CN1061123C - 燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机 - Google Patents

燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机 Download PDF

Info

Publication number
CN1061123C
CN1061123C CN94109526A CN94109526A CN1061123C CN 1061123 C CN1061123 C CN 1061123C CN 94109526 A CN94109526 A CN 94109526A CN 94109526 A CN94109526 A CN 94109526A CN 1061123 C CN1061123 C CN 1061123C
Authority
CN
China
Prior art keywords
blade
gas turbine
platform
mostly
blade part
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 - Fee Related
Application number
CN94109526A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1123874A (zh
Inventor
吉成明
玉置英树
齐藤年旦
小林满
饭岛活巳
和田克夫
狩野公男
松崎裕之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tohoku Electric Power Co Inc
Hitachi Ltd
Original Assignee
Tohoku Electric Power Co Inc
Hitachi Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tohoku Electric Power Co Inc, Hitachi Ltd filed Critical Tohoku Electric Power Co Inc
Publication of CN1123874A publication Critical patent/CN1123874A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1061123C publication Critical patent/CN1061123C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
    • B22D27/045—Directionally solidified castings
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T50/00—Aeronautics or air transport
    • Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

一种由含有较少晶粒边界增强元素的镍基超合金制成的燃气轮机叶片，其中叶片部为单晶结构而其余部分则为柱晶结构，以及一种包括该动叶片的燃气轮机。燃气轮机的热效率可以提高到35%或更高，与蒸汽轮机复合的发电系统的热效率能提高到45%或更多。

