JPH0234724A - Manufacture of turbine rotor - Google Patents

Manufacture of turbine rotor

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JPH0234724A
JPH0234724A JP18153588A JP18153588A JPH0234724A JP H0234724 A JPH0234724 A JP H0234724A JP 18153588 A JP18153588 A JP 18153588A JP 18153588 A JP18153588 A JP 18153588A JP H0234724 A JPH0234724 A JP H0234724A
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JP
Japan
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rotor
less
temp
strength
cooling
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JP18153588A
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Japanese (ja)
Inventor
Hiroaki Yoshioka
洋明 吉岡
Yoichi Tsuda
陽一 津田
Kiyoshi Imai
潔 今井
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Toshiba Corp
Original Assignee
Toshiba Corp
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Abstract

PURPOSE:To manufacture the title turbine rotor having improved reliability in strength by forming a rotor stock with an alloy steel having specific compsn. and successively executing annealing, heating, cooling and tempering thereto under specific conditions. CONSTITUTION:An alloy steel contg., by weight, 0.1 to 0.4% C, 2.0 to 6.0% Ni, 0.5 to 3.5 % Cr, 0.5 to 2.0% Mo, 0.05 to 0.4% V, <=1.0% Mn, <=0.004% P, <=0.35% Si, <=0.01% Sn, <=0.008% As, <=0.005% Sb and the balance Fe with inevitable impurities is melted and cast to form a rotor stock by forging. The rotor stock is then annealed in the temp. range of 850 to 1000 deg.C, is thereafter heated again in the temp. range of 800 to 950 deg.C, is cooled at 400 deg.C/hr cooling speed and is furthermore tempered in the temp. range of 550 to 700 deg.C. By this method, the turbine rotor provided with high creep rupture strength in the place exposed to high temp. vapor and with high tensile strength and toughness in the place exposed to relatively low temp. vapor can be obtd.

Description

【発明の詳細な説明】 〔発明の目的〕 (産業上の利用分野) この発明は、高温時においてクリープラブチャー強度に
優れ、また比較的低温時において引張強度と靭性に優れ
た、両方に優れた特性を併有するタービンロータの製造
方法に関する。
[Detailed Description of the Invention] [Objective of the Invention] (Industrial Field of Application) The present invention provides a material that has excellent creep-loveure strength at high temperatures and excellent tensile strength and toughness at relatively low temperatures. The present invention relates to a method for manufacturing a turbine rotor having such characteristics.

(従来の技術) 大型の原動機1例えば蒸気タービンやガスタービンなど
では、一つのロータ(回転軸)に対して場所毎に蒸気等
の作動流体の温度が異なって使用されているため、その
温度毎に耐え得る異性質の組成を混成させて使用するこ
とがある。この場合のロータ材は、高温側ではASTM
 −A470 (クラス80)で規定するCr−Mo−
v鋼が使用され、低温側ではASTM −A470 (
クラス2〜7)で規定する重量比2.5%以上のNiを
含むNi−Cr−MO−v鋼が使用されている。
(Prior Art) In a large-scale prime mover 1, such as a steam turbine or a gas turbine, the working fluid such as steam is used at a different temperature in each location with respect to one rotor (rotating shaft). A mixture of different compositions that can withstand high temperatures may be used. The rotor material in this case is ASTM
-Cr-Mo- specified in A470 (Class 80)
V steel is used, and on the low temperature side ASTM-A470 (
Ni-Cr-MO-v steel containing 2.5% or more of Ni by weight as defined in Classes 2 to 7) is used.

このような異材質を混成させて一つのロータに作製して
も実機適用に当って不十分な場合がある。
Even if a single rotor is manufactured by mixing such different materials, it may not be sufficient for actual application.

すなわち、Cr−MO・V鋼は高温時においてクリープ
ラブチャー強度に優れているものの、低温時において引
張強度および靭性の点で不十分である。
That is, although Cr-MO·V steel has excellent creep rupture strength at high temperatures, it is insufficient in terms of tensile strength and toughness at low temperatures.

