JPH10265909A - 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 - Google Patents
高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法Info
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- JPH10265909A JPH10265909A JP9072258A JP7225897A JPH10265909A JP H10265909 A JPH10265909 A JP H10265909A JP 9072258 A JP9072258 A JP 9072258A JP 7225897 A JP7225897 A JP 7225897A JP H10265909 A JPH10265909 A JP H10265909A
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- C21D9/38—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for roll bodies
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Abstract
(57)【要約】
【課題】比較的低温域での引張強度及び靭性と高温域で
のクリープ破断強度との両方に優れた特性をもつ高靭性
耐熱鋼を提供する。 【解決手段】高靭性耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：０．０５
％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．２０％
以下、Ｍｎ：０％を超えて１．０％以下、Ｃｒ：８．０
％以上１４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．０％以
下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：１．５
％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．５０％
以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｂ：０．０
０１％以上０．０２０％以下を含み、残部をＦｅ及び不
可避的不純物で構成する化学組成を備える。
のクリープ破断強度との両方に優れた特性をもつ高靭性
耐熱鋼を提供する。 【解決手段】高靭性耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：０．０５
％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．２０％
以下、Ｍｎ：０％を超えて１．０％以下、Ｃｒ：８．０
％以上１４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．０％以
下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：１．５
％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．５０％
以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｂ：０．０
０１％以上０．０２０％以下を含み、残部をＦｅ及び不
可避的不純物で構成する化学組成を備える。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、高靭性耐熱鋼、
タービンロータ及びその製造方法に係り、特に大容量及
び高効率の発電プラントに好適な高低圧一体型タービン
ロータ等で用いる高靭性耐熱鋼の材質改善に関する。
タービンロータ及びその製造方法に係り、特に大容量及
び高効率の発電プラントに好適な高低圧一体型タービン
ロータ等で用いる高靭性耐熱鋼の材質改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、複数のタービンロータを機械的
に結合した蒸気タービンでは、その高圧側から低圧側ま
での使用蒸気条件等に応じてロータ材が選定されてい
る。例えば、高温高圧側（５５０〜６００℃等）で用い
るタービンロータ材としては、ＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ
−Ａ４７０（Class ８））や１２Ｃｒ鋼（特公昭６０−
５４３８５号公報）等が、また低温低圧側（４００℃以
下）で用いるタービンロータ材としては、２．５％以上
のＮｉを含むＮｉＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−Ａ４７１
（Class ２〜７）等が採用されている。
に結合した蒸気タービンでは、その高圧側から低圧側ま
での使用蒸気条件等に応じてロータ材が選定されてい
る。例えば、高温高圧側（５５０〜６００℃等）で用い
るタービンロータ材としては、ＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ
−Ａ４７０（Class ８））や１２Ｃｒ鋼（特公昭６０−
５４３８５号公報）等が、また低温低圧側（４００℃以
下）で用いるタービンロータ材としては、２．５％以上
のＮｉを含むＮｉＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−Ａ４７１
（Class ２〜７）等が採用されている。
【０００３】ところで一方、最近の大容量及び高効率化
を志向した発電プラントでは、蒸気タービンの小型化及
び機構の簡略化といった見地から、高圧側から低圧側ま
でを同一材質で一体に形成する、いわゆる高低圧一体型
タービンロータが注目されている。
を志向した発電プラントでは、蒸気タービンの小型化及
び機構の簡略化といった見地から、高圧側から低圧側ま
でを同一材質で一体に形成する、いわゆる高低圧一体型
タービンロータが注目されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
たタービンロータ用の従来鋼では、高圧側から低圧側ま
での全てをカバーする使用条件を必ずしも意識した材質
ではないため、これを用いて高低圧一体型タービンロー
タを構成する場合には、以下のような問題が想到され
る。
たタービンロータ用の従来鋼では、高圧側から低圧側ま
での全てをカバーする使用条件を必ずしも意識した材質
ではないため、これを用いて高低圧一体型タービンロー
タを構成する場合には、以下のような問題が想到され
る。
【０００５】１）：ＣｒＭｏＶ鋼の場合には、５５０℃
程度の高温域でのクリープ破断強度は優れているもの
の、低温域での引張強度や靭性は必ずしも満足したもの
ではなく、延性破壊や脆性破壊等が予想されるため、こ
れらの防止措置としてタービンロータの低圧部の作用応
力を低減する必要があり、その結果、低圧段落、特に最
終段に装着される翼の大きさも制限され、この点から発
電プラントの大容量化が困難となる。また、高温クリー
プ破断強度に関しても、最近の発電プラントの効率向上
のために要求されるタービン入口蒸気の高温（６００℃
程度）・高圧条件を必ずしも満足したものではない。
程度の高温域でのクリープ破断強度は優れているもの
の、低温域での引張強度や靭性は必ずしも満足したもの
ではなく、延性破壊や脆性破壊等が予想されるため、こ
れらの防止措置としてタービンロータの低圧部の作用応
力を低減する必要があり、その結果、低圧段落、特に最
終段に装着される翼の大きさも制限され、この点から発
電プラントの大容量化が困難となる。また、高温クリー
プ破断強度に関しても、最近の発電プラントの効率向上
のために要求されるタービン入口蒸気の高温（６００℃
程度）・高圧条件を必ずしも満足したものではない。
【０００６】２）：１２Ｃｒ鋼の場合には、ＣｒＭｏＶ
鋼よりも高温クリープ破断強度に優れた特性を生かして
上述のタービン入口蒸気条件も満足させることができる
が、靭性面では十分ではないために、その改善措置とし
てＣｒＭｏＶ鋼の場合と同様に低圧段落に装着できる翼
の大きさが制限されてしまう。
鋼よりも高温クリープ破断強度に優れた特性を生かして
上述のタービン入口蒸気条件も満足させることができる
が、靭性面では十分ではないために、その改善措置とし
てＣｒＭｏＶ鋼の場合と同様に低圧段落に装着できる翼
の大きさが制限されてしまう。
【０００７】３）：ＮｉＣｒＭｏＶ鋼の場合には、低温
域での引張強度及び靭性が優れているものの、クリープ
破断強度が必ずしも満足したものではなく、高圧部の強
度不足のためにタービン入口蒸気の高温化を制限する必
要があり、発電プラントの効率向上が困難となる。
域での引張強度及び靭性が優れているものの、クリープ
破断強度が必ずしも満足したものではなく、高圧部の強
度不足のためにタービン入口蒸気の高温化を制限する必
要があり、発電プラントの効率向上が困難となる。
【０００８】このように従来鋼を用いて高低圧一体型タ
ービンロータを構成する場合には、特に高温蒸気を使用
し、長尺の低圧最終段翼を装着する蒸気タービンの大容
量化及び高効率化を図る際に大きな制約を受けてしまう
といった問題があった。
ービンロータを構成する場合には、特に高温蒸気を使用
し、長尺の低圧最終段翼を装着する蒸気タービンの大容
量化及び高効率化を図る際に大きな制約を受けてしまう
といった問題があった。
【０００９】この発明は、このような従来の問題を考慮
してなされたもので、比較的低温域での引張強度及び靭
性と高温域でのクリープ破断強度との両方に優れた特性
をもつ高靭性耐熱鋼を提供することを、目的とする。
してなされたもので、比較的低温域での引張強度及び靭