Description

燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机
本发明涉及一种燃气轮机的叶片，更具体地说，涉及一种抗蠕变强度良好的叶片、其制造方法、及装有该种叶片的燃气轮机。
传统上，发电用的燃气轮机的叶片主要由镍基超合金制成。然而，为了提高燃气轮机的热效率，燃气温度逐年都在提高。因此，为了提高叶片的耐热能力，叶片材料曾从传统铸造的等轴结构转变为由单向凝固得出的柱晶结构，并曾试用在叶片内构成复杂冷却孔的方法进行内部冷却。
大多数柱晶结构铸件都是用单向凝固法制造的，该法已被专利JP-B-51-4186号等公开。在该法中，铸模须从加热炉缓慢地向下抽出以便铸件能从下端开始逐渐向上凝固。按照该法铸出的叶片具有晶体取向为<100>并在纵长方向上延伸的拄状结晶，由于离心应力作用在该长度方向，因而能提高抗蠕变强度和热疲劳强度。
在专利JP-A-60-261659和JP-A-61-71168号中都曾公开过燃气轮机叶片的制造方法，在这两种方法中都是将叶片部制成一块单一的晶体，而将根部制成许多微细晶粒，这样的叶片在高温性能方面比柱晶叶片还要优越。
为了进一步提高效率，最有效的方法是提高燃气的温度。为此目的，内部冷却必须改善，材料的高温强度也必须提高。
燃气轮机叶片的内部冷却孔是用陶瓷芯子制成的。为了进一步改善冷却，不仅冷却路径数有所增加，而且金属截面的厚度还有所降低。具有柱晶结构的叶片是用单向凝固法制成的。溶化的金属是在插入芯子的情况下进行凝结的，然后冷却至室温。在冷却时发生热收缩。将芯子与铸造金属的热膨胀系数进行比较，前者之值约比后者小十分之一。从而金属收缩时较难收缩的芯子被包在里面，结果在铸件冷却时就会产生巨大的抗拉应力。因此铸件容易在长度方向上沿晶粒边界的强度薄弱处产生裂纹。当叶片部较薄时在长度方向上的裂纹特别容易产生。因为这个理由，传统的柱晶叶片的叶片部不能减薄以致它不能充分地被冷却。另外，铸造时产生的晶间裂缝会降低产量。
飞机用喷气发动机的叶片，其长度最大约为10cm，其重量最多为数百克，因此，它很容易制成单一的晶体。但是发电用燃气轮机的叶片不仅形状复杂而且很大，其长度可达15至40cm，其重量可从数公斤到约10Kg。因此，按照JP-B-5186所公开的方法制成单一晶体是很困难的，因为容易产生晶粒不规则和黑斑的缺陷。
在专利JP-A-60-261659和JP-A-61-71168号所公开的制造方法中，叶片部被制成单一晶体结构，其余部分则用磁力搅拌制成微细晶粒。然而，当用这些方法来铸造传统的单晶合金时，会发生微细晶粒部分强度过低的问题。如果用含有大量晶粒边界增强元素的合金来铸造以便使微细晶粒部分维持一定强度，那么共晶结构和凝固时形成的共晶r’相的熔化温度就会降低，以致固溶热处理不能完全地进行。结果材料的强度不能提高。
如上所述，按照现有技术制造的叶片存在的问题是，当要将叶片减薄借以提高冷却效率时容易产生晶间裂缝，而当要添加晶粒边界增强元素借以防止产生晶间裂缝时强度又不能提高。因此，不能提高燃气轮机的效率。
另外，虽然单晶叶片具有良好的高温强度，但其产量极低，因为容易形成不规则的晶粒。再者，由于不能制造出大尺寸的单晶叶片，单晶叶片就无法应用于发电用的燃气轮机的叶片上。因此，进一步提高燃气轮机的效率曾被认为是不可能的。
本发明的目的在于提供一种燃气轮机用的柱晶叶片，它在铸造过程中不会引起晶间裂缝的产生并且具有良好的抗蠕变强度，此外还要提供该叶片的制造方法，以及装有该叶片的燃气轮机。
一种由整体铸造形成的用于燃气轮机的叶片，具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，其特征在于：所说叶片部包括其与所说平台连接的根部为单晶结构，所说平台，所说体干部和所说鸠尾槽是单向凝固的柱晶结构。
按照本发明的燃气轮机的叶片为一镍基超合金的铸件以重量计含有一种或多种下列元素，0．03％或更多的碳，0．005％或更多的碉，和0．005％或更多的锆，其中沉淀出来的r’相由于合金晶粒边界的局部熔化能够溶解在r相内而不需初始的熔化。含有0．05至0．1％的碳、0．005至0．025％的硼和锆或两者中之一的合金适宜用来防止裂缝的产生。
按照本发明的燃气轮机的叶片为一镍基超合金的铸件，具有如下的以重量计的适当成分：最多为0．20％的碳(C)，5至14％的铬(Cr)，4至7％的铝(Al)，2至15的钨(W)，0．5至5％的钛(Ti)，最多为3％的铌(Nb)，最多为6％的钼(Mo)，最多为12％的钽(Ta)，最多为10％的钴(Co)，最多为2％的铪(Hf)，最多为4％的铼(Re)，最多为0．035％的硼(B)，最多为0．035％的锆(Zr)，其余为58％或更多的镍(Ni)。
本发明所提供的燃气轮机的叶片为一整体铸件并且具有：一个叶片部、一个有一平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部、从体干部两侧突出的鳍片、和一个与体干部连接的拉鸠尾槽，其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，叶片的其余部分除了鳍片之外都是单向凝固的柱晶结构。
本发明还提供一种燃气轮机用的叶片，它是一个整体构件并且具有：一个叶片部、一个有一平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部、从体干部两侧突出的鳍片、和一个与体干部连接的鸠尾槽，其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，叶片的其余部分都是单向凝固的柱晶结构。
本发明的叶片包括一条连续设在其内的整体构成的冷却剂通道。
本发明所提供的一种燃气轮机用的叶片以重量计主要含有下列成分：C最多为0．20％，Cr 5至14％，Al 4至7％，W 2至15％，Ti 0．5至5％，Nb最多为3％，Mo最多为6％，Ta最多为12％，Co最多为10．0％，Hf最多为2％，Re最多为4％，B最多为0．035％，Zr最多为0．035％，Ni为其余的58％或更多，其中碳含量及硼、锆含量两者之一或两者同时须安排在A、B、C、D、E、五个点所限定的范围内：A(C=0．2 0％，B+Zr=0％)，B(C=0．05％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)；D(C=0％，B+Zr=0．035％)及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)，晶体取向差为2至8度。
本发明所提供的一种燃气轮机用的叶片以重量计主要含有：C 0．03至0．1％，Cr 5．5至7．0％，Co 8．5至9．5％，W 8至9％，Re 2．5至3．5％，Mo 0．3至1．0％，Ta 3至4％，Al 5至6％，Ti 0．5至1．0 ％，Hf 0．5至1．0％B和Zr两者之一或两者一起0．005至0．025％，其余为Ni和不可避免的杂质，其中晶体取向差为8度或更小。
虽然本发明的叶片能用于三级或四级燃气轮机中任一级，但它特别适用于暴露在最高温度下的第一级。而传统的多晶叶片或柱晶叶片主要用于第二级及以下各级。作为第一级，下列以重量％计的成分是特别合适的。
碳   C： 0．03-0．1，    铬 Cr：5．5-7．0，
钴   Co：9-10．5，       钨 W： 8．0-11．0，
铼   Re：1．0-3．5，     钼 Mo：0．3-1．0，
钽   Ta：3．0-4．0，     铝 Al：5．0-6．0，
钛   Ti：0．5-1．0，     铪 Hf：0．5-1．0
硼B和锆Zr中一项或两项：0．005-0．025，
其余：镍Ni和不可避免的杂质。
本发明的燃气轮机的叶片在铸造后最好进行2至60小时的固溶热处理，所用温度范围不能低于合全的r’相的固溶相线温度，但也不要大于初始的熔化温度；接下来还要进行下列的时效热处理：在1000至1150℃时维持4至20小时，然后在800至920℃时维持8至100小时。
本发明的燃气轮机叶片的制造方法具有下列五步：将一含有陶瓷芯子的铸模设定在一块水冷的激冷板上，熔化一个主锭并将熔化的金属浇注到预热过的铸模内，从加热炉的高温处向下抽出铸模以便连续地实现从叶片部到根部的单向凝固，从而使叶片部形成一个单一的晶体，接下来用一个比相对于叶片部时铸模的抽出速度要高的速度相对于根部抽出铸模以便使根部单向凝固。
至于铸模抽出的速度，在制出单晶时最好为15cm／hr或更小，而在制出柱晶时最好为20至45cm／hr或更小。特别是前一种情况速度应当高些以便能制出单晶。但考虑到产量，大约10cm／hr是比较好的。而后一种情况如果速度超过50cm／hr，那么柱状晶粒的晶体取向相互间的差异就会超过10度或者拄状晶粒会变成等轴结构，因此，45cm／hr或更小是比较好的。为了使晶体取向差限制为8度或更小，速度高一些较好，因此，30至45cm／hr是比较好的。
本发明还可提供一种制件，该制件为一单向凝固的铸件，它有一个单晶和多个柱晶相互连结在一起构成一个整体，其中垂直于单晶和柱晶凝固方向的晶体取向差为8度或更小，该制件除用作燃气轮机的动叶片外还能用于其它目的。
