JPS6334206B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPS6334206B2 JPS6334206B2 JP58053783A JP5378383A JPS6334206B2 JP S6334206 B2 JPS6334206 B2 JP S6334206B2 JP 58053783 A JP58053783 A JP 58053783A JP 5378383 A JP5378383 A JP 5378383A JP S6334206 B2 JPS6334206 B2 JP S6334206B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- turbine rotor
- creep rupture
- rupture strength
- temperature
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/38—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for roll bodies
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
〔発明の技術分野〕
この発明は高温で優れたクリープ破断強さを有
する12Cr系耐熱鋼で構成されたタービンロータ
の製造方法に関する。 〔発明の技術的背景〕 近年蒸気タービンやガスタービンは熱効率の向
上を目的に、使用する蒸気温度やガス温度が上昇
してきている。 ところで、クリープ破断強さの優れたロータの
一つに12Cr−Mo−Ｖ−Nb（Ta）−Ｎ鋼で構成さ
れたロータがあるが、今後の高温化に対処するた
めには更に高温のクリープ破断強さに優れた
12Cr系ロータが必要とされる。 高温のクリープ破断強さを向上させる方法の一
つとして焼入温度の上昇があるが、従来の12Cr
系ロータで行なわれている高周波炉や電弧炉によ
る溶解で製造されたタービンロータ素体の焼入温
度をただ単に上昇させた場合にはクリープ破断強
さは向上するが、反面、延性靭性が低下し、また
切欠弱化を生じやすくなる。そのため、タービン
ロータの脆性破壊に対する安全性、信頼性の観点
より従来12Cr系タービンロータの焼入温度はク
リープ破断強さと延性および靭性を考慮して通常
1050±30℃で行なつている。 〔発明の目的〕 本発明は上記点に鑑みてなされたもので、高温
のクリープ破断強さが優れるとともに延性および
靭性にも優れた、タービンロータの脆性破壊に対
する安全性、信頼性の高い12Cr系タービンロー
タの製造方法を提供することを目的としたもので
ある。 〔発明の概要〕 本発明は従来の12Cr系タービンロータの化学
組成、溶解方法および熱処理方法などについて広
範囲に実験、検討した結果、高温のクリープ破断
強さに優れ、かつ延性および靭性にも優れた
12Cr系タービンロータが得られることを見いだ
した事による。 すなわち、本発明に係る12Cr系タービンロー
タは重量パーセントでC0.1〜0.25％、Si0.5％以
下、Mn0.1〜1.0％、Cr9.0〜13.0％、Ni、Coの少
なくとも一種0.1〜1.0％、Mo0.5〜2.0％、V0.1〜
0.3％、Nb、Taの少なくとも一種0.03〜0.3％、
W0.5〜2.0％、N0.03〜0.1％、残部Feおよび付随
的不純物より成る合金組成を有し、エレクトロス
ラグ再溶解による二次溶解をして得た鋼塊を鍛造
成形してタービンロータ素体としたのち、1020℃
〜1150℃の温度範囲に加熱後焼入れ、次いで530
〜730℃の温度範囲で焼戻し処理を行うことを特
徴とする高温クリープ破断強さと延性および靭性
に優れた12Cr系タービンロータの製造方法であ
る。 ここで本発明方法に係る12Cr系タービンロー
タの組成および溶解、熱処理の限定理由について
説明する。 Ｃは引張強さやクリープ破断強さを確保するた
めに必要な元素であり、0.1％未満ではフエライ
ト相が生成して所要の特性が得られず、また0.25
％を越えると靭性が低下することからこの範囲と
する。 Siは脱酸剤として添加する元素であるが多量の
添加は靭性を劣下させるので0.5％以下とする。 Mnは脱酸、脱硫剤として添加する元素で0.1％
