JPS60165360A - 高強度・高靭性蒸気タ−ビンロ−タ - Google Patents
高強度・高靭性蒸気タ−ビンロ−タInfo
- Publication number
- JPS60165360A JPS60165360A JP2076184A JP2076184A JPS60165360A JP S60165360 A JPS60165360 A JP S60165360A JP 2076184 A JP2076184 A JP 2076184A JP 2076184 A JP2076184 A JP 2076184A JP S60165360 A JPS60165360 A JP S60165360A
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- JP
- Japan
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- toughness
- content
- strength
- less
- creep rupture
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- Pending
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明の対象
本発明は高強度・高靭性蒸気タービンロータに関し、さ
らに詳しくは、高温度において機械的性質の浸れた高強
度・高靭性１２０ｒ 蒸気タービンロータに関する。
らに詳しくは、高温度において機械的性質の浸れた高強
度・高靭性１２０ｒ 蒸気タービンロータに関する。
従来技術
最近、省エネルギーの面から、火力発電の熱効率の向上
、即ち、蒸気温度の高温化および蒸気圧力の高圧化が計
画されてきておシ、現在使用されている蒸気タービンロ
ータの５６８℃、２４６ｋｇ／−のものから、５９３℃
、３１６ｋｇ／ｃｎＦ級で、かつ、容量は６００〜１０
００ ＭＷという大型の蒸気タービン口ｉりの設置が要
望されできている。
、即ち、蒸気温度の高温化および蒸気圧力の高圧化が計
画されてきておシ、現在使用されている蒸気タービンロ
ータの５６８℃、２４６ｋｇ／−のものから、５９３℃
、３１６ｋｇ／ｃｎＦ級で、かつ、容量は６００〜１０
００ ＭＷという大型の蒸気タービン口ｉりの設置が要
望されできている。
本発明の目的
本発明は上記に説明した蒸気タービンの現状に鑑みなさ
れたものであシ、従来から使用されているＧ、 ＩＣ，
型１２０ｒ 耐熱鋼ロータでは５９３℃において充分な
高温強度が得られ々いことから、本発明者が種々研究し
た結果、５５０〜６３０℃において滑れた長時間クリー
プ破断強度、切欠クリープ破断強度、クリープ破断伸び
および絞シを有し、かつ、常温においても擾れだ靭性を
有する高強度・高靭性の蒸気タービンロータを提案する
ものである。
れたものであシ、従来から使用されているＧ、 ＩＣ，
型１２０ｒ 耐熱鋼ロータでは５９３℃において充分な
高温強度が得られ々いことから、本発明者が種々研究し
た結果、５５０〜６３０℃において滑れた長時間クリー
プ破断強度、切欠クリープ破断強度、クリープ破断伸び
および絞シを有し、かつ、常温においても擾れだ靭性を
有する高強度・高靭性の蒸気タービンロータを提案する
ものである。
本発明の要点
本発明に係る高強度・高靭性蒸気タービンロータの特徴
とするところは、００１０〜０．２５％（重量％、以下
同じ）、８１０．０１〜０．１０％、Ｍｎ ０．０５〜
１．５％、Ｏｒ １０．０〜１１．５０％、ＭｏＯ，１
３〜２．２％、Ｖ Ｄ、１０〜０．３０％、Ｎ１）００
２〜０．１５％、Ｎ Ｏ０１〜０．０５％、Ｎ１０．０
１〜１，５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物よ
シなる鉄基合金で構成されていることにある。
とするところは、００１０〜０．２５％（重量％、以下