本发明所提供的燃气轮机用的叶片为一整体构成的铸件，它具有：一个叶片部、一个有平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部、从体干部两侧突出的鳍片、和一个与体干部连接的鸠尾槽，其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，叶片的其余部分都是单向凝结的柱晶结构，其中在叶片内从鸠尾槽到叶片部还连续设有一条整体构成的冷却剂通道，该铸件以重量计主要含有：C最多0．20％，Cr 5至14％，Al 4至7％，W 2至15％；Ti 0．5至5％，Nb最多为3％，Mo最多为6 ％，Ta最多为12％，Co最多为10．5％，Hf最多为2％，Re最多为4％，B最多为0．035％，Zr最多为0．035％，Ni为其余的58％或更多，其中碳含量及硼、锆含量中的两者之一或两者同时须安排在A、B、C、D、E五个点所限定的范围内：A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．03％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)，D(C=0％，B+Zr=0．035％)及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)，铸件具有r’相沉淀物溶解在r相基质内的结构，r相的晶体取向差为2至6度。
本发明提供给旋转叶片的燃气轮机能使燃气被压缩机压缩后通过导向叶片而冲击嵌装在涡轮盘上的该叶片使它旋转，燃气轮机具有三级或更多级，其中第一级的每一个叶片都是整体铸成的，并各具有：一个叶片部、一个有一平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部、从体干部两侧突出的鳍片、和与体干部连接的鸠尾槽，其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，而叶片的其余部分都是单向凝固的柱晶结构。
本发明所提供的上述燃气轮机中，燃气温度为1500℃或更高，燃气轮机具有三级或更多级，燃气在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更高，第一级叶片的总长为200mm或更长，其中第一级的每一个叶片都是一个整体铸件，叶片部为单晶结构，除了单晶结构区域以外包括叶片部在内的其余部分都是单向凝固的柱晶结构，其时发电能力为50000KW或更多。
本发明提供给旋转叶片的燃气轮机能使燃气被压缩机压缩后通过导向叶片而冲击嵌装在涡轮盘上的该叶片使它旋转，其时燃气的温度为1500℃或更高，燃气轮机具有三级或更多级，燃气在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更多，第一级叶片的总长为200mm或更长。
第一级的每一个叶片都是一个整体铸件并各具有：一个叶片部、一个有一平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部，从体干部两侧突出的鳍片、和与体干部连接的鸠尾槽，
其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，叶片的其余部分除了鳍片以外都是单向凝固的柱晶结构。
其中铸件以重量计主要含有：C 0．03至0．1％，Cr 5．5至9．0％，Co 8．5至10．5％，W 8至11％，Re 1．0至3．5％，Mo 0．3至1．0％，Ta 3至4％，Al 5至6％，Hf 0．5至1．0％，B和Zr两者之一或两者一起0．005至0．025％，其余为Ni和不可避免的杂质，该铸件具有r’相沉淀物溶解在r相基质中的结构，所说单晶的r相与所说柱晶的r相两者的晶体取向差为8度或更小，发电能力为50000KW或更多。
本发明还可为联合发电系统提供叶片，该系统具有：一台由高速流动的燃气驱动的燃气轮机，一台从燃气轮机排出的燃气中获得蒸汽的排气余热回收锅炉，一台由蒸汽驱动汽轮机及一台由燃气轮机和汽轮机驱动的发电机，其时燃气轮机具有三级或更多级，燃气在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更高，排出的燃气在燃气轮机出口处的温度为560℃或更高，从排气余热回收锅炉中获得的蒸汽的温度为530℃或更高，所用气轮机由高压和低压两部分连结而成，蒸汽在送入汽轮机第一级叶片时的温度为530℃或更高，燃气轮机的发电能力为50000KW或更多，汽轮机的发电能力为30000KW或更多，总的热效率为45％或更高。
本发明还可为联合发电系统提供叶片，该系统具有：一台由高速流动的燃气驱动的燃气轮机，一台从燃气轮机排出的燃气中获得蒸汽的排气余热回收锅炉，一台由蒸汽驱动的汽轮机，和一台由燃气轮机和汽轮机驱动的发电机，其时燃气轮机具有三级或更多级，燃气在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更高，排出的燃气在燃气轮机出口处的温度为560℃或更高，从排气余热回收锅炉中获得的蒸汽的温度为530℃或更高，所用汽轮机由高压和低压两部分连结而成，蒸汽在送入汽轮机第一级叶片时的温度为530℃或更高，燃气轮机的发电能力为50000KW或更多，汽轮机的发电能力为30000KW或更多，总的热效率为45％或更高，
第一级叶片总长为200mm或更长，
第一级的每一个叶片都是一个整体铸件并各具有：一个叶片部、一个有一平面与叶片部连接的平台、一个与平台连接的体干部、从体干部两侧突出的鳍片、和一个与体干部连接的鸠尾槽，
其中叶片部包括其与平台连接的根部、平台和一部分体干部为连续的单晶结构，而叶片除了鳍片以外的其余部分都是单向凝固的柱晶结构。
该铸件以重量计主要含有：C 0．03％至0．1％，Cr 5．5至9．0％，Co 8．5至10．5％，W 8至11％，Re 1．0至3．5％，Mo 0．3至1．0％，Ta3至4％，Al 5至6％，Ti 0．5至1．0％，Hf 0．5至1．0％，B和Zr两者之一或两者一起0．005至0．025％，其余为Ni和不可避免的杂质，该铸件具有r’相沉淀物溶解在r相基质中的结构，其单晶的r相与柱晶的r相两者的晶体取向差为8度或更小。
本发明的用于燃气轮机的动叶片，其叶片部为单晶结构，而单晶结构区域以外的其余部分都是单向凝固的拄晶结构。相邻柱晶结构的晶体取向差尽可能做得小一些，具体地说，该晶体取向差被限制为8度或更小。这时要做到，即便将晶粒边界增强元素减少，使柱晶叶片在铸造时不会产生晶间裂缝，但同时也要使强度基本上维持在单晶时的水平。另外，既然晶粒边界增强元素的数量已经减少，在铸造中形成的共晶结构的熔点便会提高，因此固溶热处理的温度亦可提高，从而能通过热处理将沉淀出来的r’相溶解到基质的r相内，以致柱状晶粒叶片能够获得较高的抗蠕变强度。但在另一方面，如果晶体取向差超过10度，那么强度将会猛跌到大约为单晶叶片强度的10至20％。
为了提高材料的高温强度，在铸造后进行固溶热处理是有效的。在固溶热处理中，在凝固后沉淀出来的r’相被完全溶解在基质内，因此沉淀出来的r’相的大小和形状能够做成最适合于接着要进行的时效热处理用的，这样就可提高高温强度。
但是对于通常用来铸造传统的柱晶叶片的合金来说，还必须添加大量的晶粒边界增强元素，如同硼、碳、锆、铪等借以防止铸造时在纵长方向上沿晶粒边界产生的开裂。晶粒边界增强元素不仅可以提高晶粒边界的强度，而且还部分偏析到树枝状晶体的分叉之间使偏折部分的熔点显著降低。就镍基超合金而言，这个偏折部分形成共晶结构并在凝固时产生粗糙的共晶r’相。在合金的结构内这样形成的共晶结构和共晶r’相的熔点最低。当进行固溶热处理而将温度升高时，这种共晶结构首先熔化。因此，固溶热处理的温度不能提高到足够的程度，以致用于传统的柱晶叶片的合金不能得到充分的固溶热处理，结果传统合金的强度就不能提高。
在一无需晶粒边界增强元素的单晶的合金中，这些元素被视为杂质，其含量被尽量减少。从而，共晶r’相的熔点就可提高到能够进行完全的固熔热处理。因此，单晶合全具有比传统柱晶材料高40至50℃的优越的高温性能，常被用于飞机的喷气发动机的动叶片上。但是，由于单晶合金所含的晶粒边界是增强元素的数量被尽量减少，因此，它所形成的晶粒边界是非常脆弱的。如果出现具有不同晶体取向的不规则晶体，那么裂缝就容易在晶粒边界上形成。通常，当出现晶粒边界时，合金会脆弱到如此地步，只是在铸造后进行冷却就会形成裂缝。
现将构成燃气轮机叶片的镍基超合金中每一种元素的作用说明如下：
碳特别能溶解在基质内或晶体边界内并形成碳化物从而提高高温抗拉强度，但若添加过多，会使晶粒边界的熔点降低，从而损害高温强度和韧性。因此，碳的适当添加量为0．05至0．2％，最好为0．03至0．1％。
钴能溶解在基质内从而提高高温强度并能有利于提高耐热腐蚀性。但若添加过多，会促使有害的金属间化合物沉淀出来，从而损害高温强度。钴的适当添加量为10．5％或更少，最好为9至10．5％。
铬能提高耐热腐蚀性。但若添加过多，会引起有害的δ相的沉淀并使碳化物变粗，从而损害高温强度。铬的适当添加量为5至14％，最好为5．5至9％。
铝和钛有利于提高高温强度，这是因为形成了r’相，即Ni3(Al，Ti)而该r’相是镍基合金的一个增强因素。铝和钛的适当添加量分别为4．0至7．0％及0．5至5．0％，最好为5至6％的铝及0．5至1．0％的钛。
铌、钽和铪能溶解在r’相内而r’相是一增强因素，因此能提高合金的高温强度。但若添加过多，它们会偏析在晶粒边界上并损害合金的强度。铌、钽和铪适当的添加量分别为3％或更少、12％或更少、及2％或更少，最好为0．2％至3．0％的铌、3至4％的钽及0．5至1．0％的铪。
锆和硼能增强晶粒边界并提高合金的高温强度。但若添加过多，会降低延性和韧性并使晶粒边界的熔点降低，从而损害合金的高温强度。锆和硼适当的添加量分别为最多为0．035％及最多为0．035％。最好考虑到它们与碳含量的关系，将它们和碳含量安排在A、B、C、D、E五个点限定的范围内，其中A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．05％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)，D(C=0％，B+Zr=0．035％)及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)或者使硼、锆或硼加锆的含量限制为0．005至0．025％。
