JP3559681B2 - 蒸気タービン翼およびその製造方法 - Google Patents
蒸気タービン翼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3559681B2 JP3559681B2 JP12372597A JP12372597A JP3559681B2 JP 3559681 B2 JP3559681 B2 JP 3559681B2 JP 12372597 A JP12372597 A JP 12372597A JP 12372597 A JP12372597 A JP 12372597A JP 3559681 B2 JP3559681 B2 JP 3559681B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- alloy
- steam turbine
- turbine blade
- thermal expansion
- 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 - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、新規な蒸気タービン翼に係り、特に蒸気タービンブレードに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、スチームタービンのブレード，ディスクには、１２Ｃｒ系のフェライト系耐熱鋼が使用されてきたが、スチームタービンの蒸気温度は効率向上のため、従来の６００℃未満の温度から近年は、６００〜６３０℃の温度に上昇しつつある。
【０００３】
このような蒸気温度の高温化に伴ない、一部オーステナイト系のγ′析出強化型超耐熱合金が使用されるようになってきた。
【０００４】
ところが、γ′析出強化型超耐熱合金は、フェライト系耐熱鋼より一段と高い高温強度を有するものの、熱膨張係数がフェライト系より高いため、他のフェライト系の部材との熱膨張差の問題、さらに熱疲労強度が劣る等の問題がある。そのため超耐熱合金の中では、フェライト系に近い比較的低い熱膨張係数を有するＭ２５２等の使用が検討されている。また低熱膨張超耐熱合金として、特開昭４７−１３３０２ 号，特開昭５３−６２２５号および特開昭５３−５８４２７ 号などが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｍ２５２は、比較的低い熱膨張係数と、高い強度を有するが、一方高価なＣｏを約１０％も含むために非常に高価であるという問題がある。また、クリープ破断時の延性が比較的小さな値であるため、長時間使用後の切り欠き感受性が低下するおそれがある。
【０００６】
また特開昭４７−１３３０２ 号および特開昭５３−６２２５号に開示される合金は、低熱膨張合金として知られるいわゆるインバー合金と同じメカニズムで低熱膨張を得ている。すなわち、ＦｅとＮｉのバランスによりキュリー点を調整して、強磁性状態での低い熱膨張を利用している。
【０００７】
しかしながら、このタイプの合金の場合、Ｃｒ添加により熱膨張係数が増加するので、高温強度や耐酸化性を向上させる目的でＣｒを高めることができず、またＦｅ−Ｎｉ（またはＣｏ）のバランスが重要なために、相当量のＦｅを含有させる必要がある。したがって、本系統の合金の場合は、低Ｃｒ，高Ｆｅのため、高温強度や耐酸化性が劣り、耐熱用途に適さないという問題がある。さらに切り欠き感受性が高くクリープラプチャー試験において、ノッチ部で破断しやすいという欠点がある。
【０００８】
一方、特開昭５３−５８４２７ 号に開示される合金は、Ｍｏを多量に含むことにより、低い熱膨張係数が得られるが、Ｍｏに加えＮｂも含むことにより熱間加工性が低下する問題がある。
【０００９】
本発明は、フェライト系耐熱鋼に近い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き感受性ならびにラプチャー破断延性を兼備し、γ′析出強化型超耐熱合金からなる蒸気タービン翼とその製造方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
クリープ破断時の延性を良好な値とするために、ＡｌとＴｉは両方共に析出強化相であるγ′（ガンマプライム）相を形成する元素であるが、Ａｌの割合が高くなるほどクリープ破断時の延性が高くなることを見出し、強度とのバランスで最適割合としてＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値を０．４５〜０．８の範囲とした。また、熱処理による延性向上であり、本合金に溶体化処理後、８２０〜８８０℃の１段目時効処理を施すことにより、大幅に延性が向上することを見出した。
【００１１】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．２％ 以下，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１７％，Ａｌ：０．５〜２％，Ｔｉ：１〜３．５％，Ｆｅ：１０％以下，Ｂ：０．０２％ 以下を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
【００１２】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．２％ 以下，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１．０％以下，Ａｌ：０．５〜２％，Ｔｉ：１〜３．５％，Ｆｅ：１０％以下、およびＢ：０．０２％以下，Ｚｒ：０．２％ 以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
【００１３】
さらに本発明の望ましい組成は、重量％で、Ｃ：０．０８％以下，Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：０．５％ 以下，Ｃｒ：１５〜２２％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１２％，Ａｌ：１．０〜１．８％，Ｔｉ：１．２〜３．０％，Ｆｅ：２％以下、およびＢ：０．０２％以下，Ｚｒ：０．２％ 以下の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値が０．４５〜０．７０であり、Ｎｉが４８〜８０％を有するものである。本発明は、常温から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３．８×１０ マイナス６乗／℃以下であり、かつ６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ２ 以上、および試験温度６５０℃、荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ の条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上であるＮｉ基合金からなる蒸気タービン翼にある。また、上記合金のうち、高強度と高延性とを同時に満足させるには、溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜１０８０℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８０℃での第１段時効処理、および６００〜８００℃での第２段時効処理を行う製造方法を実施するのが好ましい。