同じ）、８１０．０１〜０．１０％、Ｍｎ ０．０５〜
１．５％、Ｏｒ １０．０〜１１．５０％、ＭｏＯ，１
３〜２．２％、Ｖ Ｄ、１０〜０．３０％、Ｎ１）００
２〜０．１５％、Ｎ Ｏ０１〜０．０５％、Ｎ１０．０
１〜１，５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物よ
シなる鉄基合金で構成されていることにある。
また本発明タービンロータは上記の成分元素の他にコバ
ルト５％以下タンタル０．０５％以下チタン００５％以
下ボロン０，０１％以下ジルコニウム０．１％以下セリ
ウムとランタンの合計０．１％以下の中の１種または２
種以上の元素を含有するものである。
ルト５％以下タンタル０．０５％以下チタン００５％以
下ボロン０，０１％以下ジルコニウム０．１％以下セリ
ウムとランタンの合計０．１％以下の中の１種または２
種以上の元素を含有するものである。
本発明の成分の限定理由
本発明に係る高強度・高靭性蒸気タービンロータを構成
している鉄基合金における含有成分および成分割合につ
いて説明する。
している鉄基合金における含有成分および成分割合につ
いて説明する。
Ｃは高温強度を著しく変動させる元素であって、含有量
が０．１０％未満では充分な炭化物および均一なマルテ
ンサイト組織を得ることがでキス、マルテンサイト、ベ
イナイト、デルタフェライト等の混合組織となシ高温強
度、高温疲労強度を著しく低下させ、また、０２５％を
越える含有量ではマルテンサイトと残留オーステナイト
組織になるが、５５０〜６３０℃付近において炭化物の
凝集粗大化が著しくなシ長時間のクリープ破断強度の低
下が著しくなる。よって、Ｃ含有量は０．１０〜０．２
５％とする。
が０．１０％未満では充分な炭化物および均一なマルテ
ンサイト組織を得ることがでキス、マルテンサイト、ベ
イナイト、デルタフェライト等の混合組織となシ高温強
度、高温疲労強度を著しく低下させ、また、０２５％を
越える含有量ではマルテンサイトと残留オーステナイト
組織になるが、５５０〜６３０℃付近において炭化物の
凝集粗大化が著しくなシ長時間のクリープ破断強度の低
下が著しくなる。よって、Ｃ含有量は０．１０〜０．２
５％とする。
ｓｉ は脱酸剤として使用され、含有量はできるだけ少
なくするのがよく、大型鋳塊でも偏析を少なくし、かつ
、長時間使用後における靭性を確保するものであシ、含
有量の下限を０．０１％としたのは現在の製鋼法ではこ
れ以下とすることは困難であシ、また、０．１０％を越
える含有量では偏析がはげしくなシ、さらに、長時間使
用後の靭性が低下する。よって、８１ 含有量は０．０
１〜０．１０％とする。
なくするのがよく、大型鋳塊でも偏析を少なくし、かつ
、長時間使用後における靭性を確保するものであシ、含
有量の下限を０．０１％としたのは現在の製鋼法ではこ
れ以下とすることは困難であシ、また、０．１０％を越
える含有量では偏析がはげしくなシ、さらに、長時間使
用後の靭性が低下する。よって、８１ 含有量は０．０
１〜０．１０％とする。
Ｍｎ は脱酸剤と［７ていままでは０．３〜０．８％程
度含有されているが、本発明に係る高強度・高靭性蒸気
タービンロータを構成する鉄基合金ではＭｎ 含有量が
下限の０．０５％でも充分に鎮静鋼が得られ、長時間使
用後においても靭性を低下させることがなく、また、１
．５％を越える含有量では長時間使用後の靭性および長
時間のクリープ破断強度を低下させるようになる。よっ
て、Ｍｎ 含有量は０．０５〜１．５％とする。
度含有されているが、本発明に係る高強度・高靭性蒸気
タービンロータを構成する鉄基合金ではＭｎ 含有量が
下限の０．０５％でも充分に鎮静鋼が得られ、長時間使
用後においても靭性を低下させることがなく、また、１
．５％を越える含有量では長時間使用後の靭性および長
時間のクリープ破断強度を低下させるようになる。よっ
て、Ｍｎ 含有量は０．０５〜１．５％とする。
Ｏｒ は耐酸化性、耐蝕性を向上させるが、含有量が１
