JPS6283451A - ガスタ−ビンデイスク - Google Patents
ガスタ−ビンデイスクInfo
- Publication number
- JPS6283451A JPS6283451A JP22358485A JP22358485A JPS6283451A JP S6283451 A JPS6283451 A JP S6283451A JP 22358485 A JP22358485 A JP 22358485A JP 22358485 A JP22358485 A JP 22358485A JP S6283451 A JPS6283451 A JP S6283451A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- gas turbine
- creep rupture
- weight
- martensitic steel
- 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.)
- Pending
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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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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)
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】
〔発明の利用分野〕
本発明は４５０℃〜５ｏｏ℃において高いクリープ破断
強度、３００℃付近において高い耐力及び室温において
高い靭性値を有する耐熱鋼で作製した新規なガスタービ
ンディスクに関する。
強度、３００℃付近において高い耐力及び室温において
高い靭性値を有する耐熱鋼で作製した新規なガスタービ
ンディスクに関する。
現在のガスタービンは、ガス温度１１００ ’Ｙ：であ
り、ディスク材としてはＣｒ −Ｍ ｏ −Ｖ鋼又は１
２Ｃｒ−２，５Ｎｉ−１，８Ｍｏ−０，３５Ｖ鋼（Ｍ２
Ｂ５鋼）が知られている。
り、ディスク材としてはＣｒ −Ｍ ｏ −Ｖ鋼又は１
２Ｃｒ−２，５Ｎｉ−１，８Ｍｏ−０，３５Ｖ鋼（Ｍ２
Ｂ５鋼）が知られている。
最近、省エネルギーの観点から、ガスタービンの効率向
上が望まれている。発電効率を向−１ニするにはガス温
度及び圧力をヒげるのが最も有効な手段である。ガス温
度を１１００℃から１３００℃に、圧力比を１０から１
５まで高めることにより、相対比で約３％の効率向−■
−ができる。
上が望まれている。発電効率を向−１ニするにはガス温
度及び圧力をヒげるのが最も有効な手段である。ガス温
度を１１００℃から１３００℃に、圧力比を１０から１
５まで高めることにより、相対比で約３％の効率向−■
−ができる。
これら高温・高圧（高効率）ガスタービン用ディスク材
としては、現流ガスタービンに用いられているＣｒ−Ｍ
ｏＶ鋼及び１．２ Ｃｒ −２、５Ｎ ｉｌ 、 ８
Ｍ ｏ −０、３５Ｖ鋼（Ｍｌ−５２鋼）では強度不足
で、これよりも高強度で汁っ靭性の高い材料が必要であ
る。クリープ破断強度の点では、Ｎｉ基合金及びＣｏ基
合金が優れているが、これらの合金はコストが著しく高
い−にに、加工性（＃１造性。
としては、現流ガスタービンに用いられているＣｒ−Ｍ
ｏＶ鋼及び１．２ Ｃｒ −２、５Ｎ ｉｌ 、 ８
Ｍ ｏ −０、３５Ｖ鋼（Ｍｌ−５２鋼）では強度不足
で、これよりも高強度で汁っ靭性の高い材料が必要であ
る。クリープ破断強度の点では、Ｎｉ基合金及びＣｏ基
合金が優れているが、これらの合金はコストが著しく高
い−にに、加工性（＃１造性。
切削性）が悪く、靭性が低い欠点がある。
現流ガスタービンに用いているＣ ｒ −Ｍ ｏ −Ｖ
鋼ディスク材は、４５０℃１０５ｈ クリープ破断強度
が２９−３９ｋｇ／ｍｍ” 、 ３００℃０．０２％耐
力が５５ ｋｇ ／ ｍｍ ２であり、高温強度不足で
ある。
鋼ディスク材は、４５０℃１０５ｈ クリープ破断強度
が２９−３９ｋｇ／ｍｍ” 、 ３００℃０．０２％耐
力が５５ ｋｇ ／ ｍｍ ２であり、高温強度不足で
ある。
また前述の現有Ｍ２Ｂ５鋼でも靭性は満足するがクリー
プ破断強度が不足である。
プ破断強度が不足である。
ガスタービンディスク材として特開５６−１５８８４７
にマルテンサイト鋼が使用されることが公知である。し
かし、この材料では４５０℃における強度と靭性との両
方兼ね備えたものではない。
にマルテンサイト鋼が使用されることが公知である。し
かし、この材料では４５０℃における強度と靭性との両
方兼ね備えたものではない。
本発明の目的は、クリープ破断強度及び室温で高い靭性
を有する材料で作製したガスタービンディスクを提供す
ることにある。
を有する材料で作製したガスタービンディスクを提供す
ることにある。
本発明は、翼が植込まれる高速流の燃焼ガスによって回
転するディスクにおいて、ディスクは、４５０℃、１０
５ｈ クリープ破断強度５０ｋｇ／ｍｍ”以上及び室
温のＶノツチシャルピー衝撃吸収エネルギーが３ ｋｇ
−ｍ以−にを有するマルテンサイト系鋼によって構成
されていることを特徴とするガスタービンディスクにあ
る。
転するディスクにおいて、ディスクは、４５０℃、１０
５ｈ クリープ破断強度５０ｋｇ／ｍｍ”以上及び室
温のＶノツチシャルピー衝撃吸収エネルギーが３ ｋｇ
−ｍ以−にを有するマルテンサイト系鋼によって構成
