本发明涉及蒸汽涡轮的蒸汽入口部分，其中作为工作流体的高温蒸汽流入该蒸汽入口部分，并且特别涉及各组成部件（或组成部分）由适宜的耐热钢制成的蒸汽涡轮。

在能源危机之后，火力发电设备的能源节约被大力推行，并且近年来，考虑到全球环境保护，抑制CO2排放的技术已经引起关注。作为其中的一部分，对高效发电设备的需求日益增长。
为了提高蒸汽涡轮的发电效率，将涡轮蒸汽温度提高到高水平是非常有效的，而且，近年来具有蒸汽涡轮的火力发电设备已经将其蒸汽温度提高至600Ό或更高。目前存在着将蒸汽温度提高到650°C、并且将来进一步提高到700°C的趋势。
在将超过650Ό的高温蒸汽作为工作流体的蒸汽涡轮的各部分由与传统材料相同的材料制成的情况下，蒸汽涡轮不能承受超过650Ό的高温蒸汽，并且必须使用耐热材料来制造暴露于高温蒸汽中的部分或者冷却这些部分。此外，必须将涡轮壳体和蒸汽管在涡轮入口部分处连接，其中高温蒸汽通过所述涡轮入口部分导入蒸汽涡轮，但是在该部分处，涡轮壳体和蒸汽管有时由不同材料制成。如果使用在线膨胀系数方面具有很大差异的材料制造涡轮壳体和蒸汽管，将存在以下缺陷，g|3，随着蒸汽温度的提高，在材料焊接部分处产生大的热应力。在此，作为用于传统600Ό等级蒸汽涡轮的外部壳体的材料，过去例如使用了铸钢，其包含C: 0.05-0.15，Si： 0.3或更少，Mn： 0.1-1.5, Ni：1.0或更少，Cr: 9或更多并小于 10，V： 0.1-0.3, Mo： 0.6-1.0, W： 1.5-2.0，Co： 1.0-4.0, Nb： 0.02-0.08，B： 0.001-0.008, N： 0.005-0.1, Ti： 0.001-0.03，以及余量的Fe和不可避免的杂质，以及耐热铸钢，其包含C: 0.12-0.18，Si： 0.2-0.6, Mn： 0.5-0.9，Cr： 1.0-1,5, Mo： 0.9-1.2，V： 0.2-0.35, Ti：0.01-0.04,以及余量的Fe和不可避免的杂质，并且该不可避免的杂质被限制或抑制为P: 0.02或更少，S： 0.012或更少，Al： 0.01或更少，Ni： 0.5或更少，以及Cu: 0.35或更少。而且，作为管道材料，例如，过去使用了耐热钢，其包含C: 0.08-0.12, Si： 0.2-0.5，Mn： 0.3-0.6, Cr： 8.0-9.5,Mo： 0.85-1.05, V： 0.18-0.25, Nb： 0.06-0.10, N： 0.03-0.07，以及余量的Fe和不可避免的杂质，并且该不可避免的杂质被限制为P: 0.02或更少，S： 0.01或更少，Al: 0.04或更少。而且，用于外部壳体的材料与管道材料相连，以构造蒸汽涡轮的蒸汽入口部分。管道材料是与HI STPA28相对应的材料，所述HI STPA28描述于用于火力发电设备的代码的解释分类表 I中。
为了抑制在上述焊接部分中产生大的热应力，以确保蒸汽管与涡轮壳体之间的焊接部分的强度并防止高温氧化，通常将热膨胀系数差异不大的材料应用于涡轮壳体和蒸汽管，或者通过使用低温蒸汽冷却焊接部分的周边而降低材料温度，例如JP-A平成8-277703 (KOKAI)、JP-A平成 6-137110 (KOKAI)、JP-A 平成 9-32506 (KOKAI)、JP-A 平成11-229817 (KOKAI)和JP-A2001-65308 (KOKAI)中所描述的那样。
例如，作为采用通过冷却焊接部分的周边而降低材料温度的方式的传统蒸汽涡轮，可以将低铬钢用于蒸汽涡轮，其中通过使冷却蒸汽流到蒸汽入口部分而将593 Ό的蒸汽流入该蒸汽涡轮，例如JP-A平成8-277703 (KOKAI)中所描述的那样。通过产生冷却蒸汽的涡流来增强冷却效果的技术例如在JP-A平成11-229817 (KOKAI)和JP-A2001-65308 (KOKAI)中也进行了描述。
期望安装在火力发电系统中的蒸汽涡轮具有以下趋势，以使主蒸汽和再加热蒸汽具有更高温度，以便在将来获得高的发电效率。例如，在使用与现有技术中用于蒸汽涡轮的各部分的材料相同的材料制造蒸汽涡轮并且蒸汽温度超过650°C的情况下，蒸汽涡轮不能承受高温蒸汽。因此，建议使用耐热材料、例如镍基合金和奥氏体材料作为蒸汽涡轮的材料，但是，如果这种耐热材料用于蒸汽涡轮的所有组成部件，则生产成本将变高。此外，很难利用上述耐热材料生产大型整体产品、例如涡轮壳体和涡轮转子。
鉴于上述情况，希望将耐热材料的应用范围限制到必要的最小程度，并且采用一方法，其中耐热材料仅仅应用于蒸汽涡轮组成部件中暴露于6500C或更高温度的高温蒸汽中的部分，而传统材料被应用于其他部分， 并且它们相连。因此，可以采用一方法，其中镍基合金被作为用于将高温蒸汽导向蒸汽涡轮的蒸汽入口部分的蒸汽管材料使用，并且传统材料尽可能多地用于其他部分。但是，在采用上述方法的情况下，存在以下缺陷，即，如果蒸汽管材料和用于其他部分的材料之间的线膨胀系数差异较大，随着金属温度的升高，将在它们之间的焊接部分处产生大的热应力。

本发明提供一种蒸汽涡轮，其即使在超过650°C的温度的情况下也可以确保蒸汽入口部分的强度并防止高温氧化。根据本发明的一个方面，提供了一种蒸汽涡轮，包括：内部蒸汽管，其穿过内部壳体和外部壳体设置并与喷嘴箱相连；外部蒸汽管，其焊接到外部壳体上并沿着内部蒸汽管设置于内部蒸汽管的径向外侧，并且外部蒸汽管与内部蒸汽管之间具有给定间隔；以及辐射热屏蔽管，其沿着内部蒸汽管设置于内部蒸汽管和外部蒸汽管之间，以面对至少外部蒸汽管的一焊接部分，其中所述辐射热屏蔽管相对于各蒸汽管具有给定间隔，从而不与它们接触，其中冷却蒸汽在内部蒸汽管和外部蒸汽管之间流动，并且650Ό或更高温度的高温蒸汽被导入蒸汽涡轮；外部壳体由铸钢制成，该铸钢按重量百分比计包含C: 0.05-0,15，Si： 0.3或更少，Mn： 0.1-1.5，Ni： 1.0或更少，Cr： 9或更多并小于 10, V： 0.1-0.3，Mo： 0.6-1.0, W：1.5-2.0，Co： 1.0-4.0, Nb： 0.02-0.08，B： 0.001-0.008，N： 0.005-0.1,Ti： O.麵-0.03，以及余量的Fe和不可避免的杂质；内部壳体、内部蒸汽管和外部蒸汽管由耐热钢制成，该耐热钢选自于：（I)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.03-0.25, Si： 0.01-1.0, Mn： 0.01-1.0，Cr： 20-23,Mo： 8-10，Nb： 1.15-3.0，以及余量的Ni和不可避免的杂质，并且该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，P: 0.015或更少，S: 0.015或更少，以及 Cu： 0.5或更少；（2)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.10-0.20，Si：0.01-0.5, Mn： 0.01-0.5, Cr： 20-23，Co： 10-15，Mo： 8-10，Al： 0.01-1.5，Ti： 0.01-0.6，B： 0.001-0.006,以及余量的Ni和不可避免的杂质，并且该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，P: 0.015或更少，S： 0.015或更少，以及Cu: 0.5或更少；（3)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.05-0.25，Si： 0.1-1.0, Mn： 0.1-1.0, Cr： 20-24，Mo： 8-10，Nb： 1-3，REM: 0.01-1.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，Cu： 0.5或更少，P： 0.015或更少，S： 0.015或更少，以及Co: I或更少，并且以700-1000Ό的温度进行消除应力热处理；以及（4)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.05-0.25, Si： 0.1-1.0, Mn： 0.1-1.0, Cr： 20-24,Co： 10-15, Mo： 8-10，B： 0.001-0.006, REM： 0.01-1.0，以及余量的
Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，Cu: 0.5或更少，P： 0.015或更少，S： 0.015或更少，Al： 0.05或更少，以及Ti: 0.05或更少，并且以700-100CTC的温度进行消除应力热处理；并且辐射热屏蔽管由耐热钢制成，该耐热钢按重量百分比计包含C: 0.25或更少，Si: 1.5或更少，Mn： 2.0或更少，Ni： 19-22，Cr： 24-26，以及余量的Fe和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括P: 0.045或更少，以及S: 0.03或更少。
根据本发明的另一方面，提供了一种蒸汽涡轮，包括：内部蒸汽管，其穿过内部壳体和外部壳体设置并与喷嘴箱相连；外部蒸汽管，其焊接到外部壳体上并沿着内部蒸汽管设置于内部蒸汽管的径向外侧，并且外部蒸汽管与内部蒸汽管之间具有给定间隔；以及辐射热屏蔽管，其沿着内部蒸汽管设置于内部蒸汽管和外部蒸汽管之间，以面对至少外部蒸汽管的一焊接部分，其中所述辐射热屏蔽管相对于各蒸汽管具有给定间隔，从而不与它们接触，其中冷却蒸汽在内部蒸汽管和外部蒸汽管之间流动，并且650°C或更髙温度的高温蒸汽被导入蒸汽涡轮；该外部壳体由耐热铸钢制成，该耐热铸钢按重量百分比计包含C: 0.12-0.18，Si： 0.2-0.6, Mn：0.5-0.9，Cr： 1.0-1.5，V： 0.2-0.35，Mo： 0.9-1.2，Ti： 0.01-0.04，以及余量的Fe和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括P: 0.02或更少，S： 0.012或更少，Al: 0.01或更少，Ni: 0.5或更少，以及Cu: 0.35或更少；内部壳体、内部蒸汽管和外部蒸汽管由耐热钢制成，该耐热钢选自于：（I)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.03-0.25，Si： 0.01-1.0，Mn： 0.01-1.0，Cr： 20-23, Mo： 8-10，Nb： 1.15-3.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，P: 0.015或更少，S： 0.015或更少，Cu： 0.5或更少；（2)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.10-0.20，Si：0.01-0.5, Mn： 0,01-0.5，Cr： 20-23, Co： 10-15, Mo： 8-10，Al： 0.01-1.5,Ti： 0.01-0.6, B： 0.001-0.006,以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，P: 0.015或更少，S: 0.015或更少，以及Cu： 0.5或更少；（3)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.05-0.25, Si：0.1-1.0, Mn： 0.1-1.0, Cr： 20-24, Mo： 8-10, Nb： 1-3，REM: 0.01-1.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，Cu： 0.5或更少，P: 0.015或更少，S: 0.015或更少，以及Co: I或更少，并且以700-1000°C的温度进行消除应力热处理；以及（4)耐热钢，其按重量百分比计包含C: 0.05-0.25, Si： 0.1-1.0, Mn： 0.1-1.0，Cr： 20-24，Co： 10-15，Mo： 8-10, B： 0.001-0.006, REM: 0.01-1.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括Fe: 5或更少，Cu: 0.5或更少，P： 0.015或更少，S： 0.015或更少，Al： 0.05或更少，以及Ti: 0.05或更少，并且以700-1000°C的温度进行消除应力热处理；并且辐射热屏蔽管由耐热钢制成，该耐热钢按重量百分比计包含C: 0.25或更少，Si: 1.5或更少，Mn: 2.0或更少，Ni: 19-22, Cr： 24-26，以及余量的Fe和不可避免的杂质，该不可避免的杂质包括P: 0.045或更少，以及S: 0.03或更少。

下面参照附图对本发明进行描述，这些附图仅仅出于说明目的而给出，并且不在任何方面对本发明进行限制。
图I为示意性地示出了设有根据本发明的第一实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统的视图。
图2为示出了超高压涡轮的上半壳体部分的横截面的视图。
图3为示出了超高压涡轮的涡轮蒸汽入口部分的横截面的视图。图4为示出了根据与图2所示的冷却蒸汽引入方法不同的冷却蒸汽引入方法的超高压涡轮的上半壳体部分的横截面的视图。

下面将参照附图对本发明的实施例进行描述。
(第一实施例）
下面将参照图1-4对设有本发明的第一实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10的概况进行描述。
图I为示意性地示出了设有根据第一实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10的视图。图2为示出了超高压涡轮100的上半壳体部分的横截面的视图。图3为示出了超高压涡轮100的涡轮蒸汽入口部分的横截面的视图。图4为示出了根据与图2所示的冷却蒸汽引入方法不同的冷却蒸汽弓I入方法的超高压祸轮100的上半壳体部分的横截面的视图。
蒸汽涡轮发电系统10主要由超高压涡轮100、高压涡轮200、中压涡轮300、低压涡轮400、发电机500、冷凝器600和锅炉700构成。
随后，将对蒸汽涡轮发电系统10中的蒸汽的运行进行描述。
在锅炉700中被加热到650°C或更高温度并流出的蒸汽通过主蒸汽管20进入超高压涡轮100。例如，假设超高压涡轮100的转动叶片被构造为7级。于是，已经在超高压涡轮100中执行了膨胀功的蒸汽从第七级出口排出，并且通过低温再加热管21流入锅炉700。锅炉700使接收到的蒸汽再加热，并且再加热的蒸汽通过高温再加热管22流入高压涡轮200。
例如，假设高压涡轮200的转动叶片被构造为7级。于是，进入高压涡轮200的蒸汽在其中执行膨胀功，并且从第七级出口排出，以通过低温再加热管23流入锅炉700。锅炉700使接收到的蒸汽再加热，并且再加热的蒸汽通过高温再加热管24流入中压涡轮300。例如，假设中压涡轮300的转动叶片被构造为7级。于是，进入中压涡轮300的蒸汽在其中执行膨胀功，并且从第七级出口排出，并且通过跨接管25被供给至低压涡轮400中。
已经被供给至低压涡轮400的蒸汽执行膨胀功并且通过冷凝器600冷凝成水。冷凝水的压力通过锅炉供给泵（给水泵）26增大，并且循环到锅炉700中。循环到锅炉700中的冷凝水被加热，以变成650Ό或更高温度的高温蒸汽，并且通过主蒸汽管20被再次供给至超高压涡轮100。发电机500被各蒸汽涡轮的膨胀功驱动而转动，从而产生电能。应当指出，上述低压涡轮400具有两个级联的低压涡轮部分，该两个级联的低压涡轮部分具有相同的结构，但是不限于上述结构。
下面将参照图2和3对具有根据本发明的一实施例的蒸汽涡轮结构的超高压涡轮100的结构进行描述。 如图2所示，超高压涡轮100具有双层结构壳体，其由内部壳体110和外部壳体111组成，所述外部壳体被设置成覆盖内部壳体。涡轮转子112穿过内部壳体110设置。例如，七级喷嘴113设置于内部壳体110的内表面上，并且转动叶片114嵌入于涡轮转子112中。此外，内部蒸汽管120穿过外部壳体111和内部壳体110设置于超高压涡轮100上，并且内部蒸汽管120的一端被连接为与朝向转动叶片114排放蒸汽的喷嘴箱115连通。