未満では十分な効果得られず、また1.0％を越え
るとクリープ破断強さを低下させるのでこの範囲
とする。 NiおよびCoはフエライト相の生成を抑え均一
なマルテンサイト組織を得るために必要な元素で
あるが、0.1％未満ではその効果が発揮されにく
く、またNiの場合1.0％を越えるとクリープ破断
強さを低下させること、Coの場合は高価になる
ことからこの範囲とする。 Crは本発明に係るロータの機械的性質を得る
ために必要な元素で、その量が9.0％未満では必
要とするクリープ破断強さが確保し難く、また
13.0％を越えるとフエライト相が生成し、クリー
プ破断強さが低下することからこの範囲とする。 Moはクリープ破断強さの向上と焼戻し脆性を
防止するために必要な元素で、0.5％未満ではそ
の効果が十分でなく、また2.0％を越えるとフエ
ライト相の生成によるクリープ破断強さの低下や
靭性の低下などを生ずることからこの範囲とす
る。 Ｖはクリープ破断強さの向上に必要な元素であ
るが0.1％末満ではその効果が十分でなく、また
0.3％を越えるとMoと同様にフエライト相が先成
しクリープ破断強さを低下させることからこの範
囲とする。 NbおよびTaは本発明に係るロータを構成する
12Cr系鋼の素地中に炭窒化物として微細に析出
分散し、クリープ破断強さを向上させる元素で、
その量が0.03％未満では十分な効果が得られず、
また0.3％を越えると後述するエレクトロスラグ
再溶解を行なつてもロータ中心部に粗大な炭窒化
物を生成して延性や靭性を劣下させることからこ
の範囲とする。なお、より優れたクリープ破断強
さを必要とする場合にはNb、Taの少なくとも一
種が、0.13％以上が望ましい。 Ｗはクリープ破断強さを向上させるに必要な元
素で少なくとも0.5％は必要であるが、多量の添
加はフエライト相の生成をまねきクリープ破断強
さが低下することから2.0％以下とする。 Ｎはフエライト相の生成を抑えるとともに炭窒
化物を生成してクリープ破断強さを向上させるに
必要な元素で0.03％未満ではその効果が十分でな
く、また0.1％を越えるとピンホールやブローホ
ールを発生させることからこの範囲とした。 次に本発明方法で重要なエレクトロスラグ再溶
解および熱処理について述べる。 エレクトロスラグ再溶解を行う理由は高温クリ
ープ破断強さ、延性および靭性に優れた12Cr系
タービンロータを得るために、次に述べる熱処理
と共に必要不可欠な工程で、このエレクトロスラ
グ再溶解をしない従来の高周波炉溶解や電弧炉溶
解のままの場合には靭性や延性が小さく、脆性破
壊に対する安全性や信頼性のある12Cr系タービ
ンロータを得ることが出来ない。また特にクリー
プ破断強さを向上させるため焼入温度を高くする
と、従来の高周波炉溶解や電弧炉溶解のものは室
温の衝撃靭性や、クリープ破断延性が大きく低下
するが、本発明方法に係るエレクトロスラグ再溶
解をした場合には衝撃靭性やクリープ破断延性の
低下が小さく、脆性破壊に対する安全性、信頼性
に優れた12Cr系タービンロータを得ることが出
来る。 また、従来の12Cr系タービンロータでは高周
波溶解炉や電弧炉で溶解した溶湯を鋳型に流し込
み凝固させているため溶湯の凝固に時間がかかり
タービンロータの中心部にNbやTaを含む粗大な
炭窒化物が析出して靭性の低下をまねくことか
ら、これまでNbやTaの含有量は通常0.03〜0.1％
程度までしか添加していなかつたが、本発明方法
によればそれ以上の添加でもタービンロータ中心
部に炭窒化物の粗大偏析はなく、高温クリープ破
断強さに優れ、かつ延性や靭性にも優れた12Cr
系タービンロータを得ることが出来る。1020℃〜
1150℃の温度範囲に加熱後焼入し、次いで530℃
〜730℃の温度範囲で焼戻しを行う理由としては、
炭窒化物を固溶させ均質なマルテンサイト組織と
所要の機械的特性を得るには焼入温度が1020℃未
満では十分でなく、また焼入温度が1150℃を越え
ると結晶粒の粒大化が大きくなり靭性を害するこ
とからこの範囲とした。なおクリープ破断強さを
向上させるにはNbやTaの炭窒化物を多量に固溶
再析出することが望ましく、そのためには焼入温
度が1080℃以上が、さらに望ましくは焼入温度を
1095℃以上にするとよい。また焼戻し温度が530