されていることを特徴とするガスタービンディスクにあ
る。
即ち、本発明は新規なマルテンサイト系鋼を用いること
によってガス温度１ ：（ｆｌ ０℃での運転が可能な
ガスタービンが達成できる顕著な効果を有する。
によってガス温度１ ：（ｆｌ ０℃での運転が可能な
ガスタービンが達成できる顕著な効果を有する。
そのマルテンサイト系鋼の一例としては次の通りである
。
。
Ｃ０．０７〜（１，１６％■０．１〜０．３％Ｓｉ０．
３％以下 Ｎｂ又は／及びゴａ ｌ’１．０３〜０．１
５％Ｍｎ１．５％以下 Ｎ ０．０２−０，１０％Ｎ
ｉ１．３〜１．９％ 残部 Ｆｅ Ｃｒ９ 〜１３ ％ Ｍｏ１．３〜１．９％ また次に示す式で計算されるＣｒ当琥が１０以下に成分
調整し、金属組織をδフェライトが含まない焼戻しマル
テンサイト組織にすることにより、使用中脆化が著しく
少なくなることも究明された。
３％以下 Ｎｂ又は／及びゴａ ｌ’１．０３〜０．１
５％Ｍｎ１．５％以下 Ｎ ０．０２−０，１０％Ｎ
ｉ１．３〜１．９％ 残部 Ｆｅ Ｃｒ９ 〜１３ ％ Ｍｏ１．３〜１．９％ また次に示す式で計算されるＣｒ当琥が１０以下に成分
調整し、金属組織をδフェライトが含まない焼戻しマル
テンサイト組織にすることにより、使用中脆化が著しく
少なくなることも究明された。
Ｃｒ当量＝−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ −３ＯＮ−２ｃ
ｏ ＋６Ｓｉ十Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１．ＦＩＷ＋ １１Ｖ
＋５Ｎｂ ＋２．５Ｔａ（ここで成分は重敏％） さらに上記組成にＣｏを添加すると衝撃吸収工ネルイー
が若干低くなるもののクリープ破断強度が向−１−する
こと、Ｎｂの代わりにＴａを添加しても本発明の目的が
達成されることが実験的に未明された。
ｏ ＋６Ｓｉ十Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１．ＦＩＷ＋ １１Ｖ
＋５Ｎｂ ＋２．５Ｔａ（ここで成分は重敏％） さらに上記組成にＣｏを添加すると衝撃吸収工ネルイー
が若干低くなるもののクリープ破断強度が向−１−する
こと、Ｎｂの代わりにＴａを添加しても本発明の目的が
達成されることが実験的に未明された。
本発明に係る鋼の熱処理はまず完全なオーステナイトに
変態するに充分な温度、最低１０００℃、最高１１００
℃に均一加熱し全マルテンサイト組織が得られる１００
℃／ｈ以上、好ましくは３５０〜ｂ ６００℃の温度に加熱保持し第１次焼戻しし、欣いで５
５０℃〜６３０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを行
う。焼入れは油中、水噴霧等によって行われる。
変態するに充分な温度、最低１０００℃、最高１１００
℃に均一加熱し全マルテンサイト組織が得られる１００
℃／ｈ以上、好ましくは３５０〜ｂ ６００℃の温度に加熱保持し第１次焼戻しし、欣いで５
５０℃〜６３０℃の温度に加熱保持し第２次焼戻しを行
う。焼入れは油中、水噴霧等によって行われる。
高速回転体の破壊要因の一つに脆性破壊が一トげられる
。この脆性破壊に対する抵抗はｖノツチシャルピー衝撃
吸収エネルギーの高い材料はど優れている。高温回転体
で最も重要なのはクリープ破断強度であり、設計許容応
力は１０万時間クリープ破断強度で決定することが多い
。そこで本発明に係る材料の高温強度は高温・高速ガス
タービンディスク材のメタル温度である４５０℃におけ
る１０万時間クリープ破断強度が５０ｋｇ／＋ｎ＋＋２
以上有しなければならない。好ましくは５３ ｋｇ／
ｍｍ”以上である。また、ガスタービンディスクは起動
時は室温であるので、室温で急速回転による強い衝撃を
受けることから室温でのＶノツチシャルピー値が３ ｋ
ｇ −ｍ以上でなければならない。好ましくは４ ｋｇ
−ｍ以上である。更に、好ましくは高速回転を受け、
メタル温度が約３００℃で最大熱応力が発生するので、
０．０２％耐力が７０ ｋｇ／ ｍｍ”以上有するもの
が好ましい。５０％衝撃脆性破面遷移温度が４０℃以下
が好ましく特に３０℃以下がよい。
。この脆性破壊に対する抵抗はｖノツチシャルピー衝撃
吸収エネルギーの高い材料はど優れている。高温回転体
で最も重要なのはクリープ破断強度であり、設計許容応
力は１０万時間クリープ破断強度で決定することが多い
。そこで本発明に係る材料の高温強度は高温・高速ガス
タービンディスク材のメタル温度である４５０℃におけ
る１０万時間クリープ破断強度が５０ｋｇ／＋ｎ＋＋２
以上有しなければならない。好ましくは５３ ｋｇ／
ｍｍ”以上である。また、ガスタービンディスクは起動
時は室温であるので、室温で急速回転による強い衝撃を
受けることから室温でのＶノツチシャルピー値が３ ｋ
ｇ −ｍ以上でなければならない。好ましくは４ ｋｇ
−ｍ以上である。更に、好ましくは高速回転を受け、
メタル温度が約３００℃で最大熱応力が発生するので、
０．０２％耐力が７０ ｋｇ／ ｍｍ”以上有するもの
が好ましい。５０％衝撃脆性破面遷移温度が４０℃以下
が好ましく特に３０℃以下がよい。
本発明のガスタービンディスクに係るマルテンサイト鋼
は全焼戻しマルテンサイト組織を有しており、前述の組
成に対して、Ｗ２％以下、Ａｆｌｏ、２％以下、Ｔ：ｉ
ｏ、５％以下、Ｚｒ０．５％以下、その他Ｃａ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃθ等の希土類元素０．３％以下の少なくとも１種
を含むことができる。更ニＷ ０ 、２−１． 、０％
、 Ａ Ｑ ０．０１〜０．１％、 ”Ｔ’ ｉ