このため一つのロータのうち、比較的低温蒸気にさらさ
れる部位は、延性破壊および脆性破壊を考慮するあまり
、最終段落に植設されるタービン羽根の高さを低くせざ
るを得す、その羽根の高出力を求めようにもできない不
都合がある。
For this reason, in the parts of one rotor that are exposed to relatively low-temperature steam, the height of the turbine blades installed in the final stage must be lowered due to the risk of ductile and brittle fractures. There is a disadvantage that it is not possible to obtain high output.

一方、Ni−Cr−MO−v鋼は、低温時において引張
強度および靭性に優れているものの、高温特番こおいて
クリープラブチャー強度の点で不十分である。このため
、一つのロータのうち、高温蒸気(350℃)にさらさ
れる部位は、脆化を考慮するあまり、蒸気の高温化にブ
レーキがかかり、長時間運転での耐久的信頼性に欠ける
きらいがある。
On the other hand, although Ni-Cr-MO-v steel has excellent tensile strength and toughness at low temperatures, it is insufficient in terms of creep rupture strength at high temperatures. For this reason, parts of a rotor that are exposed to high-temperature steam (350°C) are too sensitive to embrittlement, so the brakes are applied to the high temperature of the steam, resulting in a lack of durability and reliability during long-term operation. be.

上記二つの優れた点を兼ね備えた素材として12Cr#
Wが種々提案されているが、あまりにも窩価のため経済
的効果がうすれる。
12Cr# is a material that combines the above two excellent points.
Various types of W have been proposed, but their economical effects are lost due to their excessive cost.

(発明が解決しようとする課題) 以上のように、従来の蒸気タービンロータでは、一つの
ロータのうち、高温蒸気にさらされる部位にはクリープ
ラブチャー強度に優れ、比較的低温蒸気にさらされる部
位には引張強度および靭性に優れた相反する属性を同時
に兼ね備えていなし1という問題に鑑み、この発明は、
一つのロータで、上記相反する属性を同時に兼ね備える
ようにした蒸気タービンロータを提供することを目的と
する。
(Problems to be Solved by the Invention) As described above, in a conventional steam turbine rotor, the parts of the rotor exposed to high-temperature steam have excellent creep rupture strength, while the parts exposed to relatively low-temperature steam In view of the problem that 1) does not simultaneously have contradictory attributes such as excellent tensile strength and toughness, this invention provides the following:
It is an object of the present invention to provide a steam turbine rotor that simultaneously has the above-mentioned contradictory attributes in one rotor.

〔発明の構成〕[Structure of the invention]

(8題を解決するための手段および作用)上記目的に沿
って、この発明は1重量比で、C0.1〜0.4%、N
i2.0〜6.0%、Cr0.S 〜3.5%、M。
(Means and effects for solving the 8 problems) In line with the above object, the present invention provides 0.1 to 0.4% of C and 0.4% of N at a weight ratio of 1.
i2.0-6.0%, Cr0. S~3.5%, M.

0.5〜2.0%、V0.05〜0.4%、Mn1.0
%以下、P0.004%以下、Si0.35%以下、S
n0.01%以下、As0.008%以下、Sb0.0
05%以下、残部Feおよび付随的不純物よりなる合金
鋼を溶N、鋳造した後、鍛造を行ってロータ素体を形成
し、その素体を850〜1000℃の温度範囲で焼鈍し
た後、再度800〜950℃の温度範囲で加熱し、さら
に冷却速度400℃/時間で冷却し、次いで550〜7
00℃の温度範囲で焼戻しを行う構成である。
0.5-2.0%, V0.05-0.4%, Mn1.0
% or less, P0.004% or less, Si0.35% or less, S
n0.01% or less, As0.008% or less, Sb0.0
05% or less, the balance being Fe and incidental impurities, is molten N, cast, forged to form a rotor body, annealed in a temperature range of 850 to 1000°C, and then re-cast. Heating at a temperature range of 800-950°C, further cooling at a cooling rate of 400°C/hour, and then cooling at a temperature of 550-750°C.
The structure is such that tempering is performed in a temperature range of 00°C.

以下にこの発明にかかる蒸気タービンロータを構成する
合金鋼の組成およびそれらの構成比を限定した理由につ
いて説明し、併せて熱処理温度範囲および冷却速度の限
定理由について説明する。
The composition of the alloy steel constituting the steam turbine rotor according to the present invention and the reasons for limiting the composition ratio thereof will be explained below, and the reasons for limiting the heat treatment temperature range and cooling rate will also be explained.

