沉淀硬化型马氏体不锈钢及使用有该不锈钢的汽轮机部件

技术领域

本发明涉及具有高的机械特性的钢材，特别是涉及沉淀硬化型马氏体不锈钢及使用有该不锈钢的汽轮机用部件。

背景技术

近年来，从节能(例如，化石燃料的节约)及防止全球变暖(例如，抑制CO₂气体的产生量)的观点考虑，期望提高火力发电设备的效率(例如，提高汽轮机的效率)。作为提高汽轮机的效率的有效手段之一，有使汽轮机的长叶片又长又大的方法。另外，汽轮机长叶片的又长又大还有望产生一些次要效果：通过减少机舱数来缩短设备建设时间并由此削减成本。

目前，超超临界压发电(USC)设备的汽轮机长叶片主要使用马氏体不锈钢。但是，当汽轮机长叶片又长又大时离心力显著增大，因此，使人担心现有的马氏体不锈钢的机械强度不足。因此，作为汽轮机长叶片的材料，要求机械强度更高的材料。另外，为了防止突然毁坏，还期望具有优异的韧性。

作为具有良好机械强度和韧性的结构材料，例如，在专利文献1中，公开有可优选用于汽轮机叶片的马氏体不锈钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-098349号公报

专利文献2：日本特开2005-194626号公报

发明内容

发明要解决的课题

如前所述，为了实现汽轮机长叶片的又长又大，要求兼具高机械强度和高韧性的材料。而且，由于汽轮机长叶片在干湿交替区域使用而处于严酷的腐蚀环境下，因此，还期望它具有较高的耐腐蚀性[例如，对于应力腐蚀开裂(SCC)的耐性]。

一般而言，机械强度和耐腐蚀性是取舍关系。马氏体不锈钢虽然具有较高的机械强度，但其耐腐蚀性还有待进一步提高。另一方面，沉淀硬化型马氏体不锈钢由于Cr添加量多而C添加量少，因此虽然耐SCC性等耐腐蚀性优异，但在机械强度方面稍有弱点。专利文献2中公开的沉淀硬化型马氏体不锈钢以提高机械强度为重点，虽然机械强度提高，但有可能反而牺牲耐腐蚀性。

因此，本发明的目的在于，提供机械强度和韧性在高水平均衡且耐SCC性等耐腐蚀性优异的沉淀硬化型马氏体不锈钢及使用该不锈钢的汽轮机部件。

用于解决课题的手段

本发明的一个方式是，为了实现上述目的，提供沉淀硬化型马氏体不锈钢，其以组成计含有0.10质量％以下的C(碳)、13.0质量％以上15.0质量％以下的Cr(铬)、7.0质量％以上10.0质量％以下的Ni(镍)、2.0质量％以上3.0质量％以下的Mo(钼)、0.5质量％以上2.5质量％以下的Ti(钛)、0.5质量％以上2.5质量％以下的Al(铝)、0.5质量％以下的Si(硅)、0.1质量％以上1.0质量％以下的Mn(锰)，其余部分由Fe(铁)及不可避免的杂质构成，其特征在于，在以“[Ti浓度]”为x轴、以由与T i成分组成化合物的Al成分和C成分而得到的“[Al浓度]+2[C浓度]”为y轴表示的x-y平面中，所述Ti、所述Al及所述C的成分量均衡处于由4个坐标点A(0.5，0.5)、B(0.5，2.7)、C(2.5，2.7)、D(2.5，0.5)构成的四边形ABCD内。

发明效果

根据本发明，可以提供机械强度和韧性在高水平均衡且耐SCC性等耐腐蚀性优异的沉淀硬化型马氏体不锈钢及使用有该不锈钢的汽轮机部件。

附图说明

图1是表示本发明涉及的汽轮机长叶片的一个例子的透视示意图。

图2是在以“[Ti浓度]”为x轴、以“[Al浓度]+2[C浓度]”为y轴表示的x-y平面中标绘的发明钢1～9及比较钢1～4中的Ti、Al及C的成分量均衡之图。

图3是表示拉伸强度与时效温度的关系的图。

图4是表示夏比冲击值与时效温度的关系的图。

符号说明

1...叶片剖面部、2...叶片根部、3...防蚀片、4...短管(stub)、

5...围筒、10...汽轮机长叶片

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式，一边参照附图一边进行说明。但是，本发明并不限定于在此举出的实施方式，在不改变要旨的范围内适当组合或改良是可能的。

