JP3307242B2 - セラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスタービン - Google Patents
セラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスタービンInfo
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- Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
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- Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft
Landscapes
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐熱セラミック被
覆層を設けた耐熱部材に係り、特に高温耐久性に優れた
耐熱セラミック被覆部材とその用途及びガスタービンに
関する。
覆層を設けた耐熱部材に係り、特に高温耐久性に優れた
耐熱セラミック被覆部材とその用途及びガスタービンに
関する。
【０００２】
【従来の技術】発電用のガスタービンで代表される耐熱
部品は発電効率の向上を目的として運転温度の高温化、
或いは部品の冷却媒体の減少が必須となり、耐熱部品で
あるタービン静翼，動翼，燃焼器，シュラウド等の高温
耐久性の向上が強く要望されている。また、上記の高温
部品の長寿命化もガスタービンの運用コストの低減から
も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、その耐熱温度に限界がある。そこで、高温条件下
で使用される部品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（ＴＢＣ）が有効となり、部品
の冷却とＴＢＣとの組合せにより基材メタル温度をＴＢ
Ｃ無しに比べ５０〜２００℃低減することが可能にな
る。
部品は発電効率の向上を目的として運転温度の高温化、
或いは部品の冷却媒体の減少が必須となり、耐熱部品で
あるタービン静翼，動翼，燃焼器，シュラウド等の高温
耐久性の向上が強く要望されている。また、上記の高温
部品の長寿命化もガスタービンの運用コストの低減から
も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、その耐熱温度に限界がある。そこで、高温条件下
で使用される部品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（ＴＢＣ）が有効となり、部品
の冷却とＴＢＣとの組合せにより基材メタル温度をＴＢ
Ｃ無しに比べ５０〜２００℃低減することが可能にな
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
顕著になってくる。
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
顕著になってくる。
【０００４】そこで、耐久性に優れた各種のＴＢＣが提
案されており、例えば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(特公平1−18993
号)，多孔質セラミック層を設けた多孔組織ＴＢＣ(例え
ばUS PAT 4,503,130)がある。これらのＴＢＣはセラミ
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構成であるが、過酷な
熱負荷条件ではセラミック層とその下部層との境界近傍
からのはく離が生じてしまう。
案されており、例えば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(特公平1−18993
号)，多孔質セラミック層を設けた多孔組織ＴＢＣ(例え
ばUS PAT 4,503,130)がある。これらのＴＢＣはセラミ
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構成であるが、過酷な
熱負荷条件ではセラミック層とその下部層との境界近傍
からのはく離が生じてしまう。
【０００５】このように、従来の熱応力緩和機能を付与
しただけのＴＢＣでは、運転温度の高い高効率発電用ガ
スタービンの熱負荷条件下でセラミック層の損傷が生
じ、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。
しただけのＴＢＣでは、運転温度の高い高効率発電用ガ
スタービンの熱負荷条件下でセラミック層の損傷が生
じ、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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来のＴＢＣで
は、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Ｚ
ｒＯ2 系セラミックが用いられている。ＺｒＯ2 単独で
は相変態に伴う寸法変化による損傷が生じるため、Ｙ2
Ｏ3，ＣａＯ，ＭｇＯ，ＣｅＯ2，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ＺｒＯ
2 或いは部分安定化ＺｒＯ2 が用いられる。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部
層で構成され、下部層として高温耐酸化耐食性に優れた
ＭＣｒＡｌＹ（ＭはＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか、或い
はそれらの組合せ）、或いはＭＣｒＡｌＹ合金の表面部
をＡｌ ｒｉｃｈ化したものが用いられる。また、下地
層の表面を酸化させＡｌ2Ｏ3の薄膜層を設けたものもあ
る。
は、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Ｚ
ｒＯ2 系セラミックが用いられている。ＺｒＯ2 単独で
は相変態に伴う寸法変化による損傷が生じるため、Ｙ2
Ｏ3，ＣａＯ，ＭｇＯ，ＣｅＯ2，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ＺｒＯ
2 或いは部分安定化ＺｒＯ2 が用いられる。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部
層で構成され、下部層として高温耐酸化耐食性に優れた
ＭＣｒＡｌＹ（ＭはＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか、或い
はそれらの組合せ）、或いはＭＣｒＡｌＹ合金の表面部
をＡｌ ｒｉｃｈ化したものが用いられる。また、下地
層の表面を酸化させＡｌ2Ｏ3の薄膜層を設けたものもあ
る。
【０００７】このようなＴＢＣを高温ガスタービン部品
に用いる場合、冷却機能を有した部品に適用され、ＴＢ
Ｃの遮熱効果を得ることになる。高温ガスタービン部品
では燃焼ガス温度が高いため、部品の冷却性能も大きく
なり、部品を貫通する熱量（熱流束）が大きくなる。そ
の結果、部品表面に設けたＴＢＣでは、大きな熱流束に
より遮熱効果も大きくなりＴＢＣの効果が大きくなる。
しかし、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。その
為、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部層表
面への酸素供給も増加する。すなわち、下部層表面での
酸化反応が促進されることになる。下部層はＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層から成っており、ＭＣｒＡｌＹ合金では酸化反
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、Al2O
3がバリヤー層となり合金自体の内部酸化を防止する。
に用いる場合、冷却機能を有した部品に適用され、ＴＢ
Ｃの遮熱効果を得ることになる。高温ガスタービン部品
では燃焼ガス温度が高いため、部品の冷却性能も大きく
なり、部品を貫通する熱量（熱流束）が大きくなる。そ
の結果、部品表面に設けたＴＢＣでは、大きな熱流束に
より遮熱効果も大きくなりＴＢＣの効果が大きくなる。
しかし、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。その
為、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部層表
面への酸素供給も増加する。すなわち、下部層表面での
酸化反応が促進されることになる。下部層はＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層から成っており、ＭＣｒＡｌＹ合金では酸化反
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、Al2O
3がバリヤー層となり合金自体の内部酸化を防止する。
【０００８】しかし、合金成分中のＡｌによってＡｌ2
Ｏ3バリヤー層を形成するため、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の厚膜化が進行する。Ａｌ2Ｏ3の厚膜化
が進行した場合、熱サイクルによる熱応力でＡｌ2Ｏ3層
近傍での損傷が生じ、セラミック層のはく離が生じる。
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 meating 資料，１９９１−ＧＴ−
４０）。
Ｏ3バリヤー層を形成するため、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の厚膜化が進行する。Ａｌ2Ｏ3の厚膜化
が進行した場合、熱サイクルによる熱応力でＡｌ2Ｏ3層
近傍での損傷が生じ、セラミック層のはく離が生じる。
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 meating 資料，１９９１−ＧＴ−
４０）。
【０００９】本発明者らは、柱状組織セラミックを設け
たＴＢＣ、或いは多孔質セラミックを設けたＴＢＣにつ
いて、高温での加熱保持を伴なう熱サイクル試験を実施
した結果、加熱保持温度が高い程、いずれのＴＢＣでも
界面のＡｌ2Ｏ3層近傍でセラミック層がはく離しＴＢＣ
の損傷が生じるまでのサイクル繰り返し数が小さいこと
を明らかにした。
たＴＢＣ、或いは多孔質セラミックを設けたＴＢＣにつ
いて、高温での加熱保持を伴なう熱サイクル試験を実施
した結果、加熱保持温度が高い程、いずれのＴＢＣでも
界面のＡｌ2Ｏ3層近傍でセラミック層がはく離しＴＢＣ
の損傷が生じるまでのサイクル繰り返し数が小さいこと
を明らかにした。
【００１０】航空機用ガスタービンでは、離陸時の短時
間の最大負荷の繰り返しが主な熱負荷であるが、発電用
ガスタービンでは、起動・長時間の定常保持・停止が繰
り返されることになる。従って、上記の高温加熱保持を
伴う試験では、発電用ガスタービンにＴＢＣを用いた場
合の熱負荷を模擬したものになる。
間の最大負荷の繰り返しが主な熱負荷であるが、発電用
