JPH0432145B2

JPH0432145B2 -

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Publication number: JPH0432145B2
Application number: JP57190821A
Authority: JP
Priority date: 1982-11-01
Filing date: 1982-11-01
Publication date: 1992-05-28
Also published as: JPS5980757A; DE3372988D1; US4581067A; EP0109221B1; EP0109221A1

Description

【発明の詳細な説明】

〔発明の利用分野〕本発明は新規な高強度オーステナイト系鋼を用
いた蒸気タービンに係り、特に超高温高圧超々臨
界圧蒸気タービン用ケーシング及びその弁本体に
関する。〔従来の技術〕石油の枯濁、価格の高騰に対処し、発電プラン
トの蒸気の高温高圧化による熱効率向上が検討さ
れている。蒸気タービン発電プラントは、現在
538〜566℃の蒸気温度で運転されている。そのケ
ーシング材及び弁本体材に、Cr−Mo−Ｖ鋳鋼が
使用されている。しかし、この耐熱鋳鋼は、550℃以上の温度で
は粒界辷りが顕著となりクリープ強度極端に低い
欠点があり、それ以上、特に600℃以上の温度の
蒸気条件下で使用するのは困難である。〔従来の技術の問題点〕一般に、600℃以上の温度では、オーステナイ
ト系耐熱鋼として、JIS規格SUS304，316，321，
347が使用される。前者のSUS304，316の650℃、
10万時間クリープ破断強度は６Kg／mm²以下であ
り、、蒸気温度600〜650℃、圧力316〜352気圧の
条件下では7.7Kg／mm²以上の同クリープ破断強度
が要求されるので、その要求を満足させることが
できない。一方、オーステナイト系耐熱鋼の高温強度を向
上させるため一般にNb，Ti，Zr，Ｖ等の強力な
炭化物形成元素が添加される。本発明者らは、こ
れらの添加元素は炭化物より窒化物及び窒炭化物
を形成する方がより安定であるため、NbN，
TiN，ZrN，Nb（Ｃ，Ｎ），Ti（Ｃ，Ｎ），Zr，
（Ｃ，Ｎ）を形成し易く、しかもこれらの窒化物、
炭窒化物は基地に対する溶解度がほとんどないこ
と、特に直径50cm以上、また重量で５トン以上の
鋼塊を製造すると、合金元素の偏析が生じ易く鋼
塊の凝固速度が遅いことから鋼塊中に大きな角状
晶をなして粒界、粒内に分析するため、合金の強
化にあずからず、強度が低いことを見い出した。更に、小容量の鋼塊に対して、Nb，Ti，Zr，
Ｂをある程度多量に添加して強化したオーステナ
イト系耐熱鋼は、容易にその固溶温度を高くして
処理できるので、十分に高い強度が得られ満足で
きるが、後述するように大型鋼塊を製造するのが
困難である。これらを微量添加した鋼塊では、添
加した元素のほとんどが窒化物並びに窒炭化物を
形成してしまうこと、又は特に大型鋼塊において
は上述の如く偏析が生じるのでクリープ破断強度
が低いものであつた。これらの窒化物、炭窒化物は割れ近傍の粒界に
存在するためき裂が表面より伝播する疲労寿命に
悪影響を及ぼす。このためクリープに加え起動停
止による熱疲労が生じる蒸気タービン及び弁本体
材料として粗大な窒化物、炭窒化物の形成は有害
である。高温強度の高い材料として、より高Cr−高Ni
系のインコロイ800，15−Ｎ，G18B等の高合金
が知られているが、これらの合金で蒸気タービン
用ケーシング、弁本体の大型高塊を溶解製造する
と上述の如く粗大な析出物が形成されるため強
度、靱性、鋳造性、塑性加工性、溶接性等低く、