０．０％未満では充分な耐酸化性および長時間クリープ
破断強度が得られず、また、１１．５％を越えて含有さ
れると長時間クリープ破断強度は低下させないがデルタ
フェライトが析出し、高温疲労強度を低下させる。よっ
て、Ｃｒ含有量は１０．０〜１１．５％とする。
０．０％未満では充分な耐酸化性および長時間クリープ
破断強度が得られず、また、１１．５％を越えて含有さ
れると長時間クリープ破断強度は低下させないがデルタ
フェライトが析出し、高温疲労強度を低下させる。よっ
て、Ｃｒ含有量は１０．０〜１１．５％とする。
Ｍｏ は最も重要な元素で長時間クリープ破断強度を著
しく高めるものであシ、含有量が０．８％未満では析出
する炭化物（Ｆθ、Ｃｒ、 Ｍｏ ）ｕｏａ〔一般にＭ
ｎ３ ａ、と書く。〕が５５０〜６５０℃の温度で安定
でないので長時間クリープ破断強度が低くなり、また、
２．２％を越えて含有されると１１００℃の焼入温度で
も炭化物の固溶が充分でなく、かつ、デルタフェライト
も析出し始めるためクリープ破断強度、高温の疲労強度
も低下する。よって、ＭＯ含有量は０．８〜２．２％と
する。
しく高めるものであシ、含有量が０．８％未満では析出
する炭化物（Ｆθ、Ｃｒ、 Ｍｏ ）ｕｏａ〔一般にＭ
ｎ３ ａ、と書く。〕が５５０〜６５０℃の温度で安定
でないので長時間クリープ破断強度が低くなり、また、
２．２％を越えて含有されると１１００℃の焼入温度で
も炭化物の固溶が充分でなく、かつ、デルタフェライト
も析出し始めるためクリープ破断強度、高温の疲労強度
も低下する。よって、ＭＯ含有量は０．８〜２．２％と
する。
■は炭化物ｖ４Ｃ３を形成し、マトリックスを強化する
と共に、後で析出するＭ２３Ｃ６を微細にし、長時間の
クリープ破断強度を著しく高める元素であり、含有量が
０，１０％未満では形成されたＶ２Ｏ３の効果が充分で
なくクリープ破断強度が低く、また、０．６０％を越え
る含有量では長時間使用中に炭化物が凝集粗大化してク
リープ破断強度を低下させる。よって、■含有液は０．
１０〜０．３０％とする。
と共に、後で析出するＭ２３Ｃ６を微細にし、長時間の
クリープ破断強度を著しく高める元素であり、含有量が
０，１０％未満では形成されたＶ２Ｏ３の効果が充分で
なくクリープ破断強度が低く、また、０．６０％を越え
る含有量では長時間使用中に炭化物が凝集粗大化してク
リープ破断強度を低下させる。よって、■含有液は０．
１０〜０．３０％とする。
ＮｂはＶと同様に炭化物ＮｂＯを形成し、マトリックス
を強化すると共に、後から析出するＭ２３ ａ、を微細
にし、長時間クリープ破断強度を著しく高める元素であ
り、含有量が０．０２％未満ではこの効果が少ないので
充分なりリープ破断強度が得られず、また、０．１５％
を越える含有量では１１００℃の焼入温度でもＮｂＣが
充分固溶できず、かつ、析出したＮｂＯがクリープ中に
凝集粗大化し、て長時間のクリープ破断強度が低下する
。よって、Ｎｂ 含有量は０．０２〜０１５％、望まし
く幻：０．０５〜０．１５％とする。
を強化すると共に、後から析出するＭ２３ ａ、を微細
にし、長時間クリープ破断強度を著しく高める元素であ
り、含有量が０．０２％未満ではこの効果が少ないので
充分なりリープ破断強度が得られず、また、０．１５％
を越える含有量では１１００℃の焼入温度でもＮｂＣが
充分固溶できず、かつ、析出したＮｂＯがクリープ中に
凝集粗大化し、て長時間のクリープ破断強度が低下する
。よって、Ｎｂ 含有量は０．０２〜０１５％、望まし
く幻：０．０５〜０．１５％とする。
Ｎは５５０〜６００℃の短時間のクリープ破断強度を高
める元素であるが、含有量が多くなシ過ぎると６００℃
の１０４〜１０５時間のクリープ破断強度を低下させる
ようになシ、含有量が０．０１％未満では充分なりリー
プ破断強度が得られず、また、０．０５％を越えて含有
されると６００℃の１０４〜１０５時間のクリープ破断
強度Ｍｌ は焼入性および常温における靭性を向上させ
