JP2003226943A - High strength, high corrosion resistance steel, production method therefor and geothermal turbine blade - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide high strength, high corrosion resistance steel which has excellent mechanical strength, toughness and corrosion resistance, and is suitable as a geothermal turbine long blade material, to provide a production method therefor, and a geothermal turbine blade. <P>SOLUTION: The high strength, high corrosion resistance steel has a composition comprising, by mass, ≤0.10% C, 13.5 to 16.0% Cr, 5.0 to 8.0% Ni, 0.40 to 0.90% Mo, 0.3 to 1.5% Cu and 0.2 to 1.0% Nb, and the balance Fe with inevitable impurities. Alternatively, the high strength, high corrosion resistance steel comprising ≤0.10% C, 13.5 to 16.0% Cr, 5.0 to 8.0% Ni, 0.40 to 0.90% Mo, 0.3 to 1.5% Cu and 0.2 to 1.0% Ti, and the balance Fe with inevitable impurities. In a forging stage on the producing of the high strength, high corrosion resistance steel, by controlling the temperature of a forging stock to ≤1,170°C, crystal grains are refined. In a heat treatment stage on the production of the high strength, high corrosion resistance steel, the solution treatment temperature of the stock is controlled to 1,000 to 1,080°C. The geothermal turbine blade consists of the high strength, high corrosion resistance steel. <P>COPYRIGHT: (C)2003,JPO

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、地熱タービン長翼
材料として好適な、機械的強度、靭性及び耐食性に優れ
る高強度・高耐食鋼とその製造方法及び地熱タービン翼
に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength / high-corrosion resistant steel excellent in mechanical strength, toughness and corrosion resistance suitable for a long blade of a geothermal turbine, a manufacturing method thereof, and a geothermal turbine blade.

【０００２】[0002]

【従来の技術】従来、地熱タービン翼用材料としては、
靭性及び耐食性に優れた１２％Ｃｒマルテンサイト系ス
テンレス鋼（例えば、ＡＩＳＩ ４０３ 鋼）などが使用
されてきた。2. Description of the Related Art Conventionally, as materials for geothermal turbine blades,
12% Cr martensitic stainless steel (for example, AISI 403 steel) having excellent toughness and corrosion resistance has been used.

【０００３】[0003]

【発明が解決しようとする課題】近年、地熱タービンも
大容量化、高性能化の方向にあり、タービンの最終段落
における翼長が増大し、この増大に伴い動翼に作用する
遠心力も増大する結果となっている。従って、地熱ター
ビン翼材料には、増大した遠心力に耐え得る強度が要求
される。更に、地熱タービンには、供給される蒸気が温
度が比較的低く、湿り蒸気となっていて、またＨ_２Ｓ、
ＣＯ_２等の不純物が含むものであることから、靭性を向
上させて脆性破壊を防止すること、及び耐食性を向上さ
せて不純物を含んだ湿り蒸気による腐食及び応力腐食割
れを防止することが要求される。In recent years, geothermal turbines have also been increasing in capacity and performance, and the blade length in the final stage of the turbine has increased. With this increase, the centrifugal force acting on the rotor blades has also increased. It is the result. Therefore, the geothermal turbine blade material is required to have the strength to withstand the increased centrifugal force. Moreover, the geothermal turbine temperature steam supplied is relatively low, it has become wet vapor, also H _{2 S,}
Since impurities such as CO ₂ are contained, it is required to improve toughness to prevent brittle fracture and to improve corrosion resistance to prevent corrosion and stress corrosion cracking due to wet steam containing impurities.

【０００４】従来使用されているＡＩＳＩ ４０３ 鋼は
０．２％耐力が約６００ＭＰａであり、最近の地熱ター
ビン高性能化を考えると必ずしも十分とはいえない。こ
の問題点を解決するには、強度のより高い材料、例えば
ＡＩＳＩ ４２２ 鋼を使用することが考えられるが、Ａ
ＩＳＩ ４２２ 鋼は常温付近の靭性が低く、脆性破壊を
生ずる恐れがある。また、ＡＩＳＩ ４２２ 鋼等の高強
度鋼は、Ｈ_２Ｓ等による耐硫化物応力腐食割れ性が劣っ
ていることから応力腐食割れによる破壊も生ずる恐れが
ある。Conventionally used AISI 403 steel has a 0.2% proof stress of about 600 MPa, which is not always sufficient considering the recent improvement in geothermal turbine performance. In order to solve this problem, it is considered to use a material having higher strength, for example, AISI 422 steel.
ISI 422 steel has low toughness around room temperature and may cause brittle fracture. Further, since high strength steel such as AISI 422 steel is inferior in sulfide stress corrosion cracking resistance due to H ₂ S etc., there is a possibility that fracture due to stress corrosion cracking may occur.

【０００５】本発明は、上述した問題点に鑑みてなされ
たもので、地熱タービン翼材料として好適な強度、靭
性、耐食性に優れた高強度の高耐食鋼とその製造方法、
及び地熱タービン翼を提供することを目的とする。The present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and is a high-strength highly corrosion-resistant steel excellent in strength, toughness, and corrosion resistance suitable as a geothermal turbine blade material, and a method for producing the same.
And a geothermal turbine blade.

【０００６】[0006]

【課題を解決するための手段】本発明による高強度・高
耐食鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｃｒ：１
３．５〜１６．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：
０．４０〜０．９０％、Ｃｕ：０．３〜１．５％、Ｎ
ｂ：０．２〜１．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼、又は
Ｃ：０．１０％以下、Ｃｒ：１３．５〜１６．０％、Ｎ
ｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：０．４０〜０．９０％、
Ｃｕ：０．３〜１．５％、Ｔｉ：０．２〜１．０％を含
み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルテンサ
イト系ステンレス鋼で構成される。The high-strength and high-corrosion resistant steel according to the present invention has a mass% of C: 0.10% or less and Cr: 1: 1.
3.5-16.0%, Ni: 5.0-8.0%, Mo:
0.40 to 0.90%, Cu: 0.3 to 1.5%, N
b: Martensitic stainless steel containing 0.2 to 1.0% and the balance Fe and inevitable impurities, or C: 0.10% or less, Cr: 13.5-16.0%, N
i: 5.0 to 8.0%, Mo: 0.40 to 0.90%,
It is composed of martensitic stainless steel containing Cu: 0.3 to 1.5% and Ti: 0.2 to 1.0%, with the balance being Fe and inevitable impurities.