钨和钼能溶解在r相的基质内并能使它增强，这两元素对提高合金的持久强度特别有效。但若添加过多，会促使有害的相例如σ相沉淀出来，从而损害合金的强度。钨和钼适当的添加量分别为2至15％及6％或更少，最好为8．0至11．0％的钨及0．3至1．0％的钼。
铼能提高合金的耐热腐蚀性。但若超过一定数量，上述效应会达到饱和，而合金的延性和韧性会降低。铼的适当添加量为4％或更少，最好为2．5至3．5％。
当单晶的晶体取向差为8度或更小时，最好在作为单晶的镍基超合金中不存在晶粒边界。如果柱状晶粒的晶体取向差为15度或更小，那么柱状晶粒能够得到一个良好的强度。
图1为按照本发明的燃气轮机的叶片的透视图，
图2为概略示出本发明的燃气轮机叶片的制造方法的设备图，
图3为一平面图，其中示出本发明的一个实施例中的叶片芯子以便说明芯子和叶片两者在位置上的关系，
图4所示为按照本发明和按照传统方法所得到的柱晶叶片的高温强度的比较图，
图5所示为用单向凝固法制造传统的柱晶叶片所观察到的形成晶间裂缝的情况的说明图，
图6为一特性线图说明当沉淀出来的r’相能够溶解r相内而不需在初始将合金熔化时碳含量与硼、锆含量的关系，还说明它们与晶间裂缝的关系，
图7所示为按照本发明另一实施例的燃气轮机的总体结构图，
图8所示为按照本发明另外还有一个实施例的联合发电厂的总体系统图。
例1
图1为按照本发明的燃气轮机的具有单晶结构的叶片的透视图，图2概略示出所用设备以便说明叶片的制造方法。
如图2所示，首先将一个主要由铝矾土构成的陶瓷铸模8固定在一块水冷的紫铜激冷板11上，然后放在铸模加热炉4内使陶瓷铸模8加热到镍基超合金的熔点或更高的温度。接着，将熔化的镍基超合金浇注到陶瓷铸模8内，然后将水冷的紫铜激冷板11向下抽出，以便进行合金的单向凝固。在单向凝固时，首先用一始晶器10生成大量晶体，接下来用一选择器9只选择一个晶体，这一个选出的晶体在一扩大部分内被扩大，以10cm／h的抽出速度凝固的叶片部就在此基础上形成一个单一的晶体。在叶片部凝固成一个单晶后，其余的部分并不生长成为一个单晶而是形成多个柱状晶粒，方法是在过了平台15的位置后将铸模的抽出速度增加到40cm／h。按照这种方法制成的柱晶叶片，其叶片部分具有单晶结构，其余部分则具有柱晶结构。叶片部的单晶结构并不是在平台上突然地并完全地转变为拄晶结构的，而是与叶片部连接的平台和一部分体干部都是单晶结构，但平台上正好与叶片部连接的截面以外的周边区、体干部的其余部分和鸠尾槽则为柱晶结构。在这情况下，柱状晶粒是从作为种子的叶片部的单晶上生长起来的，因此柱晶的取向差可以小到约为5度。铸模加热炉4维持在高温，一直要到陶瓷铸模8完全抽出以及凝固完毕为止。上述熔化和凝固的过程都是在真空下进行的。表1示出本发明叶片的铸造条件，表2示出铸造时所用镍基超合金的成分。在铸造后，用上法铸出的叶片接受固溶热处理，在1260至1280℃的温度下在真空中维持2至60小时，使在冷却过程中凝固后沉淀出来的r’相转变为r相。在此以后还要进行时效热处理，先在1000至1150℃的温度下维持4至20小时，再在800至950℃的温度下维持8至100小时，从而将平均尺寸为0．3至2μm的沉淀出来的r’相溶解在基质中的r相内。
表1
铸模的预热温度     1540℃
浇注温度     1550℃
铸模抽出速度 在叶片部    10cm／h从平台位置开始40cm／h
铸模材料 铝矾土陶瓷铸模
表2
    C  0．05-0．1     Cr     5．5-7．0
    Co  9．0-9．5     W     8．0-9．0
    Re  2．8-3．1     Mo     0．3-0．7
    Ta  3．0-4．0     Al     5．5-6．0
    Ti  0．5-0．9     Hf     0．7-1．0
    B  0．005-0．01     Zr     0．005-0．01
    Ni 其余     -         -
有一热电偶插在铸模8中相当于平台15的区罩上以便测量该区带的温度。当温度到达凝固温度时，铸模的抽出速度就改变了。用一块石墨做的分隔板放在加热炉4的下面，并将水冷的紫铜管成为螺旋形地卷绕在分隔板的下部使铸模冷却。
按照上述方法制成的叶片具有单晶结构的叶片部1和柱晶结构的叶片在平台15以下的部分2。空气冷却的鳍片14是由直径约为10mm的晶粒形成的，这种晶粒不能称为柱状晶粒。虽然体干部的表面是柱晶结构而且具有从叶片部1的单晶生长起来的大的柱状晶粒，但这柱状晶粒从体干部的表面到中心却是逐渐缩小的。在表面上柱状晶粒的宽度为5至10mm，而从表面到中心的平均宽度为5至6mm。
图3为一示出叶片芯子的平面图，用来说明芯子和动叶片在位置上的关系。该实施例的叶片是空心的以便自己冷却。除了用空气作为冷却介质外，蒸汽冷却也有用的。冷却空气是由一个鸠尾槽16的芯子21供应的并分成两股，其中一股空气流从叶片的末端部17排出，另一股空气流从叶片的出气边23排出。该出气边23具有缝隙状的冷却空气排出口。该芯子还包括孔眼20，两个叶片表面可通过这些孔眼互相连通。该芯子还包括孔眼22，熔化金属就浇注在其内。
在该实施例中，叶片部1的长度约为100mm，而叶片在平台以下的其余部分的长度为120mm。
这样得到的叶片的蠕变断裂强度在图4中用Larson-Miller参数P示出。柱状晶粒的商品合金CM186LC用来作为对比材料。本发明的叶片是制成单一晶体并随后经过固溶热处理和时效热处理的，而具有传统的柱晶结构的对比叶片只是经过时效热处理。本发明的叶片与对比叶片相比对应力为14．0Kgf／mm2持续100000小时的蠕变的温度承受能力提高了大约20℃。该商品合金除了含有0．016％的硼、0．016％的锆和0．15％的碳以外，其成分基本上与表2所示相同。例2
本发明的叶片所以能进行固溶热处理是因为合金的共晶结构的熔点通过对碳、硼和锆含量的控制已被提高。现对提高共晶结构熔点的方法进行说明。
传统的含有晶粒边界增强元素的合金在含有大量的碳、硼、锆、铪等时是不能进行固溶热处理的。因此，采用一种镍基合金，以重量计基本上含有：
Cr：5．0-14．0％，    Co：0-12．0％，
W： 5．0-12．0％，    Re：0-3．5％，
Mo：0．5-3．0％，     Ta：3．0-7．0％，
Al：4．0-6．0％，     Ti：0．5-3．0％，
Hf：0-2．0％。
并变化合金的碳含量与Zr+B含量的比率，研究共晶结构的熔点与沉淀r’相的凝固线温度两者之间的关系。结果发现，当碳含量为0．1％或更少及B+Zr含量为0．025％或更少时，沉淀出来的r’相能够溶解到基质相内而无需将共晶结构进行初始熔化。但在另一方面，对于一个含有0．1％或更少的碳及总计为0．025％或更少的B+Zr的镍基超合金来说，当铸出一个柱晶结构的单向凝固的叶片时晶间裂缝便会产生。图5示出按照传统单向凝固法制造的具有柱晶结构的叶片产生晶间裂缝的情况。那就是说，如果按照传统的单向凝固法将含有碳含量为重量的0．1％或更少的及B+Zr含量为重量的0．025％或更少的合金制造成柱晶结构的叶片时，裂缝便会在晶粒边界上产生，因此这种叶片就不能提供作为产品。
此外并曾研究过柱状晶粒的晶体取向差、合金的碳含量和Zr+B含量与晶间裂缝的关系。当柱晶的晶体取向差在8°以内及当以重量计碳含量为0．03％或更多而Zr+B含量为0．005或更多时可以得到有利的柱晶叶片而不会产生晶间裂缝。但当柱状晶粒的晶体取向差为8°或更大时，即使碳含量为0．03％或更多及Zr+B含量为0．005％或更多，也会产生晶间裂缝。另外当碳含量为0．03％或更少时，即使柱状晶粒的晶体取向差在8°以内，也会产生晶间裂缝。上述结果在图6中示出。应该注意的是，当柱状晶粒的晶体取向差为6°以内时，铸出的叶片可以做到无需被始熔化并且没有晶粒间裂缝。铸造这种叶片的合金的碳含量及B+Zr含量可按A、B、C、D、E五个点所限定的范围加以安排，其中A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．05％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0％)，D(C=0％ B+Zr=0．035％)及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)。较好的范围是在A、B、C、D、E限定的一个五角形之内，其中：A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．04％B+Zr=0．002％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)，D(C=0％ B+Zr=0．002％)及E(C=0．1 ％，B+Zr=0．020％)。
当合金的碳含量为重量的0．1％或更少及B+Zr为重量的0．025％或更少时，为了防止产生晶间裂缝，晶体取向差必须在8°以内。在传统的单向凝固法中柱状晶粒的侧边的晶体取向是任意的因此无法控制在8°以内。而在另一方面，按照本发明的方法，叶片部形成一个单晶，而柱状晶粒是从该作为种子的单晶上生长起来的，因此柱晶的晶体取向差能够在8°之内。那就是说，当叶片部形成一个单晶而其余部分形成取向差在8°以内的拄状晶粒如同本发明那样时，即使碳含量为0．1重量％或更少及B+Zr含量为0．025重量％或更少时，也能得到不带晶间裂缝的有利的柱晶叶片。当硼和锆采用其一或两者并用时都能获得基本相同的效果。
