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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Hochtemperaturelement für die Verwendung
in einer Gasturbine. Das Element gemäß der vorliegenden Erfindung
ist zur Anbringung an einer Dichtplatte zum Abdichten eines Spalts
zwischen einem Übergangsstückrahmen
(Bilderrahmen) in einer Brennkammer und Vorstufenleitschaufeln einer
Turbine oder einer Dichtplatte zum Abdichten eines Spalts zwischen Übergangsstückrahmen
in der Gasturbine mit mehreren Brennkammern geeignet.
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In
der in Betrieb befindlichen Gasturbine wird eine Schwingung infolge
der Hochgeschwindigkeitsrotation ihres Rotors, der Erzeugung von
Verbrennungsgas, von Strömungen
komprimierter Kühlluft
etc. bewirkt. Diese Schwingungsbewegung kann manchmal Verschleiß und Schäden an Abschnitten
von Hochtemperaturelementen, aus denen die Gasturbine besteht, verursachen,
wo die Abschnitte mit anderen Elementen durch Montage oder dergleichen
in Berührung
sind. Da es notwendig ist, ein Verschleißfestes Material für das Element
zu verwenden, das abgenutzt und beschädigt werden könnte, wurde
ein Material verwendet, das durch Dispergieren harter Partikel,
wie Karbid- oder Boridpartikel, in einer beliebigen einer kobalt-basierten Legierung,
einer eisen-basierten Legierung oder einer nickel-basierten Legierung
hergestellt wird. Hierzu ist eine Technik unter Verwendung einer
kobalt-basierten Legierung für
Gasturbinen elemente in der japanischen Patentlegungsschrift Nr.
6-240394 (
JP 6-240394 A )
offenbart.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Die
herkömmlichen
Hochtemperatur-Verschleißfesten
Materialien weisen eine schlechte Duktilität auf, weil sie eine große Anzahl
harter Partikel enthalten. Folglich tritt das Problem auf, dass
sie sich kaum durch maschinelle Bearbeitung in eine komplexe Form
bringen oder durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu einem
Blech formen lassen und demgemäß Einschränkungen
bezüglich
der Form der Elemente, zu denen sie verarbeitet werden, und des
Herstellungsprozesses, durch den sie zu Elementen verarbeitet werden, unterliegen.
Obwohl das Element, das eine komplexe Form aufweist, durch Verringerung
der Menge an harten Partikeln, die in dem Verschleißfesten
Material enthalten sind, hergestellt werden kann, ist eine solche
Legierung zwangsläufig
mangelhaft in ihrer Verschleißfestigkeit.
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US 5 002 731 offenbart eine
kobalt-basierte Legierung, die eine wertvolle Kombination aus Korrosions- sowie
Verschleißfestigkeitseigenschaften
aufweist. Die Legierung enthält üblicherweise,
in Gewichtsprozent, 25,5 Chrom, 8,5 Nickel, 3,0 Eisen, 5 Molybdän, 2 Wolfram,
0,40 Silicium, 0,75 Mangan, 0,06 Kohlenstoff, 0,08 Stickstoff und
Kobalt als Restbestandteil sowie normale Verunreinigungen, die man üblicherweise
in Legierungen dieser Klasse findet. Die Legierung kann auch Kupfer
und bestimmte "Karbidbildner" (d.h. Niob, Tantal, Titan,
Vanadium und dergleichen) enthalten, um überschüssigen Kohlenstoff und/oder
Stickstoff, der vorhanden sein kann, zu binden.
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Aufgabe
der vorliegenden Erfindung ist es, eine kobalt-basierte Legierung
bereitzustellen, so dass eine ausreichende Verschleißfestigkeit
erhalten werden kann, obwohl der Gehalt an harten Partikeln verringert ist.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten herkömmliche
Verschleißfeste
kobalt-basierte Legierungen und stellten hart, dass die Verschleißfestigkeit
von den Eigenschaften der kobalt-basierten Legierungsmatrix sowie
der harten Partikel abhängt.