性と高温域でのクリープ破断強度との両方に優れた特性
をもつ高靭性耐熱鋼を提供することを、目的とする。
【００１０】また、この発明は、大容量・高効率発電プ
ラントに好適な高低圧一体型タービンロータ等のタービ
ンロータ及びその製造方法を提供することを、別の目的
とする。
ラントに好適な高低圧一体型タービンロータ等のタービ
ンロータ及びその製造方法を提供することを、別の目的
とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、この発明に係る高靭性耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：
０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０％を超えて
０．２０％以下、Ｍｎ：０％を超えて１．０％以下、Ｃ
ｒ：８．０％以上１４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以上
３．０％以下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎ
ｉ：１．５％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上
０．５０％以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含み、残部を
Ｆｅ及び不可避的不純物で構成する化学組成を備えたこ
とを特徴とする。好ましくは、Ｃｏ：０．５％以上６．
０％以下を更に含むものとする。
め、この発明に係る高靭性耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：
０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０％を超えて
０．２０％以下、Ｍｎ：０％を超えて１．０％以下、Ｃ
ｒ：８．０％以上１４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以上
３．０％以下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎ
ｉ：１．５％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上
０．５０％以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含み、残部を
Ｆｅ及び不可避的不純物で構成する化学組成を備えたこ
とを特徴とする。好ましくは、Ｃｏ：０．５％以上６．
０％以下を更に含むものとする。
【００１２】この発明の別の態様に係る高靭性耐熱鋼
は、重量比で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓ
ｉ：０％を超えて０．２０％以下、Ｍｎ：０％を超えて
１．０％以下、Ｃｒ：８．０％以上１４．０％以下、Ｍ
ｏ：０．１％以上２．０％以下、Ｗ：０．３％以上５．
０％以下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：
１．５％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．
５０％以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｂ：
０．００１％以上０．０２０％以下を含み、残部をＦｅ
及び不可避的不純物で構成する化学組成を備えたことを
特徴とする。好ましくは、Ｃｏ：０．５％以上６．０％
以下を更に含むものとする。
は、重量比で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓ
ｉ：０％を超えて０．２０％以下、Ｍｎ：０％を超えて
１．０％以下、Ｃｒ：８．０％以上１４．０％以下、Ｍ
ｏ：０．１％以上２．０％以下、Ｗ：０．３％以上５．
０％以下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：
１．５％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．
５０％以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｂ：
０．００１％以上０．０２０％以下を含み、残部をＦｅ
及び不可避的不純物で構成する化学組成を備えたことを
特徴とする。好ましくは、Ｃｏ：０．５％以上６．０％
以下を更に含むものとする。
【００１３】以下、この発明に係る高靭性耐熱鋼におけ
る各元素の組成範囲の限定理由を説明する。ここで、各
元素の組成（含有量）を表す百分率％は、特に断らない
限り重量％と意味するものとする。
る各元素の組成範囲の限定理由を説明する。ここで、各
元素の組成（含有量）を表す百分率％は、特に断らない
限り重量％と意味するものとする。
【００１４】Ｃは、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ等の元素と結合して
炭化物を形成し、析出強化に寄与するほか、焼入れ性向
上やδフェライトの生成抑制に必要不可欠な元素であ
る。ここで、Ｃの添加量が０．０５％未満では所望のク
リープ破断強度が確保できず、０．３０％を超えると炭
化物の粗大化を促進し、長時間でのクリープ破断強度を
低下させるため、その含有量の範囲を０．０５％〜０．
３０％、好ましくは０．０７％〜０．２５％、更に好ま
しくは０．０９％〜０．２０％とする。
炭化物を形成し、析出強化に寄与するほか、焼入れ性向
上やδフェライトの生成抑制に必要不可欠な元素であ
る。ここで、Ｃの添加量が０．０５％未満では所望のク
リープ破断強度が確保できず、０．３０％を超えると炭
化物の粗大化を促進し、長時間でのクリープ破断強度を
低下させるため、その含有量の範囲を０．０５％〜０．
３０％、好ましくは０．０７％〜０．２５％、更に好ま
しくは０．０９％〜０．２０％とする。
【００１５】Ｓｉは、溶解時の脱酸材として必要な元素
である。しかし、Ｓｉを多量に添加するとその一部が酸
化物として鋼中に残留して靭性が低下するため、その含
有量の範囲を０％を超えて０．２０％以下とする。
である。しかし、Ｓｉを多量に添加するとその一部が酸
化物として鋼中に残留して靭性が低下するため、その含
有量の範囲を０％を超えて０．２０％以下とする。
【００１６】Ｍｎは、溶解時の脱酸・脱硫剤として必要
な元素である。しかし、Ｍｎを多量に添加すると鋼のク
リープ破断強度が低下するため、その含有量の範囲を０
％を超えて１．０％以下とする。
な元素である。しかし、Ｍｎを多量に添加すると鋼のク
リープ破断強度が低下するため、その含有量の範囲を０
％を超えて１．０％以下とする。
【００１７】Ｃｒは、耐酸化性及び耐食性を向上させる
ほか、固溶強化及び析出強化に寄与するＭ23Ｃ6 型析出
物の構成元素として必要不可欠な元素である。しかし、
Ｃｒの添加量が８．０％未満ではその効果が小さく、１
４．０％を超えると靭性及びクリープ破断強度に有害な
δフェライトが生成しやすくなるため、その含有量の範
囲を８．０％〜１４．０％、好ましくは９．０％〜１
３．０％、更に好ましくは９．５％〜１２．５％とす
る。
ほか、固溶強化及び析出強化に寄与するＭ23Ｃ6 型析出
物の構成元素として必要不可欠な元素である。しかし、
Ｃｒの添加量が８．０％未満ではその効果が小さく、１
４．０％を超えると靭性及びクリープ破断強度に有害な
δフェライトが生成しやすくなるため、その含有量の範
囲を８．０％〜１４．０％、好ましくは９．０％〜１
３．０％、更に好ましくは９．５％〜１２．５％とす
る。
【００１８】Ｍｏは、固溶強化元素及び炭化物の構成元
素として必要な元素である。しかし、このＭｏの添加量
が０．５％未満ではその効果が小さく、３．０％を超え
ると靭性を大きく低下させるほか、δフェライトが生成
しやすくなるため、その含有量の範囲を０．５％〜３．
０％、好ましくは０．７％〜２．５％、更に好ましくは
０．９％〜２．０％とする。
素として必要な元素である。しかし、このＭｏの添加量
が０．５％未満ではその効果が小さく、３．０％を超え
ると靭性を大きく低下させるほか、δフェライトが生成
しやすくなるため、その含有量の範囲を０．５％〜３．
０％、好ましくは０．７％〜２．５％、更に好ましくは
０．９％〜２．０％とする。
【００１９】ここで、このＭｏとほぼ同様に機能するＷ
（後述参照）を添加する場合には、Ｍｏの添加量が０．
１％未満では固溶強化元素及び炭化物元素としての効果
が小さく、２．０％を超えると靭性を大きく低下させる
ほか、δフェライトが生成しやすくなるため、その含有
量の範囲を０．１％〜２．０％、好ましくは０．２％〜
１．５％、更に好ましくは０．５％〜１．２％とする。
（後述参照）を添加する場合には、Ｍｏの添加量が０．
１％未満では固溶強化元素及び炭化物元素としての効果
が小さく、２．０％を超えると靭性を大きく低下させる
ほか、δフェライトが生成しやすくなるため、その含有
量の範囲を０．１％〜２．０％、好ましくは０．２％〜
１．５％、更に好ましくは０．５％〜１．２％とする。
【００２０】Ｖは、固溶強化及び微細なＶ炭窒化物の形
成に寄与する元素である。このＶの添加量が０．１０％
以上ではその微細析出物がクリープ中に主としてマルテ
ンサイトラス境界上に析出して回復を抑制するが、０．
５０％を超えるとδフェライトが生成しやすくなる。ま
た０．１０％未満の添加量では固溶量、析出量ともに少
なく上述の効果が得られないため、その含有量を０．１
０％〜０．５０％、好ましくは０．１０％〜０．４０
％、更に好ましくは０．１５％〜０．３０％とする。
成に寄与する元素である。このＶの添加量が０．１０％
以上ではその微細析出物がクリープ中に主としてマルテ