【０００７】また、上記マルテンサイト系ステンレス鋼
においては、質量％でＮ：０．０５％以下に制限するこ
とで、より地熱タービン翼材料として好適な高強度高耐
食鋼を構成することができる。Further, in the above-mentioned martensitic stainless steel, high strength and high corrosion resistance steel more suitable as a geothermal turbine blade material can be constituted by limiting the mass% to N: 0.05% or less.

【０００８】[0008]

【発明の実施の形態】本発明による高強度・高耐食鋼
は、所謂マルテンサイト系ステンレス鋼の範疇に属する
ものであって、溶体化、時効の熱処理を施して使用する
鋼であり、Ｍｏによる固溶強化作用に加え、Ｃｕの析出
強化作用を用いて、引張強度の向上を図ったものであ
る。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The high-strength, high-corrosion resistant steel according to the present invention belongs to the category of so-called martensitic stainless steels, and is a steel that is used after being subjected to solution heat treatment and aging heat treatment. In addition to the solid solution strengthening action, the precipitation strengthening action of Cu is used to improve the tensile strength.

【０００９】以下に各元素の限定理由を説明する。The reasons for limiting each element will be described below.

【００１０】本ステンレス鋼において、ＣはＣｒと化合
して粒界にＣｒ_２３Ｃ_６として析出しやすい。この炭化
物が析出すると粒界近傍のＣｒ濃度が低下し、粒界近傍
の耐食性が局所的に低下するため、応力腐食割れの原因
となる。また、多量のＣｒ_{２ ３}Ｃ_６は延性や靭性にも悪
影響を及ぼす。従って、Ｃは含有量が低いことが望まし
い。In the present stainless steel, C is likely to combine with Cr and precipitate as Cr ₂₃ C _{6 at} grain boundaries. When this carbide precipitates, the Cr concentration near the grain boundaries decreases and the corrosion resistance near the grain boundaries locally decreases, which causes stress corrosion cracking. In addition, a large amount of Cr _{2 3} C ₆ adversely affects ductility and toughness. Therefore, it is desirable that the content of C is low.

【００１１】後述するＮｂ又はＴｉの添加により、Ｃは
微細なＮｂＣ又はＴｉＣ炭化物として固定され、Ｃｒ
_２３Ｃ_６として粒界析出することを防止できるが、この
固定作用にも限度があるため、Ｃの上限を０．１０％に
制限する。C is fixed as fine NbC or TiC carbide by the addition of Nb or Ti described later, and Cr is added.
_Although grain boundary precipitation can be prevented as ₂₃ C ₆ , the upper limit of C is limited to 0.10% because the fixing action is also limited.

【００１２】Ｃｒは、耐食性を高めるとともに、マルテ
ンサイト相を安定化させるために必要な元素であり、Ｎ
ｉおよびＣｕ含有量とのバランスから１３．５％以上必
要である。一方、１６．０％を超えて添加するとフェラ
イト相が析出して、強度や靭性を低下させるため、添加
量を１３．５〜１６．０％とする。[0012] Cr is an element necessary for enhancing the corrosion resistance and stabilizing the martensite phase, and N
From the balance with i and Cu contents, 13.5% or more is necessary. On the other hand, if added in excess of 16.0%, a ferrite phase is precipitated and the strength and toughness are reduced, so the addition amount is made 13.5-16.0%.

【００１３】Ｎｉは、靭性を高めるとともに、マルテン
サイト相を安定化させるために必要な元素であり、Ｃｒ
およびＣｕ含有量とのバランスから５．０％以上必要で
ある。一方、８．０％を超えて添加するとオーステナイ
ト相生成傾向が高まり、強度が大幅に低下するため、そ
の添加量を５．０〜８．０％とする。Ni is an element necessary for enhancing the toughness and stabilizing the martensite phase, and Cr
And 5.0% or more is required from the balance with the Cu content. On the other hand, if it is added in excess of 8.0%, the austenite phase formation tendency is increased and the strength is significantly reduced, so the addition amount is made 5.0 to 8.0%.

【００１４】Ｍｏは、固溶強化元素として働き、強度を
向上させるために必要な元素であり、０．４０％以上添
加する。一方、０．９０％を超えて添加すると添加効果
が飽和し、さらにフェライト相生成傾向を高めるため、
添加量を０．４０〜０．９０％とする。Mo acts as a solid solution strengthening element and is an element necessary for improving strength, and 0.40% or more is added. On the other hand, when the content exceeds 0.90%, the effect of addition is saturated and the tendency of ferrite phase formation is further increased.
The addition amount is 0.40 to 0.90%.

【００１５】Ｃｕは、基地中に微細析出し、強度を高め
るために必要な元素であり、０．３％以上添加する。一
方、１．５％を超えて添加すると粗大なＣｕ粒子が基地
中に生成し、靭性や加工性を害するため、添加量を０．
３〜１．５％とする。Cu is an element necessary for increasing the strength by finely precipitating in the matrix and is added in an amount of 0.3% or more. On the other hand, if added in excess of 1.5%, coarse Cu particles are generated in the matrix and impair the toughness and workability.
3 to 1.5%.

【００１６】Ｎｂ又はＴｉは、不可避的不純物として含
有されるＣをＮｂＣ又はＴｉＣ化合物として固定するた
めに必要な元素であり、０．２％以上添加する。一方、
１．０％を超えて添加すると粗大なＮｂ炭窒化物及びＴ
ｉ炭窒化物が生成しやすくなり、延性や靭性を低下させ
るため、添加量を０．２〜１．０％とする。Nb or Ti is an element necessary for fixing C contained as an unavoidable impurity as an NbC or TiC compound, and is added in an amount of 0.2% or more. on the other hand,
If added over 1.0%, coarse Nb carbonitride and T
Since i-carbonitrides are easily generated and ductility and toughness are reduced, the addition amount is set to 0.2 to 1.0%.

【００１７】Ｎは、不可避的に鋼中に含まれる元素であ
り、その含有量が多いと粗大なＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭
窒化物の生成を助長し、延性や靭性を低下させる。本発
明の高強度・高耐食鋼においてはＮの含有量を好ましく
は０．０５％以下に制限することにより、より優れた延
性及び靭性が得られる。N is an element that is unavoidably contained in steel, and if its content is large, it promotes the formation of coarse Nb carbonitrides and Ti carbonitrides, and reduces ductility and toughness. In the high-strength / high-corrosion resistant steel of the present invention, by limiting the N content to preferably 0.05% or less, more excellent ductility and toughness can be obtained.