如图3所示，外部蒸汽管130沿着内部蒸汽管120的外侧设置，并且它们之间具有给定间隔，所述外部蒸汽管130的顶端焊接到内部蒸汽管120上，其底端焊接到外部壳体111上。而且，辐射热屏蔽管140沿着内部蒸汽管120设置并位于内部蒸汽管120和外部蒸汽管130之间。辐射热屏蔽管140设置于内部蒸汽管120和外部蒸汽管130之间，并且相对于各蒸汽管具有给定间隔，从而不与它们接触，并且其一端固定到内部蒸汽管120的外周表面上。而且，辐射热屏蔽管140沿着内部蒸汽管120设置，以面对外部蒸汽管130和外部壳体111之间的至少一个焊接部分150。
辐射热屏蔽管140被设置为抑制焊接部分150由于辐射热的原因被加热，所述辐射热从内部蒸汽管120向外部蒸汽管130直接传导。希望辐射热屏蔽管140被构造为与外部蒸汽管130具有基本相同的长度。因此，可以防止来自内部蒸汽管120的辐射热直接传导至焊接部分150，而不管焊接部分150的位置如何。而且，用于排放被导入到外部蒸汽管130和内部蒸汽管120之间的冷却蒸汽160的冷却蒸汽排放口 170设置于外部蒸汽管130的上部。
超高压涡轮100设有外部壳体冷却装置，其通过将部分地作为冷却蒸汽160并已经执行了膨胀功的蒸汽导入内部壳体110和外部壳体111之间而冷却外部壳体111，并且冷却蒸汽160部分地导入外部蒸汽管130和内部蒸汽管120之间。
随后，将对超高压涡轮100内的蒸汽的运行情况进行描述。
通过内部蒸汽管120流入位于超高压涡轮100内的喷嘴室115中并具有650°C或更高温度的蒸汽穿过喷嘴113和转动叶片114之间的蒸汽通路，以转动涡轮转子112，其中所述喷嘴113固定到内部壳体110上，所述转动叶片114嵌入于涡轮转子112中。由于旋转的原因，大的作用力通过大离心力的影响施加于涡轮转子112的各部分上。而且，执行了膨胀功的蒸汽大部分被排出，并且通过低温再加热管21进入锅炉700。
同时，已经执行了膨胀功的蒸汽作为冷却蒸汽160部分地在内部壳体110和外部壳体111之间被引导，以冷却外部壳体111，并且从地面部分或排放路径排出，执行了膨胀功的所述蒸汽从所述排放路径大部分被排出。具有大约500°C的温度的冷却蒸汽160部分地引入于外部蒸汽管130和内部蒸汽管120之间，并且通过对流接收来自辐射热屏蔽管140的热量，以冷却辐射热屏蔽管140，并冷却外部壳体111和焊接部分150。使辐射热屏蔽管140被冷却的冷却蒸汽160从冷却蒸汽排放口 170排出。外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度通过辐射热屏蔽管140和冷却蒸汽160被保持在600°C或更低的温度。在此，其可以被构造为允许冷却蒸汽160在内部蒸汽管120和辐射热屏蔽管140之间流动，以冷却辐射热屏蔽管140和内部蒸汽管120。
以上描述了其中超髙压涡轮100将已经执行了膨胀功的蒸汽部分地作为冷却蒸汽160的一个实例。但是，引入冷却蒸汽160的方法不限于上述方法。例如，从超高压祸轮100的中间级（halfWay stage) 180抽出的蒸汽也可以被用作冷却蒸汽160，如图4所示。
例如，超高压涡轮100被假设为从超高压涡轮100排出的蒸汽具有大约500Ό的温度，但如果正被排出的蒸汽具有大约400Ό的低温，则冷却过度，其有可能影响材料的使用寿命。但是，将冷却蒸汽160从超高压涡轮100的中间级180抽出的上述配置允许使用具有适当温度的冷却蒸汽160。
在未提供使用冷却蒸汽160的冷却装置并且外部壳体111和外部蒸汽管130暴露于大约650至700°C的高温蒸汽中的情况下，制造它们并随后描述的材料均具有大约n.7xl0YC和大约18.5xl0_6/°C的线膨胀系数。而且，它们的结合部分的线膨胀系数具有大约为上述两个值的中间值的数值。通过利用外部壳体冷却装置将外部壳体111和外部蒸汽管130冷却到大约600°C,形成外部壳体111的材料具有大约12.5xl0.6/°C的线膨胀系数，并且形成外部蒸汽管130的材料具有大约14.5xlO_6/°C的线膨胀系数。因此，就各材料和结合部分的设计而言，可以确保足够的焊接接头强度。
传统的蒸汽涡轮具有600Ό或更低的蒸汽温度，由此，例如9Cr管被用于蒸汽管，其与由12Cr或类似物制成的壳体相连。但是，当蒸汽温度在650至700°C的范围内时，9Cr管不能用作蒸汽管。因此，不同于传统蒸汽涡轮的蒸汽入口部分的结构，本发明使蒸汽入口部分形成为具有双层结构，其由利用稍后描述的耐热钢制成的内部蒸汽管120和外部蒸汽管130组成，从而通过采用设有冷却装置的结构确保外部蒸汽管130和外部壳体111之间的结合部分处的焊接接头强度，所述冷却装置包括辐射热屏蔽管140和冷却蒸汽160。
下面将对形成内部壳体HO、外部壳体111、喷嘴室115、内部蒸汽管120、外部蒸汽管130和辐射热屏蔽管140的材料进行描述，上述部件构成超高压涡轮100。应当注意，以下所述的化学成分比以“重量百分比”表示。
(I)内部壳体110、喷嘴箱115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130
对于形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料而言，使用具有下列化学成分范围的耐热钢（Ml)。（Ml)耐热钢，其包含C: 0.03-0.25, Si： 0.01-1.0, Mn： 0.01-1.0, Cr： 20-23，Mo：8-10，Nb： 1.15-3.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质；该不可避免的杂质被限制为包括5或更少的Fe，0.015或更少的P, 0.015或更少的S，以及0.5或更少的Cu。
下面描述将耐热钢（Ml)的各成分限制到上述范围的理由。
(Ml-a) C (碳）
C是作为强化相KM23C6型碳化物的有用组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650Ό或更高温度的高温环境中工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析出M23C6型碳化物而保持。因为内部壳体110作为大型铸件制造，在铸造时要求熔融金属的流动性，并且C还具有确保熔融金属的流动性的作用。如果C含量小于0.03%，则不能保证足够的碳化物析出量，并且铸造时熔融金属的流动性显著降低。同时，如果C含量超过0.25%，则生产大型铸锭时成分偏析的趋势增大，并促使作为脆化相的M6C型碳化物的生成。因此，C含量被确定为0.03-0.25%。
(Ml-b) Si (硅）
Si具有脱氧作用，并具有保证熔融金属流动性的作用。在生产大型铸件的情况下，通过在大气中熔化获得的熔融金属在大气中铸造。因此，脱氧比在真空中通过铸造生产铸锭时更为重要，并且熔融金属的流动性在生产大型铸件时尤为重要。但是，如果Si含量超过1.0%,则耐热钢的韧性降低，并且在650°C或更高温度的高温环境中的脆性显著升高。而且，如果Si含量小于0.01%，则脱氧作用不能实现，并且生产铸锭时的熔融金属的流动性降低。因此，Si含量被确定为0.01-1.0%。
(Ml-C) Mn (锰）
Mn具有脱硫作用和提高熔融金属的流动性的作用。这些作用在大型铸件的生产中非常重要，所述大型铸件通过在大气中铸造熔融金属而制造，并且所述熔融金属通过在大气中熔化获得。但是，如果Mn含量超过1.0%,则耐热钢的韧性降低，并且在650Ό或更高温度的高温环境中的脆性显著升高。而且，如果Mn含量小于0.01%，则不能获得脱硫作用。因此，Mn含量被确定为0.01-1.0%。
(Ml-d) Cr (铬)
