JPS6054385B2 - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
- Publication number
- JPS6054385B2 JPS6054385B2 JP55019201A JP1920180A JPS6054385B2 JP S6054385 B2 JPS6054385 B2 JP S6054385B2 JP 55019201 A JP55019201 A JP 55019201A JP 1920180 A JP1920180 A JP 1920180A JP S6054385 B2 JPS6054385 B2 JP S6054385B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- resistant steel
- rotor
- heat
- strength
- 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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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は高温て優れたクリープ強さを有すると共に
、低温においても優れた靭性を有する耐熱鋼に係り、特
に蒸気タービンロータに適した耐熱鋼に関する。
、低温においても優れた靭性を有する耐熱鋼に係り、特
に蒸気タービンロータに適した耐熱鋼に関する。
近年、蒸気タービンは大容量化による熱効率の向上お
よび単位出力当りの建設費の低減を目的として、年々大
型化し、また電力需要に応じて出力増減や超勤停止とい
う機能が要求される中間負荷的運用もなされている。
よび単位出力当りの建設費の低減を目的として、年々大
型化し、また電力需要に応じて出力増減や超勤停止とい
う機能が要求される中間負荷的運用もなされている。
このタービンの大容量化などに伴ないタービンの使用温
度は上昇し、現在蒸気タービンの最高蒸気温度は566
℃となり、また軸受スパンの長い複流型中圧ロータや高
中圧一体型ロータの採用に伴ない高温で優れたクリープ
強さを有する耐熱鋼の開発が一層要求されてきている。
また前述したようにタービンの大容量化に伴ない一方で
はロータ径が増加するとともにロータに埋め込まれる動
翼が長大化するのに加えてタービンの起動停止の頻繁化
により起動時にタービンロータ中心部での低温の靭性も
優れたものが要求されている。 ところで従来の蒸気タ
ービン用の耐熱鋼としては一般に1%Cr−1%Mo−
O、25%り鋼と称せられる材料や、12%Cr系鋼で
構成されている。
度は上昇し、現在蒸気タービンの最高蒸気温度は566
℃となり、また軸受スパンの長い複流型中圧ロータや高
中圧一体型ロータの採用に伴ない高温で優れたクリープ
強さを有する耐熱鋼の開発が一層要求されてきている。
また前述したようにタービンの大容量化に伴ない一方で
はロータ径が増加するとともにロータに埋め込まれる動
翼が長大化するのに加えてタービンの起動停止の頻繁化
により起動時にタービンロータ中心部での低温の靭性も
優れたものが要求されている。 ところで従来の蒸気タ
ービン用の耐熱鋼としては一般に1%Cr−1%Mo−
O、25%り鋼と称せられる材料や、12%Cr系鋼で
構成されている。
添付図は中圧タービンの構成例を示す一部切欠断面図で
あるが、蒸気入口1の蒸気温度は566℃と高温化して
おり、且−)Cr−Mo−V鋼あるいは12%Cr系鋼
で構成されている従来のロータを使用した場合には、ロ
ータ軸受スパン3から4の間隔が長大化しているため、
動作時には高温強度の不足jからロータに曲がりが発生
する。このためロータ表層5を冷却しているのが現状で
あるがこれはタービン性能の低下およびタービンを複雑
化している。また高中圧一体型タービンにおいてもロー
タ軸受スパンが長くなるため高温強度のよりすぐれたロ
ータが必要とされる。さらに中間負荷的運用による起動
停止の頻繁化はタービンの起動時にロータ中心部6にか
かる応力を過酷化しつつあり、このために低温靭性にも