る元素であシ、含有量が０．０１％未満ではこのような
効果が少なく、また、１．５％を越えて含有されると５
００〜６００℃の温度の長時間クリープ破断強度を低下
させる。よって、Ｎｌ含有量は０．０１〜１．５％とす
る。
める元素であるが、含有量が多くなシ過ぎると６００℃
の１０４〜１０５時間のクリープ破断強度を低下させる
ようになシ、含有量が０．０１％未満では充分なりリー
プ破断強度が得られず、また、０．０５％を越えて含有
されると６００℃の１０４〜１０５時間のクリープ破断
強度Ｍｌ は焼入性および常温における靭性を向上させ
る元素であシ、含有量が０．０１％未満ではこのような
効果が少なく、また、１．５％を越えて含有されると５
００〜６００℃の温度の長時間クリープ破断強度を低下
させる。よって、Ｎｌ含有量は０．０１〜１．５％とす
る。
なお、上記に説明した含有成分の外に以下説明する元素
を適宜含有させることができる。
を適宜含有させることができる。
Ｃｏ は鋼中のデルタフェライトを消し、炭化物のマト
リックス（地鉄）への固溶量を増大させる元素であシ、
含有量が５．０％を越える含有量では５５０〜゛６００
℃の長時間クリープ破断強度が低下する。よって、ＣＯ
含有量は５．０％以下とする。
リックス（地鉄）への固溶量を増大させる元素であシ、
含有量が５．０％を越える含有量では５５０〜゛６００
℃の長時間クリープ破断強度が低下する。よって、ＣＯ
含有量は５．０％以下とする。
ＴａはＮｌ）と同様な効果を示すが、含有量が０゜０５
％を越えると１１００℃付近の焼入温度でもマトリック
スに固溶できず、充分なりリープ破断強度が得ることが
できない。よって、Ｔａ含有量は０，０５％以下とする
。
％を越えると１１００℃付近の焼入温度でもマトリック
スに固溶できず、充分なりリープ破断強度が得ることが
できない。よって、Ｔａ含有量は０，０５％以下とする
。
ＴＩはＴｔ（ｃ、ｘ）を形成してＮを固定するので、短
時間のクリープ破断強度をやや低下させるが、長時間の
クリープ破断強度を高めるもので、含有量り；０．０５
％を越えて含有されると鋼中のＮが低下するため短時間
のクリープ破断強度を著しく低下させる。よって、Ｔｉ
含有量は０．０５％以下とする。
時間のクリープ破断強度をやや低下させるが、長時間の
クリープ破断強度を高めるもので、含有量り；０．０５
％を越えて含有されると鋼中のＮが低下するため短時間
のクリープ破断強度を著しく低下させる。よって、Ｔｉ
含有量は０．０５％以下とする。
なおＮｂ 、 ＴａあるいはＴｉ が共存するときはＷ
ｂ 十−Ｔａ ＋ ２ ＴＩ≦０，２％を満足すること
が望ましい。これをしないとクリープ破断強度が低下す
る。
ｂ 十−Ｔａ ＋ ２ ＴＩ≦０，２％を満足すること
が望ましい。これをしないとクリープ破断強度が低下す
る。
Ｚｒ は強力な炭化物形成元素であると共に窒化物、酸
化物を形成し、鋼中のＮ、０を固定するため、常温の靭
性を高めるが、含有量が０．１％を越えて含有されると
鋼中の固溶Ｎ量が低減し、クリープ破断強度が低下する
。よって、Ｚｒ含有量は０１％以下とする。
化物を形成し、鋼中のＮ、０を固定するため、常温の靭
性を高めるが、含有量が０．１％を越えて含有されると
鋼中の固溶Ｎ量が低減し、クリープ破断強度が低下する
。よって、Ｚｒ含有量は０１％以下とする。
Ｏｅ −１−Ｌａは強力な脱酸剤で鋼中の酸素を固定す
るため常温の靭性を良くするが、クリープ破断強度には
殆んど効果がなく、０．１％を越える含有量では常温の
靭性はあま９改善されない。
るため常温の靭性を良くするが、クリープ破断強度には
殆んど効果がなく、０．１％を越える含有量では常温の
靭性はあま９改善されない。
よって、Ｏｓ＋ｌＬａ含有量は０．１％以下とする。
Ｂは６００〜６５０℃のクリープ破断強度を著しく高め
るが、含有量が０．０１％を越えて含有されると熱間加
工が困難となる。よって、Ｂ含有量は０．０１％以下と
する。
るが、含有量が０．０１％を越えて含有されると熱間加