ガスタービンでは、起動・長時間の定常保持・停止が繰
り返されることになる。従って、上記の高温加熱保持を
伴う試験では、発電用ガスタービンにＴＢＣを用いた場
合の熱負荷を模擬したものになる。
【００１１】このように、発熱用ガスタービン部品にＴ
ＢＣを用いるに際しては、ＺｒＯ2系セラミック層の高
温での酸素イオン伝導性に伴うセラミック層と下地層と
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化がＴＢＣの高温耐久性を
著しく低下させることになる。
ＢＣを用いるに際しては、ＺｒＯ2系セラミック層の高
温での酸素イオン伝導性に伴うセラミック層と下地層と
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化がＴＢＣの高温耐久性を
著しく低下させることになる。
【００１２】本発明の目的は、セラミック層と下地層と
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止し、高温耐久性に
優れたセラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスター
ビンを提供するにある。
の界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止し、高温耐久性に
優れたセラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスター
ビンを提供するにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明はＺｒＯ2 系セラ
ミック（安定化ＺｒＯ2 或いは部分安定化ＺｒＯ2 ）の
高温での酸素イオン伝導性を大幅に低減させ、かつ、Ｚ
ｒＯ2 系セラミックの他の特性を損なわない新しいＺｒ
Ｏ2 系セラミックを見い出した。すなわちこのような特
性を有したセラミックは高温ガスタービン用、特に高温
条件下で長時間運転される発電用ガスタービン用のＴＢ
Ｃとして用いた場合、部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ
2 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セラミック層と下地メ
タルとの界面での下地メタル層の加速酸化によるＡｌ2
Ｏ3層の厚膜化を防止でき、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防止す
ることができ、高温長時間運転条件下で耐久性に優れた
ＴＢＣを実現できることを見い出した。
ミック（安定化ＺｒＯ2 或いは部分安定化ＺｒＯ2 ）の
高温での酸素イオン伝導性を大幅に低減させ、かつ、Ｚ
ｒＯ2 系セラミックの他の特性を損なわない新しいＺｒ
Ｏ2 系セラミックを見い出した。すなわちこのような特
性を有したセラミックは高温ガスタービン用、特に高温
条件下で長時間運転される発電用ガスタービン用のＴＢ
Ｃとして用いた場合、部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ
2 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セラミック層と下地メ
タルとの界面での下地メタル層の加速酸化によるＡｌ2
Ｏ3層の厚膜化を防止でき、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防止す
ることができ、高温長時間運転条件下で耐久性に優れた
ＴＢＣを実現できることを見い出した。
【００１４】以上の本発明のＴＢＣでのセラミック層を
構成する材料としてはイオン伝導性の部分安定化、或い
は安定化ＺｒＯ2 系セラミックに絶縁特性に優れた化合
物、例えばＡｌ2Ｏ3系酸化物を加えたセラミックが有効
となる。Ａｌ2Ｏ3を加えたセラミック層の組織としては
特に限定はないが、プラズマ溶射等の溶融相で形成され
たセラミック層、或いは電子ビーム蒸着等の気相で形成
されたものがあげられる。前者の場合、セラミック層の
組織としては、偏平した粒子が積層した多孔質組織であ
る。この場合では多孔質セラミック層の欠陥を通じての
酸素の浸入、及び、ＺｒＯ2 系セラミックの酸素イオン
伝導性により、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り下地層を構成するＭ
ＣrＡlＹ合金中のＡｌがＡｌ2Ｏ3となる。本発明のＴＢ
Ｃにおけるセラミック層ではＺｒＯ2 系にＡｌ2Ｏ3を加
えたものであるため、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、ＴＢＣの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。このような多孔
質組織のセラミック層中でのＡｌ2Ｏ3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、
ＺｒＯ2 系の偏平粒子とＡｌ2Ｏ3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。
構成する材料としてはイオン伝導性の部分安定化、或い
は安定化ＺｒＯ2 系セラミックに絶縁特性に優れた化合
物、例えばＡｌ2Ｏ3系酸化物を加えたセラミックが有効
となる。Ａｌ2Ｏ3を加えたセラミック層の組織としては
特に限定はないが、プラズマ溶射等の溶融相で形成され
たセラミック層、或いは電子ビーム蒸着等の気相で形成
されたものがあげられる。前者の場合、セラミック層の
組織としては、偏平した粒子が積層した多孔質組織であ
る。この場合では多孔質セラミック層の欠陥を通じての
酸素の浸入、及び、ＺｒＯ2 系セラミックの酸素イオン
伝導性により、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り下地層を構成するＭ
ＣrＡlＹ合金中のＡｌがＡｌ2Ｏ3となる。本発明のＴＢ
Ｃにおけるセラミック層ではＺｒＯ2 系にＡｌ2Ｏ3を加
えたものであるため、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、ＴＢＣの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。このような多孔
質組織のセラミック層中でのＡｌ2Ｏ3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、
ＺｒＯ2 系の偏平粒子とＡｌ2Ｏ3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。
【００１５】このようなイオン伝導性ＺｒＯ2 系セラミ
ックと絶縁性のＡｌ2Ｏ3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、ＺｒＯ2系とＡｌ2Ｏ3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Ａｌ
2Ｏ3、或いはＡｌ2Ｏ3を構成する金属元素成分（Ａｌ）
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合せた粉末粒子を原
料として溶射する方法がある。いずれの方法において
も、ＺｒＯ2 系セラミックとＡｌ2Ｏ3とが混合した本発
明のセラミック層が得られ、そのセラミック層の酸素イ
オン伝導性が大幅に低下する。
ックと絶縁性のＡｌ2Ｏ3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、ＺｒＯ2系とＡｌ2Ｏ3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Ａｌ
2Ｏ3、或いはＡｌ2Ｏ3を構成する金属元素成分（Ａｌ）
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合せた粉末粒子を原
料として溶射する方法がある。いずれの方法において
も、ＺｒＯ2 系セラミックとＡｌ2Ｏ3とが混合した本発
明のセラミック層が得られ、そのセラミック層の酸素イ
オン伝導性が大幅に低下する。
【００１６】一方、電子ビーム熱着等で形成したセラミ
ック層はセラミック層の厚さ方向に柱状組織セラミック
が成長した状態のものが得られる。このような組織のセ
ラミック層では偏平粒子が積層した状態のセラミック層
に比べ、酸素イオン伝導に対する抵抗となる粒子境界が
無いため、酸素イオン伝導による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。本発明のセ
ラミック層では柱状組織セラミック層の酸素イオン伝導
性が大幅に低減されるため、界面の酸化反応の抑制効果
が非常に大きくなる。このような本発明のセラミック層
の形成方法としては、ＺｒＯ2 系セラミックとＡｌ2Ｏ3
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、本発明のセラミック
層の組織は柱状組織を構成するセラミックがＺｒＯ2 系
セラミックとＡｌ2Ｏ3との混合組織である。ナノオーダ
ーレベルでの観察ではその組織は両者がほぼ均一に混合
したもの、或いは両者が交互に積層した結晶から成って
いるものである。
ック層はセラミック層の厚さ方向に柱状組織セラミック
が成長した状態のものが得られる。このような組織のセ
ラミック層では偏平粒子が積層した状態のセラミック層
に比べ、酸素イオン伝導に対する抵抗となる粒子境界が
無いため、酸素イオン伝導による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。本発明のセ
ラミック層では柱状組織セラミック層の酸素イオン伝導
性が大幅に低減されるため、界面の酸化反応の抑制効果
が非常に大きくなる。このような本発明のセラミック層
の形成方法としては、ＺｒＯ2 系セラミックとＡｌ2Ｏ3
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、本発明のセラミック
層の組織は柱状組織を構成するセラミックがＺｒＯ2 系
セラミックとＡｌ2Ｏ3との混合組織である。ナノオーダ
ーレベルでの観察ではその組織は両者がほぼ均一に混合
したもの、或いは両者が交互に積層した結晶から成って
いるものである。
【００１７】以下の本発明のＴＢＣでのセラミック層を
構成する成分として、部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ
2 （ＺｒＯ2 系セラミック）に混合される成分としては
イオン伝導性を防止する主たる機能として絶縁性に富む
材料であれば本発明の目的を達成できる。このような絶
縁物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明らかに
される。従って、絶縁物の混合量の最適範囲も、ＴＢＣ
における界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さと絶縁物の混合量との
関係から決定することができる。本発明者らは、このよ
うな考え方に基づき、混合物の添加量として３.５〜５
０ｗｔ％ が界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化防止に有効な