満足するものが知られなかつた。〔発明の概要〕（発明の目的）本発明の目的は、溶接性、鋳造性、塑性加工性
を損わず、微量添加した炭化物形成元素の窒化物
及び炭窒化物の形成を阻止し、強度の優れたオー
ステナイト系鋼からなる蒸気タービン、特に、蒸
気温度600〜650℃、圧力316〜352気圧の高温高圧
蒸気タービン用ケーシング及び弁本体を備えた蒸
気タービンを提供するにある。（発明の要点）本発明は、ケーシングと、該ケーシングに接続
され蒸気流量を加減する弁本体と、前記ケーシン
グ内に設けられた蒸気流の噴射を受ける動翼と、
該動翼を保持するロータシヤフトとを備え、前記
ケーシングが前記蒸気流の案内をする静翼を保持
する内部ケーシングと該内部ケーシングを被う外
部ケーシングとによつて構成される蒸気タービン
であつて、前記弁本体及び内部ケーシングの少な
くとも一方は、重量で、C0.02〜0.15％，Si0.4〜
1.5％，Mn2.5％以下、Ni10〜15％，Cr13〜18.25
％，Al0.05〜0.25％、窒素0.033〜0.07％，Nb0.02
〜0.5％と、Ti0.01〜0.2％及びV0.02〜0.6％の１
種以上とを含み、残部が実質的にFeからなり、
前記〔Al（重量％）／Ｎ（重量％）〕との比が１〜
4.5、酸可溶Al量が0.012重量％以下及び全オース
テナイト組織を有するオーステナイト鋼よりなる
ことを特徴とする蒸気タービンにある。更に、本発明はＢを0.001〜0.01％又はこのＢ
とCu4％以下含み、NiとCuとの合計量を20％以
下とするものである。本発明は、Nbの他、Ti及びＶの微量添加によ
つてそれらの添加による効果が最大限に発揮さ
れ、その結果きわめて高い強度が得られるように
したものである。これらの元素は微量添加である
ので、特に前述の如く鋼中に窒素が含有すると角
状で粗大な析出物を形成し、ほとんど強化に寄与
しなくなる。鋼中に含有する窒素が鋼の強化に対
して邪魔をするのはこのような微量添加の場合に
起るものであることを見い出した。このように、強力な炭化物形成元素及び粒界を
強化するＢの微量添加による効果を最大限に発揮
させるためには窒素との親和力がこれらより大き
いAlを微量添加することによつて、窒素をAlで
固定しなければならないことを見い出した。形成
されたAlNは結晶粒微細化効果が大きく、重要
な意味がある。また、これらの微量の添加は準安定なオーステ
ナイト相を有するものに対してきわめて大きな効
果が発揮されるもので、Ni量等の多い安定なオ
ーステナイト相を有するもの対しては大きな効果
が得られない。（各成分の限定理由）Ｃは、炭化物を形成し、室温の引張強度、高温
強度、クリープ破断強度を向上させるために、
0.02％以上必要である。しかし、0.15％を越える
多量の添加は靱性、溶接性を著しく低下させるた
め、その上限は0.15％である。好ましくは、0.05
〜0.13％である。 Siは、溶解製造の際に添加される脱酸剤として
重要な成分であり、0.4〜1.5％必要である。しか
し、1.5％を越える添加は、靱性及び溶接性を低
め更に、クリープ破断強度を低め、クリープ速度
を高めるので、上限は1.5％以下とするべきであ
る。好ましくは、0.4〜１％である。 Mnは、Siと同様に溶解製造の脱酸剤として、
更に熱間加工性を高めるものとして重量な成分で
ある。しかし、2.5％を越える添加は耐食性、耐
酸化性を低めるので、上限を2.5％とすべきであ
る。好ましくは１〜２％である。 Niは、オーステナイト組織を形成する重要な
成分である。10％未満ではフエライトを形成し易
く、また冷間塑性加工によつてマルテンサイト組
織を生成し易く、不安定なオーステナイト組織と
なるので、10％以上添加すべきである。また、10