【００１４】
本発明は動翼，静翼に用いることができるが、特に動翼に用いるのが好ましく、高圧タービン，中圧タービン及び高中圧一体タービンの初段に用いるのが好ましく、高圧タービンでは４段目まで用いることができる。高中圧タービンでは高圧部で４段目まで及び中圧部の初段と２段に用いられる。
【００１５】
以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。
【００１６】
Ｃは、炭化物形成により結晶粒粗大化を防止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物がストリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対する直角方向の延性が低下し、さらにＴｉと結合して炭化物を形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相となるγ′を形成するＴｉ量が確保できなくなるため、Ｃは０．２％以下に限定する。望ましいＣの範囲は０．１５％以下であり、より望ましくは０．０８％以下であり、０．００５〜０．０５％がよい。
【００１７】
ＭｎとＳｉは、合金溶製時に脱酸剤として用いられるが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使用時の靭性を損なうため、それぞれＭｎ：１％以下，Ｓｉ：１％以下に限定する。望ましくは、Ｍｎ，Ｓｉそれぞれ０．５％以下，より０．１％以下が好ましく、特に無添加が好ましく、０．０１％ 以下が最も好ましい。
【００１８】
Ｃｒは、基地に固溶して、合金の耐酸化性を向上させるとともに切り欠きラプチャー感受性を大幅に緩和させる効果を有する。１０％未満では、上記効果が得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難となるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。望ましいＣｒの範囲は１５〜２２％であり、最も１８〜２０％が好ましい。
【００１９】
ＭｏおよびＷは、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、１種または２種を添加する。Ｍｏ＋（１／２）×Ｗ量で５％未満では、上記効果が得られず、また１７％を越えると、合金の塑性加工が困難となるため、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗで５〜１７％に限定する。ＭｏとＷの望ましい範囲はＭｏ＋（１／２）×Ｗで５〜１２％である。Ｍｏは５〜１７％、好ましくは５〜１２％、Ｗは３０％以下、好ましくは３〜１５％である。特に、Ｍｏ単独が好ましく、８〜１２％がよい。
【００２０】
Ａｌは、γ′相と呼ばれる金属間化合物（Ｎｉ３Ａｌ）を形成し、合金の高温強度を高めるために添加する。上記効果を得るため０．５％以上が必要であるが、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは０．５〜２％ に限定する。望ましいＡｌの範囲は０．８〜１．８％より好ましくは０．８〜１．５％である。
【００２１】
Ｔｉは、Ａｌと共にγ′相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を形成する。Ａｌ単独のγ′相よりもＡｌ，Ｔｉからなるγ′の方が、さらに高い高温強度が得られる。
【００２２】
そのためＴｉは、１％以上が必要であるが、３．５％ を越えるとγ′相が不安定になり、また熱間加工性の面でも好ましくないので、１〜３％に限定する。望ましいＴｉの範囲は、１．２〜３．０％であり、より２．０〜３．０％が好ましい。前述のように、本合金においてＡｌとＴｉのバランスは重要である。γ′相中のＡｌの割合が多くなるほど、延性は向上するが、逆に強度は低下する。本発明合金においては、十分な延性を確保することが重要であり、γ′相中のＡｌの割合を原子量の比として表わすため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）なる数値を設定した。この値が０．４５より低いと十分な延性が得られない。逆に０．８を越えると強度が不足する。更に、（Ｔｉ／Ａｌ）比は強度に影響を及ぼし、その比は
Ｆｅ量との関係によって前述のように定めることができる。
【００２３】
ＢおよびＺｒは、粒界を強化し、合金の高温における延性を高める効果があるため、１種または２種を添加する。しかし過度に添加すると、かえって熱間加工性を劣化させるため、Ｂは０．０２％以下，Ｚｒは０．２％以下に限定した。特に、Ｂは０．００２〜０．０１５％，Ｚｒ０．０１〜０．１％が好ましく、よりＢは
０．００４〜０．０１０％が好ましい。
【００２４】
Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応じて添加することができる。１０％を越えると、合金の熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するため、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは２％以下であり、より無添加がよい。
【００２５】
Ｃｏは、合金に固溶して、合金の引張強度およびクリープ破断強度を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。Ｃｏは高価な元素であるため添加する場合には、上限を５％とするのがよい。
【００２６】
Ｎｂは、ＡｌやＴｉとともにγ′相であるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）を形成し、高温強度向上に寄与するため、必要に応じて添加することができる。しかし、多すぎるとＮｉ２Ｎｂ を主体とするＬａｖｅｓ 相を形成しやすく、強度上昇に寄与しないばかりか延性も低下させる。特に多量のＭｏ、あるいはＭｏとＦｅ含有量が多い場合にはＬａｖｅｓ 相が形成されやすくなる。少量のＬａｖｅｓ 相の場合、熱処理等で消失させることも可能であるが、製造工程が繁雑となり好ましくない。したがって、Ｎｂを添加する場合でも、Ｎｂの上限は１．０％ が好ましい。より好ましいＮｂの上限は０．８％ であり、０．１〜０．７％が特によい。
【００２７】
Ｎｉ量は４８％未満ではＮｉ基合金が得られなくなり強度等が低下するので、４８％以上とする。また、８０％を越えると延性が低下するので、８０％以下とする。特に４９〜７５％が好ましく、より５４〜７０％が好ましい。
【００２８】
更に、Ｐ：０．０５％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ｃｕ：５％以下，Ｍｇ：０．０１％以下，Ｃａ：０．０１％以下とするのが好ましい。
【００２９】
次に熱処理方法について述べる。本発明による合金は、熱処理条件によって、炭化物を粒界に析出させ、クリープ破断時の延性を向上させることができる。本発明者らは、本発明合金の熱処理条件について鋭意検討を行った結果、溶体化処理後、２段時効処理を行うことにより、炭化物を析出させて安定化させ、高温強度を劣化させることなく、安定した延性が得られる知見を得たものである。
【００３０】