範囲であることを明らかにした。また、望ましくは５〜
４０ｗｔ％の範囲が、その効果が最も大きくなることも
明らかにした。添加量の少ない場合、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Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止が不十分になる。
一方、ＺｒＯ2 系セラミックでの酸素イオン伝導性の低
下は絶縁物の添加とともに大きくなるが、５０％以上で
は絶縁物の効果がほぼ一定になり、大幅なる低下が認め
られなくなる。むしろ、絶縁物特有の熱物性値(熱伝
導，熱膨張，比熱，輻射等)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。従って、本発明のＴＢＣ用セラミ
ックとして絶縁物の混合添加量として前述の範囲が望ま
しい。また、ＴＢＣとしてはセラミック層と下地層とか
ら成る二層構造のＴＢＣの他に、セラミック層と下地層
との間に熱応力緩和、或いは高温耐食耐酸化を目的とし
た中間層を設けたＴＢＣ、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が提案されて
いるが、このようないずれのＴＢＣにおいても、ＺｒＯ
2 系セラミック層の酸化イオン伝導に伴うセラミック層
下部層への酸素の供給による酸化は共通の問題であり、
本発明のセラミック層が下部層の酸化の進行を防止する
上で有効となり、ＴＢＣの高温耐久性の向上に大きく貢
献する。ＺｒＯ2 セラミックの部分安定化又は安定化剤
として、１種での添加では重量で、Ｙ2Ｏ3５〜１５％，
ＣａＯ５〜１５％，ＭｇＯ１５〜３０％，ＣｅＯ2１２
〜２２％，Ｓｃ2Ｏ3５〜１５％が好ましく、２種以上で
は５〜２０％が好ましい。
構成する成分として、部分安定化、或いは安定化ＺｒＯ
2 （ＺｒＯ2 系セラミック）に混合される成分としては
イオン伝導性を防止する主たる機能として絶縁性に富む
材料であれば本発明の目的を達成できる。このような絶
縁物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明らかに
される。従って、絶縁物の混合量の最適範囲も、ＴＢＣ
における界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さと絶縁物の混合量との
関係から決定することができる。本発明者らは、このよ
うな考え方に基づき、混合物の添加量として３.５〜５
０ｗｔ％ が界面でのＡｌ2Ｏ3層の厚膜化防止に有効な
範囲であることを明らかにした。また、望ましくは５〜
４０ｗｔ％の範囲が、その効果が最も大きくなることも
明らかにした。添加量の少ない場合、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Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止が不十分になる。
一方、ＺｒＯ2 系セラミックでの酸素イオン伝導性の低
下は絶縁物の添加とともに大きくなるが、５０％以上で
は絶縁物の効果がほぼ一定になり、大幅なる低下が認め
られなくなる。むしろ、絶縁物特有の熱物性値(熱伝
導，熱膨張，比熱，輻射等)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。従って、本発明のＴＢＣ用セラミ
ックとして絶縁物の混合添加量として前述の範囲が望ま
しい。また、ＴＢＣとしてはセラミック層と下地層とか
ら成る二層構造のＴＢＣの他に、セラミック層と下地層
との間に熱応力緩和、或いは高温耐食耐酸化を目的とし
た中間層を設けたＴＢＣ、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が提案されて
いるが、このようないずれのＴＢＣにおいても、ＺｒＯ
2 系セラミック層の酸化イオン伝導に伴うセラミック層
下部層への酸素の供給による酸化は共通の問題であり、
本発明のセラミック層が下部層の酸化の進行を防止する
上で有効となり、ＴＢＣの高温耐久性の向上に大きく貢
献する。ＺｒＯ2 セラミックの部分安定化又は安定化剤
として、１種での添加では重量で、Ｙ2Ｏ3５〜１５％，
ＣａＯ５〜１５％，ＭｇＯ１５〜３０％，ＣｅＯ2１２
〜２２％，Ｓｃ2Ｏ3５〜１５％が好ましく、２種以上で
は５〜２０％が好ましい。
【００１８】
〔実施例１〕本発明のＴＢＣとして部分安定化ＺｒＯ2
としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 、絶縁物としてＡｌ2
Ｏ3を用い、プラズマ溶射による多孔質セラミック及び
電子ビーム蒸着による柱状組織セラミックを作製した。
基材はＮｉ基耐熱合金（Rene'−８０：重量で、Ｎｉ−
１４％Ｃｒ−４％Ｍｏ−４％Ｗ−３％Ａｌ−５％Ｔｉ−
９.５％Ｃｏ ）を用い、その表面に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
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（５０ｋＷ）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製グリッドによるブラスチングを行
っている。形成した下地層の厚さは約１５０μｍであ
る。
としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 、絶縁物としてＡｌ2
Ｏ3を用い、プラズマ溶射による多孔質セラミック及び
電子ビーム蒸着による柱状組織セラミックを作製した。
基材はＮｉ基耐熱合金（Rene'−８０：重量で、Ｎｉ−
１４％Ｃｒ−４％Ｍｏ−４％Ｗ−３％Ａｌ−５％Ｔｉ−
９.５％Ｃｏ ）を用い、その表面に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
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（５０ｋＷ）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製グリッドによるブラスチングを行
っている。形成した下地層の厚さは約１５０μｍであ
る。
【００１９】プラズマ溶射による多孔質セラミックを有
したＴＢＣの場合、下地層を設けた基材の上に大気中プ
ラズマ溶射にて２５０μｍ厚さのセラミック層を形成し
た。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
に本発明のセラミック粉末を投入し溶射した。本発明の
セラミック粉末として、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 セラ
ミックに（５，１０，３０，４０，５０)ｗｔ％のＡｌ2
Ｏ3を添加した粉末、及び、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セ
ラミック粉末と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。なお、
比較の為、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 粉末、ＺｒＯ2−
８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 セラミックに（２.５ ，６０）ｗｔ％
Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末もそれぞれ用いた。これらのプ
ラズマ溶射で溶融相によって形成したセラミック層は、
断面組織の観察結果、いずれも偏平した粒子が積層した
状態で多孔質組織であった。
したＴＢＣの場合、下地層を設けた基材の上に大気中プ
ラズマ溶射にて２５０μｍ厚さのセラミック層を形成し
た。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
に本発明のセラミック粉末を投入し溶射した。本発明の
セラミック粉末として、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 セラ
ミックに（５，１０，３０，４０，５０)ｗｔ％のＡｌ2
Ｏ3を添加した粉末、及び、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3セ
ラミック粉末と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。なお、
比較の為、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 粉末、ＺｒＯ2−
８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 セラミックに（２.５ ，６０）ｗｔ％
Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末もそれぞれ用いた。これらのプ
ラズマ溶射で溶融相によって形成したセラミック層は、
断面組織の観察結果、いずれも偏平した粒子が積層した
状態で多孔質組織であった。
【００２０】一方、電子ビーム蒸着による柱状セラミッ
クを有したＴＢＣの場合、下地層の表面あらさをＲmax.
１０μｍとなるようにピーニング処理したもの、及び、
Ｒmax.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到達真空度が１０~6
Torrのチエンバーを用い、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
けた基材表面に気相によって蒸着させ約２００μｍの厚
さのセラミック層を形成した。成膜時の基材温度は約８
５０℃である。本発明のセラミック層の成膜に際して
は、蒸着原料としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2
Ｏ3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、ＺｒＯ
2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3との混合割合を（５，１
０，２５，４０，５０）ｗｔ％の本発明のセラミック層
を成膜した。なお、比較のため、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2
Ｏ3、及び（２.５，６０）ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3のセラミック
層の成膜も実施した。また、下地層の表面あらさＲmax.
６５μｍについて（０，１０，２５）ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3の
セラミック層を成膜した。これらのセラミック層は、断
面及び破断面の観察結果、下地層の表面あらさがＲmax.
１０μｍでは数μｍ幅の柱状組織、Ｒmax.６５μｍ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
柱状組織セラミックであった。
クを有したＴＢＣの場合、下地層の表面あらさをＲmax.