如前所述，本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢是以组成计含有0.10质量％以下的C(碳)、13.0质量％以上15.0质量％以下的Cr(铬)、7.0质量％以上10.0质量％以下的Ni(镍)、2.0质量％以上3.0质量％以下的Mo(钼)、0.5质量％以上2.5质量％以下的Ti(钛)、0.5质量％以上2.5质量％以下的Al(铝)、0.5质量％以下的Si(硅)、0.1质量％以上1.0质量％以下的Mn(锰)、其余部分由Fe(铁)及不可避免的杂质构成的马氏体不锈钢，其特征在于，在以“[Ti浓度]”为x轴、以由与Ti成分组成化合物的Al成分和C成分而得到的“[Al浓度]+2[C浓度]”为y轴表示的x-y平面中，所述Ti、所述Al和所述C的成分量均衡处于由4个坐标点A(0.5，0.5)、B(0.5，2.7)、C(2.5，2.7)、D(2.5，0.5)构成的四边形ABCD内。

另外，本发明可以在上述发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢中增加如下改良或变更。

(1)进一步含有合计0.05质量％以上0.5质量％以下的Nb(铌)、V(钒)及Ta(钽)中的至少一种。

(2)用W(钨)置换所述Mo的一部分或全部。

(3)进一步含有0.5质量％以上1.0质量％以下的Co(钴)及0.5质量％以上1.0质量％以下的Re(铼)。

(4)所述不可避免的杂质为P(磷)、S(硫)、Sb(锑)、Sn(锡)及As(砷)中的任一种以上，所述P为0.1质量％以下、所述S为0.1质量％以下、所述Sb为0.1质量％以下、所述Sn为0.1质量％以下、所述As为0.1质量％以下。

(5)所述沉淀硬化型马氏体不锈钢在实施900℃以上950℃以下的固溶化热处理后，再进行530℃以上580℃以下的时效热处理。

(6)由上述沉淀硬化型马氏体不锈钢形成的、对于3600rpm具有48～60英寸长度的汽轮机长叶片。

(7)具有上述汽轮机长叶片的转子。

(8)使用上述转子的汽轮机。

(9)使用上述汽轮机的火力发电设备。

(沉淀硬化型马氏体不锈钢的组成)

以下，对本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢的各成分进行说明。

C成分是抑制对机械特性和耐SCC性带来不良影响的δ铁素体相生成的元素。而且是与Cr、Ti、及Mo等生成化合物从而有助于沉淀硬化的元素，但如果添加量超过0.10质量％，则会成为因碳化物过量沉淀而导致韧性降低或因晶粒边界附近Cr浓度降低而导致耐腐蚀性变差的主要因素。因而，C成分量优选为0.10质量％以下。较优选为0.05质量％以下，更优选为0.025质量％以下。

Cr成分是通过在不锈钢表面形成钝化膜而有助于提高耐腐蚀性的元素。如果添加量低于12.0质量％，则不能充分确保耐腐蚀性。另一方面，如果添加量超过15.0质量％，则容易生成δ铁素体相而成为机械特性和耐SCC性变差的主要原因。因而，Cr成分量优选为13.0～15.0质量％。较优选为13.5～14.5质量％，更优选为13.75～14.25质量％。

Ni成分是抑制δ铁素体相生成且通过Ni-Ti-Al化合物的沉淀硬化而有助于提高拉伸强度的元素。进而，还有提高淬透性和韧性的效果。如果添加量低于7.0质量％，则这些效果不充分。另一方面，如果添加量超过10.0质量％，则奥氏体相残留·沉淀而成为机械强度(例如拉伸强度)降低的主要原因。因而，Ni成分量优选为7.0～10.0质量％。较优选为7.5～9.5质量％，更优选为8.0～9.0质量％。

Mo是提高耐SCC性的元素。如果添加量低于2.0质量％，则其效果不充分。另一方面，如果添加量超过3.0质量％，则会促进δ铁素体相生成而成为机械特性和耐SCC性变差的主要原因。因而，Mo成分量优选为2.0～3.0质量％。较优选为2.2～2.8质量％，更优选为2.3～2.7质量％。