工が困難となる。よって、Ｂ含有量は０．０１％以下と
する。
なお、Ａｔ は、００２％を越えて含有されると６００
℃、１０５時間のクリープ破断強度を著しく低下させる
ので、０．０２％以下、望ましくは０．００．５％以下
に抑える。
℃、１０５時間のクリープ破断強度を著しく低下させる
ので、０．０２％以下、望ましくは０．００．５％以下
に抑える。
本発明ロータの製法
本発明に係る高強度・高靭性蒸気タービンロータの製造
法の一例について簡単に説明するが、製造法を限定する
ものではない。
法の一例について簡単に説明するが、製造法を限定する
ものではない。
上記に説明した含有成分、成分割合となるように各合金
元素を配合し、電気炉で溶解精錬後、真空カーボン脱酸
を行ない、さらに、エレクトロスラグ溶解によシ溶融す
るが、この時、Ｓｔ含有量が０．０３〜００５％でも均
質清浄な鋼塊が得られる。次に、１０００〜１２５０℃
の温度に加熱して熱間加工によりロータ形状とし、その
後、１０５０〜１１２０’Ｃの温度に２５時間加熱し、
直ちに油焼入れを行ない均質なマルテンサイト組織とし
、さらに、５８ｏ℃に２０時間加熱後空冷、６７０℃に
５０時間加熱空冷の２回の焼戻しを行なって焼戻しマル
テンサイト組織とする。しかして、本発明に係る高強度
・高靭性蒸気タービンロータを構成する鉄基合金は、１
０〜５０屯の大型鋼塊でも１０５０〜１１２０℃からの
焼入れによシ、デルタフェライトが発生しないように含
有成分および成分割合を調整しておシ、このデルタフェ
ライトは高温使用時の疲労強度を著しく低下させるので
絶対に生成させてはいけないのである。
元素を配合し、電気炉で溶解精錬後、真空カーボン脱酸
を行ない、さらに、エレクトロスラグ溶解によシ溶融す
るが、この時、Ｓｔ含有量が０．０３〜００５％でも均
質清浄な鋼塊が得られる。次に、１０００〜１２５０℃
の温度に加熱して熱間加工によりロータ形状とし、その
後、１０５０〜１１２０’Ｃの温度に２５時間加熱し、
直ちに油焼入れを行ない均質なマルテンサイト組織とし
、さらに、５８ｏ℃に２０時間加熱後空冷、６７０℃に
５０時間加熱空冷の２回の焼戻しを行なって焼戻しマル
テンサイト組織とする。しかして、本発明に係る高強度
・高靭性蒸気タービンロータを構成する鉄基合金は、１
０〜５０屯の大型鋼塊でも１０５０〜１１２０℃からの
焼入れによシ、デルタフェライトが発生しないように含
有成分および成分割合を調整しておシ、このデルタフェ
ライトは高温使用時の疲労強度を著しく低下させるので
絶対に生成させてはいけないのである。
以上述べたように本発明は蒸気タービンのロータである
が、高温で用いられるタービンブレード、各種の高温用
ボルト、各種のロール、弁棒や弁座用としても用いるこ
とができる。
が、高温で用いられるタービンブレード、各種の高温用
ボルト、各種のロール、弁棒や弁座用としても用いるこ
とができる。
実施例１
第１表、第２表および第３表に示す化学成分の鋼を真空
カーボン脱酸法（以下、ｖＣＤ法という。）によって５
０ ｋ１７／ Ｃｂ４ｒｇｅ ずつ溶解鋳造して得た。
カーボン脱酸法（以下、ｖＣＤ法という。）によって５
０ ｋ１７／ Ｃｂ４ｒｇｅ ずつ溶解鋳造して得た。
その後鋼塊を１１００℃〜９５０℃の温度範囲で鍛伸し
て直径２０覇の丸棒を得た。
て直径２０覇の丸棒を得た。
１１００℃Ｘ ３Ｈｒ ＡＯおよび７００℃Ｘ Ｉ Ｈ
ｒＡＣの熱処理を施した後、２０℃における２■Ｖノツ
チシヤルピ一試験片による衝撃試験および直径６ＷＩＩ
Ｉ＋の試験片によるクリープ破断試験を行なった。その
結果を第４表に示すが、本発明鋼の高温におけるクリー
プ破断強度は極めてすぐれておシ、また常温における靭
性もすぐれている。
ｒＡＣの熱処理を施した後、２０℃における２■Ｖノツ
チシヤルピ一試験片による衝撃試験および直径６ＷＩＩ
Ｉ＋の試験片によるクリープ破断試験を行なった。その
結果を第４表に示すが、本発明鋼の高温におけるクリー