１０μｍとなるようにピーニング処理したもの、及び、
Ｒmax.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到達真空度が１０~6
Torrのチエンバーを用い、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
けた基材表面に気相によって蒸着させ約２００μｍの厚
さのセラミック層を形成した。成膜時の基材温度は約８
５０℃である。本発明のセラミック層の成膜に際して
は、蒸着原料としてＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2
Ｏ3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、ＺｒＯ
2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3との混合割合を（５，１
０，２５，４０，５０）ｗｔ％の本発明のセラミック層
を成膜した。なお、比較のため、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2
Ｏ3、及び（２.５，６０）ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3のセラミック
層の成膜も実施した。また、下地層の表面あらさＲmax.
６５μｍについて（０，１０，２５）ｗｔ％Ａｌ2Ｏ3の
セラミック層を成膜した。これらのセラミック層は、断
面及び破断面の観察結果、下地層の表面あらさがＲmax.
１０μｍでは数μｍ幅の柱状組織、Ｒmax.６５μｍ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
柱状組織セラミックであった。
【００２１】なお、このような柱状組織セラクック層の
場合、ＺｒＯ2 系セラミック層の成膜の前に、Ａｌ2Ｏ3
のみを蒸着させ約０.５μｍ のＡｌ2Ｏ3のみを形成し
た。また、一部のセラミック層成膜（ＺｒＯ2−８ｗｔ
％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ＺｒＯ2
系セラミックを成膜した。
場合、ＺｒＯ2 系セラミック層の成膜の前に、Ａｌ2Ｏ3
のみを蒸着させ約０.５μｍ のＡｌ2Ｏ3のみを形成し
た。また、一部のセラミック層成膜（ＺｒＯ2−８ｗｔ
％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ＺｒＯ2
系セラミックを成膜した。
【００２２】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２００
μｍである。但し、この場合、蒸着源は一ケであり膜厚
もニターによるＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3と
の蒸着量の制御は不要である。また、本法で作製したＴ
ＢＣ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２００
μｍである。但し、この場合、蒸着源は一ケであり膜厚
もニターによるＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3と
の蒸着量の制御は不要である。また、本法で作製したＴ
ＢＣ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。
【００２３】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合せた成膜を実施した。本
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、本法では、電子ビーム蒸着に先立
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Ａｌ2
Ｏ3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気相による約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、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 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（５，１０，２５）ｗｔ％である。本法では、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。
着とイオンビーム照射とを組合せた成膜を実施した。本
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、本法では、電子ビーム蒸着に先立
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Ａｌ2
Ｏ3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気相による約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、ＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 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（５，１０，２５）ｗｔ％である。本法では、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。
【００２４】以上の種々の方法で成膜した本発明のセラ
ミック層を有するＴＢＣについて、その効果を明らかに
するため以下の検討を実施した。先ず、本発明のＴＢＣ
における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、高温長時間加熱を実施し、試験後の
セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さを調
べた。表１は大気中加熱（１１００℃，１００ｈ）後と
試験前との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さの測定値を示す。な
お、一部の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。その結果を表
１中に示す。表１中でＮo.１〜９はＺｒＯ2−８ｗｔ％
Ｙ2Ｏ3 にＡｌ2Ｏ3を添加した複合化粉末を用いたプラ
ズマ溶射によるセラミック層を有したＴＢＣ，Ｎo.１
１，１２はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 粉末とＡｌ2Ｏ3粉
末との混合粉末を用いたもの、Ｎo.２１〜２８，３１〜
３３，４１〜４３はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡl2Ｏ3
との二元蒸着で柱状組織セラミックを成膜したもので、
Ｎo.２１〜２８では下地層の表面あらさがＲmax.１０μ
ｍで、下地層表面に０.５μｍ のＡｌ2Ｏ3層を設けたも
の、Ｎo.３１〜３３ではＡｌ2Ｏ3層なしのもの、Ｎo.４
１〜４３では下地層の表面あらさがＲmax.６５μｍでＡ
ｌ2Ｏ3層なしのものである。Ｎo.５１〜５３はＺｒＯ2
−８ｗｔ％Ｙｌ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3との混合した原料を蒸
着したもの、Ｎo.６１〜６３は蒸着と酸素イオン照射を
同時に行なって成膜したものである。
ミック層を有するＴＢＣについて、その効果を明らかに
するため以下の検討を実施した。先ず、本発明のＴＢＣ
における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、高温長時間加熱を実施し、試験後の
セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さを調
べた。表１は大気中加熱（１１００℃，１００ｈ）後と
試験前との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さの測定値を示す。な
お、一部の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。その結果を表
１中に示す。表１中でＮo.１〜９はＺｒＯ2−８ｗｔ％
Ｙ2Ｏ3 にＡｌ2Ｏ3を添加した複合化粉末を用いたプラ
ズマ溶射によるセラミック層を有したＴＢＣ，Ｎo.１
１，１２はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3 粉末とＡｌ2Ｏ3粉
末との混合粉末を用いたもの、Ｎo.２１〜２８，３１〜
３３，４１〜４３はＺｒＯ2−８ｗｔ％Ｙ2Ｏ3とＡl2Ｏ3
との二元蒸着で柱状組織セラミックを成膜したもので、
Ｎo.２１〜２８では下地層の表面あらさがＲmax.１０μ
ｍで、下地層表面に０.５μｍ のＡｌ2Ｏ3層を設けたも
の、Ｎo.３１〜３３ではＡｌ2Ｏ3層なしのもの、Ｎo.４
１〜４３では下地層の表面あらさがＲmax.６５μｍでＡ
ｌ2Ｏ3層なしのものである。Ｎo.５１〜５３はＺｒＯ2
−８ｗｔ％Ｙｌ2Ｏ3 とＡｌ2Ｏ3との混合した原料を蒸
着したもの、Ｎo.６１〜６３は蒸着と酸素イオン照射を
同時に行なって成膜したものである。
【００２５】
【表１】
【００２６】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、Ａｌ2Ｏ3添加なしのセラ
ミックの場合、多孔質セラミック(Ｎo.１)では７μｍ、
柱状組織セラミック（Ｎo.２１）では１０μｍと厚膜化
している。一方、本発明の酸素イオン伝導性を低減させ
たセラミックを有したＴＢＣでは、多孔質セラミック
（Ｎo.３〜７，Ｎo.１１，１２）で５〜３μｍ、柱状組
織セラミック（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，３３，Ｎo.
４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６３）で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Ａｌ2Ｏ3の厚
膜化が防止されている。５ｗｔ％以下のＡｌ2Ｏ3の場
合、多孔質セラミック(Ｎo.２)，柱状組織セラミック
（Ｎo.２２）のいずれともＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の抑制効
果が不十分である。また、５０ｗｔ％以上のＡｌ2Ｏ3添
加の場合、多孔質セラミック(Ｎo.８)，柱状組織セラミ
ック（Ｎo.２８）ともに、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止効
果は５０ｗｔ％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。
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、Ａｌ2Ｏ3添加なしのセラ
ミックの場合、多孔質セラミック(Ｎo.１)では７μｍ、
柱状組織セラミック（Ｎo.２１）では１０μｍと厚膜化
している。一方、本発明の酸素イオン伝導性を低減させ
たセラミックを有したＴＢＣでは、多孔質セラミック
（Ｎo.３〜７，Ｎo.１１，１２）で５〜３μｍ、柱状組
織セラミック（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，３３，Ｎo.
４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６３）で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Ａｌ2Ｏ3の厚
膜化が防止されている。５ｗｔ％以下のＡｌ2Ｏ3の場
合、多孔質セラミック(Ｎo.２)，柱状組織セラミック
（Ｎo.２２）のいずれともＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の抑制効
果が不十分である。また、５０ｗｔ％以上のＡｌ2Ｏ3添
加の場合、多孔質セラミック(Ｎo.８)，柱状組織セラミ
ック（Ｎo.２８）ともに、Ａｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止効
果は５０ｗｔ％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。
【００２７】更に、本発明のＴＢＣでの真の目的は高温
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品での耐久性の向上である。そこ
で本発明者らは、このようなガスタービン高温部品での
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、本発明のＴＢＣの効果をより明確
化した。試験として、大気中加熱（１０５０℃，１ｈ）
と２００℃までの冷却を繰り返す条件で、加熱時間５mi
n.、冷却時間５min.の繰り返しを行なった。試験片の寸
法はφ９mm、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
クル試験も比較の為に実施した。加熱保持有りの加熱冷
却サイクル試験では、ＴＢＣとして本発明のＴＢＣを含
め、表１中の全てのＴＢＣについて実施した。
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品での耐久性の向上である。そこ
で本発明者らは、このようなガスタービン高温部品での
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、本発明のＴＢＣの効果をより明確
化した。試験として、大気中加熱（１０５０℃，１ｈ）
と２００℃までの冷却を繰り返す条件で、加熱時間５mi
n.、冷却時間５min.の繰り返しを行なった。試験片の寸
法はφ９mm、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
クル試験も比較の為に実施した。加熱保持有りの加熱冷
却サイクル試験では、ＴＢＣとして本発明のＴＢＣを含
め、表１中の全てのＴＢＣについて実施した。
【００２８】
【表２】
【００２９】表２は高温加熱保持有りの熱サイクル試験
でのＴＢＣの損傷発生回数を示す。また、一部の試験片
では高温加熱保持無しの熱サイクル試験も実施した結果
を示す。多孔質セラミック層から成る本発明のＴＢＣで
は（Ｎo.３〜７，Ｎo.１１，１２)、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(Ｎo.