なお、元素の数字は重量比である。Note that the numbers for elements are weight ratios.

c : 0.i〜0.4% Cは焼入性を向上させ、また引張強さや耐力を高めるの
に寄与し、さらに炭化物を形成するに必要な元素である
。その量が0.1%未満では好ましくないフェライト相
を生成して、必要な引張強さや耐力が得られず、また0
、4% を越えると靭性が低下するため0.1〜0.4
%とする。
c: 0. i~0.4% C is an element that improves hardenability, contributes to increasing tensile strength and yield strength, and is also necessary for forming carbides. If the amount is less than 0.1%, an undesirable ferrite phase will be formed, making it impossible to obtain the necessary tensile strength and yield strength, or
, if it exceeds 4%, the toughness decreases, so 0.1 to 0.4
%.

Ni : 2.0〜610% Niは焼入性を向上させ、低温における強度および靭性
を向上させる元素であるが、2.0%未満ではその効果
が充分でなく、また6、0%以上の量を添加すると高温
強度が低下し、脆化が促進される傾向があるので2.0
〜6.0%とする。好ましくは3.0〜4.5%である
Ni: 2.0-610% Ni is an element that improves hardenability and improves strength and toughness at low temperatures, but if it is less than 2.0%, the effect is not sufficient, and if it is 6.0% or more, If the amount is added, the high temperature strength tends to decrease and embrittlement tends to be promoted.
~6.0%. Preferably it is 3.0 to 4.5%.

Cr : 0.5〜3.5% Crは焼入性を向上させ、引張強度を向上させる元素で
あるが、0.5%未満ではその効果が充分でなく、また
3、5% を越えると高温強度が低下するため0.5〜
3.5%とする。
Cr: 0.5-3.5% Cr is an element that improves hardenability and tensile strength, but if it is less than 0.5%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 3.5%, the 0.5~ because high temperature strength decreases
It is set at 3.5%.

Mo : 0.5〜2.0% MOは焼入性を向上させ、高温強度を向上させるととも
に焼戻し脆性を防止するために必要な元素であるが、0
.5%未満ではその効果が充分でなく、また2、0%を
越えると靭性が低下するため0.5〜2.0%とする。
Mo: 0.5-2.0% MO is an element necessary to improve hardenability, improve high-temperature strength, and prevent temper brittleness, but 0.
.. If it is less than 5%, the effect will not be sufficient, and if it exceeds 2.0%, the toughness will decrease, so the content should be 0.5 to 2.0%.

v : 0.os〜0.4% ■は高温強度を向上させるのに必要な元素であるが、0
.05%未満ではその効果が充分でなく、また0、4%
を越えると靭性を低下させるので0.05〜0.4%と
する6 Mn:L、0%以下 肚は鋼中に残存するSを安定化するために1通常、Mn
/S≧20を目安に添加する。現行の製錬技術では0.
1%以下の添加で充分である。ただし、 MnはP 、
 Sn、 As、 Sb等の元素と共に存在すると鋼の
脆化を促進させる作用があるので、Sは取鍋精錬等の方
法により低減するかもしくは安定な化合物として0.0
5%以下にすることが好ましい。
v: 0. os ~ 0.4% ■ is an element necessary to improve high temperature strength, but 0
.. If it is less than 0.05%, the effect is not sufficient, and if it is less than 0.4%.
If it exceeds 0.05 to 0.4%, the toughness will decrease. 6 Mn:L, 0% or less
/S≧20 as a guideline. With current smelting technology, 0.
Addition of 1% or less is sufficient. However, Mn is P,
Since S has the effect of promoting embrittlement of steel when it exists together with elements such as Sn, As, and Sb, it should be reduced by methods such as ladle refining or reduced to 0.0 as a stable compound.
It is preferably 5% or less.