&是]^23(：6型碳化物的必不可少的组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650°C或更高温度的高温环境下工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析出M23C6型碳化物而保持。而且，Cr改善了高温蒸汽环境下的抗氧化力。如果Cr含量小于20%，则抗氧化性减弱，并且如果Cr含量超过23%，则显著促进了 1^23仏型碳化物的析出，导致粗化趋势增大。因此，Cr含量被确定为20-23 %。
(Ml-e) Mo (钥）Mo提供了使固溶体形成Ni母相的作用，从而提高母相强度，并且其在M23C6型碳化物中的部分置换增强了碳化物的稳定性。如果Mo含量小于8%,则不能达到上述效果，并且如果Mo含量超过10%，生产大型铸锭时的成分偏析趋势增大，并促进了作为脆化相的M6C型碳化物的生成。因此，Mo含量被确定为8-10%。
(Ml-f) Nb (铌）
Nb主要作为有助于增强析出作用的Y”相和δ相的组成元素被添加。如果Nb含量小于1.15%，则Y”相和δ相的析出量不足，尤其是蠕变强度降低。同时，如果Nb含量超过3.0%，在650°C或更高温度的高温环境中，Y”相和δ相的析出量激增，并在短时间内导致很大程度的脆化。而且，生产大型铸件时的成分偏析趋势显著增大。因此，Nb含量被确定为 1.15-3.0%。
(Ml-g) Fe (铁）、P (磷）、S (硫）和Cu (铜）
许多种不可避免的杂质混入并残留于耐热钢中。其中，四种元素Fe、P、S和Cu的上限被确定。P和S的上限被确定为0.015%，其能够抑制在高温环境中由晶界偏析导致的脆化，并且由于Cu不可避免地混入在钢的生产中，因此Cu的上限被确定为0.5%，其不会对性能造成影响。在包含作为主要组成元素的Fe的钢熔化时，Fe的混入通常不可避免。因此，其上限被确定为5%，其不会影响性能。这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。
(2)外部壳体111
作为形成外部壳体111的材料，使用具有下列化学成分范围的铸钢(M2)。（M2)铸钢，其包含C: 0.05-0.15，Si： 0.3或更少，Mn: 0.1-1.5,Ni： 1.0或更少，Cr： 9或更多并小于 10，V： 0.1-0.3, Mo： 0.6-1.0, W：1.5-2.0, Co： 1.0-4.0, Nb： 0.02-0.08, B： 0.001-0.008, N： 0.005-0.1，Ti： 0.001-0.03，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
下面描述将铸钢（M2)的各成分限定至上述范围的理由。
(M2-a) C (碳）
C是作为碳化物的组成元素的有用元素,其有助于保证淬火性能和析出强化。但是，如果C含量小于0.05%，则上述作用很小，并且如果其超过0.15%，则可焊性降低。因此，C含量被确定为0.05-0.15%。
(M2-b) Si (硅）
Si可用作脱氧剂和提高熔融金属流动性的元素，但是，如果Si含量太高，则会降低韧性和促进脆化。因此，考虑到上述观点，希望其含量尽可能低。如果Si含量超过0.3%，则上述性能显著降低。因此，Si含量被确定为0.3%或更少。而且，Si含量优选至少为0.05%或更多。
(M2-c) Mn (锰）
Mn是可用作脱硫剂的有用元素，但是，如果其含量小于0.1%，则不能实现脱硫作用，并且如果其含量超过1.5%，则蠕变强度降低。因此，Mn含量被确定为0.1-1.5%。
(M2-d) Ni (镍)
Ni可提高淬火性能和韧性。但是，如果Ni含量超过1.0%，则抗蠕变性能下降。因此，Ni含量被确定为1.0%或更少。而且，优选的是，Ni含量至少为0.05%或更多。
(M2-e) Cr (铬）
Cr可有效地作为析出物的组成元素，其有助于析出强化，并且不可避免地用于保证抗氧化性和抗腐蚀性。但是，如果Cr含量小于9.0%，则上述作用很小，并且如果含量为10%或更多，则有助于铁素体的生成，尤其是促使经过长时间后的蠕变强度的降低。因此，Cr含量被确定为9.0%或更多，并小于10%。
(M2-f) V (钒）
V有助于固溶强化和精细碳氮化物的形成。如果V含量为0.1%或更多，精细析出物将被形成为足以抑制还原。但是，如果V含量超过0.3%，则会促使碳氮化物粗化。因此，V含量被确定为0.1-0.3%。
(M2-g) Mo (钼)
Mo可用作固溶强化元素和碳化物的组成元素，并且当添加的Mo含量为0.6%或更多时，可以发挥其作用。但是，如果Mo含量超过1.0%，则会促使韧性降低和铁素体生成。因此，Mo含量被确定为0.6-1.0%。
(M2-h) W (钨）
W通过置换到碳化物和金属间化合物中而有助于固溶强化和析出强化。必须使W含量为1.5%或更多，以达到这种效果，但是如果W含量超过2.0%,则会促使韧性降低和铁素体生成。因此，W含量被确定为1.5-2.0%。
(M2-i) N (氮）
N通过形成氮化物或碳氮化物而有助于析出强化。此外，残留于母相中的N还有助于固溶强化。但是，如果N含量小于0.005%，将不能达到上述效果。同时，如果N含量超过0.1%,将会促使氮化物或碳氮化物粗化，降低蠕变强度，并且促使粗粒产物生成。因此，N含量被确定为0.005-0.1%。
(M2-j) Co (钴）
Co具有促进固溶强化并抑制铁素体生成趋势的作用。为了达到上述效果，Co含量要求为1.0%或更多，但是如果Co含量为4.0%或更多，则效果饱和，并且在大钢锭方面的经济性显著降低。因此，Co含量被确定为1.0-4.0% ο
(M2-k) Nb (铌）
Nb通过形成碳氮化物而有助于析出强化。如果Nb含量小于0.02%，则不能达到上述效果。同时，如果Nb含量超过0.08%，则会在钢锭生产期间大量生成处于非固溶体状态的粗粒Nb碳氮化物。因此，Nb含量被确定为 0.02-0.08 %。
(M2-1) Ti (钛）
Ti可用作脱氧剂并且通过形成碳氮化物而有助于析出强化。如果Ti含量小于0.001%,则不能达到上述效果。同时，如果Ti含量超过0.03%，将会在钢锭生产期间大量生成处于非固溶体状态的粗粒Ti碳氮化物。因此，Ti含量被确定为0.001-0.03%。
(M2-m) B (硼）
B在以极小量添加时会增强淬火能力，并且可以在高温下长时间稳定碳氮化物。在B含量为0.001%或更多时可以达到这种效果，并且可以实现抑制在晶界上和晶界附近析出的碳化物粗化的效果，但是如果B含量超过0.008%，将会使铸造性能显著下降，并促进粗粒产物的形成。因此，
B含量被确定为0.001-0.008 %。
当上述成分和主要成分Fe被包含时，希望偶然混入的杂质、即不可避免的杂质被减少到尽可能低的程度，并且不可避免的杂质的残余量在工业上优选尽可能低地减少到O %。
外部壳体111通过外部壳体冷却装置进行冷却，这样，可以使用在铸造生产率等方面优异的上述铁素体基铸钢或类似材料。作为具有处于上述范围内的基本成分的铸钢，例如JP-A 2005-60826 (KOKAI)和美国专利申请No. 10/901370中所述，存在“合金钢，其按重量百分比计包含C:0.05-0.15, Si： 0.3或更少(不包括O)，Mn： 0.1-1.5, Ni： 1.0或更少（不包括O)，Cr： 9.0或更多并小于 10，V： 0.1-0.3，Mo： 0.6-1.0, W： 1.5-2.0,Co： 1.0-4.0, Nb： 0.02-0.08, B： 0.001-0.008, N： 0.005-0.1, Ti： 0.001-0.03，
以及余量的Fe和不可避免的杂质；具有M23C6型碳化物，其通过回火热处理主要在晶界和马氏体板条边界上析出；具有M2X型碳氮化物和MX型碳氮化物，其在马氏体板条内析出；具有以V>Mo的关系包含于M2X型碳氮化物的组成元素中的V和Mo;以及具有重量百分比为2.0-4.0%的吣心型碳化物、M2X型碳氮化物和MX型碳氮化物的总析出物”。而且，作为用于外部壳体111的材料，可以使用廉价的低合金铸钢、例如I^CrMoV铸钢D
(3)辐射热屏蔽管140
作为形成辐射热屏蔽管140的材料，采用具有下列化学成分范围的耐热钢（M3)。（M3)耐热钢，其包含C: 0.25或更少，Si: 1.5或更少，Mn： 2.0或更少，Ni： 19-22, Cr： 24-26，以及余量的铁和不可避免的杂质；该不可避免的杂质被限制为0.045或更少的P和0.03或更少的S。
