JP2001240983A - ガスタービン翼 - Google Patents
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 信頼性を向上したガスタービン翼を提供す
る。 【解決手段】 耐熱合金で形成された基材と、この基材
の表面を被覆し、この基材よりも高温耐食性に優れた合
金からなる結合層と、この結合層の表面を被覆するセラ
ミック層とを少なくとも燃焼ガスに曝される部分に有
し、このセラミック層は、ＺｒＯ２を主成分とし、Ｓｃ
２Ｏ３を５重量％以上１０重量％以下含有し、気孔率が
２％以上２０％以下の多孔質組織であるガスタービン翼
とする。
る。 【解決手段】 耐熱合金で形成された基材と、この基材
の表面を被覆し、この基材よりも高温耐食性に優れた合
金からなる結合層と、この結合層の表面を被覆するセラ
ミック層とを少なくとも燃焼ガスに曝される部分に有
し、このセラミック層は、ＺｒＯ２を主成分とし、Ｓｃ
２Ｏ３を５重量％以上１０重量％以下含有し、気孔率が
２％以上２０％以下の多孔質組織であるガスタービン翼
とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ガスタービン翼に
係り、特に、高温腐食耐性を有するガスタービン翼に関
する。
係り、特に、高温腐食耐性を有するガスタービン翼に関
する。
【０００２】
【従来の技術】高温環境で使用するガスタービンの動翼
や静翼などでは、特開平１０−１１０２７９号公報など
に、基材となる耐熱合金、この耐熱合金の表面をこの耐
熱合金よりも高温耐食耐酸化性の高い合金からなる結合
層で覆い、さらにこの結合層を、ＺｒＯ２を主成分とす
るセラミック層で覆って高温耐久性を向上することが提
案されている。
や静翼などでは、特開平１０−１１０２７９号公報など
に、基材となる耐熱合金、この耐熱合金の表面をこの耐
熱合金よりも高温耐食耐酸化性の高い合金からなる結合
層で覆い、さらにこの結合層を、ＺｒＯ２を主成分とす
るセラミック層で覆って高温耐久性を向上することが提
案されている。
【０００３】セラミック層は、セラミック層で覆われる
基材部分の温度低減を図る熱遮へいコーティングとして
用いられ、その代表的な構成は、例えばＭＣｒＡｌＹ合
金層を結合層とし、その上に熱伝導率の小さいＺｒＯ２
系セラミック層を設けたものである。ＺｒＯ２系セラミ
ックはＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３、Ｓｃ２Ｏ３などの添
加剤を加えた組成で、添加剤はＺｒＯ２の相変態を防止
する役割をはたし、相変態での寸法変化に伴なうセラミ
ック層の損傷を防いでいる。
基材部分の温度低減を図る熱遮へいコーティングとして
用いられ、その代表的な構成は、例えばＭＣｒＡｌＹ合
金層を結合層とし、その上に熱伝導率の小さいＺｒＯ２
系セラミック層を設けたものである。ＺｒＯ２系セラミ
ックはＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３、Ｓｃ２Ｏ３などの添
加剤を加えた組成で、添加剤はＺｒＯ２の相変態を防止
する役割をはたし、相変態での寸法変化に伴なうセラミ
ック層の損傷を防いでいる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、このような従
来のガスタービン翼では、セラミック層の形成により耐
熱性は向上するが、セラミック層の高温腐食に対する検
討がなされていない。すなわち、例えば腐食を引き起こ
す成分を含む燃料などを用いる場合など高温環境で腐食
性の高いガスに曝されるガスタービンにおいて、燃焼ガ
スに曝される動翼や静翼などでは、高温腐食によるセラ
ミック層の損傷や剥離などが発生し易い。セラミック層
が損傷や剥離した場合、耐熱性が低減することに加え、
セラミック層の損傷が合金被覆層や基材にも伝播するこ
ともあり、ガスタービン翼の損傷を招いてしまう。した
がって、従来のガスタービン翼では、高温腐食が発生し
易い環境で用いられる場合、高温腐食が発生し難い環境
で用いられている場合に比べ信頼性が低下してしまう。
このため、ガスタービンの短期間での定期点検や、ガス
タービン翼の補修または交換などを行う必要があり、保
守点検などの手間やコストの増加を招いている。
来のガスタービン翼では、セラミック層の形成により耐
熱性は向上するが、セラミック層の高温腐食に対する検
討がなされていない。すなわち、例えば腐食を引き起こ
す成分を含む燃料などを用いる場合など高温環境で腐食
性の高いガスに曝されるガスタービンにおいて、燃焼ガ
スに曝される動翼や静翼などでは、高温腐食によるセラ
ミック層の損傷や剥離などが発生し易い。セラミック層
が損傷や剥離した場合、耐熱性が低減することに加え、
セラミック層の損傷が合金被覆層や基材にも伝播するこ
ともあり、ガスタービン翼の損傷を招いてしまう。した
がって、従来のガスタービン翼では、高温腐食が発生し
易い環境で用いられる場合、高温腐食が発生し難い環境
で用いられている場合に比べ信頼性が低下してしまう。
このため、ガスタービンの短期間での定期点検や、ガス
タービン翼の補修または交換などを行う必要があり、保
守点検などの手間やコストの増加を招いている。
【０００５】ここで、特開平１０−１１０２７９号公報
などに記載されているようなＺｒＯ ２を主成分とし、添
加剤としてＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などを含むセラミ
ック層では、高温腐食作用により、添加剤であるＣａ
Ｏ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などが新たな化合物となってセラ
ミック層中から消耗消失し、その結果セラミック層の損
傷や剥離などによるガスタービン翼の損傷が生じる。こ
のため、添加剤としてＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などを
含むセラミック層では高温腐食耐性を向上することはで
きない。一方、添加剤としてＣｅＯ、Ｓｃ２Ｏ３を含む
セラミック層も開示されているが、これらの添加剤を用
いたセラミック層では、ＣｅＯを含むセラミックにおい
て若干の高温腐食耐性の向上が認められること（B.A.Na
garaj：ASME, 89-GT-270, 1989）、Ｓｃ２Ｏ３を含む高
密度の焼結セラミックで高温腐食耐性が向上すること
（R.L.Jones：Surface and Coating Tech.1989）などの
報告がある。しかし、ＣｅＯを含むセラミックでは、実
用的には従来のものとほとんど変わらないレベルであ
る。Ｓｃ２Ｏ３を含む高密度の焼結セラミックでは、高
温腐食耐性が向上したとしても、気孔率が極めて低い高
密度の焼結材を、例えばガスタービンなどのセラミック
層として用いた場合、ガスタービンの起動、停止によっ
て生じる熱応力に対するセラミック層の耐久性が得られ
ずガスタービン翼の信頼性が低下してしまう。また、特
開平１０−１１０２７９号公報などでは、添加剤として
Ｓｃ２Ｏ３を含むセラミック層が十分な高温腐食耐性を
得るための適切な組成や組織に関する検討はなされてい
ない。
などに記載されているようなＺｒＯ ２を主成分とし、添
加剤としてＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などを含むセラミ
ック層では、高温腐食作用により、添加剤であるＣａ
Ｏ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などが新たな化合物となってセラ
ミック層中から消耗消失し、その結果セラミック層の損
傷や剥離などによるガスタービン翼の損傷が生じる。こ
のため、添加剤としてＣａＯ、ＭｇＯ、Ｙ２Ｏ３などを
含むセラミック層では高温腐食耐性を向上することはで
きない。一方、添加剤としてＣｅＯ、Ｓｃ２Ｏ３を含む
セラミック層も開示されているが、これらの添加剤を用
いたセラミック層では、ＣｅＯを含むセラミックにおい
て若干の高温腐食耐性の向上が認められること（B.A.Na
garaj：ASME, 89-GT-270, 1989）、Ｓｃ２Ｏ３を含む高
密度の焼結セラミックで高温腐食耐性が向上すること
（R.L.Jones：Surface and Coating Tech.1989）などの
