JP2843476B2 - 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 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温の燃焼ガス雰囲気
で高いクリープ破断強度が必要とされる航空機用または
地上発電用ガスタービン等のブレード（動翼）やノズル
（静翼）に使用される新規の超合金と、該超合金を用い
ることによってできる単結晶鋳造物、および該単結晶鋳
造物を用いることによってできるガスタービン用単結晶
部品、および該単結晶部品を用いることによってできる
高効率ガスタービンに関するもので、とりわけ地上発電
用で高い耐食性が要求されるものに関する。さらに該高
効率ガスタービンを用いてできる高効率コンバインドサ
イクル発電システムに関する。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンエンジンの高出力・高効率
化にともなう燃焼温度の上昇に対し、もっとも厳しい使
用環境に曝されるタービンブレードは、多結晶の普通鋳
造合金から、応力負荷方向に結晶粒界をもたない一方向
柱状晶凝固合金に、さらに結晶粒界を全くもたない単結
晶合金へと変遷を遂げてきた。このような発展の歴史は
主に航空機用ガスタービンを中心としたもので、連続運
転時間が比較的短く高いクリープ破断強度と高い低サイ
クル疲労強度が重視されてきた。

【０００３】Ａｌｌｏｙ４４４（米国特許第４，１１
６，７２３号、特公昭５９−３４７７６号）、ＰＷＡ１
４８４（米国特許第４，７１９，０８０号、特開昭６１
−２８４５４５号、"Second-generation Nickel-base
Single Crystal Superalloy";A.D.Cetel and D.N.Duhl;
Superalloys 1988,The Metall. Soc.,(1988),pp235-24
4）、ＣＭＳＸ−４（米国特許第４，６４３，７８２
号、特開昭６０−２１１０３１号,"Process and Allo
y Optimization forCMSX-4 Superalloy Single Cristal
Airfoils";D.J.Fraisier,J.R.Whetstone, K.Harris,
G.L.Erickson,R.E.Schwer;High Temp. Mater. Power
Eng. 1990 Part2,(1990),pp1281-1300）やＳＣ−８３Ｋ
（米国特許第４，９７６，７９１号、特開平２−１３８
４３１号,"Ｎｉ基単結晶超耐熱合金の開発";大野丈博、
渡辺力蔵;鉄と鋼,vol.77,(1991),pp832-839）などはい
ずれも航空機用ガスタービンのブレードを目的に開発さ
れたもので、必ずしも十分な耐食性をもっているとは言
いがたい。

【０００４】現状、ガスタービンのブレードあるいはノ
ズルの部品は、表面に高耐食性合金さらにはセラミック
スを溶射することで、厳しい腐食環境から保護されてい
る。しかし、表面のコーティングは剥離の問題があり、
剥離した部分での腐食の進行速度は極力遅いことが望ま
しい。航空機用のガスタービンでは、連続運転時間が短
く、点検のサイクルが短いので、単結晶超合金の耐食性
が不十分でもなんとか使用は可能である。しかし、メン
テナンス作業を減らすことは信頼性の向上につながるの
で、超合金の耐食性を改善することが望まれている。

【０００５】一方、地上発電用のガスタービンのブレー
ドの使用温度は、従来、航空機用ほど高くなく普通鋳造
合金が主に使用されてきた。しかし、近年の地球的規模
の環境汚染問題から、地上発電用ガスタービンの高効率
化が急務となり、地上用といえどもガスタービンの燃焼
温度は高くなり、ブレード用合金も普通鋳造合金から、
単結晶合金への移行が必要となってきた。地上用は航空
機用に比べて、連続運転時間が格段に長いために、点検
の間隔が長く、コーティングが剥離した場合の腐食の進
行速度が特に重要となる。従って、燃焼ガス雰囲気下で
の耐食・耐酸化性は航空機用よりも優れる必要性がある
が、このような高耐食性を目的とした単結晶合金は未だ
実用化されていないのが現状である。

【０００６】さらに、ガスタービンの効率化の最大のネ
ックは、第１段ブレードとノズルの耐用温度であり、上
記の問題を解決する高耐食高強度超合金とこの超合金を
用いた単結晶鋳造物が製造できればそのことにより、ガ
スタービンの燃焼温度が高まり、ガスタービンの高効率
化が可能となる。さらに、この高効率ガスタービンが製
造できれば、このガスタービンの排ガスのエネルギーに
よって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によ
って駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービンおよ
び蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複
合プラントにおいてプラント全体の熱効率が５０％以上
の従来技術では到達出来なかった高効率のコンバインド
サイクル発電システムを得ることができる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】地上発電用ガスタービ
ンの燃焼ガスに含まれる腐食生成物としては、主にＮａ
ＣｌとＮａ₂ＳＯ₄が知られている。一般に耐食性の評価
はこれらの混合塩を含むバーナーリグ試験、塗布加熱試
験、溶融塩の全浸漬試験等で評価される。地上発電用に
単結晶合金を使用する場合、従来、多結晶合金として広
く使用されてきたＲｅｎｅ８０(60Ni-14Cr-9.5Co-4Mo-4
W-3Al-5Ti-0.17C-0.015B-0.03Zr)と同等、あるいはそれ
に近い耐食性をもつことが必要条件となる。さらにＲｅ
ｎｅ８０より高温での使用を考えた場合、Ｒｅｎｅ８０
よりも、より優れた耐酸化性をもつことも必要である。

【０００８】本発明者らは、耐食性を評価する手段とし
て後に述べる実施例に示す溶融塩の全浸漬試験により、
各種既存合金の耐食性をＲｅｎｅ８０と多結晶状態のま
まで比較調査した。上述の単結晶合金（Ａｌｌｏｙ４４
４は本発明の目標レベルの強度に対して低過ぎるので、
評価を行なっていない）のうち、ＰＷＡ１４８４やＳＣ
−８３Ｋは、現在世界でもっとも高いクリープ破断強度
を有する合金として知られているが、本実験による評価
では、耐食試験片がるつぼ中で全溶融を生じ、耐食性の
点では地上用ガスタービンブレード用として十分な耐食
性をもたないことがわかった。一方、ＰＷＡ１４８４や
ＳＣ−８３Ｋよりも高温強度の劣るＣＭＳＸ−４は従来
の単結晶合金よりは耐食性に優れるものの、Ｒｅｎｅ８
０の耐食性にはまったく及ばなかった。

【０００９】本発明の目的は、高温の燃焼ガス雰囲気で
高いクリープ破断強度が必要とされる航空機用または地
上発電用ガスタービン等のブレード（動翼）やノズル
（静翼）にする従来の普通鋳造合金並みの高い耐食・耐
酸化性と従来の単結晶合金と同等のクリープ破断強度を
併せもつ単結晶部品に適した高耐食高強度の超合金と、
それからなるマスターインゴットおよびその合金を用い
ることによってできる単結晶鋳造物、さらにこの単結晶
鋳造物を用いることによってできるガスタービンブレー
ドおよびガスタービンノズル、さらにこれらのガスター
ビンブレードおよびガスタービンノズルを用いることに
よってできる高効率のガスタービンおよびこのガスター
ビンを用いてできる熱効率５０％を超える高効率のコン
バインドサイクル発電システムを提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、単結晶合
金開発の予備検討として、多結晶状態での耐食性向上に
およぼす各種添加元素の影響を検討した。まず最初に各
種文献で知られる限りの高強度の種々の既存開発合金に
ついて、文献で示される化学成分と同一の組成の多結晶
合金を作成し、さらに文献で知られる限りの同一の熱処
理条件を実施して、耐食・耐酸化性の評価を行なった。
これらの結果については本発明の実施例のなかで従来合
金として具体的な数値を示している。近年、開発された
ＣＭＳＸ−４やＰＷＡ１４８４は、ともに強度、耐食性
に有効に働くとされるＲｅを３％含む合金である。我々
の検討において、ＣＭＳＸ−４は確かにＲｅを含まない
ＳＣ８３Ｋのような合金に比べて、耐食性を向上させる
ことが確認できたが、Ｒｅｎｅ８０に比べるとかなり耐
食性が劣ることがわかった。

【００１１】一方、ＰＷＡ１４８４は、ＣＭＳＸ−４と
同じ３％Ｒｅを含むにもかかわらず、ＳＣ８３Ｋと同
様、耐食性が全く不十分であることがわかった。これ
は、ＰＷＡ１４８４のＣｒが５％と低いことが原因と考
えられ、ＰＷＡ１４８４のように、強度向上を意図する
あまりＣｒの添加量を下げ過ぎると、耐食性が本発明が
意図するレベルに対し全く不十分となる。

【００１２】地上用ガスタービンのブレード等の部品
は、前述したように燃焼ガス雰囲気中の耐食性、耐酸化
性が強く要求される。本発明者らは単結晶合金の開発の
歴史で強度上あまり、注目されていなかったＴａと同属
のγ’の強化元素であるＮｂに着目して耐食性の評価を
行なった。その結果、腐食機構に関して、現時点で十分
な解明はなされていないが、適度のＮｂの添加はＲｅと
複合添加された場合にあきらかに従来合金の耐食性をは
るかに上回り、高耐食性を有する普通鋳造合金Ｒｅｎｅ
８０並みか、あるいはそれに近い良好な耐食性が得られ
ることがわかった。

【００１３】さらに本発明合金を単結晶化した試料をＲ
ｅｎｅ８０との比較試験で、実機模擬燃焼試験を実施し
たところむしろ、Ｒｅｎｅ８０よりも優れた耐食性を示
すことがあきらかになった。このようなＮｂ添加の効果
およびＮbとＲeの複合添加の効果をあきらかにした点が
本発明の特徴とするところの一つで、このような着想は
従来技術になかったことである。一方で、ＮｂはＴａと
同族の元素であり、高温クリープ破断強度の向上には、
γ’固溶強化元素として、同様の働きをする。その効果
は、Ｔａの方がＮｂよりも優れるので、強度と耐食性の
両面から、両者の割合には最適値が存在する。この割合
を新規に見出したことも本発明の特徴の一つである。

