｃは−１，−０.７，３であった。
【００４２】
溶体化熱処理の温度範囲を調整することで、熱処理後の結晶粒度番号を０〜２にすることができる。
【００４３】
（クリープ試験）
本発明材Ａ，Ｂ，Ｃと、比較材Ａ，Ｂ，Ｃについて、７００℃，３３３ＭＰａの条件でクリープ試験を行った。
【００４４】
結果を図１に示す。
【００４５】
図１は、結晶粒度番号とクリープ破断時間との関係を示す図である。クリープ条件は７００℃，３３３ＭＰａである。従来、本材料においては、結晶粒度番号で３以下として粒度調整をした際の破断時間は２００時間である。図１に示すように、結晶粒度番号が小さくなるにつれて破断時間が長くなる傾向にある。
【００４６】
（低サイクル疲労試験）
次に、図２に試験片における低サイクル疲労試験の結果を示す。図２は、結晶粒度番号と低サイクル疲労破断回数との関係を示す図である。
【００４７】
ひずみ範囲は、０.８％，７００℃である。結晶粒度番号が１以上の場合、ほぼ横ばいであるが、０の場合、若干の低下傾向が見られ、０より小さい場合、破断回数が大きく低下している。
【００４８】
したがって、図１，図２に示すとおり、クリープ強度については、結晶粒度番号で２以下であることが好ましく、疲労特性については、０以上、好ましくは１以上であることが好ましい。
【００４９】
熱処理により、結晶粒度番号を０〜２、好ましくは１〜２に調整したＮｉＦｅ基鍛造合金を用いることで、クリープ強度を低下させることなく疲労特性を改善することができる。
【００５０】
本発明材は、上記特性を備えるため、主蒸気温度が６７５℃を超えるような蒸気タービン発電プラントの蒸気タービン部品（例えば、ロータ）に好適である。
【００５１】
蒸気タービンは、大きく高圧タービン（中圧タービン），低圧タービンから構成される。例えば、蒸気温度７００℃級の蒸気タービンでも、温度の低くなる低圧タービンでは、６００℃以下となるため、鉄系の材料が用いられる一方、高圧タービン、一部の蒸気タービンの中圧タービンでは、蒸気温度が７００℃を超えるため、Ｎｉ基、もしくはＮｉ−Ｆｅ基合金がロータ，動翼，ケーシングボルトなどに用いられる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主蒸気温度が６７５℃以上の蒸気タービン部品（例えばロータ）に用いるＮｉＦｅ基鍛造合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
石炭火力発電プラントの高効率化を目指して、蒸気温度が７００℃以上の火力プラントの開発が進められている。これまでの蒸気タービン部品（例えば、ロータ，ボルト，ブレード）には、鉄系の材料である１２Ｃｒ系フェライト鋼が用いられているが、使用環境として蒸気温度で６５０℃が限界であると言われている。それに代わって、７００℃級の蒸気タービン部品には、析出強化型合金であるＮｉ基系の材料が検討されている。
【０００３】
蒸気タービン部品は、大型のものが多いため、求められる特性として、大型鋼塊製造性や熱間鍛造性、また熱膨張係数の比較的小さいフェライト鋼と組み合わせての適用が考えられるため、低熱膨張性も求められる。
【０００４】
例えば、特許文献１に示すＮｉ基合金（ＵＳＣ１４１）は、Ｎｉ基の中でも線膨張係数が小さく、クリープ強度も７００℃級の蒸気タービンに使用されようとしている候補材の中でも、優れた強度を有している。
【０００５】
また、特許文献２に示すＦｅ−Ｎｉ基合金では、偏析元素であるＮｂを低減させ、γ′相生成元素であるＡｌを増やすことで、大型鋼塊製造性とクリープ強度を両立した材料であり、蒸気タービンの大型部材、例えばロータへの適用が期待される。
【０００６】
材料の特性は、材料組成が同じでも、材料組織によって大きく異なる。結晶粒径が大きくなると、クリープ強度は高くなるが、疲労特性が低下するという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平９−１５７７７９号公報
【特許文献２】特開２００５−２９２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、クリープ特性と疲労特性に優れた蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービン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】
【０００９】
すなわち、本発明の蒸気タービン用鍛造合金は、重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、クリープ特性と疲労特性に優れた蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービンロータを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】結晶粒度番号とクリープ破断時間との関係を示す図（クリープ条件；７００℃，３３３ＭＰａ）。