報告がある。しかし、ＣｅＯを含むセラミックでは、実
用的には従来のものとほとんど変わらないレベルであ
る。Ｓｃ２Ｏ３を含む高密度の焼結セラミックでは、高
温腐食耐性が向上したとしても、気孔率が極めて低い高
密度の焼結材を、例えばガスタービンなどのセラミック
層として用いた場合、ガスタービンの起動、停止によっ
て生じる熱応力に対するセラミック層の耐久性が得られ
ずガスタービン翼の信頼性が低下してしまう。また、特
開平１０−１１０２７９号公報などでは、添加剤として
Ｓｃ２Ｏ３を含むセラミック層が十分な高温腐食耐性を
得るための適切な組成や組織に関する検討はなされてい
ない。
【０００６】本発明の課題は、ガスタービン翼の信頼性
を向上することにある。
を向上することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】高温腐食耐性と熱応力に
対する耐久性を得るため、ＺｒＯ２を主成分とし、添加
剤としてＳｃ２Ｏ３を含むセラミック層、すなわちＺｒ
Ｏ２−Ｓｃ２Ｏ３系セラミック層の多孔質組織、つまり
気孔率に関して、熱サイクル試験によって熱応力耐性に
関して検討した結果と、ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３系セラミ
ック層の組成をバーナリグ高温腐食試験によって高温腐
食耐性に関して検討した結果とから、本発明は、以下の
手段により上記課題を解決する。
対する耐久性を得るため、ＺｒＯ２を主成分とし、添加
剤としてＳｃ２Ｏ３を含むセラミック層、すなわちＺｒ
Ｏ２−Ｓｃ２Ｏ３系セラミック層の多孔質組織、つまり
気孔率に関して、熱サイクル試験によって熱応力耐性に
関して検討した結果と、ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３系セラミ
ック層の組成をバーナリグ高温腐食試験によって高温腐
食耐性に関して検討した結果とから、本発明は、以下の
手段により上記課題を解決する。
【０００８】すなわち、耐熱合金で形成された基材と、
この基材の表面を被覆し、この基材よりも高温耐食性に
優れた合金からなる結合層と、この結合層の表面を被覆
するセラミック層とを少なくとも燃焼ガスに曝される部
分に有してなり、このセラミック層は、ＺｒＯ２を主成
分とし、Ｓｃ２Ｏ３を５重量％以上１０重量％以下含有
し、気孔率が２％以上２０％以下の多孔質組織である耐
熱合金で形成されたガスタービン翼とする。
この基材の表面を被覆し、この基材よりも高温耐食性に
優れた合金からなる結合層と、この結合層の表面を被覆
するセラミック層とを少なくとも燃焼ガスに曝される部
分に有してなり、このセラミック層は、ＺｒＯ２を主成
分とし、Ｓｃ２Ｏ３を５重量％以上１０重量％以下含有
し、気孔率が２％以上２０％以下の多孔質組織である耐
熱合金で形成されたガスタービン翼とする。
【０００９】このように、添加剤であるＳｃ２Ｏ３を５
重量％以上１０重量％以下含有するセラミック層とする
ことにより、十分な高温腐食耐性を得ることができる。
さらに、セラミック層を気孔率が２％以上２０％以下の
多孔質組織にすることで、熱応力が作用した場合でもそ
の応力を多孔質組織により吸収する組織にすることがで
きるので、セラミック層の熱応力に対する耐久性を向上
することができる。すなわち、ガスタービン翼の信頼性
を向上することができる。
重量％以上１０重量％以下含有するセラミック層とする
ことにより、十分な高温腐食耐性を得ることができる。
さらに、セラミック層を気孔率が２％以上２０％以下の
多孔質組織にすることで、熱応力が作用した場合でもそ
の応力を多孔質組織により吸収する組織にすることがで
きるので、セラミック層の熱応力に対する耐久性を向上
することができる。すなわち、ガスタービン翼の信頼性
を向上することができる。
【００１０】さらに、結合層が、基材とセラミック層と
の間の熱膨張係数を有し、基材よりも高い耐腐食性と耐
酸化性とを備えた合金で形成されていれば、セラミック
層が破損した場合、このセラミック層の破損の影響が基
材に伝わるのを結合層が抑制するので好ましい。
の間の熱膨張係数を有し、基材よりも高い耐腐食性と耐
酸化性とを備えた合金で形成されていれば、セラミック
層が破損した場合、このセラミック層の破損の影響が基
材に伝わるのを結合層が抑制するので好ましい。
【００１１】このとき、気孔率が１０％以上２０％以下
の多孔質組織とすれば、セラミック層の熱応力に対する
耐久性を一層向上できるので好ましい。また、セラミッ
ク層の厚さが０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下であれ
ば、セラミック層の熱応力に対する耐久性を向上するめ
に、セラミック層の気孔率を制御し易くできるので好ま
しい。
の多孔質組織とすれば、セラミック層の熱応力に対する
耐久性を一層向上できるので好ましい。また、セラミッ
ク層の厚さが０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下であれ
ば、セラミック層の熱応力に対する耐久性を向上するめ
に、セラミック層の気孔率を制御し易くできるので好ま
しい。
【００１２】また、上記のいずれかのガスタービン翼を
備えたガスタービンとすれば、腐食性の高い燃焼ガスを
用いる場合でも、ガスタービンの信頼性を向上できる。
備えたガスタービンとすれば、腐食性の高い燃焼ガスを
用いる場合でも、ガスタービンの信頼性を向上できる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明を適用してなるガス
タービン翼について図１乃至図４を参照して説明する。
図１は、本発明を適用してなるガスタービン翼の一部分
の断面構成を示す模式図である。図２は、セラミック層
の気孔率に対するセラミック層の損傷発生までの回数を
示す図である。図３は、セラミック層のＳｃ２Ｏ３含有
量に対するセラミック層の損傷発生までの回数を示す図
である。図４は、本発明を適用してなるガスタービン動
翼の一例を示す斜視図である。
タービン翼について図１乃至図４を参照して説明する。
図１は、本発明を適用してなるガスタービン翼の一部分
の断面構成を示す模式図である。図２は、セラミック層
の気孔率に対するセラミック層の損傷発生までの回数を
示す図である。図３は、セラミック層のＳｃ２Ｏ３含有
量に対するセラミック層の損傷発生までの回数を示す図
である。図４は、本発明を適用してなるガスタービン動
翼の一例を示す斜視図である。
【００１４】本実施形態のガスタービン翼は、図１に示
すように、Ｎｉ基またはＣｏ基耐熱合金などで形成され
ている基材１の表面に、ＭＣｒＡｌＹ合金からなる結合
層３を形成し、結合層３の表面にＳｃ２Ｏ３を添加剤と
して含むＺｒＯ２系セラミックからなるセラミック層５
を形成した表面構造になっている。結合層３を形成する
ＭＣｒＡｌＹ合金は、ＣｏＣｒＡｌＹ合金、ＮｉＣｒＡ
ｌＹ合金、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金のいずれかを用いて
いる。また、このＭＣｒＡｌＹ合金は、基材１を形成す
るＮｉ基またはＣｏ基耐熱合金よりも高温での耐腐食性
と耐酸化性に優れ、かつ基材１を形成するＮｉ基または
Ｃｏ基耐熱合金とＺｒＯ２系セラミックで形成されたセ
ラミック層５との間の熱膨張係数を有している。最上部
のセラミック層５は、ＺｒＯ２を主成分とし、５重量％
以上１０重量％以下のＳｃ２Ｏ３を添加剤として含み、
かつ、気孔率が２０％以下、望ましくは１０％以上２０
％以下の多孔質組織になっている。また、セラミック層
５の厚さは、０.０５ｍｍ以上０.５ｍｍ以下になってい
る。
すように、Ｎｉ基またはＣｏ基耐熱合金などで形成され
ている基材１の表面に、ＭＣｒＡｌＹ合金からなる結合
層３を形成し、結合層３の表面にＳｃ２Ｏ３を添加剤と
して含むＺｒＯ２系セラミックからなるセラミック層５
を形成した表面構造になっている。結合層３を形成する
ＭＣｒＡｌＹ合金は、ＣｏＣｒＡｌＹ合金、ＮｉＣｒＡ
ｌＹ合金、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金のいずれかを用いて
いる。また、このＭＣｒＡｌＹ合金は、基材１を形成す
るＮｉ基またはＣｏ基耐熱合金よりも高温での耐腐食性