上記組成範囲内の合金元素を適正に組み合わせることにより、常温から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３．８×１０ マイナス６乗／℃以下の低熱膨張と、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ２ 以上および試験温度６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ 条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命が５０時間以上でかつ破断時の絞りが３０％以上である高い高温強度を兼備させることができる。
【００３１】
【発明の実施の形態】
〔実施例１〕
表１に示す組成の合金を、それぞれ１０ｋｇ真空溶解して造塊し、続いて３０ｍｍ角に熱間鍛造した。次いで２種類の熱処理を施した。熱処理Ａは、１０６６℃で４時間加熱後空冷し、さらに７２０℃で８時間加熱後、１時間に約５５℃の速度で６２０℃まで冷却し、さらに６２０℃で８時間加熱後空冷の熱処理である。次に熱処理Ｂは、第１段時効処理として、８５０℃で４時間加熱後、空冷し、第２段時効処理として、７６０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理である。なお、鍛造時に割れ等は発生せず、鍛造性は良好であった。さらに本発明合金と以下に示す特性を比較するため、従来合金（Ｍ２５２相当）も作製した。
【００３２】
表２に本発明合金，従来合金の常温から各温度までの平均熱膨張係数を示す。本発明合金が通常使用される温度は、６００〜７００℃であるが、２０℃から
６００℃および７００℃までの熱膨張係数は、従来合金とほぼ同様の、フェライト系耐熱鋼並みの低い熱膨張係数を示している。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
表３に本発明合金，従来合金の常温における引張試験結果を、表４に６００℃における引張試験結果を示す。本発明合金は従来合金とほぼ同等の高い強度を示している。
【００３６】
表５に本発明合金のうちの１７合金を選び、試験温度：６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ の条件で切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った結果を示す。表５から本発明合金は、すべて平滑部で破断し、切り欠き感受性も良好であり、また寿命も十分長いことがわかる。
【００３７】
また、本発明合金のうち、特にＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）の値が０．４５を越えるＮｏ．１４〜３１の延性が高い。さらに熱処理Ｂを行うことで、クリープ破断延性は、一段と向上しており、いずれの合金も３０％以上の絞りが出ているのがわかる。
【００３８】
しかし、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値が０．７を越えるＮｏ．３１合金は、延性は高いものの、破断時間がやや低下している。したがって、良好なクリープ破断特性と強度を両立させるため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値を０．４５〜
０．７ に制限し、かつ熱処理Ｂを施すことが有効であることがわかる。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
〔実施例２〕
実施例１と同様に真空溶解によって表６（重量％）に示すＮｉ基合金の鋳塊を製造し、熱間鍛造によって所望の寸法の角材を得た。残部はＮｉである。
【００４３】
【表６】
【００４４】
図１は植込型式が鞍型タイプ，シュラウドチカバーがテノンシュラウドカバータイプである６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図である。図中、１は翼部、２はテノン、３はダブティルである。テノンは弯曲していて個々の動翼に対して個々のテノンが機械的にかしめによって結合される。
【００４５】
図２は植込型式がアキシャルタイプ，シュラウドカバーがテノン・ダブル・シュラウドタイプである同じ６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図である。テノンが複数の動翼を１個のテノンで機械的にかしめによって固定されるものである。
【００４６】
図３は同じく６２５℃級蒸気タービンの中圧タービンの初段動翼の斜視図である。植込型式は逆クリスマスツリータイプ，シュラウドカバーはテノン・シュラウドタイプであり、個々の動翼に個々のテノンがかしめによって固定したものである。
【００４７】
図４は同じく６２５℃級中圧タービンの初段動翼の斜視図であり、図３と植込型式及びシュラウドカバーが同じ形式のものである。本図面でのテノンは同じ素材から一体に形成されたものである。
【００４８】
本実施例は図１〜図４の動翼を表６に示す合金によって製造したものであり、前述の鍛造後に各図の形式に対して所望の相似形になるように熱間型鍛造を行った。次いで、実施例１の熱処理Ａ及びＢと同じ熱処理を施し、図１〜図４の各々の形状に機械加工した。図１〜図３のテノンは同じ組成のＮｉ基合金が好ましいが、高強度１２％Ｃｒ系マルテンサイト鋼でもよい。いずれも鍛造材である。
【００４９】
表７は室温（２０℃），６００℃での引張試験結果を示すものである。室温ではいずれも目標の耐力６９０Ｎ／ｍｍ２ 以上及び引張強さ９６０Ｎ／ｍｍ２ 以上を有しており、伸び率２０％以上，絞り率２５％以上の高いものである。また、６００℃では目標の耐力が３３５Ｎ／ｍｍ２ 以上，引張強さ７７０Ｎ／ｍｍ２ 以上有し、伸び率１０％以上，絞り率１５％以上の高い値を有している。
【００５０】
【表７】
【００５１】
表８は熱膨張係数（×１０−６／℃）を示し、室温から６００℃までの平均熱膨張係数１３．８×１０−６／℃以下である。
【００５２】
【表８】
【００５３】
表９は６５０℃における複合試験片を用いてクリープ破断試験したものである。表８に示すように、高応力下ではいずれも高い寿命を有しています。
【００５４】
【表９】
【００５５】
【発明の効果】
以上のように本発明の蒸気タービン翼は、室温から７００℃までの温度変化に対して、熱膨張係数が小さく、また６００℃における引張特性も良好で、かつ６５０℃におけるラプチャー寿命も十分長く、また破断時の延性も良好であるため従来のフェライト系の耐熱鋼より高い高温強度を有し、かつフェライト系に近い熱膨張係数を有したもので、蒸気温度として６００〜６５０℃の蒸気タービンの高温化に対応でき、高い熱効率を上げることができ、その効果は非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図２】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図３】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図４】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
【符号の説明】
１…翼部、２…テノン、３…ダブティル。
【発明の属する技術分野】