％以上のNiは耐食性を改善する。しかし、15％
を越えると熱間加工性を低め、微量の炭化物形成
元素の添加による強化が十分得られないので、15
％以下にすべきである。 Crは、高温強度、耐食性、耐酸化性を向上さ
せるための重要な成分であり、13％以上添加すべ
きである。しかし、18.25％を越える添加は溶接
性を低めるとともにフエライト相を生成し高温長
時間加熱に際し、シグマ相を形成し脆化を促進す
るので、18.25％以下にすべきである。さらにCr
の増加に共い熱膨張係数が増加し高い熱応力を発
生するので、特に、15〜18.25％が好ましい。 Alは窒素との親和力が高いため鋼中の窒素と
反応してそれを固定し、微量の添加によつて炭化
物を形成し鋼を強化するTi，Nb，Ｂの効果をき
わめて有効にするため0.05％以上添加する必要が
ある。これらの元素は鋼中にＮがあると、角状で
粗大なNbN，TiN，BNの有害な窒化物を形成
し、特に高温で微細な炭化物を形成して強化する
作用抑制されクリープ破断強度の向上に対する十
分な効果が得られない。しかし、これらの窒化物
の形成を押えることによつてこれらの元素を微量
添加しても多量に添加したものと同等の強度が得
られる。逆に0.25％を越えるAlの添加は鋼中の酸
可溶Alが増すため結晶粒の粗大化を促進し、更
に高温で炭化物の成長を促進させ、クリープ破断
強度、クリープ破断強度を低下させるので、その
上限を0.25％とすべきである。更に、Alは大型鋳
物を溶解製造する際に、脱酸剤としても重要な役
割を持つものであり、Alの添加なくしては健全
な鋼塊が得られない。特に、0.08〜0.2％が好ま
しい。窒素は溶解に際して大気より含有されるもので
あり、避けることができないが、Alとの複合添
加によつて結晶粒を微細化するので、0.033％以
上とする。微量のNb，Ti，Ｂ等を添加した材料
においては窒素はこれらの元素との親和力が大き
いため粗大な窒化物又は炭窒化物を生成する。こ
のような窒化物、炭窒化物は、クリープ破断強度
に全く寄与せず、Nb，Ti，Ｂの効果が得られな
い。従つて、これらの元素を微量含有する場合に
は窒素を固定する必要がある。しかし、0.07％を
越える窒素は逆に強度を低める。そのため含有さ
れる窒素量に応じてAlを添加することが大事で
ある。鋼中に含有する窒素量は溶解炉雰囲気によ
つて左右されるが、経験的に溶解炉、雰囲気の組
合せによつてほぼその含有量が決まる。従つて、
Alの添加量は前述の0.05％〜0.25％の範囲におい
て溶解炉とその雰囲気との組合せによつて決める
ことができる。Ｂは、クリープ破断強度、伸び、
絞り、特に長時間側のクリープ破断強度を向上さ
せるために0.001％以上添加する必要がある。逆
に0.01％を越える添加は溶接性、熱間加工性を低
めるので、0.01％が上限である。特に、0.002〜
0.006％が好ましい。 Nbは、0.02％以上の添加によつて安定な炭化
物を形成しクリープ破断強度を向上させる。逆
に、0.5％を越える添加は耐酸化性を低下させ、
更に、鋳造性、溶接性、熱間加工性を低下させ、
また大形鋳物では粗大な炭化物を形成し強度を低
めるので、その上限は0.5％とすべきである。特
に0.04〜0.4％が好ましい。 Taは、Nbとほぼ同等の作用を及ぼす。Taは
Nbの代りにNbと同じ量添加することができる。
一般に、Nb中にはTaが極わずか含有されてい
る。 Tiは、0.01％以上の添加によつて安定な炭化物
を形成し、クリープ破断強度を向上させる。しか
し、Nb，Taと同様に0.2％を越える添加は鋳造
性、溶接性、熱間加工性を低め、大型鋳物では粗
大な炭化物を形成し、強度を低めるので、0.2％
を上限とすべきである。特に、0.05〜0.15％が好