０．０５〜０．２％、 Ｚｒ０．０５−０．２％、Ｃ
ａ、Ｙ、Ｔ、ａ、Ｃｅ等の希土類元素０．０５〜０．１
５％の少なくとも１種含むことが好ましい。
は全焼戻しマルテンサイト組織を有しており、前述の組
成に対して、Ｗ２％以下、Ａｆｌｏ、２％以下、Ｔ：ｉ
ｏ、５％以下、Ｚｒ０．５％以下、その他Ｃａ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃθ等の希土類元素０．３％以下の少なくとも１種
を含むことができる。更ニＷ ０ 、２−１． 、０％
、 Ａ Ｑ ０．０１〜０．１％、 ”Ｔ’ ｉ
０．０５〜０．２％、 Ｚｒ０．０５−０．２％、Ｃ
ａ、Ｙ、Ｔ、ａ、Ｃｅ等の希土類元素０．０５〜０．１
５％の少なくとも１種含むことが好ましい。
本発明に係るマルテンサイト系鋼の成分範囲限定理由に
ついて説明する。Ｃは高い引張強さと耐力を得るために
最低０．０７％必要である。しかしあまり多くすると、
高温に長時間さらされた場合に金属組織が不安定になり
、クリープ強度を低下させるので０．１６％以下が好ま
しい。最も０．０９〜０．１３％ が好ましい。
ついて説明する。Ｃは高い引張強さと耐力を得るために
最低０．０７％必要である。しかしあまり多くすると、
高温に長時間さらされた場合に金属組織が不安定になり
、クリープ強度を低下させるので０．１６％以下が好ま
しい。最も０．０９〜０．１３％ が好ましい。
Ｓｉは脱酸剤、Ｍｎは脱酸・脱硫剤として鋼の溶製の際
に添加するものであり、少量でも効果がある。Ｓｉはδ
フエライト生成元素であり、多量の添加は疲労及び靭性
を低下させるδフエライト生成原因になるので０．３％
以下が好ましい。しかしカーボン真空脱酸法及びエレク
トロスラグ溶解法などによればＳｉ添加の必要がない、
Ｓｉは最も０．０７％以下が好ましい。多量のＭｎ添加
は高温強度を低下させるので１．５％以下が好ましい。
に添加するものであり、少量でも効果がある。Ｓｉはδ
フエライト生成元素であり、多量の添加は疲労及び靭性
を低下させるδフエライト生成原因になるので０．３％
以下が好ましい。しかしカーボン真空脱酸法及びエレク
トロスラグ溶解法などによればＳｉ添加の必要がない、
Ｓｉは最も０．０７％以下が好ましい。多量のＭｎ添加
は高温強度を低下させるので１．５％以下が好ましい。
特に０．５〜０．９％が好ましい。
Ｃｒは耐食性と高温強度を高めるが１３％を越えて添加
するとδフエライト組織生成の原因になる。８％より少
ないと耐食性及び高温度が不十分なので、Ｃｒは８〜１
−３％が好ましい。特に１０．５〜１１．５％ が好ま
しい。
するとδフエライト組織生成の原因になる。８％より少
ないと耐食性及び高温度が不十分なので、Ｃｒは８〜１
−３％が好ましい。特に１０．５〜１１．５％ が好ま
しい。
Ｍｏは固溶及び析出強化作用によってクリープ破断強度
を高めると同時に脆化防！Ｌ効果がある。
を高めると同時に脆化防！Ｌ効果がある。
１．０％未満ではクリープ破断強度向上効果が不十分で
あり、２．５％ を越えるとδフエライト生成原因にな
る。１．３〜１．９％が好ましい。特に１．４５〜１．
７５が好ましい。
あり、２．５％ を越えるとδフエライト生成原因にな
る。１．３〜１．９％が好ましい。特に１．４５〜１．
７５が好ましい。
■及びＮｂは炭化物及び窒化物を析出し高温強度を高め
ると同時に靭性向上効果がある。Ｖｏ、１％及びＮｂ０
．０３％未満ではその効果が不十分であり、Ｖｏ、３％
及びＮｂ０．１，５％ を越えるとδフエライト生成の
原因となると共にクリープ破断強度が低下傾向を示すよ
うになる。特に■０．１５〜０．２０％、Ｎｂ０．０４
〜０．０８％が好ましい。
ると同時に靭性向上効果がある。Ｖｏ、１％及びＮｂ０
．０３％未満ではその効果が不十分であり、Ｖｏ、３％
及びＮｂ０．１，５％ を越えるとδフエライト生成の
原因となると共にクリープ破断強度が低下傾向を示すよ
うになる。特に■０．１５〜０．２０％、Ｎｂ０．０４
〜０．０８％が好ましい。
Ｎｉは靭性を高め、かつδフエライト生成の防市効来が
あるが、１．３％以下ではその効果が十分でなく、２．
３％ を越えるとクリープ破断強度を低下させる。１．
４〜２．０％が好ましく、特に１．５％ を越えるＮｉ
量が好ましい。
あるが、１．３％以下ではその効果が十分でなく、２．
３％ を越えるとクリープ破断強度を低下させる。１．
４〜２．０％が好ましく、特に１．５％ を越えるＮｉ
量が好ましい。
Ｃｏ添加は靭性を若干低める作用があるものの、固溶強
化作用によりクリープ強度を高める効果があり、４％以
下含有される。またδフエライト生成防止効果もある。
化作用によりクリープ強度を高める効果があり、４％以
下含有される。またδフエライト生成防止効果もある。
好ましくは１．５％以上ではクリープ破断強度向上効果
が高く、４％を越える添加は靭性を著しく低下させる。
が高く、４％を越える添加は靭性を著しく低下させる。
Ｗは２％以下でクリープ破断強度向上効果があるが０．
１％以下では十分でなく、０．２％〜１．０％ が好ま
しく、特に０．５％以下が好ましい。
１％以下では十分でなく、０．２％〜１．０％ が好ま
しく、特に０．５％以下が好ましい。
ＴａはＮｂと同じくクリープ強度及び靭性向上効果があ
る。０．０３％未満ではその効果が不十分であり、０．
１５％ を越えるとδフエライト生成の原因になる。
る。０．０３％未満ではその効果が不十分であり、０．
１５％ を越えるとδフエライト生成の原因になる。
本発明は、重量でＣｏ、１〜０．２５％ｙ Ｓ −１０
，５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ１２〜１８％。