℃未満では十分な焼戻しが行なわれず所要の靭性
が得られず、730℃を越えた場合には所要の引張
強さや耐力を得ることが出来ないことからこの範
囲とした。 なお、本発明方法に係るタービンロータの製造
方法において上記エレクトロスラグ再溶解と熱処
理の両者が必要不可欠であり、このうちの一つで
も欠けた場合には高温のクリープ破断強さに優
れ、かつ延性および靭性を有する12Cr系タービ
ンロータを得ることは出来ない。 〔発明の実施例〕 第１表に示す化学組成を有するタービンロータ
モデル（直径600ミリ、長さ800ミリ）を作製した
のち各種試験を行なつた。 本発明に係る実施例１、２、３、４のタービン
ロータモデルの作成は第１表に示した合金組成と
なるように原料を配合したのち電弧炉で溶解次い
でエレクトロスラグ再溶解の消耗電極用モールド
に鋳込みインゴツトを得た。引続いて、このイン
ゴツトを消耗電極としてエレクトロスラグ再溶解
を行なつたのち、鍛造を行ないタービンロータモ
デル素体を得た。さらにこのタービンロータモデ
ル素体に第１表に併記した熱処理を施こしたのち
機械加工を行ないタービンロータモデルを得た。 さらに比較例１、２は従来の12Cr系タービン
ロータの溶解方法と同様に電弧炉で溶解した溶湯
をモールドに注ぎ、インゴツトを得たのち、これ
を鍛造してタービンロータモデル素体としたあ
と、第１表に併記した熱処理、比較例１は従来よ
り行なわれている熱処理、比較例２は焼入温度を
高くした熱処理を施こしたのち、機械加工を行な
いタービンロータモデルとした。 試験は上記のようにして得たタービンロータモ
デルのそれぞれについて試験片を切り出し、引張
試験、衝撃試験、クリープ破断試験を行なつた。 第２表に引張試験および衝撃試験結果をまた第
３表にクリープ破断試験結果を示す。
する12Cr系耐熱鋼で構成されたタービンロータ
の製造方法に関する。 〔発明の技術的背景〕 近年蒸気タービンやガスタービンは熱効率の向
上を目的に、使用する蒸気温度やガス温度が上昇
してきている。 ところで、クリープ破断強さの優れたロータの
一つに12Cr−Mo−Ｖ−Nb（Ta）−Ｎ鋼で構成さ
れたロータがあるが、今後の高温化に対処するた
めには更に高温のクリープ破断強さに優れた
12Cr系ロータが必要とされる。 高温のクリープ破断強さを向上させる方法の一
つとして焼入温度の上昇があるが、従来の12Cr
系ロータで行なわれている高周波炉や電弧炉によ
る溶解で製造されたタービンロータ素体の焼入温
度をただ単に上昇させた場合にはクリープ破断強
さは向上するが、反面、延性靭性が低下し、また
切欠弱化を生じやすくなる。そのため、タービン
ロータの脆性破壊に対する安全性、信頼性の観点
より従来12Cr系タービンロータの焼入温度はク
リープ破断強さと延性および靭性を考慮して通常
1050±30℃で行なつている。 〔発明の目的〕 本発明は上記点に鑑みてなされたもので、高温
のクリープ破断強さが優れるとともに延性および
靭性にも優れた、タービンロータの脆性破壊に対
する安全性、信頼性の高い12Cr系タービンロー
タの製造方法を提供することを目的としたもので
ある。 〔発明の概要〕 本発明は従来の12Cr系タービンロータの化学
組成、溶解方法および熱処理方法などについて広
範囲に実験、検討した結果、高温のクリープ破断
強さに優れ、かつ延性および靭性にも優れた
12Cr系タービンロータが得られることを見いだ
した事による。 すなわち、本発明に係る12Cr系タービンロー
タは重量パーセントでC0.1〜0.25％、Si0.5％以
下、Mn0.1〜1.0％、Cr9.0〜13.0％、Ni、Coの少
なくとも一種0.1〜1.0％、Mo0.5〜2.0％、V0.1〜
0.3％、Nb、Taの少なくとも一種0.03〜0.3％、
W0.5〜2.0％、N0.03〜0.1％、残部Feおよび付随
的不純物より成る合金組成を有し、エレクトロス
ラグ再溶解による二次溶解をして得た鋼塊を鍛造
成形してタービンロータ素体としたのち、1020℃
〜1150℃の温度範囲に加熱後焼入れ、次いで530
〜730℃の温度範囲で焼戻し処理を行うことを特
徴とする高温クリープ破断強さと延性および靭性
に優れた12Cr系タービンロータの製造方法であ
る。 ここで本発明方法に係る12Cr系タービンロー
タの組成および溶解、熱処理の限定理由について