【００１４】さらに本願発明の他の特徴とするところ
は、Ｃｏの最適な添加量を見い出したことである。従来
の合金では、Ｃｏは不純物程度としか見なされていなか
ったか、逆に強度向上の目的で５〜１０％程度添加され
ていた。この過度のＣｏは、耐酸化性や耐食性および強
度面でも本発明合金に対しては、不適当に多い量である
ことを明らかにした。この注意深く制御された量のＣｏ
はＨｆの少量添加と合わせ本発明合金の耐酸化性、耐食
性および高温強度の向上に対し、いずれにも著しい効果
を及ぼした。

【００１５】また、ＷとＴａは個々に高温強度の向上に
は寄与するが、両者をともに多量に添加した場合は、α
−Ｗ相や未固溶の共晶γ’相等が残り、かえって高温強
度の低下を招き、また合金の強度向上の効果以上に比重
を高めてしまうという欠点がある。そのために、両者の
和の上限を見出したことも本発明の特徴とするところの
一つである。さらに、合金の比重の点で有利となるＭｏ
の添加量の高い組成域でも従来合金にない高い耐食性を
見いだしたことも本発明の特徴とするところの一つであ
る。

【００１６】また、本発明の検討結果を強度の指標とし
て（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）をとり、一方耐食性の指
標として、上記の理由からＮｂをＣｒと同様に耐食性を
よくする元素として取扱い、（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／
（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）をとると、本発明が狙いとする
高い耐食性と高いクリープ破断強度を有する領域はこれ
らの指標で表され、図１に示すように、前記（Ｗ＋Ｔａ
＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）量と（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５
Ｃｒ＋２Ｎｂ）比とが、Ａ（２６．０，０．９５），Ｂ
（２２．０，０．９５），Ｃ（１４．０，０．６），Ｄ
（１４．０，０．１）およびＥ（２６．０，０．６）で
囲まれた領域内の範囲に位置することもあきらかにし
た。このような指標を新たに定めたことも本発明の特徴
の一つである。さらに、Ｎｂを含有する本発明合金にお
いて、耐食性に効果のある元素としてＣｒとＡｌを、一
方上記と同じ耐食性に対して負の効果をもたらす元素と
してＷ，ＴａおよびＭｏを選んで、両者の比をとれば、
この値にも最適な範囲が存在することをあきらかにし
た。

【００１７】従来合金のうち、米国特許第４，７１９，
０８０号（特開昭６１−２８４５４５号）は、ＰＷＡ１
４８４を含む組成の合金であるが、この合金について
は、Ｎｂは広い組成範囲に含まれるのみで、好適な範囲
からは外れており、実施例中にもＮｂを含む合金は見当
たらない。さらに、この米国特許の発明は以下に示す式
（１）のＰ値において広い組成範囲で３３６０〜４８５
０であること、より好ましくは３８００〜４４００であ
ることがうたわれている（式（１）中の値はすべて重量
％の値）。 Ｐ＝-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(TixTa)+15Nb+200W-14W²+30Ta-1.5Ta²+2.5C o+1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr …（１）

【００１８】Ｐ値は個々の合金元素の強度に及ぼす寄与
率を表しているものと考えられる。参考のために実施例
に示す本発明合金についてもＰ値を計算したが、いずれ
も３３６０を下回っているにもかかわらず十分な高温強
度が得られている。本発明合金のＰ値が３３６０を下回
る主な原因は相対的に高いＣｒ量と相対的に低いＴａ量
からきており、本発明合金については、Ｐ値に左右され
ることなく、十分に高い高温強度が得られ、式（１）は
高温強度を導くのに、全く適当ではない。よって、この
発明は本発明合金とは、異質の発明であると言える。

【００１９】本発明の高耐食高強度超合金は、一方向凝
固鋳造法により単結晶化できる。この単結晶超合金を用
いて出来るガスタービンのブレードやノズル等の単結晶
部品は高い耐食性と高温強度を有するため、これらの部
品の性能によって燃焼効率を律速されている現状のガス
タービンは本発明の単結晶超合金のブレードやノズルを
用いることで、従来にない高効率のガスタービンの製造
が可能となる。さらにこの高効率のガスタービンの製造
によって、蒸気タービンとのサイクル発電で、５０％以
上の高効率のコンバインドサイクル発電システムが得ら
れる。

【００２０】上述した詳細な検討の結果得られた本発明
のうちの第１発明は、重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ
４．５〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０
％，Ｍｏ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２
〜３％，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有
し、かつ(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５
０〜３２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからな
ることを特徴とする高耐食高強度超合金である。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1) なかでも、相対的に低比重となる組成は、重量％で、Ｃ
ｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５％，Ｗ２〜９％とＴ
ａ２．５〜８％をＷ＋Ｔａで１１．５％以下，Ｍｏ３％
を超え５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜
３％，Ｒｅ０．１〜１．６５％，Ｈｆ０．３％以下を含
有し、かつ前記(1)式により重量％で計算されるＰ値が
２３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉ
からなる高耐食高強度超合金である。耐食性を特に重視
した場合には、重量％で、Ｃｒ７〜１２％，Ａｌ４．８
〜６．５％，Ｗ４〜９％，Ｔａ２．５〜９％，Ｍｏ５％
以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ２％を超え３％以下，Ｒ
ｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ前記
(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２
８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなる高耐食
高強度超合金が適している。

【００２１】特に高強度を意図する場合には、重量％
で、Ｃｒ７．３〜１０．５％，Ａｌ４．５〜５．４％，
Ｗ４〜１２％とＴａ２．５〜９％をＷ＋Ｔａで１７％以
下，Ｍｏ２％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜
２．５％，Ｒｅ０．１〜１．６５％，Ｈｆ０．１３％以
下を含有し、かつ前記(1)式により重量％で計算される
Ｐ値が２３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物
とＮｉからなる高耐食高強度超合金が適している。ま
た、耐酸化性に優れた組成としては、重量％で、Ｃｒ
７．３〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５％，Ｗ４〜９％と
Ｔａ４．５〜９％をＷ＋Ｔａで１５％以下，Ｍｏ１％以
下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜２％，Ｒｅ０．１
〜１．６５％，Ｈｆ０．１３％以下を含有し、かつ前記
(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２
８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなる高耐食
高強度超合金が適している。

【００２２】また、高温強度と耐食性がともに優れる組
成を意図する場合には、重量％で、Ｃｒ７．３〜１２
％，Ａｌ４．５〜５．５％，Ｗ４〜９％とＴａ４．５〜
９％をＷ＋Ｔａで１５％以下，Ｍｏ１．８％以下，Ｃｏ
０．１〜２．５％，Ｎｂ０．８〜２．５％，Ｒｅ０．１
〜１．６５％，Ｈｆ０．１３％以下を含有し、かつ前記
(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２
８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなる高耐食
高強度超合金が適している。さらに、高温強度、高温延
性および耐食性・耐酸化性のすべてを重視した場合に
は、バランスのよい組成として、重量％で、Ｃｒ７．３
〜１１％，Ａｌ４．７〜５．５％，Ｗ５〜９％とＴａ５
〜９％をＷ＋Ｔａで１４．５％以下，Ｍｏ０．２〜１．
８％，Ｃｏ０．３〜２．０％，Ｎｂ０．８〜２．５％，
Ｒｅ０．１〜１．６５％，Ｈｆ０．１３％以下を含有
し、かつ前記(1)式により重量％で計算されるＰ値が２
３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉか
らなる高耐食高強度超合金が適し、なかでも最もバラン
スのよい組成として、重量％で、Ｃｒ７．３〜９％，Ａ
ｌ４．７〜５．５％，Ｗ５〜６．３％，Ｔａ５〜７．５
％，Ｍｏ０．５〜１．８％，Ｃｏ０．５〜１．５％，Ｎ
ｂ１．３〜１．８％，Ｒｅ１．３〜１．６５％，Ｈｆ
０．１３％以下を含有し、かつ前記(1)式により重量％
で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、残部不
可避の不純物とＮｉからなる高耐食高強度超合金が適し
ている。

【００２３】なお、高温強度と耐食性のみを重視し、耐
酸化性を重視しない場合は、ＣｏおよびＨｆは故意に添
加しなくてもよい。また、高温強度のみを特に重視し、
耐食性をそれほど重視しない場合は、Ｎｂを無添加と
し、重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５
％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ３％を超
え５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｒｅ０．１〜４
％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ前記(1)式により
重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、
残部不可避の不純物とＮｉからなる組成でもよい。以上
述べた合金組成群のうち、実施例の図１に示すように縦
軸に（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）量をとり、横軸に（Ｗ
＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）比をとる
と、とくに、Ａ（２６．０，０．９５），Ｂ（２２．
０，０．９５），Ｃ（１４．０，０．６），Ｄ（１４．
０，０．１）およびＥ（２６．０，０．６）で囲まれた
領域内で、優れた高温強度と耐食性が得られる。

【００２４】また、以上の合金組成群のうち、実施例の
図２に示すように２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）比を０．２
〜０．８の範囲とすることで、優れた高温強度と耐食性
を両立できる。また、上述の合金組成群のうち、（３．
５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）比を２．
５〜５の範囲とすることで、強度と耐食性を両立でき
る。本発明のうちの第２発明は、上述の合金からなる棒
状マスターインゴットである。本発明のうちの第３発明
は、上述の合金を一方向凝固させてできる、実質的に結
晶粒界を有しない高耐食高強度単結晶鋳造物である。さ
らにこの高耐食高強度単結晶鋳造物は、固溶化処理後に
存在する未固溶の共晶γ’相の体積率が５％以下、固溶
化＋時効後のγ’相の体積率が５０〜７０％、および固
溶化＋時効処理後に析出するγ’相は一辺の長さが１μ
ｍ以下の立方体または直方体形状に調整されることで、
優れた高温強度と耐食性がえられる。また、この高耐食
高強度単結晶鋳造物は、１０４０℃、１９ｋｇｆ／ｍｍ
²でのクリープ破断時間が１００時間以上、および７５
重量％Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣｌ混合塩全浸漬試
験における、９４０℃、５０時間後の腐食減量が３００
ｍｇ／ｃｍ²以下の特性を得ることができる。