表3列出按照传统方法铸造的柱晶叶片和单晶叶片以及按照本发明铸成的叶片在特性上的比较结果，其时叶片长度为22cm(叶片部为100mm，根部为120mm)。用传统方法铸造柱晶叶片和单晶叶片时所用的都是一种商品合金。
表3
叶片种类 铸造温度(℃) 铸造时间(h) 晶间裂缝产生率(％) 缺陷产生率(％) 产出率 承受温度能力(℃)
柱晶叶片   1520   1．0     75     20     15     900
单晶叶片   1600   3．0     0     95     5     940
本发明叶片   1540   1．5     0     30     70     920
由于在本发明的柱晶叶片中不会产生晶间裂缝，因此产出率可达70％，比产出率为15％的叶片大约四倍，而对应力为14．0kgf／mm2持续100，000小时的蠕变的温度承受能力则可提高约20℃。
当只比较温度承受能力时，本发明的叶片似乎比单晶叶片差。但在本发明中，由于叶片部以外的其余部分为柱晶结构，因此铸造时间能够缩短，铸模预热温度可以降低。其结果，在合金和铸模间较少发生反应，缺陷率可降低，从而叶片的产出率可提高。因此本发明提供的是一种非常实用的柱晶叶片和一种非常实用的制造方法。显然如果整个叶片都是用本发明的合金形成单一的晶体，由于生产率和产出率受到损害，实际上也不会起多大作用。例3
按照例1内所述方法，将一化学成分如表4所示(以重量计)的镍基超合金铸造时，可以制造出一个柱晶叶片，其叶片部由单晶形成，其余部分基本上完全是由柱状晶粒形成。在本实施例中铸模被设计为有一直边模可作为从单晶扩大部通向突出鳍片的旁路如图2所示，以致突出鳍片也可具有柱状晶粒。在铸出的叶片中没有发现晶间裂纹。该叶片接下来经过温度为1270至1285℃持续2至60小时的固溶热处理，以及在1000至1150℃维持4至20小时再在800至950℃维持8至10小时的时效热处理。上述叶片的温度承受能力与一对比试样就应力为14．0kgf／mm2持续100000小时的蠕变进行比较。对比试样只是经过在1000至1150℃维持4至20小时再在800至950℃维持8至100小时的时效热处理。结果发现，本发明的叶片的温度可以增加约15℃。在本实施例中，柱状晶粒的晶体取向差约为5°。
 C  0．1-0．15  Cr  8．0-9．0
 Co  9．5-10．5  W  10．0-11．0
 Re  1．0-1．5  Mo  0．3-0．7
 Ta  3．0-4．0  Al  5．5-6．0
 Ti  0．5-1．5  Hf  0．7-1．0
 B  0．005-0．01  Zr  0．005-0．001
 Ni 其余  -     -
例4
图7为一燃气轮机转子部分的模剖面图，在该燃气轮机中装有例2所述的本发明的燃气轮机叶片。
标号30为轮机短轴，33为轮机叶片，43为轮机组装螺栓，38为轮机间隔器，49为远离件，40为轮机导向叶片，36为压缩机盘，37为压缩机叶片，38为压缩机组装螺栓，39为压缩机短轴，34为轮机盘或涡轮盘，及41为一孔。本发明的燃气轮机包括17级压缩机盘和3级的燃气轮机33。燃气轮机也可以是四级的。不论是三级还是四级的，本发明的合金全部都能运用。
在本实施例中所用燃气轮机的主要型式为重载式具有一根单一的轴一个水平的分格机壳和一个叠装起来的转子压缩机为17级轴流式。第一级和第二级的叶片和导向叶片是空气冷却的。燃气室为逆流式，具有16个管状燃烧部和一个开槽冷却器。
完全回火过的马氏体钢以重量计主要含有：C 0．06至0．15％，Si 1％或更少，Mn 1．5％或更少，Cr 9．5至12．5％，Ni 1．5至2．5％，Mo 1．5至3．0％，V 0．1至0．3％，Nb 0．03至0．15％，N(氮)0．04至0．15％，余额为Fe。这种材料用于远离件39、涡轮盘34、间隔器38和组装螺栓33。本实施例的特征值为：抗拉强度为90至120kg／mm2，0．2％的屈伏强度为70至90kg／mm2，延伸率为10至25％，面积缩减率为50至70％，V槽冲击值为5至9．5kg-m／cm2，蠕变断裂强度在450℃持续105小时的条件下为45至55kg／mm2。
燃气轮机叶片33具有三级，在实施例1中制出的叶片用作第一级。压缩机的压缩压力为14．7，温度为400℃，在第一级叶片入口处的温度为1300℃，燃烧室燃气的温度水平为1450℃。由多晶结构制成的叶片用于第二级动叶片，它具有与第一级叶片基本相同的成分，其长度为280mm(160mm为叶片部，其余120mm为平台以下的部分。第三级叶片是用与第二级叶片同样的合金制造的。它具有多晶结构，其长度为350mm(230mm为叶片部)。第三级叶片是实心的，采用传统的失腊精密铸造方法制造。
第一至第三级燃气轮机导向叶片40采用公知的钴基合金为材料。每一导向叶片都有一个单独的导向叶片部，整个导向叶片都是由真空精密铸造制成的。导向叶片部的长度等于每一叶片的叶片部的长度，并包括有鳍针冷却、冲击冷却和薄膜冷却的结构。第一级的导向叶片的两端都是卡住的，而第二级和第三级的导向叶片只是用边墙卡住一侧。在燃气轮机上还设有中间冷却器。
本实施例可发出50MW的电，热效率为33％或更高。例5
图8为一单轴式联合循环发电系统的示意图，在该系统内采用了例4的燃气轮机，还采用了一台蒸汽轮机。
当采用燃气轮机发电时，近时常用联合发电法，其时燃气轮机是用液化天然气(LNG)作为燃料驱动的，而汽轮机是由燃气轮机的排出度气在能量回收时产生的蒸汽来驱动的。在联合发电法中，采用下面要说到的系统结构可使热效率达到约45％或更多，而传统的只设一台汽轮机的系统的热效率仅为40％。最近这种联合发电厂已从只用液化天然气(LNG)为燃料转变为既可用液化天然气(LNG)为燃料又可用液化石油气(LPG)为燃料，或者把两者(LNG和LPG)混合起来使用，从而发电厂可更为顺当地运作并提高其经济效果。
首先，通过吸入过滤器和吸入消声器将空气引入到燃气轮机的压缩机内。压缩机压缩空气并将压缩空气供给低NOX的燃烧室。在燃烧室内将燃料喷入到压缩空气内使它燃烧而产生1400℃或更高的高温燃气。该燃气能完成其在燃气轮机内的任务并产生动力。
温度为530℃或更高的燃气在从燃气轮机排出后，通过一个排气消音器被送到排气余热回收锅炉内，在该处燃气轮机排气的热能被回收并产生530℃或更高的高压蒸汽。该锅炉设有干氨接触还原法的去氨装置。排气通过一个数百米长的由三个烟气通道结合而成的烟道向外排出。所产生的高压和低压的蒸汽被供到一台汽轮机的一个高低压结合的转子上。
从汽轮机排出的蒸汽被引入到一个凝结器内并在真空内除气以便转变成凝结水。凝结水被一凝结水泵加压并被作为给水送到到锅炉内。于是，燃气轮机和汽轮机分别在主轴的相对端驱动一台发电机进行发电。为了使这种联合发电的燃气轮机的叶片冷却，有时用汽轮机排出的蒸汽与空气一样作为冷却介质。通常，采用空气作为叶片的冷却介质。但是，因为蒸汽的比热远比空气为大，并且因为蒸汽的重量很轻，所以冷却效果是很优越的。
按照该联合发电系统，可以得到总量为8000KW的发电量输出，其中50000KW来自燃气轮机，30000KW来自汽轮机。由于本实施例中的汽轮机比较小巧，所以它比具有相同发电能力的大尺寸汽轮机制造费用要低，这样联合发电后巨大的有利点是可以按照发电量输出的变化经济地运行。
按照本发明的汽轮机为一高低压结合的型式。该汽轮机的单机输出尚能提高，只要把高低压结合式汽轮机主要蒸汽入口处的蒸汽压力提高到100大气压并将温度提高到538℃即可。为了提高单机输出，有必要末级动叶片的叶片长度增加到30或更长以便增加蒸汽流率。
按照本发明的汽轮机包括13级或更多的叶片，这些叶片被嵌装在高低压结合的转子轴上。如上所述，蒸汽通过一个蒸汽控制阀经蒸汽入口处流入汽轮机内，其时的温度高达538℃压力高达88大气压。蒸汽沿一个方向从入口处流到末级叶片，其时的温度为33℃，压力为722mmHg并从出口处排出。按照本发明，Ni-Cr-Mo-V低合金钢的锻件可用作高低压结合式转子轴。转子轴上牢固地安装叶片的部分为一盘状物，该盘状物全部是在转子轴上切割而成。叶片的长度越短，盘状物的宽度越大以便使振动减为最小。
按照本实施例，高低压结合式转子轴含有的成分主要为：C0．18至0．30％，Si最多为0．1％，Mn最多为0．3％，Ni1．0至2．0％，Cr 1．0至1．7 ％，Mo 1．0至2．0％，V 0．20至0．3％，其余为Fe。转子轴在900至1050℃用水喷雾冷却进行淬火，燃后在650至680℃回火。
发电厂的布置可以采用单轴式将六套发电系统结合在一起，每一套系统包括一台燃气轮机、一台排气余热回收锅炉、一台汽轮机和一台发电机。发电厂的布置也可采用多轴式，其中一台发电机和一台燃气轮机结合成为一套，另外有六套结合进去以便从排出的燃气中取得蒸汽并将蒸汽引入汽轮机再带动一台发电机。
联合发电方式是用一台能在短时间内容易开动并停止的燃气轮机和一台小尺寸的简单的汽轮机结合而成。因此，能够立即进行输出控制。联合发电方式是一种能适应变动的需要的中等载荷的热力发电方式。
由于最近技术上的发展，燃气轮机的可靠性已经取得显著的提高。另外，联合发电厂是一种由许多小容量的机械结合而成的系统。这样当一台机械发生故障时，其损害能够被局部所包涵，从而可以提供一种高可靠性的动力来源。
按照本发明制出的燃气轮机叶片具有高抗蠕变程度，因此能够延长叶片的寿命，增加燃气的温度，以致燃气轮机的热效率及包括燃气轮机在内的联合发电厂系统的热效率能够显著地提高。
另外，按照本发明的燃气轮机叶片的制造方法，能够提高叶片制造的产出。