本発明は、新規な蒸気タービン翼に係り、特に蒸気タービンブレードに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、スチームタービンのブレード，ディスクには、１２Ｃｒ系のフェライト系耐熱鋼が使用されてきたが、スチームタービンの蒸気温度は効率向上のため、従来の６００℃未満の温度から近年は、６００〜６３０℃の温度に上昇しつつある。
【０００３】
このような蒸気温度の高温化に伴ない、一部オーステナイト系のγ′析出強化型超耐熱合金が使用されるようになってきた。
【０００４】
ところが、γ′析出強化型超耐熱合金は、フェライト系耐熱鋼より一段と高い高温強度を有するものの、熱膨張係数がフェライト系より高いため、他のフェライト系の部材との熱膨張差の問題、さらに熱疲労強度が劣る等の問題がある。そのため超耐熱合金の中では、フェライト系に近い比較的低い熱膨張係数を有するＭ２５２等の使用が検討されている。また低熱膨張超耐熱合金として、特開昭４７−１３３０２ 号，特開昭５３−６２２５号および特開昭５３−５８４２７ 号などが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｍ２５２は、比較的低い熱膨張係数と、高い強度を有するが、一方高価なＣｏを約１０％も含むために非常に高価であるという問題がある。また、クリープ破断時の延性が比較的小さな値であるため、長時間使用後の切り欠き感受性が低下するおそれがある。
【０００６】
また特開昭４７−１３３０２ 号および特開昭５３−６２２５号に開示される合金は、低熱膨張合金として知られるいわゆるインバー合金と同じメカニズムで低熱膨張を得ている。すなわち、ＦｅとＮｉのバランスによりキュリー点を調整して、強磁性状態での低い熱膨張を利用している。
【０００７】
しかしながら、このタイプの合金の場合、Ｃｒ添加により熱膨張係数が増加するので、高温強度や耐酸化性を向上させる目的でＣｒを高めることができず、またＦｅ−Ｎｉ（またはＣｏ）のバランスが重要なために、相当量のＦｅを含有させる必要がある。したがって、本系統の合金の場合は、低Ｃｒ，高Ｆｅのため、高温強度や耐酸化性が劣り、耐熱用途に適さないという問題がある。さらに切り欠き感受性が高くクリープラプチャー試験において、ノッチ部で破断しやすいという欠点がある。
【０００８】
一方、特開昭５３−５８４２７ 号に開示される合金は、Ｍｏを多量に含むことにより、低い熱膨張係数が得られるが、Ｍｏに加えＮｂも含むことにより熱間加工性が低下する問題がある。
【０００９】
本発明は、フェライト系耐熱鋼に近い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を大幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠き感受性ならびにラプチャー破断延性を兼備し、γ′析出強化型超耐熱合金からなる蒸気タービン翼とその製造方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
クリープ破断時の延性を良好な値とするために、ＡｌとＴｉは両方共に析出強化相であるγ′（ガンマプライム）相を形成する元素であるが、Ａｌの割合が高くなるほどクリープ破断時の延性が高くなることを見出し、強度とのバランスで最適割合としてＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値を０．４５〜０．８の範囲とした。また、熱処理による延性向上であり、本合金に溶体化処理後、８２０〜８８０℃の１段目時効処理を施すことにより、大幅に延性が向上することを見出した。
【００１１】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．２％ 以下，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下，Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１７％，Ａｌ：０．５〜２％，Ｔｉ：１〜３．５％，Ｆｅ：１０％以下，Ｂ：０．０２％ 以下を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
【００１２】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．２％ 以下，Ｓｉ：１％以下，Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１７％，Ｃｏ：５％以下，Ｎｂ：１．０％以下，Ａｌ：０．５〜２％，Ｔｉ：１〜３．５％，Ｆｅ：１０％以下、およびＢ：０．０２％以下，Ｚｒ：０．２％ 以下の１種または２種を含有し、Ｎｉが４８〜８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなる蒸気タービン翼にある。
【００１３】
さらに本発明の望ましい組成は、重量％で、Ｃ：０．０８％以下，Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：０．５％ 以下，Ｃｒ：１５〜２２％、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗ：５〜１２％，Ａｌ：１．０〜１．８％，Ｔｉ：１．２〜３．０％，Ｆｅ：２％以下、およびＢ：０．０２％以下，Ｚｒ：０．２％ 以下の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値が０．４５〜０．７０であり、Ｎｉが４８〜８０％を有するものである。本発明は、常温から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３．８×１０ マイナス６乗／℃以下であり、かつ６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ２ 以上、および試験温度６５０℃、荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ の条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上であるＮｉ基合金からなる蒸気タービン翼にある。また、上記合金のうち、高強度と高延性とを同時に満足させるには、溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜１０８０℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８０℃での第１段時効処理、および６００〜８００℃での第２段時効処理を行う製造方法を実施するのが好ましい。
【００１４】
本発明は動翼，静翼に用いることができるが、特に動翼に用いるのが好ましく、高圧タービン，中圧タービン及び高中圧一体タービンの初段に用いるのが好ましく、高圧タービンでは４段目まで用いることができる。高中圧タービンでは高圧部で４段目まで及び中圧部の初段と２段に用いられる。
【００１５】
以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。
【００１６】
Ｃは、炭化物形成により結晶粒粗大化を防止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物がストリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対する直角方向の延性が低下し、さらにＴｉと結合して炭化物を形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相となるγ′を形成するＴｉ量が確保できなくなるため、Ｃは０．２％以下に限定する。望ましいＣの範囲は０．１５％以下であり、より望ましくは０．０８％以下であり、０．００５〜０．０５％がよい。