SL : 0.35%以下 Siは溶解時に、脱酸剤として添加されるものであり、
過剰に添加すると靭性の低下をきたす、また、 Siは
P 、 Sn、 As、 Sb等の元素と共に存在する
と鋼の脆化を促進させる傾向にある。このため、SLは
0.35%以下に抑えるべきであり、好ましくは真空カ
ーボン脱酸等を行って0.05%以下に抑えるのが良い
6 P : 0.004%以下、Sn : 0.01%以下
、As : 0.008%以下、sb : 0.oos
%以下P 、 Sn、 As、 Sbは鋼中に不可避的
に存在する不純物元素であり、熱処理中等において鋼の
結晶粒界上に偏析を発生させ、このため靭性低下の要因
になる。したがって、脆化低下の防止の点から上記数値
以下に抑えることが好ましい。
SL: 0.35% or less Si is added as a deoxidizing agent during dissolution,
If Si is added in excess, the toughness will decrease, and if Si is present together with elements such as P, Sn, As, or Sb, it tends to promote embrittlement of steel. For this reason, SL should be suppressed to 0.35% or less, and preferably suppressed to 0.05% or less by performing vacuum carbon deoxidation etc. 6 P: 0.004% or less, Sn: 0.01 % or less, As: 0.008% or less, sb: 0. oos
% or less P, Sn, As, and Sb are impurity elements that are unavoidably present in steel, and cause segregation on the grain boundaries of steel during heat treatment and the like, which causes a decrease in toughness. Therefore, from the viewpoint of preventing a decrease in embrittlement, it is preferable to suppress it to the above-mentioned value or less.

次に、上記組成を有する合金鋼の熱処理温度の限定理由
について詳述する。
Next, the reason for limiting the heat treatment temperature of alloy steel having the above composition will be explained in detail.

従来、Nil:r−No・V鋼の焼入時の冷却方法は、
水冷もしくは水スプレー冷却が用いられていた。
Conventionally, the cooling method during quenching of Nil:r-No/V steel was as follows:
Water cooling or water spray cooling was used.

これは、冷却時に生じる鋼中の不純物元素の粒界偏析を
抑え、靭性の低下を防ぐとともに、所望の引張強さや耐
力を得るためであった。
This was to suppress grain boundary segregation of impurity elements in the steel that occurs during cooling, prevent a decrease in toughness, and obtain the desired tensile strength and yield strength.

しかしながら、従来の冷却手法を採った場合、鋼中には
v4C3等微細な炭化物が析出されることが少なく、こ
のためクリープ破断強度を充分に確保できないことが実
験によって明らかになった。このため、発明者は、熱処
理後の鋼中に微細な炭化物が析出されるようにするため
の冷却手法として空冷もしくはファン冷却を行うのが好
ましいということを見出した。すなわち、従来の冷却手
法だと、鋼中にフェライト相ができて、材料強度の点で
好ましくないが、空冷またはファン冷却にすると、鋼中
に微細な炭化物があられれる。この場合の冷却速度は、
400℃/時間が好ましい。冷却速度400℃/時間 
を越えると、鋼の組織がマルテンサイトに近くなり、炭
化物の析出が充分には見られない。
However, experiments have revealed that when conventional cooling methods are used, fine carbides such as v4C3 are rarely precipitated in steel, and therefore sufficient creep rupture strength cannot be ensured. For this reason, the inventor found that it is preferable to perform air cooling or fan cooling as a cooling method for precipitating fine carbides in the steel after heat treatment. That is, when using conventional cooling methods, a ferrite phase is formed in the steel, which is unfavorable in terms of material strength, but when air cooling or fan cooling is used, fine carbides are formed in the steel. The cooling rate in this case is
400°C/hour is preferred. Cooling rate 400℃/hour
When the temperature exceeds 1, the structure of the steel becomes close to martensite, and carbide precipitation is not sufficiently observed.

焼入温度は、通常、N′i−cr−Mo−v鋼を作るの
に用いられる温度範囲であって、焼鈍後の鋼索体ぐ をオーステナイト化し、さらに炭化物をの鋼累体ハ に固溶させ、しかも結晶粒が粗大化しないようにするた
めには、850〜950’Cの温度範囲である、なお、
焼入工程に先立ち、鋼索体には鍛造工程が入れるが、こ
の場合、鋼索体の組成を均一化するため焼戻しを行う。
The quenching temperature is usually in the temperature range used to make N'i-cr-Mo-v steel, which austenitizes the steel cable body after annealing and further solid-solves carbides into the steel body. In order to prevent the crystal grains from becoming coarse, the temperature should be in the range of 850 to 950'C.
Prior to the quenching process, the steel cable body undergoes a forging process, but in this case, the steel cable body is tempered in order to make the composition uniform.