説明する。 Ｃは引張強さやクリープ破断強さを確保するた
めに必要な元素であり、0.1％未満ではフエライ
ト相が生成して所要の特性が得られず、また0.25
％を越えると靭性が低下することからこの範囲と
する。 Siは脱酸剤として添加する元素であるが多量の
添加は靭性を劣下させるので0.5％以下とする。 Mnは脱酸、脱硫剤として添加する元素で0.1％
未満では十分な効果得られず、また1.0％を越え
るとクリープ破断強さを低下させるのでこの範囲
とする。 NiおよびCoはフエライト相の生成を抑え均一
なマルテンサイト組織を得るために必要な元素で
あるが、0.1％未満ではその効果が発揮されにく
く、またNiの場合1.0％を越えるとクリープ破断
強さを低下させること、Coの場合は高価になる
ことからこの範囲とする。 Crは本発明に係るロータの機械的性質を得る
ために必要な元素で、その量が9.0％未満では必
要とするクリープ破断強さが確保し難く、また
13.0％を越えるとフエライト相が生成し、クリー
プ破断強さが低下することからこの範囲とする。 Moはクリープ破断強さの向上と焼戻し脆性を
防止するために必要な元素で、0.5％未満ではそ
の効果が十分でなく、また2.0％を越えるとフエ
ライト相の生成によるクリープ破断強さの低下や
靭性の低下などを生ずることからこの範囲とす
る。 Ｖはクリープ破断強さの向上に必要な元素であ
るが0.1％末満ではその効果が十分でなく、また
0.3％を越えるとMoと同様にフエライト相が先成
しクリープ破断強さを低下させることからこの範
囲とする。 NbおよびTaは本発明に係るロータを構成する
12Cr系鋼の素地中に炭窒化物として微細に析出
分散し、クリープ破断強さを向上させる元素で、
その量が0.03％未満では十分な効果が得られず、
また0.3％を越えると後述するエレクトロスラグ
再溶解を行なつてもロータ中心部に粗大な炭窒化
物を生成して延性や靭性を劣下させることからこ
の範囲とする。なお、より優れたクリープ破断強
さを必要とする場合にはNb、Taの少なくとも一
種が、0.13％以上が望ましい。 Ｗはクリープ破断強さを向上させるに必要な元
素で少なくとも0.5％は必要であるが、多量の添
加はフエライト相の生成をまねきクリープ破断強
さが低下することから2.0％以下とする。 Ｎはフエライト相の生成を抑えるとともに炭窒
化物を生成してクリープ破断強さを向上させるに
必要な元素で0.03％未満ではその効果が十分でな
く、また0.1％を越えるとピンホールやブローホ
ールを発生させることからこの範囲とした。 次に本発明方法で重要なエレクトロスラグ再溶
解および熱処理について述べる。 エレクトロスラグ再溶解を行う理由は高温クリ
ープ破断強さ、延性および靭性に優れた12Cr系
タービンロータを得るために、次に述べる熱処理
と共に必要不可欠な工程で、このエレクトロスラ
グ再溶解をしない従来の高周波炉溶解や電弧炉溶
解のままの場合には靭性や延性が小さく、脆性破
壊に対する安全性や信頼性のある12Cr系タービ
ンロータを得ることが出来ない。また特にクリー
プ破断強さを向上させるため焼入温度を高くする
と、従来の高周波炉溶解や電弧炉溶解のものは室
温の衝撃靭性や、クリープ破断延性が大きく低下
するが、本発明方法に係るエレクトロスラグ再溶
解をした場合には衝撃靭性やクリープ破断延性の
低下が小さく、脆性破壊に対する安全性、信頼性
に優れた12Cr系タービンロータを得ることが出
来る。 また、従来の12Cr系タービンロータでは高周
波溶解炉や電弧炉で溶解した溶湯を鋳型に流し込
み凝固させているため溶湯の凝固に時間がかかり
タービンロータの中心部にNbやTaを含む粗大な
炭窒化物が析出して靭性の低下をまねくことか
ら、これまでNbやTaの含有量は通常0.03〜0.1％
程度までしか添加していなかつたが、本発明方法
によればそれ以上の添加でもタービンロータ中心
部に炭窒化物の粗大偏析はなく、高温クリープ破
断強さに優れ、かつ延性や靭性にも優れた12Cr
系タービンロータを得ることが出来る。1020℃〜
1150℃の温度範囲に加熱後焼入し、次いで530℃
〜730℃の温度範囲で焼戻しを行う理由としては、
炭窒化物を固溶させ均質なマルテンサイト組織と
所要の機械的特性を得るには焼入温度が1020℃未