由于Ti成分生成碳化物且生成Ni-Ti-Al化合物而有助于沉淀硬化，因此是用于获得优异拉伸强度所必需的的元素。另外，由于T i碳化物比Cr碳化物优先生成，因此，其结果可抑制Cr碳化物的生成而有助于提高耐SCC性。进而，Ti成分也有提高晶粒边界耐腐蚀性的效果。如果添加量低于0.5质量％，则这些效果不充分。另一方面，如果添加量超过2.5质量％，则因有害相沉淀等而成为韧性降低的主要原因。因而，Ti成分量优选为0.5～2.5质量％。较优选为1.0～2.0质量％，更优选为1.25～1.75质量％。

Al成分也是生成Ni-Ti-Al化合物而有助于沉淀硬化的元素。如果添加量低于0.5质量％，则其效果不充分。另一方面，如果添加量超过2.5质量％，则Ni-Ti-Al过量沉淀或容易生成δ铁素体相而成为特性变差的主要原因。因而，Al成分量优选为0.5～2.5质量％。较优选为1.0～2.0质量％，更优选为1.25～1.75质量％。

Si成分是作为脱氧剂在不锈钢熔融时发挥作用的元素，即使量少也有效果。如果添加量超过0.5质量％，则容易生成δ铁素体相而成为特性变差的主要原因。因而，Si成分量优选为0.5质量％以下。较优选为0.25质量％以下，更优选为0.1质量％以下。需要说明的是，在不锈钢的熔融工序中，施行真空碳脱氧法和电渣重熔法等时，不需要主动添加Si成分(不添加Si即可)。

Mn成分是作为脱氧剂和脱硫剂在不锈钢熔融时发挥作用的元素，即使量少也有效果。另外，还有抑制δ铁素体相生成的效果，因此其添加量优选为0.1质量％以上。另一方面，如果添加量超过1.0质量％，则成为韧性降低的主要原因。因而，Mn成分量优选为0.1～1.0质量％。较优选为0.3～0.8质量％，更优选为0.4～0.7质量％。

Nb成分是以碳化物的形式沉淀而有助于提高机械强度的元素。如果添加量低于0.05质量％，则其效果不充分。另一方面，如果添加量超过0.5质量％，则成为促进δ铁素体相生成的主要原因。因而，Nb成分量优选为0.05～0.5质量％。较优选为0.1～0.45质量％，更优选为0.2～0.3质量％。

V成分及/或Ta成分可以置换Nb成分而添加。这种情况下，优选合计添加量与单独添加Nb的情况相同。即，优选添加合计0.05～0.5质量％的Nb、V及Ta中的至少一种。V成分及/或Ta成分的添加不是必须的，但具有使沉淀硬化更加显著的效果。

W成分是与Mo成分一样具有提高耐SCC性的效果的元素。W成分的添加不是必须的，但与Mo成分的复合添加能更进一步提高该效果。此时，为了防止δ铁素体相沉淀，优选Mo成分和W成分的合计添加量与单独添加Mo时相同(2.0～3.0质量％)。

Co成分是具有抑制δ铁素体相生成、提高马氏体组织均匀性的效果的元素。如果添加量低于0.5质量％，则其效果不充分。另一方面，如果添加量超过1.0质量％，则奥氏体相残留·沉淀而成为机械强度(例如拉伸强度)降低的主要原因。因而，Co成分量优选为0.5～1.0质量％。较优选为0.6～0.9质量％，更优选为0.7～0.8质量％。

Re成分是具有通过固溶强化而提高机械强度的效果的元素。另外，还具有有助于提高韧性和耐SCC性的效果。如果添加量低于0.5质量％，则这些效果不充分。另一方面，由于Re成分非常昂贵，因此，从成本的观点考虑，以1.0质量％左右为上限为宜。因而，Re成分量优选为0.5～1.0质量％。较优选为0.6～0.9质量％，更优选为0.7～0.8质量％。

在本发明中，不可避免的杂质是指非有意添加的成分。换而言之，是指原材料中本来含有的成分、或在制造过程中不得已混入的成分。作为不可避免的杂质，例如可以举出P、S、Sb、Sn及As，本发明的马氏体不锈钢中含有这些成分中的至少一种。