この焼戻しの温度範囲は、850℃〜1000℃である
The temperature range for this tempering is 850°C to 1000°C.

上記鋼索体の焼入れ後の時効処理としては、得られる材
料特性、つまり靭性、引張強さ、耐力を一段と高くする
ために、550〜700℃の焼戻し温度範囲が好ましい
As for the aging treatment after quenching the above-mentioned steel cable, a tempering temperature range of 550 to 700° C. is preferable in order to further improve the obtained material properties, that is, toughness, tensile strength, and yield strength.

以上の組成を構成するとともに、熱処理の温度範囲およ
び熱処理後の冷却手法を上述の如く選定すれば、一つの
ロータで高温蒸気にさらされる部位ではクリープラブチ
ャー強度に優れ、比較的低温蒸気にさらされる部位では
引張強度および靭性に優れた効果が期待できる。
If the above composition is configured and the temperature range of heat treatment and cooling method after heat treatment are selected as described above, the parts of one rotor exposed to high temperature steam will have excellent creep rupture strength, and the parts exposed to relatively low temperature steam will have excellent creep rupture strength. Excellent effects on tensile strength and toughness can be expected in areas where

(実施例) この発明にかかるタービンロータの製造方法について詳
しく説明する。
(Example) A method for manufacturing a turbine rotor according to the present invention will be described in detail.

第1表は、タービンロータの組成および熱処理手順を併
記したものを、従来の比較例1,2.3とを対比させな
がらあられしたものである。実施例1から比較例3まで
の組成は、真空溶解炉で溶解し、脱酸処理、真空造塊後
、材料の諸特性を得るための試料としたものである。こ
の場合、実施例1から比較例2までは50kgの鋼塊を
、また実施例5および比較例3は実機の胴径を模擬して
作製し、鋼塊を40トンとしであるが、実機適用として
は十分な大きさである。
Table 1 lists the composition of the turbine rotor and the heat treatment procedure, and was created by comparing it with conventional comparative examples 1, 2.3. The compositions of Example 1 to Comparative Example 3 were melted in a vacuum melting furnace, deoxidized and vacuum agglomerated, and then used as samples for obtaining various properties of the materials. In this case, Example 1 to Comparative Example 2 were made using a 50 kg steel ingot, and Example 5 and Comparative Example 3 were made by simulating the trunk diameter of the actual machine, and the steel ingot was 40 tons. It is large enough.

(以下余白) 上記実施例1から比較例3までの組成物を、第 果は第2表の通りである。この表で、FATTには延性
−脆性破面遷移温度の意味である。また、第3表は、ク
リープ破断試験結果を示すものである。
(Hereinafter, blank space) The compositions of Example 1 to Comparative Example 3 are as shown in Table 2. In this table, FATT means ductile-brittle fracture surface transition temperature. Moreover, Table 3 shows the creep rupture test results.

(以下余白) 第2表および第3表において、実施例1から実施例5ま
では、焼入時のロータ素体の表層を400℃/時の冷却
速度で冷却したものである。また、実施例5では、ロー
タ素体の中心部を50℃/時の冷却速度で冷却している
。この結果、実施例5は、比較例3にくらべて、引張強
さ、衝撃強さおよびクリープ破断強さにおいて一段と優
れていることが理解されるであろう。
(Margins below) In Tables 2 and 3, in Examples 1 to 5, the surface layer of the rotor body during quenching was cooled at a cooling rate of 400° C./hour. Further, in Example 5, the center of the rotor body is cooled at a cooling rate of 50° C./hour. As a result, it will be understood that Example 5 is much better than Comparative Example 3 in terms of tensile strength, impact strength, and creep rupture strength.