，５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ１２〜１８％。
（］２）
Ｃｏ ８〜．１．１％、ＭＯ３〜Ｆ）％、Ｗ３〜５％。
Ｔ ｉ ４〜６％、ＡＱ２〜４％、Ｂｏ、ｏｉ〜０．０
３％Ｚ ｒ ０．０１−０，，１５％、残部が実質的に
Ｎｉからなる鋳造合金からなり、時効処理が施されてい
る翼が植込まれ、該翼に燃焼ガスの衝突によって回転す
るロータにおいて、前記ディスクは４５０”Ｃ，１０５
時間クリープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ２以上及び２０
℃Ｖノツチシャルピー衝撃値が３ ｋｇにある。翼は空
気冷却のためにその冷却孔が設けられている。
３％Ｚ ｒ ０．０１−０，，１５％、残部が実質的に
Ｎｉからなる鋳造合金からなり、時効処理が施されてい
る翼が植込まれ、該翼に燃焼ガスの衝突によって回転す
るロータにおいて、前記ディスクは４５０”Ｃ，１０５
時間クリープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ２以上及び２０
℃Ｖノツチシャルピー衝撃値が３ ｋｇにある。翼は空
気冷却のためにその冷却孔が設けられている。
本発明に係るＮｉ合金は好ましくは、Ｃ０，１５〜０．
１９％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍ ｎ ０ 、１％以下、
Ｃｒ １３ 、７〜１４ 、３％、Ｃｏ９〜１０％。
１９％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍ ｎ ０ 、１％以下、
Ｃｒ １３ 、７〜１４ 、３％、Ｃｏ９〜１０％。
Ｍ ｏ ３ 、７−４ 、３％、Ｗ３．７〜４．３％、
Ｎｂ０１１％以下、Ｔｉ４．８〜５．２％、ＡＱ２．８
〜３．２％、Ｚｒ０．０２〜０．１％、Ｔａ０．，１％
以下、Ｈｆ０．１％以下、Ｂ ０．０１〜０．０２％。
Ｎｂ０１１％以下、Ｔｉ４．８〜５．２％、ＡＱ２．８
〜３．２％、Ｚｒ０．０２〜０．１％、Ｔａ０．，１％
以下、Ｈｆ０．１％以下、Ｂ ０．０１〜０．０２％。
７０．１％以下、Ｆ ｅ ０．３５％以下、Ｃｕ０．１
％以下、Ｍｇ０．１％以下、残部が実質的にＮｉからな
る合金からなる。
％以下、Ｍｇ０．１％以下、残部が実質的にＮｉからな
る合金からなる。
本発明は、上述の特定の組成を有するＮｉ基合金と上述
のマルテンサイト系鋼との関係が特に好ましいものであ
る。翼はディスクの円周面上に埋込み部がクリスマスト
リー型に形成され、その部分がそれと反対に形成された
ディスクに機械的にはめ込まれる。このロータは高温側
の初段に使用される。
のマルテンサイト系鋼との関係が特に好ましいものであ
る。翼はディスクの円周面上に埋込み部がクリスマスト
リー型に形成され、その部分がそれと反対に形成された
ディスクに機械的にはめ込まれる。このロータは高温側
の初段に使用される。
本発明に係る２段目ロータとして使用される翼用Ｎｉ基
鋳造合金として１重量でＣ０，０５〜０．１５％、Ｓｉ
０．３％以下、Ｍ ｎ ０ 、２％以下、Ｃｒ１５〜１
７．５％、Ｃｏ７．５−１０．５％。
鋳造合金として１重量でＣ０，０５〜０．１５％、Ｓｉ
０．３％以下、Ｍ ｎ ０ 、２％以下、Ｃｒ１５〜１
７．５％、Ｃｏ７．５−１０．５％。
Ｍ ｏ １−３％、Ｗ１．５−３．５％、Ｎｂ０，３％
〜１．５％、Ｔｉ２．５〜５％、ＡＱ２．５〜５％。
〜１．５％、Ｔｉ２．５〜５％、ＡＱ２．５〜５％。
Ｚ ｒ ０．０１〜０．１５％、Ｔ８１〜３％、Ｂ０．
００３〜０．０２％、及び残部実質的にＮｉからなる鋳
造合金で、溶体化処理及び時効処理が施されている。こ
れも同様に冷却孔がある。好ましくは、Ｃ０，０９〜０
．１３％、Ｓｉ０．３％以下、Ｍｎ０．２％以下、Ｃｒ
１５．７−１６．３％。
００３〜０．０２％、及び残部実質的にＮｉからなる鋳
造合金で、溶体化処理及び時効処理が施されている。こ
れも同様に冷却孔がある。好ましくは、Ｃ０，０９〜０
．１３％、Ｓｉ０．３％以下、Ｍｎ０．２％以下、Ｃｒ
１５．７−１６．３％。
６０８〜９％、ＭＯ１．５〜２％、Ｗ２．４〜２．８％
、Ｎｂ０．６〜１．１％ｔ Ｔ ｉ ３〜２〜３．７
％。
、Ｎｂ０．６〜１．１％ｔ Ｔ ｉ ３〜２〜３．７
％。
ＡＱ３．２−３．７％、 Ｚ ｒ ０．０３〜０．０
８％。
８％。
Ｔａ１．５％〜２％、 Ｒ０．００７〜０．０１．２
％。
％。
Ｆ ｅ ０．５％以下、Ｃｕ Ｏ、１６％以下、残部実
質的にＮｉからなる合金からなる。この翼も初段と同様
に植込まれる。
質的にＮｉからなる合金からなる。この翼も初段と同様
に植込まれる。
初段翼は超高温にさらされるため、高温ガスによる腐食
を防止するために被覆が高温にさらされる翼部に設けら
れる。コーテング組成はＡＱ拡散被覆が好ましい。特に
Ｍ Ｏｒ ＡＱ Ｙ （ＣｏＮｉ Ｃｒ ＡＱ
Ｙ） 合金が好ましい。合金コーテングはＣＶＤに
よって行い、次いで拡散処理が施される。コーテング組
成は重量でＣｒ ｉ ０〜３０％、Ａ１１１０〜２５％
、Ｙｏ、１〜５％、残部がＣｏ及びＮｉからなる。特に
、Ｃｏ ２０〜３０％、Ｃｒ１５〜２０％、Ａｎ１．Ｏ
〜１５％。
を防止するために被覆が高温にさらされる翼部に設けら
れる。コーテング組成はＡＱ拡散被覆が好ましい。特に
Ｍ Ｏｒ ＡＱ Ｙ （ＣｏＮｉ Ｃｒ ＡＱ
Ｙ） 合金が好ましい。合金コーテングはＣＶＤに
よって行い、次いで拡散処理が施される。コーテング組
成は重量でＣｒ ｉ ０〜３０％、Ａ１１１０〜２５％