すぐれ、脆性破壊に対しより安全なロータが必要である
。
あるが、蒸気入口1の蒸気温度は566℃と高温化して
おり、且−)Cr−Mo−V鋼あるいは12%Cr系鋼
で構成されている従来のロータを使用した場合には、ロ
ータ軸受スパン3から4の間隔が長大化しているため、
動作時には高温強度の不足jからロータに曲がりが発生
する。このためロータ表層5を冷却しているのが現状で
あるがこれはタービン性能の低下およびタービンを複雑
化している。また高中圧一体型タービンにおいてもロー
タ軸受スパンが長くなるため高温強度のよりすぐれたロ
ータが必要とされる。さらに中間負荷的運用による起動
停止の頻繁化はタービンの起動時にロータ中心部6にか
かる応力を過酷化しつつあり、このために低温靭性にも
すぐれ、脆性破壊に対しより安全なロータが必要である
。
なお添付図において、2は蒸気出口、7は動翼、8は静
翼、9はケーシングをそれぞれ示す。
翼、9はケーシングをそれぞれ示す。
このように従来ロータでは高温のクリープ強さおよび低
温での靭性が不充分で蒸気タービンの大容量化および中
間負荷的運用には対処し得えない欠点を有している。本
発明はこのような点に鑑みてなされたもので、高温で優
れたクリープ強さを有するとともに低温での靭性が優れ
た耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
温での靭性が不充分で蒸気タービンの大容量化および中
間負荷的運用には対処し得えない欠点を有している。本
発明はこのような点に鑑みてなされたもので、高温で優
れたクリープ強さを有するとともに低温での靭性が優れ
た耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
すなわち、本発明に係る耐熱鋼は化学組成が重量パーセ
ントでクロム10〜13%、マンガン0.3〜1.0%
、モリブデン0.5〜2.0%、シリコン0.2%以下
、ニッケル0.1〜1.5%、ニオブ0.01〜0.5
%、バナジウム0.1〜0.5%、タングステン0.5
〜2.0%、炭素0.05〜0.3%、窒素0.01〜
0.1%および残部鉄及び付随的不純物より成りこの金
属組織は実質的にフェライト組織を含まず焼戻しマルテ
ンサイト組織であることを特徴とする耐熱鋼及び蒸気タ
ービンロータである。
ントでクロム10〜13%、マンガン0.3〜1.0%
、モリブデン0.5〜2.0%、シリコン0.2%以下
、ニッケル0.1〜1.5%、ニオブ0.01〜0.5
%、バナジウム0.1〜0.5%、タングステン0.5
〜2.0%、炭素0.05〜0.3%、窒素0.01〜
0.1%および残部鉄及び付随的不純物より成りこの金
属組織は実質的にフェライト組織を含まず焼戻しマルテ
ンサイト組織であることを特徴とする耐熱鋼及び蒸気タ
ービンロータである。
この発明に係る耐熱鋼は前述した金属組織と、各合金元
素を特定の組成範囲に選択したことによ.つてのみ、優
れた高温でのクリープ強さと、低温での優れた靭性を発
揮する。
素を特定の組成範囲に選択したことによ.つてのみ、優
れた高温でのクリープ強さと、低温での優れた靭性を発
揮する。
なお、この発明に係る蒸気タービンロータの素体材料の
化学組成においては次式クロム当量=ー40XC%−3
0×N%−2×Mn%−4×Ni%+Cr%+4×MO
%+6×Si%+11×V%+5×Nb%+1.5×W
%においてクロム当量を11以下とすることが望ましい
。
化学組成においては次式クロム当量=ー40XC%−3
0×N%−2×Mn%−4×Ni%+Cr%+4×MO
%+6×Si%+11×V%+5×Nb%+1.5×W
%においてクロム当量を11以下とすることが望ましい
。
その理由としては本発明に係る蒸気タ−ビンーロータの
ごとき大型鋼塊においてはクロム当量が11を越えると
局部的な合金成分のばらつきからフェライト組織が生成
し、〜クリープ強さの低下をきたす傾向が認められるか
らである。この発明に係る耐熱鋼は次のようにして製造
しうる。
ごとき大型鋼塊においてはクロム当量が11を越えると
局部的な合金成分のばらつきからフェライト組織が生成
し、〜クリープ強さの低下をきたす傾向が認められるか