ンサイトラス境界上に析出して回復を抑制するが、０．
５０％を超えるとδフェライトが生成しやすくなる。ま
た０．１０％未満の添加量では固溶量、析出量ともに少
なく上述の効果が得られないため、その含有量を０．１
０％〜０．５０％、好ましくは０．１０％〜０．４０
％、更に好ましくは０．１５％〜０．３０％とする。
【００２１】Ｎｉは、焼入れ性及び靭性を大きく向上さ
せるほか、δフェライトの析出を抑制する元素である。
しかし、Ｎｉの添加量が１．５％未満ではその効果が小
さく、５．０％を超えるとクリープ抵抗を低下させるた
め、その含有量の範囲を１．５％〜５．０％、好ましく
は１．５％〜４．０％、更に好ましくは２．０％〜３．
０％とする。
せるほか、δフェライトの析出を抑制する元素である。
しかし、Ｎｉの添加量が１．５％未満ではその効果が小
さく、５．０％を超えるとクリープ抵抗を低下させるた
め、その含有量の範囲を１．５％〜５．０％、好ましく
は１．５％〜４．０％、更に好ましくは２．０％〜３．
０％とする。
【００２２】Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合してＮｂ（Ｃ，
Ｎ）の微細炭窒化物を形成して析出分散強化に寄与する
元素である。しかし、Ｎｂの添加量が０．０１％未満で
は析出密度が低いためその効果が得られず、０．５０％
を超えると未固溶の粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）が生成しやす
く、延性や靭性を低下させるため、その含有量の範囲を
０．０１％〜０．５０％、好ましくは０．０１％〜０．
３０％、更に好ましくは０．０３％〜０．２０％とす
る。
Ｎ）の微細炭窒化物を形成して析出分散強化に寄与する
元素である。しかし、Ｎｂの添加量が０．０１％未満で
は析出密度が低いためその効果が得られず、０．５０％
を超えると未固溶の粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）が生成しやす
く、延性や靭性を低下させるため、その含有量の範囲を
０．０１％〜０．５０％、好ましくは０．０１％〜０．
３０％、更に好ましくは０．０３％〜０．２０％とす
る。
【００２３】Ｎは、窒化物あるいは炭窒化物を形成して
析出強化に寄与するほか、母相中に残存して固溶強化に
も寄与する元素である。しかし、このＮが０．０１％未
満ではその効果が得られず、０．０８％を超えると窒化
物あるいは炭窒化物の粗大化を促進してクリープ抵抗が
低下するほか、延性や靭性も低下するため、その含有量
の範囲を０．０１％〜０．０８％、好ましくは０．０１
％〜０．０６％、更に好ましくは０．０２％〜０．０４
％とする。
析出強化に寄与するほか、母相中に残存して固溶強化に
も寄与する元素である。しかし、このＮが０．０１％未
満ではその効果が得られず、０．０８％を超えると窒化
物あるいは炭窒化物の粗大化を促進してクリープ抵抗が
低下するほか、延性や靭性も低下するため、その含有量
の範囲を０．０１％〜０．０８％、好ましくは０．０１
％〜０．０６％、更に好ましくは０．０２％〜０．０４
％とする。
【００２４】Ｂは、微量の添加で結晶粒界への析出物の
析出を促進するほか、炭窒化物の高温長時間安定性を高
める元素である。しかし、このＢの添加量が０．００１
％未満ではその効果が得られず、０．０２０％を超える
と靭性を大幅に低下させ、更に熱間加工性を損なうた
め、その含有量の範囲を０．００１％〜０．０２０％、
好ましくは０．００３％〜０．０１５％、更に好ましく
は０．００５％〜０．０１２％とする。
析出を促進するほか、炭窒化物の高温長時間安定性を高
める元素である。しかし、このＢの添加量が０．００１
％未満ではその効果が得られず、０．０２０％を超える
と靭性を大幅に低下させ、更に熱間加工性を損なうた
め、その含有量の範囲を０．００１％〜０．０２０％、
好ましくは０．００３％〜０．０１５％、更に好ましく
は０．００５％〜０．０１２％とする。
【００２５】Ｗは、固溶強化元素及び炭化物元素として
寄与するほか、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｗ等からなる金属間化合物
の形成に寄与する元素であるため、より優れたクリープ
破断強度が必要な場合に添加する。しかし、このＷの添
加量が０．３％未満ではその効果が殆ど得られず、５．
０％を超えるとδフェライトが生成しやすくなるととも
に、靭性及び加熱脆化特性を著しく低下させるため、そ
の含有量の範囲を０．３〜５．０％、好ましくは０．５
〜３．０％、更に好ましくは１．０〜２．５％とする。
寄与するほか、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｗ等からなる金属間化合物
の形成に寄与する元素であるため、より優れたクリープ
破断強度が必要な場合に添加する。しかし、このＷの添
加量が０．３％未満ではその効果が殆ど得られず、５．
０％を超えるとδフェライトが生成しやすくなるととも
に、靭性及び加熱脆化特性を著しく低下させるため、そ
の含有量の範囲を０．３〜５．０％、好ましくは０．５
〜３．０％、更に好ましくは１．０〜２．５％とする。
【００２６】Ｃｏは、固溶強化に寄与するほか、δフェ
ライトの生成を抑制する元素であるため、必要な場合に
添加する。しかし、このＣｏの添加量が０．５％未満で
はその効果が得られず、６．０％を超えると加工性を損
なうため、その含有量の範囲を０．５％〜６．０％とす
る。
ライトの生成を抑制する元素であるため、必要な場合に
添加する。しかし、このＣｏの添加量が０．５％未満で
はその効果が得られず、６．０％を超えると加工性を損
なうため、その含有量の範囲を０．５％〜６．０％とす
る。
【００２７】上記の各元素と主成分であるＦｅを添加す
る際には、付随的に混入する不純物は極力低減すること
が望ましい。
る際には、付随的に混入する不純物は極力低減すること
が望ましい。
【００２８】この発明に係るタービンロータは、この発
明に係る上記高靭性耐熱鋼を用いて構成したことを特徴
とする。
明に係る上記高靭性耐熱鋼を用いて構成したことを特徴
とする。
【００２９】この発明に係るタービンロータの製造方法
は、この発明に係る高靭性耐熱鋼の化学組成の条件で材
料を調整し、その材料を用いてタービンロータ素体を形
成し、このタービンロータ素体に９５０℃〜１１２０℃
の加熱温度条件で焼入れを行い、その後、上記タービン
ロータ素体に５５０℃〜７４０℃の加熱温度条件を用い
て少なくとも１回の焼戻しを施すことを特徴とする。
は、この発明に係る高靭性耐熱鋼の化学組成の条件で材
料を調整し、その材料を用いてタービンロータ素体を形
成し、このタービンロータ素体に９５０℃〜１１２０℃
の加熱温度条件で焼入れを行い、その後、上記タービン
ロータ素体に５５０℃〜７４０℃の加熱温度条件を用い
て少なくとも１回の焼戻しを施すことを特徴とする。
【００３０】前記焼入れ処理の加熱温度条件として好ま
しくは、前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に
相当する部分で１０３０℃以上１１２０℃以下とし、上
記タービンロータ素体の低圧部に相当する部分で９５０
℃以上１０３０℃以下とした条件を用いる。
しくは、前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に
相当する部分で１０３０℃以上１１２０℃以下とし、上
記タービンロータ素体の低圧部に相当する部分で９５０
℃以上１０３０℃以下とした条件を用いる。
【００３１】前記焼戻し処理の加熱温度条件として好ま
しくは、前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に
相当する部分で５５０℃以上６３０℃以下とし、上記タ
ービンロータ素体の低圧部に相当する部分で６３０℃以
上７４０℃以下とした条件を用いる。
しくは、前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に
相当する部分で５５０℃以上６３０℃以下とし、上記タ
ービンロータ素体の低圧部に相当する部分で６３０℃以
上７４０℃以下とした条件を用いる。
【００３２】以下、この発明における熱処理条件の限定
理由を説明する。
理由を説明する。
【００３３】焼入れ処理は、タービンロータ素体に優れ
た強度を付与するために必要な熱処理である。しかし、
この焼入れの加熱温度が９５０℃未満ではオーステナイ
ト化が十分ではなく焼入れが不可能となり、１１２０℃
を超えるとオーステナイト結晶粒が著しく粗大化し、延
性を低下させるため、その加熱温度の範囲を９５０℃〜
１１２０℃とする。
た強度を付与するために必要な熱処理である。しかし、
この焼入れの加熱温度が９５０℃未満ではオーステナイ
ト化が十分ではなく焼入れが不可能となり、１１２０℃
を超えるとオーステナイト結晶粒が著しく粗大化し、延
性を低下させるため、その加熱温度の範囲を９５０℃〜
１１２０℃とする。
【００３４】ここで、ロータ素体の高圧部又は中圧部に
相当する部分ではクリープ破断強度が特に重要となるた
め、１０３０℃〜１１２０℃と高い加熱温度範囲での焼
入れにより各種析出物を十分に固溶させ、その後の焼戻
しにより微細再析出させることが望ましい。また、ロー
タ素体の低圧部に相当する部分では比較的低温での引張
強度と靭性が特に重要となるため、９５０℃〜１０３０
℃の低い加熱温度範囲における焼入れにより、結晶粒の
細粒化を図ることが望ましい。
相当する部分ではクリープ破断強度が特に重要となるた
め、１０３０℃〜１１２０℃と高い加熱温度範囲での焼
入れにより各種析出物を十分に固溶させ、その後の焼戻
しにより微細再析出させることが望ましい。また、ロー
タ素体の低圧部に相当する部分では比較的低温での引張
強度と靭性が特に重要となるため、９５０℃〜１０３０