【図２】結晶粒度番号と低サイクル疲労破断回数との関係を示す図（ひずみ範囲；０.８％，７００℃）。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、材料の結晶粒度（結晶粒径）が、クリープ強度と疲労特性に及ぼす影響を検討した。γ′相の溶体化温度を通常よりも高くすることで、結晶粒径（結晶粒度）を粗大化させた。
【００１３】
結晶粒度番号が０〜２のＮｉＦｅ鍛造合金を用いて、クリープ強度と疲労特性を調査した結果、同じクリープ条件でクリープ破断時間が、通常よりも約６倍長くなることがわかった。さらに、疲労特性は、同じ低サイクル疲労試験条件下において、大きな低下が見られなかった。
【００１４】
以下、本発明のＮｉＦｅ基鍛造合金を説明する。
【００１５】
（ＮｉＦｅ基鍛造合金）
Ａｌは、Ｎｂ低減による強度低下を補い、組織安定性を向上させるため、１.０重量％以上含有させることが必要である。しかし、過度の含有は、γ′相の過度な増加による鍛造性の悪化を生じるため、２.０重量％以下とする。
【００１６】
Ｔｉは、γ′相を析出させる元素であり、また、高温でＮｉ3Ｔｉを安定にする元素であるため、過大な含有は好ましくなく、１.０〜１.８重量％とする。
【００１７】
ＣとＮは、前述のように、ＮｂＣの増加に伴う結晶粒の微細化を抑えるため、ＣとＮとの総和で０.０５重量％以下とする。
【００１８】
Ｆｅは、有害析出相であるσ相およびδ相の析出を抑制するため、１５〜４５重量％とする。
【００１９】
Ｎｂは、γ′相の安定化元素であり、含有量が少なすぎると、有効な強度が得られないため、また過度の含有は偏析特性の悪化を招くため、１.２５〜３.０重量％とする。
【００２０】
Ｃｒは、過度の含有は有害析出相であるσ相の析出を促すが、耐酸化性を得るため、１４〜１８重量％とする。
【００２１】
本発明のＮｉ−Ｆｅ基超合金は、以上述べた成分と、残部のＮｉから構成される。これらの成分以外に、原料中、もしくは製造過程で混入する元素が不純物として含まれることがある。若干の不純物の混入は避けることができないことから、ここでは、不可避不純物と称している。
【００２２】
次に、ＮｉＦｅ基鍛造合金の製造方法を説明する。
【００２３】
（ＮｉＦｅ基鍛造合金の製造方法）
まず、上記組成からなるＮｉＦｅ基鍛造合金について、２段階の溶体化熱処理を行う。
【００２４】
１段目の溶体化熱処理は、１０２０℃〜１１００℃で１〜１０時間行う。１０２０℃未満であると、結晶粒の粗大化が進まない、もしくは長時間の熱処理が必要となり実用的ではない。一方、１１００℃を超えると、結晶粒の粗大化速度が速くなるため、結晶粒径の制御が難しい。
【００２５】
２段目の溶体化熱処理は、９６５℃〜９９５℃で１〜４時間行う。この温度範囲は、一般的にこの種のＮｉ基合金で溶体化熱処理として行われる温度でよい。この温度範囲にすることで、γ′相を析出させずに炭化物のみを析出させ、時効熱処理時に、炭化物が結晶粒界に連続的に析出させることを防ぐことを目的とする。
【００２６】
次に、時効熱処理を行う。時効熱処理の温度は、この種のＮｉＦｅ基鍛造合金で時効熱処理で一般的に行われる温度でよい。好ましくは２回にわたる時効処理がよく，１回目は８２５〜８５５℃で１０時間以内，２回目はそれ以下の温度で７１０〜７４０℃で１０〜４８時間である。
【００２７】
次に、熱処理後の結晶粒度を説明する。
【００２８】
（熱処理後の結晶粒度）
熱処理後の結晶粒度（結晶粒径）は、日本工業規格（ＪＩＳ）における結晶粒度番号で０〜２、好ましくは１〜２の範囲である。結晶粒度番号は、その値が小さいほど、結晶粒度が大きいことを意味する。
【００２９】
０より小さい結晶粒度番号、つまり結晶粒径が大きくなると、疲労特性が低下する傾向にあり、超音波透過性が悪くなるために欠陥検出性が低くなりやすい。
【００３０】
一方、２より大きい結晶粒度番号、つまり結晶粒径が小さくなると、疲労特性やクリープ破断延性は維持、もしくは改善されるが、クリープ強度は従来と大きく変わらず、改善が見られない。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例を示して本発明を具体的に説明する。
【００３２】
真空誘導溶解（ＶＩＭ）とエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）のダブルメルトプロセスによって得られた素材を熱間鍛造し、供試材を作成した。
【００３３】
表１に、供試材の組成を示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
（供試材の熱処理）
得られた供試材について、表２に示す温度条件で溶体化熱処理を２回行い、時効熱処理した後、結晶粒度番号を測定した。結晶粒度番号の測定は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した。
【００３６】
１回目の溶体化熱処理の温度範囲が１０２０〜１１００℃のものを本発明材Ａ，Ｂ，Ｃとし、それ以外のものを比較材Ａ，Ｂ，Ｃとした。
【００３７】
【表２】
【００３８】
本発明材Ａ，本発明材Ｂ，本発明材Ｃは、１回目の溶体化熱処理をそれぞれ１０２０℃×３時間，１０６０℃×３時間，１１００℃×３時間で行った後、２回目の溶体化熱処理を９８０℃×２時間で行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００３９】