、Ｙｏ、１〜５％、残部がＣｏ及びＮｉからなる。特に
、Ｃｏ ２０〜３０％、Ｃｒ１５〜２０％、Ａｎ１．Ｏ
〜１５％。
Ｙ０．２〜０．６％、残部がＮｉからなる合金が好まし
い。コーテングは冷却孔にも設けるのがよい。
い。コーテングは冷却孔にも設けるのがよい。
これらのロータは２段又は３段あり、いずれの場合も一
緒にボルト等で両端に設けられたシャフトに固定される
。シャフトには、Ｃｒ−ＭＯ−■鋼が使用される。これ
は、重量でＣ０，１〜０．４％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ２％以下、Ｎｉ１％以下、Ｃｒ ０ 、５−２％、Ｍ
ｏ０．５〜２％、■０．１〜０．５％及び残部が実質的
にＦｅからなり、焼入れ及び焼戻しが施された材料によ
って構成されるのが好ましい。この材料には他に微量の
他の元素を含むことができる、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ。
緒にボルト等で両端に設けられたシャフトに固定される
。シャフトには、Ｃｒ−ＭＯ−■鋼が使用される。これ
は、重量でＣ０，１〜０．４％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ２％以下、Ｎｉ１％以下、Ｃｒ ０ 、５−２％、Ｍ
ｏ０．５〜２％、■０．１〜０．５％及び残部が実質的
にＦｅからなり、焼入れ及び焼戻しが施された材料によ
って構成されるのが好ましい。この材料には他に微量の
他の元素を含むことができる、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ。
Ｎｂ、Ｈｆの少なくとも１種を単独又は合計で０．５％
以下、好ましくは０．０５〜０．２％含むことができる
。更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、希土類元素を少なくとも１種
を嘔独又は合計で０．１％以下、好ましくは０．０１〜
０．０５％含むことができる。
以下、好ましくは０．０５〜０．２％含むことができる
。更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、希土類元素を少なくとも１種
を嘔独又は合計で０．１％以下、好ましくは０．０１〜
０．０５％含むことができる。
第１表に示す組成の試料をそれぞれ１０ｋｇ溶解し、１
１５０℃にて鍛造し実験素材とした。この素材に第１表
に示すような熱処理を施した。熱処理後の素材からクリ
ープ破断試験片、引張試験片及びＶノツチシャルピーｌ
ｌｌ撃試験片を採取し実験した。
１５０℃にて鍛造し実験素材とした。この素材に第１表
に示すような熱処理を施した。熱処理後の素材からクリ
ープ破断試験片、引張試験片及びＶノツチシャルピーｌ
ｌｌ撃試験片を採取し実験した。
第１表において、賦香１．，３，４及び５は本発明に係
る材料であり、Ｎα２，６及び７は比較材である。比較
材６はガスタービンホイール及び蒸気タービンブレード
に使用されている材料である。
る材料であり、Ｎα２，６及び７は比較材である。比較
材６はガスタービンホイール及び蒸気タービンブレード
に使用されている材料である。
第２表はこれら試料の機械性試験結果を示す。
引張強さ及び耐力は室温（２０℃）での値である。
表に示すように、比較の嵐５の衝撃吸収エネルギ−は平
均６ 、４ ｋｇ−ｍ と高いがクリープ破断強度が４
５０℃で３５ 、 Ｏｋｇ／ ｍ”と低い。
均６ 、４ ｋｇ−ｍ と高いがクリープ破断強度が４
５０℃で３５ 、 Ｏｋｇ／ ｍ”と低い。
これに対し、本発明に係る材料のＮα１．．３．４及び
５は、特に４５０，１．０”ｈ クリープ破断強度が
５３ 、８ ｋｇ／ ｍ”以−Ｌと高く、更に衝撃吸収
エネルギーが平均で３ 、６ ｋｇ −ｍ以上と高く、
高温・高圧ガスタービン用材とし必要な強度・靭性を十
分満足することが確認された。その他第３表に示すよう
に３００℃での引張強さ、０．０２％耐力、伸び及び絞
り、更に５００℃、１．０”ｈ クリープ破断強度に
おいても本発明に係る鋼は比較のものにくらべ顕著に優
れている。
５は、特に４５０，１．０”ｈ クリープ破断強度が
５３ 、８ ｋｇ／ ｍ”以−Ｌと高く、更に衝撃吸収
エネルギーが平均で３ 、６ ｋｇ −ｍ以上と高く、
高温・高圧ガスタービン用材とし必要な強度・靭性を十
分満足することが確認された。その他第３表に示すよう
に３００℃での引張強さ、０．０２％耐力、伸び及び絞
り、更に５００℃、１．０”ｈ クリープ破断強度に
おいても本発明に係る鋼は比較のものにくらべ顕著に優
れている。
（２υ）
第２図は、本発明に係るマルテンサイト鋼のＮｉ量と４
５０℃、１０δｈ クリープ破断強度との関係を示す線
図である。図に示す如く、Ｎｉ含有量が２％付近までは
５５■／ｍｍ２のほぼ一定の強度を有し、２．３％以下
で５０ｋｇ／１ｍ２以上の強度を有するが、２．３％
を越える含有量では急激に強度が低下する。
５０℃、１０δｈ クリープ破断強度との関係を示す線
図である。図に示す如く、Ｎｉ含有量が２％付近までは
５５■／ｍｍ２のほぼ一定の強度を有し、２．３％以下
で５０ｋｇ／１ｍ２以上の強度を有するが、２．３％
を越える含有量では急激に強度が低下する。
第３図は同じ（Ｎｉ量とＶノツチシャルピー衝撃値との
関係を示す線図である。図に示す如く、Ｎｉ含有量の増
加によって衝撃値が急増し、特に］、３％以上での効果
が大きいことが明らかである。更に、１．４〜１．６％
における衝撃値の向上が顕著であり、これ以−ヒでの効
果が顕著である。
関係を示す線図である。図に示す如く、Ｎｉ含有量の増