と耐酸化性に優れ、かつ基材１を形成するＮｉ基または
Ｃｏ基耐熱合金とＺｒＯ２系セラミックで形成されたセ
ラミック層５との間の熱膨張係数を有している。最上部
のセラミック層５は、ＺｒＯ２を主成分とし、５重量％
以上１０重量％以下のＳｃ２Ｏ３を添加剤として含み、
かつ、気孔率が２０％以下、望ましくは１０％以上２０
％以下の多孔質組織になっている。また、セラミック層
５の厚さは、０.０５ｍｍ以上０.５ｍｍ以下になってい
る。
【００１５】以下に、高温腐食耐性と熱応力に対する耐
久性を得るため、ＺｒＯ２を主成分とし、添加剤として
Ｓｃ２Ｏ３を含むセラミック層、すなわちＺｒＯ２−Ｓ
ｃ２Ｏ３セラミック層の適切な組成と組織について検討
した結果を示す。
久性を得るため、ＺｒＯ２を主成分とし、添加剤として
Ｓｃ２Ｏ３を含むセラミック層、すなわちＺｒＯ２−Ｓ
ｃ２Ｏ３セラミック層の適切な組成と組織について検討
した結果を示す。
【００１６】（実施例１）ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミ
ック層５の気孔率が熱応力に対する耐久性に及ぼす影響
ついて、大気中での１１００℃への加熱と１７０℃への
冷却とを繰り返す熱サイクル試験により検討した。試験
片は、Ｎｉ基耐熱合金ＩＮ−７３８（Ｎｉ−８.５％Ｃ
ｏ−１６％Ｃｒ−２.６％Ｗ−１.８％Ｍｏ−１.７５％
Ｔａ−０.９％Ｎｂ−３.４％Ａｌ−３.４％Ｔｉ−０.１
％Ｃ−０.０１％、いずれも重量％）を基材１とし、そ
の上にＭＣｒＡｌＹ合金であるＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金
（Ｃｏ−３２％Ｎｉ−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０.５％
Ｙ、いずれも重量％）からなる厚さ０.１５ｍｍの結合
層３を減圧雰囲気中プラズマ溶射にて形成し、その上
に、厚さ０.３ｍｍのセラミック層５を設けた構成であ
る。基材１の寸法は、直径２５ｍｍ、厚さ３ｍｍであ
る。セラミック層５は、大気中プラズマ溶射で形成され
たＺｒＯ２を主成分として７.５重量％Ｓｃ２Ｏ３を含
むＺｒＯ２−７．５ｗｔ％Ｓｃ２Ｏ３セラミック層であ
り、セラミック層５を形成するときの大気中プラズマ溶
射時のプラズマ出力及び溶射原料粉末の粒径を変えるこ
とにより、種々の気孔率の組織を有するセラミック層５
を得た。なお、セラミック層５の気孔率は光学顕微鏡に
よる断面組織観察結果をもとにして求めた。表１は、Ｚ
ｒＯ２−７．５ｗｔ％Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５のプラ
ズマ出力、粉末の粒径がセラミック層５の気孔率に及ぼ
す影響を示す。
ック層５の気孔率が熱応力に対する耐久性に及ぼす影響
ついて、大気中での１１００℃への加熱と１７０℃への
冷却とを繰り返す熱サイクル試験により検討した。試験
片は、Ｎｉ基耐熱合金ＩＮ−７３８（Ｎｉ−８.５％Ｃ
ｏ−１６％Ｃｒ−２.６％Ｗ−１.８％Ｍｏ−１.７５％
Ｔａ−０.９％Ｎｂ−３.４％Ａｌ−３.４％Ｔｉ−０.１
％Ｃ−０.０１％、いずれも重量％）を基材１とし、そ
の上にＭＣｒＡｌＹ合金であるＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金
（Ｃｏ−３２％Ｎｉ−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０.５％
Ｙ、いずれも重量％）からなる厚さ０.１５ｍｍの結合
層３を減圧雰囲気中プラズマ溶射にて形成し、その上
に、厚さ０.３ｍｍのセラミック層５を設けた構成であ
る。基材１の寸法は、直径２５ｍｍ、厚さ３ｍｍであ
る。セラミック層５は、大気中プラズマ溶射で形成され
たＺｒＯ２を主成分として７.５重量％Ｓｃ２Ｏ３を含
むＺｒＯ２−７．５ｗｔ％Ｓｃ２Ｏ３セラミック層であ
り、セラミック層５を形成するときの大気中プラズマ溶
射時のプラズマ出力及び溶射原料粉末の粒径を変えるこ
とにより、種々の気孔率の組織を有するセラミック層５
を得た。なお、セラミック層５の気孔率は光学顕微鏡に
よる断面組織観察結果をもとにして求めた。表１は、Ｚ
ｒＯ２−７．５ｗｔ％Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５のプラ
ズマ出力、粉末の粒径がセラミック層５の気孔率に及ぼ
す影響を示す。
【００１７】
【表１】 このようにして得られた種々の気孔率の多孔質組織を有
するセラミック層５を形成した試験片について熱サイク
ル試験を行った。この結果、図２に示すように、気孔率
２０％以下では熱サイクル試験によってセラミック層５
に亀裂などの損傷が発生するまでの繰り返し数が３５０
回以上であるのに対し、２４％以上では１００回以下で
あった。これは、気孔率が２４％以上の場合、溶射され
た個々のセラミック粒子間の密着性が悪いため、熱応力
によりセラミック層５が損傷し易くなるものと考えられ
る。一方、大気中プラズマ溶射では気孔率１０％未満の
組織を得ることは困難であったが、他の方法で気孔率が
１０％未満のセラミック層５を形成した場合、気孔率が
２％以上の多孔質組織を形成することが可能であり、気
孔率が２％以上１０％未満のセラミック層５でも熱応力
に対する耐久性を向上できる。さらに、気孔率が１０％
以上２０％以下のセラミック層を形成すれば、熱応力に
対する耐久性を一層向上できる。これらの結果から、熱
応力に対する耐久性を向上したセラミック層５として
は、気孔率を２０％以下にすることが望ましく、さらに
望ましくは気孔率を１０％以上２０％以下とする。な
お、気孔率の制御において、溶射原料粉末の粒径と、溶
射条件、すなわちプラズマ出力との関係を至適範囲に調
整することで気孔率を２０％以下にすることができる （実施例２）ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５の組
成が熱応力に対する耐久性に及ぼす影響について実施例
１と同じ条件の熱サイクル試験により検討した。本実施
例の試験片は、基材１、結合層３などの構成は実施例１
と同様であるが、溶射原料粉末の粒径が１０〜４４μ
ｍ、プラズマ出力５０ｋＷの条件で大気中プラズマ溶射
し、気孔率が１７％で、Ｓｃ２Ｏ３の含有量が２.５、
５、７.５、１０重量％のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミ
ック層５を形成している。
するセラミック層５を形成した試験片について熱サイク
ル試験を行った。この結果、図２に示すように、気孔率
２０％以下では熱サイクル試験によってセラミック層５
に亀裂などの損傷が発生するまでの繰り返し数が３５０
回以上であるのに対し、２４％以上では１００回以下で
あった。これは、気孔率が２４％以上の場合、溶射され
た個々のセラミック粒子間の密着性が悪いため、熱応力
によりセラミック層５が損傷し易くなるものと考えられ
る。一方、大気中プラズマ溶射では気孔率１０％未満の
組織を得ることは困難であったが、他の方法で気孔率が
１０％未満のセラミック層５を形成した場合、気孔率が
２％以上の多孔質組織を形成することが可能であり、気
孔率が２％以上１０％未満のセラミック層５でも熱応力
に対する耐久性を向上できる。さらに、気孔率が１０％
以上２０％以下のセラミック層を形成すれば、熱応力に
対する耐久性を一層向上できる。これらの結果から、熱
応力に対する耐久性を向上したセラミック層５として
は、気孔率を２０％以下にすることが望ましく、さらに
望ましくは気孔率を１０％以上２０％以下とする。な
お、気孔率の制御において、溶射原料粉末の粒径と、溶
射条件、すなわちプラズマ出力との関係を至適範囲に調
整することで気孔率を２０％以下にすることができる （実施例２）ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５の組
成が熱応力に対する耐久性に及ぼす影響について実施例
１と同じ条件の熱サイクル試験により検討した。本実施
例の試験片は、基材１、結合層３などの構成は実施例１
と同様であるが、溶射原料粉末の粒径が１０〜４４μ
ｍ、プラズマ出力５０ｋＷの条件で大気中プラズマ溶射
し、気孔率が１７％で、Ｓｃ２Ｏ３の含有量が２.５、
５、７.５、１０重量％のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミ
ック層５を形成している。
【００１８】この結果、図３に示すように、Ｓｃ２Ｏ３
の含有量が５重量％以上では、セラミック層５の損傷が
発生するまでの繰り返し数が３００回以上であるのに対
し、２.５重量％では３０回で損傷が発生した。一方、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５のＳｃ２Ｏ３の含
有量が１０重量％より大きい場合には、セラミック層５
の気孔率の制御が難しくなり、熱応力耐性を向上できな
くなる場合がある。さらに、ＺｒＯ２に対するＳｃ２Ｏ
３の完全安定化量は、ほぼ１５％程度であるが、熱応力
などをセラミック層５が吸収するためには、完全安定化
状態ではなく、ある程度の相変態を伴った状態である方
がよい。このため、熱応力に対する最大の耐性が得られ
るのは、図３に示される結果などから、Ｓｃ２Ｏ３の含
有量が７.５重量％付近であると考えられ、含有量が１
０重量％より大きい場合には、安定化が進むにしたがっ
て熱応力耐性は低下してしまう。また、含有量が１０重
量％より大きい場合には、Ｓｃ２Ｏ３のコストの問題も
発生する。これらの結果から、熱応力に対する十分な耐
久性を得られるＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５
は、Ｓｃ２Ｏ３の含有量を５重量％以上１０重量％以下
にすればよい。
の含有量が５重量％以上では、セラミック層５の損傷が
発生するまでの繰り返し数が３００回以上であるのに対
し、２.５重量％では３０回で損傷が発生した。一方、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５のＳｃ２Ｏ３の含
有量が１０重量％より大きい場合には、セラミック層５
の気孔率の制御が難しくなり、熱応力耐性を向上できな
くなる場合がある。さらに、ＺｒＯ２に対するＳｃ２Ｏ
３の完全安定化量は、ほぼ１５％程度であるが、熱応力
などをセラミック層５が吸収するためには、完全安定化
状態ではなく、ある程度の相変態を伴った状態である方
がよい。このため、熱応力に対する最大の耐性が得られ
るのは、図３に示される結果などから、Ｓｃ２Ｏ３の含
有量が７.５重量％付近であると考えられ、含有量が１
０重量％より大きい場合には、安定化が進むにしたがっ
て熱応力耐性は低下してしまう。また、含有量が１０重
量％より大きい場合には、Ｓｃ２Ｏ３のコストの問題も
発生する。これらの結果から、熱応力に対する十分な耐
久性を得られるＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５
は、Ｓｃ２Ｏ３の含有量を５重量％以上１０重量％以下
にすればよい。
【００１９】ところで、高温環境で様々な腐食性の高い
ガスなどに曝されるガスタービン、例えばＳ、Ｎａ、Ｖ
などを含む燃料や、ＮａＣｌが存在する環境などにおい
てＳなどを含む燃料を用いるガスタービンなどの燃焼ガ
スに曝される動翼や静翼などでは、高温腐食によるセラ
ミック層の損傷や剥離などが発生し易い。すなわち、燃
料ガス中でＳＯＸ、Ｖ酸化物などが形成され、燃焼用空
気中に含まれるＮａＣｌ等により、燃焼ガスに曝される
動翼や静翼などの高温部材に損傷が生じる。損傷の形態
の１例を挙げれば、ＮａＣｌ−Ｎａ２ＳＯ４などの溶融
塩が形成され、これらがＮｉ基またはＣｏ基耐熱合金で
構成される動翼や静翼などの表面に付着し、耐熱合金の
高温硫化腐食が生じる。また、別の例として、Ｖが低融
点のＶ酸化物、例えば、Ｖ２Ｏ３（融点：８９０℃）と
なり、Ｎｉ基またはＣｏ基耐熱合金の表面に溶融酸化物
を形成し、この酸化物層を介して酸化が著しく加速され
る。この現象がＶアタックであり、燃料中のＮａ等のア
ルカリ金属も燃焼ガス中でＮａＯ等の酸化物となり、Ｎ
ａＯ−Ｖ２Ｏ３（融点：６３０℃）等の低融点の複合酸
化物を形成し、Ｖアタックが更に加速する。したがっ
て、Ｓ、Ｎａ、Ｖなどを含む燃料や、ＮａＣｌが存在す
る環境などにおいてＳなどを含む燃料を用いるガスター
ビンなどにおける腐食は、燃料中などのＶ、Ｎａによる
Ｖアタック、燃焼用空気中などのＮａＣｌと燃料中など
のＳによる高温硫化腐食、またはそれらの複合条件など
によって引き起こされる。
ガスなどに曝されるガスタービン、例えばＳ、Ｎａ、Ｖ
などを含む燃料や、ＮａＣｌが存在する環境などにおい
てＳなどを含む燃料を用いるガスタービンなどの燃焼ガ
スに曝される動翼や静翼などでは、高温腐食によるセラ
ミック層の損傷や剥離などが発生し易い。すなわち、燃
料ガス中でＳＯＸ、Ｖ酸化物などが形成され、燃焼用空
気中に含まれるＮａＣｌ等により、燃焼ガスに曝される
動翼や静翼などの高温部材に損傷が生じる。損傷の形態
の１例を挙げれば、ＮａＣｌ−Ｎａ２ＳＯ４などの溶融
塩が形成され、これらがＮｉ基またはＣｏ基耐熱合金で
構成される動翼や静翼などの表面に付着し、耐熱合金の
高温硫化腐食が生じる。また、別の例として、Ｖが低融
点のＶ酸化物、例えば、Ｖ２Ｏ３（融点：８９０℃）と
なり、Ｎｉ基またはＣｏ基耐熱合金の表面に溶融酸化物
を形成し、この酸化物層を介して酸化が著しく加速され
る。この現象がＶアタックであり、燃料中のＮａ等のア
ルカリ金属も燃焼ガス中でＮａＯ等の酸化物となり、Ｎ
ａＯ−Ｖ２Ｏ３（融点：６３０℃）等の低融点の複合酸
化物を形成し、Ｖアタックが更に加速する。したがっ
て、Ｓ、Ｎａ、Ｖなどを含む燃料や、ＮａＣｌが存在す
る環境などにおいてＳなどを含む燃料を用いるガスター
ビンなどにおける腐食は、燃料中などのＶ、Ｎａによる
Ｖアタック、燃焼用空気中などのＮａＣｌと燃料中など
のＳによる高温硫化腐食、またはそれらの複合条件など
によって引き起こされる。
【００２０】そこで、Ｖアタック、高温硫化腐食または
それらの複合条件による腐食に対する耐久性、すなわち
高温腐食耐性に関してバーナリグ高温腐食試験により、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５の適切な組成を検
討した。
それらの複合条件による腐食に対する耐久性、すなわち
高温腐食耐性に関してバーナリグ高温腐食試験により、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５の適切な組成を検
討した。
【００２１】（実施例３）ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミ
ック層５に関して、Ｖアタックに対する耐久性について
バーナリグ高温腐食試験により検討した。試験片は、基
材１、結合層３、セラミック層５からなる。基材１は、
実施例１と同じＮｉ基耐熱合金ＩＮ−７３８、寸法が直
径９ｍｍ、長さ４０ｍｍのピン形状である。セラミック
層５の構成は、実施例２と同じ、気孔率が１７％で、Ｓ
ｃ２Ｏ３の含有量が２.５、５、７.５、１０重量％のＺ
ｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミックである。表４は、０.１
％Ｓ、５０ｐｐｍＶ、５ｐｐｍＮａの燃料を用いたバー
ナリグ高温腐食試験の結果を示す。試験片の温度は８５
０℃、試験時間は１００ｈである。表２中、試験結果で
○印は外観上、亀裂などの損傷や剥離が認められないも
の、×印は損傷や剥離が認められたものを示す。
ック層５に関して、Ｖアタックに対する耐久性について
バーナリグ高温腐食試験により検討した。試験片は、基
材１、結合層３、セラミック層５からなる。基材１は、
実施例１と同じＮｉ基耐熱合金ＩＮ−７３８、寸法が直
径９ｍｍ、長さ４０ｍｍのピン形状である。セラミック
層５の構成は、実施例２と同じ、気孔率が１７％で、Ｓ
ｃ２Ｏ３の含有量が２.５、５、７.５、１０重量％のＺ
ｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミックである。表４は、０.１
％Ｓ、５０ｐｐｍＶ、５ｐｐｍＮａの燃料を用いたバー
ナリグ高温腐食試験の結果を示す。試験片の温度は８５
０℃、試験時間は１００ｈである。表２中、試験結果で
○印は外観上、亀裂などの損傷や剥離が認められないも
の、×印は損傷や剥離が認められたものを示す。
【００２２】
【表２】 Ｖリッチの燃料を用いたＶアタックとなる本実施例の結
果では、Ｓｃ２Ｏ３の含有量が５、７.５、１０重量％
のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５を設けた試験
片、すなわちセラミック被覆片は健全であった。一方、
気孔率が２３％でＳｃ２Ｏ３の含有量が７.５重量％の
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５を用いて同様の試
験を行った結果、セラミック層の剥離が生じた。
果では、Ｓｃ２Ｏ３の含有量が５、７.５、１０重量％
のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５を設けた試験
片、すなわちセラミック被覆片は健全であった。一方、
気孔率が２３％でＳｃ２Ｏ３の含有量が７.５重量％の
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５を用いて同様の試
験を行った結果、セラミック層の剥離が生じた。
【００２３】（実施例４）ＺｒＯ２系の種々のセラミッ
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合のＶアタックに対する耐久性について
バーナリグ高温腐食試験により検討した。試験片は、基
材１、結合層３は実施例３と同じであり、気孔率が１７
％でＳｃ２Ｏ３の含有量が７.５重量％のＺｒＯ２−Ｓ
ｃ２Ｏ３セラミック層５を形成したセラミック被覆片の
他に、比較例として、ＣｅＯの含有量が１７重量％のＺ
ｒＯ２−ＣｅＯセラミック層を形成したセラミック被覆
片、そしてＹ２Ｏ３の含有量が１２重量％のＺｒＯ２−
Ｙ２Ｏ３セラミック層を形成したセラミック被覆片であ
る。さらに、比較例となる試験片として、実施例３と同
じ基材１にＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−３２％Ｎｉ
−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％Ｙ）層のみを形成し
た合金被覆片と、ＣｏＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−２９％Ｃ
ｒ−６％Ａｌ−０．５％Ｙ）層のみを形成した合金被覆
片、さらにＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−３２％Ｎｉ
−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％Ｙ）層とＡｌ拡散処
理とを組み合せたＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片
を試験した。
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合のＶアタックに対する耐久性について
バーナリグ高温腐食試験により検討した。試験片は、基
材１、結合層３は実施例３と同じであり、気孔率が１７
％でＳｃ２Ｏ３の含有量が７.５重量％のＺｒＯ２−Ｓ
ｃ２Ｏ３セラミック層５を形成したセラミック被覆片の
他に、比較例として、ＣｅＯの含有量が１７重量％のＺ
ｒＯ２−ＣｅＯセラミック層を形成したセラミック被覆
片、そしてＹ２Ｏ３の含有量が１２重量％のＺｒＯ２−
Ｙ２Ｏ３セラミック層を形成したセラミック被覆片であ
る。さらに、比較例となる試験片として、実施例３と同
じ基材１にＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−３２％Ｎｉ
−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％Ｙ）層のみを形成し
た合金被覆片と、ＣｏＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−２９％Ｃ
ｒ−６％Ａｌ−０．５％Ｙ）層のみを形成した合金被覆
片、さらにＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金（Ｃｏ−３２％Ｎｉ
−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％Ｙ）層とＡｌ拡散処
理とを組み合せたＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片
を試験した。
【００２４】セラミック被覆片の結合層３はＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ合金で、２種の合金被覆片、そしてＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片の全てにおいて、ＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層は、厚さが０．１５ｍｍで、減圧雰囲気中プラ
ズマ溶射で形成されている。減圧雰囲気中プラズマ溶射
の条件はプラズマ出力４５ｋＷ、雰囲気圧力１００Ｔｏ
ｒｒ、溶射距離２５０ｍｍである。また、ＣｏＮｉＣｒ
ＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片でのＡｌ拡散処理は、Ａｌ、Ａ
ｌ２Ｏ３、ＮＨ４Ｃｌの混合粉末を用いＡｒ雰囲気中で
７５０℃、２ｈの加熱処理を行なった後、真空中で１１
２１℃、２ｈの拡散処理を実施した。表３は、０.１％
Ｓ、５０ｐｐｍ、５ｐｐｍＮａの燃料を用い、試験片の
温度が８５０，９００，９５０℃、試験時間が１００ｈ
の結果を示す。本実施例の試験条件は、実施例３と同じ
くＶリッチ燃料であり、Ｖアタックが主となる条件の試
験となる。
ｒＡｌＹ合金で、２種の合金被覆片、そしてＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片の全てにおいて、ＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層は、厚さが０．１５ｍｍで、減圧雰囲気中プラ
ズマ溶射で形成されている。減圧雰囲気中プラズマ溶射
の条件はプラズマ出力４５ｋＷ、雰囲気圧力１００Ｔｏ
ｒｒ、溶射距離２５０ｍｍである。また、ＣｏＮｉＣｒ
ＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片でのＡｌ拡散処理は、Ａｌ、Ａ
ｌ２Ｏ３、ＮＨ４Ｃｌの混合粉末を用いＡｒ雰囲気中で
７５０℃、２ｈの加熱処理を行なった後、真空中で１１
２１℃、２ｈの拡散処理を実施した。表３は、０.１％
Ｓ、５０ｐｐｍ、５ｐｐｍＮａの燃料を用い、試験片の
温度が８５０，９００，９５０℃、試験時間が１００ｈ
の結果を示す。本実施例の試験条件は、実施例３と同じ
くＶリッチ燃料であり、Ｖアタックが主となる条件の試
験となる。
【００２５】
【表３】 この結果、８５０〜９５０℃のいずれの温度において
も、本実施例のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック被覆片
では、亀裂などの損傷や剥離などが認められず健全であ
った。一方、ＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック被覆片は、
いずれの温度でも剥離などが発生し、ＺｒＯ２−ＣｅＯ
セラミック被覆片及びＭＣｒＡｌＹ合金層のみの試験片
では、９００、９５０℃で剥離や減肉損傷などが認めら
れた。ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片ではほぼ健
全であった。
も、本実施例のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック被覆片
では、亀裂などの損傷や剥離などが認められず健全であ
った。一方、ＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック被覆片は、
いずれの温度でも剥離などが発生し、ＺｒＯ２−ＣｅＯ
セラミック被覆片及びＭＣｒＡｌＹ合金層のみの試験片
では、９００、９５０℃で剥離や減肉損傷などが認めら
れた。ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片ではほぼ健
全であった。
【００２６】（実施例５）ＺｒＯ２系の種々のセラミッ