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。Ａｌ2Ｏ3添加量が３.５％
以下の場合（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。
一方、Ａｌ2Ｏ3添加量が５０％以上の場合（Ｎo.８）で
は、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。特に、５〜５
０％が好ましい。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、本発明のＴＢＣ（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Ａｌ2Ｏ3添加量の少ないＴＢＣ（Ｎo.
２）では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが６〜７μｍと厚膜化して
いた。一方、Ａｌ2Ｏ3添加量の多いＴＢＣ（Ｎo.８）で
は、Ａｌ2Ｏ3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。
でのＴＢＣの損傷発生回数を示す。また、一部の試験片
では高温加熱保持無しの熱サイクル試験も実施した結果
を示す。多孔質セラミック層から成る本発明のＴＢＣで
は（Ｎo.３〜７，Ｎo.１１，１２)、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(Ｎo.
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。Ａｌ2Ｏ3添加量が３.５％
以下の場合（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。
一方、Ａｌ2Ｏ3添加量が５０％以上の場合（Ｎo.８）で
は、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。特に、５〜５
０％が好ましい。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、本発明のＴＢＣ（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Ａｌ2Ｏ3添加量の少ないＴＢＣ（Ｎo.
２）では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが６〜７μｍと厚膜化して
いた。一方、Ａｌ2Ｏ3添加量の多いＴＢＣ（Ｎo.８）で
は、Ａｌ2Ｏ3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。
【００３０】なお、比較の為に実施した加熱保持無しの
熱サイクル試験では、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なく、はく離が生じるま
での高温での積算加熱時間は数時間である。従って、本
試験条件では、セラミック層の酸素イオン伝導性に起因
する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。そのため、本発明のＴＢＣの効果は認め
られない。しかし、この条件は実機ガスタービンの高温
部品での熱負荷条下と大きく異なっており、本発明のＴ
ＢＣの有効性を示す試験として適していない。
熱サイクル試験では、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なく、はく離が生じるま
での高温での積算加熱時間は数時間である。従って、本
試験条件では、セラミック層の酸素イオン伝導性に起因
する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。そのため、本発明のＴＢＣの効果は認め
られない。しかし、この条件は実機ガスタービンの高温
部品での熱負荷条下と大きく異なっており、本発明のＴ
ＢＣの有効性を示す試験として適していない。
【００３１】次に、柱状組織セラミック層から成る本発
明のＴＢＣでは（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，３３，Ｎ
o.４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６３）、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Ｔ
ＢＣ（Ｎo.２１，Ｎo.３１，Ｎo.４１）、或いはＡｌ2
Ｏ3添加量が５％以下のセラミック層から成るＴＢＣ
（Ｎo.２３）に比べて、ＴＢＣ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。一方、Ａｌ2Ｏ3添
加量が５０％以上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。また、本発明のＴＢＣでも、耐久性向上の有効なる
効果を得るためにはＡｌ2Ｏ3の添加量が５〜４０％の範
囲が好ましいことも判る。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
組織で、本発明のＴＢＣ（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，
３３，Ｎo.４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６
３）では、セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3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)或いはＡｌ2Ｏ3添加
量が５％以下のセラミック層から成るＴＢＣ(Ｎo.２３)
では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが９〜１０μｍと厚膜化してい
た。一方、Ａl2Ｏ3添加量の多いＴＢＣ（Ｎo.２８）で
は、Ａｌ2Ｏ3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。
明のＴＢＣでは（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，３３，Ｎ
o.４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６３）、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Ｔ
ＢＣ（Ｎo.２１，Ｎo.３１，Ｎo.４１）、或いはＡｌ2
Ｏ3添加量が５％以下のセラミック層から成るＴＢＣ
（Ｎo.２３）に比べて、ＴＢＣ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。一方、Ａｌ2Ｏ3添
加量が５０％以上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。また、本発明のＴＢＣでも、耐久性向上の有効なる
効果を得るためにはＡｌ2Ｏ3の添加量が５〜４０％の範
囲が好ましいことも判る。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
組織で、本発明のＴＢＣ（Ｎo.２３〜２７，Ｎo.３２，
３３，Ｎo.４２，４３，Ｎo.５１〜５３，Ｎo.６１〜６
３）では、セラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3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)或いはＡｌ2Ｏ3添加
量が５％以下のセラミック層から成るＴＢＣ(Ｎo.２３)
では、Ａｌ2Ｏ3層の厚さが９〜１０μｍと厚膜化してい
た。一方、Ａl2Ｏ3添加量の多いＴＢＣ（Ｎo.２８）で
は、Ａｌ2Ｏ3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。
【００３２】なお、比較の為に実施した加熱保持無しの
熱サイクル試験では、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なく、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、
本条件では、セラミック層の酸素イオン伝導性に起因す
る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、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。そのため、本発明ＴＢＣの効果は認めら
れない。しかし、この条件は実機ガスタービンの高温部
品での熱負荷条件と大きく異なっており、本発明のＴＢ
Ｃの有効性を示す試験として適していない。むしろ、多
孔質セラミック層を有したＴＢＣと、柱状組織ＴＢＣと
の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、本発明での柱状組織セラ
ミック層を有したＴＢＣでは、セラミック層の酸素イオ
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
の酸化反応の抑制に伴うＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止と、
セラミック層自体の優れた熱応力緩和機能とが有効に働
き、非常に優れた耐久性を示すことが明らかになった。
熱サイクル試験では、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なく、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、
本条件では、セラミック層の酸素イオン伝導性に起因す
る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、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。そのため、本発明ＴＢＣの効果は認めら
れない。しかし、この条件は実機ガスタービンの高温部
品での熱負荷条件と大きく異なっており、本発明のＴＢ
Ｃの有効性を示す試験として適していない。むしろ、多
孔質セラミック層を有したＴＢＣと、柱状組織ＴＢＣと
の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、本発明での柱状組織セラ
ミック層を有したＴＢＣでは、セラミック層の酸素イオ
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
の酸化反応の抑制に伴うＡｌ2Ｏ3層の厚膜化の防止と、
セラミック層自体の優れた熱応力緩和機能とが有効に働
き、非常に優れた耐久性を示すことが明らかになった。
【００３３】このように、ＺｒＯ2 系セラミックを用い
たＴＢＣをガスタービンの高温部品に適用し、ＴＢＣの
優れた遮熱効果を利用する上で問題となっていたセラミ
ック層のはく離に対して、本発明のＴＢＣを用いること
によって解決することが可能になる。また、ＺｒＯ2 系
セラミック層の酸素イオン伝導性は温度が高くなるに従
ってより大きくなるため、本発明のＴＢＣは、燃焼ガス
温度が高い高効率ガスタービン用のＴＢＣとして優れて
いる。更に、セラミック層として、熱応力緩和作用に優
れた柱状組織セラミックでは、セラミック層の膜厚方向