Das heißt,
wenn eine kobalt-basierte Legierung durch Gleiten auf einem anderen
Element bei hohen Temperaturen abgenutzt wird, unterliegt sie einer
erheblichen Verfestigung ihrer verformten Gleitfläche. Sobald
die harte, arbeitsverformte Schicht in der Matrix unter der Gleitfläche durch
diese Gleitbewegung gebildet worden ist, verhindert diese harte
Schicht von da an eine weitere Verformung und einen weiteren Abrieb
des Materials. Die mit der Verfestigung einhergehende arbeitsgeformte Schicht
liegt in der Kristallphasentransformation von der hexagonalen Struktur
(Niedertemperaturphase bei 421°C)
zur flächenzentrierten
kubischen Struktur (Hochtemperaturphase). Somit können durch
Bildung der arbeitsverformten Schicht in der Matrix der kobalt-basierten
Legierung, wenn ein Element durch Gleiten auf einem anderen Element
abgenutzt wird, die Verschleißfestigkeit
und Duktilität
der Legierung verbessert werden, selbst wenn der Gehalt an harten
Partikeln verringert ist.
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Es
wurde auch festgestellt, dass durch Zugabe eines Elements wie Chrom,
Molybdän,
Niob, Wolfram, Tantal, Rhenium, Silicium oder Germanium (im Folgenden
als "Gruppe 1" bezeichnet) zu der
kobalt-basierten Legierung
die harte, arbeitsverformte Schicht leicht in der Matrix gebildet
wird, wenn die Verfestigung stattfindet. Andererseits wurde auch
festgestellt, dass die Inkorporation mit einem Element wie Nickel,
Mangan, Eisen oder Kohlenstoff (im Folgenden als "Gruppe 2" bezeichnet) die
Verfestigungseigenschaften schwächt
und die Bildung der arbeitsverformten Schicht erschwert.
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Auf
der Grundlage des oben beschriebenen Wissens stellen die Erfinder
der vorliegenden Erfindung eine kobalt-basierte Legierung gemäß Anspruch
1 zur Verfügung.
Zusätzlich
ist es bei der kobalt-basierten Legierung notwendig, dass der Gesamtgehalt
der oben beschriebenen vier Arten von Refraktärmetallen so eingestellt wird,
dass 10 Atom-% der gesamten Legierung ausschließlich Kohlenstoff nicht überschritten
werden und dass der Gehalt an Nickel so eingestellt wird, dass er
0,2 bis 5 Gew.-% beträgt.
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Die
kobalt-basierte Legierung kann weiterhin Molybdän in einem Bereich von 0,5
bis 12 Gew.-% enthalten. Hier steigt die Anzahl der Refraktärmetallarten
auf fünf
an, indem Molybdän
zu den oben beschriebenen vier Arten von Refraktärmetallen hinzugefügt wird.
In diesem Fall, da des Weiteren Molybdän enthalten ist, wird der Gesamtgehalt
der fünf
Refraktärmetalle
bevorzugt so eingestellt, dass 10 Atom-% der gesamten Legierung
ausschließlich
Kohlenstoff nicht überschritten
werden.
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Des
Weiteren kann die kobalt-basierte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
Germanium im Bereich von 0,1–4
Gew.-% enthalten.
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Die
kobalt-basierten Legierungen gemäß der vorliegenden
Erfindung sind hervorragend in ihrer Duktilität, weil sie eine sehr geringe
Menge an Kohlenstoff enthalten, um die Bildung von Karbidpartikeln
zu unterdrücken.
Im Ergebnis können
sie leicht durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu einem
Blech oder einem komplex geformten Element geformt werden.
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In
dem Fall, in dem eine vorgehärtete
Schicht durch Kugelstrahlen auf einer Oberfläche eines aus der oben beschriebenen
kobalt-basierten Legierung bestehenden Gasturbinenelements ausgebildet
wird, insbesondere auf einer Oberfläche, die auf einem anderen
Element gleitet, hat es sich erwiesen, dass die Verschleißfestigkeitseigenschaften
in großen
Schritten verbessert werden.
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Trotz
der Tatsache, dass reines Kobalt eine Phasentransformation von einer
hexagonalen Struktur (Niedertemperaturphase) zu einer flächenzentrierten
kubischen Struktur (Hochtemperaturphase) bei 421°C wie oben beschrieben durchläuft, nimmt
die Matrix der meisten kobalt-basierten Legierungen in der Praxis
bei Raumtemperatur die flächenzentrierte
kubische Struktur an, weil das Legieren die Phasentransformation
zur hexagonalen Struktur verhindert.