らである。この発明に係る耐熱鋼は次のようにして製造
しうる。
先ず所要量の元素を配合し溶解後真空カーボン脱酸を行
なつたのち鋳造し、次いで1100〜130(代)に加
熱後さらに鍛造しローター等の所定形状化してから、1
000〜115CfCで均一に加熱する。この加熱は上
記1000〜11500Cの温度で完全にオーステナイ
ト組織に変態するに充分な時間行なう。かくして合金組
織を完全にオーステナイト組織に変態させたのち、油中
あるいは水噴霧などで約10(代)まで急冷する。この
急冷により合金はγ一α″変態により実質的に均一なマ
ルテンサイト組織となる。しかる後、このまま100℃
付近に数10時間維持し均質化する。さらに、550℃
〜700℃で数時間から数1叫間維持して焼戻しを行な
うと合金の組織は最終的に焼戻しマルテンサイト組織と
なり、高温での優れたクリープ強さと、低温での優れた
靭性を有する耐熱鋼を得ることが出来る。
なつたのち鋳造し、次いで1100〜130(代)に加
熱後さらに鍛造しローター等の所定形状化してから、1
000〜115CfCで均一に加熱する。この加熱は上
記1000〜11500Cの温度で完全にオーステナイ
ト組織に変態するに充分な時間行なう。かくして合金組
織を完全にオーステナイト組織に変態させたのち、油中
あるいは水噴霧などで約10(代)まで急冷する。この
急冷により合金はγ一α″変態により実質的に均一なマ
ルテンサイト組織となる。しかる後、このまま100℃
付近に数10時間維持し均質化する。さらに、550℃
〜700℃で数時間から数1叫間維持して焼戻しを行な
うと合金の組織は最終的に焼戻しマルテンサイト組織と
なり、高温での優れたクリープ強さと、低温での優れた
靭性を有する耐熱鋼を得ることが出来る。
ここで本発明に係る耐熱鋼を構成する材料の合金組成の
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
(1)クロム
10〜13%;クロムは鉄中に固溶し合金の強度を向上
させるとともに耐酸化性、耐食性を向上させるに必要な
元素で、10%未満では充分な強度や耐酸化性、耐食性
を得ることは出来す、また13%を越えると好ましくな
いフェライト組織を生成し高温のクリープ強さを低下さ
せる。
させるとともに耐酸化性、耐食性を向上させるに必要な
元素で、10%未満では充分な強度や耐酸化性、耐食性
を得ることは出来す、また13%を越えると好ましくな
いフェライト組織を生成し高温のクリープ強さを低下さ
せる。
さらに実用上は10〜11.5%とする事が好ましい。
(2)マンガン0.3〜1.0;マンガンは溶解時の脱
酸、脱硫剤として必要な元素であり、また合金のオース
テナイト相の範囲を拡ける元素で、少なくとも0.3%
は必要であり、1.0%を越えると高温のクリープ強さ
を低下させる。
(2)マンガン0.3〜1.0;マンガンは溶解時の脱
酸、脱硫剤として必要な元素であり、また合金のオース
テナイト相の範囲を拡ける元素で、少なくとも0.3%
は必要であり、1.0%を越えると高温のクリープ強さ
を低下させる。
さらに実用上は0.4〜0.7%とする事が好ましい。
(3)モリブデン0.5〜2.0%;モリブデンは合金
中に固溶体強化により低温および高温での強さを向上さ
せるとともに焼戻し脆性を防ぐのに必要な元素で0.5
%未満ではその効果が少なく、また2.5%を越えると
好ましくないフェライト相を生じ低温および高温強度を
低下させる。
(3)モリブデン0.5〜2.0%;モリブデンは合金
中に固溶体強化により低温および高温での強さを向上さ
せるとともに焼戻し脆性を防ぐのに必要な元素で0.5
%未満ではその効果が少なく、また2.5%を越えると
好ましくないフェライト相を生じ低温および高温強度を
低下させる。
さらに実用上は0.8〜1.5%とする事が好ましい。
(4)シリコン 0.2%以下;シリコンはマンガンと同様に溶解時の脱
酸剤として必要な元素であるが多量の含有は低温での靭
性を害するためなるべく少ない方が望ましく0.2%ま
でとする。
(4)シリコン 0.2%以下;シリコンはマンガンと同様に溶解時の脱
酸剤として必要な元素であるが多量の含有は低温での靭