(以下余白) 第4表 第4表は、長時間脆化に対する感受性を評価したもので
、第1図に示すステップクール法と呼ばれる熱処理によ
って加速させて試料を脆化させ、衝撃試験を行ったもの
である。この表中、SCはステップクール法の意であり
、SC前後のデータを表記しである。また、ΔFATT
はSC前後の値を引いて表記しであるが、ΔFATTの
値が正で、大きい程、脆化に対する感受性が高いことを
意味する。
(Leaving space below) Table 4 Table 4 evaluates the susceptibility to long-term embrittlement.The samples were accelerated to embrittlement by a heat treatment called the step cool method shown in Figure 1, and then an impact test was conducted. It is something. In this table, SC stands for step-cool method, and data before and after SC is expressed. Also, ΔFATT
is expressed by subtracting the values before and after SC, and the positive and larger value of ΔFATT means higher susceptibility to embrittlement.

第4表の結果を見ると、実施例1から実施例5までの値
は、ばらつきが多いが、それでも従来のクリープ破断強
と比べて格段と高くなっていることが理解されるであろ
う、なお、比較例2は、この発明にかかる組成と同一の
ものとし、焼入時の冷却手法を、従来の水によるスプレ
ー式としたが、脆化による感受性は少なくなっているも
のの、第3表で見る限り、クリープ破断強さは向上して
いない。
Looking at the results in Table 4, it will be understood that although the values from Example 1 to Example 5 vary widely, they are still significantly higher than the conventional creep rupture strength. In Comparative Example 2, the composition was the same as that according to the present invention, and the cooling method during quenching was a conventional water spray method, but although the susceptibility to embrittlement was reduced, Table 3. As far as we can see, the creep rupture strength has not improved.

〔発明の効果〕〔Effect of the invention〕

以上の説明の通り、この発明にかかるタービンロータの
製造方法では、高温の蒸気にさらされている部位にはク
リープラブチャー強度を高く、脆化を少なくするととも
に、比較的低温蒸気にさらされる部位には高い引張強度
と靭性を備えるようにしたもので、でうして一つのロー
タであっても互いに相反する機能を満すことができ、実
機適用に当って強度上の信頼性が一段と飛界的に向上す
ることか期待される。
As explained above, in the method for manufacturing a turbine rotor according to the present invention, the creep rupture strength is increased and embrittlement is reduced in the parts exposed to high-temperature steam, and the parts exposed to relatively low-temperature steam are The rotor is designed to have high tensile strength and toughness, and even a single rotor can fulfill mutually contradictory functions, further increasing reliability in terms of strength when applied to actual machines. It is expected that this will improve in terms of performance.

4、4,

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第1図はステップクール法と称する、 脆化を加 速的に早めるための熱処理工程を示す模式図である。 Figure 1 is called the step cool method. Adds embrittlement FIG. 3 is a schematic diagram showing a heat treatment process for speeding up the process.

Claims (1)

【特許請求の範囲】[Claims] 重量比で、C0.1〜0.4%、Ni2.0〜6.0%
、Cr0.5〜3.5%、Mo0.5〜2.0%、V0
.05〜0.4%、Mn1.0%以下、P0.004%
以下、Si0.35%以下、Sn0.01%以下、As
0.008%以下、Sb0.005%以下、残部Feお
よび付随的不純物よりなる合金鋼を溶解鋳造した後、鍛
造を行ってロータ素体を形成し、その素体を850〜1
000℃の温度範囲で焼鈍した後、再度800〜950
℃の温度範囲で加熱し、さらに冷却速度400℃/時間
で冷却し、次いで550〜700℃の温度範囲で焼戻し
を行うことを特徴とするタービンロータの製造方法。
Weight ratio: C0.1-0.4%, Ni2.0-6.0%
, Cr0.5-3.5%, Mo0.5-2.0%, V0
.. 05-0.4%, Mn 1.0% or less, P 0.004%
Below, Si0.35% or less, Sn0.01% or less, As
After melting and casting an alloy steel consisting of 0.008% or less Sb, 0.005% or less Sb, and the balance Fe and incidental impurities, it is forged to form a rotor body.
After annealing in the temperature range of 000℃, annealing is performed again at 800~950℃.
A method for manufacturing a turbine rotor, which comprises heating in a temperature range of 550°C to 700°C, further cooling at a cooling rate of 400°C/hour, and then tempering in a temperature range of 550 to 700°C.
JP18153588A 1988-07-22 1988-07-22 Manufacture of turbine rotor Pending JPH0234724A (en)

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