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Metall
unter Belastung unterliegt zwar generell einer Gleitverformung aufgrund
der Versetzung von Gitterstörstellen,
aber Metall mit flächenzentrierter
Struktur erfährt
eine größere Versetzung
und somit eine engere Quergleitung, die zur Verfestigung führt. Wenn
sich die Versetzung in dem flächenzentrierten
Metall ausbreitet, hat das resultierende Teil eine Atomanordnung,
die mit derjenigen der hexagonalen Struktur identisch ist. Daher
erleichtert die Eigenschaft, dass eine kobalt-basierte Legierung
bei niedrigen Temperaturen zur hexagonalen Struktur wechselt, die
Ausbreitung von Versetzungen und verringert die Quergleitung, wodurch
die Verfestigung gefördert
wird. Bei dem Hochtemperaturelement gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt sich eine hervorragende Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit
durch Optimierung der Legierungszusammensetzung, um die Verfestigungseigenschaft
effektiv einzusetzen, die die kobalt-basierte Legierung von sich
aus besitzt.
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Bei
einer Oberfläche
eines Hochtemperaturelements gemäß der vorliegenden
Erfindung, wobei die Oberfläche
auf einem anderen Element gleitet, wird eine lokale Verformung in
der Oberfläche
des Elements während
der anfänglichen
Gleitperiode verursacht, und eine hohe Druckspannung aufgrund der
Verfestigung sammelt sich an. Der größte Teil der Restspannung aufgrund
der Verfestigung sammelt sich in einem Bereich von der Oberfläche des
Elements bis in eine Tiefe von 200 μm an. Andererseits erfolgt bei
dem Hochtemperaturelement gemäß der vorliegenden
Erfindung gewöhnlich
nach der maschinellen Bearbeitung und dem Formen zur eigentlichen
Produktform ein Nachlassen der Arbeitsspannung aufgrund der Wärmebehandlung,
aber zu diesem Zeitpunkt liegt keine Restspannung in der Oberfläche des
Elements in seinem unbenutzten Zustand vor. Damit das Hochtemperaturelement
gemäß der vorliegenden
Erfindung Widerstand gegenüber
Verschleiß und
Beschädigungen
leistet, ist es daher notwendig, eine Druckspannung sich ansammeln
zu lassen, die durch einen bestimmten Grad der Verformung ausgelöst wird.
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Die
Größenordnung
der in der Verfestigungsschicht in der Oberfläche des Gleitabschnitts angesammelten
Druckspannung ist von Punkt zu Punkt leicht unterschiedlich, abhängig von
Unterschieden in der Mikrostruktur der Legierung, insbesondere von
der Größe des Kristallkorns
und der Ausrichtung des Kristallkorns. Im Ergebnis entstehen lokale
Dellen und Mikrorisse in einem Teil des Gleitabschnitts, und Verschleiß und Abrieb
werden manchmal ausgehend von den Dellen und Rissen beschleunigt.
Als Verfahren zur Vermeidung der lokalen Verschlechterung der verfestigten
Schicht ist es wirksam, eine vorgehärtete Schicht durch Durchführung einer
Kugelstrahlenbehandlung der Oberfläche des Elements vor der Benutzung
zu bilden. In dem Fall, dass die Oberfläche vorgehärtet wird, sammelt sich eine
starke Druckspannung an, um die Oberfläche des Gleitabschnitts glatter
zu machen, selbst wenn die Verformung während der Anfangsperiode des
Gleitens gering ist. Im Ergebnis wird der lokale Verschleiß der verfestigten
Schicht verhindert und dementsprechend die Verschleißfestigkeitseigenschaft
des Hochtemperaturelements verbessert.
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Damit
eine bessere Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit durch die Verfestigungseigenschaft
und die Bildung der vorgehärteten
Schicht ausgeübt
wird, ist die chemische Zusammensetzung der Legierung wichtig. Die
Wirkung jedes Elements in der kobalt-basierten Legie rung gemäß der vorliegenden
Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Im Übrigen ist in der vorliegenden
Beschreibung die Menge des zugegebenen Elements in Gewichtsprozent
ausgedrückt,
wenn nicht anders angegeben.
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Chrom
verbessert die Verschleißfestigkeit
aufgrund von Verfestigung und verbessert die Oxidationsbeständigkeit
durch Bildung eines stabilen Chromoxidschutzfilms auf der Legierungsoberfläche unter
Atmosphäre
bei hohen Temperaturen. Um diese Wirkungen herbeizuführen, ist
es notwendig, dass die Menge an Chrom mindestens 15% beträgt. Eine Überschussmenge
von mehr als 35% ist jedoch nicht wünschenswert, da sie eine schädliche Phase
beschleunigt, die die Legierung spröde macht. Eine besser geeignete
Chrommenge liegt im Bereich von 18 bis 30%.