プ破断強度は極めてすぐれておシ、また常温における靭
性もすぐれている。
第４表
第４表（続き）
※１応カ一時間線図から推定したものである。
実施例２
実施例１の試験の結果本発明鋼は極めてすぐれた高温強
度および常温の靭性を持っていることがわかったので、
実際のロータに近いもので諸性質を確かめることにした
。
度および常温の靭性を持っていることがわかったので、
実際のロータに近いもので諸性質を確かめることにした
。
鋼塊重量的ｚｏｏｏｋｇのものを電気炉を用いてＶＯＤ
法によシ溶解後再度エレクトロスラグ再后解法によって
２種製造した。化学成分の分析結果を第５表に示すが、
２種とも本発明範囲内にあるものである。
法によシ溶解後再度エレクトロスラグ再后解法によって
２種製造した。化学成分の分析結果を第５表に示すが、
２種とも本発明範囲内にあるものである。
熱間鍛造によって直径３８０ｍｍの丸棒にした稜、次の
熱処理を行なった。
熱処理を行なった。
ロータ外周部に対応するものとして
（Ａ） １１００℃Ｘ１５Ｈｒ １０００℃／Ｈｒ冷却
＋５５０１：：Ｘ２０ＨｒＡＯ十６５０℃×２３Ｈｒ１
？ＩＣ ロータ中心部に対応するものとして （Ｂ） １１００℃×１５Ｈｒ １００Ｃ／Ｈｒ冷却＋
５５０１：：Ｘ２０ＨｒＡＯ＋６５０℃Ｘ２５ＨｒＦＯ の熱処理を行った。
＋５５０１：：Ｘ２０ＨｒＡＯ十６５０℃×２３Ｈｒ１
？ＩＣ ロータ中心部に対応するものとして （Ｂ） １１００℃×１５Ｈｒ １００Ｃ／Ｈｒ冷却＋
５５０１：：Ｘ２０ＨｒＡＯ＋６５０℃Ｘ２５ＨｒＦＯ の熱処理を行った。
常温における機械的性質を第６表にまとめて２示すが、
この表から明らかなように本発明鋼の常温における機械
的性質は非常に秀れてお９、またロータ外周部相当と内
周部相当の機械的性質の差は非常に小さい。更にロータ
中心部相当の靭性もすぐれておシ、５０％ＦＡＴＴ （
この温度が低い種籾性が良い）も外周部と殆んど変らな
い。
この表から明らかなように本発明鋼の常温における機械
的性質は非常に秀れてお９、またロータ外周部相当と内
周部相当の機械的性質の差は非常に小さい。更にロータ
中心部相当の靭性もすぐれておシ、５０％ＦＡＴＴ （
この温度が低い種籾性が良い）も外周部と殆んど変らな
い。
実施例３
実施例２の材料についてクリープ破断試験を行なった。
その結果をまとめて第１図のラルソンミラー線図に示す
。ロータ中心部および外周部ともにデータは第１図中斜
線で示したバンドの中にいずれもあったが、６００℃、
１０５時間のクリープ破断強度は１２〜１８．５ｋｇ／
−であり、非常に高いクリープ破断強度を示した。
。ロータ中心部および外周部ともにデータは第１図中斜
線で示したバンドの中にいずれもあったが、６００℃、
１０５時間のクリープ破断強度は１２〜１８．５ｋｇ／
−であり、非常に高いクリープ破断強度を示した。
第１図は本発明の実施例で得た結果を示す図表である。
復代理人 内 １） 明
復代理人 萩 原 亮 −
Claims (2)
- （１）重量パーセントで、ａｇｏ、１０〜０，２５％、
８ｔ 二 ０．０１ 〜０．１０ ％ 、Ｍｎ：’０．
０ ５ 〜１． ５ ０％、Ｏｒ ： １［１，Ｑ
〜１１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜２．２０％、Ｖ ：
０．１０〜０．３０％、Ｎｂ ： ０．０２〜０．１
５％、Ｎ ： ０．０１〜０．０５％、ＮＩ：０゜０１
〜１．５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物よシ
なる鉄基合金で構成されていることを特徴とする高強度
・高靭性蒸気ター゛ビンロータ。 - （２） 重量パーセントで、Ｏ： ０．１０〜０．２５
％、日ｌ ： ０．０ １ 〜０． １ ０％、 Ｍｎ
： ０． ０ ５〜１． ５ ０％、Ｏｒ ： １
０．０〜１ １．５０％、Ｍｏ ： ０．８０〜２．２
０Ｘ、Ｖ ： ０．１０〜０．５０Ｘ、ｙｂ：ａ、ａ２