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合におけるＶアタックと高温硫化腐食と
の複合条件に対する耐久性についてバーナリグ高温腐食
試験により検討した。試験片は、実施例４と同じ６種の
試験片を用いた。表４は、０.１％Ｓ、５０ｐｐｍＶ、
５０ｐｐｍＮａを燃料として用い、更に燃焼ガス中に４
ｐｐｍＮａとなるようにＮａＣｌ水溶液を添加し、試験
片の温度が８５０℃、試験時間が１００、５００ｈの結
果を示す。
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合におけるＶアタックと高温硫化腐食と
の複合条件に対する耐久性についてバーナリグ高温腐食
試験により検討した。試験片は、実施例４と同じ６種の
試験片を用いた。表４は、０.１％Ｓ、５０ｐｐｍＶ、
５０ｐｐｍＮａを燃料として用い、更に燃焼ガス中に４
ｐｐｍＮａとなるようにＮａＣｌ水溶液を添加し、試験
片の温度が８５０℃、試験時間が１００、５００ｈの結
果を示す。
【００２７】
【表４】 この結果、５００ｈの長時間試験で健全であったのはＺ
ｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック被覆片のみであり、その
他の２種のセラミック被覆片、２種の合金被覆片、そし
てＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片のいずれも剥離
や減肉損傷などが生じていた。
ｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック被覆片のみであり、その
他の２種のセラミック被覆片、２種の合金被覆片、そし
てＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片のいずれも剥離
や減肉損傷などが生じていた。
【００２８】（実施例６）ＺｒＯ２系の種々のセラミッ
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合におけるＶアタックと高温硫化腐食と
の複合条件に対する耐久性について別の条件のバーナリ
グ高温腐食試験により検討した。試験片は、実施例４と
同じ６種の試験片を用いた。表５は、０.１％Ｎａ、５
０ｐｐｍＶ、５０ｐｐｍＮａを燃料として用い、更に燃
焼ガス中に、燃焼ガス中に３２ｐｐｍＮａになるように
ＮａＣｌ水溶液を過剰添加し、試験片の温度が８５０、
９５０℃，試験時間が１００ｈの結果を示す。本実施例
は、高温硫化腐食を加速した試験となる。
ク層を有する場合と種々のＭＣｒＡｌＹ合金からなる層
のみを有する場合におけるＶアタックと高温硫化腐食と
の複合条件に対する耐久性について別の条件のバーナリ
グ高温腐食試験により検討した。試験片は、実施例４と
同じ６種の試験片を用いた。表５は、０.１％Ｎａ、５
０ｐｐｍＶ、５０ｐｐｍＮａを燃料として用い、更に燃
焼ガス中に、燃焼ガス中に３２ｐｐｍＮａになるように
ＮａＣｌ水溶液を過剰添加し、試験片の温度が８５０、
９５０℃，試験時間が１００ｈの結果を示す。本実施例
は、高温硫化腐食を加速した試験となる。
【００２９】
【表５】 この結果、ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック被覆片は８
５０℃では健全、９５０℃では表面に若干の損傷が認め
らたがほぼ健全であった。一方、ＺｒＯ２−ＣｅＯセラ
ミック被覆片やＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック被覆片
は、いずれも剥離や損傷などが生じ、２種の合金被覆片
では減肉損傷などが生じていた。ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／
Ａｌ拡散処理片では８５０℃では健全であったが、９５
０℃では損傷が生じていた。
５０℃では健全、９５０℃では表面に若干の損傷が認め
らたがほぼ健全であった。一方、ＺｒＯ２−ＣｅＯセラ
ミック被覆片やＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック被覆片
は、いずれも剥離や損傷などが生じ、２種の合金被覆片
では減肉損傷などが生じていた。ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／
Ａｌ拡散処理片では８５０℃では健全であったが、９５
０℃では損傷が生じていた。
【００３０】実施例３から実施例６の高温腐食耐性に関
する結果より、気孔率が２０％以下で５重量％以上１０
重量％以下のＳｃ２Ｏ３を含むＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セ
ラミック層５を備えたセラミック被覆片にすれば、Ｖア
タック、高温硫化腐食、Ｖアタックと高温硫化腐食との
複合条件下、Ｖアタックと高温硫化腐食との複合条件下
において高温硫化腐食を加速した条件下などで十分な耐
久性を得られることが明らかになった。
する結果より、気孔率が２０％以下で５重量％以上１０
重量％以下のＳｃ２Ｏ３を含むＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セ
ラミック層５を備えたセラミック被覆片にすれば、Ｖア
タック、高温硫化腐食、Ｖアタックと高温硫化腐食との
複合条件下、Ｖアタックと高温硫化腐食との複合条件下
において高温硫化腐食を加速した条件下などで十分な耐
久性を得られることが明らかになった。
【００３１】このように、実施例１と実施例２の熱応力
耐性に関する結果と、実施例３から実施例６の高温腐食
耐性に関する結果などから、セラミック層５がＺｒＯ２
を主成分として５重量％以上１０重量％以下のＳｃ２Ｏ
３を添加剤として含み、かつ、気孔率が２％以上２０％
以下である本実施形態のガスタービン翼では、十分な高
温腐食耐性を得ることができ、かつ、熱応力に対する耐
久性を得ることができるため、ガスタービン翼の信頼性
を向上することができる。さらに、信頼性が向上し、使
用寿命を長くできることにより、ガスタービン翼の定期
点検、補修、または交換などの期間を延長することがで
き、保守点検などの手間やコストを低減することができ
る。
耐性に関する結果と、実施例３から実施例６の高温腐食
耐性に関する結果などから、セラミック層５がＺｒＯ２
を主成分として５重量％以上１０重量％以下のＳｃ２Ｏ
３を添加剤として含み、かつ、気孔率が２％以上２０％
以下である本実施形態のガスタービン翼では、十分な高
温腐食耐性を得ることができ、かつ、熱応力に対する耐
久性を得ることができるため、ガスタービン翼の信頼性
を向上することができる。さらに、信頼性が向上し、使
用寿命を長くできることにより、ガスタービン翼の定期
点検、補修、または交換などの期間を延長することがで
き、保守点検などの手間やコストを低減することができ
る。
【００３２】加えて、実施例２で示したように、セラミ
ック層５の気孔率を１０％以上２０％以下にすれば、熱
応力に対する一層十分な耐久性を得ることができる。ま
た、セラミック層５の厚さに対する制限は無いが、セラ
ミック層５の厚さが０.５ｍｍより厚くなるとセラミッ
ク層５の気孔率を制御し難くなり、また、厚さが０.０
５ｍｍ未満になるとセラミック層５が薄くなり過ぎ、高
温腐食耐性が低下してしまう。したがって、本実施形態
のように、セラミック層５の厚さは、０.０５ｍｍ以上
０.５ｍｍ以下であるのが望ましい。
ック層５の気孔率を１０％以上２０％以下にすれば、熱
応力に対する一層十分な耐久性を得ることができる。ま
た、セラミック層５の厚さに対する制限は無いが、セラ
ミック層５の厚さが０.５ｍｍより厚くなるとセラミッ
ク層５の気孔率を制御し難くなり、また、厚さが０.０
５ｍｍ未満になるとセラミック層５が薄くなり過ぎ、高
温腐食耐性が低下してしまう。したがって、本実施形態
のように、セラミック層５の厚さは、０.０５ｍｍ以上
０.５ｍｍ以下であるのが望ましい。
【００３３】また、結合層３は、基材１とセラミック層
５との間の熱膨張係数を有し、かつ耐腐食性と耐酸化性
とを備えた様々な合金で形成することができるが、本実
施形態のようなＣｏＣｒＡｌＹ合金、ＮｉＣｒＡｌＹ合
金、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金などのＭＣｒＡｌＹ合金