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Die
Zugabe der Refraktärmetallelemente
Wolfram, Niob, Tantal und Rhenium verbessert die Verschleißfestigkeit
durch Förderung
der Verfestigung und erhöht
die Hochtemperaturbeständigkeit
durch Mischkristallverfestigung. Diese vier Arten von Elementen
können
einzeln oder in Kombination miteinander zugegeben werden. In dem
Fall, dass eine oder mehrere Arten dieser Elemente zugegeben werden,
ist es jedoch bevorzugt, dass die Gesamtmenge der vier Elemente
10 Atom-% der gesamten Legierungselemente ausschließlich Kohlenstoff
nicht überschreitet,
weil schädliche
Verbindungen gebildet werden, die die Legierung spröde machen.
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In
dem Fall, dass Wolfram allein zugegeben wird, ist es bevorzugt,
dass der Gehalt an Wolfram 20% nicht überschreitet, da eine schädliche Phase
erzeugt wird, wenn der Gehalt 20% überschreitet. Des Weiteren ist
es in dem Fall, dass allein Wolfram unter den fünf Arten von Refraktärmetallelementen,
einschließlich
Molybdän,
zugegeben wird, bevorzugt, dass der Gehalt an Wolfram 2% überschreitet,
um die Wirkung der Zugabe von Wolfram auszuüben. Ein bevorzugter Wolframgehalt
liegt in einem Bereich von 3 bis 18%. In dem Fall, dass Wolfram
zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelement, bestehend aus
Niob, Tantal und Rhenium, zugegeben wird, kann die Untergrenze des
Wolframgehalts bei 1% liegen.
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In
dem Fall, dass Niob allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung
gering, wenn es in einer Menge von 1% oder weniger zugegeben wird,
und eine schädliche
Phase wird gebildet, die die Legierung spröde macht, wenn es in einer
Menge zugegeben wird, die 8% überschreitet.
Daher liegt eine bevorzugte Menge an Niob im Bereich von 0,5 bis
8%. Eine stärker
bevorzugte Menge an Niob liegt in einem Bereich von 1 bis 6%. In
dem Fall, dass Niob zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelementen,
bestehend aus Wolfram, Tantal und Rhenium, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter
Gehalt an Niob 0,3% oder mehr.
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In
dem Fall, dass Tantal allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung
gering, wenn es in einer Menge von 1% oder weniger zugegeben wird,
und eine schädliche
Phase wird gebildet, die die Legierung spröde macht, wenn es in einer
Menge zugegeben wird, die 10% überschreitet.
Daher liegt eine bevorzugte Menge an Tantal in einem Bereich von
1 bis 10%. Eine stärker
bevorzugte Menge an Tantal liegt in einem Bereich von 2 bis 8%.
In dem Fall, dass Tantal zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelementen,
bestehend aus Wolfram, Niob und Rhenium, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter
Gehalt an Tantal 0,3% oder mehr.
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In
dem Fall, dass Rhenium allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung
gering, wenn es in einer Menge von 0,3% oder weniger zugegeben wird,
und die Materialkosten steigen, wenn es in einer Menge zugegeben
wird, die 10% überschreitet.
Daher liegt eine bevorzugte Menge an Rhenium in einem Bereich von 0,5
bis 7%. In dem Fall, dass Rhenium zusammen mit mindestens einer
Art von Refraktärmetallelementen,
bestehend aus Wolfram, Niob und Tantal, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter
Gehalt an Rhenium 0,3% oder mehr.
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Die
wahlweise Zugabe von Molybdän
verbessert die Verschleißfestigkeit
durch Förderung
der Verfestigung und erhöht
die Hochtemperaturbeständigkeit
durch Mischkristallverfestigung. Die gewünschte Wirkung ist gering,
wenn Molybdän
in einer Menge von 0,5% oder weniger zugegeben wird, und eine schädliche Phase wird
gebildet, die die Legierung spröde
macht, wenn Molybdän
in einer Menge zugegeben wird, die 12% überschreitet. Daher liegt eine
bevorzugte Menge an Molybdän
in einem Bereich von 0,5 bis 12%. Des Weiteren werden, wenn die
Gesamtmenge der fünf
Arten von Refraktärmetallen,
einschließlich
Molybdän,
10 Atom-% der gesamten Legierungselemente ausschließlich Kohlenstoff überschreitet,
schädliche
Verbindungen gebildet, die die Legierung spröde machen. Daher ist es be vorzugt,
dass die Gesamtmenge der zugegebenen Refraktärmetallelemente 10 Atom-% nicht überschreitet.