性を害するためなるべく少ない方が望ましく0.2%ま
でとする。
(5)ニッケル
0.1〜1.5%;ニッケルはこの発明に係る耐熱鋼を
高温でオーステナイト化組織とするに必要な元素で、ニ
ッケルが存在しない場合には好ましくないフェライト相
が生成し易くなるのでこれを防止するためには少なくと
も0.1%は必要であり、1.5%を越えると高温での
強さが低下する。
高温でオーステナイト化組織とするに必要な元素で、ニ
ッケルが存在しない場合には好ましくないフェライト相
が生成し易くなるのでこれを防止するためには少なくと
も0.1%は必要であり、1.5%を越えると高温での
強さが低下する。
さらに実用上は0.4〜1.2%とする事が好ましい。
(6)ニオブ 0.01〜0.5%;ニオブは合金中の炭素および窒素
と化合してNb(CN)を生成し合金の素地中に微細に
析出分散し高温のクリープ強さを向上させるとともに、
鍛造時および熱処理時の結晶粒の粗大化を防止し低温で
の靭性を向上させるに必要な元素で、少なくとも0.0
1%は必要である。
(6)ニオブ 0.01〜0.5%;ニオブは合金中の炭素および窒素
と化合してNb(CN)を生成し合金の素地中に微細に
析出分散し高温のクリープ強さを向上させるとともに、
鍛造時および熱処理時の結晶粒の粗大化を防止し低温で
の靭性を向上させるに必要な元素で、少なくとも0.0
1%は必要である。
しかし一方ではフェライト相の生成を促進させ高温のク
リープ強さを低下させるとともに過量の炭窒化物を生成
して靭性の低下をきたすので0.5%までとした。さら
に実用上タービンロータの場合は0.04〜0.1%、
タービンブレードの場合は0.05〜0.4%とする事
が好ましい。(7)バナジウム 0.1〜0.5%;バナジウムは高温のクリープ強さを
向上させるために必要な元素で0.1昧満ではその効果
が充分でなく、また0.5%を越えるとフェライトが生
成して高温のクリープ強さが低下する。
リープ強さを低下させるとともに過量の炭窒化物を生成
して靭性の低下をきたすので0.5%までとした。さら
に実用上タービンロータの場合は0.04〜0.1%、
タービンブレードの場合は0.05〜0.4%とする事
が好ましい。(7)バナジウム 0.1〜0.5%;バナジウムは高温のクリープ強さを
向上させるために必要な元素で0.1昧満ではその効果
が充分でなく、また0.5%を越えるとフェライトが生
成して高温のクリープ強さが低下する。
さらに実用上は0.18〜0.25%とする事が好まし
い。(8)タングステン 0.5〜2.0%;タングステンはモリブデンと同様に
固溶体強化により低温および高温での強度を向上させる
元素で0.5%未満ではその効果が顕著でなく、また2
.0%を越えると靭性を低下させるのでこの範囲とする
。
い。(8)タングステン 0.5〜2.0%;タングステンはモリブデンと同様に
固溶体強化により低温および高温での強度を向上させる
元素で0.5%未満ではその効果が顕著でなく、また2
.0%を越えると靭性を低下させるのでこの範囲とする
。
さらに実用上は0.7〜1.6%とする事が好ましい。
(9)炭素 0.05〜0.3%;炭素は高温で鉄中に固溶してオー
ステナイト組織をつくり、急冷によりγ−α″変態を起
させ低温および高温での強さを向上させるとともにニオ
ブやクロムなどの元素と炭化物を形成して高温のクリー
プ強さを向上させるに必要なもので、0.05%未満で
はその効果が小さく、また0.3%を越えると低温での
靭性が低下する。
(9)炭素 0.05〜0.3%;炭素は高温で鉄中に固溶してオー
ステナイト組織をつくり、急冷によりγ−α″変態を起
させ低温および高温での強さを向上させるとともにニオ
ブやクロムなどの元素と炭化物を形成して高温のクリー
プ強さを向上させるに必要なもので、0.05%未満で
はその効果が小さく、また0.3%を越えると低温での
靭性が低下する。
さらに実用上は0.11〜0.17%とする事が好まし
い。AO窒素 0.01〜0.1%;窒素はオーステナイト生成元素で
焼入時のオーステナイト相を安定にし好ましくないフェ
ライト相の生成を抑制するとともに、また他の元素と化
合して窒化物や炭窒化物を形成して高温のクリープ強さ