は、基材１とセラミック層５との間の熱膨張係数を有
し、かつ他の合金に比べ耐腐食性と耐酸化性に優れてい
るので、結合層３を形成する上で好ましい。ところで、
結合層３を設けず基材１の表面に直接セラミック層５を
形成した場合、基材１とセラミック層５との熱膨張係数
の差により、セラミック層５が損傷し、基材１を熱や高
温腐食などから保護できなくなってしまう。このため、
結合層３が基材１とセラミック層５との間の熱膨張係数
を有していることで、基材１とセラミック層５との熱膨
張係数の差を結合層３が緩衝し、セラミック層５の損傷
を防ぐことができる。
５との間の熱膨張係数を有し、かつ耐腐食性と耐酸化性
とを備えた様々な合金で形成することができるが、本実
施形態のようなＣｏＣｒＡｌＹ合金、ＮｉＣｒＡｌＹ合
金、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金などのＭＣｒＡｌＹ合金
は、基材１とセラミック層５との間の熱膨張係数を有
し、かつ他の合金に比べ耐腐食性と耐酸化性に優れてい
るので、結合層３を形成する上で好ましい。ところで、
結合層３を設けず基材１の表面に直接セラミック層５を
形成した場合、基材１とセラミック層５との熱膨張係数
の差により、セラミック層５が損傷し、基材１を熱や高
温腐食などから保護できなくなってしまう。このため、
結合層３が基材１とセラミック層５との間の熱膨張係数
を有していることで、基材１とセラミック層５との熱膨
張係数の差を結合層３が緩衝し、セラミック層５の損傷
を防ぐことができる。
【００３４】さらに、実施例５、６に示すように、Ｃｏ
ＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片では、一部の試験条
件、すなわちやＶアタックと高温硫化腐食との複合条件
での長時間試験を除き、ほぼ健全であったが、基材１に
ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理層を形成しただけで
は、十分な高温耐性が得られない。しかし、本発明の1
つの組み合わせとして、ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミッ
ク層５の下部の結合層３としてＭＣｒＡｌＹ合金とＡｌ
拡散処理とを組み合わせたＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理
コーティングによる結合層を用いることにより、ガスタ
ービン翼の高温腐食耐性をさらに向上できる。ただし、
Ａｌ拡散処理を行いＡｌリッチな状態になることで、結
合層の機械的強度が低下する場合があるため、ＭＣｒＡ
ｌＹ/Ａｌ拡散処理コーティングによる結合層を有する
ガスタービン翼では、用途が制限される場合がある。な
お、ＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理コーティングによる結
合層を用いた場合でも、セラミック層がＺｒＯ２−Ｃｅ
Ｏセラミック層やＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック層では
高温腐食耐性を向上することはできない。
ＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理片では、一部の試験条
件、すなわちやＶアタックと高温硫化腐食との複合条件
での長時間試験を除き、ほぼ健全であったが、基材１に
ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／Ａｌ拡散処理層を形成しただけで
は、十分な高温耐性が得られない。しかし、本発明の1
つの組み合わせとして、ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミッ
ク層５の下部の結合層３としてＭＣｒＡｌＹ合金とＡｌ
拡散処理とを組み合わせたＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理
コーティングによる結合層を用いることにより、ガスタ
ービン翼の高温腐食耐性をさらに向上できる。ただし、
Ａｌ拡散処理を行いＡｌリッチな状態になることで、結
合層の機械的強度が低下する場合があるため、ＭＣｒＡ
ｌＹ/Ａｌ拡散処理コーティングによる結合層を有する
ガスタービン翼では、用途が制限される場合がある。な
お、ＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理コーティングによる結
合層を用いた場合でも、セラミック層がＺｒＯ２−Ｃｅ
Ｏセラミック層やＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３セラミック層では
高温腐食耐性を向上することはできない。
【００３５】また、本実施形態では、セラミック層５を
大気中プラズマ溶射により、結合層３を減圧雰囲気中プ
ラズマ溶射で形成したが、セラミック層５や結合層３
は、様々な形成方法で形成することができる。ただし、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５は、組織制御、す
なわち気孔率制御の点からプラズマ溶射を用いるのが望
ましく、ＭＣｒＡｌＹ合金からなる結合層３では、内部
欠陥の無い徴密な組織を得る上で、減圧雰囲気中プラズ
マ溶射、または高速ガス溶射を用いるのが望ましい。さ
らに、ＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理層からなる結合層３
を形成する場合には、Ａｌ拡散処理として粉末パック法
またはＡｌ−ＣＶＤ法を用いるのが望ましい。
大気中プラズマ溶射により、結合層３を減圧雰囲気中プ
ラズマ溶射で形成したが、セラミック層５や結合層３
は、様々な形成方法で形成することができる。ただし、
ＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層５は、組織制御、す
なわち気孔率制御の点からプラズマ溶射を用いるのが望
ましく、ＭＣｒＡｌＹ合金からなる結合層３では、内部
欠陥の無い徴密な組織を得る上で、減圧雰囲気中プラズ
マ溶射、または高速ガス溶射を用いるのが望ましい。さ
らに、ＭＣｒＡｌＹ/Ａｌ拡散処理層からなる結合層３
を形成する場合には、Ａｌ拡散処理として粉末パック法
またはＡｌ−ＣＶＤ法を用いるのが望ましい。
【００３６】ところで、本実施形態のガスタービン動翼
７では、図４に示すように、燃焼ガスに曝される翼９の
全面と、プラットホーム１１の翼９が形成された面１３
とにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形成してい
る。ガスタービン動翼７においてＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３
セラミック層を形成する領域は、これに限らず、高温損
傷が生じ易い翼９の前緑部１５、翼９の背１７側、翼９
腹１９側のいずれかの部分のみにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３
セラミック層を形成することもできる。また、ガスター
ビン静翼の場合は、燃焼ガスに曝される翼面全体または
エンドウォールなどにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック
層を形成する。なお、熱応力の作用が相対的に大きいガ
スタービン動翼７では、気孔率が１０％以上２０％以下
の本実施形態のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形
成し、熱応力の作用が相対的に小さいガスタービン静翼
では、気孔率が２％以上１０％以下の本実施形態のＺｒ
Ｏ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形成してもよい。
７では、図４に示すように、燃焼ガスに曝される翼９の
全面と、プラットホーム１１の翼９が形成された面１３
とにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形成してい
る。ガスタービン動翼７においてＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３