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Die
Zugabe von Silicium trägt
zur Verbesserung der Verfestigung durch Verringerung der Stapelfehlerenergie
und gleichzeitig zur Verbesserung der Produktivität durch
Senkung des Schmelzpunktes des resultierenden Materials bei. Die
gewünschte
Wirkung ist gering, wenn Silicium in einer Menge von 0,02% oder
weniger zugegeben wird, und die Duktilität des resultierenden Materials
wird verringert, wenn Silicium in einer Menge zugegeben wird, die
1,5% überschreitet.
Daher liegt eine bevorzugte Menge an Silicium in einem Bereich von
0,02 bis 1,5%. Eine stärker
bevorzugte Menge an Silicium liegt in einem Bereich von 0,1 bis
1,2%.
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Ähnlich wie
bei Silicium trägt
die wahlweise Zugabe von Germanium zur Verbesserung der Verfestigung
und zur Verbesserung der Produktivität durch Senkung des Schmelzpunktes
des resultierenden Materials bei. Die gewünschte Wirkung ist gering,
wenn Germanium in einer Menge von 0,1% oder weniger zugegeben wird,
und die Festigkeit des resultierenden Materials wird stark verringert,
wenn Germanium in einer Menge zugegeben wird, die 4% überschreitet.
Daher liegt eine bevorzugte Menge an Germanium in einem Bereich von
0,1 bis 4%. Eine stärker
bevorzugte Menge an Germanium liegt in einem Bereich von 0,2 bis
2,5%.
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Die
Zugabe von Nickel, Mangan und Eisen unterdrückt die Verfestigung der Matrix
der kobalt-basierten Legierung, was die Verschleißfestigkeit
der Legierung verringert. Wenn der Gesamtgehalt dieser drei Elemente
9 Gew.-% überschreitet,
wird die Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit
stark verringert. Daher sollte vermieden werden, dass der Gehalt
dieser drei Elemente diesen Wert überschreitet. Andererseits
wird, wenn die Gesamtmenge dieser drei Elemente 1% oder weniger
beträgt,
die Duktilität
der resultierenden Legierung stark verringert. Daher sollte die
Gesamtmenge dieser drei Elemente in einem Bereich von 1 bis 9% liegen.
Es ist bevorzugt, dass die Gesamtmenge dieser drei Elemente in einem
Bereich von 2 bis 7% liegt.
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Nickel
verbessert die Duktilität
sowie die Hochtemperaturbeständigkeit.
Ein Nickelgehalt, der 5% überschreitet,
verringert jedoch die Verschleißfestigkeit
der Legierung. Die Menge an Nickel liegt in einem Bereich von 0,2
bis 5%, und bevorzugt in einem Bereich von 0,5 bis 4%.
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Mangan
und Eisen verbessern die Duktilität der Legierung. Die Verschleißfestigkeit
verschlechtert sich jedoch, wenn der Gehalt der Metallelemente jeweils
5% überschreitet.
Daher beträgt
der Gehalt jeweils vorzugsweise 5% oder weniger. Andererseits erzeugen
sie kaum die gewünschte
Wirkung, wenn der Gehalt der Metallelemente jeweils 0,2% oder weniger
beträgt.
Der bevorzugte Gehalt an Mangan und Eisen liegt jeweils im Bereich
von 0,5 bis 4%.
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Die
Zugabe einer Spurenmenge Kohlenstoff ist notwendig, um die Kristallgrenzen
der Legierung zu festigen und die Duktilität der Legierung zu verbessern.
Eine Kohlenstoffmenge von nicht mehr als 0,01% ist nicht genug,
um die Wirkung der Festigung der Kristallgrenzen zu erzeugen. Andererseits
verringert eine Menge, die 0,2% überschreitet,
die Duktilität
und verschlechtert die Verfestigungseigenschaften aufgrund der Zunahme
von Karbiden. Daher liegt die Menge an Kohlenstoff vorzugsweise
in einem Bereich von 0,05 bis 0,15.
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Ein
Hochtemperaturelement für
die Verwendung in einer Gasturbine gemäß der vorliegenden Erfindung
kann durch ein Herstellungsverfahren hergestellt werden, das im
Folgenden beschrieben wird. Das Verfahren beginnt mit der Vorbereitung
eines Rohblocks durch Schmelzen einer kobalt-basierten Legierung
mit einer spezifischen Zusammensetzung unter Vakuum. Als Nächstes wird
der Rohblock einem Pressen oder Walzen oder beidem in einem Temperaturbereich
von 1100–1230°C unterzogen.
Dann wird der Rohblock einem Vergütungsglühen zur Homogenisierung der
Zusammensetzung und Verringerung der Restspannung unterzogen. Des
Weiteren kann auf das Vergütungsglühen einige
Bearbeitung bei Raumtemperatur oder einer hohen Temperatur folgen,
um die Produktform anzupassen.