〜０１５％、Ｎ ： ０．０ １〜０．０５％、Ｎｌ：
０゜０１〜１．５％を含有し、且つコバルト５％以下、
タンタル０．０５％以下、チタン０，０５％以下、ボロ
ン０．０１％以下、ジルコニウム０．１％以下、セリウ
ムとランタンの合計０．１％以下の中の１種または２種
以上の元素を含有し、残部鉄および不可避的不純物より
なる鉄基合金で構成されていることを特徴とする高強度
・高靭性蒸気タービンロータ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2076184A JPS60165360A (ja) | 1984-02-09 | 1984-02-09 | 高強度・高靭性蒸気タ−ビンロ−タ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2076184A JPS60165360A (ja) | 1984-02-09 | 1984-02-09 | 高強度・高靭性蒸気タ−ビンロ−タ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60165360A true JPS60165360A (ja) | 1985-08-28 |
Family
ID=12036167
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2076184A Pending JPS60165360A (ja) | 1984-02-09 | 1984-02-09 | 高強度・高靭性蒸気タ−ビンロ−タ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60165360A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6360262A (ja) * | 1986-08-29 | 1988-03-16 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱鋼 |
| JPH0230739A (ja) * | 1988-07-18 | 1990-02-01 | Nippon Steel Corp | ＣｒーＭｏ系高強度耐熱鋼 |
| US6294131B1 (en) * | 1997-11-17 | 2001-09-25 | Ceramic Fuel Cells Limited | Heat resistant steel |
| JP2013142201A (ja) * | 2012-01-06 | 2013-07-22 | General Electric Co <Ge> | ロータ、蒸気タービン並びにロータの製造方法 |
-
1984
- 1984-02-09 JP JP2076184A patent/JPS60165360A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6360262A (ja) * | 1986-08-29 | 1988-03-16 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱鋼 |
| JPH0230739A (ja) * | 1988-07-18 | 1990-02-01 | Nippon Steel Corp | ＣｒーＭｏ系高強度耐熱鋼 |
| US6294131B1 (en) * | 1997-11-17 | 2001-09-25 | Ceramic Fuel Cells Limited | Heat resistant steel |
| JP2013142201A (ja) * | 2012-01-06 | 2013-07-22 | General Electric Co <Ge> | ロータ、蒸気タービン並びにロータの製造方法 |
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