に粒界及び欠陥が少ないため、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の高温耐久性の低下
を招いていた。しかし、本発明のＴＢＣでは、界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止できるため、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。
たＴＢＣをガスタービンの高温部品に適用し、ＴＢＣの
優れた遮熱効果を利用する上で問題となっていたセラミ
ック層のはく離に対して、本発明のＴＢＣを用いること
によって解決することが可能になる。また、ＺｒＯ2 系
セラミック層の酸素イオン伝導性は温度が高くなるに従
ってより大きくなるため、本発明のＴＢＣは、燃焼ガス
温度が高い高効率ガスタービン用のＴＢＣとして優れて
いる。更に、セラミック層として、熱応力緩和作用に優
れた柱状組織セラミックでは、セラミック層の膜厚方向
に粒界及び欠陥が少ないため、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の高温耐久性の低下
を招いていた。しかし、本発明のＴＢＣでは、界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚膜化を防止できるため、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。
【００３４】〔実施例２〕実施例１と同様のＮｉ基耐熱
合金(Rene'−８０）を基材とし、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実施
例１と同様の条件で同様の仕様のものを作製した。しか
る後、本発明のＴＢＣを作製するため、ＺrＯ2−１２％
Ｙ2Ｏ3に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺrＯ2−１７
％ＣeＯ2に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−
８ＣａＯ に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−
２４％ＭｇＯ に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末を用い
て、実施例１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、比較の為、ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3，
ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2，ＺｒＯ2−８ＣａＯ，ＺrＯ2
−２４％ＭｇＯ のそれぞれのセラミック層を設けたＴ
ＢＣも作製した。
合金(Rene'−８０）を基材とし、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実施
例１と同様の条件で同様の仕様のものを作製した。しか
る後、本発明のＴＢＣを作製するため、ＺrＯ2−１２％
Ｙ2Ｏ3に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺrＯ2−１７
％ＣeＯ2に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−
８ＣａＯ に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末、ＺｒＯ2−
２４％ＭｇＯ に１０％Ａｌ2Ｏ3を添加した粉末を用い
て、実施例１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、比較の為、ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3，
ＺｒＯ2−１７％ＣｅＯ2，ＺｒＯ2−８ＣａＯ，ＺrＯ2
−２４％ＭｇＯ のそれぞれのセラミック層を設けたＴ
ＢＣも作製した。
【００３５】これらの本発明のＴＢＣ及び比較用の公知
のＴＢＣについて、実施例１と同様の高温加熱試験を実
施し、試験後のそれぞれのＴＢＣの断面観察により、セ
ラミック層と下地層との界面に形成したＡｌ2Ｏ3層の厚
さを調べた。その結果、本発明のＴＢＣではＡｌ2Ｏ3の
厚さが４〜５μｍであり、比較材とした公知のＴＢＣ
（Ａｌ2Ｏ3の添加無しのセラミック層を設けたＴＢＣ）
では７μｍであった。また、実施例１と同様の加熱保持
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、本発明のＴＢＣでは比較材とした公知
のＴＢＣの約３倍となり、本発明のＴＢＣが高温耐久性
に優れていることが明らかになった。
のＴＢＣについて、実施例１と同様の高温加熱試験を実
施し、試験後のそれぞれのＴＢＣの断面観察により、セ
ラミック層と下地層との界面に形成したＡｌ2Ｏ3層の厚
さを調べた。その結果、本発明のＴＢＣではＡｌ2Ｏ3の
厚さが４〜５μｍであり、比較材とした公知のＴＢＣ
（Ａｌ2Ｏ3の添加無しのセラミック層を設けたＴＢＣ）
では７μｍであった。また、実施例１と同様の加熱保持
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、本発明のＴＢＣでは比較材とした公知
のＴＢＣの約３倍となり、本発明のＴＢＣが高温耐久性
に優れていることが明らかになった。
【００３６】次に、上記の１０％Ａｌ2Ｏ3を添加したそ
れぞれのＺｒＯ2 系セラミックを原料として、実施例１
と同様の電子ビーム蒸着にてセラミック層を成膜し本発
明のＴＢＣを作製した。この場合、下地層の表面あらさ
がＲmax.１０μｍで、セラミック層の成膜の前に、下地
層の表面に実施例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
てセラミック層を成膜した公知のＴＢＣも作製した。こ
れらの本発明のＴＢＣ、及び比較材として作製したＴＢ
Ｃともに、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セラミックであった。
れぞれのＺｒＯ2 系セラミックを原料として、実施例１
と同様の電子ビーム蒸着にてセラミック層を成膜し本発
明のＴＢＣを作製した。この場合、下地層の表面あらさ
がＲmax.１０μｍで、セラミック層の成膜の前に、下地
層の表面に実施例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
てセラミック層を成膜した公知のＴＢＣも作製した。こ
れらの本発明のＴＢＣ、及び比較材として作製したＴＢ
Ｃともに、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セラミックであった。
【００３７】これらのＴＢＣについて、実施例１と同様
の高温加熱試験及び、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、セ
ラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さが、本
発明のＴＢＣで４〜５μｍ、公知のＴＢＣで９〜１１μ
ｍであった。また、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
発明のＴＢＣが公知のＴＢＣの約３倍であった。これら
の結果から、本発明のＴＢＣが高温耐久性に優れている
ことが明らかになった。
の高温加熱試験及び、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、セ
ラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3層の厚さが、本
発明のＴＢＣで４〜５μｍ、公知のＴＢＣで９〜１１μ
ｍであった。また、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
発明のＴＢＣが公知のＴＢＣの約３倍であった。これら
の結果から、本発明のＴＢＣが高温耐久性に優れている
ことが明らかになった。
【００３８】〔実施例３〕実施例１と同様のＮｉ基耐熱
合金(Rene'−８０）を基材とし、実施例１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、本発明のＴＢＣとして、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ
3 の部分安定化ＺｒＯ2 セラミックに絶縁材料であるＨ
ｆＯ2，ＳｉＯ2，ＭｇＯの酸化物、ＡｌＮ，ＢＮ，Ｓｉ
3Ｎ4の窒化物をそれぞれ１５％添加したセラミック原料
を用いて、実施例１と同様の電子ビーム蒸着にて柱状組
織から成るセラミック層を成膜した。なお、下地層の表
面あらさはＲmax.１０μｍで、下地層の表面に約０.５
μｍ のＡｌ2Ｏ3層を設けた。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。
合金(Rene'−８０）を基材とし、実施例１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、本発明のＴＢＣとして、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ
3 の部分安定化ＺｒＯ2 セラミックに絶縁材料であるＨ
ｆＯ2，ＳｉＯ2，ＭｇＯの酸化物、ＡｌＮ，ＢＮ，Ｓｉ
3Ｎ4の窒化物をそれぞれ１５％添加したセラミック原料
を用いて、実施例１と同様の電子ビーム蒸着にて柱状組
織から成るセラミック層を成膜した。なお、下地層の表
面あらさはＲmax.１０μｍで、下地層の表面に約０.５
μｍ のＡｌ2Ｏ3層を設けた。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。
【００３９】これらの本発明のＴＢＣについて、実施例
１と同様の評価試験を実施した結果、高温加熱試験後の
断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3
層の厚さが２〜４μｍであり、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
８０００〜９０００回の範囲であった。従って、実施例
１での比較材である公知のＴＢＣの結果に比べ、本発明
のＴＢＣ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。
１と同様の評価試験を実施した結果、高温加熱試験後の
断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡｌ2Ｏ3
層の厚さが２〜４μｍであり、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
８０００〜９０００回の範囲であった。従って、実施例
１での比較材である公知のＴＢＣの結果に比べ、本発明
のＴＢＣ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。
【００４０】〔実施例４〕Ｎｉ基耐熱合金(単結晶合
金：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）を基材として用い、実施例
１と同様に下地層としてＮｉ−２３％Ｃｏ−１７％Ｃｒ