ましい。Ｖは、0.02％以上の添加によつて、強度、耐食
性を向上させる。しかし、0.6％を越える添加は、
耐酸化性を低めるとともに、溶接性、熱間加工性
を低めるので、上限を0.6％とすべきである。 NbとともにTi及びＶは１種以上添加される
が、更にＢの添加が好ましい。これらの元素の単
独添加では、高温で炭化物の析出速度が大きいた
め短時間側のクリープ破断強度が高いが、逆に長
時間側で炭化物の粗大化が生じ、強度が低い。し
かしNbとの複合添加では、単独添加に比べ炭化
物の形成速度が小さく、そのため長時間側でも炭
化物が粗大化しにくく高強度を有する。これらの複合添加として、特に、Ｂ＋Nb＋
Ti、及びNb＋Tiの組合せが好ましい。Ｂ＋Nb
＋Tiの場合には、B0.002〜0.007％，Nb0.03〜
0.25％，Ti0.05〜0.12％が好ましく、特にNb＋
Ti0.16〜0.24％が好ましい。Nb＋Tiの場合には、
Nb0.03〜0.25％，Ti0.05〜0.12％が好ましく、特
にNb＋Ti0.16〜0.24％が好ましい。 Alの添加は溶解炉の種類、雰囲気によつて異
なる窒素量によつて適正な含有量にしなければな
らない。〔Al（重量％）／窒素（重量％）〕との比
を１〜4.5とすることによつて高強度が得られる。
特に、２〜3.5のとき最も強度を得ることができ
る。AlはＮと反応してAlNを形成する。窒素を
完全にAlで固定するには、重量でＮの含有量の
1.9倍のAlが必要である。従つて、Ｎに対し、１
〜1.9倍のAlではＮが鋼中に残存し、炭化物形成
元素と反応し、窒化物、炭窒化物を形成するが、
その窒素量が極微量となるため粗大化せず強度の
向上に寄与する。逆に、1.9〜4.5倍では鋼中に固
溶Alとして金属Alが残るが、微量の固溶Alは大
気中で高温使用中に吸収する窒素を固定するの
で、強度の向上に寄与する。しかし、窒素に対し
て重量で１倍未満及び4.5倍を越えるAlは前者で
は窒素量が多くなり、Ti，Nb，Ｂの微量添加の
効果が得られない。また後者では固溶Al量が多
過ぎ、炭化物の成長を促進させるので、強度の向
上に寄与しない。酸化溶性Alは、0.012％以下で、より少ないほ
ど極めて低いクリープ速度が得られる。零が最も
よい。0.012％を越えると急激に、クリープ速度
を大きくするので、上限は0.012％とする。形成されるAlNの適量はオーステナイト結晶
粒子の成長を阻止し、結晶粒を微細化する。 Alの添加は炭化物形成元素を添加する前に行
い、更に脱酸後に行うのが好ましい。 Cuは、高温強度を高めるのに４％以下の添加
が必要である。しかし、４％を越える添加は高温
で粒界を脆化させるとともに、高温溶接割れ感受
性を高めるので、その添加量を４％以下とすべき
である。好ましくは、２〜2.5％である。Cuを添
加した場合でもNiとCuとの合計は20％以下が好
ましい。第１図は本発明に係る蒸気タービンの断面図で
ある。蒸気は主蒸気管１より入り、内部ケーシング２
に取付けられた静翼３によつて所定の方向に噴射
され、その噴射によつてロータシヤフト４に取付
けられた動翼５を回転させる。仕事をした蒸気は
外部ケーシング６と内部ケーシング２との間に設
けられた空間を通り、冷却蒸気出口７、排気出口
８及び補助排気出口９より排出される。さらにこ
の排出された蒸気はより低い温度で作動する蒸気
タービンへと送られる。１０はロータシヤフトの
軸受中心、１１はグランド部及び１２は中間グラ
ンドリーク出口、１３はノズルボツクスである。
矢印は蒸気の流れを示すものである。以下、内部ケーシングに本発明に係るCr−Ni
オーステナイト系鋳鋼、ロータシヤフトに同じく
本発明に係る鋼と同等の高Cr−高Niオーステナ
イト系鍜鋼、外部ケーシングにはCr−Mo−Ｖ鋳