℃の低い加熱温度範囲における焼入れにより、結晶粒の
細粒化を図ることが望ましい。
【００３５】焼戻し処理は、タービンロータ素材を所望
の強度に調整するために、１回以上行うことが必要な熱
処理である。しかし、この焼戻しの加熱温度が５５０℃
未満では十分な焼戻し効果が得られず、優れた靭性を得
ることができず、７４０℃を超えると所望の強度が得ら
れないため、その加熱温度の範囲を５５０〜７４０℃と
する。
の強度に調整するために、１回以上行うことが必要な熱
処理である。しかし、この焼戻しの加熱温度が５５０℃
未満では十分な焼戻し効果が得られず、優れた靭性を得
ることができず、７４０℃を超えると所望の強度が得ら
れないため、その加熱温度の範囲を５５０〜７４０℃と
する。
【００３６】ここで、ロータ素体の高圧部あるいは中圧
部に相当する部分ではクリープ破断強度が特に重要とな
るため、６３０℃〜７４０℃の高い温度範囲における焼
戻しを少なくとも１回行い、焼入れにより固溶させた析
出物を十分に再析出させることが望ましい。また、ロー
タ素体の低圧部に相当する部分では比較的低温での引張
強度及び靭性が特に重要となるため、５５０℃〜６３０
℃の低い加熱温度範囲における焼戻しを少なくとも１回
行い、所望の引張強度と優れた靭性を両立させることが
望ましい。
部に相当する部分ではクリープ破断強度が特に重要とな
るため、６３０℃〜７４０℃の高い温度範囲における焼
戻しを少なくとも１回行い、焼入れにより固溶させた析
出物を十分に再析出させることが望ましい。また、ロー
タ素体の低圧部に相当する部分では比較的低温での引張
強度及び靭性が特に重要となるため、５５０℃〜６３０
℃の低い加熱温度範囲における焼戻しを少なくとも１回
行い、所望の引張強度と優れた靭性を両立させることが
望ましい。
【００３７】前記タービンロータ素体を形成する工程と
して好ましくは、エレクトロスラグ再溶解法を用いて上
記タービンロータ素体の鋼塊を製造する工程を用いる。
して好ましくは、エレクトロスラグ再溶解法を用いて上
記タービンロータ素体の鋼塊を製造する工程を用いる。
【００３８】蒸気タービン用ロータに代表される大型素
材では、鋼塊凝固時に添加元素の偏析や凝固組織の不均
一を生じやすく、特に材料特性の向上を狙って種々の元
素を添加していくと、鋼塊中心部の偏析傾向が高まり、
ロータ素体中心部の延性や靭性が低下する傾向がある。
従って、タービンロータ素体を構成する鋼塊の製造法と
してエレクトロスラグ再溶解法を使用すれば、より均質
・清浄な鋼塊を得ることができる。その他として、真空
カーボン脱酸等の方法を用いてもよい。
材では、鋼塊凝固時に添加元素の偏析や凝固組織の不均
一を生じやすく、特に材料特性の向上を狙って種々の元
素を添加していくと、鋼塊中心部の偏析傾向が高まり、
ロータ素体中心部の延性や靭性が低下する傾向がある。
従って、タービンロータ素体を構成する鋼塊の製造法と
してエレクトロスラグ再溶解法を使用すれば、より均質
・清浄な鋼塊を得ることができる。その他として、真空
カーボン脱酸等の方法を用いてもよい。
【００３９】
【発明の実施の形態】以下、この発明に係る高靭性耐熱
鋼、タービンロータ及びその製造方法の具体的な実施形
態を説明する。
鋼、タービンロータ及びその製造方法の具体的な実施形
態を説明する。
【００４０】（第１実施形態）実施例１〜４４ 本発明鋼の実施例１〜４４として、表１に示す本発明範
囲内の化学組成の条件（供試材Ｍ１〜Ｍ４４）で供試材
を調整した。ここで、供試材Ｍ１〜Ｍ３０はＷ及びＭｏ
を含まず、Ｍ３１〜Ｍ４０はＷを含み、Ｍ４１〜Ｍ４４
はＷ及びＭｏを含む試料である。
囲内の化学組成の条件（供試材Ｍ１〜Ｍ４４）で供試材
を調整した。ここで、供試材Ｍ１〜Ｍ３０はＷ及びＭｏ
を含まず、Ｍ３１〜Ｍ４０はＷを含み、Ｍ４１〜Ｍ４４
はＷ及びＭｏを含む試料である。
【００４１】
【表１】
【００４２】この表１に示す実施例１〜４４の各供試材
５０ｋｇを真空高周波誘導電気炉を用いて溶解し、鋳造
した後に１２００℃に加熱してプレス鍛造を行い、鍛伸
して直径６０ｍｍの丸棒を作製した。その後、この丸棒
に表２に示す熱処理条件ＨＭ１、即ち１０３０℃で焼入
れを行った後に６３０℃で焼戻しを１回実施する条件を
用いて調質熱処理を施した。
５０ｋｇを真空高周波誘導電気炉を用いて溶解し、鋳造
した後に１２００℃に加熱してプレス鍛造を行い、鍛伸
して直径６０ｍｍの丸棒を作製した。その後、この丸棒
に表２に示す熱処理条件ＨＭ１、即ち１０３０℃で焼入
れを行った後に６３０℃で焼戻しを１回実施する条件を
用いて調質熱処理を施した。
【００４３】
【表２】
【００４４】このように得られた丸棒供試材から試験片
を切り出し、室温における引張試験、シャルピー衝撃試
験、及びクリープ破断試験を行った。ここで、引張試験
は、供試材の引張強さ、耐力、伸び、絞り等を求め、そ
の引張強さ、耐力が大きいほど引張強度に優れると共
に、伸び、絞りが大きいほど延性に優れていると評価す
るものである。
を切り出し、室温における引張試験、シャルピー衝撃試
験、及びクリープ破断試験を行った。ここで、引張試験
は、供試材の引張強さ、耐力、伸び、絞り等を求め、そ
の引張強さ、耐力が大きいほど引張強度に優れると共
に、伸び、絞りが大きいほど延性に優れていると評価す
るものである。
【００４５】シャルピー衝撃試験は、供試材の衝撃値、
ＦＡＴＴ等などを求め、この衝撃値が大きいほど又はＦ
ＡＴＴの値が小さいほど靭性に優れていると評価するも
のである。衝撃値は、一般に室温（２０℃）で供試材に
衝撃的な力を加えたときの壊れにくさ、即ち靭性を示す
温度可変値であり、ＦＡＴＴは、衝撃試験片の破面率で
求まる延性−脆性遷移温度、即ち衝撃値の大きい高温域
で見られる延性破面と衝撃値の小さい低温域で見られる
脆性破面とが互いに混在する中間温度域内でその両破面
の面積率が５０％−５０％になる状態での温度を意味す
る。
ＦＡＴＴ等などを求め、この衝撃値が大きいほど又はＦ
ＡＴＴの値が小さいほど靭性に優れていると評価するも
のである。衝撃値は、一般に室温（２０℃）で供試材に
衝撃的な力を加えたときの壊れにくさ、即ち靭性を示す
温度可変値であり、ＦＡＴＴは、衝撃試験片の破面率で
求まる延性−脆性遷移温度、即ち衝撃値の大きい高温域
で見られる延性破面と衝撃値の小さい低温域で見られる
脆性破面とが互いに混在する中間温度域内でその両破面
の面積率が５０％−５０％になる状態での温度を意味す
る。
【００４６】クリープ破断試験は、供試材のクリープ破
断強度等を求めるものである。この破断強度は、クリー
プ破断時間と対応する特性であり、その破断時間が長け
れば高くなる。ここで、複数の試験片で得られたクリー
プ破断試験結果（試験温度、試験応力、破断時間）をラ
ーソン・ミラー・パラメータを用いて整理すれば、任意
の温度（５８０℃等）におけるクリープ破断強度（１０
5 時間破断強度など）を求めることができる。
断強度等を求めるものである。この破断強度は、クリー
プ破断時間と対応する特性であり、その破断時間が長け
れば高くなる。ここで、複数の試験片で得られたクリー
プ破断試験結果（試験温度、試験応力、破断時間）をラ
ーソン・ミラー・パラメータを用いて整理すれば、任意
の温度（５８０℃等）におけるクリープ破断強度（１０
5 時間破断強度など）を求めることができる。
【００４７】以上の各材料試験による引張強さ、０．０
２％耐力、伸び、絞り、ＦＡＴＴ、５８０℃での１０5
時間破断強度の測定結果を表３に示す。
２％耐力、伸び、絞り、ＦＡＴＴ、５８０℃での１０5
時間破断強度の測定結果を表３に示す。
【００４８】
【表３】
【００４９】比較のため、同様の材料試験をタービンロ
ータで実際に使用されている従来鋼についても行った。
この従来鋼としては、表４に示す化学組成の条件（供試
材Ｎｏ．Ｓ１〜Ｓ３）で代表される３種の試料、即ち、
高温用タービンロータ材用のＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−
Ａ４７０）（以下、「従来例１」）、低温用タービンロ
ータ材用のＮｉＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−Ａ４７１）
（以下、「従来例２」）、高温用タービンロータ材用の
１２Ｃｒ鋼（特公昭６０−５４３８５号公報）（以下、
「従来例３」）を準備した。
ータで実際に使用されている従来鋼についても行った。
この従来鋼としては、表４に示す化学組成の条件（供試
材Ｎｏ．Ｓ１〜Ｓ３）で代表される３種の試料、即ち、
高温用タービンロータ材用のＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−
Ａ４７０）（以下、「従来例１」）、低温用タービンロ
ータ材用のＮｉＣｒＭｏＶ鋼（ＡＳＴＭ−Ａ４７１）
（以下、「従来例２」）、高温用タービンロータ材用の
１２Ｃｒ鋼（特公昭６０−５４３８５号公報）（以下、
「従来例３」）を準備した。
【００５０】
【表４】
【００５１】表４に示す３種の従来鋼では、表２に示す
熱処理条件ＨＳ１〜ＨＳ３を用いて試料を調整し、上記
と同様の材料試験を行った。この試験結果を表５に示
す。
熱処理条件ＨＳ１〜ＨＳ３を用いて試料を調整し、上記
と同様の材料試験を行った。この試験結果を表５に示
す。
【００５２】
【表５】
【００５３】３種の従来鋼の特性を比較すれば、従来例
１は引張強度及び靭性が最も劣り、従来例２は靭性が最
も優れ、従来例３は引張強度及びクリープ破断強度が最
も優れた特性をもつことが確認された。
１は引張強度及び靭性が最も劣り、従来例２は靭性が最
も優れ、従来例３は引張強度及びクリープ破断強度が最
も優れた特性をもつことが確認された。
【００５４】本発明鋼の特性を上記の従来鋼と比較検討
してみた。その結果、引張強さ及び０．０２％耐力の測
定値に関しては、実施例１〜４４のいずれもが従来例１
〜３よりも高く、本発明鋼は３種の従来鋼よりも引張強