−１２％Ａｌ−０.５％Ｙ 合金からなるＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層を形成し、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ
3 を原料として実施例１中の電子ビーム蒸着にてセラミ
ック層を形成した。下地層の表面あらさＲmax.１０μｍ
で、セラミック層の成膜の前に、下地層の表面に１μｍ
のＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成したセラミック層は数μ
ｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組織で、厚さが２
００μｍである。このようにして作製した本発明のＴＢ
Ｃを実施例１と同様の評価試験を実施した。高温加熱試
験後の断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが３μｍであり、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８７００回であり、実施例１での比較材である公知の
ＴＢＣの結果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
金：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）を基材として用い、実施例
１と同様に下地層としてＮｉ−２３％Ｃｏ−１７％Ｃｒ
−１２％Ａｌ−０.５％Ｙ 合金からなるＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層を形成し、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ
3 を原料として実施例１中の電子ビーム蒸着にてセラミ
ック層を形成した。下地層の表面あらさＲmax.１０μｍ
で、セラミック層の成膜の前に、下地層の表面に１μｍ
のＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成したセラミック層は数μ
ｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組織で、厚さが２
００μｍである。このようにして作製した本発明のＴＢ
Ｃを実施例１と同様の評価試験を実施した。高温加熱試
験後の断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが３μｍであり、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８７００回であり、実施例１での比較材である公知の
ＴＢＣの結果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
【００４１】〔実施例５〕Ｎｉ基耐熱合金(一方向凝固
材，Ｍａｒ−Ｍ２４７，Ｎｉ−１６％Ｃｒ−１.８％Ｍ
ｏ−２.６％Ｗ−３.４％Ａｌ−３.４％Ｔｉ−１.７％Ｔ
ａ−８.５％Ｃｏ−０.１％Ｃ)を基材として用い、実施
例１と同様に下地層としてｎｉ−３０％Ｃｏ−２０％Ｃ
ｒ−８％Ａｌ−０.５％Ｙ 合金から成るＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層を形成し、ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3−５％Ａｌ2Ｏ
3 を原料として実施例１中の電子ビーム蒸着とイオンビ
ーム照射とを組合せた成膜法にて、約２００μｍのセラ
ミック層を作製した。下地層の表面あらさはＲmax.１０
μｍで、セラミック成膜の前に、下地層の表面に０.５
μｍ のＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成したセラミック層
は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組織であ
る。このようにして作製した本発明のＴＢＣを実施例１
と同様の評価試験を実施した。高温加熱試験後の断面観
察では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、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８５００
回であり、実施例１での比較材である公知のＴＢＣの結
果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
材，Ｍａｒ−Ｍ２４７，Ｎｉ−１６％Ｃｒ−１.８％Ｍ
ｏ−２.６％Ｗ−３.４％Ａｌ−３.４％Ｔｉ−１.７％Ｔ
ａ−８.５％Ｃｏ−０.１％Ｃ)を基材として用い、実施
例１と同様に下地層としてｎｉ−３０％Ｃｏ−２０％Ｃ
ｒ−８％Ａｌ−０.５％Ｙ 合金から成るＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層を形成し、ＺｒＯ2−１２％Ｙ2Ｏ3−５％Ａｌ2Ｏ
3 を原料として実施例１中の電子ビーム蒸着とイオンビ
ーム照射とを組合せた成膜法にて、約２００μｍのセラ
ミック層を作製した。下地層の表面あらさはＲmax.１０
μｍで、セラミック成膜の前に、下地層の表面に０.５
μｍ のＡｌ2Ｏ3層を形成した。形成したセラミック層
は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組織であ
る。このようにして作製した本発明のＴＢＣを実施例１
と同様の評価試験を実施した。高温加熱試験後の断面観
察では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、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８５００
回であり、実施例１での比較材である公知のＴＢＣの結
果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
【００４２】〔実施例６〕Ｃｏ基耐熱合金（ＦＳＸ−４
１４，Ｃｏ−３０％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−７％Ｗ−１％Ｍ
ｎ−１％Ｓｉ−０.２％Ｃ ）を基材として用い、実施例
１と同様に下地層としてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層を形成
し、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１５％Ａｌ2Ｏ3から成る粉
末を用いプラズマ溶射にて、３００μｍ厚さのセラミッ
ク層を形成した。このようにして作製した本発明のＴＢ
Ｃを実施例１と同様の評価試験を実施した。高温加熱試
験後の断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが４μｍであり、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３３００回であり、実施例１での比較材である公知の
ＴＢＣの結果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
１４，Ｃｏ−３０％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−７％Ｗ−１％Ｍ
ｎ−１％Ｓｉ−０.２％Ｃ ）を基材として用い、実施例
１と同様に下地層としてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層を形成
し、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１５％Ａｌ2Ｏ3から成る粉
末を用いプラズマ溶射にて、３００μｍ厚さのセラミッ
ク層を形成した。このようにして作製した本発明のＴＢ
Ｃを実施例１と同様の評価試験を実施した。高温加熱試
験後の断面観察ではセラミック層と下地層との界面のＡ
ｌ2Ｏ3層の厚さが４μｍであり、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３３００回であり、実施例１での比較材である公知の
ＴＢＣの結果に比べ、本発明のＴＢＣ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。
【００４３】〔実施例７〕図１に示すＣｏ基耐熱合金製
（ＦＳＸ−４１４）ガスタービン静翼の燃焼ガスに曝さ
れる翼部２１及び上，下のエンドウォール部２２に、実
施例６と同様に本発明のセラミック被覆層を設けた本発
明のセラミック被覆ガスタービン静翼を作製した。この
場合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射にてCoNi
CrAlY 合金層を設け、しかる後、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3
−１５％Ａｌ2Ｏ3 から成る粉末を用いプラズマ溶射に
て本発明のセラミック層を形成した。下地層の厚さは１
５０μｍ、セラミック層の厚さは３００μｍである。
（ＦＳＸ−４１４）ガスタービン静翼の燃焼ガスに曝さ
れる翼部２１及び上，下のエンドウォール部２２に、実
施例６と同様に本発明のセラミック被覆層を設けた本発
明のセラミック被覆ガスタービン静翼を作製した。この
場合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射にてCoNi
CrAlY 合金層を設け、しかる後、ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3
−１５％Ａｌ2Ｏ3 から成る粉末を用いプラズマ溶射に
て本発明のセラミック層を形成した。下地層の厚さは１
５０μｍ、セラミック層の厚さは３００μｍである。
【００４４】この場合、減圧雰囲気中溶射ではプラズマ
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで約
５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金粉末を溶射し、下地層を作製した。その後、大気中で
プラズマ溶射をプラズマ形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2、プ
ラズマ出力４５ｋＷで実施し、前記のＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3
−Ａｌ2Ｏ3の成分から成るセラミック被覆層を作製し
た。セラミック被覆層は偏平した粒子が積層した多孔質
な組織であった。
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで約
５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金粉末を溶射し、下地層を作製した。その後、大気中で
プラズマ溶射をプラズマ形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2、プ
ラズマ出力４５ｋＷで実施し、前記のＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3
−Ａｌ2Ｏ3の成分から成るセラミック被覆層を作製し
た。セラミック被覆層は偏平した粒子が積層した多孔質
な組織であった。