【００１７】
ＭｎとＳｉは、合金溶製時に脱酸剤として用いられるが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使用時の靭性を損なうため、それぞれＭｎ：１％以下，Ｓｉ：１％以下に限定する。望ましくは、Ｍｎ，Ｓｉそれぞれ０．５％以下，より０．１％以下が好ましく、特に無添加が好ましく、０．０１％ 以下が最も好ましい。
【００１８】
Ｃｒは、基地に固溶して、合金の耐酸化性を向上させるとともに切り欠きラプチャー感受性を大幅に緩和させる効果を有する。１０％未満では、上記効果が得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難となるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。望ましいＣｒの範囲は１５〜２２％であり、最も１８〜２０％が好ましい。
【００１９】
ＭｏおよびＷは、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、１種または２種を添加する。Ｍｏ＋（１／２）×Ｗ量で５％未満では、上記効果が得られず、また１７％を越えると、合金の塑性加工が困難となるため、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋（１／２）×Ｗで５〜１７％に限定する。ＭｏとＷの望ましい範囲はＭｏ＋（１／２）×Ｗで５〜１２％である。Ｍｏは５〜１７％、好ましくは５〜１２％、Ｗは３０％以下、好ましくは３〜１５％である。特に、Ｍｏ単独が好ましく、８〜１２％がよい。
【００２０】
Ａｌは、γ′相と呼ばれる金属間化合物（Ｎｉ３Ａｌ）を形成し、合金の高温強度を高めるために添加する。上記効果を得るため０．５％以上が必要であるが、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは０．５〜２％ に限定する。望ましいＡｌの範囲は０．８〜１．８％より好ましくは０．８〜１．５％である。
【００２１】
Ｔｉは、Ａｌと共にγ′相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））を形成する。Ａｌ単独のγ′相よりもＡｌ，Ｔｉからなるγ′の方が、さらに高い高温強度が得られる。
【００２２】
そのためＴｉは、１％以上が必要であるが、３．５％ を越えるとγ′相が不安定になり、また熱間加工性の面でも好ましくないので、１〜３％に限定する。望ましいＴｉの範囲は、１．２〜３．０％であり、より２．０〜３．０％が好ましい。前述のように、本合金においてＡｌとＴｉのバランスは重要である。γ′相中のＡｌの割合が多くなるほど、延性は向上するが、逆に強度は低下する。本発明合金においては、十分な延性を確保することが重要であり、γ′相中のＡｌの割合を原子量の比として表わすため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）なる数値を設定した。この値が０．４５より低いと十分な延性が得られない。逆に０．８を越えると強度が不足する。更に、（Ｔｉ／Ａｌ）比は強度に影響を及ぼし、その比は
Ｆｅ量との関係によって前述のように定めることができる。
【００２３】
ＢおよびＺｒは、粒界を強化し、合金の高温における延性を高める効果があるため、１種または２種を添加する。しかし過度に添加すると、かえって熱間加工性を劣化させるため、Ｂは０．０２％以下，Ｚｒは０．２％以下に限定した。特に、Ｂは０．００２〜０．０１５％，Ｚｒ０．０１〜０．１％が好ましく、よりＢは
０．００４〜０．０１０％が好ましい。
【００２４】
Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応じて添加することができる。１０％を越えると、合金の熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するため、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは２％以下であり、より無添加がよい。
【００２５】
Ｃｏは、合金に固溶して、合金の引張強度およびクリープ破断強度を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。Ｃｏは高価な元素であるため添加する場合には、上限を５％とするのがよい。
【００２６】
Ｎｂは、ＡｌやＴｉとともにγ′相であるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）を形成し、高温強度向上に寄与するため、必要に応じて添加することができる。しかし、多すぎるとＮｉ２Ｎｂ を主体とするＬａｖｅｓ 相を形成しやすく、強度上昇に寄与しないばかりか延性も低下させる。特に多量のＭｏ、あるいはＭｏとＦｅ含有量が多い場合にはＬａｖｅｓ 相が形成されやすくなる。少量のＬａｖｅｓ 相の場合、熱処理等で消失させることも可能であるが、製造工程が繁雑となり好ましくない。したがって、Ｎｂを添加する場合でも、Ｎｂの上限は１．０％ が好ましい。より好ましいＮｂの上限は０．８％ であり、０．１〜０．７％が特によい。
【００２７】
Ｎｉ量は４８％未満ではＮｉ基合金が得られなくなり強度等が低下するので、４８％以上とする。また、８０％を越えると延性が低下するので、８０％以下とする。特に４９〜７５％が好ましく、より５４〜７０％が好ましい。
【００２８】
更に、Ｐ：０．０５％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ｃｕ：５％以下，Ｍｇ：０．０１％以下，Ｃａ：０．０１％以下とするのが好ましい。
【００２９】
次に熱処理方法について述べる。本発明による合金は、熱処理条件によって、炭化物を粒界に析出させ、クリープ破断時の延性を向上させることができる。本発明者らは、本発明合金の熱処理条件について鋭意検討を行った結果、溶体化処理後、２段時効処理を行うことにより、炭化物を析出させて安定化させ、高温強度を劣化させることなく、安定した延性が得られる知見を得たものである。
【００３０】
上記組成範囲内の合金元素を適正に組み合わせることにより、常温から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３．８×１０ マイナス６乗／℃以下の低熱膨張と、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ２ 以上および試験温度６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ 条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った後の破断寿命が５０時間以上でかつ破断時の絞りが３０％以上である高い高温強度を兼備させることができる。
【００３１】
【発明の実施の形態】
〔実施例１〕