満では十分でなく、また焼入温度が1150℃を越え
ると結晶粒の粒大化が大きくなり靭性を害するこ
とからこの範囲とした。なおクリープ破断強さを
向上させるにはNbやTaの炭窒化物を多量に固溶
再析出することが望ましく、そのためには焼入温
度が1080℃以上が、さらに望ましくは焼入温度を
1095℃以上にするとよい。また焼戻し温度が530
℃未満では十分な焼戻しが行なわれず所要の靭性
が得られず、730℃を越えた場合には所要の引張
強さや耐力を得ることが出来ないことからこの範
囲とした。 なお、本発明方法に係るタービンロータの製造
方法において上記エレクトロスラグ再溶解と熱処
理の両者が必要不可欠であり、このうちの一つで
も欠けた場合には高温のクリープ破断強さに優
れ、かつ延性および靭性を有する12Cr系タービ
ンロータを得ることは出来ない。 〔発明の実施例〕 第１表に示す化学組成を有するタービンロータ
モデル（直径600ミリ、長さ800ミリ）を作製した
のち各種試験を行なつた。 本発明に係る実施例１、２、３、４のタービン
ロータモデルの作成は第１表に示した合金組成と
なるように原料を配合したのち電弧炉で溶解次い
でエレクトロスラグ再溶解の消耗電極用モールド
に鋳込みインゴツトを得た。引続いて、このイン
ゴツトを消耗電極としてエレクトロスラグ再溶解
を行なつたのち、鍛造を行ないタービンロータモ
デル素体を得た。さらにこのタービンロータモデ
ル素体に第１表に併記した熱処理を施こしたのち
機械加工を行ないタービンロータモデルを得た。 さらに比較例１、２は従来の12Cr系タービン
ロータの溶解方法と同様に電弧炉で溶解した溶湯
をモールドに注ぎ、インゴツトを得たのち、これ
を鍛造してタービンロータモデル素体としたあ
と、第１表に併記した熱処理、比較例１は従来よ
り行なわれている熱処理、比較例２は焼入温度を
高くした熱処理を施こしたのち、機械加工を行な
いタービンロータモデルとした。 試験は上記のようにして得たタービンロータモ
デルのそれぞれについて試験片を切り出し、引張
試験、衝撃試験、クリープ破断試験を行なつた。 第２表に引張試験および衝撃試験結果をまた第
３表にクリープ破断試験結果を示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
第２表および第３表より明らかなように、本発
明方法に係る12Cr系タービンロータモデルは比
較例に比べ引張強さが優れるとともに伸び、絞り
も大きく、また衝撃靭性が著しく大きい。さらに
クリープ破断強さも従来の12Cr系ロータ材であ
る比較例２に比べるとクリープ破断伸びや絞りは
同等以上でありまたクリープ破断強さも優れてい
る。これらのことから本発明方法に係る12Cr系
タービンロータ材は室温および高温強度に優れる
とともに延性、靭性にも優れており工業上有用で
ある。
明方法に係る12Cr系タービンロータモデルは比
較例に比べ引張強さが優れるとともに伸び、絞り
も大きく、また衝撃靭性が著しく大きい。さらに
クリープ破断強さも従来の12Cr系ロータ材であ
る比較例２に比べるとクリープ破断伸びや絞りは
同等以上でありまたクリープ破断強さも優れてい
る。これらのことから本発明方法に係る12Cr系
タービンロータ材は室温および高温強度に優れる
とともに延性、靭性にも優れており工業上有用で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量パーセントでC0.1〜0.25％、Si0.5％以
下、Mn0.1〜1.0％、Ni、Coの少なくとも一種0.1
〜1.0％Cr9.0〜13.0％、Mo0.5〜2.0％、V0.1〜0.3
％、Nb、Taの少なくとも一種0.03〜0.3％、
W0.5〜2.0％、N0.03〜0.1％、残部Feおよび付随
的不純物より成る合金組成を有し、エレクトロス
ラグ再溶解により得た鋼塊を鍛造成形してタービ
ンロータ素体としたのち、1020℃〜1150℃の温度
範囲に加熱後焼入し、次いで530〜730℃の温度範
囲で焼戻し処理を行なうことを特徴とするタービ
ンロータの製造方法。 ２ 特許請求の範囲第１項においてNb、Taの少
なくとも一種を重量％で0.13〜0.3％とした事を
特徴とするタービンロータの製造方法。 ３ 特許請求の範囲第１項または第２項において