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Nach
dem Formen zur endgültigen
Produktform wird ein Kugelstrahlen an einem Abschnitt durchgeführt, der
in Kontakt mit einem anderen Element stehen soll, wobei zu erwarten
ist, dass der Abschnitt abgenutzt und beschädigt wird. In der kobalt-basierten
Legierung gemäß der vorliegenden
Erfindung wird eine durch Kugelstrahlen hergestellte gehärtete Schicht
vorzugsweise in einem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von
etwa 200 μm
gebildet. Es besteht eine Tendenz, dass die Härte der gehärteten Schicht zunimmt, je
mehr man sich der Oberfläche
nähert.
Die Vickers-Härte
(HV) der Legierung nach dem Vergütungsglühen gemäß der vorliegenden
Erfindung beträgt
etwa HV 300. Daher ist es bevorzugt, dass eine Behandlungsbedingung
des Kugelstrahlens so festgelegt wird, dass die maximale Härte innerhalb
eines Bereichs von der Oberfläche
bis zu einer Tiefe von 100 μm
HV 400 oder höher
erreichen kann.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine Seitenansicht, die die Form eines Übergangsstücks und einen Zustand der Befestigung einer
Dichtplatte an einem Rahmenabschnitt zeigt.
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2 ist
eine Vorderansicht, die das Übergangsstück und den
Zustand der Befestigung einer Dichtplatte an dem Rahmenabschnitt
von der Austrittsseite aus zeigt.
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3 ist
eine Querschnittsansicht, die das Übergangsstück und den Zustand der Befestigung
einer Dichtplatte an dem Rahmenabschnitt zeigt.
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BESCHREIBUNG DER BEZUGSZEICHEN
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- 1... Übergangsstücks-Hauptkörper, 2...
Rahmen, 3... Rahmendichtungsnut, 4 und 5...
Dichtplatte, 6... Vorstufenleitschaufel, 7...
Vorstufenleitschaufel-Dichtungsnut, 8... Gleitabschnitt
der Dichtplatte
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BESCHREIBUNG
VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
DER ERFINDUNG
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Ausführungsform 1
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Tabelle
1 zeigt die chemische Zusammensetzung der kobalt-basierten, Verschleißfesten Legierungen, die hergestellt
werden.
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Für die Legierungen
gemäß der vorliegenden
Erfindung und ein Vergleichsmaterial wurde jeder Rohblock durch
Schmelzen eines an die spezifische chemische Zusammensetzung angepassten
Rohmaterials vorbereitet, der Rohblock wurde mehrmals geschmiedet,
und dann wurde der geschmiedete Rohblock einem zweistündigen Vergütungsglühen bei
1200°C unterzogen,
um jede Testprobe zu erhalten. Untersuchungen der Feinstruktur ergaben,
dass bei allen Legierungen die zusätzlichen Elemente fast gleichmäßig in der
Kobaltmatrix aufgelöst
waren und dass Chrommikrokarbide innerhalb der Matrix abgeschieden
waren. Es zeigte sich auch, dass Karbide, die sich an Niob oder
Tantal binden, in den Testproben Nr. 1, 3, 7 und 8 gefunden wurden, zu
denen Niob oder Tantal zugegeben wurde.
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Verschleißfestigkeitstests
bei hohen Temperaturen wurden durchgeführt, indem Probekörper der
hergestellten Legierungsmaterialien genommen wurden. Probekörper in
Form von Blechen bzw. Platten und Probekörper in Form von Stiften mit
einer Messerkantenspitze wurden in Kombination miteinander verwendet.
Das durchgeführte
Verschleißtestverfahren
bestand darin, dass der flache Teil des plattenförmigen Probekörpers so
angeordnet wurde, dass er vertikal in Kontakt mit der Kante des
feststehenden stiftförmigen
Probekörpers stand,
und eine Last wurde auf die Rückseiten
des plattenförmigen
Probekörpers
ausgeübt,
und dann wurde der plattenförmige
Probekörper
in vertikaler Richtung zur Druckrichtung vor und zurück geschwungen.
Im Folgenden wird der schwingende plattenförmige Probekörper als "mobiler Körper" und der feststehende
stiftförmige
Probekörper
als "stationärer Körper" bezeichnet. Der
für den
Test verwendete stationäre
Körper
wurde zugeschärft,
so dass die Kanten spitze einen Krümmungsradius von 0,2 mm aufwies.