度及びクリープ破断強度が優れていることが確認され
た。また、伸びおよび絞りにおいては、実施例１〜４４
は従来例１〜３とほぼ同等の値を示し、十分な延性を有
していることが確認された。
してみた。その結果、引張強さ及び０．０２％耐力の測
定値に関しては、実施例１〜４４のいずれもが従来例１
〜３よりも高く、本発明鋼は３種の従来鋼よりも引張強
度及びクリープ破断強度が優れていることが確認され
た。また、伸びおよび絞りにおいては、実施例１〜４４
は従来例１〜３とほぼ同等の値を示し、十分な延性を有
していることが確認された。
【００５５】ＦＡＴＴに関しては、実施例１〜４４のい
ずれもが従来鋼の中で最も靭性の優れている従来例２よ
りも同等又は低い値を示し、本発明鋼は非常に優れた靭
性を有することが確認された。
ずれもが従来鋼の中で最も靭性の優れている従来例２よ
りも同等又は低い値を示し、本発明鋼は非常に優れた靭
性を有することが確認された。
【００５６】クリープ破断強度に関しては、実施例１〜
４４のいずれもが従来例１よりも高く、その一部のもの
では従来鋼の中で最もクリープ破断強度の優れている従
来例３とほぼ同等のレベルを示し、本発明鋼は非常に優
れたクリープ破断強度を有することが確認された。
４４のいずれもが従来例１よりも高く、その一部のもの
では従来鋼の中で最もクリープ破断強度の優れている従
来例３とほぼ同等のレベルを示し、本発明鋼は非常に優
れたクリープ破断強度を有することが確認された。
【００５７】以上のことから、本発明鋼は、蒸気タービ
ンロータで使用されている従来鋼よりも引張強度及び靭
性に優れているほか、クリープ破断強度についても従来
鋼の内で最も優れた特性をもつ１２Ｃｒ鋼とほぼ同等ま
たはそれに近く、両者を兼ね備えた優れた新規な特性を
有する高靭性耐熱鋼であることが確認された。
ンロータで使用されている従来鋼よりも引張強度及び靭
性に優れているほか、クリープ破断強度についても従来
鋼の内で最も優れた特性をもつ１２Ｃｒ鋼とほぼ同等ま
たはそれに近く、両者を兼ね備えた優れた新規な特性を
有する高靭性耐熱鋼であることが確認された。
【００５８】比較例１〜２０ 比較鋼として、上述の表４に示すように各元素のいずれ
か１つについて本発明範囲の上限または下限を超えた化
学組成の条件（供試材Ｓ４〜Ｓ２３）と、上述の熱処理
条件ＨＭ１とを用いて比較例１〜２０を作製し、上記と
同様の試験を行った。
か１つについて本発明範囲の上限または下限を超えた化
学組成の条件（供試材Ｓ４〜Ｓ２３）と、上述の熱処理
条件ＨＭ１とを用いて比較例１〜２０を作製し、上記と
同様の試験を行った。
【００５９】その結果、表５に示すように、比較鋼に
は、上述の本発明鋼と比べ、引張強度、靭性、及びクリ
ープ破断強度の全てにおいて優れた特性を示すものはな
く、クリープ破断強度が低い場合（比較例１〜５、７、
１０、１１、１３〜１５、１７、１９）、靭性が低い場
合（比較例６、８、９、１２、１４、１６、１８、２
０）、引張強度が低い場合（比較例１、１３）が確認さ
れた。
は、上述の本発明鋼と比べ、引張強度、靭性、及びクリ
ープ破断強度の全てにおいて優れた特性を示すものはな
く、クリープ破断強度が低い場合（比較例１〜５、７、
１０、１１、１３〜１５、１７、１９）、靭性が低い場
合（比較例６、８、９、１２、１４、１６、１８、２
０）、引張強度が低い場合（比較例１、１３）が確認さ
れた。
【００６０】その他の比較鋼として、Ｃｏを含む場合も
上記と同様の結果、即ち引張強度、靭性、及びクリープ
破断強度の全てにおいて優れた特性を示すものがないこ
とが確認された。
上記と同様の結果、即ち引張強度、靭性、及びクリープ
破断強度の全てにおいて優れた特性を示すものがないこ
とが確認された。
【００６１】（第２実施形態）この実施形態は、高靭性
耐熱鋼を用いたタービンロータ等の製造法に関して主に
熱処理条件の影響を具体的に実験で調べたものである。
耐熱鋼を用いたタービンロータ等の製造法に関して主に
熱処理条件の影響を具体的に実験で調べたものである。
【００６２】実施例４５ 実施例４５では、Ｗ及びＣｏを含まない供試材Ｍ１に対
して熱処理条件ＨＭ１を用いて上記と同様の試験を行っ
た。その結果、表６に示すように、引張強度、靭性、ク
リープ破断強度の全てが優れていることが確認された。
して熱処理条件ＨＭ１を用いて上記と同様の試験を行っ
た。その結果、表６に示すように、引張強度、靭性、ク
リープ破断強度の全てが優れていることが確認された。
【００６３】従って、この実施例によれば、例えば高低
圧一体型タービンロータ用の素体として好適な特性、即
ち低圧部においては非常に優れた引張強度及び靭性を、
また高圧部においては非常に優れたクリープ破断強度を
有する高靭性耐熱鋼が得られる。
圧一体型タービンロータ用の素体として好適な特性、即
ち低圧部においては非常に優れた引張強度及び靭性を、
また高圧部においては非常に優れたクリープ破断強度を
有する高靭性耐熱鋼が得られる。
【００６４】
【表６】
【００６５】実施例４６ 実施例４６では、上述のＨＭ１に加え、４７５℃での２
回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ２を使用し、その他
については上記と同様とした。その結果、表６に示すよ
うに、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、０．０２％耐
力が大きく上昇し、ＦＡＴＴ及びクリープ破断強度が殆
ど変化していないことが確認された。
回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ２を使用し、その他
については上記と同様とした。その結果、表６に示すよ
うに、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、０．０２％耐
力が大きく上昇し、ＦＡＴＴ及びクリープ破断強度が殆
ど変化していないことが確認された。
【００６６】従って、この実施例によれば、２回目の焼
戻しを行うことにより、引張強度をより一層高めること
ができ、例えばロータ素材の製造時に使用すれば、その
効果をより有効に発揮させることができる。
戻しを行うことにより、引張強度をより一層高めること
ができ、例えばロータ素材の製造時に使用すれば、その
効果をより有効に発揮させることができる。
【００６７】実施例４７ 実施例４７では、焼入れ温度を１０００℃とし、その他
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ３を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、クリープ破断強度は低下する傾向にあ
るものの、引張強さ及び０．０２％耐力はほとんど変化
せず、ＦＡＴＴは大きく低下することが確認された。
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ３を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、クリープ破断強度は低下する傾向にあ
るものの、引張強さ及び０．０２％耐力はほとんど変化
せず、ＦＡＴＴは大きく低下することが確認された。
【００６８】従って、この実施例によれば、９５０℃〜
１０３０℃の低い加熱温度範囲で焼入れを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低圧
部等の好適な特性、即ちより優れた靭性をもつ高靭性耐
熱鋼が得られる。
１０３０℃の低い加熱温度範囲で焼入れを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低圧
部等の好適な特性、即ちより優れた靭性をもつ高靭性耐
熱鋼が得られる。
【００６９】実施例４８ 実施例４８では、焼入れ温度を１０７０℃とし、その他
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ４を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、ＦＡＴＴが上昇するものの、引張強さ
及び０．０２％耐力が殆どほ変化せず、クリープ破断強
度が上昇することが確認された。
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ４を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、ＦＡＴＴが上昇するものの、引張強さ
及び０．０２％耐力が殆どほ変化せず、クリープ破断強
度が上昇することが確認された。
【００７０】従って、この実施例によれば、１０３０℃
〜１１２０℃の高い加熱温度範囲で焼入れを行うことに
より、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の高
圧部又は中圧部等に好適な特性、即ちより優れたクリー
プ破断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
〜１１２０℃の高い加熱温度範囲で焼入れを行うことに
より、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の高
圧部又は中圧部等に好適な特性、即ちより優れたクリー
プ破断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
【００７１】実施例４９ 実施例４９では、焼戻し温度を６００℃とし、その他に
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ５を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、クリープ破断強度がわずかに低下し、Ｆ
ＡＴＴがわずかに上昇し、引張強さ及び０．０２％耐力