【００１８】本発明による高強度・高耐食鋼の製造方法
は、前記マルテンサイト系ステンレス鋼を製造する際の
鍛造工程において、鍛造素材の温度を１１７０℃以下に
制御し、結晶粒を微細化させることを特徴とする。In the method for producing high-strength, high-corrosion resistant steel according to the present invention, the temperature of the forging material is controlled to 1170 ° C. or less in the forging step in producing the martensitic stainless steel to refine the crystal grains. It is characterized by

【００１９】本発明による高強度・高耐食鋼は、溶体化
処理における加熱保持時にオーステナイト組織の再結晶
を生じ、更に溶体化処理からの冷却時にマルテンサイト
変態を生じる。この再結晶挙動に対しては、溶体化処理
以前に行われる鍛造工程が大きく影響を及ぼし、鍛造工
程における鍛造素材の温度を１１７０℃以下に制御する
ことにより、再結晶時の結晶粒が大幅に微細化する。こ
の結晶粒の微細化により、前記マルテンサイト系ステン
レス鋼に、より優れた靭性を付与できる。The high-strength, high-corrosion resistant steel according to the present invention causes recrystallization of the austenite structure during heating and holding during solution treatment, and further undergoes martensitic transformation during cooling from solution treatment. The forging process performed before the solution treatment has a great influence on the recrystallization behavior. By controlling the temperature of the forging material in the forging process to 1170 ° C. or less, the crystal grains during recrystallization are significantly increased. Miniaturize. By making the crystal grains finer, more excellent toughness can be imparted to the martensitic stainless steel.

【００２０】また、本発明による高強度・高耐食鋼の製
造方法は、前記マルテンサイト系ステンレス鋼を製造す
る際の熱処理工程において、素材の溶体化処理温度を１
０００〜１０８０℃とすることを特徴とする。Further, in the method for producing high strength / high corrosion resistance steel according to the present invention, the solution treatment temperature of the raw material is set to 1 in the heat treatment step in producing the martensitic stainless steel.
It is characterized in that the temperature is 000 to 1080 ° C.

【００２１】溶体化処理は、本発明の高強度・高耐食鋼
に優れた強度を付与するために必要な熱処理であるが、
その加熱温度が１０００℃未満では溶体化処理中の各合
金元素の固溶が十分に起こらず、引き続き時効処理を行
ってもＣｕの析出が不足して所望の強度が得られない。
また、加熱温度が１０８０℃を超えるとオーステナイト
結晶粒が著しく粗大化し、延性や靭性を低下させる。Solution treatment is a heat treatment necessary for imparting excellent strength to the high-strength / high-corrosion resistant steel of the present invention.
If the heating temperature is less than 1000 ° C., solid solution of each alloying element during solution treatment does not sufficiently occur, and even if aging treatment is subsequently performed, precipitation of Cu is insufficient and desired strength cannot be obtained.
Further, if the heating temperature exceeds 1080 ° C., the austenite crystal grains are remarkably coarsened and ductility and toughness are reduced.

【００２２】また、本発明による高強度・高耐食鋼の製
造方法において、素材を溶体化処理温度で保持後、温度
を時効処理温度まで低下させて保持し、溶体化処理と時
効処理を連続して行うこともできる。Further, in the method for producing high strength / high corrosion resistance steel according to the present invention, after the raw material is kept at the solution treatment temperature, the temperature is lowered to the aging treatment temperature and kept, and the solution treatment and the aging treatment are continuously performed. You can also do it.

【００２３】溶体化処理と時効処理を独立させて行う場
合、溶体化処理後に素材を一旦室温まで冷却するが、冷
却過程中に時効処理温度域を通過するため、わずかにＣ
ｕ粒子の析出が起こる。このＣｕ粒子はその後の時効処
理中に粗大化し、靭性に対してわずかに悪影響を与え
る。溶体化処理と時効処理を連続して行う場合にはこの
Ｃｕ粒子の粗大化を防止することができる。When the solution treatment and the aging treatment are performed separately, the material is once cooled to room temperature after the solution treatment, but since the material passes the aging treatment temperature range during the cooling process, a slight C
Precipitation of u particles occurs. The Cu particles coarsen during the subsequent aging treatment and slightly adversely affect the toughness. When the solution treatment and the aging treatment are performed continuously, the coarsening of Cu particles can be prevented.

【００２４】本発明の高強度・高耐食鋼は地熱タービン
翼に好適であるが、翼として使用する場合、植込部表面
に圧縮残留応力を付与することにより、更に応力腐食割
れに対する抵抗が増し、より好ましい地熱タービン翼が
構成できる。地熱タービン翼の動翼への適応例を図１に
示す。The high-strength, high-corrosion resistant steel of the present invention is suitable for geothermal turbine blades. However, when it is used as a blade, a compressive residual stress is applied to the surface of the implanted portion to further increase resistance to stress corrosion cracking. A more preferable geothermal turbine blade can be configured. Fig. 1 shows an example of application of a geothermal turbine blade to a moving blade.

【００２５】図１（ａ）〜（ｃ）は、それぞれピン締結
方法、ストレートアキシャルエントリークリスマス形式
の嵌合方法、カーブドアキシャルエントリークリスマス
形式の嵌合方法によるタービン翼１とロータホイール２
との結合構造を示す図であり、図２（ａ）は、図１
（ａ）の要部拡大図である。タービン翼１の植込部３、
ロータホイール２とを連通するピン保持部４に、ピン５
を通すことで互いを結合し、タービン翼１が遠心力によ
り抜け落ちることを防ぐ。一方、図２（ｂ）は、図１
（ｂ）または（ｃ）に示す結合構造の拡大図であり、タ
ービン翼１の植込部６あるいは６Ａをロータホイール２
の軸方向（図２（ｂ）での紙面奥行き方向）に嵌合させ
て互いに結合し、タービン翼１が抜け落ちることを防
ぐ。このような結合部には高い遠心応力が作用し、更に
不純物が濃縮しやすい隙間構造であることから応力腐食
割れの起点となりやすい。本発明は、このような部位の
材料表面に圧縮残留応力を付与することにより、材料表
面の引張応力を軽減し、応力腐食割れの発生を防止する
ものである。1 (a) to 1 (c) show a turbine blade 1 and a rotor wheel 2 by a pin fastening method, a straight axial entry Christmas type fitting method, and a curved axial entry Christmas type fitting method, respectively.
FIG. 2A is a diagram showing a coupling structure with
It is a principal part enlarged view of (a). Implantation part 3 of turbine blade 1,
The pin holding portion 4 communicating with the rotor wheel 2 has a pin 5
The turbine blades 1 are coupled to each other by passing them through, and the turbine blades 1 are prevented from falling off due to centrifugal force. On the other hand, FIG.
It is an enlarged view of the coupling structure shown in (b) or (c).
In the axial direction (the depth direction of the paper surface in FIG. 2B) and are coupled to each other to prevent the turbine blade 1 from falling off. A high centrifugal stress acts on such a joint portion, and since it has a gap structure in which impurities are easily concentrated, it is likely to be a starting point of stress corrosion cracking. The present invention reduces the tensile stress on the material surface by applying compressive residual stress to the material surface at such a portion and prevents the occurrence of stress corrosion cracking.