P成分及S成分的减少可以在不损害机械强度的情况下提高韧性，因此优选尽量减少。从韧性的观点考虑，优选使P成分量为0.1质量％以下、S成分量为0.1质量％以下。较优选为0.05质量％以下的P、0.05质量％以下的S。同样通过减少Sb成分、Sn成分及As成分，可以改善韧性。因此，也优选尽量减少这些成分，优选为0.1质量％以下的Sb、0.1质量％以下的Sn、0.1质量％以下的As。较优选为0.05质量％以下的Sb、0.05质量％以下的Sn、0.05质量％以下的As。

为了实现本发明的目的，组成中Ti、Al及C的成分量均衡是本发明最具特点的构成。为了使沉淀硬化型马氏体不锈钢的机械强度、韧性及耐腐蚀性高度均衡，本发明人等对强烈影响机械强度的碳化物或Ni-Ti-Al化合物的控制、及强烈影响耐腐蚀性的Cr成分和Mo成分的控制进行了深入研究。为了提高机械特性，使碳化物或Ni-Ti-Al化合物积极生成·沉淀是有效的。另一方面，为了维持·提高耐腐蚀性，需要在抑制有害相生成的同时抑制由碳化物生成而导致的Cr成分和Mo成分的过量消耗。对于该矛盾的要求，本发明人等研究的结果发现，组成中的Ti、Al及C的成分量均衡是一个要点，进而完成了本发明。

具体而言，优选使Ti、Al及C的成分量均衡，以使其在以“[Ti浓度]”为x轴、以由与Ti成分组成化合物的Al成分和C成分而得到的“[Al浓度]+2[C浓度]”为y轴表示的x-y平面中处于由4个坐标点A(0.5，0.5)、B(0.5，2.7)、C(2.5，2.7)、D(2.5，0.5)构成的四边形ABCD内(参照图2)。特别是在处于由3个坐标点C(0.5，2.7)、E(1.5，2.7)、F(1.5，1.6)构成的三角形CEF内时，能够实现高强度(1500MPa以上的拉伸强度)和高韧性(25.0J/cm²以上的夏比冲击值)。

(制造方法)

对于本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢的制造方法，除了热处理工序中有优选的热处理条件外，其他没有特别限定，可利用现有的方法。以下，对本发明的热处理进行说明。

在本发明中，优选在900℃以上950℃以下(较优选910℃以上940℃以下)加热保持后进行急冷的固溶化热处理。本发明中的固溶化热处理是指使与沉淀物形成有关的成分固溶于基体中后进行急冷以得到马氏体组织的热处理。优选在实施该固溶化热处理后进行在520℃以上580℃以下(较优选530℃以上570℃以下，更优选530℃以上550℃以下)加热保持后慢慢冷却的时效热处理。本发明中的时效热处理是指为了使碳化物或Ni-Ti-Al化合物生成·沉淀而进行的热处理。通过这些固溶化热处理及时效热处理，可以得到具有均匀的马氏体组织且具有沉淀物微细分散的理想的微细结构的沉淀硬化型马氏体不锈钢。

(汽轮机部件)

本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢兼具良好的机械特性和良好的耐腐蚀性，因此，可以优选用于火力发电设备的汽轮机部件。图1是表示本发明的汽轮机长叶片的一个例子的透视示意图。本发明钢优选应用于相对于3600rpm而长度为48～60英寸的汽轮机长叶片，尤其是较优选应用于长度为52～58英寸的汽轮机长叶片。如图1所示，汽轮机长叶片10为轴向插入型，由高速蒸汽冲击的叶片剖面部1和叶片根部2构成。在叶片剖面部1的中央附近和前端分别形成有用于与汽轮机转子邻接的长叶片10彼此连接的短管4和围筒5。另外，在叶片剖面部1的前端区域形成有用于保护叶片剖面部1因结露的高速蒸汽冲击而被腐蚀(侵蚀)的防蚀片3。需要说明的是，防蚀片3根据侵蚀的程度使用即可。由于本发明钢具备耐侵蚀性，因此，在侵蚀程度较低时，也可以不使用防蚀片3。