が大きく上昇することが確認された。
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ５を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、クリープ破断強度がわずかに低下し、Ｆ
ＡＴＴがわずかに上昇し、引張強さ及び０．０２％耐力
が大きく上昇することが確認された。
【００７２】従って、この実施例によれば、５５０℃〜
６３０℃の低い加熱温度範囲で焼戻しを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低圧
部等に好適な特性、即ちより優れた引張強度をもつ高靭
性耐熱鋼が得られる。
６３０℃の低い加熱温度範囲で焼戻しを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低圧
部等に好適な特性、即ちより優れた引張強度をもつ高靭
性耐熱鋼が得られる。
【００７３】実施例５０ 実施例５０では、焼戻し温度を６８０℃とし、その他に
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ６を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、引張強さ及び０．０２％耐力が低下し、
ＦＡＴＴがわずかに低下し、クリープ破断強度が上昇す
ることが確認された。
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＭ６を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、引張強さ及び０．０２％耐力が低下し、
ＦＡＴＴがわずかに低下し、クリープ破断強度が上昇す
ることが確認された。
【００７４】従って、この実施例によれば、６３０℃〜
７４０℃の高い加熱温度範囲で焼戻しを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の高圧
部又は中圧部等に好適な特性、即ちより優れたクリープ
破断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
７４０℃の高い加熱温度範囲で焼戻しを行うことによ
り、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の高圧
部又は中圧部等に好適な特性、即ちより優れたクリープ
破断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
【００７５】実施例５１ 実施例５１では、焼入れ温度を１０００℃とし、焼戻し
温度を６００℃とし、その他についてはＨＭ１と同様と
した熱処理条件ＨＭ７を使用した。その結果、表６に示
すように、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、クリープ
破断強度が低下するものの、ＦＡＴＴが大きく低下し、
引張強さ及び０．０２％耐力が大きく上昇していること
が確認された。
温度を６００℃とし、その他についてはＨＭ１と同様と
した熱処理条件ＨＭ７を使用した。その結果、表６に示
すように、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、クリープ
破断強度が低下するものの、ＦＡＴＴが大きく低下し、
引張強さ及び０．０２％耐力が大きく上昇していること
が確認された。
【００７６】従って、この実施例によれば、９５０℃〜
１０３０℃の低い温度範囲で焼入れを行い、更に５５０
℃〜６３０℃の低い加熱温度範囲で焼戻しを行うことに
より、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低
圧部等に好適な特性、即ちより優れた引張強度と靭性と
をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
１０３０℃の低い温度範囲で焼入れを行い、更に５５０
℃〜６３０℃の低い加熱温度範囲で焼戻しを行うことに
より、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の低
圧部等に好適な特性、即ちより優れた引張強度と靭性と
をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
【００７７】実施例５２ 実施例５２では、焼入れ温度を１０７０℃とし、焼戻し
温度を６８０℃とし、その他についてはＨＭ１と同様と
した熱処理条件ＨＭ８を使用した。その結果、表６に示
すように、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、引張強さ
及び０．０２％耐力が低下し、ＦＡＴＴが上昇するもの
の、クリープ破断強度が大きく上昇することが確認され
た。
温度を６８０℃とし、その他についてはＨＭ１と同様と
した熱処理条件ＨＭ８を使用した。その結果、表６に示
すように、ＨＭ１を用いた実施例４５と比べ、引張強さ
及び０．０２％耐力が低下し、ＦＡＴＴが上昇するもの
の、クリープ破断強度が大きく上昇することが確認され
た。
【００７８】従って、この実施例によれば、焼入れを１
０３０℃〜１１２０℃の高い温度範囲で施し、加えて焼
戻しを６３０〜７４０℃の高い加熱温度範囲で施すこと
により、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の
低圧部等に好適な特性、即ちより一層優れたクリープ破
断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
０３０℃〜１１２０℃の高い温度範囲で施し、加えて焼
戻しを６３０〜７４０℃の高い加熱温度範囲で施すこと
により、例えば高低圧一体型蒸気タービンロータ素体の
低圧部等に好適な特性、即ちより一層優れたクリープ破
断強度をもつ高靭性耐熱鋼が得られる。
【００７９】実施例５３ 実施例５３では、上述のＨＭ７に加え、４７５℃におけ
る２回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ９を使用した。
その結果、表６に示すように、ＨＭ７を用いたん実施例
５１と比べ、０．０２％耐力が大きく上昇し、ＦＡＴＴ
及びクリープ破断強度が殆ど変化しないことが確認され
た。
る２回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ９を使用した。
その結果、表６に示すように、ＨＭ７を用いたん実施例
５１と比べ、０．０２％耐力が大きく上昇し、ＦＡＴＴ
及びクリープ破断強度が殆ど変化しないことが確認され
た。
【００８０】従って、この実施例によれば、焼入れを９
５０℃〜１０３０℃の低い温度範囲で行い、焼戻しを５
５０℃〜６３０℃の低い加熱温度範囲で施し、加えて２
回目の焼戻しを施すことにより、例えば高低圧一体型蒸
気タービンロータ素体の低圧部等に好適な特性、即ちよ
り一層優れた引張強度と靭性とを同時にもつ高靭性耐熱
鋼が得られる。
５０℃〜１０３０℃の低い温度範囲で行い、焼戻しを５
５０℃〜６３０℃の低い加熱温度範囲で施し、加えて２
回目の焼戻しを施すことにより、例えば高低圧一体型蒸
気タービンロータ素体の低圧部等に好適な特性、即ちよ
り一層優れた引張強度と靭性とを同時にもつ高靭性耐熱
鋼が得られる。
【００８１】実施例５４ 実施例５４では、上述のＨＭ８に加え、４７５℃におけ
る２回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ１０を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ８を用いた実施
例５２と比べ、０．０２％耐力が上昇し、ＦＡＴＴ及び
クリープ破断強度が殆ど変化しないことが確認された。
る２回目の焼戻しを行う熱処理条件ＨＭ１０を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ８を用いた実施
例５２と比べ、０．０２％耐力が上昇し、ＦＡＴＴ及び
クリープ破断強度が殆ど変化しないことが確認された。
【００８２】従って、この実施例によれば、焼入れを１
０３０℃〜１１２０℃の高い温度範囲で施し、焼戻しを
６３０℃〜７４０℃の高い加熱温度範囲で施した場合に
は、２回目の焼戻しを行っても、高低圧一体型蒸気ター
ビンロータ素体の高圧部に好適な特性、即ちより優れた
クリープ破断強度を維持させた高靭性耐熱鋼が得られ
る。
０３０℃〜１１２０℃の高い温度範囲で施し、焼戻しを
６３０℃〜７４０℃の高い加熱温度範囲で施した場合に
は、２回目の焼戻しを行っても、高低圧一体型蒸気ター
ビンロータ素体の高圧部に好適な特性、即ちより優れた
クリープ破断強度を維持させた高靭性耐熱鋼が得られ
る。
【００８３】実施例５５ 実施例５５では、焼入れ温度を９３０℃とし、その他に
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ４を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、引張強度、靭性、及びクリープ破断強度
のいずれもが低いことが確認された。
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ４を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、引張強度、靭性、及びクリープ破断強度
のいずれもが低いことが確認された。
【００８４】実施例５６ 実施例５６では、焼入れ温度を１１４０℃とし、その他
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ５を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、特に靭性と延性が低いことが確認され
