JP6815979B2 - ノズル、および、その製造方法 - Google Patents

Description

本発明の実施形態は、ノズル、および、その製造方法に関する。

蒸気タービンにおいて、ノズルは、ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪との間に複数のノズル板（静翼）が配置されており、静翼翼列を構成する。ノズルにおいて、ノズル板は、ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪とに固定されている。

ノズル板の固定は、ノズル板について外輪側と内輪側との少なくとも一方を溶接で接合することで行われる。この他に、ダイアフラム外輪に形成された溝などの嵌合部にノズル板の外輪側を嵌合すると共に、ダイアフラム内輪に形成された溝などの嵌合部にノズル板の内輪側を嵌合することによって、ノズル板の固定が行われる。

特許第４０４０９２２号 特許第３１０６１３０号 特開２０１０−２４２２２１号公報 特開平５−１２５４７１号公報 特開２００７−０９２１２２号公報

通常、ダイアフラム外輪およびダイアフラム内輪は、鍛造で成形されたリング素材、または、曲げられた板などの素材について切削加工を行うことで作製される。また、蒸気タービンの低温部に設置されるノズルを構成するダイアフラム外輪およびダイアフラム内輪に関しては、鋳造で形成した素材について切削加工を行うことで作製される。

近年、蒸気タービンにおいては、入口に作動媒体として導入される蒸気の温度（入口温度）が高温化されている。このため、入口温度の高温化に対応するために、高温特性に優れたノズルが求められている。具体的には、高温下においてクリープ強度が高く変形が生じにくいノズルが要求されている。

したがって、本発明が解決しようとする課題は、高温特性に優れたノズル、および、その製造方法を提供することである。

実施形態のノズルは、ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪との間にノズル板が配置されており、蒸気タービンに用いられる。ダイアフラム外輪およびダイアフラム内輪は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１５、Ｓｉ：０．６０以下、Ｍｎ：０．４０〜０．６０、Ｎｉ：０．６０以下、Ｃｒ：９．０〜１０．５、Ｍｏ：０．８０〜１．１０、Ｖ：０．１５〜０．２５、Ｗ：０．８０〜１．１０、Ｎｂ：０．０５〜０．１０を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳鋼で形成されている。

図１は、実施形態に係る蒸気タービンの要部を示す図である。 図２は、実施形態の変形例において、ノズル板２５の表面部分を模式的に示す断面図である。

最初に、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）に関して説明する。鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）は、各成分が以下に示す範囲である。詳細については後述するが、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）は、蒸気タービンに用いられるノズルにおいて、ダイアフラム外輪およびダイアフラム内輪を形成する際に用いられる。

鋳鋼（Ｍ１）の組成は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１５、Ｓｉ：０．６０以下、Ｍｎ：０．４０〜０．６０、Ｎｉ：０．６０以下、Ｃｒ：９．０〜１０．５、Ｍｏ：０．８０〜１．１０、Ｖ：０．１５〜０．２５、Ｗ：０．８０〜１．１０、Ｎｂ：０．０５〜０．１０を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

鋳鋼（Ｍ２）の組成は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１５、Ｓｉ：０．３０以下、Ｍｎ：０．４０〜０．６０、Ｎｉ：０．３０以下、Ｃｒ：９．０〜１０．５、Ｍｏ：０．５０〜０．８０、Ｖ：０．１５〜０．２５、Ｗ：１．６０〜１．９０、Ｎｂ：０．０１５〜０．０２５、Ｃｏ：１．０〜３．０、Ｂ：０．００５〜０．００９を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

上記において、「Ｃ：０．１０〜０．１５」等は、Ｃ元素の含有率が０．１０質量％以上、０．１５質量％以下であること等を示している。また、「Ｓｉ：０．６０以下」等は、Ｓｉ元素の含有率が０．６０質量％以下であること等を示しており、Ｓｉ元素の含有率がゼロである場合を含む（以下同様）。

実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において各成分が含有する割合（含有率）を上記範囲に設定した理由に関して説明する。