作为防蚀片3的一个例子，可以举出司太立合金板(钴基合金板)，可以采用钨极氩弧焊接、电子束焊接、钎焊等方法焊接。司太立合金板焊接后，优选在550℃以上650℃以下(较优选570℃以上630℃以下)进行消除应力热处理(SR热处理)以去除成为开裂的原因的残余应力。另外，作为保护叶片剖面部1不受侵蚀的其他手段，有利用热输入量大的激光等对叶片剖面部1的前端区域进行局部加热而使其表面层硬化的表面淬火技术。需要说明的是，汽轮机部件的加工也可以使用时效热处理后的不锈钢材料来进行，但是由于使用固溶化热处理后时效热处理前的不锈钢材料(碳化物或Ni-Ti-Al化合物没有沉淀的状态)的切削性等良好，因此有望提高作业效率。该情况下，在成形加工后进行时效热处理即可。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行更详细的说明，但本发明并不限定于这些实施例。

(发明钢1～12及比较钢1～13的制作)

首先，使用高频真空熔融炉(5.0×10^-3Pa以下，1600℃以上)铸造原料，使其组成如表1所示。使用1000ton锻造机及250kgf锤锻机对得到的铸块进行热锻，成型为宽×厚×长＝90mm×30mm×1400mm的方角料。接着，将该方角料截断加工为宽×厚×长＝45mm×30mm×80mm，作为不锈钢起始原料。

接着，使用箱式电炉对各不锈钢起始原料进行各种热处理。对于发明钢1～12及比较钢1～10，作为固溶化热处理，在930℃保持1小时后浸渍于室温水中进行水急冷。然后，作为时效热处理在550℃保持2小时后取出至室温空气中进行空气冷却。

对于比较钢11，作为固溶化热处理在925℃保持1小时后进行空气冷却。然后，作为时效热处理在540℃保持2小时后进行空气冷却。

对于比较钢12，作为固溶化热处理在1000℃保持1小时后进行空气冷却。然后，作为时效热处理在575℃保持2小时后进行空气冷却。

对于比较钢13，作为固溶化热处理在1120℃保持1小时后浸渍于室温的油中进行油急冷。然后，作为时效热处理在680℃保持2小时后进行空气冷却。

(各种特性评价)

对于上述得到的各试样(发明钢1～9及比较钢1～13)，分别实施了微细组织观察、作为机械强度指标的在室温的拉伸强度和0.02％耐力、作为韧性指标的在室温的夏比冲击值以及作为耐腐蚀性指标的耐SCC性的评价试验。对各评价试验的概要进行说明。

使用光学显微镜进行微细组织观察。判定基准是：将具有δ铁素体相及残留奥氏体相的沉淀量分别为1.0％以下的均匀马氏体组织的判定为“合格”。将除此之外判定为“不合格”。δ铁素体相及残留奥氏体相沉淀量的测定依据JIS G 0555记载的点算法。

拉伸强度及0.02％耐力的测定如下：由所述得到的各试样准备试验片(平行部长度30mm、外径6mm)，依据JIS Z 2241在室温进行拉伸试验。拉伸强度及0.02％耐力的判定基准是：将分别为1200MPa以上、800MPa以上判定为“合格”，将低于这些值判定为“不合格”。

夏比冲击值的测定如下：由所述得到的各试样准备具有2mm的V型缺口的试验片，依据JIS Z 2242在室温进行夏比冲击试验。夏比冲击值的判定基准是：将25.0J/cm²以上判定为“合格”，将低于该值判定为“不合格”。

耐SCC性的评价方法如下：由所述得到的各试样准备平板试验片(平行部长度20mm、宽4mm、厚2mm)，在80℃的3.5％NaCl水溶液中进行500MPa的恒载荷拉伸试验。耐SCC性的判定基准是：将200小时内未发生破断的情况判定为“合格”，将低于该值判定为“不合格”。

将各评价试验的结果示于表2。另外，将在以“[Ti浓度]”为x轴、以“[Al浓度]+2[C浓度]”为y轴表示的x-y平面中标绘的发明钢1～9及比较钢1～4中的Ti、Al及C的成分量均衡的点图示于图2。

[表2]

表2各种试验评价的结果

如表2所示，对于本发明的发明钢1～9而言，其金属组织中均未确认δ铁素体相或残留奥氏体相，为均匀的马氏体组织。另外，拉伸强度、0.02％耐力及夏比冲击值的机械特性也合格。进而，耐SCC性也得到了良好的结果。由这些结果可证实，本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢的机械强度、韧性和耐腐蚀性高度均衡。

另一方面，对于比较钢1而言，δ铁素体沉淀1.0％以上，且夏比冲击值和耐SCC性低于基准值，不合格。对于比较钢2而言，拉伸强度不合格。对于比较钢3而言，拉伸强度、耐SCC性不合格。对于比较钢4而言，δ铁素体沉淀1.0％以上，且夏比冲击值和耐SCC性低于基准值，不合格。对于比较钢5而言，δ铁素体沉淀1.0％以上，夏比冲击值和耐SCC性也不合格。对于比较钢6而言，耐SCC性不合格。对于比较钢7而言，可观察到1.0％以上的残留奥氏体相沉淀，0.02％耐力显著降低且低于基准值，耐SCC性也不合格。对于比较钢8而言，拉伸强度、耐SCC性不合格。对于比较钢9而言，可观察到1.0％以上的δ铁素体相沉淀，夏比冲击值不合格。对于比较钢10而言，拉伸强度和耐SCC性不合格。对于比较钢11而言，耐SCC性不合格。对于比较钢12而言，夏比冲击值、耐SCC性不合格。对于比较钢13而言，夏比冲击值、耐SCC性不合格。

另外，如图2所示，对于本发明的发明钢1～9而言，可知均处于由4个坐标点A(0.5，0.5)、B(0.5，2.7)、C(2.5，2.7)、D(2.5，0.5)构成的四边形ABCD内。需要说明的是，在发明钢1～9中，发明钢3的拉伸强度最高。另一方面，对于不符合本发明的规定的比较钢1～4而言，可知均处于由4个坐标点A(0.5，0.5)、B(0.5，2.7)、C(2.5，2.7)、D(2.5，0.5)构成的四边形ABCD之外。

(热处理条件的研究)

使用发明钢1、3、5、7、9，对固溶化热处理及时效热处理的热处理条件进行研究。其结果，固溶温度超过950℃时，残留奥氏体相过量，机械强度(拉伸强度、0.02％耐力)不合格。另外，固溶温度低于900℃时，因未固溶的沉淀物增加而使微细组织不均匀且机械强度也不合格。即，可确认固溶温度优选为900～950℃。

图3是表示拉伸强度与时效温度的关系的图，图4是表示夏比冲击值与时效温度的关系的图。如图3，4所示，时效温度超过580℃时，拉伸强度不合格；时效温度低于520℃时，夏比冲击值不合格。即，可确认时效温度优选为520～580℃。较优选为530～570℃，更优选为530～550℃。

(汽轮机长叶片)

使用发明钢3制造汽轮机长叶片。首先，在5.0×10^-3Pa以下的高真空状态中，通过「C+O→CO」的化学反应进行对钢水脱氧的真空碳脱氧。随后，通过锻造拉伸成型为电极棒。接着，进行电渣重熔，即，将该电极棒浸渍于熔渣中，通过通电使其在焦耳热作用下自熔，再使其在水冷模具中凝固而制得高品质的钢块。

将得到的钢块进行热锻后，依照48英寸叶片型进行模具锻造成型。成型后，作为固溶化热处理在930℃保持2小时后，通过送风机强制冷却进行急冷。接着，作为时效热处理在550℃保持4小时后，进行空气冷却。作为最后的润饰加工，进行弯曲成型和表面抛光，制成48英寸的长叶片。

从得到的汽轮机长叶片的前端、中央及叶片根的各部分，分别以使其成为叶片长度方向的方式采集试验片，进行与前述同样的评价试验。其结果，不管在哪一部分中，微细组织均为均匀的马氏体组织，未观察到δ铁素体相和残留奥氏体相。另外，不管在哪一部分中，在拉伸强度、0.02％耐力、夏比冲击值及耐SCC性的所有项目中都显示出合格的特性。需要说明的是，这里是基于48英寸的长叶片进行的说明，但本发明并不限定于此，也可以应用于48～60英寸的汽轮机长叶片。

如以上说明所述，本发明的沉淀硬化型马氏体不锈钢的马氏体组织的均匀性优异，机械强度、韧性和耐腐蚀性高度均衡，因此，可以优选应用于汽轮机长叶片。另外，本发明可以应用于具有该汽轮机长叶片的转子、使用有该转子的汽轮机、使用有该汽轮机的火力发电设备。进而，并不限定于汽轮机，本发明还可应用于燃气轮机压缩机用的叶片等。