【００２５】本発明のうちの第４発明は、第３発明に記
載の高耐食高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とす
るガスタービンブレードである。前記ガスタービンブレ
ードは、ディスクに植設され、該ディスクの固定部とな
るダブテール部と、該ダブテール部に連なるシャンク部
と、該シャンク部の側面に一体に突設し高温ガスをシー
ルするシールフィンと、前記シャンク部に支持され高温
ガスをシールするプラットホーム部と、該プラットホー
ム部に連なって高温ガスの衝突する翼部とを有し、発電
用として熱効率向上に有効である。

【００２６】さらに、これらのガスタービンブレードを
出力約２．５万ＫＷ以上の発電用として用いる場合、長
手方向の全長は１５０mm以上である必要がある。本発明
に係るガスタービンブレードは、ディスクへの固定部と
なるダブテール部と、このダブテール部に連なり、その
側面に一体に突設された単数または複数のシールフィン
を備えたシャンク部と、このシャンク部に連なる翼部と
を備え、重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．
５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８
％以下，Ｎｂ０．２〜３％，Ｒｅ０．１〜４％を含有
し、かつ前記(1)式により重量％で計算されるＰ値が２
３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉで
あるＮｉ基合金からなり、前記翼部、シャンク部および
ダブテール部に相当するメーン鋳型に対して前記シール
フィンに連通したバイパス鋳型を有し、前記メーン鋳型
とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の溶湯を同速度で一方向
に漸次凝固させ単結晶組織に鋳造する工程を含む製造法
によって得ることができる。

【００２７】本発明のうちの第５発明は、上述の高耐食
高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とするガスター
ビンノズルである。前記ガスタービンノズルを出力約
２．５万ＫＷ以上の発電用として用いる場合、１個の翼
部と該翼部両端に形成されたサイドウォールとを有し、
前記翼部は両端のサイドウォール間が７０mm以上、燃焼
ガス入口側から出口側までの長さが１００mm以上となる
構造が熱効率向上に有効である。

【００２８】本発明に係るガスタービンノズルは、翼部
と、該翼部両端に設けられたサイドウォールとを備え、
翼部と、該翼部両端に設けられたサイドウォールとを備
え、重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５
％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％
以下，Ｎｂ０．２〜３％，Ｒｅ０．１〜４％を含有し、
かつ前記(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５
０〜３２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉである
Ｎｉ基合金からなり、前記翼部に相当するメーン鋳型に
対して前記サイドウォールに連通したバイパス鋳型を有
し、前記メーン鋳型とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の溶
湯を同速度で一方向に漸次凝固させ、単結晶組織に鋳造
する工程を含む製造法によって得ることができる。本発
明のうちの第６発明は、コンプレッサにより圧縮された
空気を燃焼させ、その高温ガスをガスタービンノズルを
通し、複数のディスクに各々植設された本発明第４のガ
スタービンブレードに衝突させて該ブレードを回転させ
るガスタービンである。

【００２９】本発明のうちの第７発明は、コンプレッサ
により圧縮された空気を燃焼させ、その高温ガスを本発
明第５のガスタービンノズルを通し、複数のディスクに
各々植設されたガスタービンブレードに衝突させて該ブ
レードを回転させるガスタービンである。本発明のうち
の第８発明は、コンプレッサにより圧縮された空気を燃
焼させ、その高温ガスを本発明第５のガスタービンノズ
ルを通し、複数のディスクに各々植設された本発明の第
４のガスタービンブレードに衝突させて該ブレードを回
転させるガスタービンである。

【００３０】本発明におけるガスタービンは、コンプレ
ッサによって圧縮された燃料ガスをノズルを通じてディ
スクに植設されたブレードに衝突させて該ブレードを回
転させる構造を有し、前記ブレードおよびノズルは３段
以上有し、該ブレードの初段が翼部と、該翼部に連なる
平坦部を有するプラットフォーム部と、該プラットフォ
ーム部に連なるシャンク部と該シャンク部の両側に設け
られた突起からなるシールフィンと、前記シャンク部に
連なるダブテール部とを有し、該ブレードおよび前記ノ
ズルが重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５
％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％
以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３％，Ｒｅ０．
１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ前記(1)式
により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０で
あり、残部不可避の不純物とＮｉからなるＮｉ基合金の
単結晶鋳物からなることを特徴とし、また前記燃焼ガス
温度が１，５００℃以上であり、前記ブレードおよびノ
ズルが３段以上有し、該ブレードの初段入口での前記燃
焼ガス温度が１，３００℃以上であり、前記ブレードの
初段は全長が１５０mm以上で、該ブレードの初段および
前記ノズルの初段が前記Ｎｉ基合金の単結晶鋳造物から
なり、発電容量が２．５万ｋＷ以上であることを特徴と
するものである。

【００３１】本発明のうちの第９発明は、高速で流れる
高温ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタ
ービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱
回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される蒸気ター
ビンと、前記ガスタービンおよび蒸気タービンによって
駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおい
て、前記ガスタービンに本発明第６〜第８のいずれかの
ガスタービンを用いることにより、プラント全体の熱効
率が５０％以上となることを特徴とするコンバインドサ
イクル発電システムである。

【００３２】特に本発明は高速で流れる燃焼ガスによっ
て駆動するガスタービンと、該ガスタービンの燃焼排ガ
スによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気
によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービン
および蒸気タービンによって駆動される発電機とを備え
た複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンはブレ
ードを３段以上有し、前記燃焼ガスの初段ブレード入口
温度が１３００℃以上で、タービン出口の燃焼排ガス温
度が５６０℃以上であり、前記廃熱回収ボイラによって
５３０℃以上の水蒸気を得、前記蒸気タービンは高低圧
一体型であり、該蒸気タービンブレードの初段への前記
蒸気温度が５３０℃以上であり、前記ガスタービンの発
電容量が、５万ｋＷ以上および蒸気タービンの発電容量
が３万ｋＷ以上であり、総合熱効率が５０％以上である
ことを特徴とし、初段ブレードおよび初段ノズルに前述
の単結晶合金が用いられるものである。

【００３３】

【作用】以下、本発明合金の成分限定理由について述べ
る。Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性を向上させる作用を
もつため、最低６％を必要とするが、過度の添加はσ相
などの有害析出相を生じ、クリープ破断強度と延性を低
下させるため、６〜１２％に限定する。好適には７％以
上、さらに望ましくは７．３％以上が望ましい。最も好
適な範囲は７．３〜９％である。

【００３４】ＡｌはＮｉ基超耐熱合金の高温酸化特性の
改善に最も寄与するＡｌ₂Ｏ₃の皮膜を形成するために重
要な元素であり、この点に関しては、Ａｌ量は多い方が
望ましい。また、同時にＡｌはＮｉ基超耐熱合金を析出
強化する金属間化合物であるγ’相を形成する主要強化
元素でもある。γ’相は基本組成はＮｉ₃Ａｌで表され
るが、Ａｌ以外のＴｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどの元
素を固溶することによりさらに強化される。これらの元
素の作用は以下に詳しく述べる。単結晶合金は通常体積
率で５０％以上もの多量のγ’相を含むが、凝固終了時
には最終凝固部に、共晶γ’相と呼ばれる粗大γ’相が
存在するので、これを母相（γ相）中へ一旦固溶させる
ために高温で固溶化処理を行なう。固溶化処理で固溶し
たγ’相は、冷却中およびその後の時効処理により、均
一微細に析出することにより、合金を強化する。

【００３５】そのために、Ａｌは最低４．５％を必要と
するが、６．５％を超える過度の添加はγ’相が多過ぎ
て、共晶γ’相を固溶化処理で完全に固溶することが出
来ないので、強度が逆に低下するようになる。また、Ａ
ｌ量が上記のＴａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどのγ’相の固溶
強化元素に対して相対的に高くなることは、十分にγ’
相が固溶強化されていないことも意味する。よって、本
発明において、Ａｌは４．５〜６．５％の範囲に限定す
る。特に高温強度を高める目的に対しては、Ａｌの添加
量は、低いことが望ましく、５．５％以下の添加が好適
である。より高温強度を高める目的に対しては、５．４
％以下の添加が望ましい。最も好適な範囲は４．７〜
５．５％である。

【００３６】Ｗはγ相およびγ’相に固溶して両相を強
化する元素であり最低２％を必要とする。しかしなが
ら、過度の添加はα−Ｗ相やＲｅ−Ｗ相を析出して強度
を低下させ、さらに高温の耐食性の低下や比重の増大を
招く。従って、Ｗは２〜１２％の範囲に限定する。ま
た、強度の観点からは４％以上が好適である。さらに、
比重、強度、耐食性といったバランスにおいては４〜９
％の範囲が好ましい。より望ましくは５〜９％で、さら
に好適には５〜６．３％の範囲である。ＭｏもＷと同
様、γ相およびγ’相に固溶して両相を強化する元素で
あり必須の添加元素である。しかしながら、過度の添加
はα−Ｍｏ相やＲｅ−Ｍｏ相を析出して強度を低下さ
せ、さらに高温の耐食性も低下させる。従って、Ｍｏは
５．８％以下の範囲に限定する。また、特に低比重を目
的とする場合は３％を超える添加とそれに伴うＷ＋Ｔａ
量の低減が有効である。ただし、耐酸化性、耐食性の観
点からは低い方が望ましく、Ｍoは好適には５％以下、
より好適には２％以下、さらに望ましくは１．８％以
下、より望ましくは１％以下である。強度とのバランス
を鑑みた場合には、０．２〜１．８％の範囲が望まし
く、より好適には０．５〜１．８以下である。