比較材Ａ，比較材Ｂは、１回目の溶体化熱処理をそれぞれ１１４０℃×３時間，１１４０℃×１時間で行った後、２回目の溶体化熱処理を９８０℃×２時間で行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００４０】
比較材Ｃは、１段目の溶体化熱処理を行わず、２段目の熱処理のみ行った。その後、時効熱処理を８４０℃×８時間，７４０℃×２４時間行った。
【００４１】
表２に示すとおり、溶体化熱処理を２回行い、１回目の温度を１０２０〜１１００℃とした本発明材Ａ，Ｂ，Ｃは、結晶粒度番号が２，１，０であった。比較材Ａ，Ｂ，Ｃは−１，−０.７，３であった。
【００４２】
溶体化熱処理の温度範囲を調整することで、熱処理後の結晶粒度番号を０〜２にすることができる。
【００４３】
（クリープ試験）
本発明材Ａ，Ｂ，Ｃと、比較材Ａ，Ｂ，Ｃについて、７００℃，３３３ＭＰａの条件でクリープ試験を行った。
【００４４】
結果を図１に示す。
【００４５】
図１は、結晶粒度番号とクリープ破断時間との関係を示す図である。クリープ条件は７００℃，３３３ＭＰａである。従来、本材料においては、結晶粒度番号で３以下として粒度調整をした際の破断時間は２００時間である。図１に示すように、結晶粒度番号が小さくなるにつれて破断時間が長くなる傾向にある。
【００４６】
（低サイクル疲労試験）
次に、図２に試験片における低サイクル疲労試験の結果を示す。図２は、結晶粒度番号と低サイクル疲労破断回数との関係を示す図である。
【００４７】
ひずみ範囲は、０.８％，７００℃である。結晶粒度番号が１以上の場合、ほぼ横ばいであるが、０の場合、若干の低下傾向が見られ、０より小さい場合、破断回数が大きく低下している。
【００４８】
したがって、図１，図２に示すとおり、クリープ強度については、結晶粒度番号で２以下であることが好ましく、疲労特性については、０以上、好ましくは１以上であることが好ましい。
【００４９】
熱処理により、結晶粒度番号を０〜２、好ましくは１〜２に調整したＮｉＦｅ基鍛造合金を用いることで、クリープ強度を低下させることなく疲労特性を改善することができる。
【００５０】
本発明材は、上記特性を備えるため、主蒸気温度が６７５℃を超えるような蒸気タービン発電プラントの蒸気タービン部品（例えば、ロータ）に好適である。
【００５１】
蒸気タービンは、大きく高圧タービン（中圧タービン），低圧タービンから構成される。例えば、蒸気温度７００℃級の蒸気タービンでも、温度の低くなる低圧タービンでは、６００℃以下となるため、鉄系の材料が用いられる一方、高圧タービン、一部の蒸気タービンの中圧タービンでは、蒸気温度が７００℃を超えるため、Ｎｉ基、もしくはＮｉ−Ｆｅ基合金がロータ，動翼，ケーシングボルトなどに用いられる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、
前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする蒸気タービン用鍛造合金。
【請求項２】
請求項１において、前記異なる温度範囲が１０２０〜１１００℃と、９６５〜９９５℃であることを特徴とする蒸気タービン用鍛造合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載の蒸気タービン用鍛造合金からなることを特徴とする蒸気タービンロータ。
【請求項１】
重量で、Ｆｅ１５〜４５％，Ｃｒ１４〜１８％，Ｔｉ１.０〜１.８％，Ａｌ１.０〜２.０％，Ｎｂ１.２５〜３.０％，Ｃ＋Ｎ０.０５％以下、残部Ｎｉからなる蒸気タービン用鍛造合金を、熱処理した後の結晶粒度番号が０〜２であって、
前記熱処理が、異なる温度範囲での複数の溶体化熱処理を含むことを特徴とする蒸気タービン用鍛造合金。
【請求項２】
請求項１において、前記異なる温度範囲が１０２０〜１１００℃と、９６５〜９９５℃であることを特徴とする蒸気タービン用鍛造合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載の蒸気タービン用鍛造合金からなることを特徴とする蒸気タービンロータ。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１２−４６７８７（Ｐ２０１２−４６７８７Ａ）
【公開日】平成２４年３月８日（２０１２．３．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１８８９８２（Ｐ２０１０−１８８９８２）
【出願日】平成２２年８月２６日（２０１０．８．２６）
【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２４年３月８日（２０１２．３．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年８月２６日（２０１０．８．２６）
【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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