鋼がそれぞれ用いられる。特に、本発明においては、蒸気温度650℃、圧
力350Kg／cm²の超々臨界圧蒸気タービンに好適で
ある。図において、複数の動翼５がロータシヤフ
ト４に植設され、動翼間に複数の静翼３が内部ケ
ーシング２に設けられている。内部ケーシング２
は、複数の凸部１５が設けられ、この凸部１５に
よつて外部ケーシング６の凹部に嵌入され固定さ
れる。この蒸気タービンは、内部ケーシング２の
蒸気温度が554〜650℃、圧力が199〜350Kg／cm²で
り、外部ケーシングの蒸気温度が554℃、その圧
力が199Kg／cm²である。内部ケーシングは、真空脱酸法にて溶解され、
砂型に鋳造後、徐冷され、1000〜1100℃で肉厚１
インチ当り30分以上保持し、攪拌水中に浸漬し急
冷する溶体化処理されることにより製造される。第２図は、同じく本発明に係る鋼が適用される
蒸気タービン用弁本体の正面図である。蒸気は主
塞止弁２３に入り、次いで補助塞止弁２２を通つ
てタービンに供給される。これらの弁本体は溶接
によつて接合される。弁本体は、内部ケーシング
と同様に鋳物で構成され、同様に製造される。溶
接棒の組成は重量でC0.03〜0.15％，Si0.1〜1.0
％，Mn1.0〜3.0％，Ni8〜13％，Cr15〜23％，
P0.03％以下，S0.03％以下，Co0.5〜2.0％を含
み、残部が実質的にFeからなり、全オーステナ
イト組織を有する溶着金属が得られるものが好ま
しい。溶接後、応力除去焼鈍を行うのが好まし
い。前述のロータシヤフトとして、重量でC0.1％以
下，Si1％以下，Mn2.％以下，Ni20〜30％，
Cr10〜20％，Mo0.5〜２％，Ti0.5〜３％，Al0.1
〜１％及びB0.0005〜0.01％を含み、残部Feから
なり、オーステナイト基地にr′相が析出した鍛鋼
によつて構成するのが好ましい。また、前述の外部ケーシングとして、重量で
C0.10〜0.20％以下，Si0.15〜0.75％，Mn0.4〜1.0
％，Cu0.35％以下，Ni、．５％以下，Cr0.9〜1.65
％，Mo0.8〜1.3％以下，V0.15〜0.35％，残部Fe
からなり、焼戻しベーナイト組織を有する鋳鋼に
よつて構成するのが好ましい。〔実施例〕第１表は、本発明の蒸気タービン用ケーシン
グ、弁本体に用いる試料の化学組成（重量％）を
示すものである。表中、SolAlは酸可溶性Al量を
示すものである。本発明に係る鋼はNo.１〜３，６
〜９であり、No.４，５，10が比較鋼及びNo.11が市
販のJIS規格SUS316従来鋼である。本発明に係
る鋼No.１〜３鋳物であり、高周波溶解炉で大気溶
解し、大きさ100mm×120mm×200mmの鋳物とした。
他の鋼は鍛造比5.5の鍛鋼である。鋳物のNo.１〜
３は1050℃で５時間加熱後水冷、他のものは同温
度で２時間加熱後水冷する溶体化処理を施したも
のである。これらの試料はいずれも結晶粒度は
JIS規格0551〓２より細粒であつた。なお、溶解
に際し、Ti，Nb，Ｂ，Ｖの添加はAl添加後に行
つた。表中No.１，３のCuは不純物である。第３図は、650℃，10⁵時間クリープ破断強度と
鋼中のtotal Al量との関係を示す線図である。図
に示すように、total Al量が0.05〜0.25％の範囲
で約8.5Kg／mm²以上のクリープ破断強度を示す。
特に、total Al量が0.08〜0.20％のとき最も高い
クリープ破断強度を有する。第４図は、同じく650℃，10⁵時間クリープ破断
強度と鋼中の（total Al量／Ｎ量）との関係を示
す線図である。（Al／Ｎ）の比が１〜4.5のとき約
８Kg／mm²以上の高いクリープ破断強度が得られ
る。特に、（Al／Ｎ）の比が２〜３のとき最も高
い強度が得られる。