表１に示す組成の合金を、それぞれ１０ｋｇ真空溶解して造塊し、続いて３０ｍｍ角に熱間鍛造した。次いで２種類の熱処理を施した。熱処理Ａは、１０６６℃で４時間加熱後空冷し、さらに７２０℃で８時間加熱後、１時間に約５５℃の速度で６２０℃まで冷却し、さらに６２０℃で８時間加熱後空冷の熱処理である。次に熱処理Ｂは、第１段時効処理として、８５０℃で４時間加熱後、空冷し、第２段時効処理として、７６０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理である。なお、鍛造時に割れ等は発生せず、鍛造性は良好であった。さらに本発明合金と以下に示す特性を比較するため、従来合金（Ｍ２５２相当）も作製した。
【００３２】
表２に本発明合金，従来合金の常温から各温度までの平均熱膨張係数を示す。本発明合金が通常使用される温度は、６００〜７００℃であるが、２０℃から
６００℃および７００℃までの熱膨張係数は、従来合金とほぼ同様の、フェライト系耐熱鋼並みの低い熱膨張係数を示している。
【００３３】
【表１】
【表２】
表３に本発明合金，従来合金の常温における引張試験結果を、表４に６００℃における引張試験結果を示す。本発明合金は従来合金とほぼ同等の高い強度を示している。
【００３６】
表５に本発明合金のうちの１７合金を選び、試験温度：６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ２ の条件で切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行った結果を示す。表５から本発明合金は、すべて平滑部で破断し、切り欠き感受性も良好であり、また寿命も十分長いことがわかる。
【００３７】
また、本発明合金のうち、特にＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）の値が０．４５を越えるＮｏ．１４〜３１の延性が高い。さらに熱処理Ｂを行うことで、クリープ破断延性は、一段と向上しており、いずれの合金も３０％以上の絞りが出ているのがわかる。
【００３８】
しかし、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値が０．７を越えるＮｏ．３１合金は、延性は高いものの、破断時間がやや低下している。したがって、良好なクリープ破断特性と強度を両立させるため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値を０．４５〜
０．７ に制限し、かつ熱処理Ｂを施すことが有効であることがわかる。
【００３９】
【表３】
【表４】
【表５】
〔実施例２〕
実施例１と同様に真空溶解によって表６（重量％）に示すＮｉ基合金の鋳塊を製造し、熱間鍛造によって所望の寸法の角材を得た。残部はＮｉである。
【００４３】
【表６】
図１は植込型式が鞍型タイプ，シュラウドチカバーがテノンシュラウドカバータイプである６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図である。図中、１は翼部、２はテノン、３はダブティルである。テノンは弯曲していて個々の動翼に対して個々のテノンが機械的にかしめによって結合される。
【００４５】
図２は植込型式がアキシャルタイプ，シュラウドカバーがテノン・ダブル・シュラウドタイプである同じ６２５℃級蒸気タービンの高圧タービンの初段動翼の斜視図である。テノンが複数の動翼を１個のテノンで機械的にかしめによって固定されるものである。
【００４６】
図３は同じく６２５℃級蒸気タービンの中圧タービンの初段動翼の斜視図である。植込型式は逆クリスマスツリータイプ，シュラウドカバーはテノン・シュラウドタイプであり、個々の動翼に個々のテノンがかしめによって固定したものである。
【００４７】
図４は同じく６２５℃級中圧タービンの初段動翼の斜視図であり、図３と植込型式及びシュラウドカバーが同じ形式のものである。本図面でのテノンは同じ素材から一体に形成されたものである。
【００４８】
本実施例は図１〜図４の動翼を表６に示す合金によって製造したものであり、前述の鍛造後に各図の形式に対して所望の相似形になるように熱間型鍛造を行った。次いで、実施例１の熱処理Ａ及びＢと同じ熱処理を施し、図１〜図４の各々の形状に機械加工した。図１〜図３のテノンは同じ組成のＮｉ基合金が好ましいが、高強度１２％Ｃｒ系マルテンサイト鋼でもよい。いずれも鍛造材である。
【００４９】
表７は室温（２０℃），６００℃での引張試験結果を示すものである。室温ではいずれも目標の耐力６９０Ｎ／ｍｍ２ 以上及び引張強さ９６０Ｎ／ｍｍ２ 以上を有しており、伸び率２０％以上，絞り率２５％以上の高いものである。また、６００℃では目標の耐力が３３５Ｎ／ｍｍ２ 以上，引張強さ７７０Ｎ／ｍｍ２ 以上有し、伸び率１０％以上，絞り率１５％以上の高い値を有している。
【００５０】
【表７】
表８は熱膨張係数（×１０−６／℃）を示し、室温から６００℃までの平均熱膨張係数１３．８×１０−６／℃以下である。
【００５２】
【表８】
表９は６５０℃における複合試験片を用いてクリープ破断試験したものである。表８に示すように、高応力下ではいずれも高い寿命を有しています。
【００５４】
【表９】
【発明の効果】
以上のように本発明の蒸気タービン翼は、室温から７００℃までの温度変化に対して、熱膨張係数が小さく、また６００℃における引張特性も良好で、かつ６５０℃におけるラプチャー寿命も十分長く、また破断時の延性も良好であるため従来のフェライト系の耐熱鋼より高い高温強度を有し、かつフェライト系に近い熱膨張係数を有したもので、蒸気温度として６００〜６５０℃の蒸気タービンの高温化に対応でき、高い熱効率を上げることができ、その効果は非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図２】高圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図３】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
【図４】中圧タービンの初段動翼の斜視図。
【符号の説明】
１…翼部、２…テノン、３…ダブティル。
Claims (5)
- 重量％で、Ｃ：０.００５％以上０.２％以下，Ｓｉ：０％以上１％以下，Ｍｎ：０％以上１％以下，Ｃｒ：１０％以上２４％以下、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５％以上１７％以下，Ａｌ：０.５％以上２％以下，Ｔｉ：１％以上３.５％以下，Ｆｅ：０％以上１０％以下、およびＢ：０.００２％以上０.０２％以下，Ｚｒ：０.０１％以上０.２％以下の１種または２種を含有し、残部は実質的にＮｉでなり且つＮｉが４８％以上８０％以下であるＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン翼。
- 重量％で、Ｃ：０.００５％以上０.２％以下，Ｓｉ：０％以上１％以下，Ｍｎ：０％以上１％以下，Ｃｒ：１０％以上２４％以下、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５％以上１７％以下 ，Ｃｏ：０％以上５％以下，Ｎｂ：０％以上１.０％以下，Ａｌ：０.５％以上２％以下，Ｔｉ：１％以上３.５％以下，Ｆｅ：０％以上１０％以下、およびＢ：０.００２％以上０.０２％以下，Ｚｒ：０.０１％以上０.２％以下の１種または２種を含有し、残部は実質的にＮｉでなり且つＮｉが４８％以上８０％以下であるＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン翼。