（１）Ｃ（炭素）［（Ｍ１）…０．１０〜０．１５、（Ｍ２）…０．１０〜０．１５］
Ｃは、焼入れ性、および、鋳造時の湯流れ性を確保するために必要な成分であるとともに、析出強化に寄与する炭化物を構成する構成元素として不可欠な成分である。鋳鋼（Ｍ１）,（Ｍ２）において、Ｃの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が小さくなる。Ｃの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、炭化物の凝集が促進されるとともに、鋳造時の偏析傾向が高まるために、補修を含めた溶接性が低下する。このため、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｃの含有率が上記範囲に設定されている。

（２）Ｓｉ（ケイ素）［（Ｍ１）…０．６０以下、（Ｍ２）…０．３０以下］
Ｓｉは、脱酸剤として有用であるとともに、溶湯の湯流れ性を改善する成分である。鋳鋼（Ｍ１）において、Ｓｉの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性の低下および脆化が著しく促進される。また、鋳鋼（Ｍ２）においては、フェライト形成元素を多く含有するため、Ｓｉの含有率を上記範囲の上限値以下にすることで、組織の安定化を実現することができる。このため、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｓｉの含有率が上記範囲に設定されている。

（３）Ｍｎ（マンガン）［（Ｍ１）…０．４０〜０．６０、（Ｍ２）…０．４０〜０．６０］
Ｍｎは、脱硫剤として有用な成分である。鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｍｎの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、非金属介在物の生成量が増加して、靱性の低下、および、クリープ破断強度の低下が生ずる場合がある。また、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）においては、Ｍｎの含有率を上記範囲の下限値以上にすることで、組織の安定化を実現することができる。このため、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｍｎの含有率が上記範囲に設定されている。

（４）Ｎｉ（ニッケル）［（Ｍ１）…０．６０以下、（Ｍ２）…０．３０以下］
Ｎｉは、焼入れ性および靭性を向上させる成分であるとともに、フェライトの生成を抑制する効果を有する成分である。鋳鋼（Ｍ１）において、Ｎｉの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、クリープ強度の低下が生ずる場合がある。鋳鋼（Ｍ２）においては、Ｃｏ（コバルト）成分を含んでいるので、Ｎｉの含有率を上記範囲の下限値以上にすることで、クリープ強度の低下を抑制し、組織の安定化および優れた高温特性を実現することができる。このため、鋳鋼（Ｍ１）、（Ｍ２）では、Ｎｉの含有率が上記範囲に設定されている。

（５）Ｃｒ（クロム）［（Ｍ１）…９．０〜１０．５、（Ｍ２）…９．０〜１０．５］
Ｃｒは、耐酸化性および耐食性の向上に有効な成分であるとともに、析出強化に寄与する炭窒化物の構成元素として不可欠な成分である。鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｃｒの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、調質熱処理の実施においてＣｒを構成元素として析出する析出物（炭窒化物）が少なくなるため、高温安定性が十分に確保できない場合がある。Ｃｒの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、フェライトが形成されると共に、炭窒化物の凝集および粗大化が加速される。このため、鋳鋼（Ｍ１）、（Ｍ２）では、Ｃｒの含有率が上記範囲に設定されている。

（６）Ｍｏ（モリブデン）［（Ｍ１）…０．８０〜１．１０、（Ｍ２）…０．５０〜０．８０］
Ｍｏは、固溶強化に寄与する成分であると共に、炭窒化物の構成元素であって析出強化に寄与する成分である。Ｍｏは、高温環境において長時間の加熱処理が行われるときに析出される析出物の構成元素である。鋳鋼（Ｍ１）において、Ｍｏの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、固溶強化に寄与するＭｏの量を長時間にわたって高く維持することが困難になる。Ｍｏの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性が低下すると共に、フェライトの生成が促進される。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１）では、Ｍｏの含有率を上記範囲にした。なお、実施形態の鋳鋼（Ｍ２）は、Ｗ（タングステン）成分の含有割合が大きいので、高温特性を維持すると共にフェライトの生成を抑制するために、鋳鋼（Ｍ１）の場合よりも、Ｍｏの含有割合が小さい。