【表】

【表】第２表は、650℃，1000時間クリープ破断後の
伸び率及び絞り率を示すものである。No.１〜３は
鋳物であるので、他の鍛造材に比較して伸び、絞
り率が低い。鍛造材の本発明に係る鋼No.６〜９は
従来材のNo.11と同等の伸び率である。

【表】クリープ温度域の高温で長時間使用される溶接
構造物は、熱応力や残留応力の軽減が、特に溶接
部において、問題となる。このような部位に適用
される材料は使用中に熱応力や残留応力が緩和し
やすいように、20％以上のクリープ伸び率が必要
となる。本発明に係る鋼の鍛造及び圧延材は第２
表に示すように、この要求に十分に満足してお
り、溶接構造物への適用も問題ない。第５図は、600℃，５Kg／mm²でのクリープ試験
における定常クリープ速度と酸可溶性Alとの関
係を示す線図である。クリープ速度は酸可溶性
Al量が多いほど急激に増大し、特に0.012％以下
で小さい値を示すが、それを越えると急激に増加
する。第６図は650℃のクリープ破断曲線を示す線図
である。図に示す如くＢ，Nb＋Ta，Ti，Ｖ及び
Cuを添加した本発明に係る鋼No.１〜３は従来鋼
のNo.11に比べ３割程度高い強度を示し、本発明に
係る鋼のNo.１及び３の10³時間破断強度が16Kg／
mm²であるのに対し従来鋼のNo.11の約12Kg／mm²より
約４Kg／mm²高い。第３表は、現在の蒸気タービン用ケーシング材
として使用されているCr−Mo−Ｖ鋳鋼と本発明
鋼の各種性質を比較したものである。表に示す如
く、本発明鋼は、650℃でのクリープ破断強度、
室温の引張強さとも従来鋼のCr−Mo−Ｖ鋳鋼の
566℃でのクリープ破断強度及び室温の強度より
高く、本発明鋼が蒸気温度600〜650℃及びその圧
力350Kg／cm²の超々臨界圧蒸気タービン用ケーシ
ング材として適用可能である。また衝撃値も十分
高いものであつた。

【表】 Cr−Mo−Ｖ鋳鋼は、第４表の化学組成（重量
％）を有し、1050℃で９時間加熱後、400／℃時
間で冷却する焼入れを施し、次いで、710℃で15
時間加熱後炉冷する熱処理を施したものである。
表中、Cr−Mo−Ｖ鋳鋼のクリープ破断強度はバ
ラツキの範囲であり、7.7Kg／mm²が下限値であり、
この値を下まわらないように規格化されている。本発明鋼のCuを約２％含有するNo.２はクリー
プ破断強度及び室温の引例強さともに他の鋼より
高い値を示す。

〔発明の効果〕

本発明によれば、蒸気タービン用内部ケーシン
グ、弁本体にCr−Niオーステナイト鋼に対して
炭化物形成元素が微量添加されているので、溶接
後、鋳造性を損うことがなく、更に微量添加され
た炭化物形成元素の窒化物及び炭窒化物の形成が
阻止されているので、クリープ破断強度が高く低
クリープ速度となるため高効率の蒸気タービンが
得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は各々本発明が適用される蒸気
タービン用ケーシングの断面図、弁本体の正面
図、第３図はクリープ破断強度とtotal Al量との
関係を示す線図、第４図はクリープ破断強度と
（Al／Ｎ）との関係を示す線図、第５図はクリー
プ速度とSOl・Alとの関係を示す線図及び第６図
はクリープ破断試験線図である。２……内部ケーシング、３……静翼、４……ロ
ータシヤフト、５……動翼、６……外部ケーシン
グ、２３……主塞止弁、２２……補助塞止弁。