【００２６】ここでの上記結合部は複雑な形状をしてい
るため、図２ａに示すようにピン穴内面や図２ｂに示す
ようなクリスマス型植込部のＲ部７やロータとの接触端
８などに応力集中部が存在する。特にこのような応力集
中部の材料表面に圧縮残留応力を付与することが有効で
ある。Since the above-mentioned connecting portion has a complicated shape, the inner surface of the pin hole as shown in FIG. 2a and the R end 7 of the Christmas type implanting portion as shown in FIG. 2b and the contact end with the rotor. 8 has a stress concentration part. In particular, it is effective to give a compressive residual stress to the material surface of such a stress concentration part.

【００２７】材料表面に圧縮残留応力を付与する方法と
しては、まずショットピーニング法が挙げられる。ショ
ットピーニング法は材料表面に圧縮空気により小鋼球を
打ちつける方法で、比較的高い圧縮残留応力を材料表面
に付与できる方法として好適である。As a method for imparting a compressive residual stress to the material surface, a shot peening method is first mentioned. The shot peening method is a method of hitting small steel balls on the material surface with compressed air, and is suitable as a method capable of imparting a relatively high compressive residual stress to the material surface.

【００２８】また、もう一つの方法としてレーザーピー
ニング法が挙げられる。レーザーピーニング法では、圧
縮残留応力を付与する面に塗料を塗布して、水中に浸漬
し、その面に対し高エネルギーのレーザービームを照射
する。このレーザービームにより塗料が削摩されてプラ
ズマを発生し、衝撃波が生ずる。この衝撃波が水の反射
により塗料を塗布した面に向かい、更に材料内に進行す
ることによって材料表面に圧縮残留応力を付与できるこ
とになる。レーザーピーニング法は広い面積にわたって
均一な圧縮残留応力を付与できる方法として好適であ
る。Another method is a laser peening method. In the laser peening method, a surface to which a compressive residual stress is applied is coated with a paint, immersed in water, and the surface is irradiated with a high-energy laser beam. The paint is abraded by the laser beam to generate plasma, and a shock wave is generated. The shock wave travels toward the surface coated with the coating due to the reflection of water and further propagates into the material, whereby a compressive residual stress can be applied to the surface of the material. The laser peening method is suitable as a method capable of imparting uniform compressive residual stress over a wide area.

【００２９】なお、本発明に係わる引張強度、靭性、延
性などの特性は以下に説明する引張試験、シャルピー衝
撃試験などによって評価することが出来る。Properties such as tensile strength, toughness and ductility according to the present invention can be evaluated by a tensile test, a Charpy impact test, etc. described below.

【００３０】引張試験は、供試材の引張強さ、耐力、伸
び、絞りなどを求めることを目的とする材料試験であ
る。引張強さ及び耐力は供試材の引張強度を、伸び及び
絞りは供試材の延性を表し、それぞれの値が大きい方が
特性としては優れている。The tensile test is a material test for the purpose of obtaining the tensile strength, proof stress, elongation and drawing of the test material. Tensile strength and proof stress represent the tensile strength of the test material, and elongation and drawing represent the ductility of the test material. The larger the respective values, the better the characteristics.

【００３１】シャルピー衝撃試験は、供試材の衝撃値、
ＦＡＴＴ（衝撃試験片の破面率から求めた延性−脆性遷
移温度）などを求めることを目的とする材料試験であ
る。一般に「衝撃値」といった場合は、室温（２０℃）
における特性をいう。衝撃値（衝撃的な力が加わったと
きの壊れにくさ、すなわち靭性を表す）は引張性質と同
様に、値が大きい方が特性が優れている。また、本発明
に係わる供試材は温度によって衝撃値が変化し、同一の
供試材でも、温度の高い領域では衝撃値は大きく、破面
は延性破面を呈しているが、逆に温度の低い領域では衝
撃値は小さく、破面は脆性破面を呈している。これらの
中間温度域では、延性破面と脆性破面が混在している。
この両方の破面の面積率を計算し、ちょうど５０％−５
０％になるような温度を求め、この温度をＦＡＴＴとし
ている。従って、ＦＡＴＴの値は小さい方が靭性が高
い。The Charpy impact test is the impact value of the test material,
This is a material test for the purpose of obtaining FATT (ductility-brittleness transition temperature obtained from fracture surface ratio of impact test piece) and the like. Generally, the term "impact value" is used at room temperature (20 ℃).
Refers to the characteristics in. The impact value (hardness to break when an impact force is applied, that is, toughness) is similar to the tensile property, and the larger the value, the better the property. In addition, the impact value of the test material according to the present invention changes depending on the temperature, and even with the same test material, the impact value is large in the high temperature region and the fracture surface exhibits a ductile fracture surface, but conversely The impact value is small in the low region of, and the fracture surface is a brittle fracture surface. In these intermediate temperature regions, ductile fracture surfaces and brittle fracture surfaces are mixed.
Calculate the area ratio of both of these fracture surfaces, exactly 50% -5
A temperature that gives 0% is obtained, and this temperature is defined as FATT. Therefore, the smaller the FATT value, the higher the toughness.

【００３２】[0032]

【実施例】以下、本発明を実施例により説明する。EXAMPLES The present invention will be described below with reference to examples.

【００３３】＜実施例１＞実施例１では、特に化学組成
の影響について説明する。<Example 1> In Example 1, the influence of the chemical composition will be described.

【００３４】表１に示す試料Ｎｏ．１からＮｏ．２８の
材料を２００ｋｇ準備し、真空高周波誘導電気炉にて溶
解および鋳造した後、１１９０℃まで加熱してプレス鍛
造を行い、直径８０ｍｍの丸棒に鍛伸して、Ｎｏ．１か
らＮｏ．２８までの供試材を作製した。Sample No. shown in Table 1 1 to No. The material No. 28 was prepared in an amount of 200 kg, melted and cast in a vacuum high frequency induction electric furnace, then heated to 1190 ° C. for press forging, and forged into a round bar having a diameter of 80 mm. 1 to No. Up to 28 test materials were produced.