【００３７】Ｃｏは本発明合金において、重要な役割を
果たす元素であり、本発明合金への添加に対し、耐食
性、耐酸化性をあきらかに向上させる最適な添加量が存
在する。強度面では、Ｃｏの添加は合金の積層欠陥エネ
ルギーを低下させて、比較的低温域のクリープ強度を向
上させる作用と、高温域では逆にγ’相の固溶度を増加
させて、析出強化を弱め、高温域でのクリープ強度を不
十分にする作用をもつ。両者の相反する作用のために、
Ｃｏには強度面でも最適な添加量が存在する。このよう
な効果のために、Ｃｏは最低０．１％の添加を必要とす
る。しかし、３％を超える添加は、耐酸化性や耐食性に
対してもはや有効でなくなり、高温強度も低下するよう
になる。また、ＴＣＰ相(topologically close-packed
phase)と呼ばれる有害相の生成を生じやすくなるのでＣ
ｏは０．１〜３．０％に限定する。

【００３８】ＮｂやＲｅを含有する単結晶合金におい
て、このような限定された量のＣｏを含有することも本
発明の特徴の一つであり、より好適には０．１〜２．５
％の範囲である。より望ましくは０．３〜２．０％で、
さらに好適には０．５〜１．５％である。Ｎｂは、本発
明において、Ｒｅとともに合金の耐食性を高めるのに、
必須の添加元素である。このようなＮｂの耐食性改善の
効果を見いだしたことは、本発明のもっとも特徴とする
ところのひとつであり、特にＲｅとの複合添加による耐
食性向上の効果は、全く新規な発見である。耐食性改善
の機構については現在のところあきらかではないが、そ
の効果を得るためにＮbは最低０．２％の添加を必要と
する。また、Ｎｂは主としてγ’相中に固溶して、γ’
相を強化するが、その効果は同族のＴａに比べてやや小
さく、３％を超える過度の添加は、逆にγ’中のＴａの
固溶量を減じて、高温強度を低下させてしまう。

【００３９】したがって、本発明において、Ｎｂは０．
２〜３．０％の範囲に限定する。ただし、耐酸化性に関
しては、Ｎｂの過度の添加は望ましくなく、０．２〜
２．５％の範囲が望ましい。一方、特に高耐食性を目的
とする場合は２％を超え３％以下の添加が好適である。
強度、耐食性のバランスからは望ましくは０．８〜２．
５％、より好適には１．３〜１．８％である。ＴａはＮ
ｂと同様、主にγ’相を固溶強化する。したがって、最
低２．５％を必要とするが、１０％を超える過度の添加
は、共晶γ’相の固溶温度の上昇やＲｅ−Ｔａ相の析出
を招き、高温強度を逆に低下させる。したがって、Ｔａ
は２．５〜１０％の範囲に限定する。特に高強度を意図
する場合は４．５％以上、さらに望ましくは５％以上が
好適である。逆に耐食性の観点からは過度の添加は望ま
しくないので、その場合は９％以下の添加が望ましい。
より、好適な範囲は５〜７．５％である。

【００４０】上記のごとくＮｂはＴａと同族の元素であ
り、耐食性の点では、ＮｂはＴａよりも優れた作用をも
つが、高温クリープ破断強度の向上には、γ’固溶強化
元素として、むしろＴａの方がＮｂよりも優れるので、
強度と耐食性の両面から、両者の割合には最適値が存在
する。その値は、重量％比を原子％比に換算した値とし
て、２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）比で表わされ、この値が
０．２〜０．８の範囲であることが望ましい。

【００４１】Ｒｅは、γ相に固溶して基地を強化すると
ともに、合金の耐食性を高める効果をもつ。しかし、そ
の効果はＮｂと共存することではじめて、発電用ガスタ
ービンなどの高温長時間の使用に耐えうるレベルとな
り、そのために、必要なＲｅは最低０．１％である。一
方、Ｒｅは非常に高価な元素であり、４％を超える過度
の添加は、いたずらに合金の価格を高めるばかりで、Ｒ
ｅ−Ｗ，Ｒｅ−Ｍｏ，Ｒｅ−Ｔａなどの有害相の析出も
招くため、Ｒｅは０．１〜４．０％の範囲とする。ま
た、合金価格、比重の点から、特に効果のある添加範囲
は０．１〜１．６５％であり、より望ましくは１．３〜
１．６５％である。Ｈｆは合金の耐酸化性および高温強
度を改善するための重要な元素であり、必須の添加元素
である。その効果はごく微量の添加量から現れる。しか
し、Ｈｆの過度の添加は合金の融点を下げるために固溶
化処理温度を低下させ、共晶γ’相を十分に固溶できな
くなるため、できるだけ添加量は少ない方がよい。した
がって、Ｈｆは０．３％以下の添加とするが、より、好
適な範囲は０．１３％以下である。

【００４２】以上述べた合金元素のうち、ＷとＴａはそ
れぞれ、γ相およびγ’相の主要な固溶強化元素であ
り、それぞれ単独で規定された成分範囲に加え、両者の
和を規定することも大変重要である。Ｗ＋Ｔａが大きく
なると、α−Ｗ相や未固溶の共晶γ’相等が残り、かえ
って高温強度の低下を招き、また合金の強度アップ以上
に比重を高めてしまう。また、高温の耐食性も低下させ
るようになる。そのために、Ｗ＋Ｔａは１７％以下が望
ましく、さらに高温耐食性を高めるために望ましい範囲
として１５％以下が適切であり、より望ましくは１４．
５％である。また、合金の比重を低めるためには、Ｍｏ
の添加量を増すとともに、Ｗ＋Ｔａは１１．５％以下の
添加とすることが有効である。但し、両者の和が小さく
なると高温強度が低下するので、目的に応じた添加量に
する必要がある。

【００４３】以上述べた合金元素は、それぞれ単独ある
いは複合で規定された成分範囲に加え、以下の関係を満
たすことも強度と耐食性の向上に対して有効である。合
金の高温強度に対しては、Ｗ，Ｔａ，ＲｅおよびＭｏの
寄与が大きく、またその効果は概ね原子％に比例する。
したがって、目的とする高温クリープ破断強度を得るた
めに、個々の元素の成分範囲に加え、重量％で表される
次式（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）が１４．０以上である
ことが望ましい。一方、耐食性に関しては、ＣｒとＮｂ
は正の効果をもち、同一の式のなかで整理される。逆に
Ｗ，ＴａおよびＭｏは負の効果をもつ。Ｒｅに関して
は、基本的には合金の耐食性を改善するが、添加量の増
加にともない、有害相の析出を招き、結果的に耐食性を
劣化させるので、一義的には耐食性の指標として式中に
含むことが困難である。耐食性の指標も強度と同様原子
％換算で表せば、本発明が目的とする高温耐食性を得る
ために、個々の元素の成分範囲に加え、重量％で表され
る次式（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）
が０．９５以下であることが必要である。

【００４４】特に前記（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）量と
（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）比と
が、実施例の図１に示すように、Ａ（２６．０，０．９
５），Ｂ（２２．０，０．９５），Ｃ（１４．０，０．
６），Ｄ（１４．０，０．１）およびＥ（２６．０，
０．６）で囲まれた領域内の範囲にあることが望まし
い。また、耐食性は上述の２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）比
や（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）とい
った整理の仕方に加えて、Ｎｂを含む本発明合金の組成
領域であれば、耐食性に有効な元素としてＣｒとＡｌ
を、耐食性に不利な元素としてＷ、ＴａおよびＭｏを選
んでも適当な成分範囲が得られる。これらの比は原子比
で表わせば、（３．５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／（Ｗ＋Ｔａ
＋２Ｍｏ）となり、実施例の図３に示すようにこの値が
高いほど耐食性は良好になるが、逆に高温強度が低下す
るようになるので、この（３．５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／
（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）比は２．５〜５の範囲が望まし
い。より、望ましくは３〜４．５の範囲が好適である。

【００４５】なお、従来の単結晶合金にはＴｉが添加さ
れていることが多い。Ｔｉはγ’相に固溶し、γ’相の
固溶強化に役立つが、共晶γ’相をつくりやすく、かつ
合金の融点を下げるので、初期溶融温度とγ′相の完全
固溶温度との差、すなわち熱処理ウィンドウを狭めて、
固溶化処理によるγ’相の固溶が不十分となる。したが
って、本発明合金には、Ｔｉを無添加とした。尚、上記
以外の元素のうち、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｚ
ｒ，Ｙ，ＲＥＭ，Ｃｕは下記に示す範囲内ならば、特性
上特に問題とはならないが、極力低い方が望ましい。 Ｃ ≦０．０１５％ Ｓｉ≦０．０５％ Ｍｎ
≦０．５％ Ｐ ≦０．００５％ Ｓ ≦０．００３％ Ｂ
≦０．００３％ Ｚｒ≦０．０２％ Ｙ ≦０．２％ REM
≦０．２％ Ｃｕ≦０．１％

【００４６】上記の合金組成群は、以下に述べる手法
で、マスターインゴット化され、さらに単結晶鋳造物と
なる。ここで、母相のγ相（オーステナイト相）とγ’
相とは異なった相ではあるが、結晶方位の等しい整合な
相であるので、通常単結晶と呼ばれる。まず、上述の合
金組成のマスターインゴットは事前に個々の合金元素、
または以下に述べる単結晶鋳造物のスクラップを精錬し
再利用可能なレベルまで、不純物レベルをさげたリター
ン材を用いて、真空溶解でマスターインゴットとしたの
ちに、真空中で再溶解後、一方向凝固させて単結晶鋳造
物を得ることができる。このとき、マスターインゴット
はできるだけ、純度の高いものが、単結晶鋳造物の製造
に適する。