た。
についてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ５を使用
した。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実
施例４５と比べ、特に靭性と延性が低いことが確認され
た。
【００８５】実施例５７ 実施例５７では、焼戻し温度を５３０℃とし、その他に
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ６を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、特に靭性と延性が低いことが確認され
た。
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ６を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、特に靭性と延性が低いことが確認され
た。
【００８６】実施例５８ 実施例５８では、焼戻し温度を７６０℃とし、その他に
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ７を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、特に引張強度とクリープ破断強度とが低
いことが確認された。
ついてはＨＭ１と同様とした熱処理条件ＨＳ７を使用し
た。その結果、表６に示すように、ＨＭ１を用いた実施
例４５と比べ、特に引張強度とクリープ破断強度とが低
いことが確認された。
【００８７】実施例５９〜７２ 実施例５９〜７２では、Ｗを含む供試材Ｍ３１について
上記と同様の熱処理条件を異ならせた条件ＨＭ１〜ＨＭ
１０、ＨＳ４〜ＨＳ７をぞれぞれ使用した。その結果、
表６に示すように供試材Ｍ１の場合と略同様の結果が得
られた。
上記と同様の熱処理条件を異ならせた条件ＨＭ１〜ＨＭ
１０、ＨＳ４〜ＨＳ７をぞれぞれ使用した。その結果、
表６に示すように供試材Ｍ１の場合と略同様の結果が得
られた。
【００８８】実施例７３〜８６ 実施例７３〜８６では、ＷおよびＣｏを含む供試材Ｍ４
１について上記と同様の熱処理条件を異ならせた条件Ｈ
Ｍ１〜ＨＭ１０、ＨＳ４〜ＨＳ７をぞれぞれ使用した。
その結果、表６に示すように供試材Ｍ１の場合と略同様
の結果が得られた。
１について上記と同様の熱処理条件を異ならせた条件Ｈ
Ｍ１〜ＨＭ１０、ＨＳ４〜ＨＳ７をぞれぞれ使用した。
その結果、表６に示すように供試材Ｍ１の場合と略同様
の結果が得られた。
【００８９】（第３実施形態）この実施形態は、タービ
ンロータ素体を構成する鋼塊の製造法を変えて実施した
ものである。
ンロータ素体を構成する鋼塊の製造法を変えて実施した
ものである。
【００９０】実施例８７ 実施例８７では、表７に示す本発明範囲内の化学組成の
条件（供試材Ｅ１）を用いて供試材を調整し、電気炉溶
解後、エレクトロスラグ再溶解の電極用モールドに鋳込
み、その鋳塊を消耗電極としてエレクトロスラグ再溶解
法を用いて鋼塊を製造し、これを１２００℃に加熱して
プレス鍛造を行い、ロータに相当する部分のモデル（１
０００ｍｍφ×８００ｍｍ）を得た。このモデルに対し
て１０３０℃での焼入れ後に６３０℃の加熱温度での焼
戻しを行う熱処理を施した。
条件（供試材Ｅ１）を用いて供試材を調整し、電気炉溶
解後、エレクトロスラグ再溶解の電極用モールドに鋳込
み、その鋳塊を消耗電極としてエレクトロスラグ再溶解
法を用いて鋼塊を製造し、これを１２００℃に加熱して
プレス鍛造を行い、ロータに相当する部分のモデル（１
０００ｍｍφ×８００ｍｍ）を得た。このモデルに対し
て１０３０℃での焼入れ後に６３０℃の加熱温度での焼
戻しを行う熱処理を施した。
【００９１】
【表７】
【００９２】このように得られた供試材の表層部と中心
部との両方から試験片を切り出し、上記と同様に室温に
おける引張試験、シャルピー衝撃試験及びクリープ破断
試験を行い、引張強さ、０．０２％耐力、伸び、絞り、
ＦＡＴＴ、５８０℃での１０5 時間破断強度を求めた。
部との両方から試験片を切り出し、上記と同様に室温に
おける引張試験、シャルピー衝撃試験及びクリープ破断
試験を行い、引張強さ、０．０２％耐力、伸び、絞り、
ＦＡＴＴ、５８０℃での１０5 時間破断強度を求めた。
【００９３】その結果、表８に示すように、引張強さ、
０．０２％耐力、伸び、絞り、ＦＡＴＴ、クリープ破断
強度については、表層部と中心部とでほぼ同等の値を示
すことが確認された。
０．０２％耐力、伸び、絞り、ＦＡＴＴ、クリープ破断
強度については、表層部と中心部とでほぼ同等の値を示
すことが確認された。
【００９４】
【表８】
【００９５】従って、この実施例によれば、高靭性耐熱
鋼を用いたタービンロータ素体を形成する鋼塊をエレク
トロスラグ再溶解法を用いて製造することにより、表層
部と中心部との間で引張強度、延性、靭性、クリープ破
断強度に殆ど差がない、より均質なロータ素体が得られ
る。
鋼を用いたタービンロータ素体を形成する鋼塊をエレク
トロスラグ再溶解法を用いて製造することにより、表層
部と中心部との間で引張強度、延性、靭性、クリープ破
断強度に殆ど差がない、より均質なロータ素体が得られ
る。
【００９６】実施例８８ 実施例８８では、表７に示すように、ＷとＣｏを含む化
学組成条件（供試材Ｅ２）を使用し、その他については
実施例８７と同様とした。この実施例によれば、表８に
示すように、上記と同様の結果が得られ、特にその効果
が合金元素を多く添加した場合に顕著となることが確認
された。
学組成条件（供試材Ｅ２）を使用し、その他については
実施例８７と同様とした。この実施例によれば、表８に
示すように、上記と同様の結果が得られ、特にその効果
が合金元素を多く添加した場合に顕著となることが確認
された。
【００９７】実施例８９ 実施例８９では、表７に示すように実施例８７で用いた
供試材Ｅ１とほぼ同様の組成条件（供試材Ｖ１）で供試
材を調整し、電気炉溶解後、真空カーボン脱酸法を用い
て鋼塊を製造し、これを１２００℃に加熱してプレス鍛
造を行い、ロータに相当する部分のモデル（１０００ｍ
ｍφ×８００ｍｍ）を作製し、上記と同様の熱処理を行
い、得られた供試材に対して上記と同様の試験を行っ
た。
供試材Ｅ１とほぼ同様の組成条件（供試材Ｖ１）で供試
材を調整し、電気炉溶解後、真空カーボン脱酸法を用い
て鋼塊を製造し、これを１２００℃に加熱してプレス鍛
造を行い、ロータに相当する部分のモデル（１０００ｍ
ｍφ×８００ｍｍ）を作製し、上記と同様の熱処理を行
い、得られた供試材に対して上記と同様の試験を行っ
た。
【００９８】その結果、表８に示すように、引張強さ、
０．０２％耐力、クリープ破断強度は表層部と中心部と
でほぼ同等であるが、伸び、絞りは中心部で低下し、Ｆ
ＡＴＴは中心部で上昇する傾向が確認された。
０．０２％耐力、クリープ破断強度は表層部と中心部と
でほぼ同等であるが、伸び、絞りは中心部で低下し、Ｆ
ＡＴＴは中心部で上昇する傾向が確認された。
【００９９】実施例９０ 実施例９０では、表７に示すように実施例８８で用いた
供試材Ｅ２とほぼ同様の組成条件（供試材Ｖ２）を使用
し、その他については実施例８９と同様とした。この実
施例によれば、上記と同様の結果が得られ、特にその傾
向が合金元素をより多く添加した場合に顕著となること
が確認された。
供試材Ｅ２とほぼ同様の組成条件（供試材Ｖ２）を使用
し、その他については実施例８９と同様とした。この実
施例によれば、上記と同様の結果が得られ、特にその傾
向が合金元素をより多く添加した場合に顕著となること
が確認された。
【０１００】
【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、高温の蒸気条件下でも高いクリープ破断強度を有す
ると共に、比較的低温の蒸気条件下でも引張強度及び靭
性が高い特性をもつ高靭性耐熱鋼を提供できる。従っ
て、この高靭性耐熱鋼を用いてタービンロータ、特に高
低圧一体型タービンロータを構成すれば、高温蒸気環境
で使用できると同時に長尺の低圧最終段翼を装着できる
優れた利点があり、従来では実現されていない高低圧一
体型タービンを用いた大容量・高効率発電プラント構成
を構築でき、産業上有益な効果が得られる。
ば、高温の蒸気条件下でも高いクリープ破断強度を有す
ると共に、比較的低温の蒸気条件下でも引張強度及び靭
性が高い特性をもつ高靭性耐熱鋼を提供できる。従っ
て、この高靭性耐熱鋼を用いてタービンロータ、特に高
低圧一体型タービンロータを構成すれば、高温蒸気環境
で使用できると同時に長尺の低圧最終段翼を装着できる
優れた利点があり、従来では実現されていない高低圧一
体型タービンを用いた大容量・高効率発電プラント構成
を構築でき、産業上有益な効果が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｆ０１Ｄ 5/28 Ｃ２２Ｂ 9/18 Ｚ
Claims (8)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．０５％以上０．３０
％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．２０％以下、Ｍｎ：０
％を超えて１．０％以下、Ｃｒ：８．０％以上１４．０
％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．０％以下、Ｖ：０．１
０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：１．５％以上５．０％
以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．