【００３５】Ｎｏ．１からＮｏ．１２までの供試材は、
本発明の範囲内のマルテンサイト系ステンレス鋼であ
り、このうちＮｏ．９からＮｏ．１２はＮ含有量を０．
０５％以下に制限したものとした。また、Ｎｏ．１３、
Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５はそれぞれ翼材料として広く使
用されているＡＩＳＩ ４２２相当材、ＡＩＳＩ ４０３
相当材、Ｎｉを添加した高強度１２Ｃｒ系マルテンサイ
ト鋼であり、Ｎｏ．１６からＮｏ．２８までの供試材
は、本発明の組成範囲外とした。No. 1 to No. The test materials up to 12 are
Martensitic stainless steel within the scope of the present invention. 9 to No. 12 has an N content of 0.
It was limited to not more than 05%. In addition, No. 13,
No. 14, No. No. 15 is a material equivalent to AISI 422, which is widely used as a blade material, and AISI 403.
Equivalent material, high-strength 12Cr-based martensitic steel with Ni added, No. 16 to No. The test materials up to 28 were out of the composition range of the present invention.

【００３６】これらの供試材について、表２に示す条件
にて熱処理を行った後、引張試験、衝撃試験を実施し
た。これらの試験結果を表３に示す。After heat-treating these test materials under the conditions shown in Table 2, a tensile test and an impact test were carried out. The results of these tests are shown in Table 3.

【００３７】表３において、まず本発明の実施例である
供試材Ｎｏ．１からＮｏ．１２と現用の翼材料である比
較例Ｎｏ．１３、１４、１５を比較する。本発明の実施
例である供試材Ｎｏ．１からＮｏ．１２に比べて、比較
例Ｎｏ．１３は衝撃値が大幅に低く、比較例Ｎｏ．１４
は引張強さおよび０．０２％耐力の両方が低い。また本
発明の実施例である供試材Ｎｏ．１からＮｏ．１２は比
較例Ｎｏ．１５と同等又は優れた引張強さ、０．０２％
耐力、衝撃値を示している。すなわち本発明の実施例は
現用の翼材料と同等又は優れた引張強度及び靭性を示し
ている。なお、本発明の実施例のうちＮｏ．９からＮ
ｏ．１２は、Ｎｏ．１からＮｏ．８に比較して優れた衝
撃値を示しており、Ｎ含有量を０．０５％以下に制限す
ることにより、更に優れた靭性が得られる。In Table 3, first, the test material No. which is an example of the present invention is shown. 1 to No. No. 12 and Comparative Example No. 12, which is a blade material currently in use. Compare 13, 14 and 15. The test material No. which is an example of the present invention. 1 to No. Comparative Example No. 12 Comparative Example No. 13 has a significantly low impact value. 14
Has low tensile strength and low 0.02% proof stress. Further, the test material No. which is an example of the present invention. 1 to No. No. 12 is a comparative example No. Tensile strength equal to or superior to 15, 0.02%
The yield strength and impact value are shown. That is, the examples of the present invention show tensile strength and toughness equivalent to or superior to those of the currently used blade materials. In addition, among the examples of the present invention, No. 9 to N
o. No. 12 is No. 1 to No. The impact value is superior to that of No. 8, and by limiting the N content to 0.05% or less, more excellent toughness can be obtained.

【００３８】次に、本発明の実施例である供試材Ｎｏ．
１からＮｏ．１２と本発明の組成範囲外の比較例Ｎｏ．
１６からＮｏ．２８を比較する。本発明の実施例である
供試材Ｎｏ．１からＮｏ．１２に比べて、比較例Ｎｏ．
１７、１８、１９、２０、２１、２３は引張強さおよび
０．０２％耐力のいずれか又は両方が大幅に低い。ま
た、本発明の実施例である供試材Ｎｏ．１からＮｏ．１
２に比べて、比較例Ｎｏ．１６、２２、２４、２５、２
６、２７、２８は衝撃値が大幅に低い。すなわち本発明
の組成範囲外の比較例は実施例に比べて、引張強度およ
び靭性のいずれかにおいて、大幅に劣っている。Next, the test material No. which is an example of the present invention.
1 to No. No. 12 and Comparative Example No. outside the composition range of the present invention.
16 to No. Compare 28. The test material No. which is an example of the present invention. 1 to No. Comparative Example No. 12
17, 18, 19, 20, 21, 23 have significantly low tensile strength and / or 0.02% proof stress. Moreover, the test material No. which is an example of the present invention. 1 to No. 1
Comparative Example No. 2 16, 22, 24, 25, 2
6, 27 and 28 have a significantly low impact value. That is, the comparative examples outside the composition range of the present invention are significantly inferior to the examples in either tensile strength or toughness.

【００３９】更に、本発明の実施例である供試材Ｎｏ．
１、５、９と現用の翼材料である比較例Ｎｏ．１３、１
４、１５について、地熱タービンを模擬した環境中で応
力腐食割れ試験を実施した。応力腐食割れ試験は、窒素
中に０．０３％のＨ_２Ｓおよび１．４％のＣＯ_２を含有
させた混合ガスにて飽和させた、９０℃の純水中で、図
３に示す４点曲げ試験により実施した。すなわち供試材
より切り出した平板試験片に対し、治具により応力を負
荷し、これを混合ガスで飽和させた純水中に設置した
後、１０００、２０００、４０００、８０００、１２０
００、１６０００、２００００、２８０００、３６００
０時間後に環境中から取り出して応力腐食割れの有無を
観察した。なお、応力は１．０σｙ（０．０２％耐力の
１．０倍）、０．８σｙ（０．０２％耐力の０．８
倍）、０．６σｙ（０．０２％耐力の０．６倍）の３水
準とした。その結果を表４に示す。Further, the test material No. 1 which is an example of the present invention.
Comparative Example No. 1, which is a blade material currently used, 13, 1
For Nos. 4 and 15, a stress corrosion cracking test was conducted in an environment simulating a geothermal turbine. The stress corrosion cracking test was carried out in pure water at 90 ° C. saturated with a mixed gas containing 0.03% H ₂ S and 1.4% CO ₂ in nitrogen, as shown in FIG. It was conducted by a point bending test. That is, stress is applied to a flat plate test piece cut out from a test material by a jig and the stress is placed in pure water saturated with a mixed gas, and then 1000, 2000, 4000, 8000, 120
00, 16000, 20000, 28000, 3600
After 0 hours, it was taken out from the environment and observed for the presence of stress corrosion cracking. The stress is 1.0 σy (1.0 times the 0.02% proof stress), 0.8 σy (0.8 times the 0.02% proof stress).
3 times) and 0.6σy (0.6 times the 0.02% proof stress). The results are shown in Table 4.