Claims

【特許請求の範囲】１ケーシングと、該ケーシングに接続され蒸気
流量を加減する弁本体と、前記ケーシング内に設
けられ蒸気流の噴射を受ける動翼と、該動翼を保
持するロータシヤフトとを備え、前記ケーシング
が前記蒸気流の案内をする静翼を保持する内部ケ
ーシングと該内部ケーシングを被う外部ケーシン
グとによつて構成される蒸気タービンであつて、
前記弁本体及び内部ケーシングの少なくとも一方
は、重量で、C0.02〜0.15％，Si0.4〜1.5％，
Mn2.5％以下、Ni10〜15％，Cr13〜18.25％，
Al0.05〜0.25％、窒素0.033〜0.07％，Nb0.02〜
0.5％と、Ti0.01〜0.2％及びV0.02〜0.6％の１種
以上とを含み、残部が実質的にFeからなり、前
記〔Al（重量％）／Ｎ（重量％）〕の比が１〜4.5、
酸可溶性Al量が0.012重量％以下及び全オーステ
ナイト組織を有するオーステナイト鋼よりなるこ
とを特徴とする蒸気タービン。２ケーシングと、該ケーシングに接続され蒸気
流量を加減する弁本体と、前記ケーシング内に設
けられ蒸気流の噴射を受ける動翼と、該動翼を保
持するロータシヤフトとを備え、前記ケーシング
が前記蒸気流の案内をする静翼を保持する内部ケ
ーシングと該内部ケーシングを被う外部ケーシン
グとによつて構成される蒸気タービンであつて、
前記弁本体及び内部ケーシングの少なくとも一方
は、重量で、C0.02〜0.15％，Si0.4〜1.5％，
Mn2.5％以下、Ni10〜15％，Cr13〜18.25％，
Al0.05〜0.25％、窒素0.033〜0.07％，Nb0.02〜
0.5％と、Ti0.01〜0.2％及びV0.02〜0.6％の１種
以上と、B0.001〜0.01％とを含み、残部が実質的
にFeからなり、前記〔Al（重量％）／Ｎ（重量
％）〕の比が１〜4.5、酸可溶性Al量が0.012重量
％以下及び全オーステナイト組織を有するオース
テナイト鋼よりなることを特徴とする蒸気タービ
ン。３ケーシングと、該ケーシングに接続された蒸
気流量を加減する弁本体と、前記ケーシング内に
設けられ蒸気流の噴射を受ける動翼と、該動翼を
保持するロータシヤフトとを備え、前記ケーシン
グが前記蒸気流の案内をする静翼を保持する内部
ケーシングと該内部ケーシングを被う外部ケーシ
ングとによつて構成される蒸気タービンであつ
て、前記弁本体及び内部ケーシングの少なくとも
一方は、重量で、C0.02〜0.15％，Si0.4〜1.5％，
Mn2.5％以下、Ni10〜15％，Cr13〜18.25％，
Al0.05〜0.25％、窒素0.033〜0.07％，B0.001〜
0.01％，Nb0.02〜0.5％と、Ti0.01〜0.2％及び
V0.02〜0.6％の１種以上と、Cu4％以下とを含
み、前記NiとCuの合計が20％以下であり、残部
が実質的にFeからなり、前記〔Al（重量％）／Ｎ
（重量％）〕の比が１〜4.5、酸可溶性Al量が0.012
重量％以下及び全オーステナイト組織を有するオ
ーステナイト鋼よりなることを特徴とする蒸気タ
ービン。４ケーシングと、該ケーシングに接続された蒸
気流量を加減する弁本体と、前記ケーシング内に
設けられ蒸気流の噴射を受ける動翼と、該動翼を
保持するロータシヤフトとを備え、前記ケーシン
グが前記蒸気流の案内をする静翼を保持する内部
ケーシングと該内部ケーシングを被う外部ケーシ
ングとによつて構成される蒸気タービンであつ
て、前記弁本体及び内部ケーシングの少なくとも
一方は、重量で、C0.02〜0.15％，Si0.4〜1.5％，
Mn2.5％以下、Ni10〜15％，Cr13〜18.25％，
Al0.05〜0.25％、窒素0.033〜0.07％，Nb0.02〜
0.5％と、Ti0.01〜0.2％及びV0.02〜0.6％の１種
以上と、Cu4％以下とを含み、前記NiとCuの合
計が20％以下であり、残部が実質的にFeからな
り、前記〔Al（重量％）／Ｎ（重量％）〕の比が１
〜4.5、酸可溶性Al量が0.012重量％以下及び全オ
ーステナイト組織を有するオーステナイト鋼より
なることを特徴とする蒸気タービン。