加によって衝撃値が急増し、特に］、３％以上での効果
が大きいことが明らかである。更に、１．４〜１．６％
における衝撃値の向上が顕著であり、これ以−ヒでの効
果が顕著である。
第４図は（Ｎｉ／Ｃ）比とクリープ破断強度との関係を
示す。図に示す如く、（Ｎｉ／Ｃ）比とクリープ破断強
度との間に密接な関係があり、（Ｎｊ／Ｃ）比が７〜１
６のときに最も強度が高いものが得られることが分る。
示す。図に示す如く、（Ｎｉ／Ｃ）比とクリープ破断強
度との間に密接な関係があり、（Ｎｊ／Ｃ）比が７〜１
６のときに最も強度が高いものが得られることが分る。
（実施例２）
第５図は本発明に係るガスタービンディスク−例を示す
断面図である。その内孔厚肉部の機械的性質を調べた。
断面図である。その内孔厚肉部の機械的性質を調べた。
溶解はカーボン真空脱酸法で行った。鍛造後の最終熱処
理は、１０５０℃から油焼入後、５２０℃の第１次焼戻
し、５９０℃の第２次焼戻しを行った。このディスクは
外径１２００ｍｍ、厚さ２５０ＩＩｎであり、その化学
分析結果、重量でＣ０８１３％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ
０．７０％、Ｃｒ１１．２０％、 Ｎｉ １．６％、Ｍ
ｏ１．７２％、■０．２５％、Ｎｂ０．０５％、Ｎ０．
０４％及び残部Ｆｅであり、Ｃｒ当量は７．１４ であ
った。機械的性質は、３００℃引張強さ： ］、 ］０
３ ｋｇ／ ｍｍ” 。
理は、１０５０℃から油焼入後、５２０℃の第１次焼戻
し、５９０℃の第２次焼戻しを行った。このディスクは
外径１２００ｍｍ、厚さ２５０ＩＩｎであり、その化学
分析結果、重量でＣ０８１３％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ
０．７０％、Ｃｒ１１．２０％、 Ｎｉ １．６％、Ｍ
ｏ１．７２％、■０．２５％、Ｎｂ０．０５％、Ｎ０．
０４％及び残部Ｆｅであり、Ｃｒ当量は７．１４ であ
った。機械的性質は、３００℃引張強さ： ］、 ］０
３ ｋｇ／ ｍｍ” 。
３００℃０．０２％耐カニ ７４ ｋｇ ／ ｗｌ”
ｓ室温Ｖノツチシャルピー衝撃吸収エネルギー：４ｋｇ
−ｍ。
ｓ室温Ｖノツチシャルピー衝撃吸収エネルギー：４ｋｇ
−ｍ。
４５０℃、ｔｏ１５ｈクリープ破断強度：５５ｋｇ／ｍ
ｍ２であり、高温高圧ガスタービンディスクとして要求
される機械的性質（３００℃、０．０２％耐力＞ ７０
ｋｇ／ ｍｍ” 、室温Ｖノツチシャルピー衝撃吸収
エネルギー＞３ｋｇ−ｍ、 ４５０℃、１０５ｈクリー
プ破断強度＞ ５０ ｋｇ／ ｒａａ２）を十分満足す
ることが確認された。
ｍ２であり、高温高圧ガスタービンディスクとして要求
される機械的性質（３００℃、０．０２％耐力＞ ７０
ｋｇ／ ｍｍ” 、室温Ｖノツチシャルピー衝撃吸収
エネルギー＞３ｋｇ−ｍ、 ４５０℃、１０５ｈクリー
プ破断強度＞ ５０ ｋｇ／ ｒａａ２）を十分満足す
ることが確認された。
熱処理時にディスクは変形が生じるので、熱処理後に切
削加工を施して最終製品となるように若干人きめに造ら
れている。
削加工を施して最終製品となるように若干人きめに造ら
れている。
（実施例３）
重量で、Ｃ０，１７％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ０．０６
％、Ｃｒ１４．１０％、Ｃｏ９．５０％。
％、Ｃｒ１４．１０％、Ｃｏ９．５０％。
Ｍｏ３，９５％、Ｗ３．９８％、Ｔｉ５．１２％。
Ａ Ｑ ３．０５％、Ｚｒ０．０５％、Ｂｏ、Ｏ１．７
％。
％。
残部実質的にＮｉ基合金を真空溶解により精密鋳造され
た合金の翼部にＣｏ ２５．６％、Ｃｒ１８．３％。
た合金の翼部にＣｏ ２５．６％、Ｃｒ１８．３％。
ＡＱ１４．１％、Ｙｏ、３５％、残部Ｎｉからなる合金
をｃｖｎにて厚さ５０μｍ形成し、１０８０℃。
をｃｖｎにて厚さ５０μｍ形成し、１０８０℃。
４時間非酸化性雰囲気中で加熱し拡散接合させ翼を製造
した。このようにして得たものを引き続き１０５０℃Ｘ
４ｈ、及び８４０℃×１６ｈの時効処理を行った。コー
テング処理前には１２００℃で溶体化処理を行った。
した。このようにして得たものを引き続き１０５０℃Ｘ
４ｈ、及び８４０℃×１６ｈの時効処理を行った。コー
テング処理前には１２００℃で溶体化処理を行った。
この翼は実施例２で製造したディスクに植込み、初段ロ
ータとした。
ータとした。
このＮｉ基合金は同様にして製造した試片で試験した結
果、室温で引張強さ７５ｋｇ／■”、伸び２５％、絞り
３５％、８７０℃で引張強さ７０ｋｇ／膿２．伸び１−
０％、絞り２０％であった。
果、室温で引張強さ７５ｋｇ／■”、伸び２５％、絞り
３５％、８７０℃で引張強さ７０ｋｇ／膿２．伸び１−
０％、絞り２０％であった。
（実施例４）
重量で、Ｇ０．１，１％ｒ Ｓ ］、 ］０−２１％、
Ｍｎ０．１５％、Ｃｒ１５．８９％、Ｃｏ８．５１％。
Ｍｎ０．１５％、Ｃｒ１５．８９％、Ｃｏ８．５１％。
Ｍ ｏ ］、 、 ８１％、Ｗ２，５３％、Ｎｂ０．８
７％。
７％。
Ｔｉ３．４３％、Ａｌ２３．６２％、Ｚｒ０，０５％。
Ｔａ１．６７％、Ｒｏ、０．１１％、残部実質的にＮｉ
からなる合金を実施例３と同様に溶解鋳造し、熱処理を
施し、翼を製造した。この合金を実施例３と同様に熱処
理を施し、特性試験を行った。引張試験結果は実施例３
と同程度であった。この翼は実施例２で製造したディス
クに植込み、第２段目のロータとした。
からなる合金を実施例３と同様に溶解鋳造し、熱処理を
施し、翼を製造した。この合金を実施例３と同様に熱処
理を施し、特性試験を行った。引張試験結果は実施例３
と同程度であった。この翼は実施例２で製造したディス