焼入温度を1080℃〜1150℃の範囲とした事を特徴
とするタービンロータの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58053783A JPS59179718A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | タ−ビンロ−タの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58053783A JPS59179718A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | タ−ビンロ−タの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59179718A JPS59179718A (ja) | 1984-10-12 |
| JPS6334206B2 true JPS6334206B2 (ja) | 1988-07-08 |
Family
ID=12952409
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58053783A Granted JPS59179718A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | タ−ビンロ−タの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59179718A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3668009D1 (de) * | 1985-07-09 | 1990-02-08 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Hochtemperaturrotor fuer eine dampfturbine und verfahren zu seiner herstellung. |
| JPH0734202A (ja) * | 1993-07-23 | 1995-02-03 | Toshiba Corp | 蒸気タービン用ロータ |
| JPH083697A (ja) * | 1994-06-13 | 1996-01-09 | Japan Steel Works Ltd:The | 耐熱鋼 |
| JPH09296258A (ja) * | 1996-05-07 | 1997-11-18 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフト |
| JP4602163B2 (ja) * | 2005-05-31 | 2010-12-22 | 株式会社東芝 | 耐熱鋼部材およびその製造方法 |
| CN108359887B (zh) * | 2017-01-26 | 2019-10-11 | 国家电投集团科学技术研究院有限公司 | 钢材及其制备方法和应用 |
| CN115109986B (zh) * | 2022-07-11 | 2023-10-10 | 中国铁建重工集团股份有限公司 | 一种大尺寸电渣重熔高锰钢锻坯及其制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6054385B2 (ja) * | 1980-02-20 | 1985-11-29 | 株式会社東芝 | 耐熱鋼 |
| JPS58110661A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPS59116360A (ja) * | 1982-12-24 | 1984-07-05 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
-
1983
- 1983-03-31 JP JP58053783A patent/JPS59179718A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59179718A (ja) | 1984-10-12 |
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