【００４０】表４の応力腐食割れ試験結果にて実施例と
比較例を比較すると、比較例においては、供試材の化学
組成や引張強さによって発生までの時間に差はあるもの
の、負荷応力１．０σｙ、０．８σｙにおいてすべての
供試材に２８０００時間以内で応力腐食割れが発生して
いる。しかし、実施例においては３６０００時間で応力
腐食割れの発生が認められていない。すなわち、本発明
の実施例は現用の翼材料に比較して耐応力腐食割れ性に
優れている。Comparing the examples and the comparative examples with the results of the stress corrosion cracking test in Table 4, in the comparative examples, although there is a difference in the time until the generation depending on the chemical composition and the tensile strength of the test material, the load stress At 1.0 σy and 0.8 σy, stress corrosion cracking occurred in all test materials within 28,000 hours. However, in the example, the occurrence of stress corrosion cracking was not recognized at 36000 hours. That is, the examples of the present invention are superior in stress corrosion cracking resistance as compared with the currently used blade materials.

【００４１】従って、本実施例によれば、本発明の範囲
内のマルテンサイト系ステンレス鋼は、現用の翼材料と
同等もしくは優れた引張強度および靭性を有し、更に現
用の翼材料と比較して優れた耐応力腐食割れ性を有して
おり、地熱タービン翼材料として好適であることを確認
できた。また、Ｎ含有量を０．０５％以下に制限するこ
とにより靭性が向上し、地熱タービン翼材料としてより
好適なものとなることも確認できた。Therefore, according to the present embodiment, the martensitic stainless steel within the scope of the present invention has tensile strength and toughness equivalent to or superior to the existing blade material, and compared with the existing blade material. It was confirmed that the material has excellent stress corrosion cracking resistance and is suitable as a geothermal turbine blade material. It was also confirmed that limiting the N content to 0.05% or less improves the toughness and makes it more suitable as a geothermal turbine blade material.

【００４２】＜実施例２＞実施例２では特に鍛造工程に
おける鍛造素材の加熱温度の影響について説明する。Example 2 In Example 2, the influence of the heating temperature of the forging material in the forging process will be described.

【００４３】素材として、本発明の高強度・高耐食鋼で
ある表１の実施例のうち、Ｎｏ．１、５、９を用い、そ
れぞれ加熱温度を変化させてプレス鍛造を行い、直径８
０ｍｍの丸棒に鍛伸し、供試材を作製した。プレス鍛造
時の加熱温度は１１３０℃、１１５０℃、１１７０℃、
１１９０℃、１２１０℃の５種類とした。これらの供試
材について、実施例１と同様の条件にて熱処理を行った
後、引張試験、衝撃試験を実施した。これらの試験結果
を表５に示す。Among the examples of Table 1 which are the high strength and high corrosion resistance steels of the present invention, the No. 1, 5 and 9 are used, press forging is performed while changing the heating temperature to obtain a diameter of 8
A 0 mm round bar was forged and a test material was prepared. The heating temperature during press forging is 1130 ° C, 1150 ° C, 1170 ° C,
There were 5 types of 1190 ° C and 1210 ° C. These test materials were heat-treated under the same conditions as in Example 1 and then subjected to a tensile test and an impact test. The results of these tests are shown in Table 5.

【００４４】表５によれば、引張強さおよび０．０２％
耐力はプレス鍛造時の加熱温度の影響を受けないが、衝
撃値は加熱温度が１１７０℃を超えると低下する傾向が
見られる。また、伸びおよび絞りも加熱温度が１１７０
℃を超えるとわずかに低下する。According to Table 5, the tensile strength and 0.02%
Although the proof stress is not affected by the heating temperature during press forging, the impact value tends to decrease when the heating temperature exceeds 1170 ° C. The heating temperature for elongation and drawing is also 1170.
Decreases slightly above ℃.

【００４５】従って、本実施例によれば、本発明の高強
度・高耐食鋼の鍛造工程において、鍛造素材の温度を１
１７０℃以下に制御することにより、高い靭性および延
性を得ることができ、地熱タービン用翼材料としてより
好適なものが得られることが確認できた。Therefore, according to the present embodiment, the temperature of the forging material is set to 1 in the forging process of the high strength and high corrosion resistant steel of the present invention.
It was confirmed that by controlling the temperature to 170 ° C. or lower, high toughness and ductility can be obtained, and a more suitable blade material for geothermal turbines can be obtained.

【００４６】＜実施例３＞実施例３では特に熱処理温度
の影響について説明する。<Embodiment 3> In Embodiment 3, the influence of the heat treatment temperature will be described.

【００４７】素材として、本発明の高強度・高耐食鋼で
ある表１の実施例のうち、Ｎｏ．１、５、９を用い、１
１９０℃まで加熱してプレス鍛造を行い、直径８０ｍｍ
の丸棒に鍛伸し、供試材を作製した。これらの供試材に
ついて、それぞれ溶体化処理温度を変化させて保持時間
２時間の溶体化処理を行い、引き続き５７０℃で３時間
の時効処理を行った後、引張試験、衝撃試験を実施し
た。溶体化処理温度は９８０℃、１０００℃、１０２０
℃、１０４０℃、１０６０℃、１０８０℃、１１００℃
とした。また、１０４０℃で２時間の溶体化処理の後、
温度を５７０℃まで低下させて３時間保持し、溶体化処
理と時効処理を連続して行った試料の引張試験、衝撃試
験も実施した。これらの試験結果を表６に示す。Among the examples of Table 1 which are the high strength and high corrosion resistant steels of the present invention, the No. Use 1, 5, 9 and 1
80mm diameter by heating to 190 ℃ and press forging
Forged into a round bar to prepare a test material. Each of these test materials was subjected to solution treatment with a holding time of 2 hours while changing the solution treatment temperature, followed by aging treatment at 570 ° C. for 3 hours, and then a tensile test and an impact test. Solution heat treatment temperature is 980 ° C, 1000 ° C, 1020
° C, 1040 ° C, 1060 ° C, 1080 ° C, 1100 ° C
And After solution treatment at 1040 ° C. for 2 hours,
The temperature was lowered to 570 ° C., the temperature was maintained for 3 hours, and a tensile test and an impact test were also performed on a sample subjected to solution treatment and aging treatment in succession. The results of these tests are shown in Table 6.