Claims (14)

1．一种由整体铸造形成的用于燃气轮机的叶片，具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，其特征在于：
所说叶片部包括其与所说平台连接的根部为单晶结构，所说平台，所说体干部和所说鸠尾槽是单向凝固的柱晶结构。
2．按照权利要求1的用于燃气轮机的叶片，其特征在于：
所述鳍片是单向凝固的柱晶结构。
3．按照权利要求1和2中任一的用于燃气轮机的叶片，其特征在于：
在叶片内连续地设有一条从所说鸠尾槽到所说叶片部的整体构成的冷却剂通道。
4．用于燃气轮机的叶片9为一整体铸件并具有一个叶片部和一个鸠尾槽，其特征在于：
所说叶片部为单晶结构，而除了包括所说叶片部的单晶结构区域之外的其余部分为单向凝固的柱晶结构，所说叶片是从所说叶片部向所说鸠尾槽的方向开始进行凝固的。
5．按照权利要求4用于燃气轮机的叶片，其特征在于：
所说柱晶结构的晶体取向差的角度范围为2至8度。
6．用于燃气轮机的叶片，为一整体铸件并具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，其特征在于：
所说叶片部为单晶结构；
所说平台，所说体干部和所说鸠尾槽为单向凝固的柱晶结构，其中，柱晶结构中的晶体取向差的角度范围为2至8度。
7．用于燃气轮机的叶片，以重量计主要含有，C最多为0．20％，Cr 5至14％，Al 4至7％，W 2至15％，Ti 0．5至5％，Nb最多为3％，Mo最多为6％，Ta最多为12％，Co最多为10．5％，Hf最多为2％，Re最多为4％，B最多为0．035％，Zr最多为0．035％，Ni为其余的58％或更多，其特征在于：
碳含量及硼、锆含量两者之一或两者同时被安排在A、B、C、D、E五个点所限定的范围内，其中A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．05％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)，D(C=0％，B+Zr=0．035％)及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)，而晶体取向差为2至6度。
8．用于燃气轮机的叶片，以重量计主要含有，C 0．03至0．1％，Cr 5．5至9．0％，Co 8．5至10．5％，W 8至11％，Re 1．0至3．5％，Mo 0．3至1．0％，Ta 3至4％，Al 5至6％，Ti 0．5至1．5％，Hf 0．5至1．0％，B和Zr两者之一或两者一起0．005至0．025％，其余为Ni和不可避免的杂质，其特征在于：
晶体取向差为8度或更少。
9．用于燃气轮机的叶片，为一整体铸件并具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，其特征在于：
所说叶片都包括其与所说平台连接的根部、所说平台和一部分所说体干部为连续的单晶结构，而叶片的其余部分为单向凝固的柱晶结构，在叶片内连续地设有一条从所说鸠尾槽到所说叶片部的整体构成的冷却剂通道，
所说铸件以重量计主要含有，C最多为0．20％，Cr 5至14％，Al 4至7％，W 2至15％，Ti 0．5至5％，Nb最多为3％，Mo最多为6％，Ta最多为12％，Co最多为10．5％，Hf最多为2％，Re最多为4％，B最多为0．035％，Zr最多为0．035％，Ni为其余的58％或更多，其中碳含量及B、Zr含量两者之一或两者同时被安排在A、B、C、D、E五个点所限定的范围内，其中A(C=0．20％，B+Zr=0％)，B(C=0．05％，B+Zr=0％)，C(C=0％，B+Zr=0．01％)，D(C=0％，B+Zr=0．035％)，及E(C=0．1％，B+Zr=0．025％)，所说铸件具有r相沉淀物溶解在r′相基质内的结构，所说r′相的晶体取向差为2至6度。
10．一种装有旋转叶片的燃气轮机，使经过压缩机压缩通过导向叶片的燃气冲击嵌装在涡轮盘上的所说叶片，其中所说叶片具有三级或更多级，其中第一级的叶片各具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，所说叶片部是单晶结构的，其特征在于：所说平台，所说体干部和所说鸠尾槽都是整体铸成的，具有单向凝固的柱晶结构。
11．一种装有旋转叶片的燃气轮机，能使被压缩机压缩通过导向叶片的燃气冲击嵌装在涡轮盘上的所说叶片，其特征在于：
所说燃气的温度为1500℃或更高，所说燃气轮机具有三级或更多级，所说燃气在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更高，所说第一级叶片的总长为200mm或更长，其中：
第一级的每一个叶片都是整体铸成的，所说叶片部为单晶结构，而除了包括叶片部在内的单晶结构区域之外的其余部分都是单向凝固的柱晶结构，发电能力为50000KW或更多。
12．按照权利要求10的燃气轮机，其特征在于：
燃气初始的温度为1500℃或更高，在第一级叶片入口处的温度为1300℃或更高，所说第一级叶片每一片总长为200mm或更长，发电能力为50，000KW或更多，其中，在所说单晶和所说柱晶之间的晶体取向差的角度为8度或更少。
13．一种联合发电厂系统，其总热效率不低于45％，包括一燃气轮机，其发电能力为50，000KW或更多，并由在第一级叶片入口处温度为1，300℃或更高的燃气驱动，一台从所说燃气轮机排出的燃气中获得蒸汽的排气余热回收锅炉，一台由蒸汽驱动的高低压整体式的汽轮机，其发电能力为30，000KW或更多，及一台由所说燃气轮机和汽轮机驱动的发电机，其特征在于：
所说燃气轮机有三或多级叶片，各第一级叶片总长为200mm或更长；第一级的每一个叶片都是整体铸成的并各具有一个叶片部，一个有一平面与所说叶片部连接的平台，一个与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突起的鳍片，和一个与所说体干部连接的鸠尾槽，所说叶片部为单晶结构，所说平台，所说体干部和所说鸠尾槽是单向凝固的柱晶结构。
14．一种用于燃气轮机的叶片的制造方法，所说叶片包括一叶片部，有一与所说叶片部连接的平面的平台，一与所说平台连接的体干部，从所说体干部两侧突出的鳍片，和与所说体干部连接的鸠尾槽，其特征在于：该方法具有下列工步：
将用来成形所说叶片的铸模设定在一块水冷的激冷板上，
在加热炉内加热所说的铸模到预定的温度，在真空中熔化一个铸造原料并将熔化的金属浇注到所说加热过的铸模内，所说铸造原料重量计主要含有，C 0．03至0．1％，Cr 5．5至9．0％，Co8．5至10．5％，W 8至11％，Re 1．0至3．5％，Mo 0．3至1．0％，Ta 3至4％，Al 5至6％，Ti 0．5至1．0％，Hf 0．5至1．0％，B和Zr两者之一或两者一起0．005至0．025％，Ni不少于58％，
从所说加热炉抽出含有所说熔化金属的铸模使它从所说叶片部朝向所说鸠尾槽端部顺次凝固，从而使所说叶片部形成单晶结构，
接下来用比所说叶片部铸模抽出速度更高的速度抽出铸模，从而使所说平台，体干部和鸠尾槽形成单向凝固的柱晶结构。
CN94109526A 1993-08-06 1994-08-05 燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机 Expired - Fee Related CN1061123C (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP195795/1993 1993-08-06
JP195795/93 1993-08-06
JP19579593 1993-08-06