【００４７】この単結晶鋳造物は、固溶化処理、時効処
理および表面のコーティング処理等の熱処理を受けるこ
とで、工業的に使用可能となる。この単結晶鋳造物は、
以下に示す組織を有するように、熱処理と合金組成を調
整することが好ましい。まず第１に、凝固時に生成する
共晶γ’相が固溶化処理で十分に固溶できないと、この
未固溶共晶γ’相の部分がクリープ破壊の起点となる。
したがって、固溶化処理後に存在する未固溶の共晶γ’
相の体積率は５％以下が望ましい。第２に、固溶化＋時
効処理後に存在するγ’相の量も鋳造物の強度と延性に
大きく影響する。このγ’相の体積率が５０％を下回る
と十分な高温強度が得られず、逆に７０％を超えると固
溶化処理で未固溶の共晶γ’相が過度に残存するように
なる。従って、固溶化＋時効処理後のγ’相の体積率は
５０〜７０％に限定する。より、好適なγ’相の体積率
は５５〜６５％である。

【００４８】第３に、この時効処理時に析出するγ’相
は、基地であるオーステナイト相と十分に整合な格子定
数をもち、規則正しい立方体あるいは直方体形状の微細
析出をすることが望ましい。オーステナイト相とγ’相
が十分に整合でないと、一辺の長さが１μｍを超えた
り、立方体または直方体の角がくずれたり、球状の析出
をするようになり、その結果として、十分な高温強度が
得られなくなる。したがって、時効処理時に析出する
γ’相は、一辺の長さが１μｍ以下で、立方体または直
方体形状を有することが必要である。より、望ましい
γ’相の一辺の長さは０．０２〜０．７μｍである。ま
た、この単結晶鋳造物は、特性として、１０４０℃、１
９ｋｇｆ／ｍｍ²でのクリープ破断時間が１００時間以
上、および７５重量％Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣｌ
中混合塩全浸漬試験における、９４０℃、５０時間後の
腐食減量が３００ｍｇ／ｃｍ²以下であることが望まし
い。

【００４９】上述の新規な材料を一方向凝固させた高耐
食高強度単結晶鋳造物は、高いクリープ破断強度と優れ
た耐食性および耐酸化性の要求される、過酷な環境下で
用いられる物品に好適である。上述の高耐食高強度単結
晶鋳造物からなるガスタービンブレードおよびガスター
ビンノズルは、高いクリープ破断強度と優れた耐食性お
よび耐酸化性を有しているため、ガスタービンの燃焼ガ
ス温度を現在以上に高くすることが可能となり、結果と
してガスタービンの熱効率が大幅に向上する。上述のガ
スタービンを用いたコンバインドサイクル発電システム
は、ガスタービンの燃焼ガス温度が従来のものより高温
であるため、システム全体としての熱効率が５０％以上
となる。

【００５０】

【実施例】

（実施例１）表１に本発明合金、比較合金および従来合
金の特性を比較するために用いた試料の化学組成、Ｗ＋
Ｔａ値、および米国特許第４，７１９，０８０号に記載
される合金とは合金組成およびその効果が全く異なるも
のであることを示すために、式１のＰ値を示す。本発明
合金Ｎｏ．１〜３２、比較合金 Ｎｏ．４１〜５４およ
び従来合金Ｎｏ．６１〜６４については、いずれも真空
誘導溶解により５ｋｇのマスターインゴットを作成し
た。従来合金については、いずれも公表されている組成
と同一の組成を狙って溶解した。従来合金のうち、Ｎ
ｏ．６１はＳＣ−８３Ｋ、Ｎｏ．６２はＰＷＡ１４８
４、Ｎｏ．６３はＣＭＳＸ−４、Ｎｏ．６４はＲｅｎｅ
８０を示す。

【００５１】

【表１】

【００５２】表２は、各合金の７５wt%Ｎａ₂ＳＯ₄−２
５wt%ＮａＣｌ混合塩中での９４０℃−５０ｈのるつぼ
中での全浸漬試験における各３個の腐食減量の平均値、
るつぼ中での１１００℃で１６時間加熱後、空冷の熱サ
イクルを１０回繰り返した後の酸化減量値、合金の組織
安定性、１０４０℃−１９kgf/ｍｍ²におけるクリープ
破断時間とその時の伸びおよび模擬燃焼腐食試験後の腐
食減量値を示す。また、合金の組織安定性については、
各熱処理後のミクロ組織から、γ相とγ’相のみから構
成される合金については、特性欄に○印を、γ相とγ’
相以外の有害相を含む場合は特性欄に×印を記載した。

【００５３】

【表２】

【００５４】表２に示す各種試験のうち、クリープ破断
試験と実機模擬燃焼試験以外は、すべて鋳造ままのマス
ターインゴットを多結晶状態のままで所定の熱処理を行
ない、所定の試験片状態に加工して実験に供試した。る
つぼ耐食試験片、るつぼ耐酸化試験片はともに直径７m
m、厚さ４mmの円盤状の試験片に加工したものを使用し
た。クリープ破断試験については、本発明合金のすべて
とＮｏ．５３とＮｏ．５４を除く比較合金について、上
記のマスターインゴットを引下げ式一方向凝固炉で単結
晶化した後、他の試験と同じ以下に示す熱処理を実施
し、さらに平行部直径６．３５mm、評点間距離２５．４
mmの試験片に加工して、ＡＳＴＭ法に基づき上記の条件
で試験を実施した。なお、従来合金のうち、ラーソンミ
ラーパラメーターで整理されたクリープ破断曲線が公知
となっている合金Ｎｏ．６１と６３については、クリー
プ破断曲線から１０４０℃−１９kgf/ｍｍ²に相当する
破断時間を読み取り表２に併記した。

【００５５】実機模擬燃焼試験は本発明合金の一部と従
来合金Ｎｏ．６４（Ｒｅｎｅ８０）についてのみ実施し
た。本発明合金については、クリープ破断試験作製時の
単結晶試料を用い、Ｎｏ．６４は多結晶ままの試料を用
いた。これらの試料は、いずれも直径９mm、長さ５０mm
の丸棒試験片に加工後、実機模擬燃焼ガス雰囲気中で、
９００℃×７ｈ×７サイクル加熱後、脱スケールを行な
い腐食減量を測定した。

【００５６】熱処理条件は本発明合金および比較合金に
ついては、１２５０〜１３５０℃の範囲で４時間加熱後
空冷した組織を事前に検討し、いずれの合金も基本的に
γ’相が完全に固溶する温度を固溶化処理温度に選び、
その温度で４時間保持後空冷の固溶化処理を実施した。
固溶化処理後の時効条件については、１０８０℃で４時
間加熱後空冷とそれに続く８７０℃で２０時間加熱後空
冷の２段時効処理を行なった。従来合金に関しては、Ｎ
ｏ．６１（ＳＣ−８３Ｋ）は１３２０℃で４時間加熱後
空冷、１０８０℃で５時間加熱後空冷および８７０℃で
２０ｈ加熱後空冷の熱処理を行なった。Ｎｏ．６２（Ｐ
ＷＡ１４８４）は１３１６℃で４時間加熱後空冷した
後、１０８０℃で４時間加熱後空冷、さらに８７０℃で
２０時間加熱後空冷の熱処理を行なった。

【００５７】Ｎｏ．６３（ＣＭＳＸ−４）は、Cannon-M
uskegon社の推奨 熱処理条件(出典；“最新ニッケル基
超合金の単結晶化とその高温強度特性”，太田芳雄
他；鉄と鋼，vol.76,(1990),pp940-947)に合わせ、１２
７２℃で２時間保持後昇温、１２８８℃で２時間保持後
昇温、１２９６℃で３時間保持後昇温、１３０４℃で３
時間保持後昇温、１３１３℃で３時間保持後昇温、さら
に１３１６℃で２時間保持後空冷の６段の連続固溶化処
理を実施後、１０８０℃で４時間保持後空冷と８７１℃
で２０時間保持後空冷の時効処理を実施した。従来合金
中、多結晶状態で使用されるＲｅｎｅ８０は、１２２０
℃で２時間加熱後空冷した後、１０９６℃で４時間加熱
後空冷、１０５０℃で１６時間加熱後空冷、さらに８４
５℃で１６時間加熱後空冷したものを使用した。

【００５８】表１より、本発明合金の前記（１）式で計
算されるＰ値はいずれも、米国特許第４，７１９，０８
０号で規定されている３３６０を下回っており、本発明
とは、異なる発明であることが明らかであり、表２よ
り、本発明合金Ｎｏ．１〜３２はいずれも良好な耐食
性、耐酸化性、クリープ破断寿命、クリープ破断伸びお
よび組織安定性を有していることがわかる。とくに耐食
性については、るつぼ腐食減量でもＮｏ．６４（Ｒｅｎ
ｅ８０）と同等あるいはそれに近いレベルで、従来単結
晶合金よりもあきらかに良好である。さらに、本発明合
金は、実機模擬燃焼腐食減量において、Ｎｏ．６４より
もあきらかに良好な耐食性を有している。耐酸化性につ
いてもＮｏ．６４（Ｒｅｎｅ８０）より、格段に優れ、
従来合金のなかでも良好な部類に入る。

【００５９】また、クリープ破断寿命についてみても、
本発明合金は最長のもので従来合金Ｎｏ．６１（ＳＣ−
８３Ｋ）とほぼ同等の寿命が得られ、最短のものでも従
来合金Ｎｏ．６３（ＣＭＳＸ−４）と同等からわずかに
下回る程度の寿命であり、この強度は単結晶合金とし
て、申し分のないレベルである。さらに、図１より、本
発明合金の組成はいずれも（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）
が１４．０以上、（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ
＋２Ｎｂ）が０．９５以下に入っている。比較合金のな
かには、図１の本発明領域のなかに入っているものもあ
るが、個々の成分元素が外れている。図１において、縦
軸および横軸の本発明合金の各点は、Ａ（２６．０，
０．９５），Ｂ（２２．０，０．９５），Ｃ（１４．
０，０．６），Ｄ（１４．０，０．１）およびＥ（２
６．０，０．６）で囲まれた領域内の範囲にあり、特に
好ましいものである。