を向上させるに必要な元素で、0.01%未満ではその
効果が充分でなく、また0.1%を越えると巣やミクロ
ボアの発生を増加させるのでこの範囲とする。
い。AO窒素 0.01〜0.1%;窒素はオーステナイト生成元素で
焼入時のオーステナイト相を安定にし好ましくないフェ
ライト相の生成を抑制するとともに、また他の元素と化
合して窒化物や炭窒化物を形成して高温のクリープ強さ
を向上させるに必要な元素で、0.01%未満ではその
効果が充分でなく、また0.1%を越えると巣やミクロ
ボアの発生を増加させるのでこの範囲とする。
さらに実用上は0.04〜0.08%とする事が好まし
い。次に本発明について実施例をもつて詳細に説明する
。高周波真空誘導溶解炉を用いて表−1に示す化学組成
のロータモデル素体を溶解、鋳造した。なお真空カーボ
ン脱酸は鋳造前に実施した。次に鋳造したロータ素体を
120CfCに加熱し鍛造しローター形状化したのち、
各試験素材を切り出し調質熱処理を施こした。表−2に
熱処理条件を示す。なお表中のAおよびCはロータ材の
表層部をシミユレートしたものでありまたB,Dは同じ
く中心部をシミユレートしたものである。次にこれら準
備した各合金試料から引張試験片、衝撃試験片およびク
リープ破断試験片を作製しそれぞれ試験を行なつた。
い。次に本発明について実施例をもつて詳細に説明する
。高周波真空誘導溶解炉を用いて表−1に示す化学組成
のロータモデル素体を溶解、鋳造した。なお真空カーボ
ン脱酸は鋳造前に実施した。次に鋳造したロータ素体を
120CfCに加熱し鍛造しローター形状化したのち、
各試験素材を切り出し調質熱処理を施こした。表−2に
熱処理条件を示す。なお表中のAおよびCはロータ材の
表層部をシミユレートしたものでありまたB,Dは同じ
く中心部をシミユレートしたものである。次にこれら準
備した各合金試料から引張試験片、衝撃試験片およびク
リープ破断試験片を作製しそれぞれ試験を行なつた。
これらの試験結果を表−3に示す。なお表−3の中に記
した50%FATTとは衝撃試験した後の試片破面にお
いて延性破面が50%を占める温度のことてこの温度が
低いほど靭性が優れており蒸気タービンロータ等の耐熱
鋼として好ましいと言える。表−3より明らかなように
、本発明に係る耐熱鋼は従来の蒸気タービン等に使用さ
れている1Cr一1M0−0.25■ロータ(比較例2
)及び比較例3,4に比ベクリープ破断強さおよび靭性
ははる”かに優れ、特に比較例1のものに比べても靭性
ははるかに優れており、優れた耐熱鋼であり、特に蒸気
タービンロータ、タービンブレード、ケーシング用締付
けボルトとして工業上すこふる有用であると言える。
した50%FATTとは衝撃試験した後の試片破面にお
いて延性破面が50%を占める温度のことてこの温度が
低いほど靭性が優れており蒸気タービンロータ等の耐熱
鋼として好ましいと言える。表−3より明らかなように
、本発明に係る耐熱鋼は従来の蒸気タービン等に使用さ
れている1Cr一1M0−0.25■ロータ(比較例2
)及び比較例3,4に比ベクリープ破断強さおよび靭性
ははる”かに優れ、特に比較例1のものに比べても靭性
ははるかに優れており、優れた耐熱鋼であり、特に蒸気
タービンロータ、タービンブレード、ケーシング用締付
けボルトとして工業上すこふる有用であると言える。
添付図は本発明を説明するための火力蒸気タービン中圧
部の構成例を示す一部切欠断面図てある。 1は中圧タービン蒸気入口、2は中圧タービン蒸気出口
、3および4はロータ軸受、5はロータ表層部、6はロ
ータ中心部、7は動翼、8は静翼、9はケーシング。
部の構成例を示す一部切欠断面図てある。 1は中圧タービン蒸気入口、2は中圧タービン蒸気出口
、3および4はロータ軸受、5はロータ表層部、6はロ
ータ中心部、7は動翼、8は静翼、9はケーシング。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 化学組成が重量パーセントでクロム10〜13%、
マンガン0.3〜1.0%、モリブデン0.5〜2.0
%、シリコン0.2%以下、ニッケル0.1〜1.5%
、ニオブ0.01〜0.5%、バナジウム0.1〜0.