（７）Ｖ（バナジウム）［（Ｍ１）…０．１５〜０．２５、（Ｍ２）…０．１５〜０．２５］
Ｖは、固溶強化に寄与する成分であると共に、微細な炭窒化物の形成に寄与する成分である。鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）において、Ｖの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が十分でない。Ｖの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性の低下が生ずる。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）では、Ｖの含有率を上記範囲にした。

（８）Ｗ（タングステン）［（Ｍ１）…０．８０〜１．１０、（Ｍ２）…１．６０〜１．９０］
Ｗは、固溶強化に寄与する成分であると共に、炭窒化物の構成元素であって析出強化に寄与する成分である。Ｗは、特にＭｏと共に複合的に添加された場合には、析出物の高温安定性を著しく高めることができる。Ｗは、高温環境において長時間の加熱処理が行われるときに、析出物の構成元素になる。鋳鋼（Ｍ１）において、Ｗの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、固溶強化に寄与するＷの量を長時間にわたって高く維持することが困難になる。Ｗの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、靭性が低下すると共に、フェライトの生成が促進される。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１）では、Ｗの含有率を上記範囲にした。なお、鋳鋼（Ｍ２）においては、鋳鋼（Ｍ１）の場合よりもＷの含有割合が大きいので、さらに良好な高温特性を実現することが可能である。このため、鋳鋼（Ｍ２）においては、フェライトの生成を抑制するために、上述したように、Ｍｏの含有割合が鋳鋼（Ｍ１）の場合よりも小さくなっている。

（９）Ｎｂ（ニオブ）［（Ｍ１）…０．０５〜０．１０、（Ｍ２）…０．０１５〜０．０２５］
Ｎｂは、固溶強化に寄与する成分であると共に、微細な炭窒化物の形成に寄与する。鋳鋼（Ｍ１）において、Ｎｂの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が十分でない。Ｎｂの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が増加する。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ１）では、Ｎｂの含有率を上記範囲にしている。なお、鋳鋼（Ｍ２）は、Ｂ元素を含んでおり、組織安定性を向上させるために、鋳鋼（Ｍ１）の場合よりもＮｂ成分の含有割合が小さい。

（１０）Ｃｏ（コバルト）［（Ｍ１）…０、（Ｍ２）…１．０〜３．０］
Ｃｏは、フェライトの生成を抑制する効果に寄与する成分である。実施形態の鋳鋼（Ｍ２）において、Ｃｏの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、上述した作用および効果が十分でない。Ｃｏの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、金属間化合物の析出が促進され、クリープ強度が低下する。このため、実施形態の鋳鋼（Ｍ２）では、Ｃｏの含有率を上記範囲にした。

（１１）Ｂ（ホウ素）［（Ｍ１）…０、（Ｍ２）…０．００５〜０．００９］
Ｂは、粒界近傍の変形抵抗を高め、高温クリープ強度の向上に寄与する成分である。鋳鋼（Ｍ２）において、Ｂの含有率が上記範囲の下限値未満である場合、高温クリープ強度の向上が十分でない。Ｂの含有率が上記範囲の上限値を超える場合、溶接の際に割れが生ずる場合がある。このため、鋳鋼（Ｍ２）では、Ｂの含有率を上記範囲にした。

以下より、本実施形態において、上記した鋳鋼（Ｍ１）、または、鋳鋼（Ｍ２）を用いて形成されるノズルを備えた蒸気タービンに関して、図１を用いて説明する。図１では、鉛直面（ｙｚ面）に沿った断面を示している。

図１に示すように、蒸気タービン１は、回転機械であって、蒸気が作動流体として供給されることによって、タービンロータ２２が回転するように構成されている。ここでは、蒸気タービン１は、軸流タービンであって、タービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿った水平方向ｙを流れ方向として蒸気が流れる。蒸気タービン１は、多段式であって、動翼２１とノズル板２５とで構成されたタービン段落が回転軸ＡＸに沿った軸方向に複数段並んでおり、蒸気が複数のタービン段落のそれぞれにおいて仕事を行う。これにより、蒸気タービン１においてタービンロータ２２が回転する。以下より、蒸気タービン１を構成する各部の詳細について説明する。