クに植込み、第２段目のロータとした。
これらの第１段及び第２段ロータはＣｒ −Ｍ 。
−Ｖ錆よりなるシャフトにボルトにて結合された。
シャフトのＣｒ −Ｍ ｏ −Ｖ鋼は、重量でＣ０，２
８％、Ｓｉ０．］Ｏ％、Ｍｎ０，６８％、Ｎｉ０．４８
％、Ｃｒ１．０１％、Ｍｏ１．２８％、Ｖｏ、２４゜残
部実質的にＦｅからなる鋼を真空鋳造にて製造後、鍛造
され、９７０℃で加熱後、６００℃／ｈで冷却し、焼入
れを施した後、６００℃で焼戻しを行ったものである。
８％、Ｓｉ０．］Ｏ％、Ｍｎ０，６８％、Ｎｉ０．４８
％、Ｃｒ１．０１％、Ｍｏ１．２８％、Ｖｏ、２４゜残
部実質的にＦｅからなる鋼を真空鋳造にて製造後、鍛造
され、９７０℃で加熱後、６００℃／ｈで冷却し、焼入
れを施した後、６００℃で焼戻しを行ったものである。
本発明によれば、目標の４５０〜５００℃クリープ破断
強度、３００℃耐力及び室温衝撃吸収エネルギーが達成
され、特に１３００℃以上の高温・高圧ガスタービン用
ディスクとして顕著な効果が発揮されるものであり、そ
れにより熱効率として３０％以上が達成される顕著な効
果が得られる。
強度、３００℃耐力及び室温衝撃吸収エネルギーが達成
され、特に１３００℃以上の高温・高圧ガスタービン用
ディスクとして顕著な効果が発揮されるものであり、そ
れにより熱効率として３０％以上が達成される顕著な効
果が得られる。
第１図はガスタービン主要部の断面図、第２図はクリー
プ破断強度とＮｉ量との関係を示す線図、第３図は衝撃
値とＮｉ量との関係を示す線図、第４図は（Ｎｉ／Ｃ）
比とクリープ破断強度との関係を示す線図、第５図はガ
スタービンディスクの素材構造を示す斜視図である。 ■・・・第１段ディスク、２・・・第２段ディスク、３
・・・動翼、４・・・静翼。
プ破断強度とＮｉ量との関係を示す線図、第３図は衝撃
値とＮｉ量との関係を示す線図、第４図は（Ｎｉ／Ｃ）
比とクリープ破断強度との関係を示す線図、第５図はガ
スタービンディスクの素材構造を示す斜視図である。 ■・・・第１段ディスク、２・・・第２段ディスク、３
・・・動翼、４・・・静翼。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、４５０℃、１０＾５時間クリープ破断強度が５０ｋ
ｇ／ｍｍ＾２以上及び２０℃のＶノツチシヤルピー衝撃
値が３ｋｇ−ｍ以上を有するマルテンサイト系鋼によつ
て構成されていることを特徴とするガスタービンディス
ク。 ２、前記マルテンサイト系鋼は重量比で、Ｃｏ０．０７
〜０．１６％、Ｓｉ０．３％以下、Ｍｎ１．５％以下、
Ｎｉ１．３〜２．３％、Ｃｒ８〜１３％、Ｍｏ１．０〜
２．５％、Ｖ０．１〜０．３％、Ｎｂ及びＴａの少なく
とも１種０．０３〜０．１５％およびＮ０．０２〜０．
１０％を含有し、残部Ｆｅからなる特許請求の範囲第１
項に記載のガスタービンディスク。 ３、前記マルテンサイト鋼は、１．５〜４重量％のＣｏ
を含有する特許請求の範囲第２項に記載のガスタービン
ディスク。 ４、前記マルテンサイト系鋼は、δフェライトを含まな
い全焼もどしアルテンサイト組織で形成され、４５０℃
、１０＾５ｈクリープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ＾２以
上、３００℃０．０２％耐力が７０ｋｇ／ｍｍ＾２以上
、２５℃、Ｖノツチシヤルピー衝撃吸収エネルギーが３
ｋｇ−ｍ以上である特許請求の範囲第１項〜第３項のい
ずれかに記載のガスタービンディスク。 ５、前記マルテンサイト系鋼は、次式で計算されるＣｒ
当量が９以下であり、４５０℃、１０＾５ｈクリープ破
断強度が５０ｋｇ／ｍｍ＾２以上、３００℃０．０２％
耐力が７０ｋｇ／ｍｍ＾２以上、２５℃、Ｖノツチシヤ
ルピー衝撃吸収エネルギーが３ｋｇ−ｍ以上である特許
請求の範囲第１項〜第４項のいずれかに記載のガスター
ビンディスク。 ［Ｃｒ量当＝−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−３０Ｎ−２Ｃ
ｏ＋６Ｓｉ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ
＋２．５Ｔａ（ここで成分は重量％である）］ ６、前記マルテンサイト系鋼は、完全なオーステナイト
に変態するに充分な温度１０００〜１１００℃に均一加
熱し、マルテンサイト組織が得られる１００℃／ｈ以上
の速度で急冷し、次いで４５０〜６００℃の温度に加熱
保持し第１次焼戻しを行い、次いで５５０℃〜６５０℃
の温度に加熱保持し第２次焼戻しが施され、４５０℃、
１０＾５ｈクリープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ＾２以上
、３００℃、０．０２％耐力が７０ｋｇ／ｍｍ＾２以上
、２５℃、Ｖノツチシヤルピー衝撃吸収エネルギーが３
ｋｇ−ｍ以上である特許請求の範囲第２項〜第５項のい
ずれかに記載のガスタービンディスク。 ７、重量でＣ０．１〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ１％以下、Ｃｒ１２〜１８％、Ｃｏ８〜１１％、Ｍｏ
３〜５％、Ｗ３〜５％、Ｔｉ４〜６％、Ａｌ２〜４％、
Ｂ０．０１〜０．０３％残部が実質的にＮｉからなる鋳
造合金からなり、時効処理が施されている翼が植込まれ
ているディスクを有するロータにおいて、前記ディスク
は４５０℃、１０＾５時間クリープ破断強度が５０ｋｇ
／ｍｍ＾２以上及び２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が
３ｋｇ−ｍ以上であるマルテンサイト系鋼によつて構成