5%、タングステン0.5〜2.0%、炭素0.05〜
0.3%、窒素0.01〜0.1%、残部鉄および付随
的不純物より成り、実質的に焼戻しマルテンサイト組織
であることを特徴とする耐熱鋼。 2 蒸気タービンロータである事を特徴とする特許請求
の範囲第1項記載の耐熱鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55019201A JPS6054385B2 (ja) | 1980-02-20 | 1980-02-20 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55019201A JPS6054385B2 (ja) | 1980-02-20 | 1980-02-20 | 耐熱鋼 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15793687A Division JPS63121622A (ja) | 1987-06-26 | 1987-06-26 | タ−ビンロ−タの製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS56116858A JPS56116858A (en) | 1981-09-12 |
JPS6054385B2 true JPS6054385B2 (ja) | 1985-11-29 |
Family
ID=11992734
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55019201A Expired JPS6054385B2 (ja) | 1980-02-20 | 1980-02-20 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6054385B2 (ja) |
Families Citing this family (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58120764A (ja) * | 1982-01-08 | 1983-07-18 | Toshiba Corp | 高温強度及びクリ−プき裂伝播速度に優れた蒸気タ−ビン動翼 |
JPS5989752A (ja) * | 1982-11-15 | 1984-05-24 | Hitachi Ltd | 12Cr系鋼溶接構造物 |
JPS59179719A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-12 | Toshiba Corp | タ−ビンロ−タの製造方法 |
JPS59179718A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-12 | Toshiba Corp | タ−ビンロ−タの製造方法 |
JPS59232231A (ja) * | 1983-06-16 | 1984-12-27 | Toshiba Corp | タ−ビンロ−タの製造方法 |
JPS6024353A (ja) * | 1983-07-20 | 1985-02-07 | Japan Steel Works Ltd:The | 12%Cr系耐熱鋼 |
JPS60128250A (ja) * | 1983-12-15 | 1985-07-09 | Toshiba Corp | 高クロム耐熱鋳鋼 |
JPS60190551A (ja) * | 1984-03-09 | 1985-09-28 | Hitachi Ltd | 主蒸気管用耐熱鋼 |
JPH0641723B2 (ja) * | 1984-06-20 | 1994-06-01 | 株式会社日立製作所 | 蒸気タ−ビン |
JPS616257A (ja) * | 1984-06-21 | 1986-01-11 | Toshiba Corp | 12%Cr耐熱鋼 |
EP0210122B1 (en) * | 1985-07-09 | 1990-01-03 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Steam turbine rotor for high temperature and method for manufacturing same |
JPS6260845A (ja) * | 1985-09-12 | 1987-03-17 | Toshio Fujita | 高温用蒸気タ−ビンロ−タ |
JPH10265909A (ja) * | 1997-03-25 | 1998-10-06 | Toshiba Corp | 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 |
SE516622C2 (sv) | 2000-06-15 | 2002-02-05 | Uddeholm Tooling Ab | Stållegering, plastformningsverktyg och seghärdat ämne för plastformningsverktyg |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3139337A (en) * | 1962-05-31 | 1964-06-30 | Gen Electric | Alloys |
US3767390A (en) * | 1972-02-01 | 1973-10-23 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Martensitic stainless steel for high temperature applications |
JPS54102220A (en) * | 1978-01-31 | 1979-08-11 | Toshiba Corp | Tarbine rotor material |
-
1980
- 1980-02-20 JP JP55019201A patent/JPS6054385B2/ja not_active Expired
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3139337A (en) * | 1962-05-31 | 1964-06-30 | Gen Electric | Alloys |
US3767390A (en) * | 1972-02-01 | 1973-10-23 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Martensitic stainless steel for high temperature applications |
JPS54102220A (en) * | 1978-01-31 | 1979-08-11 | Toshiba Corp | Tarbine rotor material |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS56116858A (en) | 1981-09-12 |
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