【００４８】表６によれば、溶体化処理温度が１０００
℃未満になると引張強さおよび０．０２％耐力が低下す
る。一方、溶体化処理温度が１０８０℃を超えると伸
び、絞りおよび衝撃値が低下する。また、溶体化処理と
時効処理を連続して行うことにより、更に高い衝撃値が
得られることもわかる。According to Table 6, the solution treatment temperature is 1000
When the temperature is lower than 0 ° C, the tensile strength and the 0.02% proof stress decrease. On the other hand, when the solution heat treatment temperature exceeds 1080 ° C., the elongation and the reduction of the squeeze and impact value decrease. It can also be seen that a higher impact value can be obtained by continuously performing the solution treatment and the aging treatment.

【００４９】従って、本実施例によれば、本発明の高強
度・高耐食鋼の熱処理工程において、溶体化処理温度を
１０００℃以上、１０８０℃以下に制御することによ
り、高い引張強度、靭性および延性を同時に得ることが
でき、地熱タービン翼材料として好適なものが得られる
ことが確認できた。また、溶体化処理と時効処理を連続
して行うことにより、更に高い靭性を得ることができ、
地熱タービン翼材料としてより好適なものが得られるこ
とも確認できた。Therefore, according to the present embodiment, in the heat treatment process of the high strength / high corrosion resistant steel of the present invention, by controlling the solution treatment temperature to 1000 ° C. or higher and 1080 ° C. or lower, high tensile strength, toughness and It was confirmed that the ductility can be obtained at the same time, and that a suitable material for the geothermal turbine blade can be obtained. Further, by performing solution treatment and aging treatment continuously, it is possible to obtain higher toughness,
It was also confirmed that a more suitable material for the geothermal turbine blade could be obtained.

【００５０】＜実施例４＞実施例４では特に植込部表面
に圧縮残留応力を付与することの影響について述べる。<Embodiment 4> In Embodiment 4, the effect of applying compressive residual stress to the surface of the implanting part will be described.

【００５１】本発明の実施例である供試材Ｎｏ．１、
５、９と現用の翼材料である供試材Ｎｏ．１３、１４、
１５について、地熱タービンを模擬した加速環境中で応
力腐食割れ試験を実施した。応力腐食割れ試験は、Ｈ_２
Ｓで飽和させた、常温の１％ＮａＣｌ溶液中で、図３に
示す４点曲げ試験により実施した。すなわち供試材より
切り出した平板試験片９に対し、試験片支え１０により
支持しつつ応力を負荷し、これを上記環境中に設置した
後、１０００、２０００、４０００、８０００、１２０
００、１６０００、２００００、２８０００、３６００
０時間後に環境中から取り出して応力腐食割れの有無を
観察した。図３中、符号１１は固定治具である。なお、
平板試験片は無処理のもの（比較例）、ショットピーニ
ングにより表面に圧縮残留応力を付与したもの（実施
例）、レーザーピーニングにより表面に圧縮残留応力を
付与したもの（実施例）を用い、応力は１．０σｙ
（０．０２％耐力の１．０倍）、０．８σｙ（０．０２
％耐力の０．８倍）、０．６σｙ（０．０２％耐力の
０．６倍）の３水準とした。その結果を表７に示す。Specimen No. 1 which is an example of the present invention. 1,
5 and 9 and the test material No. 13, 14,
For No. 15, a stress corrosion cracking test was conducted in an accelerated environment simulating a geothermal turbine. The stress corrosion cracking test is H ₂
It was carried out by a 4-point bending test shown in FIG. 3 in a 1% NaCl solution saturated with S at room temperature. That is, stress is applied to the flat plate test piece 9 cut out from the test material while being supported by the test piece support 10, and the stress is applied in the above environment.
00, 16000, 20000, 28000, 3600
After 0 hours, it was taken out from the environment and observed for the presence of stress corrosion cracking. In FIG. 3, reference numeral 11 is a fixing jig. In addition,
The flat plate test piece was untreated (comparative example), one having a compressive residual stress applied to its surface by shot peening (example), and one having a compressive residual stress applied to its surface by laser peening (example) were used. Is 1.0σy
(1.0 times the 0.02% proof stress), 0.8σy (0.02
% Yield strength 0.8 times) and 0.6σy (0.02% yield strength 0.6 times). The results are shown in Table 7.

【００５２】本発明の実施例である供試材Ｎｏ．１、
５、９において、無処理材ではすべての供試材に３６０
００時間以内で応力腐食割れが発生している。しかし、
ショットピーニング材およびレーザーピーニング材で
は、負荷応力１．０σｙにおいて、３６０００時間以内
で応力腐食割れが発生するものの、０．８σｙおよび
０．６σｙでは３６０００時間で応力腐食割れの発生が
認められていない。すなわち、ショットピーニング法や
レーザーピーニング法にて材料表面に圧縮残留応力を付
与することにより、応力腐食割れの発生を更に有効に防
止できることが明らかである。Specimen No. 1 which is an example of the present invention. 1,
In Nos. 5 and 9, the untreated material was 360 for all test materials.
Stress corrosion cracking occurred within 00 hours. But,
In the shot peening material and the laser peening material, stress corrosion cracking occurs within 36000 hours at a load stress of 1.0σy, but no stress corrosion cracking occurs at 36000 hours at 0.8σy and 0.6σy. That is, it is clear that the generation of stress corrosion cracking can be more effectively prevented by applying compressive residual stress to the material surface by the shot peening method or the laser peening method.

【００５３】なお、現用の翼材料である供試材Ｎｏ．１
３、１４、１５においても、材料表面に圧縮残留応力を
付与することにより応力腐食割れの発生を遅らせること
はできるが、０．８σｙおよび０．６σｙといった低い
負荷応力ではその効果は顕著でない。これは供試材Ｎ
ｏ．１３、１４、１５の耐食性が劣るため、圧縮残留応
力を付与した材料表面が、応力腐食割れ試験中に腐食に
よって失われ、応力腐食割れを抑制する効果が消失する
ためと考えられる。In addition, the test material No. 1
In Nos. 3, 14, and 15 as well, it is possible to delay the occurrence of stress corrosion cracking by applying compressive residual stress to the material surface, but the effect is not remarkable at low load stress of 0.8σy and 0.6σy. This is the test material N
o. It is considered that since the corrosion resistance of Nos. 13, 14, and 15 is poor, the material surface to which the compressive residual stress is applied is lost by corrosion during the stress corrosion cracking test, and the effect of suppressing the stress corrosion cracking disappears.

【００５４】[0054]

【表１】 [Table 1]

【表２】 [Table 2]

【表３】 [Table 3]

【表４】 [Table 4]

【表５】 [Table 5]

【表６】 [Table 6]

【表７】 [Table 7]

【００５５】[0055]

【発明の効果】上記実施例にて明らかなように、本発明
によれば、地熱タービン翼材料として好適な強度、靭
性、耐食性に優れた高強度・高耐食鋼とその製造方法、
及び地熱タービン翼を提供できる。この高強度・高耐食
鋼は高効率化された地熱タービンの長翼として長時間に
わたり高い信頼性を発揮し、地熱タービンの性能、信頼
性の向上に貢献できるなど、産業上有益な効果がもたら
される。As is apparent from the above embodiments, according to the present invention, high strength / high corrosion resistance steel excellent in strength, toughness and corrosion resistance suitable as a geothermal turbine blade material, and a method for producing the same,
And a geothermal turbine blade can be provided. This high-strength, high-corrosion resistant steel exerts high reliability as a long blade of a highly efficient geothermal turbine for a long time, and contributes to the improvement of the performance and reliability of the geothermal turbine. Be done.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】タービン翼とロータホイールの結合構造を示す
図。FIG. 1 is a diagram showing a coupling structure of a turbine blade and a rotor wheel.

【図２】翼とロータホイールの結合構造を示す拡大図。FIG. 2 is an enlarged view showing a connecting structure of a blade and a rotor wheel.

【図３】応力腐食割れ試験の概要を示す図。FIG. 3 is a diagram showing an outline of a stress corrosion cracking test.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ タービン翼 ２ ロータホイール ３、６、６Ａ 植込部 ４ ピン保持部 ５ ピン ７ クリスマス型植込部Ｒ部 ８ ロータとの接触部 ９ 試験片 １０ 試験片支え １１ 固定治具 1 turbine blade 2 rotor wheels 3,6,6A Implantation part 4-pin holding part 5 pin 7 Christmas type implantation department R department 8 Contact part with rotor 9 test pieces 10 Test piece support 11 Fixing jig

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２１Ｄ 9/00 Ｃ２１Ｄ 9/00 Ｎ Ｃ２２Ｃ 38/48 Ｃ２２Ｃ 38/48 38/50 38/50 Ｆ０１Ｄ 5/28 Ｆ０１Ｄ 5/28 Ｆ０３Ｇ 4/00 ５５１ Ｆ０３Ｇ 4/00 ５５１ (72)発明者 石 井 龍 一 神奈川県横浜市鶴見区末広町２丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 Ｆターム(参考） 3G002 EA06 4E087 AA01 BA02 CA01 CB01 CB04 DA02 HA45 4K032 AA04 AA13 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA24 AA31 AA35 BA02 CA02 CC01 CF01 4K042 AA25 BA01 BA02 BA07 CA05 CA07 CA08 CA09 CA11 CA12 CA16 DA01 DA02 DA05 DC02Continuation of front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification code FI theme code (reference) C21D 9/00 C21D 9/00 N C22C 38/48 C22C 38/48 38/50 38/50 F01D 5/28 F01D 5 / 28 F03G 4/00 551 F03G 4/00 551 (72) Inventor Ryuichi Ishii 2-4, Suehirocho, Tsurumi-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Toshiba Keihin Office F-term (reference) 3G002 EA06 4E087 AA01 BA02 CA01 CB01 CB04 DA02 HA45 4K032 AA04 AA13 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA24 AA31 AA35 BA02 CA02 CC01 CF01 4K042 AA25 BA01 BA02 BA07 CA05 CA07 CA08 CA09 CA11 CA12 CA16 DA01 DA02 DA05 DC02

Claims (8)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｃｒ：１
３．５〜１６．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：
０．４０〜０．９０％、Ｃｕ：０．３〜１．５％、Ｎ
ｂ：０．２〜１．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、高強度・高耐食鋼。1. In mass%, C: 0.10% or less, Cr: 1
3.5-16.0%, Ni: 5.0-8.0%, Mo:
0.40 to 0.90%, Cu: 0.3 to 1.5%, N
b: High strength / high corrosion resistance steel, characterized by containing 0.2 to 1.0% and the balance being Fe and inevitable impurities. 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｃｒ：１
３．５〜１６．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：
０．４０〜０．９０％、Ｃｕ：０．３〜１．５％、Ｔ
ｉ：０．２〜１．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、高強度・高耐食鋼。2. In mass%, C: 0.10% or less, Cr: 1
3.5-16.0%, Ni: 5.0-8.0%, Mo:
0.40 to 0.90%, Cu: 0.3 to 1.5%, T
i: High strength / high corrosion resistance steel containing 0.2 to 1.0% and the balance being Fe and inevitable impurities. 【請求項３】質量％でＮ：０．０５％以下に制限したこ
とを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度・高
耐食鋼。3. The high-strength, high-corrosion resistant steel according to claim 1 or 2, wherein N: 0.05% or less by mass% is limited. 【請求項４】請求項１から３のいずれかに記載の高強度
・高耐食鋼を製造する際の鍛造工程において、鍛造素材
の温度を１１７０℃以下に制御することによって、結晶
粒を微細化させることを特徴とする、高強度・高耐食鋼
の製造方法。4. In the forging step in producing the high strength and high corrosion resistant steel according to claim 1, the temperature of the forging material is controlled to be 1170 ° C. or lower to refine the crystal grains. A method for producing high-strength, high-corrosion resistant steel, characterized by: 【請求項５】請求項１から３のいずれかに記載の高強度
・高耐食鋼を製造する際の熱処理工程において、素材の
溶体化処理温度を１０００〜１０８０℃とすることを特
徴とする、高強度・高耐食鋼の製造方法。5. A solution heat treatment temperature of a raw material is set to 1000 to 1080 ° C. in a heat treatment step in producing the high strength and high corrosion resistant steel according to claim 1. High strength and high corrosion resistant steel manufacturing method. 【請求項６】素材を溶体化処理温度で保持後、温度を時
効処理温度まで低下させて保持し、溶体化処理と時効処
理を連続して行うことを特徴とする、請求項５に記載の
高強度・高耐食鋼の製造方法。6. The method according to claim 5, wherein after the material is held at the solution heat treatment temperature, the temperature is lowered to the aging treatment temperature and held, and the solution heat treatment and the aging treatment are continuously performed. High strength and high corrosion resistant steel manufacturing method. 【請求項７】請求項１から３のいずれかに記載の高強度
・高耐食鋼によって構成されてなることを特徴とする、
地熱タービン翼。7. A high-strength, high-corrosion-resistant steel according to any one of claims 1 to 3,
Geothermal turbine blade. 【請求項８】タービン動翼の少なくとも植込部表面に圧
縮残留応力が付与されたものであることを特徴とする、
請求項７に記載の地熱タービン翼。8. A turbine moving blade is provided with a compressive residual stress on at least a surface of an implanted portion,
The geothermal turbine blade according to claim 7.