- 重量％で、Ｃ：０.００５％以上０.０８％以下，Ｓｉ：０％以上０.５％以下 ，Ｍｎ：０％以上０.５％ 以下，Ｃｒ：１５％以上２２％以下、およびＭｏ，Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１／２)×Ｗ：５％以上１２％以下，Ａｌ：１.０以上１.８％以下,Ｔｉ：１.２％以上３.０％以下，Ｆｅ：０％以上２％以下、およびＢ：０.００２％以上０.０２％ 以下，Ｚｒ：０.０１％以上０.２％以下 の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／(Ａｌ＋０.５６Ｔｉ)で表わされる値が０.４５以上０.７０以下であり、残部は実質的にＮｉでなり且つＮｉが４８％以上８０％であるＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする蒸気タービン翼。
- 常温から６００℃までの平均熱膨張係数が、１３.８×１０ マイナス６乗／℃以下、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／mm2 以上、および温度６５０℃，荷重応力：６８６Ｎ／mm2 の条件下で、切り欠き−平滑複合クリープ破断寿命が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上であるＮｉ基超耐熱合金からなることを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の蒸気タービン翼。
- 溶解後、熱間鍛造を行ったのち、９８０〜１０８０℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜８８０℃での第１段時効処理、および６００〜８００℃での第２段時効処理を行うことを特徴とする請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の蒸気タービン翼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12372597A JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12372597A JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10317079A JPH10317079A (ja) | 1998-12-02 |
| JP3559681B2 true JP3559681B2 (ja) | 2004-09-02 |
Family
ID=14867826
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12372597A Expired - Lifetime JP3559681B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 蒸気タービン翼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3559681B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2128283A2 (en) | 2008-05-21 | 2009-12-02 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base casting superalloy and cast component for steam turbine using the same |
| WO2010038680A1 (ja) | 2008-09-30 | 2010-04-08 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金 |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7160400B2 (en) * | 1999-03-03 | 2007-01-09 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Low thermal expansion Ni-base superalloy |
| DE10035224A1 (de) * | 2000-07-20 | 2002-01-31 | Man Turbomasch Ag Ghh Borsig | Verfahren und Rohling zum Herstellen von rhomboidischen Schaufeln für axiale Strömungsmaschinen |
| JP4509664B2 (ja) | 2003-07-30 | 2010-07-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン発電設備 |
| ITMI20042482A1 (it) * | 2004-12-23 | 2005-03-23 | Nuovo Pignone Spa | Turbina a vapore |
| ITMI20042483A1 (it) * | 2004-12-23 | 2005-03-23 | Nuovo Pignone Spa | Turbina a vapore |
| JP4543380B2 (ja) * | 2004-12-24 | 2010-09-15 | 日立金属株式会社 | 燃料電池スタック締結ボルト用合金 |
| JP4546318B2 (ja) | 2005-04-15 | 2010-09-15 | 株式会社日立製作所 | Ｎｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法 |
| JP4972972B2 (ja) * | 2006-03-22 | 2012-07-11 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｎｉ基合金 |
| JP4923996B2 (ja) * | 2006-12-07 | 2012-04-25 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱ばね及びその製造方法 |
| JP4768672B2 (ja) * | 2007-05-30 | 2011-09-07 | 株式会社日本製鋼所 | 組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金およびＮｉ基合金材の製造方法 |
| US8444778B2 (en) | 2007-08-31 | 2013-05-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Low-thermal-expansion Ni-based super-heat-resistant alloy for boiler and having excellent high-temperature strength, and boiler component and boiler component production method using the same |
| JP2010249050A (ja) * | 2009-04-16 | 2010-11-04 | Toshiba Corp | 蒸気タービンおよび蒸気タービン設備 |