下面描述将耐热钢（M3)的各成分限定为上述范围的理由。
(M3-a) C (碳）
C是作为强化相的M23C6型碳化物的有用组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650°C或更高温度的高温环境中工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析aM23c6型碳化物而保持。如果C含量小，取决于可焊性和高温下_长时间加热的脆化得以抑制，但是碳化物的析出量减少。因此，优选的是，C含量至少为0.03%或更多。同时，如果C含量超过0.25%，则可焊性降低，并且工作期间的脆化趋势变得突出。因此，C含量被确定为0.25%或更少。
(M3-b) Si (硅）Si具有脱氧作用，并且还可提高根据本发明的耐热钢的蒸汽氧化性能。如果Si含量小，则韧性提高，但是耐水蒸气氧化性能降低。因此，
Si含量优选至少为0.05%或更多。同时，如果Si含量超过1.5%，则韧性降低，在650°C或更高温度的高温环境中的脆性显著升高。因此，Si含量被确定为1.5%或更少。
(M3-C) Mn (锰）
Mn具有脱硫作用。但是，如果Mn含量超过2.0%，则残留于钢中的非金属夹杂物的量显著增加。因此，Mn含量被确定为2.0%或更少。而且， Mn含量优选至少为0.05%或更多。
(M3-d) Ni (镍)
Ni具有增强根据本发明的耐热钢中的母相稳定性和增强高温下的抗氧化性的作用。如果Ni含量小于19%或超过22%，则相稳定性丧失，并且不能实现期望的强度特性。因此，Ni含量被确定为19-22%。
(M3-e) Cr (铬）
CrSM23C6型碳化物的必不可少的组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650°C或更高温度的高温环境中工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析aM23C6型碳化物而保持。而且，Cr可增强高温蒸汽环境下的抗氧化性。如果Cr含量小于24%，则抗氧化性和碳化物的析出量变低，并且如果其超过26%，则将显著促进M23C6型碳化物的析出，从而提高粗化趋势，并加快脆化相的析出。因此，Cr含量被确定为24-26%。
(M3-f) P (磷）和S (硫）
许多种不可避免的杂质混入并残留于耐热钢中。其中，确定了P和S两种元素的上限。P的上限被确定为0.045%,其能够抑制在高温环境中由晶界偏析导致的脆化，并且由于S被不可避免地混入钢的生产中，因此S的上限被确定为0.03%，其不会对性能造成影响。这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。
辐射热屏蔽管140用于阻断辐射热，这样，可以使用耐热性优异的上述奥氏体基材料，而无需焊接连接等，并且无需关注材料的可加工性和热膨胀系数。具体地说，可以使用对应于310型的材料，其在例如ASTMA167-77, A240-78或AMS 5521D中列出。
如上所述，第一实施例的蒸汽涡轮可以将650°C或更高温度的高温蒸汽引入超高压涡轮100,并且可以通过使内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130由具有化学成分范围（Ml)的耐热钢制成、使通过外部壳体冷却装置冷却的外部壳体111由具有化学成分范围（M2)的铸钢制成、以及使通过冷却蒸汽160冷却的辐射热屏蔽管140由具有化学成分范围（M3)的耐热钢制成来提高热效率。
而且，可以设置辐射热屏蔽管140，以防止焊接部分150被来自内部蒸汽管120的辐射热直接加热。并且，即使650Ό或更高温度的高温蒸汽被引入，外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度也可以通过冷却蒸汽160的冷却作用和辐射热屏蔽管140的辐射热屏蔽作用保持在600 °C或更低的温度，其与常规设备的温度相当。因此，可以减小由于外部壳体111和焊接到外部壳体111上的外部蒸汽管130之间的热伸张差而产生的热应力。而且，通过使外部壳体111由与经常用于常规设备等的材料相同的铁素体基合金钢制成并且利用镍基耐热钢制造有限的部分，可以确保可靠性、可操作性和经济效率。
(第二实施例）
除了形成第一实施例的超高压涡轮100的内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料被改变之外，设有根据本发明的第二实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10具有与第一实施例的超高压涡轮100相同的结构。在此，将对形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料进行描述。应当注意，以下示出的化学成分比以“重量百分比”表示。
(I)内部壳体110、喷嘴箱115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130
对于形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料而言，使用具有下列化学成分范围的耐热钢（M4)。（M4)耐热钢，其包含C: 0.10-0.20，Si： 0.01-0.5，Mn： 0.01-0.5, Cr： 20-23, Co：10-15，Mo： 8-10, Al： 0.01-1.5, Ti： 0.01-0.6，B： 0.001-0.006，以及余量的Ni和不可避免的杂质；该不可避免的杂质被限制为包括5或更少的Fe, 0.015或更少的P，0.015或更少的S，以及0.5或更少的Cu。
下面描述将耐热钢（M4)的各成分限定为上述范围的理由。 (M4-a) C (碳）
C是作为强化相的M23C6型碳化物的有用组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650°C或更高温度的高温环境中工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析出皿23(：6型碳化物而保持。如果C含量小于0.10%，由于M23C6型碳化物的析出量不足，不能保证期望的蠕变强度，并且如果其超过0.20%，则在生产大型铸件时，成分偏析的趋势增大，并且将促进作为脆化相的M6C型碳化物的生成。因此，C含量被确定为0.10-0.20%。
(M4-b) Si (桂）
Si具有脱氧作用，并且可提高铸锭的纯净度。但是，如果Si含量超过0.5¾,则耐热钢的韧性降低，并且促进了在650°C或更高温度的高温环境中的脆性。而且，如果Si含量小于0.01%，则不能实现脱硫作用，并且生产铸锭时的熔融金属的流动性降低。因此，Si含量被确定为0.01-0.5%。
(M4-C) Mn (锰）Mn具有脱硫作用，并且可提高铸锭的纯净度。但是，如果Mn含量超过0.5%,则将显著增加作为硫化物残留于铸锭中的Mn。并且如果Mn含量小于0.01%,则不能实现脱硫作用。因此，Mn含量被确定为0.01-0.50人
(M4-d) Cr (铬）
CrSM23C6型碳化物的必不可少的组成元素，并且特别是，在蒸汽涡轮在650°C或更高温度的高温环境中工作期间，耐热钢的蠕变强度通过析出M23C6型碳化物而保持。而且，Cr可增强高温蒸汽环境中的抗氧化性。如果Cr含量小于20%，则抗氧化性降低，并且如果其超过23%，则将显著促进1^230：6型碳化物的析出，并导致粗化趋势增大。因此，Cr含量被确定为20-23 %。
(M4-e) Co (钴）
Co具有在Ni母相中形成固溶体以提高母相在高温下的稳定性并抑制M23C6型碳化物粗化的作用。如果Co含量小于10%，则不能获得期望的特性，并且如果其超过15%，则大型铸锭的可成形性降低，并且经济效率降低。因此，Co含量被确定为10-15%。
(M4-f) Mo (钼）