Die auf das bewegliche Stück
ausgeübte
Last betrug 5 kg, und die Bedingungen der Vor- und Zurückschwingung
waren eine Frequenz von 100 Hz und eine Amplitude von 1,0 mm. Die
Tests wurden unter Atmosphäre
bei einer Testtemperatur von 700°C
während
eines Testzeitraums von 5 Stunden durchgeführt.
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Der
stationäre
Körper
und der mobile Körper,
die im Test in Kombination miteinander verwendet wurden, bestanden
aus derselben Art von Legierung. Was den plattenförmigen Probekörper betrifft,
wurde ein mobiler Körper,
bei dem die verfestigte Schicht in seiner Gleitoberfläche durch
Kugelstrahlen nach dem Vergütungsglühen gebildet
wurde, hergestellt, um das Ausmaß des Verschleißes mit
dem Ausmaß des
Verschleißes eines
mobilen Körpers
ohne Kugelstrahlen zu vergleichen. Ein Gerät vom Luftstoßtyp wurde
als Kugelstrahlgerät
verwendet, und die verwendeten Kugeln bestanden aus Stahl. Eine
Ermittlung des Ausmaßes
des Verschleißes
nach dem Test wurde durch Messung eines Profils der Gleitoberflächenform
des mobilen Körpers unter
Verwendung eines Oberflächenrauhigkeits-Messgeräts und anschließenden Vergleich
der Eigenschaften der Legierungen durchgeführt, wobei die maximale Abriebtiefe
im abgenutzten Abschnitt als Abriebmenge aufgrund von Verschleiß genommen
wurde.
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Tabelle
2 zeigt die Ergebnisse der gemessenen Abriebmenge nach der Durchführung der
Verschleißtests
bei 700°C
unter Verwendung der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung
und der Vergleichslegierung.
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Versuchsbedingungen:
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- Amplitude: 1,0 mm
- Frequenz: 100 Hz
- Last: 5 kgf
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Jede
numerische Zahl in der Spalte "Wie
erhalten" (A) von
Tabelle 2 zeigt einen Verschleißumfang
des Verschleißtestergebnisses
unter Verwendung jedes mobilen Probekörpers in einem Zustand nach
dem Vergütungsglühen. Die
Werte des Verschleißumfangs
der Legierungen Nrn. 1–8
der vorliegenden Erfindung liegen in einem Bereich von 30–70 μm, aber der
Wert des Verschleißumfangs
des Vergleichsprobekörpers
beträgt 135 μm, was zwei-
oder dreimal so groß ist
wie die Werte des Verschleißumfangs
der aus den entwickelten Legierungen bestehenden Probekörper. Andererseits
zeigt jeder numerische Wert in der Spalte "Nach dem Kugelstrahlen" (B) einen Verschleißumfang
des Verschleißtestergebnisses
unter Verwendung jedes beweglichen Probekörpers in einem Zustand nach
der Kugelstrahlbehandlung. Die Werte des Verschleißumfangs
für alle
Legierungen "Nach
dem Kugelstrahlen" (B)
sind verringert im Vergleich zu den Werten von "Wie erhalten" (A). Daher kann die Wirkung der Verbesserung
der Verschleißfestigkeit
durch Kugelstrahlen bestätigt
werden.
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Jeder
Zahlenwert in der rechten äußeren Spalte
von Tabelle 2 zeigt einen Wert, der durch Teilen des Verschleißumfangs
von "Nach dem Kugelstrahlen" (B) durch den Verschleißumfang
von "Wie erhalten" (vor dem Kugelstrahlen)
(A) für
jede Legierung erhalten wird. Er zeigt, dass die Verschleißfestigkeit
durch Kugelstrahlen umso mehr verbessert ist, je geringer dieser
Wert ist. Alle Werte von B/A für
die Legierungen gemäß der vorliegenden
Erfindung betragen ungefähr
0,7 oder weniger. Der Wert von B/A für das Vergleichsmaterial beträgt jedoch
0,92, was größer als
die Werte für
die Legierungen gemäß der vorliegenden
Erfindung ist. Das heißt,
der Verbesserungseffekt des Kugelstrahlens ist für das Vergleichsmaterial geringer.
Wie oben beschrieben, ist es verständlich, dass die Legierungen
gemäß der vorliegenden
Erfindung selbst in dem Zustand nach dem Vergütungsglühen (im Zustand "wie erhalten") im Vergleich zum
Vergleichsmaterial eine hervorragende Verschleißfestigkeit bei 700°C aufweisen
und dass die Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch
Durchführen
des Kugelstrahlens ebenfalls im Vergleich zur Wirkung beim Vergleichsmaterial
groß ist.