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1123874A CN1123874A (zh) 1996-06-05
CN1061123C true CN1061123C (zh) 2001-01-24

Family

ID=16347105

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN94109526A Expired - Fee Related CN1061123C (zh) 1993-08-06 1994-08-05 燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机

Country Status (4)

Country Link
US (1) US5611670A (zh)
EP (1) EP0637476B1 (zh)
CN (1) CN1061123C (zh)
DE (1) DE69423061T2 (zh)

Families Citing this family (88)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3315800B2 (ja) * 1994-02-22 2002-08-19 株式会社日立製作所 蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン
US5964091A (en) * 1995-07-11 1999-10-12 Hitachi, Ltd. Gas turbine combustor and gas turbine
US5778960A (en) * 1995-10-02 1998-07-14 General Electric Company Method for providing an extension on an end of an article
DE69701900T2 (de) * 1996-02-09 2000-12-07 Hitachi Ltd Hochfeste Superlegierung auf Nickelbasis für gerichtet erstarrte Giesteilen
US5673745A (en) * 1996-06-27 1997-10-07 General Electric Company Method for forming an article extension by melting of an alloy preform in a ceramic mold
US5673744A (en) * 1996-06-27 1997-10-07 General Electric Company Method for forming an article extension by melting of a mandrel in a ceramic mold
US5676191A (en) * 1996-06-27 1997-10-14 General Electric Company Solidification of an article extension from a melt using an integral mandrel and ceramic mold
US5743322A (en) * 1996-06-27 1998-04-28 General Electric Company Method for forming an article extension by casting using a ceramic mold
US6103993A (en) * 1996-07-10 2000-08-15 Mtu Motoren-Und Turbinen-Union Munchen Gmbh Hollow rotor blade of columnar structure having a single crystal column in which a series of holes are laser drilled
EP0894558A1 (de) * 1997-07-29 1999-02-03 Siemens Aktiengesellschaft Turbinenschaufel sowie Verfahren zur Herstellung einer Turbinenschaufel
CN1278200A (zh) 1997-10-27 2000-12-27 西门子西屋动力公司 铸造超级合金的接合方法
US6325871B1 (en) 1997-10-27 2001-12-04 Siemens Westinghouse Power Corporation Method of bonding cast superalloys
WO1999031365A1 (fr) * 1997-12-15 1999-06-24 Hitachi, Ltd. Turbine a gaz utilisee pour produire de l'energie et systeme mixte de production d'energie
US6217286B1 (en) 1998-06-26 2001-04-17 General Electric Company Unidirectionally solidified cast article and method of making
FR2780982B1 (fr) * 1998-07-07 2000-09-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel a haut solvus
DE69933132T3 (de) * 1998-11-05 2012-09-06 Rolls-Royce Corp. Einkristall-leitschaufel und verfahren zu deren herstellung
US6800148B2 (en) 1998-11-05 2004-10-05 Rolls-Royce Corporation Single crystal vane segment and method of manufacture
US6444057B1 (en) * 1999-05-26 2002-09-03 General Electric Company Compositions and single-crystal articles of hafnium-modified and/or zirconium-modified nickel-base superalloys
EP1204776B1 (de) * 1999-07-29 2004-06-02 Siemens Aktiengesellschaft Hochtemperaturbeständiges bauteil und verfahren zur herstellung des hochtemperaturbeständigen bauteils
EP1076119A1 (en) * 1999-08-11 2001-02-14 ABB Alstom Power (Schweiz) AG Apparatus and method for manufacture a directionally solidified columnar grained article
US6574966B2 (en) 2000-06-08 2003-06-10 Hitachi, Ltd. Gas turbine for power generation
US6588484B1 (en) 2000-06-20 2003-07-08 Howmet Research Corporation Ceramic casting cores with controlled surface texture
US7011721B2 (en) * 2001-03-01 2006-03-14 Cannon-Muskegon Corporation Superalloy for single crystal turbine vanes
US20020164263A1 (en) * 2001-03-01 2002-11-07 Kenneth Harris Superalloy for single crystal turbine vanes
US6719853B2 (en) 2001-04-27 2004-04-13 Siemens Aktiengesellschaft Method for restoring the microstructure of a textured article and for refurbishing a gas turbine blade or vane
US7575038B2 (en) 2001-06-11 2009-08-18 Howmet Research Corporation Single crystal seed
EP1284390A1 (de) 2001-06-27 2003-02-19 Siemens Aktiengesellschaft Hitzeschildanordnung für eine Heissgas führende Komponente, insbesondere für Strukturteile von Gasturbinen
DE50112339D1 (de) * 2001-12-13 2007-05-24 Siemens Ag Hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einkristalliner oder polykristalliner Nickel-Basis-Superlegierung
US20030111138A1 (en) * 2001-12-18 2003-06-19 Cetel Alan D. High strength hot corrosion and oxidation resistant, directionally solidified nickel base superalloy and articles
US20040042927A1 (en) * 2002-08-27 2004-03-04 O'hara Kevin Swayne Reduced-tantalum superalloy composition of matter and article made therefrom, and method for selecting a reduced-tantalum superalloy
US6905559B2 (en) * 2002-12-06 2005-06-14 General Electric Company Nickel-base superalloy composition and its use in single-crystal articles
JP3753143B2 (ja) * 2003-03-24 2006-03-08 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびそれを材料とするタービンホイール
US20050000603A1 (en) * 2003-06-25 2005-01-06 John Corrigan Nickel base superalloy and single crystal castings
US7201212B2 (en) * 2003-08-28 2007-04-10 United Technologies Corporation Investment casting
EP1536026A1 (de) * 2003-11-27 2005-06-01 Siemens Aktiengesellschaft Hochtemperaturbeständiges Bauteil
US20080008618A1 (en) * 2003-12-26 2008-01-10 Kawasaki Jukogyo Kabushiki Kaisha Ni-Base Superalloy and Gas Turbine Component Using the Same
CN1317095C (zh) * 2004-02-25 2007-05-23 中国科学院金属研究所 单晶与定向柱晶复合结晶叶片及其制造方法
US7338259B2 (en) * 2004-03-02 2008-03-04 United Technologies Corporation High modulus metallic component for high vibratory operation
EP1595968A1 (de) * 2004-04-30 2005-11-16 Siemens Aktiengesellschaft Wärmebehandlungsverfahren für einkristalline oder direktional verfestigte Bauteile
EP1645538A1 (de) 2004-10-05 2006-04-12 Siemens Aktiengesellschaft Materialzusammensetzung für die Herstellung einer Beschichtung für ein Bauteil aus einem metallischen Basismaterial und beschichtetes metallisches Bauteil
US7708525B2 (en) * 2005-02-17 2010-05-04 United Technologies Corporation Industrial gas turbine blade assembly
US20080240926A1 (en) * 2005-03-28 2008-10-02 Toshiharu Kobayashi Cobalt-Free Ni-Base Superalloy
US8273117B2 (en) * 2005-06-22 2012-09-25 Integran Technologies Inc. Low texture, quasi-isotropic metallic stent
US20070122266A1 (en) * 2005-10-14 2007-05-31 General Electric Company Assembly for controlling thermal stresses in ceramic matrix composite articles
EP1914327A1 (en) * 2006-10-17 2008-04-23 Siemens Aktiengesellschaft Nickel-base superalloy
US7762309B2 (en) 2007-09-24 2010-07-27 Siemens Energy, Inc. Integral single crystal/columnar grained component and method of casting the same
EP2279817B1 (de) * 2008-05-09 2012-07-25 Siemens Aktiengesellschaft Gerichtet erstarrtes längliches Bauteil mit verschieden breiten Längskörnern
US20100071812A1 (en) * 2008-09-25 2010-03-25 General Electric Company Unidirectionally-solidification process and castings formed thereby
US8079400B2 (en) * 2008-10-02 2011-12-20 United Technologies Corporation Process for casting columnar grain airfoil with preferential primary orientation
EP2210688A1 (de) * 2009-01-21 2010-07-28 Siemens Aktiengesellschaft Bauteil mit unterschiedlichem Gefüge und Verfahren zur Herstellung
US8434543B2 (en) 2009-07-09 2013-05-07 Honeywell International Inc. Method of making turbine stator airfoils with individual orientations
US20110076180A1 (en) * 2009-09-30 2011-03-31 General Electric Company Nickel-Based Superalloys and Articles
US8511991B2 (en) * 2009-12-07 2013-08-20 General Electric Company Composite turbine blade and method of manufacture thereof
JP5522802B2 (ja) * 2011-05-23 2014-06-18 株式会社日立製作所 タービンロータ等の大型溶接構造物の異材溶接部材及びタービンロータ
DE102011113157A1 (de) * 2011-06-22 2012-12-27 Doncasters Precision Castings-Bochum Gmbh Verfahren und Vorrichtung zur Behandlung eines gerichtet erstarrten oder einkristallinen Gussteils
US9249675B2 (en) 2011-08-30 2016-02-02 General Electric Company Pin-fin array
US9297277B2 (en) 2011-09-30 2016-03-29 General Electric Company Power plant
EP2597167B1 (de) * 2011-11-24 2014-04-23 Siemens Aktiengesellschaft DS-Superlegierung und Bauteil
CN102653832B (zh) * 2012-04-19 2014-04-09 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种新型定向镍基高温合金
JP6016016B2 (ja) 2012-08-09 2016-10-26 国立研究開発法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基単結晶超合金
JP2014047371A (ja) * 2012-08-30 2014-03-17 Hitachi Ltd Ｎｉ基合金と、それを用いたガスタービン動翼兼ガスタービン
US10082032B2 (en) 2012-11-06 2018-09-25 Howmet Corporation Casting method, apparatus, and product
DE102012222745A1 (de) * 2012-12-11 2014-06-12 MTU Aero Engines AG Einkristalline Turbinenschaufel aus Titanaluminid
WO2015017111A1 (en) * 2013-07-31 2015-02-05 United Technologies Corporation Castings and manufacture methods
CN105296832B (zh) * 2014-06-05 2017-08-25 中国航发商用航空发动机有限责任公司 一种高强铌硅单晶合金
US20160184888A1 (en) * 2014-09-05 2016-06-30 General Electric Company Nickel based superalloy article and method for forming an article
JP6682762B2 (ja) 2015-02-03 2020-04-15 株式会社Ihi Ｎｉ合金鋳造品の製造方法
CN104858399B (zh) * 2015-04-17 2016-04-20 北京航空航天大学 一种由两种合金复合成的功能梯度单晶叶片材料及其制备方法和实现设备
ITUB20154905A1 (it) * 2015-10-20 2017-04-20 Nuovo Pignone Tecnologie Srl Metodo di produzione di pale di turbina
US9855599B2 (en) 2015-11-15 2018-01-02 General Electric Company Casting methods and articles
CN106435281B (zh) * 2016-11-11 2018-10-30 太原钢铁(集团)有限公司 高持久强度镍基合金及其制备方法
US10533240B2 (en) 2016-12-23 2020-01-14 Caterpillar Inc. High temperature alloy for casting engine valves
WO2018148110A1 (en) * 2017-02-08 2018-08-16 Borgwarner Inc. New alloys for turbocharger components
JP6842316B2 (ja) * 2017-02-17 2021-03-17 日本製鋼所Ｍ＆Ｅ株式会社 Ｎｉ基合金、ガスタービン材およびクリープ特性に優れたＮｉ基合金の製造方法
US20200102628A1 (en) * 2017-03-31 2020-04-02 Siemens Aktiengesellschaft High-temperature nickel-based alloys
US11123791B2 (en) 2017-10-16 2021-09-21 General Electric Company Method for casting a mold
US11123790B2 (en) 2017-10-16 2021-09-21 General Electric Company Apparatus for casting a mold
FR3073526B1 (fr) * 2017-11-14 2022-04-29 Safran Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
EP3575424A1 (en) * 2018-06-01 2019-12-04 Siemens Aktiengesellschaft Improvements relating to superalloy components
CN109554581A (zh) * 2018-06-26 2019-04-02 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN109554580B (zh) * 2018-06-26 2020-10-16 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN110640151A (zh) * 2018-06-26 2020-01-03 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与一种制造物品
CN110640152A (zh) * 2018-06-26 2020-01-03 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与一种制造物品
CN109554583A (zh) * 2018-08-28 2019-04-02 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN109554582A (zh) * 2018-08-28 2019-04-02 中南大学 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN111590056B (zh) * 2020-05-22 2022-05-10 东方电气集团东方汽轮机有限公司 一种高温合金定向凝固的浇注结构和浇注方法
US11739398B2 (en) * 2021-02-11 2023-08-29 General Electric Company Nickel-based superalloy
EP4212639A1 (en) * 2022-01-18 2023-07-19 Garrett Transportation I Inc. Nickel-based alloy and turbine wheel incorportating same

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0059550A2 (en) * 1981-02-27 1982-09-08 PCC Airfoils, Inc. Method of casting
CN1005096B (zh) * 1985-08-27 1989-09-06 西屋电气公司 具有部分单晶体的燃气透平叶片的制造方法
GB2234521A (en) * 1986-03-27 1991-02-06 Gen Electric Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries
CN1060890A (zh) * 1990-09-14 1992-05-06 株式会社日立制作所 燃气涡轮、其叶片及其叶片的制造方法
CN1062399A (zh) * 1990-12-14 1992-07-01 通用电气公司 镍基超级合金及其单晶工业燃气轮机热级元件

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3844728A (en) * 1968-03-20 1974-10-29 United Aircraft Corp Gas contacting element leading edge and trailing edge insert
US3568757A (en) * 1968-07-22 1971-03-09 United Aircraft Corp Mold for producing single crystals
JPS514186A (en) * 1974-12-20 1976-01-14 Nippon Soda Co 2*33 jihidoro 4hh1*33 benzookisajinkeikagobutsuno seizohoho
US4033792A (en) * 1974-12-23 1977-07-05 United Technologies Corporation Composite single crystal article
US4184900A (en) * 1975-05-14 1980-01-22 United Technologies Corporation Control of microstructure in cast eutectic articles
FR2374427A1 (fr) * 1976-12-16 1978-07-13 Gen Electric Alliage a base de nickel perfectionne et piece coulee obtenue a partir de cet alliage
US4190094A (en) * 1978-10-25 1980-02-26 United Technologies Corporation Rate controlled directional solidification method
EP0045563B1 (en) * 1980-07-25 1984-12-05 The Secretary of State for Defence in Her Britannic Majesty's Government of the United Kingdom of Great Britain and Nickel-base alloy for single crystal casting
US4609029A (en) * 1981-02-27 1986-09-02 Trw Inc. Method of reducing casting time
US4540038A (en) * 1984-06-05 1985-09-10 Westinghouse Electric Corp. Method for production of combustion turbine blade having a hybrid structure
US4637448A (en) * 1984-08-27 1987-01-20 Westinghouse Electric Corp. Method for production of combustion turbine blade having a single crystal portion
US5069873A (en) * 1989-08-14 1991-12-03 Cannon-Muskegon Corporation Low carbon directional solidification alloy

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0059550A2 (en) * 1981-02-27 1982-09-08 PCC Airfoils, Inc. Method of casting
CN1005096B (zh) * 1985-08-27 1989-09-06 西屋电气公司 具有部分单晶体的燃气透平叶片的制造方法
GB2234521A (en) * 1986-03-27 1991-02-06 Gen Electric Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries
CN1060890A (zh) * 1990-09-14 1992-05-06 株式会社日立制作所 燃气涡轮、其叶片及其叶片的制造方法
CN1062399A (zh) * 1990-12-14 1992-07-01 通用电气公司 镍基超级合金及其单晶工业燃气轮机热级元件

Also Published As

Publication number Publication date
EP0637476B1 (en) 2000-02-23
DE69423061T2 (de) 2000-10-12
CN1123874A (zh) 1996-06-05
DE69423061D1 (de) 2000-03-30
US5611670A (en) 1997-03-18
EP0637476A1 (en) 1995-02-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1061123C (zh) 燃气轮机的叶片,其制造方法及装有该种叶片的燃气轮机
US11511336B2 (en) Hybrid turbine blade for improved engine performance or architecture
EP0560296B1 (en) Highly hot corrosion resistant and high-strength superalloy, highly hot corrosion resistant and high-strength casting having single crystal structure, gas turbine and combined cycle power generation system
KR100622719B1 (ko) 초합금 주조 제품, 방향성 응고 단결정 초합금 제품, 가스 터빈, 터빈 블레이드, 노즐, 버킷, 베인 및 에어포일과, 방향성 응고 주상 단결정 제품, 다결정 제품 및 그 제조 방법
JP3164972B2 (ja) ガスタービン用動翼及びその製造法とそれを用いたガスタービン
US6673308B2 (en) Nickel-base single-crystal superalloys, method of manufacturing same and gas turbine high temperature parts made thereof
US7762309B2 (en) Integral single crystal/columnar grained component and method of casting the same
JP2729531B2 (ja) ガスタービンブレード及びその製造方法並びにガスタービン
EP2471965A1 (en) Ni-based superalloy, and turbine rotor and stator blades for gas turbine using the same
US6755921B2 (en) Nickel-based single crystal alloy and a method of manufacturing the same
JPH0639885B2 (ja) ガスタービン用シュラウド及びガスタービン
JPH09170402A (ja) ガスタービン用ノズル及びその製造法とそれを用いたガスタービン
CN1886525A (zh) 耐高温部件
JP3559670B2 (ja) 方向性凝固用高強度Ｎｉ基超合金
JP5063550B2 (ja) ニッケル基合金及びそれを用いたガスタービン翼
EP2381000A1 (en) Ni-based single crystal superalloy
JP2843476B2 (ja) 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム
US6383448B1 (en) Nickel-based superalloy
JP3679973B2 (ja) 単結晶Ｎｉ基耐熱合金およびタービン翼およびガスタービン
JPH0828297A (ja) 高温ガスタービン及び複合発電プラント
US8241560B2 (en) Nickel base superalloy and single crystal castings
JPH09317402A (ja) ガスタービン用単結晶静翼、静翼セグメント及びその製造方法
JP4223627B2 (ja) ニッケル基単結晶耐熱超合金、その製造方法及びニッケル基単結晶耐熱超合金を用いたタービン翼
JPH0770679A (ja) 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム
RU2803779C1 (ru) Литейный коррозионно-стойкий поликристаллический жаропрочный сплав на основе никеля

Legal Events

Date Code Title Description
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C06 Publication
PB01 Publication
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C17 Cessation of patent right
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20010124

Termination date: 20100805