Mo具有在Ni母相中形成固溶体以增强母相的强度的作用，并且其在M23C6型碳化物中的部分置换可增强碳化物的稳定性。如果Mo含量小于8%,则不能达到上述效果，并且如果Mo含量超过10%，则生产大型铸锭时的成分偏析趋势增大，并且促进了作为脆化相的M6C型碳化物的生成。因此，Mo含量被确定为8-10%。
(M4-g) Al (铝）
Al被主要地加入用于脱氧。Al通过在Ni内形成Y ’相而有助于增强析出作用。但是，根据本发明的耐热钢中的Y’相的析出量不是很大，从而可以期望获得有效的析出强化，但是因为其为活性金属元素，使得熔融步骤和铸锭生产中的生产率降低。当生产相对大的铸锭时，如果Al含量超过1.5%，上述特性将变得很显著。而且，如果Al含量小于0.01%，贝O不能获得脱氧作用。因此，Al含量被确定为0.01-1.5%。
(M4-h) Ti (钛）
Ti被主要加入用于脱氧。Ti在Ni中形成Y’相，并且有助于增强析出作用。但是，根据本发明的耐热钢中的Y’相的析出量不是很大，从而可以期望获得有效的析出强化，但是因为其为活性金属元素，使得熔融步骤和铸锭生产中的生产率降低。当生产相对大的铸锭时，如果Ti含量超过0.6%,上述特性变得很显著。而且，如果Ti含量小于0.01%，则不能获得脱氧作用。因此，Ti含量被确定为0.01-0.6%。
(M4-i) B (硼）
B在强化相的M23C6型碳化物中被部分置换，并且提供了增强碳化物在高温下的稳定性的作用，并且增强了高温下特别是晶界附近的母相的塑性。这些作用通过添加0.001%或更多的极小量的B而实现，但是如果其添加量超过0.006%,则大型铸锭中的成分偏析的趋势增大，锻造时的变形阻力变大，并且易于导致锻造裂纹。因此，B含量被确定为0.001-0.006 %。
(M4-j) Fe (铁）、P (磺）、S (硫）和Cu (铜）
许多种不可避免的杂质混入并残留于耐热钢中。其中，特别是Fe、P、S和Cu四种元素的上限被确定。对于P和S而言，上限被确定为0.015%，其能够抑制在高温环境中由晶界偏析导致的脆化，并且由于其被不可避免地混入钢的生产中，因此Fe和Cu的上限被确定为5%和0.5%,其不会对性能造成影响。这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。如上所述，第二实施例的蒸汽涡轮可以将650°C或更髙温度的高温蒸汽引入超高压涡轮100,并且可以通过使内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130由具有化学成分范围（M4)的耐热钢制成、使通过外部壳体冷却装置冷却的外部壳体111由具有如上所述的化学成分范围（M2)的铸钢制成、以及使通过冷却蒸汽160冷却的辐射热屏蔽管140由具有如上所述的化学成分范围（M3)的耐热钢制成来提高热效率。
而且，可以设置辖射热屏蔽管140，以防止焊接部分150被来自内部蒸汽管120的辐射热直接加热。而且，即使引入650Ό或更高温度的高温蒸汽，外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度也可以通过冷却蒸汽160的冷却作用和辐射热屏蔽管140的辐射热屏蔽作用保持在600°C或更低的温度，其与常规设备的温度相当。因此，可以减少由于外部壳体111和焊接到外部壳体111上的外部蒸汽管130之间的热伸张差而产生的热应力。
而且，通过使外部壳体111由与经常用于常规设备等的材料相同的铁素体基合金钢制成并且利用镍基耐热钢制造有限的部分，可以确保可靠性、可操作性和经济效率。
上述实施例在假定超高压涡轮100为根据本发明的蒸汽涡轮的情况下被描述。但是，根据本发明的蒸汽涡轮的结构可以用于650Ό或更高温度的高温蒸汽引入其中的高压涡轮和中压涡轮的结构。
(第三实施例）
除了形成第一实施例的超高压涡轮100的内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料被改变之外，设有根据本发明的第三实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10具有与第一实施例的超高压涡轮100相同的结构。在此，将对形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料进行描述。应当注意，以下示出的化学成分比以“重量百分比”表示。
(I)内部壳体110、喷嘴箱115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130
对于形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料而言，采用具有下列化学成分范围的耐热钢（M5)。（M5)耐热钢，其包含C: 0.05-0.25，Si： 0.1-1.0, Mn： 0.1-1.0, Cr： 20-24，Mo：8-10, Nb： 1-3, REM： 0.01-1.0,以及余量的Ni和不可避免的杂质；该不可避免的杂质被限制为包括5或更少的Fe, 0.5或更少的Cu，0.015或更少的P，0.015或更少的S,以及I或更少的Co;并且以700-1000°C的温度进行消除应力热处理。
例如通过以700-1000Ό的温度对25.4毫米的厚度加热I小时进行消除应力热处理。单位厚度的加热时间不局限于上述情况，而是可以适当地确定。
下面描述将耐热钢（M5)的各成分限定为上述范围的理由。
(M5-a) C (碳)
C是作为碳化物的组成元素的有用元素，并且可发挥保证熔融金属、尤其是镍基铸造合金的流动性的作用。在使用根据本发明的耐热钢之前，通过消除应力热处理实现的碳化物析出被尽可能地抑制，并且在以大约700Ό的温度进行长时间工作期间，精细碳化物被析出，以保持强度特性。但是，如果C含量超过0.25%，在铸造时形成的处于非固溶体状态的粗粒碳化物或共晶碳化物的生成量激增，并且工作时析出的精细碳化物的析出量减少。而且，如果C含量小于0.05%，则熔融金属的流动性变差，并且变得难以生产大型复杂形状的铸件。因此，C含量被确定为0.05-0.25%。
(M5-b) Si (硅）Si被用作脱氧剂，并且可发挥保证熔融金属的流动性的作用。Si还提高耐水蒸气氧化性。但是，如果Si含量很大，则韧性降低、脆性增大，鉴于上述观点，希望将其含量抑制为尽可能小。而且，如果Si含量超过1.0
则上述特性显著降低，并且如果其小于0.1%，则熔融金属的流动性变差，并且变得难以生产大型复杂形状的铸件。因此，Si含量被确定为
0.1-1.0%。 (M5-C) Mn (锰）
Mn是用作脱硫剂的有用元素，并且Mn含量被要求至少为0.1%，而且如果其超过1.0%,则非金属夹杂物的产生量增大。因此，Mn含量被确定为 0.1-1.0%。
(M5-d) Cr (铬）
Cr在抗氧化性和耐腐蚀性方面是有效的，并且作为有助于析出强化的精细Cr碳化物的有用组成元素。但是，如果Cr含量小于20%，则在大约700Ό的高温蒸汽环境中的耐腐蚀性不足，而且如果其超过24%，则铸造时共晶碳化物的生成量变得相当可观，并且不能发挥足够的强度特性。因此，Cr含量被确定为20-24%。
(M5-e) Mo (钥）
Mo有助于母相的固溶强化，以增强高温强度，并且具有减小高温下的热膨胀量的作用，但是如果Mo含量小于8%,则不能达到上述效果。同时，如果Mo含量超过10%，则当在高温下加热时，脆化相随时间变化而析出，并且合金的比重增大而增大偏析趋势。因此，Mo含量被确定为8-10%。
(M5-f) Nb (铌）
当在高温下加热时，Nb形成Y”相，其以Ni3Nb作为基本结构，并且Nb具有析出强化作用，以成为产生优异高温特性的因素。同时，Y”相及其稳定相、即S相变成降低耐热钢的韧性和塑性的原因，并且促进了随时间变化导致的脆化。如果Nb含量小于1%，则不能获得足够的Y”相的析出量，并且不能产生期望的强度。而且，如果其超过3%，则Y”相的析出量变得过大，且随时间变化陈胜的脆化变得显著。因此，Nb含量被确定为1-3%，以产生在大约700Ό的温度下的高温强度并抑制随时间变化产生的脆化。而且，更优选地，Nb含量为1.5-2.5%。将Nb添加到根据本发明的耐热钢中的必要性根据釆用该耐热钢的每个部件进行判断。
(M5-g) Fe (铁）、P (憐）、S (硫）和Cu (铜） 通常，通过使用熔化铁-钢材料的熔融炉生产的耐热钢不可避免地混入来自炉壁的Fe,并且不影响机械性能的Fe含量的上限被确定为5%。而且，Cu、P和S主要从原材料中混入。因此，将其限制为具有0.5%或更少的Cu含量、0.015%或更少的P含量、以及0.015%或更少的S含量。而且，这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。
(M5-h) REM (稀土金属）
根据本发明的耐热钢通过在大气中熔化和在大气中铸造而制成，因此可能使得作为脱氧剂的活性元素、例如Al或Ti的作用不能达到期望的效果。而且，Mn的添加量出于抑制非金属夹杂物的生成量的观点被限制，从而可能不会产生最大程度的脱硫作用。而且，如果脱氧或脱硫不足并且产生具有高比重的氧化物或硫化物，则其与熔融金属的分离很困难，并且这一产物残留于铸锭中将降低耐热钢的纯净度。当加入微量REM时，根据本发明的耐热钢发挥脱氧和脱硫作用，以提高纯净度，并且由于S含量减少，从而具有提高耐热钢的可焊性的作用。适合于根据本发明的耐热钢的REM优选地形成为包含至少四种稀土元素,例如Ce(铈）、La(镧）、Nd (钕）和Pr (镨）。当上述REM的总含量小于0.01%时，脱氧效果和脱硫效果均不能达到。同时，当其超过1.0%时，它们在铸锭中的残余量变大，从而将降低机械性能。因此，REM的总含量被确定为0.01-1.0%。
如上所述，第三实施例的蒸汽涡轮可以将650Ό或更高温度的高温蒸汽引入超高压涡轮100，并且可以通过使内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130由具有化学成分范围（M5)的耐热钢制成、使通过外部壳体冷却装置冷却的外部壳体111 由具有如上所述的化学成分范围（M2)的铸钢制成、以及使通过冷却蒸汽160冷却的辐射热屏蔽管140由具有如上所述的化学成分范围（M3)的耐热钢制成来提高热效率。而且，具有化学成分范围（M5)的耐热钢仅经受以700-1000Ό的温度进行的消除应力退火的热处理，并且不需要经受固溶处理或时效热处理。因此，保证了足够的机械性能，生产过程得以简化，并且生产费用等得以降低。
可以设置辐射热屏蔽管140，以防止焊接部分150被来自内部蒸汽管120的辐射热直接加热。即使引入650°C或更高温度的高温蒸汽，外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度也可以通过冷却蒸汽160的冷却作用和辐射热屏蔽管140的辐射热屏蔽作用保持在600°C或更低的温度，其与常规设备的温度相当。因此，可以减小由外部壳体111和焊接到外部壳体111上的外部蒸汽管130之间的热伸张差产生的热应力。外部壳体111由与用于常规设备等的材料相同的铁素体基合金钢制成，并且通过使用用于有限部分的镍基耐热钢，可以确保可靠性、可操作性和经济效率。
(第四实施例）
除了形成第一实施例的超高压涡轮100的内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料被改变之外，设有根据本发明的第四实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10具有与第一实施例的超髙压涡轮100相同的结构。在此，将对形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料进行描述。应当注意，以下示出的化学成分比以“重量百分比”表示。
(I)内部壳体110、喷嘴箱115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130
对于形成内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130的材料而言，釆用具有下列化学成分范围的耐热钢（M6)。（M6)耐热钢，其包含C: 0.05-0.25，Si： 0.1-1.0，Mn： 0.1-1.0，Cr： 20-24，Co：10-15，Mo： 8-10，B： 0.001-0.006，REM: 0.01-1.0，以及余量的Ni和不可避免的杂质，该不可避免的杂质被限制为包括5或更少的Fe, 0.5或更少的Cu，0.015或更少的P，0.015或更少的S, 0.05或更少的Al,以及0.05或更少的Ti,并且以700-1000°C的温度进行消除应力热处理。
例如通过以700-1000Ό的温度对25.4毫米的厚度加热I小时进行消除应力热处理。单位厚度的加热时间不局限于上述情况，而是可以适当地确定。
下面描述将耐热钢（M6)的各成分限定为上述范围的理由。
(M6-a) C (碳）
C是用作碳化物的组成元素的有用元素，并且可发挥保证熔融金属、尤其是镍基铸造合金的流动性的作用。在使用根据本发明的耐热钢之前，通过消除应力热处理实现的碳化物析出被尽可能地抑制，并且在以大约700Ό的温度长时间工作期间，精细碳化物被析出，以保持强度特性。但是，如果C含量超过0.25%，在铸造时形成的处于非固溶体状态的粗粒碳化物或共晶碳化物的产生量激增，并且工作时析出的精细碳化物的析出量减少。而且，如果C含量小于0.05%，则熔融金属的流动性变差，并且变得难以生产大型复杂形状的铸件。因此，C含量被确定为0.05-0.25%。
(M6-b) Si (硅）Si可用作脱氧剂，并且可发挥保证熔融金属流动性的作用。Si还可提高耐水蒸气氧化性。但是，如果Si含量很高，则韧性降低、脆性增强。鉴于上述观点，希望尽可能低地抑制Si含量。而且，如果Si含量超过1.0%，则上述特性显著降低，并且如果其小于0.1%，则熔融金属的流动性变差，并且变得难以生产大型复杂形状的铸件。因此，Si含量被确定为0.1-1.0%。
(M6-C) Mn (锰）
Mn是用作脱硫剂的有用元素，并且Mn含量被要求至少为0.1%，如果其超过1.0%，则非金属夹杂物的产生量增大。因此，Mn含量被确定为
0·1-1·0%ο
(M6-d) Cr (铬)
Cr在抗氧化性和耐腐蚀性方面是有效的，并且作为有助于析出强化的精细Cr碳化物的有用组成元素。但是，如果Cr含量小于20%，则在大约700°C的高温蒸汽环境中的耐腐蚀性不足，而且如果其超过24%，则铸造时共晶碳化物的生成量变得相当可观，并且不能发挥足够的强度特性。因此，Cr含量被确定为20-24%。
(M6-e) Mo (钼）
Mo有助于母相的固溶强化，以增强高温强度，并且具有减少高温下热膨胀量的作用，但是如果Mo含量小于8%，则不能达到上述效果。同时，如果Mo含量超过10%，则当在高温下受热时，脆化相随时间变化析出，并且合金的比重增大而增大偏析趋势。因此，Mo含量被确定为8-10%。
(M6-f) Co (钴）
Co有助于母相的固溶强化，并且可增强在高温下长时间加热后的高温强度和析出物稳定性。这种效果在Co含量为10%或更多时可以得到发挥。同时，如果Co含量超过15%，则可加工性和经济效率显著降低。因此，Co含量被确定为10-15%。将Co添加到根据本发明的耐热钢中的必要性根据应用该耐热钢的每个部件进行判断。
(M6-g) B (硼）
B可增强析出物的高温稳定性，并有助于晶界强化。当B含量为0.001%或更多时可达到这种效果，但是如果B含量超过0.006%，则会促进偏析，并且与大气中的N (氮）结合产生粗粒化合物。因此，B含量被确定为0.001-0.006%。将B添加到根据本发明的耐热钢中的必要性根据应用该耐热钢的每个部件进行判断。
(M6-h) Al (铝）和Ti (钛）
Al和Ti通常是作为Y ’相的组成元素的必不可少的元素，该Y ’相是镍基耐热铸造合金的主要强化相。但是，在大型铸件生产中，在大气中熔化和在大气中铸造是不可避免的，并且很难在熔化时控制含量，也很难在铸造时获得均匀的浓度分布。而且，由于大量非金属夹杂物的产生，使熔融金属的流动性下降以及机械性能下降。因此，不是有意地将Al和Ti添加到本发明的耐热钢中。作为不可避免的杂质的最终Al和Ti的残余量分别被限制为0.05%或更少，并且期望该残余量优选尽可能低地降至0%。
(M6-i) Fe (铁）、P (磷）、S (硫）和Cu (铜）
通常，通过使用熔化铁-钢材料的熔融炉生产的耐热钢不可避免地混入来自炉壁的Fe，并且不影响机械性能的Fe含量的上限被确定为5%。而且，Cu、P和S主要从原材料中混入。因此，将其限制为具有0.5%或更少的Cu含量、0.015%或更少的P含量、以及0.015%或更少的S含量。而且，这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。
(M6-j) REM (稀土金属）根据本发明的耐热钢通过在大气中熔化和在大气中铸造制成，从而使得作为脱氧剂的活性元素、例如Al或Ti的作用可能不能达到期望的效果。而且，Mn的添加量出于限制非金属夹杂物的生成量的观点被限制，从而可能不会发挥最大程度的脱硫效果。而且，如果脱氧或脱硫不足并且产生具有高比重的氧化物或硫化物，则其与熔融金属的分离变得困难，并且这种产物残留于铸锭中将降低耐热钢的纯净度。当加入微量REM时，根据本发明的耐热钢将发挥脱氧和脱硫作用以提高纯净度，并且由于S含量减少，从而具有提髙耐热钢的可焊性的作用。适合于根据本发明的耐热钢的REM优选地形成为包含至少四种稀土元素，例如Ce(铈）、La(镧）、Nd (钕）和Pr (镨）。当上述REM的总含量小于0.01%时，脱氧效果和脱硫效果均不能达到。同时，当其超过1.0%时，它们在铸锭中的残余量变大，从而降低机械性能。因此，REM的总含量被确定为0.01-1.0%。
如上所述，第四实施例的蒸汽涡轮可以将650°C或更高温度的高温蒸汽引入超高压涡轮100，并且可以通过使内部壳体HO、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130由具有化学成分范围（M6)的耐热钢制成、使通过外部壳体冷却装置冷却的外部壳体111由具有如上所述的化学成分范围（M2)的铸钢制成、以及使通过冷却蒸汽160冷却的辐射热屏蔽管140由具有如上所述的化学成分范围（M3)的耐热钢制成来提高热效率。而且，具有化学成分范围（M6)的耐热钢仅仅经受以700-1000Ό的温度进行的消除应力退火的热处理，并且不需要经受固溶处理或时效热处理。因此，保证了足够的机械性能，生产过程得以简化，并且生产费用等得以降低。
可以设置辐射热屏蔽管140，以防止焊接部分150被来自内部蒸汽管120的辐射热直接加热。即使引入650°C或更高温度的高温蒸汽，外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度也可以通过冷却蒸汽160的冷却作用和辐射热屏蔽管140的辐射热屏蔽作用保持在600°C或更低的温度，其与常规设备的温度相当。因此，可以减少由外部壳体111和焊接到外部壳体111上的外部蒸汽管130之间的热伸张差产生的热应力。外部壳体111由与用于常规设备等的材料相同的铁素体基合金钢制成，并且通过使用用于有限部分的镍基耐热钢，可以确保可靠性、可操作性和经济效率。
(第五实施例）
除了形成第一至第四实施例的超高压涡轮100的外部壳体111的材料被改变之外，设有根据本发明的第五实施例的蒸汽涡轮的蒸汽涡轮发电系统10具有与第一至第四实施例的超高压涡轮100相同的结构。在此，将对形成外部壳体111的材料进行描述。应当注意，以下示出的化学成分比以“重量百分比”表示。
(I)外部壳体111
(M7)耐热铸钢，其包含C: 0.12-0.18, Si： 0.2-0.6, Mn： 0.5-0.9,Cr： 1.0-1.5, V： 0.2-0.35, Mo： 0.9-1.2, Ti： 0.01-0.04，以及余量的Fe
和不可避免的杂质，该不可避免的杂质被限制为包括0.02或更少的P，0.012或更少的S，0.01或更少的Al，0.5或更少的Ni，以及0.35或更少的Cu。
下面描述将耐热铸钢（M7)的各成分限定为上述范围的理由。
(M7-a) C (碳）
C是作为碳化物的组成元素的有用元素。根据本发明的耐热铸钢可以在C含量为0.12%或更多时保证足够的碳化物析出量。同时，如果C含量超过0.18%，则可焊性被抑制，并且将促进长时间高温加热时碳化物的聚集和粗化。因此，C含量被确定为0.12-0.18%。
(M7-b) Si (硅）
Si可用作脱氧剂，并且可发挥保证熔融金属流动性的作用。Si还可提高耐水蒸气氧化性。但是，如果Si含量很高，则韧性降低、脆性增强。鉴于上述观点，希望尽可能低地抑制Si含量。而且，如果Si含量超过0.6%,则上述特性显著降低，并且如果其小于0.2%，则熔融金属的流动性变差，并且难以生产大型复杂形状的铸件。因此，Si含量被确定为0.2-0.6%。
(M7-C) Mn (锰）
Mn是用作脱硫剂的有用元素，并且Mn含量被要求至少为0.5%，而且如果其超过0.9%，则非金属夹杂物的产生量增大。因此，Mn含量被确定为 0.5-0.9%。
(M7-d) Cr (铬）
Cr在抗氧化性和耐腐蚀性方面是有效的，并且有用地作为有助于析出强化的精细Cr碳化物的组成元素。但是，如果Cr含量小于1.0%，则不能发挥该作用，而且如果其超过1.5%,则将促进长时间高温加热时碳化物的聚集和粗化。因此，Cr含量被确定为1.0-1.5%。
(M7-e) V (钒)
V通过形成精细碳氮化物而有助于析出强化。当V含量为0.2%或更多时，根据本发明的耐热铸钢可发挥这种作用。同时，如果V含量超过0.35%,则韧性降低，并且由于高温加热而提高了脆性。因此，V含量被确定为 0.2-0.35%。
(M7-f) Mo (钼）
Mo有助于母相的固溶强化，从而增强高温强度，并且具有提高碳化物稳定性的作用。但是，如果根据本发明的耐热铸钢中的Mo含量小于0.9%,则不能达到这种效果。同时，如果Mo含量超过1.2%，则韧性降低，并且提高了由高温加热导致的脆化相的析出。因此，Mo含量被确定为0.9-1.2%。
(M7-g) Ti (钛)Ti可用作大型铸件生产中的脱氧剂，其中对于大型铸件的生产而言，在大气中铸造是不可避免的。但是，如果Ti含量小于0.01%，则不能达到这种效果，并且如果其超过0.04%,则粗粒Ti碳氮化物和夹杂物的生成量增加。因此，Ti含量被确定为0.01-0.04%。 (M7-h) P (磷）、S (硫）、Al (铝）、Ni (镍）和Cu (铜）许多种不可避免的杂质混入并残留于耐热钢中。对于P、S、Al、Ni和Cu五种元素而言，已经证实，如果它们的含量极低，这种不可避免的杂质将不会对耐热铸钢的特性产生影响。因此，这类不可避免的杂质的上限被确定为使耐热铸钢的性能不受影响的范围，即，P含量：0,02%或更少，S含量：0.012%或更少，Al含量：0.01%或更少，Ni含量：0.5%或更少，Cu含量：0.35%或更少。而且，这些不可避免的杂质优选在工业上尽可能低地降至残余含量为0%。
如上所述，第五实施例的蒸汽涡轮可以将650°C或更高温度的高温蒸汽引入超高压涡轮100，并且可以通过使内部壳体110、喷嘴室115、内部蒸汽管120和外部蒸汽管130由具有上述（Ml)、(M4) - (M6)中的任何一种化学成分范围的耐热钢制成、使通过外部壳体冷却装置冷却的外部壳体111由具有化学成分范围（M7)的铸钢制成、以及使通过冷却蒸汽160冷却的辐射热屏蔽管140由具有上述化学成分范围（M3)的耐热钢制成来提局热效率。
可以设置辐射热屏蔽管140，从而防止焊接部分150被来自内部蒸汽管120的辐射热直接加热。即使引入650°C或更高温度的高温蒸汽，外部壳体111和外部蒸汽管130的表面温度也可以通过冷却蒸汽160的冷却作用和辐射热屏蔽管140的辐射热屏蔽作用保持在60(TC或更低的温度，其与常规设备的温度相当。因此，可以减少由于外部壳体111和焊接到外部壳体111上的外部蒸汽管130之间的热伸张差产生的热应力。此外，通过使外部壳体ill由与用于常规设备等的材料相同的铁素体基合金钢制成以及通过使用用于有限部分的镍基耐热钢，可以确保可靠性、可操作性和经济效率。
上述各实施例在假设超高压涡轮100为根据本发明的蒸汽涡轮的情况下被描述。但是，根据本发明的蒸汽涡轮的结构可用于650°c或更高温度的高温蒸汽导入其中的高压涡轮和中压涡轮的结构。