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Jede
der Legierungen Nr. 1 bis Nr. 8 gemäß der vorliegenden Erfindung
kann leicht zu einer dünnen Platte
von 2 mm Dicke geformt werden, ohne irgendwelche Beschädigungen,
wie das Auftreten von Rissen durch Pressen bei hoher Temperatur
oder Raumtemperatur oder mehrmaliges Wiederholen des Auswalzens und
der Wärmebehandlung.
Somit ist nachgewiesen, dass die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung eine
gute Verarbeitbarkeit und eine gute Formbarkeit aufweisen.
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Ausführungsform 2
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1 und 2 zeigen
ein zylindrisches Element, das als Übergangsstück bezeichnet wird, zum Einführen von
Hochtemperaturgas, das in einem Gasturbinen-Brennkammerrohr entzündet wird,
in einen Turbinenabschnitt. Der Übergangsstück-Hauptkörper 1 hat
eine runde Gaseintrittsöffnung
auf der Vorderseite, die mit dem Brennkammerrohr in Eingriff steht,
und eine viereckige Gasaustrittsöffnung
auf der Rückseite.
Dichtplatten 4 und 5 zum Isolieren des Hochtemperaturgases
sind an den Seitenoberflächen
eines als rechteckiger Rahmen 2 bezeichneten Abschnitts
befestigt. Die Dichtplatte 4 dient zum Verbinden einer
in 3 gezeigten Gasturbinen-Vorstufenleitschaufel 6 mit
dem Rahmen 2. Die Dichtplatte 5 dient zum Verbinden
von Übergangsstückrahmen
miteinander. Die Dichtplatte 5 ist flachplattenförmig, aber
ein Endabschnitt der Dichtplatte 4 zum Verbinden der Gasturbinen-Vorstufenleitschaufel
und des Rahmens wird durch Druckarbeit gebogen. Ein Ende der Dichtplatte 4 steht
mit einer Leitschaufel-Dichtungsnut 7 in Eingriff, und
das andere Ende steht mit dem Rahmen in Eingriff, indem der gebogene
Abschnitt der Dichtplatte in eine Rahmendichtungsnut 3 eingehakt
ist. 3 zeigt die Querschnittstruktur des Zustands,
in dem die Dicht platte 4 am Rahmen 2 und der Vorstufenleitschaufel 6 befestigt
ist. Verschleiß und
Schäden
werden hauptsächlich
an der Oberfläche
der Dichtplatte 5 und an der Innenoberfläche des
gebogenen Abschnitts der in 2 gezeigten
Dichtplatte 4 auftreten.
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Die
Dichtplatten 4 und 5 wurden unter Verwendung der
in Tabelle 1 gezeigten kobalt-basierten Legierung Nr. 5 hergestellt.
Diese Dichtplatten wurden hergestellt durch den Vorgang der Bildung
von Produktformen durch Kaltpressen nach dem Schmieden und Vergütungsglühen; Durchführung einer
Wärmebehandlung bei
1100°C,
um Spannung abzubauen; und anschließende Durchführung des
Kugelstrahlens an einem Gleitabschnitt 8 der Dichtplatte.
Das Ergebnis der Verbrennungstests mit einer echten Gasturbine zeigte,
dass die aus der herkömmlichen
kobalt-basierten Legierung hergestellten Dichtplatten aufgrund der
Abnutzung der Oberfläche
der Platte 5 und der Innenoberfläche des gebogenen Abschnitts
der Platte 4 einen Abrieb erlitten. Dagegen wurden bezüglich aller
aus den einzelnen kobalt-basierten Legierungen gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellten Dichtplatten die Abriebtiefen aufgrund von
Verschleiß auf
1/3 bis 1/4 der Abriebtiefen der aus der herkömmlichen kobalt-basierten Legierung
hergestellten Dichtplatten verringert. Somit wurde bestätigt, dass
die Anwendung der kobalt-basierten Legierungen mit der vorgehärteten Schicht
gemäß der vorliegenden
Erfindung sehr wirksam bei der Verringerung von Verschleiß und Schäden in Gasturbinen-Brennkammern
ist.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung kann eine hervorragende Verschleißfestigkeit in einer Hochtemperaturumgebung
erzielt werden.
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Durch
Anwendung der Hochtemperaturelemente gemäß der vorliegenden Erfindung
können
Verschleiß und
Beschädigungen
von Hochtemperaturelementen während
des Gasturbinenbetriebs reduziert werden.