【００６０】また、図２は、縦軸に、るつぼ腐食減量と
クリープ破断時間をとり、横軸を２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔ
ａ）で整理したものである。代表例として、本発明合金
Ｎｏ．６、１４および１５と比較合金Ｎｏ．４１および
４２のみの値を図示するが、この図からあきらかなよう
に２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）比が高くなるほど、耐食性
がよくなるが、逆に高温強度が低下し、２Ｎｂ／（２Ｎ
ｂ＋Ｔａ）比が０．２〜０．８のところに耐食性と強度
を両立する領域が存在することがわかる。さらに、図３
に模擬燃焼試験減量値に及ぼす（３．５Ｃｒ＋６．８Ａ
ｌ）／（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）比の影響を示す。この図に
はＮｂを含有する本発明合金で、さらに、模擬燃焼試験
を実施したものしか図示されないが、Ｎｂを含有する組
成領域のなかでは、（３．５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／（Ｗ
＋Ｔａ＋２Ｍｏ）比が高いほど、耐食性が優れる方向に
あることがわかる。一方、比較合金については、個々の
特性は本発明合金に匹敵する特性を持つものもあるが、
すべての特性が、本発明合金のようにバランスよく良好
とはならない。これらから、本発明の成分範囲内の合金
が如何に優れた特性をバランスよく示すかがあきらかで
ある。

【００６１】従来合金のうち、Ｎｏ．６１（ＳＣ−８３
Ｋ）はクリープ破断強度に優れており、少量のＣｏとＨ
ｆを含むために耐酸化性も良いが、Ｒｅ，Ｎｂを含まな
いために耐食性が悪い。Ｎｏ．６２（ＰＷＡ１４８４）
はＲｅを含むがＮｂを含まず、Ｃｒも低いために、耐食
性と耐酸化性が本発明合金に比べて劣っている。また、
Ｎｏ．６３（ＣＭＳＸ−４）も良好な耐酸化性とクリー
プ破断寿命が得られるが、やはり耐食性が本発明合金の
レベルに比べるとやや劣る。従来合金の多結晶材である
Ｎｏ．６４（Ｒｅｎｅ８０）は確かにるつぼ耐食性は良
好であるが、実機模擬燃焼ガス下での耐食性となると本
発明合金に劣り、一方、クリープ破断強度は極めて低
く、耐酸化性も悪い。なお、本発明合金においては、Ｐ
値が２３５０から３２８０の範囲でクリープ破断時間が
１００時間以上で、かつ、るつぼ試験における腐食減量
が３００ｍｇ／ｃｍ²以下の高耐食高強度合金が得られ
た。

【００６２】（実施例２） 実施例１中の本発明合金Ｎｏ．８を用い、図４に示すガ
スタービンブレードおよび図５に示すガスタービンノズ
ルを製造した。前記、図４に示すガスタービンブレード
は、高耐食高強度単結晶鋳造物からなり、高圧ガスをシ
ール化し、そのエネルギーを回転力に変える翼部１と、
該翼部１を支持し、燃焼ガスを外部に漏れないようにす
るプラットホーム２と、燃焼ガスを外部に漏れないよう
にシールするシールフィン３を有し、前記翼部１とプラ
ットホーム部２を支持する翼部１に対して所望の長さを
確保するシャンク部４およびブレードをディスクに固定
するダブテール部５を備えている。図６にガスタービン
ブレード用、図７にガスタービンノズル用の中子の正面
図を示す。近年のガスタービンは燃焼ガスの高温化に伴
い、金属表面および内部の温度を低下させるために、ブ
レードおよびノズルの内部に複雑な形状の冷却孔を設け
ることが一般的である。このような中空構造のブレード
およびノズルを製造するために、図６および図７の形状
のシリカを主成分とする耐火物で形成された中子を用い
た。この中子のまわりにワックス模型を作製し、さらに
その外側にアルミナ、ジルコンおよびイットリア等の耐
火物でセラミックスシェルを形成し、脱ろうおよび焼成
したものを鋳型とした。

【００６３】図８はガスタービンブレード用、図９はガ
スタービンノズル用の鋳型の断面図である。先ず、図８
で示す鋳型を用いてガスタービンブレードを得るには、
翼部１、シャンク部４およびダブテール部５に相当する
メーン鋳型に対してシールフィン３に連通したバイパス
部１２を有する鋳型１０は水冷銅チル１１の上に固定
し、鋳型加熱ヒーター１３の中にセットした。次に、高
周波加熱で溶解した本発明合金Ｎｏ．８の組成のマスタ
ーインゴットを、合金の融点以上に加熱した鋳型１０の
中に鋳込み、引き下げ速度 ３０ｃｍ/hで鋳型加熱ヒー
ター１３から引き出し、スターター部１４より順次一方
向凝固させた。スターター部１４内ではいくつもの柱状
晶が成長するが、セレクター部１５を用いてその中の一
つの結晶のみを成長させ、セレクター部１５より上の部
分を単結晶鋳造物とした。次に図９で示す鋳型を用いて
ガスタービンノズルを得るには、翼部６に相当するメー
ン鋳型に対してサイドウォール７、８に連通したバイパ
ス部１２を有する鋳型１０は水冷銅チル１１の上に固定
し、鋳型加熱ヒーター１３の中にセットした。次に、高
周波加熱で溶解した本発明合金Ｎｏ．８の組成のマスタ
ーインゴットを、合金の融点以上に加熱した鋳型１０の
中に鋳込み、引き下げ速度 ３０ｃｍ/hで鋳型加熱ヒー
ター１３から引き出し、スターター部１４より順次一方
向凝固させた。スターター部１４内ではいくつもの柱状
晶が成長するが、セレクター部１５を用いてその中の一
つの結晶のみを成長させ、セレクター部１５より上の部
分を単結晶鋳造物とした。上述の製造方法を用いること
でガスタービンブレードおよびガスタービンノズルが全
体に渡って単結晶鋳造物とすることができる。

【００６４】鋳型加熱ヒーター１３は鋳型１０が完全に
引き出され、鋳造物が完全に凝固するまで合金の融点以
上の温度とした。以上の工程のうち水冷銅チル１１に鋳
型１０をセットする工程より後は真空中で行なった。冷
却後鋳型１０を取り出し、中子をアルカリで除去し、ス
ターター部、セレクター部および押し湯部等を切断し、
図４に示す形状のガスタービンブレードおよび図５に示
す形状のガスタービンノズルを得た。ガスタービンブレ
ードは全長約２２０mmで、そのうち翼部が約１３０mm、
ガスタービンノズルは二つのサイドウォール間が約１３
０mmである。ここで、バイパス部１２は張出し部である
シールフィン３およびサイドウォール８等の結晶成長方
向に対して急激に断面積が変化する部分を単結晶化する
ために用いるもので、最終的には押湯部等と同様、切断
し除去する。これを用いることで、大型単結晶鋳造物の
張出し部における異結晶の発生を抑制し、歩留が向上し
た。

【００６５】結晶は、ブレードにおいては〈００１〉方
向が翼部長手方向（拡大部１６からダブテール部５の方
向）に、つまり〈００１〉方向が遠心力のかかる方向に
なる用に成長させることが望ましく、またノズルにおい
ては〈００１〉方向が翼部横手方向（サイドウォール７
からサイドウォール８の方向）に、つまり〈００１〉方
向がガスタービンの起動停止に伴う熱サイクルから生じ
る熱応力のかかる方向になるように成長させることが望
ましい。本実施例においてはいずれも〈００１〉方向か
らの結晶成長方位のずれが５度以内の単結晶鋳造物が得
られた。ガスタービンブレードおよびガスタービンノズ
ルとも、真空中で１３００℃４時間加熱後空冷の固溶化
処理の後、翼部に厚さ １００μｍのＣｏＮｉＣｒＡｌ
Ｙ合金層をプラズマ溶射法で形成し、さらにその外層に
厚さ３００μｍのＺｒＯ₂−６ｗｔ％Ｙ₂Ｏ₃膜をプラズ
マ溶射法でコーティングした。さらにその後、γ′層の
形状を整える目的で８７０℃２０時間加熱後空冷の時効
処理を行なった。

【００６６】（実施例３）図１０は実施例２の本発明の
ガスタービンブレードおよびノズルを有するガスタービ
ンの回転部分の断面図である。３０はタービンスタブシ
ャフト、３３はタービンブレード、４３はタービンスタ
ッキングボルト、３８はタービンスペーサ、４９はディ
スタントピース、４０はノズル、３６はコンプレッサデ
ィスク、３７はコンプレッサブレード、４１はコンプレ
ッサスタッキングボルト、３９はコンプレッサスタブシ
ャフト、３４はタービンディスクである。本発明のガス
タービンはコンプレッサディスク３６が１７段あり、ま
たタービンブレード３３が３段のものである。タービン
ブレード３３は４段の場合もあり、いずれにも本発明の
合金が適用できる。

【００６７】本実施例におけるガスタービンは、主な形
式がヘビーテューティ形、一軸形で、水平分割ケーシン
グ、スタッキング式ロータからなり、圧縮機は１７段軸
流形、タービンは３段インパルス形、ブレードおよびノ
ズルの第１段および第２段は空気冷却式で、燃焼器はバ
ースフロー形、１６缶、スロットクール方式である。デ
ィスタントピース４９、タービンディスク３４、スペー
サ３８、スタッキングボルト４３は重量％で、Ｃ ０．
０６〜０．１５％、Ｓｉ １％以下、Ｍｎ １．５％以
下、Ｃｒ ９．５〜１２．５％、Ｎｉ １．５〜２．５
％、Ｍｏ １．５〜３．０％、Ｖ ０．１〜０．３％、Ｎ
ｂ ０．０３〜０．１５％、Ｎ ０．０４〜０．１５％、
残部Ｆｅからなる全焼もどしマルテンサイト鋼が用いら
れる。本実施例における特性として、引張強さ９０〜１
２０kg/mm²、０．２％耐力 ７０〜９０kg/mm²、伸び率
１０〜２５％、絞り率 ５０〜７０％、Ｖノッチ衝撃値
５〜９．５kg-m/cm²、４５０℃−１０⁶ｈクリープ破断
強度 ４５〜５５kg/mm²であった。