ケーシング２０は、内部にタービンロータ２２を収容している。タービンロータ２２は、一端が発電機（図示省略）に連結されており、タービンロータ２２の回転によって、発電機（図示省略）が駆動して発電が行われる。タービンロータ２２には、ロータディスク２２１が外周面に複数設けられている。タービンロータ２２に設けられたロータディスク２２１の外周面には、動翼２１が設置されている。動翼２１は、タービンロータ２２の外周面を囲うように、複数がタービンロータ２２の周方向Ｒ（回転方向）において間を隔てて配置されており、動翼翼列を構成している。動翼翼列は、複数段であって、複数段の動翼翼列のそれぞれは、タービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿って並んでいる。

ケーシング２０の内部には、ノズル１０が設置されている。ノズル１０は、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４とノズル板２５とによって構成されている。ノズル１０において、ダイアフラム外輪２３は、リング形状であって、ケーシング２０の内周面に設置されている。ダイアフラム外輪２３は、上半部と下半部とを組合せて構成されている。ダイアフラム内輪２４は、ダイアフラム外輪２３と同様にリング形状であって、ダイアフラム外輪２３の内側にダイアフラム外輪２３から間を隔てて設置されている。ダイアフラム内輪２４は、ダイアフラム外輪２３と同様に、上半部と下半部とを組合せて構成されている。ノズル板２５は、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４との間に複数が設置されている。

ここでは、複数のノズル板２５は、タービンロータ２２の外周面を囲うように周方向Ｒに間を隔てて配置されており、静翼翼列を構成している。静翼翼列は、動翼翼列と同様に、複数段であって、複数段の静翼翼列がタービンロータ２２の回転軸ＡＸに沿って並ぶように設けられている。

蒸気タービン１においては、蒸気入口管２８がケーシング２０の入口を貫通しており、その蒸気入口管２８を介して、蒸気がケーシング２０の内部に作動流体として導入される。

本実施形態のノズル１０において、ダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４は、上記の鋳鋼（Ｍ１）、または、鋳鋼（Ｍ２）で形成されている。

以下より、実施形態において、上記した鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）を用いて、上記のノズル１０を製造する方法について説明する。

上記のノズル１０を製造する際には、まず、遠心鋳造もしくは普通鋳造（砂型鋳造）によって鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）をリング形状に形成する（第１工程）。ここでは、金型もしくは砂型に溶湯を流し込むことによって、鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）の形成を行う。これにより、鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）は、最終形状よりも余肉が付与された状態で形成される。そして、鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）について調質熱処理を行う。本実施形態では、調質熱処理として、焼鈍、焼ならし、焼入れ（冷却）、および、焼戻しを順次行う。

つぎに、そのリング形状の鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）からダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４を形成する（第２工程）。ここでは、リング形状の鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）について機械加工（切削加工などの仕上げ加工）を行うことによって、ダイアフラム外輪２３を最終形状に形成すると共に、ダイアフラム内輪２４を最終形状に形成する。

つぎに、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４との間にノズル板２５を配置する（第３工程）。ここでは、ノズル板２５を溶接でダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４とのそれぞれに接合する。上記の他に、ダイアフラム外輪２３に形成された溝などの嵌合部（図示省略）にノズル板２５の外輪側を挿入して嵌合すると共に、ダイアフラム内輪２４に形成された溝などの嵌合部（図示省略）にノズル板２５の内輪側を挿入して嵌合することによって、ノズル板２５の固定を行うように構成してもよい。