０１％以上０．０８％以下、Ｂ：０．００１％以上０．
０２０％以下を含み、残部をＦｅ及び不可避的不純物で
構成する化学組成を備えたことを特徴とする高靭性耐熱
鋼。 - 【請求項２】 重量比で、Ｃ：０．０５％以上０．３０
％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．２０％以下、Ｍｎ：０
％を超えて１．０％以下、Ｃｒ：８．０％以上１４．０
％以下、Ｍｏ：０．１％以上２．０％以下、Ｗ：０．３
％以上５．０％以下、Ｖ：０．１０％以上０．５０％以
下、Ｎｉ：１．５％以上５．０％以下、Ｎｂ：０．０１
％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１％以上０．０８％
以下、Ｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含み、
残部をＦｅ及び不可避的不純物で構成する化学組成を備
えたことを特徴とする高靭性耐熱鋼。 - 【請求項３】 Ｃｏ：０．５％以上６．０％以下を更に
含む請求項１または２記載の高靭性耐熱鋼。 - 【請求項４】 請求項１から３までのいずれか１項記載
の高靭性耐熱鋼を用いて構成したことを特徴とするター
ビンロータ。 - 【請求項５】 請求項１から３までのいずれか１項記載
の化学組成の条件で材料を調整し、その材料を用いてタ
ービンロータ素体を形成し、このタービンロータ素体に
９５０℃〜１１２０℃の加熱温度条件で焼入れを行い、
その後、上記タービンロータ素体に５５０℃〜７４０℃
の加熱温度条件を用いて少なくとも１回の焼戻しを施す
ことを特徴とするタービンロータの製造方法。 - 【請求項６】 前記焼入れ処理の加熱温度条件として、
前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に相当する
部分で１０３０℃以上１１２０℃以下とし、上記タービ
ンロータ素体の低圧部に相当する部分で９５０℃以上１
０３０℃以下とした条件を用いる請求項５記載のタービ
ンロータの製造方法。 - 【請求項７】 前記焼戻し処理の加熱温度条件として、
前記タービンロータ素体の高圧部又は中圧部に相当する
部分で５５０℃以上６３０℃以下とし、上記タービンロ
ータ素体の低圧部に相当する部分で６３０℃以上７４０
℃以下とした条件を用いる請求項５または６記載のター
ビンロータの製造方法。 - 【請求項８】 前記タービンロータ素体を形成する工程
として、エレクトロスラグ再溶解法を用いて上記タービ
ンロータ素体の鋼塊を製造する工程を用いる請求項５か
ら７までのいずれか１項記載のタービンロータの製造方
法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9072258A JPH10265909A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 |
| DE69817053T DE69817053T2 (de) | 1997-03-25 | 1998-03-24 | Hochzäher, hochtemperaturbeständiger Stahl, Turbinenrotor und Verfahren zu dessen Herstellung |
| US09/046,793 US6193469B1 (en) | 1997-03-25 | 1998-03-24 | High toughness heat-resistant steel, turbine rotor and method of producing the same |
| EP98105305A EP0867522B1 (en) | 1997-03-25 | 1998-03-24 | High toughness heat-resistant steel, turbine rotor and method of producing the same |
| AT98105305T ATE247180T1 (de) | 1997-03-25 | 1998-03-24 | Hochzäher, hochtemperaturbeständiger stahl, turbinenrotor und verfahren zu dessen herstellung |
| CN98108207A CN1109122C (zh) | 1997-03-25 | 1998-03-25 | 高韧性耐热钢和涡轮转子 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9072258A JPH10265909A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265909A true JPH10265909A (ja) | 1998-10-06 |
Family
ID=13484096
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9072258A Pending JPH10265909A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6193469B1 (ja) |
| EP (1) | EP0867522B1 (ja) |
| JP (1) | JPH10265909A (ja) |
| CN (1) | CN1109122C (ja) |
| AT (1) | ATE247180T1 (ja) |
| DE (1) | DE69817053T2 (ja) |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6358004B1 (en) * | 1996-02-16 | 2002-03-19 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine power-generation plant and steam turbine |
| JP3898785B2 (ja) * | 1996-09-24 | 2007-03-28 | 株式会社日立製作所 | 高低圧一体型蒸気タービン用動翼と高低圧一体型蒸気タービン及びコンバインド発電システム並びに複合発電プラント |
| JPH11209851A (ja) * | 1998-01-27 | 1999-08-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ガスタービンディスク材 |
| SE516622C2 (sv) * | 2000-06-15 | 2002-02-05 | Uddeholm Tooling Ab | Stållegering, plastformningsverktyg och seghärdat ämne för plastformningsverktyg |
| JP3905739B2 (ja) * | 2001-10-25 | 2007-04-18 | 三菱重工業株式会社 | タービンロータ用１２Ｃｒ合金鋼、その製造方法及びタービンロータ |
| DE20206947U1 (de) * | 2002-05-02 | 2003-02-06 | Joh. Winklhofer & Söhne GmbH und Co KG, 81369 München | Gelenkkette mit nitriertem Gelenkbolzen |
| CN100342052C (zh) * | 2004-01-20 | 2007-10-10 | 吉林大学 | 热作模具钢 |
| DE202005011198U1 (de) * | 2004-09-10 | 2005-09-22 | Joh. Winklhofer & Söhne GmbH und Co. KG | Rollenkette mit großer Laschenhöhe |
| JP4266194B2 (ja) * | 2004-09-16 | 2009-05-20 | 株式会社東芝 | 耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータ |
| CN100425724C (zh) * | 2006-05-29 | 2008-10-15 | 中国铝业股份有限公司 | 中铬耐热合金、免打渣、整体铸造铝水分配器 |
| WO2008119638A1 (de) | 2007-03-29 | 2008-10-09 | Alstom Technology Ltd | Kriechfester stahl |
| ATE492661T1 (de) | 2008-02-25 | 2011-01-15 | Alstom Technology Ltd | Kriechfester stahl |
| DE102011003632A1 (de) * | 2011-02-04 | 2012-08-09 | Siemens Aktiengesellschaft | Turboverdichterlaufrad und Verfahren zum Herstellen desselben |
| US8961144B2 (en) * | 2011-06-30 | 2015-02-24 | General Electric Company | Turbine disk preform, welded turbine rotor made therewith and methods of making the same |
| US9000324B2 (en) | 2011-07-25 | 2015-04-07 | Hamilton Sundstrand Corporation | Fabrication of load compressor scroll housing |
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