【００６８】タービンブレード３３は３段式で、初段に
実施例２で製造したものを用い、圧縮機の圧縮圧を１
４．７、温度 ４００℃、初段ブレード入口温度を１，
３５０℃、燃焼器による燃焼ガス温度を１５００℃級と
した。また、タービンブレード３３の２段目にはＲｅｎ
ｅ８０（Ｃr １４％、Ｃｏ ９．５％、Ｍo ４％、Ｗ ４
％、Ａl ３％、Ｔi ５％、Ｃ ０．１７％、Ｂ ０．０１
５％、Ｚr ０．０３％、Ｎi残部）の多結晶体からなる
翼長２８０mm(翼部 １６０mm、プラットフォーム部以降
長さ １２０mm)の中空翼を用いた。第３段目には、ＩＮ
７３８（Ｃ ０．１７％、Ｃr １６％、Ｃo ８．５％、
Ｍo １．７５％、Ｗ ２．６％、Ｎb ０．９％、Ｔi
３．４％、Ａl ３．４％、Ｔa １．７５％、Ｂ ０．０
１％、Ｎi 残部)の多結晶体からなる翼長 ３５０mm(翼
部 ２３０mm、他 １２０mm)の中実翼を用いた。製法は
従来のロストワックス法による精密鋳造法によった。

【００６９】タービンノズル４０の初段には、実施例２
で得たもの、第２段および第３段には既知のＣｏ基合金
が用いられる。第２段および第３段は従来法により真空
精密鋳造によって翼部１ヶからなるものを形成した。翼
部の長さはブレードの翼部の長さに相当する長さを有
し、ピンフィン冷却、インピンジメント冷却およびフィ
ルム冷却構造を有する。１段ノズルはサイドウォール両
端で拘束されるが、２段目および３段目はサイドウォー
ル外周側の片側で拘束される。ガスタービンにはインタ
ークーラーが設けられる。本実施例によって発電出力は
６万ｋＷが得られ、その熱効率は３３％以上の高いもの
が得られる。

【００７０】（実施例４）図１１は実施例３のガスター
ビンを用い、蒸気タービンと併用した一軸型コンバイン
ドサイクル発電システムを示す概略図である。ガスター
ビンを利用して発電を行なう場合、近年ではガスタービ
ンの排ガスエネルギーを回収し、これにより得られた高
温の水蒸気で蒸気タービンを駆動し、この蒸気タービン
とガスタービンとで発電機を駆動するようにした、いわ
ゆるコンバインドサイクル発電方式を採用する傾向にあ
る。このコンバインドサイクル発電方式を採用すると、
ガスタービンおよび蒸気タービン単独の場合と比較して
熱効率を大幅に向上させることが可能となり、本発明の
ガスタービンを用いれば、システム全体の熱効率は５０
％以上に達する。

【００７１】本システムでは、まず空気を吸気フィルタ
と吸気サイレンサを通ってガスタービンの空気圧縮機に
導入し、ここで圧縮された圧縮空気を燃焼器へ送る。燃
焼器では、この圧縮空気の中に燃料を噴射し燃焼させ１
５００℃以上の高温ガスを作り、この高温ガスはタービ
ンで仕事をし、動力が発生する。次に、タービンから排
出された５００℃以上の排気を、排気サイレンサを通っ
て排熱回収ボイラへ送り、ガスタービン排気中の熱エネ
ルギを回収して５００℃以上の高圧水蒸気を発生させ
る。発生した高圧および低圧の蒸気は蒸気タービンへ送
られる。

【００７２】さらに、蒸気タービンを出た蒸気を復水器
に導き、真空脱気して復水とする。復水は、復水ポンプ
で昇圧され給水となってボイラへ送られる。以上の結
果、ガスタービンと蒸気タービンは、直結の発電機をそ
の両軸端から駆動する。本実施例のコンバインドサイク
ル発電システムによりガスタービンから６万ｋＷ、蒸気
タービンから３万ｋＷのトータルで９万ｋＷの発電を得
ることができた。また、本実施例における蒸気タービン
はコンパクトとなるので、大型蒸気タービンに比べ同じ
発電容量に対し経済的に製造可能となる。本発明に係る
蒸気タービンは高低圧一体型蒸気タービンとし、この高
低圧一体型蒸気タービンの主蒸気入口部の蒸気圧力を１
００atgに、温度を５３８℃に上昇させることによりタ
ービンの単機出力の増加を図ることができる。単機出力
の増加により、最終段ブレードの翼長を３０インチ以上
に増大し、蒸気流量を増す必要がある。

【００７３】本発明に係る蒸気タービンは高低圧一体型
ロータシャフトに植設されたブレードを１３段以上備え
ており、蒸気は蒸気コントロールバルブを通って蒸気入
口より前述の如く５３８℃、１００atgの高温高圧で流
入する。蒸気は入口より一方向に流れ、蒸気温度 ３３
℃、７２２mＨgとなって最終段のブレードを通り出口よ
り排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフ
トは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられ
る。ロータシャフトのブレードの植込み部のディスクの
長さは、ブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少
なくするようになっている。本実施例に係る高低圧一体
型ロータシャフトは重量％でＣ ０．１８〜０．３０
％、Ｓi ０．１％以下、Ｍｎ ０．３％以下、Ｎｉ １．
０〜２．０％、Ｃｒ１．０〜１．７％、Ｍｏ １．０〜
２．０％、Ｖ ０．２０〜０．３％、残部 Ｆｅよりな
り、９００〜１０５０℃で水噴霧冷却によって焼入れ
後、６５０〜６８０℃で焼もどしが施される。

【００７４】プラントの構成は、ガスタービン、排熱回
収ボイラ、蒸気タービン、発電機１基からなる１組の発
電システムを６つ並列に組み合わせた１軸型とした。ま
た、この他にガスタービン１基に対し発電機１基を６つ
並列に組み合わせ、さらに各ガスタービンの排ガスから
得た蒸気を１台の蒸気タービンに導入し、この１台の蒸
気タービンと１台の発電機および前記６組のガスタービ
ンとから構成された多軸型とすることができる。複合発
電は、起動停止が短時間で容易なガスタービンと小型で
単純な蒸気タービンの組み合わせで成立っている。この
ため、出力調整が容易にでき、需要の変化に即応した中
間負荷火力として最適であり、発電量の変動に対して経
済的に運転できる大きなメリットがある。ガスタービン
の信頼性は、最近の技術の発展により飛躍的に増大して
おり、また複合発電プラントは、小容量機の組み合わせ
でシステムを構成しているので、万一故障が発生しても
その影響を局部的にとどめることができ、信頼性の高い
電源である。

【００７５】本システムにより、従来の火力発電の熱効
率を上回る約５２％の熱効率での発電を行なうことがで
きた。また、複数のコンバインドサイクル発電システム
をまとめて一つのプラントとする発電システムの場合、
部分負荷の場合もガスタービンの運転台数を減らすこと
により、運転中の設備を熱効率の高い定格負荷付近で運
転することが可能なため、プラント全体として高い熱効
率を維持することが可能となる。

【００７６】

【発明の効果】以上のように、本発明合金は既存単結晶
合金よりも優れた耐食性と、既存単結晶合金のなかでも
良好な部類の耐酸化性、および既存単結晶合金のなかで
もとりわけ高強度とされる合金と同等あるいはそれに近
いクリープ破断強度を兼備している。その結果、従来適
応が困難であった地上発電用高効率ガスタービンのブレ
ードやノズル用等の単結晶鋳造物として、厳しい腐食環
境と高いクリープ応力下での操業が可能となり、従来達
成できなかった熱効率５０％以上の高効率コンバインド
サイクル発電システムが得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】縦軸に（Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）の値をと
り、横軸に（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）／（３．５Ｃｒ＋２Ｎ
ｂ）の値をとった時の本発明の高耐食性単結晶合金の領
域を示す図である。

【図２】るつぼ腐食減量とクリープ破断時間の及ぼす２
Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）の影響を示す図である。

【図３】本発明合金の模擬燃焼試験減量に及ぼす（３．
５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）の影響を
示す図である。

【図４】本発明に係るガスタービンブレードの斜視図で
ある。

【図５】本発明に係るガスタービンノズルの斜視図であ
る。

【図６】本発明に係るガスタービンブレードの製造に用
いた中子の正面図である。

【図７】本発明に係るガスタービンノズルの製造に用い
た中子の正面図である。

【図８】本発明に係るガスタービンブレードの製造方法
を示す、ガスタービンブレード用の鋳型の縦断面図であ
る。

【図９】本発明に係るガスタービンノズルの製造方法を
示す、ガスタービンノズル用の鋳型の縦断面図である。

【図１０】本発明に係るガスタービンの模式図である。

【図１１】本発明に係るコンバインドサイクル発電シス
テムの模式図である。

【符号の説明】

１ 翼部 ２ プラットフォーム部 ３ シールフィン ４ シャンク部 ５ ダブテール部 ６ 翼部 ７，８ サイドウォール １０ 鋳型 １１ 水冷銅チル １２ バイパス部 １３ 鋳型加熱ヒーター １４ スターター部 １５ セレクター部 １６ 拡大部 ３０ タービンスタブシャフト ３３ タービンブレード ３４ タービンディスク ３６ コンプレッサディスク ３７ コンプレッサブレード ３８ タービンスペーサ ３９ コンプレッサスタブシャフト ４０ ノズル ４１ コンプレッサスタッキングボルト ４３ タービンスタッキングボルト ４９ ディスタントピース

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 安田 健 茨城県日立市大みか町７−１−１ 株式 会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 玉置 英樹 茨城県日立市大みか町７−１−１ 株式 会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 吉成 明 茨城県日立市大みか町７−１−１ 株式 会社日立製作所日立研究所内 (56)参考文献 特開 昭56−108851（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 19/00 - 19/05 F01D 5/28 F01D 9/02 - 9/02 104 F01K 23/10