上記のように各工程を順次実施することによってノズル１０を完成させる。

本実施形態において、鋳鋼（Ｍ１）を用いてノズル１０を形成した場合には、定常時の蒸気温度が５８０〜６１０℃である高温環境下であっても、ノズル１０は、長期間に渡って十分な強度を有する。また、鋳鋼（Ｍ２）を用いてノズル１０を形成した場合には、定常時の蒸気温度が６１０〜６３０℃である高温環境下であっても、ノズル１０は、長期間に渡って十分な強度を有する。このため、本実施形態では、蒸気タービン１において安定的な運用を実現可能である。

本実施形態では、遠心鋳造もしくは普通鋳造によって鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）をリング形状に形成した後に、そのリング形状の鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）からダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４を形成する。このため、本実施形態では、ダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４の作製において、曲げ加工が不要であって、切削加工に要する時間を短くすることができる。その結果、本実施形態では、ノズル１０の製作時間を短縮可能である。具体的には、鍛造によってダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４の製造を行う場合には、素材の形成から成形までに、２から３月の時間を要する。これに対して、本実施形態の場合には、１日の時間でダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４の製造を行うことができる。更に、本実施形態では、ダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４のそれぞれについて、外周面、側面、嵌合部などを一体的にリング形状の鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）から加工可能であるため、寸法精度の向上を実現することができる。これに伴って、ダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４のそれぞれにノズル板２５を取り付けてノズル１０を組み立てるときの組立精度を向上可能であると共に、ノズル１０をケーシング２０に組み立てるときの組立精度を向上可能である。

図２は、実施形態の変形例において、ノズル板２５の表面部分を模式的に示す断面図である。

図２に示すように、ノズル板２５の表面に浸食防止層７０を形成してもよい。浸食防止層７０の形成は、ダイアフラム外輪２３とダイアフラム内輪２４との間に配置されたノズル板２５にコーティング材料を溶射することによって行われる（第４工程）。コーティング材料は、８０質量部のＣｒＣ（Ｃｒ_３Ｃ_２）と２０質量部のＮｉＣｒとを含むことが好ましい。ＣｒＣとＮｉＣｒとが上記割合である場合、基材（ノズル板２５）との密着性が高く、運転中の飛来物による剥離を抑制できる点で好ましい。

上記の浸食防止層７０の形成は、高速フレーム溶射法（ＨＶＯＦ；Ｈｉｇｈ Ｖｅｌｏｃｉｔｙ Ｏｘｙ−Ｆｕｅｌ）などの溶射法で上記材料の粉体を溶射することで実行される。この場合、溶射直後の浸食防止層７０は、ビッカース硬度が８００程度である。しかし、蒸気タービン１の運転において浸食防止層７０が加熱された後には、浸食防止層７０中のＣｒ_３Ｃ_２がＣｒ_７Ｃ_３に変態するので、浸食防止層７０は、ビッカース硬度が増加する。具体的には、５８０℃、６１０℃、および、６４０℃の各温度条件にいて、６０時間、浸食防止層７０を加熱した場合には、ビッカース硬度が１０００程度に増加し、その状態を維持した。このため、本実施形態では、蒸気タービン１の運転において固体粒子がノズル板２５に衝突して浸食が発生することを、浸食防止層７０が効果的に抑制可能である。

浸食防止層７０は、ノズル板２５において後縁側に位置する部分の表面を被覆するように形成される。浸食防止層７０は、ノズル板２５の表面の一部を被覆するように形成されていてもよく、ノズル板２５の表面の全体を被覆するように形成されていてもよい。

また、必要であれば、ノズル板２５の表面以外にダイアフラム外輪２３およびダイアフラム内輪２４の表面にコーティング材料を溶射することによって、浸食防止層７０を形成してもよい。

その他、鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）でノズル板２５を形成してもよい。

以下より、上記した鋳鋼（Ｍ１）または鋳鋼（Ｍ２）に関する実施例および比較例について、表１および表２を用いて説明する。

表１および表２において、Ｐ１〜Ｐ５は、実施例であり、Ｃ１〜Ｃ４は、比較例である。ここでは、鋳鋼（Ｍ１）に関しては、実施例がＰ１〜Ｐ３であって、比較例がＣ１，Ｃ２である。鋳鋼（Ｍ２）に関しては、実施例がＰ４，Ｐ５であって、比較例がＣ３，Ｃ４である。