されていることを特徴とするガスタービンロータ。 ８、重量で、Ｃ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ０．３％以
下、Ｍｎ０．２％以下、Ｃｒ１５〜１７．５％、Ｃｏ７
．５〜１０．５％、Ｍｏ１〜３％、Ｗ１．５〜３．５％
、Ｎｂ０．３〜１．５％、Ｔｉ２．５〜５％、Ａｌ２．
５〜５％、Ｚｒ０．０１〜０．１５％、Ｔａ１〜３％、
Ｂ０．００３〜０．０２％及び残部実質的にＮｉからな
る鋳造合金で、溶体化処理及び時効処理が施されている
翼が植込まれているディスクを有するロータにおいて、
前記ディスクは４５０℃、１０＾５時間クリープ破断強
度が５０ｋｇ／ｍｍ＾２以上及び２０℃Ｖノツチシヤル
ピー衝撃値が３ｋｇ−ｍ以上であるマルテンサイト系鋼
によつて構成されていることを特徴とするガスタービン
ロータ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22358485A JPS6283451A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | ガスタ−ビンデイスク |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22358485A JPS6283451A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | ガスタ−ビンデイスク |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6283451A true JPS6283451A (ja) | 1987-04-16 |
Family
ID=16800454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22358485A Pending JPS6283451A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | ガスタ−ビンデイスク |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6283451A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04255614A (ja) * | 1991-02-08 | 1992-09-10 | Fujikura Ltd | 電力光複合海底ケーブル |
| JPH0959747A (ja) * | 1995-08-25 | 1997-03-04 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
| JP2000204447A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Hitachi Ltd | 高強度マルテンサイト鋼とそれを用いたガスタ―ビン用タ―ビンディスク及び発電用ガスタ―ビン並びにコンバインド発電システム |
| US6193469B1 (en) | 1997-03-25 | 2001-02-27 | Kabushiki Kaisha Toshiba | High toughness heat-resistant steel, turbine rotor and method of producing the same |
| US6224334B1 (en) | 1989-02-03 | 2001-05-01 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine, rotor shaft thereof, and heat resisting steel |
-
1985
- 1985-10-09 JP JP22358485A patent/JPS6283451A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224334B1 (en) | 1989-02-03 | 2001-05-01 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine, rotor shaft thereof, and heat resisting steel |
| JPH04255614A (ja) * | 1991-02-08 | 1992-09-10 | Fujikura Ltd | 電力光複合海底ケーブル |
| JPH0959747A (ja) * | 1995-08-25 | 1997-03-04 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
| US6193469B1 (en) | 1997-03-25 | 2001-02-27 | Kabushiki Kaisha Toshiba | High toughness heat-resistant steel, turbine rotor and method of producing the same |
| JP2000204447A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Hitachi Ltd | 高強度マルテンサイト鋼とそれを用いたガスタ―ビン用タ―ビンディスク及び発電用ガスタ―ビン並びにコンバインド発電システム |
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