セラミック層を形成する領域は、これに限らず、高温損
傷が生じ易い翼９の前緑部１５、翼９の背１７側、翼９
腹１９側のいずれかの部分のみにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３
セラミック層を形成することもできる。また、ガスター
ビン静翼の場合は、燃焼ガスに曝される翼面全体または
エンドウォールなどにＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック
層を形成する。なお、熱応力の作用が相対的に大きいガ
スタービン動翼７では、気孔率が１０％以上２０％以下
の本実施形態のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形
成し、熱応力の作用が相対的に小さいガスタービン静翼
では、気孔率が２％以上１０％以下の本実施形態のＺｒ
Ｏ２−Ｓｃ２Ｏ３セラミック層を形成してもよい。
【００３７】さらに、本実施形態のＺｒＯ２−Ｓｃ２Ｏ
３セラミック層を備えたガスタービン翼を備えたガスタ
ービンを構成すれば、Ｓ、Ｖ、Ｎａ等を含む燃料など、
高温腐食を引き起こすような物質を含む燃料などを使用
した場合でも、高温部品である動翼７、静翼などの高温
腐食などによる損傷が防止でき、かつ、ガスタービンの
起動、停止によって生じる熱応力に対しても耐久性を有
しているため、ガスタービンの長期安定運転、または高
温部品の補修や交換期間の長期化や省略ができ、ガスタ
ービンの運転ランニングコストの低減ができる。
３セラミック層を備えたガスタービン翼を備えたガスタ
ービンを構成すれば、Ｓ、Ｖ、Ｎａ等を含む燃料など、
高温腐食を引き起こすような物質を含む燃料などを使用
した場合でも、高温部品である動翼７、静翼などの高温
腐食などによる損傷が防止でき、かつ、ガスタービンの
起動、停止によって生じる熱応力に対しても耐久性を有
しているため、ガスタービンの長期安定運転、または高
温部品の補修や交換期間の長期化や省略ができ、ガスタ
ービンの運転ランニングコストの低減ができる。
【００３８】
【発明の効果】本発明によれば、ガスタービン翼の信頼
性を向上することができる。
性を向上することができる。
【図１】本発明を適用してなるガスタービン翼の一実施
形態の一部分の断面構成を示す模式図である。
形態の一部分の断面構成を示す模式図である。
【図２】セラミック層の気孔率に対するセラミック層の
損傷発生までの回数を示す図である。
損傷発生までの回数を示す図である。
【図３】セラミック層のＳｃ２Ｏ３含有量に対するセラ
ミック層の損傷発生までの回数を示す図である。
ミック層の損傷発生までの回数を示す図である。
【図４】本発明を適用してなるガスタービン動翼の一実
施形態の概略構成を示す斜視図である。
施形態の概略構成を示す斜視図である。
１ 基材 ３ 結合層 ５ セラミック層 ７ ガスタービン動翼 ９ 翼 １１ プラットホーム
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 児島 慶享 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 和田 克夫 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立事業所内 (72)発明者 土屋 利明 神奈川県横浜市鶴見区江ヶ崎４番１号 東 京電力株式会社エネルギー環境研究所内 (72)発明者 清水 雅典 神奈川県横浜市鶴見区江ヶ崎４番１号 東 京電力株式会社エネルギー環境研究所内 Ｆターム(参考） 3G002 EA05 EA06 EA08 4K031 AA08 AB03 CB09 CB10 CB14 CB15 CB22 CB27 CB42 CB49 DA04 EA10 4K044 AA01 AB10 BA12 BB03 BC02 BC11 CA11 CA24 CA29 4K062 AA01 AA10 BA17 BA20 CA02 CA04 DA10 EA01 FA20
Claims (3)
- 【請求項１】 耐熱合金で形成された基材と、該基材の
表面を被覆し、該基材よりも高温耐食性に優れた合金か
らなる結合層と、該結合層の表面を被覆するセラミック
層とを少なくとも燃焼ガスに曝される部分に有してな
り、該セラミック層は、ＺｒＯ２を主成分とし、Ｓｃ２
Ｏ３を５重量％以上１０重量％以下含有し、気孔率が２
％以上２０％以下の多孔質組織であるガスタービン翼。 - 【請求項２】 前記セラミック層の厚さが０．０５ｍｍ
以上０．５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に
記載のガスタービン翼。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載のガスタービン
翼を備えてなるガスタービン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000056940A JP3551883B2 (ja) | 2000-03-02 | 2000-03-02 | ガスタービン翼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000056940A JP3551883B2 (ja) | 2000-03-02 | 2000-03-02 | ガスタービン翼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001240983A true JP2001240983A (ja) | 2001-09-04 |
| JP3551883B2 JP3551883B2 (ja) | 2004-08-11 |
Family
ID=18577812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000056940A Expired - Fee Related JP3551883B2 (ja) | 2000-03-02 | 2000-03-02 | ガスタービン翼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3551883B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7354663B2 (en) | 2004-04-02 | 2008-04-08 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Thermal barrier coating, manufacturing method thereof, turbine part and gas turbine |
| JP2011167994A (ja) * | 2010-02-22 | 2011-09-01 | Hitachi Ltd | 遮熱コーティングを有する耐熱部材と、それを用いたガスタービン用部品 |
| CN110573696A (zh) * | 2017-04-28 | 2019-12-13 | 西门子股份公司 | 用于转子叶片和壳体的密封系统 |
-
2000
- 2000-03-02 JP JP2000056940A patent/JP3551883B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2011167994A (ja) * | 2010-02-22 | 2011-09-01 | Hitachi Ltd | 遮熱コーティングを有する耐熱部材と、それを用いたガスタービン用部品 |
| CN110573696A (zh) * | 2017-04-28 | 2019-12-13 | 西门子股份公司 | 用于转子叶片和壳体的密封系统 |
| CN110573696B (zh) * | 2017-04-28 | 2022-06-24 | 西门子能源全球有限两合公司 | 用于转子叶片和壳体的密封系统 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3551883B2 (ja) | 2004-08-11 |
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