［Ａ］鋳鋼の作製
各例の鋳鋼（供試鋳鋼）について、各成分が表１に示した値になるように作製した。

ここでは、まず、各例の鋳鋼を構成する各成分の材料を、表１に示す割合で混合し、溶融させることで、溶湯を形成した。つぎに、その溶湯を用いて遠心鋳造もしくは普通鋳造（砂型鋳造）を行うことよって、各例の鋳鋼をリング形状に形成した。

そして、その鋳鋼について調質熱処理を行った。ここでは、調質熱処理として、焼鈍、焼ならし、焼入れ（冷却）、および、焼戻しを順次行った。調質熱処理については、下記に示す条件で実行した。各例の鋳鋼は、調質熱処理後における常温での引張強さが７００ＭＰａ程度になるように作製された。

（焼鈍）
・温度…１１００℃
・時間…３時間

（焼ならし）
・温度…１０７０℃
・時間…３時間

（焼入れ（冷却））
・衡風冷却

（焼戻し）
・温度…７００℃
・時間…３時間

［Ｂ］試験内容
表２に示すように、各例の鋳鋼に関して各種試験を行った。

ここでは、各例の鋳鋼に関して、引張強さ（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）、および、１０万時間クリープ破断強度（ＪＩＳ Ｚ ２２７１）を求めた。引張強さは、ＪＩＳ４号試験片を用いて６００℃で引張試験を行うことで求めた。１０万時間クリープ破断強度は、クリープ破断試験を行った結果から算出した。クリープ破断試験は、表２に示す各温度条件で実行した。

この他に、表２に示すように、各例の鋳鋼に関して、「溶接施工」の試験を行った。「溶接施工」の試験は、以下の手順で行った。鋳鋼を板厚が１０ミリである平板に加工した。そして、その平板を２５０℃に予熱した後、ＡｒガスとＣＯ_２ガスとが混合されたガスシールド環境で、９％Ｃｒ溶接棒を用いて平板に溶接ビードを施工した。そして、その平板のうち溶接部の近傍について割れの発生有無を確認した。表２では、溶接時に溶接部に割れが発生しない場合を「○」で示し、溶接時に溶接部に割れが発生した場合を「×」で示している。

［Ｃ］試験結果
［Ｃ−１］鋳鋼（Ｍ１）について
Ｐ１〜Ｐ３とＣ１，Ｃ２との間で試験結果を比較すると、「引張強さ」は、Ｐ１〜Ｐ３の場合の方がＣ１，Ｃ２の場合よりも高い。

「１０万時間クリープ破断強度」は、Ｐ１〜Ｐ３の場合の方がＣ１，Ｃ２の場合よりも高い。Ｃ２は、実際の蒸気タービンにおいて最高温度が６００℃になるノズルに用いられ、十分な「１０万時間クリープ破断強度」を有することが確認されている。Ｃ２は、６００℃における「１０万時間クリープ破断強度」が７５ＭＰａである。Ｐ１〜Ｐ３において、「１０万時間クリープ破断強度」は、６１０℃以下で７５ＭＰａ以上である。このため、Ｐ１〜Ｐ３は、６１０℃の蒸気環境下であっても、長期間に渡って十分な強度を備えることができる。

「溶接施工」の試験において、Ｐ１〜Ｐ３は、溶接部に割れが生じていないが、Ｃ１は、溶接部に割れが発生した。

Ｐ１〜Ｐ３を構成する各成分の含有割合は、Ｃ１，Ｃ２の場合と異なり、上記した鋳鋼（Ｍ１）を構成する各成分の含有割合の範囲内である。このため、鋳鋼（Ｍ１）に相当するＰ１〜Ｐ３は、上記のように、優れた機械的特性を備える。

［Ｃ−２］鋳鋼（Ｍ２）について
Ｐ４，Ｐ５と、Ｃ３，Ｃ４との間で試験結果を比較すると、「引張強さ」は、Ｐ４，Ｐ５と、Ｃ３，Ｃ４との間で同等である。

「１０万時間クリープ破断強度」は、６００℃ではＰ４，Ｐ５とＣ３との間は同等であるが、６３０℃ではＰ４，Ｐ５の方がＣ３よりも高い。Ｐ４，Ｐ５において、「１０万時間クリープ破断強度」は、６３０℃以下で７５ＭＰａ以上である。このため、Ｐ４，Ｐ５は、６３０℃の蒸気環境下であっても、長期間に渡って十分な強度を備えることができる。

「溶接施工」において、Ｐ４，Ｐ５は、溶接部に割れが生じていないが、Ｃ３は、溶接部に割れが発生した。

Ｐ４，Ｐ５を構成する各成分の含有割合は、Ｃ３，Ｃ４の場合と異なり、上記した鋳鋼（Ｍ２）を構成する各成分の含有割合の範囲内である。このため、鋳鋼（Ｍ２）に相当するＰ４，Ｐ５は、上記のように、優れた機械的特性を備える。

上記の結果から、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）は、高温環境において優れた機械的特性を備えることが判る。つまり、鋳鋼（Ｍ１），（Ｍ２）は、高温環境において、「引張強さ」および「１０万時間クリープ破断強度」が十分に高く、かつ、「溶接施工」において溶接部に割れが生じないことが判る。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

１…蒸気タービン、１０…ノズル、２０…ケーシング、２１…動翼、２２…タービンロータ、２２１…ロータディスク、２３…ダイアフラム外輪、２４…ダイアフラム内輪、２５…ノズル板（静翼）、２８…蒸気入口管、７０…浸食防止層、ＡＸ…回転軸

Claims (4)

1. ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪との間にノズル板が配置されており、蒸気タービンに用いられるノズルであって、
   前記ダイアフラム外輪および前記ダイアフラム内輪は、
   質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．１５、
   Ｓｉ：０．６０以下、
   Ｍｎ：０．４０〜０．６０、
   Ｎｉ：０．６０以下、
   Ｃｒ：９．０〜１０．５、
   Ｍｏ：０．８０〜１．１０、
   Ｖ：０．１５〜０．２５、
   Ｗ：０．８０〜１．１０、
   Ｎｂ：０．０５〜０．１０
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳鋼で形成されている、
   ノズル。
2. ダイアフラム外輪とダイアフラム内輪との間にノズル板が配置されており、蒸気タービンに用いられるノズルであって、
   前記ダイアフラム外輪および前記ダイアフラム内輪は、
   質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．１５、
   Ｓｉ：０．３０以下、
   Ｍｎ：０．４０〜０．６０、
   Ｎｉ：０．３０以下、
   Ｃｒ：９．０〜１０．５、
   Ｍｏ：０．５０〜０．８０、
   Ｖ：０．１５〜０．２５、
   Ｗ：１．６０〜１．９０、
   Ｎｂ：０．０１５〜０．０２５、
   Ｃｏ：１．０〜３．０、
   Ｂ：０．００５〜０．００９
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳鋼で形成されている、
   ノズル。
3. 請求項１または２に記載のノズルの製造方法であって、
   遠心鋳造もしくは普通鋳造によって前記鋳鋼をリング形状に形成する第１工程と、
   前記鋳鋼から前記ダイアフラム外輪および前記ダイアフラム内輪を形成する第２工程と、
   前記ダイアフラム外輪と前記ダイアフラム内輪との間に前記ノズル板を配置する第３工程と
   を有する、
   ノズルの製造方法。
4. 前記ダイアフラム外輪と前記ダイアフラム内輪との間に配置された前記ノズル板にコーティング材料を溶射することによって、前記ノズル板の表面に浸食防止層を形成する第４工程
   を更に有し、
   前記コーティング材料は、８０質量部のＣｒＣと２０質量部のＮｉＣｒとを含む、
   請求項３に記載のノズルの製造方法。

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