| JP5657964B2 (ja) * | 2009-09-15 | 2015-01-21 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 高強度Ｎｉ基鍛造超合金及びその製造方法 |
| JP5792500B2 (ja) * | 2011-04-11 | 2015-10-14 | 株式会社日本製鋼所 | Ｎｉ基超合金材およびタービンロータ |
-
1997
- 1997-05-14 JP JP12372597A patent/JP3559681B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2128283A2 (en) | 2008-05-21 | 2009-12-02 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base casting superalloy and cast component for steam turbine using the same |
| US9238853B2 (en) | 2008-05-21 | 2016-01-19 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base casting superalloy and cast component for stream turbine using the same as material |
| WO2010038680A1 (ja) | 2008-09-30 | 2010-04-08 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金 |
| US8845958B2 (en) | 2008-09-30 | 2014-09-30 | Hitachi Metals, Ltd. | Process for manufacturing Ni-base alloy and Ni-base alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10317079A (ja) | 1998-12-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4037929B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP2778705B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP5278936B2 (ja) | 耐熱超合金 | |
| JP3559681B2 (ja) | 蒸気タービン翼およびその製造方法 | |
| JP5657964B2 (ja) | 高強度Ｎｉ基鍛造超合金及びその製造方法 | |
| US8083874B2 (en) | Method for producing low thermal expansion Ni-base superalloy | |
| JP5696995B2 (ja) | 耐熱超合金 | |
| JP5684261B2 (ja) | ニッケル超合金およびニッケル超合金から製造された部品 | |
| US20070044872A1 (en) | Precipitation-strengthened nickel-iron-chromium alloy and process therefor | |
| JP3781402B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超合金 | |
| JP4409409B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基超合金とその製造法及びガスタービン | |
| JP3308090B2 (ja) | Ｆｅ基超耐熱合金 | |
| US5882586A (en) | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability | |
| JP2014070230A (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP2003013161A (ja) | オーステナイト系低熱膨張Ｎｉ基超合金およびその製造方法 | |
| JP4906611B2 (ja) | Ｎｉ基合金 | |
| JP2004256840A (ja) | 複合強化型Ｎｉ基超合金とその製造方法 | |
| JP4315582B2 (ja) | Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| JPH09268337A (ja) | 鍛造製高耐食超耐熱合金 | |
| JP2004107777A (ja) | オーステナイト系耐熱合金とその製造方法および蒸気タービン部品 | |
| JP3424314B2 (ja) | 耐熱鋼 | |
| JP4543380B2 (ja) | 燃料電池スタック締結ボルト用合金 | |
| JP7112317B2 (ja) | オーステナイト鋼焼結材およびタービン部材 | |
| JPH07300643A (ja) | 耐熱鋳造Ｃｏ基合金 | |
| JP3281685B2 (ja) | 蒸気タービン用高温ボルト材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040518 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040524 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080528 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080528 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080528 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080528 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080528 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090528 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100528 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110528 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110528 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120528 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120528 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130528 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130528 Year of fee payment: 9 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |