JP3302589B2 - セラミック被覆ガスタービン動翼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐熱セラミック被
覆層を設けたガスタービン動翼に関する。
覆層を設けたガスタービン動翼に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電用のガスタービンは、発電効率の向
上を目的として、運転温度の高温化や冷却媒体の減少が
必須となり、タービン動翼の高温耐久性の向上が強く要
望されている。また、タービン動翼の長寿命化もガスタ
ービンの運用コストの低減から必須となってきている。
このような背景のもとで、高温強度が高く信頼性に優れ
た耐熱材料の開発が進んでいるが、それでもその材料自
体の耐熱温度にはおのずと限界がある。そこで、高温条
件下で使用される動翼の基材メタル温度を低減する方法
として、熱遮蔽コーティング（以下適宜、ＴＢＣと略
す）が提唱され、動翼の冷却とＴＢＣとの組み合わせに
よって、基材メタル温度をＴＢＣなしに比べ５０〜２０
０°Ｃ低減することが可能となっている。
上を目的として、運転温度の高温化や冷却媒体の減少が
必須となり、タービン動翼の高温耐久性の向上が強く要
望されている。また、タービン動翼の長寿命化もガスタ
ービンの運用コストの低減から必須となってきている。
このような背景のもとで、高温強度が高く信頼性に優れ
た耐熱材料の開発が進んでいるが、それでもその材料自
体の耐熱温度にはおのずと限界がある。そこで、高温条
件下で使用される動翼の基材メタル温度を低減する方法
として、熱遮蔽コーティング（以下適宜、ＴＢＣと略
す）が提唱され、動翼の冷却とＴＢＣとの組み合わせに
よって、基材メタル温度をＴＢＣなしに比べ５０〜２０
０°Ｃ低減することが可能となっている。
【０００３】しかし、過酷な熱負荷条件で用いられるＴ
ＢＣはセラミック層のはく離等の損傷が生じ易く、特に
発電効率の向上を目指した高温ガスタービンでは損傷が
顕著になる。そこで、耐久性の面でさらに改良を加えた
各種のＴＢＣが提唱されており、公知技術例としては、
例えば以下のものがある。
ＢＣはセラミック層のはく離等の損傷が生じ易く、特に
発電効率の向上を目指した高温ガスタービンでは損傷が
顕著になる。そこで、耐久性の面でさらに改良を加えた
各種のＴＢＣが提唱されており、公知技術例としては、
例えば以下のものがある。
【０００４】特公平７−１８９９３号公報 Ｕ.Ｓ.Ｐａｔｅｎｔ ４,５０３,１３０号公報 これらの公知技術では、熱応力緩和機能を付与した柱状
晶セラミック層を設けた柱状組織ＴＢＣ又は多孔質セラ
ミック層を設けた多孔組織ＴＢＣが記載されており、セ
ラミック層と基材を構成する耐熱合金との熱膨張の差に
起因する熱応力による損傷を防止するようになってい
る。すなわち、セラミック層を構成する材料として、熱
伝導率が小さく、熱膨張が大きく、かつ高温での安定性
に優れたＺｒＯ2系セラミックが用いられている。この
ときＺｒＯ2単独では相変態に伴う寸法変化による損傷
が生じることから、Ｙ2Ｏ3，ＣａＯ，ＭｇＯ，Ｃｅ
Ｏ2，Ｓｃ2Ｏ3等を結晶構造安定化剤として添加し相変
態を防止した安定化ＺｒＯ2、或いは部分安定化ＺｒＯ2
が用いられている。また、セラミック層の組織として
も、柱状組織、或いは多孔質組織が用いられる。ＴＢＣ
としてはセラミック層とその下地層で構成され、下地層
として高温耐酸化耐食性に優れたＭＣｒＡｌＹ合金（Ｍ
はＣｏ,Ｎｉ,Ｆｅのいずれか、或いはそれらの組み合わ
せ）、或いはＭＣｒＡｌＹ合金の表面部をＡｌｒｉｃｈ
化したものが用いられる。また、下地層の表面を酸化さ
せてあらかじめＡｌ2０3の薄膜層を設けたものもある。
このようなＴＢＣを高温ガスタービン動翼に用いるとき
は、冷却機能を有した動翼に適用されてＴＢＣの遮熱効
果を得ることになる。つまり、高温ガスタービン動翼で
は燃焼ガス温度が高いことから、動翼の冷却性能も大き
くなり、動翼を貫通する熱量（熱流束）が大きくなる。
この結果、動翼表面に設けたＴＢＣでは、大きな熱流束
によって遮熱効果も大きくなりＴＢＣの効果も大きくな
る。そして、熱流束が大きくなるにつれ、ＴＢＣを構成
する最外層のセラミック層の温度も高くなってくる。こ
れにより、ＺｒＯ2系セラミック固有の特性である酸素
イオン伝導性も大きくなり、セラミック層を通じての下
地層表面への酸素供給も増加し、下地層表面での酸化反
応が促進されることになる。ここで下地層はＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層から成っておりこの合金層が酸化反応による損
傷を防止する機能を有している。特に高温では、合金成
分中のＡｌが酸化されＡｌ2Ｏ3となり、Ａｌ2Ｏ3がバリ
ヤー層となって合金自体の内部酸化を防止するようにな
っている。なお、これらと同様の構造のＴＢＣを備えた
セラミック部材を開示するものとして、例えば特開平６
−２５６９２６号公報及び特開平８−２７５５９号公報
がある。
晶セラミック層を設けた柱状組織ＴＢＣ又は多孔質セラ
ミック層を設けた多孔組織ＴＢＣが記載されており、セ
ラミック層と基材を構成する耐熱合金との熱膨張の差に
起因する熱応力による損傷を防止するようになってい
る。すなわち、セラミック層を構成する材料として、熱
伝導率が小さく、熱膨張が大きく、かつ高温での安定性
に優れたＺｒＯ2系セラミックが用いられている。この
ときＺｒＯ2単独では相変態に伴う寸法変化による損傷
が生じることから、Ｙ2Ｏ3，ＣａＯ，ＭｇＯ，Ｃｅ
Ｏ2，Ｓｃ2Ｏ3等を結晶構造安定化剤として添加し相変
態を防止した安定化ＺｒＯ2、或いは部分安定化ＺｒＯ2
が用いられている。また、セラミック層の組織として
も、柱状組織、或いは多孔質組織が用いられる。ＴＢＣ
としてはセラミック層とその下地層で構成され、下地層
として高温耐酸化耐食性に優れたＭＣｒＡｌＹ合金（Ｍ
はＣｏ,Ｎｉ,Ｆｅのいずれか、或いはそれらの組み合わ
せ）、或いはＭＣｒＡｌＹ合金の表面部をＡｌｒｉｃｈ
化したものが用いられる。また、下地層の表面を酸化さ
せてあらかじめＡｌ2０3の薄膜層を設けたものもある。
このようなＴＢＣを高温ガスタービン動翼に用いるとき
は、冷却機能を有した動翼に適用されてＴＢＣの遮熱効
果を得ることになる。つまり、高温ガスタービン動翼で
は燃焼ガス温度が高いことから、動翼の冷却性能も大き
くなり、動翼を貫通する熱量（熱流束）が大きくなる。
この結果、動翼表面に設けたＴＢＣでは、大きな熱流束
によって遮熱効果も大きくなりＴＢＣの効果も大きくな
る。そして、熱流束が大きくなるにつれ、ＴＢＣを構成
する最外層のセラミック層の温度も高くなってくる。こ
れにより、ＺｒＯ2系セラミック固有の特性である酸素
イオン伝導性も大きくなり、セラミック層を通じての下
地層表面への酸素供給も増加し、下地層表面での酸化反
応が促進されることになる。ここで下地層はＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層から成っておりこの合金層が酸化反応による損
傷を防止する機能を有している。特に高温では、合金成
分中のＡｌが酸化されＡｌ2Ｏ3となり、Ａｌ2Ｏ3がバリ
ヤー層となって合金自体の内部酸化を防止するようにな
っている。なお、これらと同様の構造のＴＢＣを備えた
セラミック部材を開示するものとして、例えば特開平６
−２５６９２６号公報及び特開平８−２７５５９号公報
がある。
【０００５】特開平５−２７９８３２号公報 この公知技術は、基材上にＭＣｒＡｌＹの合金層を設
け、その上に溶射により溶融粒子積層構造の多孔質セラ
ミック層を設けたセラミック部材において、そのセラミ
ック層中の多孔にＡｌ2Ｏ3を充填することにより、熱応
力緩和（リラクゼーション）による内部破壊を防止する
ものである。
け、その上に溶射により溶融粒子積層構造の多孔質セラ
ミック層を設けたセラミック部材において、そのセラミ
ック層中の多孔にＡｌ2Ｏ3を充填することにより、熱応
力緩和（リラクゼーション）による内部破壊を防止する
ものである。
【０００６】特開平８−２０８７８号公報 この公知技術は、基材上にＭＣｒＡｌＹの合金層を設
け、その上に溶射による溶融粒子積層構造の多孔質セラ
ミック層又は電子ビームによる柱状組織セラミック層を
設けたセラミック部材において、セラミック層の表面に
薄いＡｌ2Ｏ3を形成することにより、セラミック層内に
おける酸素透過性を低下させ、耐久性を向上させるもの
である。
け、その上に溶射による溶融粒子積層構造の多孔質セラ
ミック層又は電子ビームによる柱状組織セラミック層を
設けたセラミック部材において、セラミック層の表面に
薄いＡｌ2Ｏ3を形成することにより、セラミック層内に
おける酸素透過性を低下させ、耐久性を向上させるもの
である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記公
知技術には以下のような課題が存在する。すなわち、公
知技術のＴＢＣ及びこれを備えたセラミック部材で
は、ＭＣｒＡｌＹ合金層中の成分であるＡｌによってＡ
ｌ2Ｏ3バリヤー層を形成する構成であるので、高温での
酸化が促進される条件下では、Ａｌ2Ｏ3層のＡｌ、或い
は酸素の拡散により、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化が進行する。
したがって、例えば運転温度の高い高効率発電用ガスタ
ービンに使用される場合は、起動・長時間の定常保持・
停止が繰り返される過酷な熱負荷条件となることから、
このＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の進行によって熱サイクルによ
る熱応力でＡｌ2Ｏ3層近傍での損傷が生じ、セラミック
層とその下地層（Ａｌ2Ｏ3層）との境界近傍からのセラ
ミック層のはく離が生じやすくなり、本来の目的である
遮熱効果を十分発揮しなくなってしまう可能性がある。
すなわち、公知技術では、ＺｒＯ2系セラミック層の
高温での酸素イオン伝導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜
化を防止しセラミック層のはく離を抑制する点について
は配慮されていない。なお、このような下地層とセラミ
ック層との界面に形成されたＡｌ2Ｏ3層近傍での損傷
は、セラミック層が柱状組織で熱応力緩和機能を有した
ＴＢＣでも生じることが報告されている（ＡＳＭＥ ｍ
ｅｅｔｉｎｇ資料，１９９１−ＧＴ−４０）。また、プ
ラズマ溶射による多孔質セラミック層でも界面のＡｌ2
Ｏ3層の厚膜化がＴＢＣの破損寿命を決定するという報
告もある（学振耐熱金属材料第１２３小委員会研究報告
ｖｏｌ.３６ Ｎｏ.３ ｐ４７５「ガスタービン遮熱コー
ティングの寿命推定に関する検討」(１９９６)）。
知技術には以下のような課題が存在する。すなわち、公
知技術のＴＢＣ及びこれを備えたセラミック部材で
は、ＭＣｒＡｌＹ合金層中の成分であるＡｌによってＡ
ｌ2Ｏ3バリヤー層を形成する構成であるので、高温での
酸化が促進される条件下では、Ａｌ2Ｏ3層のＡｌ、或い
は酸素の拡散により、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化が進行する。
したがって、例えば運転温度の高い高効率発電用ガスタ
ービンに使用される場合は、起動・長時間の定常保持・
停止が繰り返される過酷な熱負荷条件となることから、
このＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の進行によって熱サイクルによ
る熱応力でＡｌ2Ｏ3層近傍での損傷が生じ、セラミック
層とその下地層（Ａｌ2Ｏ3層）との境界近傍からのセラ
ミック層のはく離が生じやすくなり、本来の目的である
遮熱効果を十分発揮しなくなってしまう可能性がある。
すなわち、公知技術では、ＺｒＯ2系セラミック層の
高温での酸素イオン伝導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜
化を防止しセラミック層のはく離を抑制する点について
は配慮されていない。なお、このような下地層とセラミ
ック層との界面に形成されたＡｌ2Ｏ3層近傍での損傷
は、セラミック層が柱状組織で熱応力緩和機能を有した
ＴＢＣでも生じることが報告されている（ＡＳＭＥ ｍ
ｅｅｔｉｎｇ資料，１９９１−ＧＴ−４０）。また、プ
ラズマ溶射による多孔質セラミック層でも界面のＡｌ2
Ｏ3層の厚膜化がＴＢＣの破損寿命を決定するという報
告もある（学振耐熱金属材料第１２３小委員会研究報告
ｖｏｌ.３６ Ｎｏ.３ ｐ４７５「ガスタービン遮熱コー
ティングの寿命推定に関する検討」(１９９６)）。
【０００８】また、公知技術においては、公知技術
同様、ＺｒＯ2系セラミック層の高温での酸素イオン伝
導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止しセラミック
層のはく離を抑制する点については配慮されていない。
なお、熱応力緩和（リラクゼーション）による内部破壊
を防止する目的でセラミック層中の多孔にＡｌ2Ｏ3を充
填した構造が、結果として酸素イオン伝導性増大による
Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化を幾分かは抑制していることも考え
られるが、Ａｌ2Ｏ3は多孔のみにしか充填されていない
ことからその効果は不十分である。また多孔質セラミッ
ク層における酸素イオン伝導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の
厚膜化に関しては全く開示がない。
同様、ＺｒＯ2系セラミック層の高温での酸素イオン伝
導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止しセラミック
層のはく離を抑制する点については配慮されていない。
なお、熱応力緩和（リラクゼーション）による内部破壊
を防止する目的でセラミック層中の多孔にＡｌ2Ｏ3を充
填した構造が、結果として酸素イオン伝導性増大による
Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化を幾分かは抑制していることも考え
られるが、Ａｌ2Ｏ3は多孔のみにしか充填されていない
ことからその効果は不十分である。また多孔質セラミッ
ク層における酸素イオン伝導性増大によるＡｌ2Ｏ3層の
厚膜化に関しては全く開示がない。
【０００９】また、公知技術においては、溶融粒子積
層構造の多孔質セラミック層及び柱状組織セラミック層
のいずれの場合に対しても、ＺｒＯ2系セラミック層の
高温での酸素イオン伝導性増大を防止する点について配
慮されている。しかしながら、ガスタービン動翼として
用いる場合には、燃焼ガス中に含まれる鉄さび粉等の多
数の塵埃が飛来して衝突する（エロージョン）ことか
ら、表面のＡｌ2Ｏ3膜がそれらによって削り取られてし
まうので、長時間十分な効力を得ることができない。
層構造の多孔質セラミック層及び柱状組織セラミック層
のいずれの場合に対しても、ＺｒＯ2系セラミック層の
高温での酸素イオン伝導性増大を防止する点について配
慮されている。しかしながら、ガスタービン動翼として
用いる場合には、燃焼ガス中に含まれる鉄さび粉等の多
数の塵埃が飛来して衝突する（エロージョン）ことか
ら、表面のＡｌ2Ｏ3膜がそれらによって削り取られてし
まうので、長時間十分な効力を得ることができない。
【００１０】本発明の目的は、セラミック層と下地層と
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を長時間にわたって十分
に防止し、セラミック層のはく離を確実に抑制できるセ
ラミック被覆ガスタービン動翼を提供することにある。
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を長時間にわたって十分
に防止し、セラミック層のはく離を確実に抑制できるセ
ラミック被覆ガスタービン動翼を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明によれば、Ｎｉを主成分とする耐熱合金から
成る基材と、前記耐熱合金より高温耐酸化耐食性に優れ
た材料で構成され前記基材の表面に形成された合金被覆
層と、この合金被覆層の上に形成された耐熱セラミック
層とを有するセラミック被覆ガスタービン動翼であっ
て、前記耐熱セラミック層は、少なくとも一部分が安定
化されたＺｒＯ2系セラミックからなるイオン伝導性セ
ラミックと、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＯ 2 、Ｈｆ 2 Ｏ 3 、ＡｌＮ、
及びＳｉ 3 Ｎ 4 のうち少なくとも１つを含んでいる絶縁性
セラミックとの混合体であり、かつ、この混合体は、柱
状結晶が膜厚方向に成長した柱状組織構造又は膜方向の
偏平粒子が残存空隙を介在させつつ積層した多孔質組織
構造を有し、気相又は溶融相によって形成されているこ
とを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動翼が提供
される。本発明に係る耐熱セラミック層の組織として
は、プラズマ溶射等の溶融相で形成された多孔質組織構
造のものや、或いは電子ビーム蒸着等の気相で形成され
た柱状組織構造のものがあげられる。本発明の構成も従
来に準じてこの２つの組織構造のものがあるので、以下
これらを分けて説明する。 （１）多孔質組織構造 この場合、耐熱セラミック層の組織は、膜方向の偏平粒
子が残存空隙を介在させつつ積層した多孔質の組織構造
を形成する。従来、この構造では多孔質セラミック層の
欠陥を通じての酸素の侵入、及びＺｒＯ2系セラミック
の酸素イオン伝導性により、耐熱セラミック層と下地層
との界面に酸素が供給され、界面での酸化反応によって
下地層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金中のＡｌがＡｌ2Ｏ3
となる。しかしながら、本発明においては、耐熱セラミ
ック層を、ＺｒＯ2系セラミックに例えばＡｌ2Ｏ3等の
絶縁性セラミックを加えた混合体で構成することから、
耐熱セラミック層内の酸素イオン伝導性が大幅に低減さ
れるので、界面での酸化反応が著しく少なくなる。その
結果、高温条件下で長時間使用した場合でも、セラミッ
ク層と下地層との界面に形成されるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化
が防止できる。そしてこのとき、本発明においては、多
孔質組織内の空隙を残したまま、この空隙を介在させつ
つＺｒＯ2系セラミックと絶縁性セラミックとの混合物
による多孔質組織が形成される。すなわち、絶縁性セラ
ミックは、空隙以外のすべての部分に万遍なく充填され
ているので、大きな酸素イオン伝導性低減効果を得るこ
とができる。なお、このような多孔質組織の耐熱セラミ
ック層中での絶縁性セラミックの存在形態としては、個
々の偏平粒子が混合物で構成されたもの、或いは、Ｚｒ
Ｏ2系の偏平粒子とＡｌ2Ｏ3等の偏平粒子とが混合して
積層したもののいずれの形態でも良い。個々の偏平粒子
が混合物の場合、個々の粒子の酸素イオン伝導性が低下
する。一方、ＺｒＯ2系粒子とＡｌ2Ｏ3の粒子との混合
組織の場合、積層した粒子を通じての酸素イオン伝導性
が低下する。もちろん、両方の混合状態が複合化された
組織であっても、酸素イオン伝導性の低減効果が得られ
る。そして、このようなＺｒＯ2系セラミックと絶縁性
セラミックとの混合状態のセラミック層の形成方法とし
ては、混合状態の粉末粒子を原料として溶射する方法
や、ＺｒＯ2とＡｌ2Ｏ3等との混合粉末を原料として溶
射する方法、ＺｒＯ2系粒子の表面にＡｌ2Ｏ3、或いは
Ａｌ2Ｏ3を構成する金属元素成分（Ａｌ）等を被覆し、
その複合粉末粒子を原料として溶射する方法、及び上記
の方法での原料を組み合わせた粉末粒子を原料として溶
射する方法等がある。
に、本発明によれば、Ｎｉを主成分とする耐熱合金から
成る基材と、前記耐熱合金より高温耐酸化耐食性に優れ
た材料で構成され前記基材の表面に形成された合金被覆
層と、この合金被覆層の上に形成された耐熱セラミック
層とを有するセラミック被覆ガスタービン動翼であっ
て、前記耐熱セラミック層は、少なくとも一部分が安定
化されたＺｒＯ2系セラミックからなるイオン伝導性セ
ラミックと、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＯ 2 、Ｈｆ 2 Ｏ 3 、ＡｌＮ、
及びＳｉ 3 Ｎ 4 のうち少なくとも１つを含んでいる絶縁性
セラミックとの混合体であり、かつ、この混合体は、柱
状結晶が膜厚方向に成長した柱状組織構造又は膜方向の
偏平粒子が残存空隙を介在させつつ積層した多孔質組織
構造を有し、気相又は溶融相によって形成されているこ
とを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動翼が提供
される。本発明に係る耐熱セラミック層の組織として
は、プラズマ溶射等の溶融相で形成された多孔質組織構
造のものや、或いは電子ビーム蒸着等の気相で形成され
た柱状組織構造のものがあげられる。本発明の構成も従
来に準じてこの２つの組織構造のものがあるので、以下
これらを分けて説明する。 （１）多孔質組織構造 この場合、耐熱セラミック層の組織は、膜方向の偏平粒
子が残存空隙を介在させつつ積層した多孔質の組織構造
を形成する。従来、この構造では多孔質セラミック層の
欠陥を通じての酸素の侵入、及びＺｒＯ2系セラミック
の酸素イオン伝導性により、耐熱セラミック層と下地層
との界面に酸素が供給され、界面での酸化反応によって
下地層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金中のＡｌがＡｌ2Ｏ3
となる。しかしながら、本発明においては、耐熱セラミ
ック層を、ＺｒＯ2系セラミックに例えばＡｌ2Ｏ3等の
絶縁性セラミックを加えた混合体で構成することから、
耐熱セラミック層内の酸素イオン伝導性が大幅に低減さ
れるので、界面での酸化反応が著しく少なくなる。その
結果、高温条件下で長時間使用した場合でも、セラミッ
ク層と下地層との界面に形成されるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化
が防止できる。そしてこのとき、本発明においては、多
孔質組織内の空隙を残したまま、この空隙を介在させつ
つＺｒＯ2系セラミックと絶縁性セラミックとの混合物
による多孔質組織が形成される。すなわち、絶縁性セラ
ミックは、空隙以外のすべての部分に万遍なく充填され
ているので、大きな酸素イオン伝導性低減効果を得るこ
とができる。なお、このような多孔質組織の耐熱セラミ
ック層中での絶縁性セラミックの存在形態としては、個
々の偏平粒子が混合物で構成されたもの、或いは、Ｚｒ
Ｏ2系の偏平粒子とＡｌ2Ｏ3等の偏平粒子とが混合して
積層したもののいずれの形態でも良い。個々の偏平粒子
が混合物の場合、個々の粒子の酸素イオン伝導性が低下
する。一方、ＺｒＯ2系粒子とＡｌ2Ｏ3の粒子との混合
組織の場合、積層した粒子を通じての酸素イオン伝導性
が低下する。もちろん、両方の混合状態が複合化された
組織であっても、酸素イオン伝導性の低減効果が得られ
る。そして、このようなＺｒＯ2系セラミックと絶縁性
セラミックとの混合状態のセラミック層の形成方法とし
ては、混合状態の粉末粒子を原料として溶射する方法
や、ＺｒＯ2とＡｌ2Ｏ3等との混合粉末を原料として溶
射する方法、ＺｒＯ2系粒子の表面にＡｌ2Ｏ3、或いは
Ａｌ2Ｏ3を構成する金属元素成分（Ａｌ）等を被覆し、
その複合粉末粒子を原料として溶射する方法、及び上記
の方法での原料を組み合わせた粉末粒子を原料として溶
射する方法等がある。
【００１２】（２）柱状組織構造 この場合、耐熱セラミック層の組織は、柱状結晶が膜厚
方向に成長した柱状の組織構造を形成する。従来一般
に、この構造では、上記（１）の偏平粒子が積層した多
孔質組織構造に比べ、酸素イオン伝導に対する抵抗とな
る粒子境界が無いことから、上記（１）で説明したよう
な酸素イオン伝導による耐熱セラミック層と下地層との
界面での酸化反応は非常に大きくなる傾向がある。しか
しながら、本発明においては、耐熱セラミック層を、Ｚ
ｒＯ2系セラミックに例えばＡｌ2Ｏ3等の絶縁性セラミ
ックを加えた混合体で構成することから、柱状組織の耐
熱セラミック層の酸素イオン伝導性が大幅に低減される
ので、界面の酸化反応の抑制効果が非常に大きくなる。
その結果、高温条件下で長時間使用した場合でも、セラ
ミック層と下地層との界面に形成されるＡｌ2Ｏ3層の厚
膜化が防止できる。そして、このような耐熱セラミック
層の形成方法としては、ＺｒＯ2系セラミックと絶縁性
セラミックとの同時蒸着、或いは、それぞれを交互に蒸
着する方法がある。いずれの方法においても、柱状組織
を構成する耐熱セラミック層をＺｒＯ2系セラミックと
絶縁性セラミック（例えばＡｌ2Ｏ3）との混合組織とす
ることができ、ナノオーダーレベルでも両者がほぼ均一
に混合しているか或いは両者が交互に積層した結晶から
構成されるようにすることができる。
方向に成長した柱状の組織構造を形成する。従来一般
に、この構造では、上記（１）の偏平粒子が積層した多
孔質組織構造に比べ、酸素イオン伝導に対する抵抗とな
る粒子境界が無いことから、上記（１）で説明したよう
な酸素イオン伝導による耐熱セラミック層と下地層との
界面での酸化反応は非常に大きくなる傾向がある。しか
しながら、本発明においては、耐熱セラミック層を、Ｚ
ｒＯ2系セラミックに例えばＡｌ2Ｏ3等の絶縁性セラミ
ックを加えた混合体で構成することから、柱状組織の耐
熱セラミック層の酸素イオン伝導性が大幅に低減される
ので、界面の酸化反応の抑制効果が非常に大きくなる。
その結果、高温条件下で長時間使用した場合でも、セラ
ミック層と下地層との界面に形成されるＡｌ2Ｏ3層の厚
膜化が防止できる。そして、このような耐熱セラミック
層の形成方法としては、ＺｒＯ2系セラミックと絶縁性
セラミックとの同時蒸着、或いは、それぞれを交互に蒸
着する方法がある。いずれの方法においても、柱状組織
を構成する耐熱セラミック層をＺｒＯ2系セラミックと
絶縁性セラミック（例えばＡｌ2Ｏ3）との混合組織とす
ることができ、ナノオーダーレベルでも両者がほぼ均一
に混合しているか或いは両者が交互に積層した結晶から
構成されるようにすることができる。
【００１３】好ましくは、前記セラミック被覆ガスター
ビン動翼において、前記耐熱セラミック層は、前記絶縁
性セラミックの含有割合が５重量％以上５０重量％以下
であることを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動
翼が提供される。すなわち、本発明の耐熱セラミック層
の絶縁性セラミックの混合範囲としては、本来ＺｒＯ2
系セラミックの高温での酸素イオン伝導性によって決定
されるべきであるが、本発明での酸素イオン伝導性の低
減の効果は、高温長時間加熱時のＴＢＣにおける耐熱セ
ラミック層と下地層との界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚さの検
討によって規定されることが最も有意義である。従っ
て、絶縁性セラミックの混合量の最適範囲も、ＴＢＣに
おける界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さと絶縁性セラミックの混
合量との関係から決定することができる。このような考
え方に基づくと、絶縁体混合物の添加量として５〜５０
ｗｔ％が界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化防止に有効な範囲
であり、さらに１０〜４０ｗｔ％の範囲であるとさらに
その効果が最も大きくなる。これは、添加量が５ｗｔ
％より少ない場合には、酸素イオン伝導性の低減効果が
少なく、その結果界面での酸化抑制効果が少なくなりＡ
ｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止が不十分になること；５０ｗ
ｔ％以上では絶縁性セラミックによる酸素イオン伝導性
の低減効果がほぼ一定になり、大幅な低下が認められな
くなる一方、むしろ、絶縁性セラミック特有の熱物性値
（熱伝導、熱膨張、比熱、ふく射等）がセラミック層自
体の熱特性として顕著になり、ＺｒＯ2系セラミック特
有の熱物性を変化させ、ＴＢＣ用セラミックとして優れ
た熱特性を損なうことになること；の２つの理由によ
る。したがって、本発明のＴＢＣ用セラミックとして絶
縁性セラミックの混合添加量としては、５重量％以上５
０重量％以下の範囲が好ましい。
ビン動翼において、前記耐熱セラミック層は、前記絶縁
性セラミックの含有割合が５重量％以上５０重量％以下
であることを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動
翼が提供される。すなわち、本発明の耐熱セラミック層
の絶縁性セラミックの混合範囲としては、本来ＺｒＯ2
系セラミックの高温での酸素イオン伝導性によって決定
されるべきであるが、本発明での酸素イオン伝導性の低
減の効果は、高温長時間加熱時のＴＢＣにおける耐熱セ
ラミック層と下地層との界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚さの検
討によって規定されることが最も有意義である。従っ
て、絶縁性セラミックの混合量の最適範囲も、ＴＢＣに
おける界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さと絶縁性セラミックの混
合量との関係から決定することができる。このような考
え方に基づくと、絶縁体混合物の添加量として５〜５０
ｗｔ％が界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化防止に有効な範囲
であり、さらに１０〜４０ｗｔ％の範囲であるとさらに
その効果が最も大きくなる。これは、添加量が５ｗｔ
％より少ない場合には、酸素イオン伝導性の低減効果が
少なく、その結果界面での酸化抑制効果が少なくなりＡ
ｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止が不十分になること；５０ｗ
ｔ％以上では絶縁性セラミックによる酸素イオン伝導性
の低減効果がほぼ一定になり、大幅な低下が認められな
くなる一方、むしろ、絶縁性セラミック特有の熱物性値
（熱伝導、熱膨張、比熱、ふく射等）がセラミック層自
体の熱特性として顕著になり、ＺｒＯ2系セラミック特
有の熱物性を変化させ、ＴＢＣ用セラミックとして優れ
た熱特性を損なうことになること；の２つの理由によ
る。したがって、本発明のＴＢＣ用セラミックとして絶
縁性セラミックの混合添加量としては、５重量％以上５
０重量％以下の範囲が好ましい。
【００１４】
【００１５】また好ましくは、前記セラミック被覆ガス
タービン動翼において、前記イオン伝導性セラミック
は、ＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2−ＣａＯ、ＺｒＯ2−Ｃ
ｅＯ2、及びＺｒＯ2−ＭｇＯのうち、少なくとも１つを
含んでいることを特徴とするセラミック被覆ガスタービ
ン動翼が提供される。
タービン動翼において、前記イオン伝導性セラミック
は、ＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2−ＣａＯ、ＺｒＯ2−Ｃ
ｅＯ2、及びＺｒＯ2−ＭｇＯのうち、少なくとも１つを
含んでいることを特徴とするセラミック被覆ガスタービ
ン動翼が提供される。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を図面を
参照しつつ説明する。本発明の第１の実施形態を図１〜
図３、表１〜５により説明する。本実施形態のセラミッ
ク被覆ガスタービン動翼の要部は、その表面に設けられ
るＴＢＣにあることから、本願発明者等は、まず、その
ＴＢＣの詳細構成の検討を行った。
参照しつつ説明する。本発明の第１の実施形態を図１〜
図３、表１〜５により説明する。本実施形態のセラミッ
ク被覆ガスタービン動翼の要部は、その表面に設けられ
るＴＢＣにあることから、本願発明者等は、まず、その
ＴＢＣの詳細構成の検討を行った。
【００１７】（１）試験片の作成 まず、本実施形態のＴＢＣとして、部分安定化ＺｒＯ2
としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3を用い、絶縁性セラミ
ックとしてＡｌ2Ｏ3を用いた、プラズマ溶射による多孔
質組織構造の試験片及び電子ビーム蒸着による柱状組織
構造の試験片を作成した。すなわち、基材としてＮｉ基
耐熱合金（Ｒｅｎｅ′−８０：Ｎｉ−１４％Ｃｒ−４％
Ｍｏ−４％Ｗ−３％Ａｌ−５％Ｔｉ−９．５％Ｃｏ）を
用い、その表面に、Ｎｉ基耐熱合金（Ｒｅｎｅ′−８
０）よりも高温耐酸化耐食性に優れたＭＣｒＡｌＹ合金
（Ｃｏ−３２％Ｎｉ−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％
Ｙ）粉末を用いて減圧雰囲気中プラズマ溶射で下地層
（合金被覆層）を形成した。その条件はＡｒ−７％Ｈ2
混合ガスを用いて形成したプラズマジェット（５０Ｋ
Ｗ）中に前記の合金粉末を投入し溶射するもので、溶射
中の雰囲気圧力は約５０Ｔｏｒｒである。なお、この前
処理として基材の脱脂洗浄さらにＡｌ2Ｏ3製グリッドに
よるグラスチングを行っている。形成した下地層の厚さ
は約１５０μｍである。以下、プラズマ溶射による多孔
質組織構造の試験片と、電子ビーム蒸着による柱状組織
構造の試験片とを分けて説明する。
としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3を用い、絶縁性セラミ
ックとしてＡｌ2Ｏ3を用いた、プラズマ溶射による多孔
質組織構造の試験片及び電子ビーム蒸着による柱状組織
構造の試験片を作成した。すなわち、基材としてＮｉ基
耐熱合金（Ｒｅｎｅ′−８０：Ｎｉ−１４％Ｃｒ−４％
Ｍｏ−４％Ｗ−３％Ａｌ−５％Ｔｉ−９．５％Ｃｏ）を
用い、その表面に、Ｎｉ基耐熱合金（Ｒｅｎｅ′−８
０）よりも高温耐酸化耐食性に優れたＭＣｒＡｌＹ合金
（Ｃｏ−３２％Ｎｉ−２１％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％
Ｙ）粉末を用いて減圧雰囲気中プラズマ溶射で下地層
（合金被覆層）を形成した。その条件はＡｒ−７％Ｈ2
混合ガスを用いて形成したプラズマジェット（５０Ｋ
Ｗ）中に前記の合金粉末を投入し溶射するもので、溶射
中の雰囲気圧力は約５０Ｔｏｒｒである。なお、この前
処理として基材の脱脂洗浄さらにＡｌ2Ｏ3製グリッドに
よるグラスチングを行っている。形成した下地層の厚さ
は約１５０μｍである。以下、プラズマ溶射による多孔
質組織構造の試験片と、電子ビーム蒸着による柱状組織
構造の試験片とを分けて説明する。
【００１８】（１−１）プラズマ溶射による多孔質組織
構造の試験片 プラズマ溶射による本実施形態の多孔質組織構造のＴＢ
Ｃ試験片としては、下地層を設けた基材の上に大気中プ
ラズマ溶射にて２５０μｍ厚さの耐熱セラミック層を形
成した。このときの大気中プラズマ溶射の条件は、Ａｒ
−７％Ｈ2混合ガスを用いて形成したプラズマジェット
（４５ＫＷ）中にセラミック粉末を投入し溶射した。こ
のときのセラミック粉末としては、イオン伝導性セラミ
ックとしてのＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックに絶
縁性セラミックとしての（２．５，５，１０，３０，４
０，５０，６０）ｗｔ％のＡｌ2Ｏ3を添加した粉末、及
びＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミック粉末に絶縁性セ
ラミックとしてのＡｌ2Ｏ3粉末とを混合した粉末（混合
割合として１０，３０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3）を用いた。この
結果、このプラズマ溶射で形成した耐熱セラミック層
は、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックにＡｌ2Ｏ3を
添加した、イオン伝導性セラミックと絶縁性セラミック
との混合体となっており、しかも断面組織を観察した結
果、いずれも偏平した粒子が残存空隙を介在させた状態
で積層した多孔質組織構造であった。
構造の試験片 プラズマ溶射による本実施形態の多孔質組織構造のＴＢ
Ｃ試験片としては、下地層を設けた基材の上に大気中プ
ラズマ溶射にて２５０μｍ厚さの耐熱セラミック層を形
成した。このときの大気中プラズマ溶射の条件は、Ａｒ
−７％Ｈ2混合ガスを用いて形成したプラズマジェット
（４５ＫＷ）中にセラミック粉末を投入し溶射した。こ
のときのセラミック粉末としては、イオン伝導性セラミ
ックとしてのＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックに絶
縁性セラミックとしての（２．５，５，１０，３０，４
０，５０，６０）ｗｔ％のＡｌ2Ｏ3を添加した粉末、及
びＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミック粉末に絶縁性セ
ラミックとしてのＡｌ2Ｏ3粉末とを混合した粉末（混合
割合として１０，３０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3）を用いた。この
結果、このプラズマ溶射で形成した耐熱セラミック層
は、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックにＡｌ2Ｏ3を
添加した、イオン伝導性セラミックと絶縁性セラミック
との混合体となっており、しかも断面組織を観察した結
果、いずれも偏平した粒子が残存空隙を介在させた状態
で積層した多孔質組織構造であった。
【００１９】（１−２）電子ビーム蒸着による柱状組織
構造の試験片 電子ビーム蒸着による本実施形態の柱状組織構造のＴＢ
Ｃ試験片としては、下地層の表面あらさをＲｍａｘ．１
０μｍとなるようにピーニング処理したもの、及び、Ｒ
ｍａｘ．６５μｍとなるようにブラスチング処理したも
のを用いた。電子ビーム蒸着の条件は致達真空度が１０
-6Ｔｏｒｒのチェンバーを用い、１６ＫＷの電子ビーム
で蒸着原料を溶融させ、５×１０-5Ｔｏｒｒの真空中で
下地層を設けた基材表面に蒸着させ約２００μｍの厚さ
の耐熱セラミック層を形成した。成膜時の基材温度は約
８５０°Ｃである。このときのセラミック層の成膜に際
しては、蒸着原料としてＺｒ０2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡ
ｌ2Ｏ3とを用いた二元蒸着方式を用い、それぞれの蒸着
量を膜厚モニターを用い電子ビーム出力を制御した。下
地層の表面あらさＲｍａｘ．１０μｍの試験片を用い、
ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合割合を
（２．５，５，１０，２５，４０，５０，６０）ｗｔ％
の耐熱セラミック層を成膜した。また、下地層の表面粗
さＲｍａｘ．６０μｍについて、（０，１０，２５）ｗ
ｔ％Ａｌ2Ｏ3のセラミック層を成膜した。この結果、こ
の電子ビーム蒸着で形成した耐熱セラミック層は、Ｚｒ
Ｏ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックにＡｌ2Ｏ3を添加し
た、イオン伝導性セラミックと絶縁性セラミックとの混
合体となっており、この耐熱セラミック層は、断面及び
破断面を観察した結果、下地層の表面あらさがＲｍａ
ｘ．１０μｍでは数μｍ幅の柱状組織、Ｒｍａｘ．６５
μｍでは数μｍ幅の柱状組織（一次柱状）及び、一次柱
状の集合体から成る数十μｍ幅の柱状組織（二次柱状）
から成る柱状組織構造となっていた。
構造の試験片 電子ビーム蒸着による本実施形態の柱状組織構造のＴＢ
Ｃ試験片としては、下地層の表面あらさをＲｍａｘ．１
０μｍとなるようにピーニング処理したもの、及び、Ｒ
ｍａｘ．６５μｍとなるようにブラスチング処理したも
のを用いた。電子ビーム蒸着の条件は致達真空度が１０
-6Ｔｏｒｒのチェンバーを用い、１６ＫＷの電子ビーム
で蒸着原料を溶融させ、５×１０-5Ｔｏｒｒの真空中で
下地層を設けた基材表面に蒸着させ約２００μｍの厚さ
の耐熱セラミック層を形成した。成膜時の基材温度は約
８５０°Ｃである。このときのセラミック層の成膜に際
しては、蒸着原料としてＺｒ０2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡ
ｌ2Ｏ3とを用いた二元蒸着方式を用い、それぞれの蒸着
量を膜厚モニターを用い電子ビーム出力を制御した。下
地層の表面あらさＲｍａｘ．１０μｍの試験片を用い、
ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合割合を
（２．５，５，１０，２５，４０，５０，６０）ｗｔ％
の耐熱セラミック層を成膜した。また、下地層の表面粗
さＲｍａｘ．６０μｍについて、（０，１０，２５）ｗ
ｔ％Ａｌ2Ｏ3のセラミック層を成膜した。この結果、こ
の電子ビーム蒸着で形成した耐熱セラミック層は、Ｚｒ
Ｏ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セラミックにＡｌ2Ｏ3を添加し
た、イオン伝導性セラミックと絶縁性セラミックとの混
合体となっており、この耐熱セラミック層は、断面及び
破断面を観察した結果、下地層の表面あらさがＲｍａ
ｘ．１０μｍでは数μｍ幅の柱状組織、Ｒｍａｘ．６５
μｍでは数μｍ幅の柱状組織（一次柱状）及び、一次柱
状の集合体から成る数十μｍ幅の柱状組織（二次柱状）
から成る柱状組織構造となっていた。
【００２０】なお、このような柱状組織構造セラミック
層の場合、ＺｒＯ2系セラミック層の成膜の前に、Ａｌ2
Ｏ3のみを蒸着させ約０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層のみを形
成した。また、一部のセラミック層成膜（ＺｒＯ2−８
ｗｔ％Ｙ2Ｏ3及び１０，４０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3添加）で
は、Ａｌ2Ｏ3層の成膜を実施せず下地層の上に直接Ｚｒ
Ｏ2系セラミックを成膜した。
層の場合、ＺｒＯ2系セラミック層の成膜の前に、Ａｌ2
Ｏ3のみを蒸着させ約０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層のみを形
成した。また、一部のセラミック層成膜（ＺｒＯ2−８
ｗｔ％Ｙ2Ｏ3及び１０，４０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3添加）で
は、Ａｌ2Ｏ3層の成膜を実施せず下地層の上に直接Ｚｒ
Ｏ2系セラミックを成膜した。
【００２１】一方、蒸着方法として、ＺｒＯ2−８ｗｔ
％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合状態のセラミックを蒸着原
料とする成膜も実施した。この場合、Ａｌ2Ｏ3の混合割
合は（５，１０，２５）ｗｔ％であり、蒸着条件は前述
の二元蒸着と同様で、セラミック層の厚さは約２００μ
ｍである。但し、この場合、蒸着源は一ケであり膜厚モ
ニターによるＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との
蒸着量の制御は不要である。また、この方法で作成した
ＴＢＣではＺｒＯ2系セラミックの成膜に先立ち、前記
と同様のＡｌ2Ｏ3層を成膜した。
％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合状態のセラミックを蒸着原
料とする成膜も実施した。この場合、Ａｌ2Ｏ3の混合割
合は（５，１０，２５）ｗｔ％であり、蒸着条件は前述
の二元蒸着と同様で、セラミック層の厚さは約２００μ
ｍである。但し、この場合、蒸着源は一ケであり膜厚モ
ニターによるＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との
蒸着量の制御は不要である。また、この方法で作成した
ＴＢＣではＺｒＯ2系セラミックの成膜に先立ち、前記
と同様のＡｌ2Ｏ3層を成膜した。
【００２２】（１−３）電子ビーム蒸着・イオンビーム
照射を併用した試験片 なお、他の蒸着方法として、前記の電子ビーム蒸着とイ
オンビーム照射とを組み合わせた成膜も実施した。この
方法では、電子ビーム蒸着の方法及び条件は前記と同様
であるが、更に５ＫｅＶの酸素イオンビームを基材表面
に照射した。すなわち、この方法では、電子ビーム蒸着
に先だち酸素イオンビームの照射のみを行い下地層の表
面をイオンビームによるスパッタリングによる清浄化を
行い、更に、酸素イオン注入により下地層表面部にＡｌ
2Ｏ3を形成する。しかる後、イオンビーム照射下で電子
ビーム蒸着を行うことにより約２００μｍの厚さのセラ
ミック層を成膜した。セラミックの原料としては、Ｚｒ
Ｏ2−８ｗｔ％とＡｌ2Ｏ3との混合状態のセラミックを
蒸着原料とした。Ａｌ2Ｏ3の混合割合は（５，１０，２
５）ｗｔ％である。この方法では、下地層の表面あらさ
がＲｍａｘ．１０μｍを用いたため、形成したセラミッ
ク層の組織は、断面及び破断面観察の結果、いずれも数
μｍ幅の柱状組織から成るセラミックであった。
照射を併用した試験片 なお、他の蒸着方法として、前記の電子ビーム蒸着とイ
オンビーム照射とを組み合わせた成膜も実施した。この
方法では、電子ビーム蒸着の方法及び条件は前記と同様
であるが、更に５ＫｅＶの酸素イオンビームを基材表面
に照射した。すなわち、この方法では、電子ビーム蒸着
に先だち酸素イオンビームの照射のみを行い下地層の表
面をイオンビームによるスパッタリングによる清浄化を
行い、更に、酸素イオン注入により下地層表面部にＡｌ
2Ｏ3を形成する。しかる後、イオンビーム照射下で電子
ビーム蒸着を行うことにより約２００μｍの厚さのセラ
ミック層を成膜した。セラミックの原料としては、Ｚｒ
Ｏ2−８ｗｔ％とＡｌ2Ｏ3との混合状態のセラミックを
蒸着原料とした。Ａｌ2Ｏ3の混合割合は（５，１０，２
５）ｗｔ％である。この方法では、下地層の表面あらさ
がＲｍａｘ．１０μｍを用いたため、形成したセラミッ
ク層の組織は、断面及び破断面観察の結果、いずれも数
μｍ幅の柱状組織から成るセラミックであった。
【００２３】（２）大気中加熱試験の実施 以上（１）の種々の方法で成膜したＴＢＣ試験片につい
て、本願発明者等は、まず、耐熱セラミック層の酸素イ
オン伝導性の低減効果を明らかにするために、種々の試
験片について、高温長時間加熱試験を実施した。各ＴＢ
Ｃ試験片の仕様は、試験片Ｎｏ．１〜９はＺｒＯ2−８
ｗｔ％Ｙ2Ｏ3にＡｌ2Ｏ3を添加した複合化粉末を用いた
プラズマ容射によるセラミック層を有したＴＢＣであ
り、Ｎｏ．１１，１２はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3粉末
とＡｌ2Ｏ3粉末との混合粉末を用いたものであり、Ｎ
ｏ．２１〜２８，３１〜３３，４１〜４３はＺｒＯ2−
８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との二元蒸着で柱状組織構造
セラミックを成膜したものであり、Ｎｏ．２１〜２８は
下地層の表面粗さがＲｍａｘ．１０μｍ、下地層表面に
０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を設けたものであり、Ｎｏ．３
１〜３３はＡｌ2Ｏ3なしのものであり、Ｎｏ．４１〜４
３は下地層の表面のあらさがＲｍａｘ．６５μｍでＡｌ
2Ｏ3層なしのものである。またＮｏ．５１〜５３はＺｒ
Ｏ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合した原料を蒸
着したものであり、Ｎｏ．６１〜６３は蒸着と酸素イオ
ン照射を同時に行って成膜したものである。なお、一部
の試験片の耐熱セラミック層については成分後のセラミ
ックの分析を行い、Ａｌ2Ｏ3含有率を調べた。また、加
熱試験条件は、加熱温度１１００°Ｃ、加熱時間１００
時間である。この試験結果を表１に示す。
て、本願発明者等は、まず、耐熱セラミック層の酸素イ
オン伝導性の低減効果を明らかにするために、種々の試
験片について、高温長時間加熱試験を実施した。各ＴＢ
Ｃ試験片の仕様は、試験片Ｎｏ．１〜９はＺｒＯ2−８
ｗｔ％Ｙ2Ｏ3にＡｌ2Ｏ3を添加した複合化粉末を用いた
プラズマ容射によるセラミック層を有したＴＢＣであ
り、Ｎｏ．１１，１２はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3粉末
とＡｌ2Ｏ3粉末との混合粉末を用いたものであり、Ｎ
ｏ．２１〜２８，３１〜３３，４１〜４３はＺｒＯ2−
８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との二元蒸着で柱状組織構造
セラミックを成膜したものであり、Ｎｏ．２１〜２８は
下地層の表面粗さがＲｍａｘ．１０μｍ、下地層表面に
０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を設けたものであり、Ｎｏ．３
１〜３３はＡｌ2Ｏ3なしのものであり、Ｎｏ．４１〜４
３は下地層の表面のあらさがＲｍａｘ．６５μｍでＡｌ
2Ｏ3層なしのものである。またＮｏ．５１〜５３はＺｒ
Ｏ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3との混合した原料を蒸
着したものであり、Ｎｏ．６１〜６３は蒸着と酸素イオ
ン照射を同時に行って成膜したものである。なお、一部
の試験片の耐熱セラミック層については成分後のセラミ
ックの分析を行い、Ａｌ2Ｏ3含有率を調べた。また、加
熱試験条件は、加熱温度１１００°Ｃ、加熱時間１００
時間である。この試験結果を表１に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１は、各ＴＢＣ試験片の、試験後の耐熱
セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さの測
定値を示したものである。この表１から明らかなよう
に、高温加熱試験後のＴＢＣの断面組織から求めたセラ
ミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さは、Ａｌ
2Ｏ3添加なしのセラミックの場合、多孔質組織構造セラ
ミック（Ｎｏ．１）では７μｍ、柱状組織構造セラミッ
ク（Ｎｏ．２１）では１０μｍと厚膜化している。一
方、本実施形態によるＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3添加量が
５ｗｔ％〜５０ｗｔ％である多孔質組織構造の試験片Ｎ
ｏ．３〜７，Ｎｏ．１１，１２で５〜３μｍ、柱状組織
構造の試験片Ｎｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３３，Ｎ
ｏ．４２，４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１〜６３
では、６〜２μｍとなり、酸素イオン伝導性の低減によ
るセラミック層と下地層との界面での酸化抑制効果でＡ
ｌ2Ｏ3の厚膜化が防止されている。しかしながら、本実
施形態によるＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3の添加量５ｗｔ％
未満では、多孔質組織構造セラミック（Ｎｏ．２）、柱
状組織構造セラミック（Ｎｏ．２２）のいずれともＡｌ
2Ｏ3層の厚膜化の抑制効果が不十分である。また、５０
ｗｔ％を超えるＡｌ2Ｏ3添加の場合、多孔質組織構造セ
ラミック（Ｎｏ．８）、柱状組織構造セラミック（Ｎ
ｏ．２８）ともに、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止効果は５
０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3添加と大差がなく、添加の効果が少な
いことが明らかになった。よって、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化
の抑制効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3添加量は５
〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かった。
セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さの測
定値を示したものである。この表１から明らかなよう
に、高温加熱試験後のＴＢＣの断面組織から求めたセラ
ミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さは、Ａｌ
2Ｏ3添加なしのセラミックの場合、多孔質組織構造セラ
ミック（Ｎｏ．１）では７μｍ、柱状組織構造セラミッ
ク（Ｎｏ．２１）では１０μｍと厚膜化している。一
方、本実施形態によるＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3添加量が
５ｗｔ％〜５０ｗｔ％である多孔質組織構造の試験片Ｎ
ｏ．３〜７，Ｎｏ．１１，１２で５〜３μｍ、柱状組織
構造の試験片Ｎｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３３，Ｎ
ｏ．４２，４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１〜６３
では、６〜２μｍとなり、酸素イオン伝導性の低減によ
るセラミック層と下地層との界面での酸化抑制効果でＡ
ｌ2Ｏ3の厚膜化が防止されている。しかしながら、本実
施形態によるＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3の添加量５ｗｔ％
未満では、多孔質組織構造セラミック（Ｎｏ．２）、柱
状組織構造セラミック（Ｎｏ．２２）のいずれともＡｌ
2Ｏ3層の厚膜化の抑制効果が不十分である。また、５０
ｗｔ％を超えるＡｌ2Ｏ3添加の場合、多孔質組織構造セ
ラミック（Ｎｏ．８）、柱状組織構造セラミック（Ｎ
ｏ．２８）ともに、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止効果は５
０ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3添加と大差がなく、添加の効果が少な
いことが明らかになった。よって、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化
の抑制効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3添加量は５
〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かった。
【００２６】（３）熱サイクル試験の実施 ところで、本実施形態のガスタービン動翼の真の目的
は、高温長時間に曝され、かつ、起動、停止の際の熱応
力を受けるガスタービン高温部での耐久性の向上であ
る。そこで、本願発明者等は、この耐久性の向上効果を
より実際的に明らかにするために、さらに（１）と同仕
様のすべての試験片について、高温時のガスタービン動
翼での熱負荷を模擬した試験として高温での保持を伴う
熱サイクル試験を実施した。試験条件は、大気中加熱
（１０５０゜Ｃ，１ｈ）と２００゜Ｃまでの冷却を繰り
返す条件で、加熱時間５ｍｉｎ．，冷却時間５ｍｉｎ．
の繰り返しを行った。また試験片の寸法はФ９ｍｍ．長
さ５０ｍｍの円柱状で円柱側面にＴＢＣを設けた。な
お、高温での加熱保持無しの加熱冷却熱サイクル試験も
比較のために実施した。この試験結果を表２に示す。
は、高温長時間に曝され、かつ、起動、停止の際の熱応
力を受けるガスタービン高温部での耐久性の向上であ
る。そこで、本願発明者等は、この耐久性の向上効果を
より実際的に明らかにするために、さらに（１）と同仕
様のすべての試験片について、高温時のガスタービン動
翼での熱負荷を模擬した試験として高温での保持を伴う
熱サイクル試験を実施した。試験条件は、大気中加熱
（１０５０゜Ｃ，１ｈ）と２００゜Ｃまでの冷却を繰り
返す条件で、加熱時間５ｍｉｎ．，冷却時間５ｍｉｎ．
の繰り返しを行った。また試験片の寸法はФ９ｍｍ．長
さ５０ｍｍの円柱状で円柱側面にＴＢＣを設けた。な
お、高温での加熱保持無しの加熱冷却熱サイクル試験も
比較のために実施した。この試験結果を表２に示す。
【００２７】
【表２】
【００２８】表２は、各ＴＢＣ試験片の、ＴＢＣの損傷
が発生するまでの繰り返し回数を示したものである。こ
のときの損傷発生の認定条件としては、耐熱セラミック
層のはく離面積が２０％以上となった時点とし、そのと
きまでの繰り返し回数を求めた。なお、前述したよう
に、一部の試験片では、高温加熱保持有りの熱サイクル
試験（試験Ａ）での結果のみならず、高温加熱保持無し
の熱サイクル試験（試験Ｂ）の結果も併せて示してい
る。
が発生するまでの繰り返し回数を示したものである。こ
のときの損傷発生の認定条件としては、耐熱セラミック
層のはく離面積が２０％以上となった時点とし、そのと
きまでの繰り返し回数を求めた。なお、前述したよう
に、一部の試験片では、高温加熱保持有りの熱サイクル
試験（試験Ａ）での結果のみならず、高温加熱保持無し
の熱サイクル試験（試験Ｂ）の結果も併せて示してい
る。
【００２９】（３−１）多孔質組織構造の試験片 この表２から明らかなように、多孔質組織構造耐熱セラ
ミック層から成る本実施形態のＴＢＣ試験片のうち、Ａ
ｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％〜５０ｗｔ％であるＮｏ．３〜
７，Ｎｏ．１１，１２のＴＢＣでは、酸素イオン伝導性
を有したセラミック層から成る従来公知のＴＢＣ（Ｎ
ｏ．１）に比べ、はく離が生じるまでの回数が大幅に大
きくなり、実機ガスタービンの高温部品での熱負荷条件
での耐久性の向上が認められた。但しこのとき、本実施
形態のＴＢＣ試験片のうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％未
満のもの（Ｎｏ．２）では、酸素イオン伝導性の低減効
果が少ないため、耐久性の向上の効果がほとんど認めら
れない。これらのＴＢＣでは、損傷はいずれともセラミ
ック層と下地層との界面近傍のセラミック層であった。
また、本実施形態のＴＢＣ試験片のうちＡｌ2Ｏ3添加量
が５０ｗｔ％を超えるもの（Ｎｏ．８）でも、添加した
Ａｌ2Ｏ3自体の熱サイクル特性に支配され、セラミック
層内でのはく離が生じた。また、これらの全ての試験片
について、試験後のセラミック層が一部残っている部分
の断面組織観察で、本実施形態のＴＢＣのうちＮｏ．３
〜７，Ｎｏ．１１，１２ではセラミック層と下地層との
界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さが２〜３μｍであったのに比
べ、従来のＴＢＣ（Ｎｏ．１）、或いは本実施形態のＴ
ＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％未満のＴＢＣ（Ｎ
ｏ．２）では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが６〜７μｍと厚膜化
していた。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加
量が５０ｗｔ％より多いＴＢＣ（Ｎｏ．８）では、Ａｌ
2Ｏ3層の厚さが２μｍであったが、前述のようにセラミ
ック層内で破損が生じ、はく離を招いていた。したがっ
て、耐久性向上効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3添
加量は５〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かった。
ミック層から成る本実施形態のＴＢＣ試験片のうち、Ａ
ｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％〜５０ｗｔ％であるＮｏ．３〜
７，Ｎｏ．１１，１２のＴＢＣでは、酸素イオン伝導性
を有したセラミック層から成る従来公知のＴＢＣ（Ｎ
ｏ．１）に比べ、はく離が生じるまでの回数が大幅に大
きくなり、実機ガスタービンの高温部品での熱負荷条件
での耐久性の向上が認められた。但しこのとき、本実施
形態のＴＢＣ試験片のうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％未
満のもの（Ｎｏ．２）では、酸素イオン伝導性の低減効
果が少ないため、耐久性の向上の効果がほとんど認めら
れない。これらのＴＢＣでは、損傷はいずれともセラミ
ック層と下地層との界面近傍のセラミック層であった。
また、本実施形態のＴＢＣ試験片のうちＡｌ2Ｏ3添加量
が５０ｗｔ％を超えるもの（Ｎｏ．８）でも、添加した
Ａｌ2Ｏ3自体の熱サイクル特性に支配され、セラミック
層内でのはく離が生じた。また、これらの全ての試験片
について、試験後のセラミック層が一部残っている部分
の断面組織観察で、本実施形態のＴＢＣのうちＮｏ．３
〜７，Ｎｏ．１１，１２ではセラミック層と下地層との
界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さが２〜３μｍであったのに比
べ、従来のＴＢＣ（Ｎｏ．１）、或いは本実施形態のＴ
ＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％未満のＴＢＣ（Ｎ
ｏ．２）では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが６〜７μｍと厚膜化
していた。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加
量が５０ｗｔ％より多いＴＢＣ（Ｎｏ．８）では、Ａｌ
2Ｏ3層の厚さが２μｍであったが、前述のようにセラミ
ック層内で破損が生じ、はく離を招いていた。したがっ
て、耐久性向上効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3添
加量は５〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かった。
【００３０】ところで、比較の為に実施した加熱保持無
しの熱サイクル試験（試験Ｂ）では、本実施形態のＴＢ
Ｃの効果は特に大きくは認められない。これは以下の理
由による。すなわち、この試験では、１回のサイクルで
耐熱セラミック層が高温に曝される時間がほとんど無
く、はく離が生じるまでの高温での積算が加熱時間は数
時間である。従って、この試験では、耐熱セラミック層
の酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地
層との界面での酸化による損傷ではなく、むしろ耐熱セ
ラミック層と基材との熱膨張差に起因する熱応力の繰り
返しによる損傷によって耐久性が支配されている。すな
わち、この条件は実機ガスタービンの動翼での熱負荷条
件と大きく異なっており、本実施形態のＴＢＣの有効性
を示す試験として適していないからである。
しの熱サイクル試験（試験Ｂ）では、本実施形態のＴＢ
Ｃの効果は特に大きくは認められない。これは以下の理
由による。すなわち、この試験では、１回のサイクルで
耐熱セラミック層が高温に曝される時間がほとんど無
く、はく離が生じるまでの高温での積算が加熱時間は数
時間である。従って、この試験では、耐熱セラミック層
の酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地
層との界面での酸化による損傷ではなく、むしろ耐熱セ
ラミック層と基材との熱膨張差に起因する熱応力の繰り
返しによる損傷によって耐久性が支配されている。すな
わち、この条件は実機ガスタービンの動翼での熱負荷条
件と大きく異なっており、本実施形態のＴＢＣの有効性
を示す試験として適していないからである。
【００３１】（３−２）柱状組織構造の試験片 次に、柱状組織構造耐熱セラミック層から成る本実施形
態のＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3添加量が５％〜５０％であ
るＮｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３３，Ｎｏ．４２，
４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１〜６３では、酸素
イオン伝導性を有したセラミック層から成る公知のＴＢ
Ｃ（Ｎｏ．２１，Ｎｏ．３１，Ｎｏ．４１）、或いは本
実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５％未満のセ
ラミック層から成るＴＢＣ（Ｎｏ．２２）に比べて、Ｔ
ＢＣの損傷が生じるまでの繰り返し数の大幅な増加が認
められる。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加
量が５０％を超える場合では耐久性の向上の効果は低下
していた。この理由として、セラミック層を構成する主
な材料がＡｌ2Ｏ3となるため、Ａｌ2Ｏ3自体の耐熱サイ
クル性の影響が反映されて、耐久性の低下を招いたと考
えられる。
態のＴＢＣのうち、Ａｌ2Ｏ3添加量が５％〜５０％であ
るＮｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３３，Ｎｏ．４２，
４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１〜６３では、酸素
イオン伝導性を有したセラミック層から成る公知のＴＢ
Ｃ（Ｎｏ．２１，Ｎｏ．３１，Ｎｏ．４１）、或いは本
実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５％未満のセ
ラミック層から成るＴＢＣ（Ｎｏ．２２）に比べて、Ｔ
ＢＣの損傷が生じるまでの繰り返し数の大幅な増加が認
められる。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加
量が５０％を超える場合では耐久性の向上の効果は低下
していた。この理由として、セラミック層を構成する主
な材料がＡｌ2Ｏ3となるため、Ａｌ2Ｏ3自体の耐熱サイ
クル性の影響が反映されて、耐久性の低下を招いたと考
えられる。
【００３２】また、これらの全ての試験片について、試
験後の耐熱セラミック層が一部残っている部分の断面組
織で、本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５〜
５０ｗｔ％のもの（Ｎｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３
３，Ｎｏ．４２，４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１
〜６３）では、耐熱セラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが３〜５μｍであったのに比べ、従来の
ＴＢＣ（Ｎｏ．２１，Ｎｏ．３１，Ｎｏ．４１）若しく
は本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５％未満
の耐熱セラミック層から成るＴＢＣ（Ｎｏ．２２）で
は、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが９〜１０μｍと厚膜化してい
た。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５
０ｗｔ％より多い多いＴＢＣ（Ｎｏ．２８）では、Ａｌ
2Ｏ3層の厚さが３μｍであったが、前述のようにセラミ
ック層自体で破損が生じ、はく離を招いていた。したが
って、耐久性向上効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3
添加量は５〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かっ
た。
験後の耐熱セラミック層が一部残っている部分の断面組
織で、本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５〜
５０ｗｔ％のもの（Ｎｏ．２３〜２７，Ｎｏ．３２，３
３，Ｎｏ．４２，４３，Ｎｏ．５１〜５３，Ｎｏ．６１
〜６３）では、耐熱セラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが３〜５μｍであったのに比べ、従来の
ＴＢＣ（Ｎｏ．２１，Ｎｏ．３１，Ｎｏ．４１）若しく
は本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５％未満
の耐熱セラミック層から成るＴＢＣ（Ｎｏ．２２）で
は、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが９〜１０μｍと厚膜化してい
た。また本実施形態のＴＢＣのうちＡｌ2Ｏ3添加量が５
０ｗｔ％より多い多いＴＢＣ（Ｎｏ．２８）では、Ａｌ
2Ｏ3層の厚さが３μｍであったが、前述のようにセラミ
ック層自体で破損が生じ、はく離を招いていた。したが
って、耐久性向上効果を十分に得るためには、Ａｌ2Ｏ3
添加量は５〜５０ｗｔ％がより好ましいことが分かっ
た。
【００３３】ところで、比較の為に実施した加熱保持無
しの熱サイクル試験（試験Ｂ）では、本実施形態のＴＢ
Ｃの効果は特に大きくは認められない。これは以下の理
由による。すなわち、この試験では、１回のサイクルで
セラミック層が高温に曝される時間がほとんど無く、は
く離が生じるまでの高温での積算加熱時間は数十時間で
ある。従って、この試験では、耐熱セラミック層の酸素
イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地層との
界面での酸化による損傷ではなく、むしろ、耐熱セラミ
ック層と基材との熱膨張差に起因する熱応力の繰り返し
による損傷によって耐久性が支配されている。すなわ
ち、この条件は実機ガスタービンの動翼での熱負荷条件
とは大きく異なっており、本実施形態のＴＢＣの有効性
を示す試験として適していないからである。
しの熱サイクル試験（試験Ｂ）では、本実施形態のＴＢ
Ｃの効果は特に大きくは認められない。これは以下の理
由による。すなわち、この試験では、１回のサイクルで
セラミック層が高温に曝される時間がほとんど無く、は
く離が生じるまでの高温での積算加熱時間は数十時間で
ある。従って、この試験では、耐熱セラミック層の酸素
イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地層との
界面での酸化による損傷ではなく、むしろ、耐熱セラミ
ック層と基材との熱膨張差に起因する熱応力の繰り返し
による損傷によって耐久性が支配されている。すなわ
ち、この条件は実機ガスタービンの動翼での熱負荷条件
とは大きく異なっており、本実施形態のＴＢＣの有効性
を示す試験として適していないからである。
【００３４】付言すると、むしろこの試験Ｂの条件は、
多孔質組織構造の耐熱セラミック層を有したＴＢＣと、
柱状組織構造の耐熱セラミック層を有したＴＢＣとの、
耐熱セラミック層自体の熱応力緩和機能の差を評価する
試験条件となっている。従って、本実施形態での柱状組
織構造セラミック層を有したＴＢＣでは、耐熱セラミッ
ク層の酸素イオン伝導性の低減による耐熱セラミック層
と下地層との界面での酸化反応の抑制に伴なるＡｌ2Ｏ3
層の厚膜化の防止と、耐熱セラミック層自体の優れた熱
応力緩和機能に働き、非常に優れた耐久性を示すことが
明らかになった。
多孔質組織構造の耐熱セラミック層を有したＴＢＣと、
柱状組織構造の耐熱セラミック層を有したＴＢＣとの、
耐熱セラミック層自体の熱応力緩和機能の差を評価する
試験条件となっている。従って、本実施形態での柱状組
織構造セラミック層を有したＴＢＣでは、耐熱セラミッ
ク層の酸素イオン伝導性の低減による耐熱セラミック層
と下地層との界面での酸化反応の抑制に伴なるＡｌ2Ｏ3
層の厚膜化の防止と、耐熱セラミック層自体の優れた熱
応力緩和機能に働き、非常に優れた耐久性を示すことが
明らかになった。
【００３５】（４）セラミック被覆ガスタービン動翼の
作成 上記（１）〜（３）のＴＢＣの検討結果に基づき、本願
発明者等は、本実施形態によるセラミック被覆ガスター
ビン動翼を作成した。これを以下に説明する。本実施形
態によるガスタービン動翼の全体構成を表す斜視図を図
１に示す。この図１において、このガスタービン動翼
は、Ｎｉ基耐熱合金製（Ｒｅｎｅ′−８０）で、例えば
３段の動翼を備えたガスタービン回転部分の初段の動翼
として用いられ、翼部１１、プラットフォーム部１２、
シャンク１３、シールフィン１４、チップポケット１５
を有し、ダブティール１６を介してディスクに取り付け
られる。またこの動翼は、例えば翼部長さ１００ｍｍ、
プラットフォーム部１２以降の長さ１２０ｍｍであり、
動翼は内部から冷却できるように冷却媒体、特に空気又
は水蒸気が通るように冷却孔（図示せず）がダブティー
ル１６から翼部１１を通して設けられている。使用条件
としては、例えば、圧縮機の圧縮圧１４．７、温度４０
０°Ｃ、初段動翼入口温度１３００°Ｃ、燃焼器による
燃焼ガス温度を１４５０°Ｃ級で使用される。なお、こ
のセラミック被覆動翼は初段に最も優れているが、２段
以降の後段動翼にも設けることができる。
作成 上記（１）〜（３）のＴＢＣの検討結果に基づき、本願
発明者等は、本実施形態によるセラミック被覆ガスター
ビン動翼を作成した。これを以下に説明する。本実施形
態によるガスタービン動翼の全体構成を表す斜視図を図
１に示す。この図１において、このガスタービン動翼
は、Ｎｉ基耐熱合金製（Ｒｅｎｅ′−８０）で、例えば
３段の動翼を備えたガスタービン回転部分の初段の動翼
として用いられ、翼部１１、プラットフォーム部１２、
シャンク１３、シールフィン１４、チップポケット１５
を有し、ダブティール１６を介してディスクに取り付け
られる。またこの動翼は、例えば翼部長さ１００ｍｍ、
プラットフォーム部１２以降の長さ１２０ｍｍであり、
動翼は内部から冷却できるように冷却媒体、特に空気又
は水蒸気が通るように冷却孔（図示せず）がダブティー
ル１６から翼部１１を通して設けられている。使用条件
としては、例えば、圧縮機の圧縮圧１４．７、温度４０
０°Ｃ、初段動翼入口温度１３００°Ｃ、燃焼器による
燃焼ガス温度を１４５０°Ｃ級で使用される。なお、こ
のセラミック被覆動翼は初段に最も優れているが、２段
以降の後段動翼にも設けることができる。
【００３６】そしてこのガスタービン動翼のうち、燃焼
ガスに曝される翼部１１及びプラットフォーム部１２
に、上記（１）〜（３）で検討したＴＢＣ（表１中Ｎ
ｏ．４，６，２３，２７，３２，４２，５２，６２）を
形成した。ＴＢＣの作成方法は前記の方法と同様で、耐
熱セラミック層の成膜としてプラズマ溶射（表１中Ｎ
ｏ．４，６）、電子ビーム蒸着（表１中Ｎｏ．２３，２
７，３２，４２，５２）及び、電子ビーム蒸着とイオン
ビーム照射とを組み合わせた成膜（表１中Ｎｏ．６２）
を用いた。成膜条件は前記と同様である。また、比較例
として、表１中のＮｏ．１に示すプラズマ溶射にて耐熱
セラミック層を形成した動翼、及び表１中のＮｏ．２１
に示す電子ビーム蒸着にてセラミック層を形成した動翼
を作成した。このように作成したセラミック被覆動翼の
耐熱セラミック層の仕様を表３に示す。
ガスに曝される翼部１１及びプラットフォーム部１２
に、上記（１）〜（３）で検討したＴＢＣ（表１中Ｎ
ｏ．４，６，２３，２７，３２，４２，５２，６２）を
形成した。ＴＢＣの作成方法は前記の方法と同様で、耐
熱セラミック層の成膜としてプラズマ溶射（表１中Ｎ
ｏ．４，６）、電子ビーム蒸着（表１中Ｎｏ．２３，２
７，３２，４２，５２）及び、電子ビーム蒸着とイオン
ビーム照射とを組み合わせた成膜（表１中Ｎｏ．６２）
を用いた。成膜条件は前記と同様である。また、比較例
として、表１中のＮｏ．１に示すプラズマ溶射にて耐熱
セラミック層を形成した動翼、及び表１中のＮｏ．２１
に示す電子ビーム蒸着にてセラミック層を形成した動翼
を作成した。このように作成したセラミック被覆動翼の
耐熱セラミック層の仕様を表３に示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表３に示すように、翼ＮＯ．と上記（１）
〜（３）の試験片の対応関係は、翼ＮＯ．１〜８がそれ
ぞれ試験片ＮＯ．４，６，２３，２７，３２，４２，５
２，６２に対応し、翼ＮＯ．１１が試験片ＮＯ．１に対
応し、翼ＮＯ．１３が試験片ＮＯ．２１に対応してい
る。
〜（３）の試験片の対応関係は、翼ＮＯ．１〜８がそれ
ぞれ試験片ＮＯ．４，６，２３，２７，３２，４２，５
２，６２に対応し、翼ＮＯ．１１が試験片ＮＯ．１に対
応し、翼ＮＯ．１３が試験片ＮＯ．２１に対応してい
る。
【００３９】（５）動翼に対する大気中加熱試験の実施 以上（４）の方法で作成したセラミック被覆動翼につい
て、前述した（２）の試験と同様の、大気中加熱試験
（加熱温度１１００゜Ｃ、加熱時間１００ｈ）を実施し
た。この結果を表４に示す。
て、前述した（２）の試験と同様の、大気中加熱試験
（加熱温度１１００゜Ｃ、加熱時間１００ｈ）を実施し
た。この結果を表４に示す。
【００４０】
【表４】
【００４１】表４は、試験後における、各セラミック被
覆動翼のＴＢＣの断面観察により、耐熱セラミック層と
下地層との界面に生じたＡｌ2Ｏ3層の厚さを示したもの
である。なお、観察測定部位は、ＮＯ．ａ〜ｃが、図２
中に示すような翼平均径部における翼面内の部位であ
り、ＮＯ．ｄ，ｅが、図３中に示すようプラットフォー
ム部１２における部位である。
覆動翼のＴＢＣの断面観察により、耐熱セラミック層と
下地層との界面に生じたＡｌ2Ｏ3層の厚さを示したもの
である。なお、観察測定部位は、ＮＯ．ａ〜ｃが、図２
中に示すような翼平均径部における翼面内の部位であ
り、ＮＯ．ｄ，ｅが、図３中に示すようプラットフォー
ム部１２における部位である。
【００４２】この表４から明らかなように、界面に生じ
たＡｌ2Ｏ3層の厚さは、本実施形態のセラミック被覆動
翼のうちＮｏ．Ｂ−１〜８（試験片ＮＯ．４，６，２
３，２７，３２，４２，５２，６２にそれぞれ対応）
は、従来の動翼Ｎｏ．Ｂ−１１，１３（試験片ＮＯ．
１，２１にそれぞれ対応、Ａｌ2Ｏ3添加なし）に比べ、
表１中の結果と同様に、ＮＯ．ａ〜ｅのいずれの部分で
もＡｌ2Ｏ3厚膜化が抑制されていることが分かった。
たＡｌ2Ｏ3層の厚さは、本実施形態のセラミック被覆動
翼のうちＮｏ．Ｂ−１〜８（試験片ＮＯ．４，６，２
３，２７，３２，４２，５２，６２にそれぞれ対応）
は、従来の動翼Ｎｏ．Ｂ−１１，１３（試験片ＮＯ．
１，２１にそれぞれ対応、Ａｌ2Ｏ3添加なし）に比べ、
表１中の結果と同様に、ＮＯ．ａ〜ｅのいずれの部分で
もＡｌ2Ｏ3厚膜化が抑制されていることが分かった。
【００４３】（６）動翼に対する熱サイクル試験の実施 次に、上記（３）と同様の観点から、高温での保持を伴
う熱サイクル試験（１１３０°Ｃ級加熱保持有り熱サイ
クル試験）を実施した。試験条件は、電気炉中加熱（１
１３０°Ｃ，１ｈ）と電気炉外での冷却を繰り返す条件
で、冷却時には、動翼内部の冷却孔に圧縮空気を流し、
動翼温度が約２００°Ｃとなるまで冷却した。この試験
結果を表５に示す。
う熱サイクル試験（１１３０°Ｃ級加熱保持有り熱サイ
クル試験）を実施した。試験条件は、電気炉中加熱（１
１３０°Ｃ，１ｈ）と電気炉外での冷却を繰り返す条件
で、冷却時には、動翼内部の冷却孔に圧縮空気を流し、
動翼温度が約２００°Ｃとなるまで冷却した。この試験
結果を表５に示す。
【００４４】
【表５】
【００４５】表５は、各動翼の、ＴＢＣの損傷が生じる
までのサイクル数を示したものである。このときの損傷
発生の認定条件としては、耐熱セラミック層のはく離面
積が２０％以上となった時点とし、そのときまでのサイ
クル数を求めた。この表５から明らかなように、本実施
形態のセラミック動翼のうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％
〜５０重量％であるＮｏ．Ｂ−１〜８は、従来の動翼
（Ｎｏ．Ｂ−１１，１３）に比べ、ＴＢＣの損傷が生じ
るまでのサイクル数が大幅に増加しており、柱状組織構
造セラミックで５〜９倍、多孔質組織構造セラミックで
４〜６倍の耐久性があることが明らかになった。
までのサイクル数を示したものである。このときの損傷
発生の認定条件としては、耐熱セラミック層のはく離面
積が２０％以上となった時点とし、そのときまでのサイ
クル数を求めた。この表５から明らかなように、本実施
形態のセラミック動翼のうちＡｌ2Ｏ3添加量が５ｗｔ％
〜５０重量％であるＮｏ．Ｂ−１〜８は、従来の動翼
（Ｎｏ．Ｂ−１１，１３）に比べ、ＴＢＣの損傷が生じ
るまでのサイクル数が大幅に増加しており、柱状組織構
造セラミックで５〜９倍、多孔質組織構造セラミックで
４〜６倍の耐久性があることが明らかになった。
【００４６】ここで、このような１１３０゜Ｃ級加熱保
持有りの熱サイクル試験は、前記（３）のＴＢＣに対す
る１０５０゜Ｃ級加熱保持有りの熱サイクル試験を加速
したものであり、表２に示す１０５０゜Ｃ級試験と同様
の傾向を示す結果が得られた。従って、表２に示す本実
施形態のＴＢＣを設けたいずれのセラミック被覆動翼で
も、表５に示した結果と同様の優れた耐久性が得られる
ことが容易に類推できる。また、本実施形態のセラミッ
ク被覆動翼は、１０５０゜Ｃ級試験でも表２に示したよ
うな優れた耐久性が得られることも容易に類推できる。
持有りの熱サイクル試験は、前記（３）のＴＢＣに対す
る１０５０゜Ｃ級加熱保持有りの熱サイクル試験を加速
したものであり、表２に示す１０５０゜Ｃ級試験と同様
の傾向を示す結果が得られた。従って、表２に示す本実
施形態のＴＢＣを設けたいずれのセラミック被覆動翼で
も、表５に示した結果と同様の優れた耐久性が得られる
ことが容易に類推できる。また、本実施形態のセラミッ
ク被覆動翼は、１０５０゜Ｃ級試験でも表２に示したよ
うな優れた耐久性が得られることも容易に類推できる。
【００４７】（７）本実施形態の動翼による作用効果 以上（１）〜（６）での検討で明らかになったように、
本実施形態のセラミック被覆ガスタービン動翼によれ
ば、ＺｒＯ2系セラミックの他の特性を損なうことな
く、部分安定化Ｚｒ０2系セラミックの高温での酸素イ
オン伝導性を大幅に低減させることができる。したがっ
て、高温ガスタービン用、特に、航空機用のエンジンと
異なり高温条件下で長時間運転される発電用ガスタービ
ン用として用いた場合、従来公知の部分安定化、或いは
安定化ＺｒＯ系セラミックの最大の問題であった耐セラ
ミックの高温での酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラ
ミック層と下地メタル層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金層
との界面での下地メタル層の加速酸化によるＡｌ2Ｏ3層
の厚膜化を長時間にわたって十分に防止でき、Ａｌ2Ｏ3
層の厚膜化による界面近傍での損傷に伴うセラミック層
のはく離を確実に防止することができる。よって、高温
長時間運転条件下でも優れた耐久性を実現できる。した
がって、セラミック被覆の本来の目的である遮熱効果を
十分維持しつつ、動翼を構成する基材メタル温度の低減
によって部品の信頼性を向上し、その寿命を長くするこ
とが可能になる。また、遮熱効果が安定して得られるの
で、ガスタービン動翼の冷却用の空気等の冷却媒体を少
なくすることができ、タービンの発電効率を高くするこ
とができる効果もある。
本実施形態のセラミック被覆ガスタービン動翼によれ
ば、ＺｒＯ2系セラミックの他の特性を損なうことな
く、部分安定化Ｚｒ０2系セラミックの高温での酸素イ
オン伝導性を大幅に低減させることができる。したがっ
て、高温ガスタービン用、特に、航空機用のエンジンと
異なり高温条件下で長時間運転される発電用ガスタービ
ン用として用いた場合、従来公知の部分安定化、或いは
安定化ＺｒＯ系セラミックの最大の問題であった耐セラ
ミックの高温での酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラ
ミック層と下地メタル層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金層
との界面での下地メタル層の加速酸化によるＡｌ2Ｏ3層
の厚膜化を長時間にわたって十分に防止でき、Ａｌ2Ｏ3
層の厚膜化による界面近傍での損傷に伴うセラミック層
のはく離を確実に防止することができる。よって、高温
長時間運転条件下でも優れた耐久性を実現できる。した
がって、セラミック被覆の本来の目的である遮熱効果を
十分維持しつつ、動翼を構成する基材メタル温度の低減
によって部品の信頼性を向上し、その寿命を長くするこ
とが可能になる。また、遮熱効果が安定して得られるの
で、ガスタービン動翼の冷却用の空気等の冷却媒体を少
なくすることができ、タービンの発電効率を高くするこ
とができる効果もある。
【００４８】ここで特に、耐熱セラミック層として、熱
応力緩和作用に優れた柱状組織構造セラミックでは、耐
熱セラミック層の膜厚方向に粒界及び欠陥が少ないこと
から酸素イオン伝導性が大きく、セラミック層と下地層
との界面での酸化反応が促進され、Ａｌ2Ｏ3層が厚膜化
しＴＢＣの高温耐久性ひいては動翼の高温耐久性の低下
を招く可能性があったが、本実施形態の動翼によれば、
界面のＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止できるので、セラミッ
ク層の熱応力緩和作用を十分発揮でき、過酷な熱的環境
に曝される高温ガスタービン部品に適用し、長期間にわ
たり使用することができる。
応力緩和作用に優れた柱状組織構造セラミックでは、耐
熱セラミック層の膜厚方向に粒界及び欠陥が少ないこと
から酸素イオン伝導性が大きく、セラミック層と下地層
との界面での酸化反応が促進され、Ａｌ2Ｏ3層が厚膜化
しＴＢＣの高温耐久性ひいては動翼の高温耐久性の低下
を招く可能性があったが、本実施形態の動翼によれば、
界面のＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止できるので、セラミッ
ク層の熱応力緩和作用を十分発揮でき、過酷な熱的環境
に曝される高温ガスタービン部品に適用し、長期間にわ
たり使用することができる。
【００４９】本発明の第２の実施形態を説明する。本実
施形態は、耐熱セラミック層のイオン伝導性セラミック
として、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3以外のＺｒＯ2系セラ
ミックを用いた場合の実施形態である。第１の実施形態
と同等の部材には同一の符号を付す。本実施形態の動翼
の作成手順を、プラズマ溶射による多孔質組織構造のＴ
ＢＣを備えるものと、電子ビーム蒸着による柱状組織構
造のＴＢＣを備えるものに分けて説明する。
施形態は、耐熱セラミック層のイオン伝導性セラミック
として、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3以外のＺｒＯ2系セラ
ミックを用いた場合の実施形態である。第１の実施形態
と同等の部材には同一の符号を付す。本実施形態の動翼
の作成手順を、プラズマ溶射による多孔質組織構造のＴ
ＢＣを備えるものと、電子ビーム蒸着による柱状組織構
造のＴＢＣを備えるものに分けて説明する。
【００５０】（１）プラズマ溶射による多孔質組織構造
のＴＢＣを備える動翼 この場合まず、第１の実施形態と同様のＮｉ基耐熱合金
（Ｒｅｎｅ´−８０）製動翼の翼部１１及びプラットフ
ォーム部１２（図１参照）に、減圧雰囲気中プラズマ溶
射にてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金から成る下地層を第１の
実施形態と同様の条件で同様の仕様に作成する。
のＴＢＣを備える動翼 この場合まず、第１の実施形態と同様のＮｉ基耐熱合金
（Ｒｅｎｅ´−８０）製動翼の翼部１１及びプラットフ
ォーム部１２（図１参照）に、減圧雰囲気中プラズマ溶
射にてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金から成る下地層を第１の
実施形態と同様の条件で同様の仕様に作成する。
【００５１】その後、ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3に１０％
Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2に１
０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−８％ＣａＯに
１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−２４％Ｍｇ
Ｏに１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末を用いて、第１の実
施形態と同様のプラズマ溶射にてセラミック層を形成し
た。なお、比較のため、上記４つと類似の成分で絶縁性
セラミックであるＡｌ2Ｏ3を添加しないもの、すなわち
ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3，ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2，Ｚ
ｒＯ2８％ＣａＯ，ＺｒＯ2−２４％ＭｇＯの各耐熱セラ
ミック層を設けた動翼も作成した。
Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2に１
０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−８％ＣａＯに
１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−２４％Ｍｇ
Ｏに１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末を用いて、第１の実
施形態と同様のプラズマ溶射にてセラミック層を形成し
た。なお、比較のため、上記４つと類似の成分で絶縁性
セラミックであるＡｌ2Ｏ3を添加しないもの、すなわち
ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3，ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2，Ｚ
ｒＯ2８％ＣａＯ，ＺｒＯ2−２４％ＭｇＯの各耐熱セラ
ミック層を設けた動翼も作成した。
【００５２】これら本実施形態のセラミック被覆動翼及
び比較用のセラミック被覆動翼について、第１の実施形
態の（５）と同様の高温大気中加熱試験を実施し、試験
後のそれぞれのＴＢＣの断面観察により、耐熱セラミッ
ク層と下地層との界面に形成したＡｌ2Ｏ3の厚さを調べ
た。その結果、本実施形態による動翼のＴＢＣでは、Ａ
ｌ2Ｏ3層の厚さが４〜５μｍであり、比較例とした動翼
のＴＢＣ（Ａｌ2Ｏ3の添加無しの耐熱セラミック層を設
けたＴＢＣ）では８μｍであった。また、第１の実施形
態の（６）と同様の１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱サ
イクル試験でも、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル
数は、本実施形態の動翼では比較例の約５倍となり、本
実施形態の動翼が高温耐久性に優れていることが明らか
になった。
び比較用のセラミック被覆動翼について、第１の実施形
態の（５）と同様の高温大気中加熱試験を実施し、試験
後のそれぞれのＴＢＣの断面観察により、耐熱セラミッ
ク層と下地層との界面に形成したＡｌ2Ｏ3の厚さを調べ
た。その結果、本実施形態による動翼のＴＢＣでは、Ａ
ｌ2Ｏ3層の厚さが４〜５μｍであり、比較例とした動翼
のＴＢＣ（Ａｌ2Ｏ3の添加無しの耐熱セラミック層を設
けたＴＢＣ）では８μｍであった。また、第１の実施形
態の（６）と同様の１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱サ
イクル試験でも、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル
数は、本実施形態の動翼では比較例の約５倍となり、本
実施形態の動翼が高温耐久性に優れていることが明らか
になった。
【００５３】（２）電子ビーム蒸着による柱状組織構造
のＴＢＣを備える動翼 次に、上記の１０％Ａｌ2Ｏ3を添加したそれぞれのＺｒ
Ｏ2系セラミックを原料として、第１の実施形態と同様
の電子ビーム蒸着にて耐熱セラミック層を成膜し本実施
形態のセラミック被覆動翼を作成した。この場合、下地
層の表面あらさがＲｍａｘ．１０μｍで、耐熱セラミッ
ク層の成膜の前に、下地層の表面に実施形態１と同様に
０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。また、比較のた
め、Ａｌ2Ｏ3添加無しのそれぞれのＺｒＯ2系セラミッ
クを原料とし、同様の条件にて耐熱セラミック層を成膜
したセラミック被覆動翼も作成した。これらの本実施形
態のセラミック被覆動翼、及び比較例として作成したセ
ラミック被覆動翼ともに、耐熱セラミック層の組織は数
μｍの柱状組織が膜厚方向に成長した柱状組織構造セラ
ミックであった。
のＴＢＣを備える動翼 次に、上記の１０％Ａｌ2Ｏ3を添加したそれぞれのＺｒ
Ｏ2系セラミックを原料として、第１の実施形態と同様
の電子ビーム蒸着にて耐熱セラミック層を成膜し本実施
形態のセラミック被覆動翼を作成した。この場合、下地
層の表面あらさがＲｍａｘ．１０μｍで、耐熱セラミッ
ク層の成膜の前に、下地層の表面に実施形態１と同様に
０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。また、比較のた
め、Ａｌ2Ｏ3添加無しのそれぞれのＺｒＯ2系セラミッ
クを原料とし、同様の条件にて耐熱セラミック層を成膜
したセラミック被覆動翼も作成した。これらの本実施形
態のセラミック被覆動翼、及び比較例として作成したセ
ラミック被覆動翼ともに、耐熱セラミック層の組織は数
μｍの柱状組織が膜厚方向に成長した柱状組織構造セラ
ミックであった。
【００５４】これらのセラミック被覆動翼について、第
１の実施形態（５）と同様の高温加熱試験及び、第１の
実施形態（６）と同様の１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの
熱サイクル試験を行った。その結果、高温加熱試験後の
断面観察では、耐熱セラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが、本実施形態のセラミック被覆動翼で
４〜５μｍ、比較例のセラミック被覆動翼で９〜１１μ
ｍであった。また、１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱サ
イクル試験の結果では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサ
イクル数が、本実施形態のセラミック被覆動翼が比較例
のセラミック被覆動翼の約７倍であった。これらの結果
から、本実施形態のセラミック被覆動翼も、第１の実施
形態のセラミック被覆同様、高温耐久性に優れているこ
とが明らかになった。
１の実施形態（５）と同様の高温加熱試験及び、第１の
実施形態（６）と同様の１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの
熱サイクル試験を行った。その結果、高温加熱試験後の
断面観察では、耐熱セラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが、本実施形態のセラミック被覆動翼で
４〜５μｍ、比較例のセラミック被覆動翼で９〜１１μ
ｍであった。また、１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱サ
イクル試験の結果では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサ
イクル数が、本実施形態のセラミック被覆動翼が比較例
のセラミック被覆動翼の約７倍であった。これらの結果
から、本実施形態のセラミック被覆動翼も、第１の実施
形態のセラミック被覆同様、高温耐久性に優れているこ
とが明らかになった。
【００５５】本発明の第３の実施形態を説明する。本実
施形態は、耐熱セラミック層に添加する絶縁性セラミッ
クとして、Ａｌ2Ｏ3以外のものを添加した場合の実施形
態である。第１及び第２の実施形態と同等の部材には同
一の符号を付す。
施形態は、耐熱セラミック層に添加する絶縁性セラミッ
クとして、Ａｌ2Ｏ3以外のものを添加した場合の実施形
態である。第１及び第２の実施形態と同等の部材には同
一の符号を付す。
【００５６】本実施形態による動翼は、以下のような手
順で作成した。すなわち、第１の実施形態と同様のＮｉ
基耐熱合金（Ｒｅｎｅ´−８０）製動翼の翼部１１及び
プラットフォーム部１２に、第１の実施形態と同様の方
法で下地層となるＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を形成し
た。しかる後、本実施形態のＴＢＣとして、ＺｒＯ2−
８％Ｙ2Ｏ3の部分安定化ＺｒＯ2セラミックに、絶縁材
料として酸化物であるＨｆＯ2，Ｈｆ2Ｏ3，ＳｉＯ2，Ｍ
ｇＯあるいは窒化物であるＡｌＮ，ＢＮ，Ｓｉ3Ｎ4をそ
れぞれ１５％添加したセラミック原料を用い、第１の実
施形態と同様の電子ビーム蒸着にて柱状組織構造から成
る耐熱セラミック層を成膜した。なお、下地層の表面粗
さはＲｍａｘ．１０μｍで、下地層の表面に約０．５μ
ｍのＡｌ2Ｏ3層を設けた。耐熱セラミック層の厚さは約
１５０μｍである。また、断面観察の結果、いずれの耐
熱セラミック層とも、数μｍの柱状組織のセラミックが
膜厚方向に成長した組織であった。
順で作成した。すなわち、第１の実施形態と同様のＮｉ
基耐熱合金（Ｒｅｎｅ´−８０）製動翼の翼部１１及び
プラットフォーム部１２に、第１の実施形態と同様の方
法で下地層となるＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を形成し
た。しかる後、本実施形態のＴＢＣとして、ＺｒＯ2−
８％Ｙ2Ｏ3の部分安定化ＺｒＯ2セラミックに、絶縁材
料として酸化物であるＨｆＯ2，Ｈｆ2Ｏ3，ＳｉＯ2，Ｍ
ｇＯあるいは窒化物であるＡｌＮ，ＢＮ，Ｓｉ3Ｎ4をそ
れぞれ１５％添加したセラミック原料を用い、第１の実
施形態と同様の電子ビーム蒸着にて柱状組織構造から成
る耐熱セラミック層を成膜した。なお、下地層の表面粗
さはＲｍａｘ．１０μｍで、下地層の表面に約０．５μ
ｍのＡｌ2Ｏ3層を設けた。耐熱セラミック層の厚さは約
１５０μｍである。また、断面観察の結果、いずれの耐
熱セラミック層とも、数μｍの柱状組織のセラミックが
膜厚方向に成長した組織であった。
【００５７】これらの本実施形態のセラミック被覆動翼
について、第１の実施形態と同様の評価試験を実施した
結果、高温加熱試験後の断面観察では耐熱セラミック層
と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3の厚さが２〜４μｍであ
り、１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの熱サイクル試験で
は、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル数が１６００
〜２２００回の範囲であった。従って、第１の実施形態
での比較例のセラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施
形態のセラミック被覆動翼が高温耐久性に優れたもので
あることが明らかになった。すなわち、本実施形態によ
っても、第１の実施形態と同様の効果を得ることができ
た。
について、第１の実施形態と同様の評価試験を実施した
結果、高温加熱試験後の断面観察では耐熱セラミック層
と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3の厚さが２〜４μｍであ
り、１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの熱サイクル試験で
は、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル数が１６００
〜２２００回の範囲であった。従って、第１の実施形態
での比較例のセラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施
形態のセラミック被覆動翼が高温耐久性に優れたもので
あることが明らかになった。すなわち、本実施形態によ
っても、第１の実施形態と同様の効果を得ることができ
た。
【００５８】本発明の第４の実施形態を以下に説明す
る。本実施形態は、動翼の基材として、異なる種類の合
金を用いる場合の実施形態である。第１〜第３の実施形
態と同等の部材には同一の符号を付す。
る。本実施形態は、動翼の基材として、異なる種類の合
金を用いる場合の実施形態である。第１〜第３の実施形
態と同等の部材には同一の符号を付す。
【００５９】本実施形態による動翼は、以下のような手
順で作成した。すなわち、動翼の主たる構成材料とし
て、Ｎｉ基耐熱合金（単結晶合金であるＣＭＳＸ−４：
Ｎｉ−６．６％Ｃｒ−０．６％Ｍｏ−６．４％Ｗ−３．
０％Ｒｅ−５．６％Ａｌ−１．０％Ｔｉ−６．５％Ｔａ
−９．６％Ｃｏ）を用い、その翼部１１及びプラットフ
ォーム部１２に、第１の実施形態と同様、下地層として
Ｎｉ−２３％Ｃｏ−１７％Ｃｒ−１２％Ａｌ−０．５％
Ｙ合金からなるＮｉＣｏＣｒＡＬＹ層を形成し、さら
に、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ3を原料とし
て第１の実施形態と同様に電子ビーム蒸着にて耐熱セラ
ミック層を形成した。このとき下地層の表面粗さＲｍａ
Ｘ．１０μｍで、耐熱セラミック層の成膜の前に、下地
層の表面１μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成した耐熱
セラミック層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長し
た組織で、厚さが２００μｍである。
順で作成した。すなわち、動翼の主たる構成材料とし
て、Ｎｉ基耐熱合金（単結晶合金であるＣＭＳＸ−４：
Ｎｉ−６．６％Ｃｒ−０．６％Ｍｏ−６．４％Ｗ−３．
０％Ｒｅ−５．６％Ａｌ−１．０％Ｔｉ−６．５％Ｔａ
−９．６％Ｃｏ）を用い、その翼部１１及びプラットフ
ォーム部１２に、第１の実施形態と同様、下地層として
Ｎｉ−２３％Ｃｏ−１７％Ｃｒ−１２％Ａｌ−０．５％
Ｙ合金からなるＮｉＣｏＣｒＡＬＹ層を形成し、さら
に、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ3を原料とし
て第１の実施形態と同様に電子ビーム蒸着にて耐熱セラ
ミック層を形成した。このとき下地層の表面粗さＲｍａ
Ｘ．１０μｍで、耐熱セラミック層の成膜の前に、下地
層の表面１μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成した耐熱
セラミック層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長し
た組織で、厚さが２００μｍである。
【００６０】このようにして作成した本実施形態のセラ
ミック被覆動翼について、第１の実施形態と同様の評価
試験を実施した。その結果、高温加熱試験後の断面観察
では耐熱セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の
厚さが３μｍであり、１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの熱
サイクル試験では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイク
ル数が２０００回であり、第１の実施形態での比較例の
セラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施形態のセラミ
ック被覆動翼が高温耐久性に優れたものであることが明
らかになった。すなわち、本実施形態によっても、第１
の実施形態と同様の効果を得ることができた。
ミック被覆動翼について、第１の実施形態と同様の評価
試験を実施した。その結果、高温加熱試験後の断面観察
では耐熱セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の
厚さが３μｍであり、１１３０゜Ｃ級加熱保持有りの熱
サイクル試験では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイク
ル数が２０００回であり、第１の実施形態での比較例の
セラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施形態のセラミ
ック被覆動翼が高温耐久性に優れたものであることが明
らかになった。すなわち、本実施形態によっても、第１
の実施形態と同様の効果を得ることができた。
【００６１】本発明の第５の実施形態を以下に説明す
る。本実施形態も、動翼の基材として、異なる種類の合
金を用いる場合の実施形態である。第１〜第４の実施形
態と同等の部材には同一の符号を付す。
る。本実施形態も、動翼の基材として、異なる種類の合
金を用いる場合の実施形態である。第１〜第４の実施形
態と同等の部材には同一の符号を付す。
【００６２】本実施形態による動翼は、以下のような手
順で作成した。すなわち、動翼の主たる構成材料とし
て、Ｎｉ基耐熱合金（一方向凝固材であるＭａｒ−Ｍ２
４７：Ｎｉ−１６％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−２．６％Ｗ−
３．４％Ａｌ−３．４％Ｔｉ−１．７％Ｔａ−８．５％
Ｃｏ−０．１％Ｃ）を用い、その翼部１１及びプラット
フォーム部１２に、第１の実施形態と同様、下地層とし
てＮｉ−３０％Ｃｏ−２０％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％
Ｙ合金から成るＮｉＣｏＣｒａＡｌＹ層を形成し、Ｚｒ
Ｏ2−１２％Ｙ2Ｏ3−５％Ａｌ2Ｏ3を原料として第１の
実施形態と同様に電子ビーム蒸着とイオンビーム照射と
を組み合わせた成膜法にて、約２００μｍの耐熱セラミ
ック層を作成した。このとき下地層の表面あらさはＲｍ
ａｘ．１０μｍで、耐熱セラミック層成膜の前に、下地
層の表面に０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成し
た耐熱セラミック層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に
成長した組織である。
順で作成した。すなわち、動翼の主たる構成材料とし
て、Ｎｉ基耐熱合金（一方向凝固材であるＭａｒ−Ｍ２
４７：Ｎｉ−１６％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−２．６％Ｗ−
３．４％Ａｌ−３．４％Ｔｉ−１．７％Ｔａ−８．５％
Ｃｏ−０．１％Ｃ）を用い、その翼部１１及びプラット
フォーム部１２に、第１の実施形態と同様、下地層とし
てＮｉ−３０％Ｃｏ−２０％Ｃｒ−８％Ａｌ−０．５％
Ｙ合金から成るＮｉＣｏＣｒａＡｌＹ層を形成し、Ｚｒ
Ｏ2−１２％Ｙ2Ｏ3−５％Ａｌ2Ｏ3を原料として第１の
実施形態と同様に電子ビーム蒸着とイオンビーム照射と
を組み合わせた成膜法にて、約２００μｍの耐熱セラミ
ック層を作成した。このとき下地層の表面あらさはＲｍ
ａｘ．１０μｍで、耐熱セラミック層成膜の前に、下地
層の表面に０．５μｍのＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成し
た耐熱セラミック層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に
成長した組織である。
【００６３】このようにして作成した本実施形態のセラ
ミック被覆動翼について、第１の実施形態と同様の評価
試験を実施した。その結果、高温加熱試験後の断面観察
では耐熱セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の
厚さが４μｍであり、１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱
サイクル試験では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイク
ル数が２１００回であり、第１の実施形態の比較例のセ
ラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施形態のセラミッ
ク被覆動翼が高温耐久性に優れたものであることが明ら
かになった。すなわち、本実施形態によっても、第１の
実施形態と同様の効果を得ることができた。
ミック被覆動翼について、第１の実施形態と同様の評価
試験を実施した。その結果、高温加熱試験後の断面観察
では耐熱セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の
厚さが４μｍであり、１１３０°Ｃ級加熱保持有りの熱
サイクル試験では、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイク
ル数が２１００回であり、第１の実施形態の比較例のセ
ラミック被覆動翼の結果に比べ、本実施形態のセラミッ
ク被覆動翼が高温耐久性に優れたものであることが明ら
かになった。すなわち、本実施形態によっても、第１の
実施形態と同様の効果を得ることができた。
【００６４】なお、上記第１〜第５の実施形態において
は、ＴＢＣとして耐熱セラミック層と下地層とから成る
二層構造のＴＢＣを備えた動翼に本発明を例にとって説
明したが、これに限られない。すなわち、既に公知であ
る、耐熱セラミック層と下地層との間に熱応力緩和（又
は高温耐食耐酸化）を目的とした中間層を設けたＴＢＣ
を備えた動翼や、或いは下地層表面に高温耐食耐酸化を
目的とした付与層を設けたＴＢＣを備えた動翼に適用し
てもよい。これらの場合においても、ＺｒＯ2系セラミ
ック層の酸素イオン伝導に伴う下地層への酸素の供給に
よる酸化は共通の問題であるから、本発明の耐熱セラミ
ック層が下地層の酸化の進行を防止する上で有効とな
り、ＴＢＣを備えた動翼の高温耐久性の向上に大きく貢
献する。
は、ＴＢＣとして耐熱セラミック層と下地層とから成る
二層構造のＴＢＣを備えた動翼に本発明を例にとって説
明したが、これに限られない。すなわち、既に公知であ
る、耐熱セラミック層と下地層との間に熱応力緩和（又
は高温耐食耐酸化）を目的とした中間層を設けたＴＢＣ
を備えた動翼や、或いは下地層表面に高温耐食耐酸化を
目的とした付与層を設けたＴＢＣを備えた動翼に適用し
てもよい。これらの場合においても、ＺｒＯ2系セラミ
ック層の酸素イオン伝導に伴う下地層への酸素の供給に
よる酸化は共通の問題であるから、本発明の耐熱セラミ
ック層が下地層の酸化の進行を防止する上で有効とな
り、ＴＢＣを備えた動翼の高温耐久性の向上に大きく貢
献する。
【００６５】
【発明の効果】本発明によれば、ＺｒＯ2系セラミック
の他の特性を損なうことなく、少なくとも一部分が安定
化されたＺｒ０2系セラミック（安定化ＺｒＯ2あるいは
部分安定化ＺｒＯ2）の高温での酸素イオン伝導性を大
幅に低減させることができる。したがって、高温ガスタ
ービン用、特に、航空機用のエンジンと異なり高温条件
下で長時間運転される発電用ガスタービン用として用い
た場合、従来公知の部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ系
セラミックの最大の問題であったセラミックの高温での
酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地メ
タル層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金層との界面での下地
メタル層の加速酸化によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を長時間
にわたって十分に防止でき、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化による
界面近傍での損傷に伴うセラミック層のはく離を確実に
防止することができる。よって、高温長時間運転条件下
でも優れた耐久性を実現できる。したがって、セラミッ
ク被覆の本来の目的である遮熱効果を十分維持しつつ、
動翼を構成する基材メタル温度の低減によって部品の信
頼性を向上し、その寿命を長くすることが可能になる。
また、遮熱効果が安定して得られるので、ガスタービン
動翼の冷却用の空気等の冷却媒体を少なくすることがで
き、タービンの発電効率を高くすることができる効果も
ある。
の他の特性を損なうことなく、少なくとも一部分が安定
化されたＺｒ０2系セラミック（安定化ＺｒＯ2あるいは
部分安定化ＺｒＯ2）の高温での酸素イオン伝導性を大
幅に低減させることができる。したがって、高温ガスタ
ービン用、特に、航空機用のエンジンと異なり高温条件
下で長時間運転される発電用ガスタービン用として用い
た場合、従来公知の部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ系
セラミックの最大の問題であったセラミックの高温での
酸素イオン伝導性に起因する耐熱セラミック層と下地メ
タル層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金層との界面での下地
メタル層の加速酸化によるＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を長時間
にわたって十分に防止でき、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化による
界面近傍での損傷に伴うセラミック層のはく離を確実に
防止することができる。よって、高温長時間運転条件下
でも優れた耐久性を実現できる。したがって、セラミッ
ク被覆の本来の目的である遮熱効果を十分維持しつつ、
動翼を構成する基材メタル温度の低減によって部品の信
頼性を向上し、その寿命を長くすることが可能になる。
また、遮熱効果が安定して得られるので、ガスタービン
動翼の冷却用の空気等の冷却媒体を少なくすることがで
き、タービンの発電効率を高くすることができる効果も
ある。
【図１】本発明の第１の実施形態によるガスタービン動
翼の全体構成を表す斜視図である。
翼の全体構成を表す斜視図である。
【図２】翼平均径部における翼面内の観測部位を表す断
面概念図である。
面概念図である。
【図３】プラットフォーム部における観測部位を表す斜
視図である。
視図である。
１１ 翼部 １２ プラットフォーム部 １３ シャンク １４ シールフィン １５ チップポケット １６ ダブティール
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 萩野谷 三男 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 日立工場内 (72)発明者 渡辺 竜太 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 松下 義昭 神奈川県横浜市鶴見区江ケ崎町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 吉野 伸 神奈川県横浜市鶴見区江ケ崎町４番１号 東京電力株式会社 エネルギー・環境 研究所内 (56)参考文献 特開 平10−88368（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−110279（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 28/00 C23C 4/06 F01D 5/28
Claims (3)
- 【請求項１】Ｎｉを主成分とする耐熱合金から成る基材
と、 前記耐熱合金より高温耐酸化耐食性に優れた材料で構成
され前記基材の表面に形成された合金被覆層と、 この合金被覆層の上に形成された耐熱セラミック層とを
有するセラミック被覆ガスタービン動翼であって、 前記耐熱セラミック層は、少なくとも一部分が安定化さ
れたＺｒＯ2系セラミックからなるイオン伝導性セラミ
ックと、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＯ 2 、Ｈｆ 2 Ｏ 3 、ＡｌＮ、及び
Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうち少なくとも１つを含んでいる絶縁性セラ
ミックとの混合体であり、かつ、 この混合体は、柱状結晶が膜厚方向に成長した柱状組織
構造、又は膜方向の偏平粒子が残存空隙を介在させつつ
積層した多孔質組織構造を有し、気相又は溶融相によっ
て形成されていることを特徴とするセラミック被覆ガス
タービン動翼。 - 【請求項２】請求項１記載のセラミック被覆ガスタービ
ン動翼において、前記耐熱セラミック層は、前記絶縁性
セラミックの含有割合が５重量％以上５０重量％以下で
あることを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動
翼。 - 【請求項３】請求項１記載のセラミック被覆ガスタービ
ン動翼において、前記イオン伝導性セラミックは、Ｚｒ
Ｏ2−Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2−ＣａＯ、ＺｒＯ2−ＣｅＯ2、及
びＺｒＯ2−ＭｇＯのうち、少なくとも１つを含んでい
ることを特徴とするセラミック被覆ガスタービン動翼。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02343497A JP3302589B2 (ja) | 1997-02-06 | 1997-02-06 | セラミック被覆ガスタービン動翼 |
| US09/017,320 US6042951A (en) | 1997-02-06 | 1998-02-02 | Ceramic-coated blade of gas turbine and method of producing same |
| US09/511,187 US6521293B1 (en) | 1997-02-06 | 2000-02-23 | Method for producing a ceramic-coated blade of gas turbine |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02343497A JP3302589B2 (ja) | 1997-02-06 | 1997-02-06 | セラミック被覆ガスタービン動翼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10219476A JPH10219476A (ja) | 1998-08-18 |
| JP3302589B2 true JP3302589B2 (ja) | 2002-07-15 |
Family
ID=12110407
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02343497A Expired - Fee Related JP3302589B2 (ja) | 1997-02-06 | 1997-02-06 | セラミック被覆ガスタービン動翼 |
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|---|---|
| US (2) | US6042951A (ja) |
| JP (1) | JP3302589B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108374171A (zh) * | 2018-03-26 | 2018-08-07 | 南昌航空大学 | 一种成分为(YSZ@Ni)7/(NiCoCrAlY)3抗循环氧化的热障涂层 |
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- 1997-02-06 JP JP02343497A patent/JP3302589B2/ja not_active Expired - Fee Related
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