Claims (25)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５
   〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ
   ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３％，
   Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ
   (1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２
   ８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなることを
   特徴とする高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５
   〜６．５％，Ｗ２〜９％とＴａ２．５〜８％をＷ＋Ｔａ
   で１１．５％以下，Ｍｏ３％を超え５．８％以下，Ｃｏ
   ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３％，Ｒｅ０．１〜１．６
   ５％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ(1)式により重
   量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、残
   部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴とする高耐
   食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃｒ７〜１２％，Ａｌ４．８
   〜６．５％，Ｗ４〜９％，Ｔａ２．５〜９％，Ｍｏ５％
   以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ２％を超え３％以下，Ｒ
   ｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ(1)
   式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０
   であり、残部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴
   とする高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃｒ７．３〜１０．５％，Ａ
   ｌ４．５〜５．４％，Ｗ４〜１２％とＴａ２．５〜９％
   をＷ＋Ｔａで１７％以下，Ｍｏ２％以下，Ｃｏ０．１〜
   ３％，Ｎｂ０．２〜２．５％，Ｒｅ０．１〜１．６５
   ％，Ｈｆ０．１３％以下を含有し、かつ(1)式により重
   量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、残
   部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴とする高耐
   食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
5. 【請求項５】 重量％で、Ｃｒ７．３〜１２％，Ａｌ
   ４．５〜６．５％，Ｗ４〜９％とＴａ４．５〜９％をＷ
   ＋Ｔａで１５％以下，Ｍｏ１％以下，Ｃｏ０．１〜３
   ％，Ｎｂ０．２〜２％，Ｒｅ０．１〜１．６５％，Ｈｆ
   ０．１３％以下を含有し、かつ(1)式により重量％で計
   算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、残部不可避
   の不純物とＮｉからなることを特徴とする高耐食高強度
   超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃｒ７．３〜１２％，Ａｌ
   ４．５〜５．５％，Ｗ４〜９％とＴａ４．５〜９％をＷ
   ＋Ｔａで１５％以下，Ｍｏ１．８％以下，Ｃｏ０．１〜
   ２．５％，Ｎｂ０．８〜２．５％，Ｒｅ０．１〜１．６
   ５％，Ｈｆ０．１３％以下を含有し、かつ(1)式により
   重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０であり、
   残部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴とする高
   耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
7. 【請求項７】 重量％で、Ｃｒ７．３〜１１％，Ａｌ
   ４．７〜５．５％，Ｗ５〜９％とＴａ５〜９％をＷ＋Ｔ
   ａで１４．５％以下，Ｍｏ０．２〜１．８％，Ｃｏ０．
   ３〜２．０％，Ｎｂ０．８〜２．５％，Ｒｅ０．１〜
   １．６５％，Ｈｆ０．１３％以下を含有し、かつ(1)式
   により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０で
   あり、残部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴と
   する高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
8. 【請求項８】 重量％で、Ｃｒ７．３〜９％，Ａｌ４．
   ７〜５．５％，Ｗ５〜６．３％，Ｔａ５〜７．５％，Ｍ
   ｏ０．５〜１．８％，Ｃｏ０．５〜１．５％，Ｎｂ１．
   ３〜１．８％，Ｒｅ１．３〜１．６５％，Ｈｆ０．１３
   ％以下を含有し、かつ(1)式により重量％で計算される
   Ｐ値が２３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物
   とＮｉからなる高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
9. 【請求項９】 重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５
   〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ
   ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３％，
   Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、かつ
   (1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２
   ８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなり、前記
   （Ｗ＋Ｔａ＋Ｒｅ＋２Ｍｏ）量と（Ｗ＋Ｔａ＋２Ｍｏ）
   ／（３．５Ｃｒ＋２Ｎｂ）比とが、Ａ（２６．０，０．
   ９５），Ｂ（２２．０，０．９５），Ｃ（１４．０，
   ０．６），Ｄ（１４．０，０．１）およびＥ（２６．
   ０，０．６）で囲まれた領域内にあることを特徴とする
   高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
   W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
   2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
10. 【請求項１０】 重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．
    ５〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍ
    ｏ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３
    ％，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、か
    つ(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３
    ２８０であり、残部不可避の不純物とＮｉからなり、前
    記２Ｎｂ／（２Ｎｂ＋Ｔａ）比が０．２〜０．８の範囲
    にあることを特徴とする高耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
    W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
    2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
11. 【請求項１１】 重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．
    ５〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍ
    ｏ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３％，Ｎｂ０．２〜３
    ％，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下を含有し、か
    つ(1)式により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３
    ２８０であり、および残部不可避の不純物とＮｉからな
    り、前記（３．５Ｃｒ＋６．８Ａｌ）／（Ｗ＋Ｔａ＋２
    Ｍｏ）比が２．５〜５の範囲にあることを特徴とする高
    耐食高強度超合金。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
    W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
    2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
12. 【請求項１２】 請求項１〜１１のいずれかに記載の合
    金からなることを特徴とする棒状多結晶マスターインゴ
    ット。
13. 【請求項１３】 請求項１〜１１のいずれかに記載の合
    金からなることを特徴とする高耐食高強度単結晶鋳造
    物。
14. 【請求項１４】 固溶化処理後に存在する未固溶の共晶
    γ'相の体積率が５％以下、固溶化+時効後のγ'相の体
    積率が５０〜７０%、および固溶化+時効処理で析出する
    γ'相は、一辺の長さが１μm以下の立方体または直方体
    形状を有することを特徴とする請求項１３に記載の高耐
    食高強度単結晶鋳造物。
15. 【請求項１５】 １０４０℃、１９ｋｇｆ／ｍｍ²での
    クリープ破断時間が１００時間以上、および７５重量％
    Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣｌ混合塩全浸漬試験にお
    ける、９４０℃、５０時間後の腐食減量が３００ｍｇ／
    ｃｍ²以下であることを特徴とする請求項１３に記載の
    高耐食高強度単結晶鋳造物。
16. 【請求項１６】 請求項１３〜１５のいずれかに記載の
    高耐食高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とするガ
    スタービンブレード。
17. 【請求項１７】 請求項１６において、ディスクに植設
    され、該ディスクへの固定部となるダブテール部と、該
    ダブテール部に連なるシャンク部と、該シャンク部の側
    面に一体に突設し高温ガスをシールするシールフィン
    と、前記シャンク部に支持され高温ガスをシールするプ
    ラットホーム部と、該プラットホーム部に連なって高温
    ガスの衝突する翼部とを有することを特徴とするガスタ
    ービンブレード。
18. 【請求項１８】 請求項１６または１７のいずれかにお
    いて、長手方向の全長が１５０mm以上であるガスタービ
    ンブレード。
19. 【請求項１９】 ディスクへの固定部となるダブテール
    部と、このダブテール部に連なりその側面に一体に突設
    された単数または複数のシールフィンを備えたシャンク
    部と、このシャンク部に連なる翼部とを備え、重量％
    で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ４．５〜６．５％，Ｗ２〜１
    ２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％以下，Ｎｂ
    ０．２〜３％，Ｒｅ０．１〜４％を含有し、かつ(1)式
    により重量％で計算されるＰ値が２３５０〜３２８０で
    あり、残部不可避の不純物とＮｉであるＮｉ基合金から
    なるガスタービンブレードの製造法であって、前記翼
    部、シャンク部およびダブテール部に相当するメーン鋳
    型に対して前記シールフィンに連通したバイパス鋳型を
    有し、前記メーン鋳型とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の
    溶湯を同速度で一方的に漸次凝固させ単結晶組織に鋳造
    する工程を含むことを特徴とするガスタービンブレード
    の製造方法。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
    W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
    2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
20. 【請求項２０】 請求項１３〜１５のいずれかに記載の
    高耐食高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とするガ
    スタービンノズル。
21. 【請求項２１】 翼部と、該翼部両端に設けられたサイ
    ドウォールとを備え、重量％で、Ｃｒ６〜１２％，Ａｌ
    ４．５〜６．５％，Ｗ２〜１２％，Ｔａ２．５〜１０
    ％，Ｍｏ５．８％以下，Ｎｂ０．２〜３％，Ｒｅ０．１
    〜４％を含有し、かつ(1)式により重量％で計算される
    Ｐ値が２３５０〜３２８０であり、残部不可避の不純物
    とＮｉであるＮｉ基合金からなるガスタービンノズルの
    製造法であって、前記翼部に相当するメーン鋳型に対し
    て前記サイドウォールに連通したバイパス鋳型を有し、
    前記メーン鋳型とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の溶湯を
    同速度で一方的に漸次凝固させ単結晶組織に鋳造する工
    程を含むことを特徴とするガスタービンノズルの製造方
    法。 P=-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(Ti×Ta)+15Nb+200W-14
    W²+30Ta-1.5Ta²+2.5Co+ 1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-
    2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr・・・・(1)
22. 【請求項２２】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    用いて燃焼ガスを形成させ、その高温ガスをガスタービ
    ンノズルを通し、複数のディスクに各々植設された請求
    項１６〜１８のいずれかに記載のガスタービンブレード
    に衝突させて該ブレードを回転させることを特徴とする
    ガスタービン。
23. 【請求項２３】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    用いて燃焼ガスを形成させ、その高温ガスを請求項２０
    に記載のガスタービンノズルを通し、複数のディスクに
    各々植設されたガスタービンブレードに衝突させて該ブ
    レードを回転させることを特徴とするガスタービン。
24. 【請求項２４】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    用いて燃焼ガスを形成させ、その高温ガスを請求項２０
    に記載のガスタービンノズルを通し、複数のディスクに
    各々植設された請求項１６〜１８のいずれかに記載のガ
    スタービンブレードに衝突させて該ブレードを回転させ
    ることを特徴とするガスタービン。
25. 【請求項２５】 高速で流れる高温ガスによって駆動さ
    れるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネル
    ギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸
    気によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービ
    ンおよび蒸気タービンによって駆動される発電機とを備
    えた複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンは請
    求項２２〜２４のいずれかに記載のガスタービンからな
    り、プラント全体の熱効率が５０％以上であることを特
    徴とするコンバインドサイクル発電システム。