【００４５】このようにして作製した本発明のセラミッ
ク被覆静翼を用いて加熱保持有りの熱サイクル試験を実
施した。この場合、電気炉中での加熱（１１３０℃，１
ｈ）と電気炉外での冷却で、冷却時には静翼の冷却用の
通路に空気を流し２００℃まで冷却した。このような試
験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル数（Ｔ
ＢＣのはく離面積が２０％になるまでのサイクル数）は
８７０回であった。なお、比較の為に作製した従来公知
のセラミック層（ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3 ）を設けたＴＢ
Ｃ静翼では１５０回でＴＢＣが損傷した。従って、本発
明のセラミック被覆静翼では、約６倍の耐久性があるこ
とが明らかになった。
ク被覆静翼を用いて加熱保持有りの熱サイクル試験を実
施した。この場合、電気炉中での加熱（１１３０℃，１
ｈ）と電気炉外での冷却で、冷却時には静翼の冷却用の
通路に空気を流し２００℃まで冷却した。このような試
験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでのサイクル数（Ｔ
ＢＣのはく離面積が２０％になるまでのサイクル数）は
８７０回であった。なお、比較の為に作製した従来公知
のセラミック層（ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3 ）を設けたＴＢ
Ｃ静翼では１５０回でＴＢＣが損傷した。従って、本発
明のセラミック被覆静翼では、約６倍の耐久性があるこ
とが明らかになった。
【００４６】〔実施例８〕図１と同様の形状のＮｉ基耐
熱合金製（ＩＮ−９３９，Ｎｉ−２３％Ｃｒ−２％Ｗ−
２％Ａｌ−３.７％Ｔｉ−１.４％Ｔａ−１９％Ｃｏ−
０.１５％Ｃ ）ガスタービン静翼の燃焼ガスに曝される
翼部２１及び上，下のエンドウォール部２２に、実施例
４と同様に本発明のセラミック被覆層を設けた本発明の
セラミック被覆ガスタービン静翼を作製した。この場
合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射にてＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層を設け、しかる後、ＺrＯ2−８％Ｙ
2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ3を原料として電子ビーム蒸着にて
本発明のセラミックを形成した。下地層の厚さは１５０
μｍで、表面あらさがＲmax.１０μｍ、セラミック層の
厚さは２００μｍである。
熱合金製（ＩＮ−９３９，Ｎｉ−２３％Ｃｒ−２％Ｗ−
２％Ａｌ−３.７％Ｔｉ−１.４％Ｔａ−１９％Ｃｏ−
０.１５％Ｃ ）ガスタービン静翼の燃焼ガスに曝される
翼部２１及び上，下のエンドウォール部２２に、実施例
４と同様に本発明のセラミック被覆層を設けた本発明の
セラミック被覆ガスタービン静翼を作製した。この場
合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射にてＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層を設け、しかる後、ＺrＯ2−８％Ｙ
2Ｏ3−１０％Ａｌ2Ｏ3を原料として電子ビーム蒸着にて
本発明のセラミックを形成した。下地層の厚さは１５０
μｍで、表面あらさがＲmax.１０μｍ、セラミック層の
厚さは２００μｍである。
【００４７】この場合、減圧雰囲気中溶射ではプラズマ
で形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで
約５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金粉末を溶射し、しかる後、溶射膜の表面をショット
ピーニング処理することにより、下地層の表面あらさを
Ｒmax.１０μｍとした。その後、実施例１中の電子ビー
ム蒸着にて、到達真空度が１０~6Torrチェンバーを用
い、１６ｋＷの電子ビームで前記蒸着原料を溶融させ、
５×１０~6Torrの真空中で、静翼を構成するメタル温度
８５０℃で本発明のセラミック層を作製した。セラミッ
ク被覆層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組
織であった。
で形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで
約５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金粉末を溶射し、しかる後、溶射膜の表面をショット
ピーニング処理することにより、下地層の表面あらさを
Ｒmax.１０μｍとした。その後、実施例１中の電子ビー
ム蒸着にて、到達真空度が１０~6Torrチェンバーを用
い、１６ｋＷの電子ビームで前記蒸着原料を溶融させ、
５×１０~6Torrの真空中で、静翼を構成するメタル温度
８５０℃で本発明のセラミック層を作製した。セラミッ
ク被覆層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長した組
織であった。
【００４８】このようにして作製した本発明のセラミッ
ク被覆静翼を用いて、実施例７と同様の加熱保持有りの
熱サイクル試験（加熱条件、１１３０℃，１ｈ）を実施
した。試験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでの回数は
２３００回であった。なお、比較の為に作製したＺｒＯ
2−８％Ｙ2Ｏ3 を蒸着原料とした従来公知のセラミック
層を設けたＴＢＣ静翼では、３２０回でＴＢＣが損傷し
た。従って、本発明のセラミック被覆静翼では、約７倍
の耐久性があることが明らかになった。
ク被覆静翼を用いて、実施例７と同様の加熱保持有りの
熱サイクル試験（加熱条件、１１３０℃，１ｈ）を実施
した。試験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでの回数は
２３００回であった。なお、比較の為に作製したＺｒＯ
2−８％Ｙ2Ｏ3 を蒸着原料とした従来公知のセラミック
層を設けたＴＢＣ静翼では、３２０回でＴＢＣが損傷し
た。従って、本発明のセラミック被覆静翼では、約７倍
の耐久性があることが明らかになった。
【００４９】〔実施例９〕図２に示すＮｉ基耐熱合金製
（ハイテロイ−Ｘ，Ｎｉ−２２％Ｃｒ−１.５％Ｃｏ−
９％Ｍｏ−２０％Ｆｅ−０.１％Ｃ)ガスタービン燃焼器
の燃焼ガスに曝される燃焼器内面に、実施例６と同様に
本発明のセラミック被覆層を設けた本発明のセラミック
被覆燃焼器を作製した。この場合、下地層として減圧雰
囲気中プラズマ溶射にてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を設
け、しかる後、ＺrＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１５％Ａｌ2Ｏ3か
ら成る粉末を用いプラズマ溶射にて本発明のセラミック
層を形成した。下地層の厚さは１００μｍ、セラミック
層の厚さは２５０μｍである。
（ハイテロイ−Ｘ，Ｎｉ−２２％Ｃｒ−１.５％Ｃｏ−
９％Ｍｏ−２０％Ｆｅ−０.１％Ｃ)ガスタービン燃焼器
の燃焼ガスに曝される燃焼器内面に、実施例６と同様に
本発明のセラミック被覆層を設けた本発明のセラミック
被覆燃焼器を作製した。この場合、下地層として減圧雰
囲気中プラズマ溶射にてＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を設
け、しかる後、ＺrＯ2−８％Ｙ2Ｏ3−１５％Ａｌ2Ｏ3か
ら成る粉末を用いプラズマ溶射にて本発明のセラミック
層を形成した。下地層の厚さは１００μｍ、セラミック
層の厚さは２５０μｍである。
【００５０】この場合、減圧雰囲気中溶射ではプラズマ
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで約
５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金粉末を溶射し、下地層を作製した。その後、大気中で
プラズマ溶射をプラズマ形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2、プ
ラズマ出力４５ｋＷで実施し、前記のＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3
−Ａｌ2Ｏ3の成分から成るセラミック被覆層を作製し
た。セラミック被覆層は偏平した粒子が積層した多孔質
は組織であった。
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで約
５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金粉末を溶射し、下地層を作製した。その後、大気中で
プラズマ溶射をプラズマ形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2、プ
ラズマ出力４５ｋＷで実施し、前記のＺｒＯ2−Ｙ2Ｏ3
−Ａｌ2Ｏ3の成分から成るセラミック被覆層を作製し
た。セラミック被覆層は偏平した粒子が積層した多孔質
は組織であった。
【００５１】このようにして作製した本発明のセラミッ
ク被覆燃焼器を用いて実施例７と同様の加熱保持有りの
熱サイクル試験を実施した。この場合、電気炉中での加
熱(１１３０，１ｈ)と電気炉外での冷却を繰り返す試験
で、ＴＢＣの損傷が生じるまでの回数が７５０回であっ
た。なお、比較の為に作製したＺrＯ2−８％Ｙ2Ｏ3をプ
ラズマ溶射で被覆した従来公知のＴＢＣを設けた燃焼器
では、１３０回でＴＢＣの損傷が生じた。従って、本発
明のセラミック被覆燃焼器では、約５.７倍の耐久性が
あることが明らかになった。
ク被覆燃焼器を用いて実施例７と同様の加熱保持有りの
熱サイクル試験を実施した。この場合、電気炉中での加
熱(１１３０，１ｈ)と電気炉外での冷却を繰り返す試験
で、ＴＢＣの損傷が生じるまでの回数が７５０回であっ
た。なお、比較の為に作製したＺrＯ2−８％Ｙ2Ｏ3をプ
ラズマ溶射で被覆した従来公知のＴＢＣを設けた燃焼器
では、１３０回でＴＢＣの損傷が生じた。従って、本発
明のセラミック被覆燃焼器では、約５.７倍の耐久性が
あることが明らかになった。
【００５２】〔実施例１０〕図３に示すＮｉ基耐熱合金
製(ＩＮ−７３８ＬＣ,Ｎｉ−１６％Ｃｒ−８％Ｃｏ−２
％Ｍｏ−２.５％Ｗ−３％Ｔｉ−１.７％Ｔａ−３.５％
Ａｌ ）ガスタービンシュラウドの燃焼ガスに曝される
面に、実施例４と同様に本発明のセラミック被覆層を設
けたセラミック被覆ガスタービンシュラウドを作製し
た。この場合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射
にてＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を設け、しかる後、Ｚｒ
Ｏ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０Ａｌ2Ｏ3 を原料として電子ビー
ム蒸着にて本発明のセラミックを形成した。下地層の厚
さは１５０μｍで、表面あらさがＲmax.１０μｍ、セラ
ミック層の厚さは３００μｍである。
製(ＩＮ−７３８ＬＣ,Ｎｉ−１６％Ｃｒ−８％Ｃｏ−２
％Ｍｏ−２.５％Ｗ−３％Ｔｉ−１.７％Ｔａ−３.５％
Ａｌ ）ガスタービンシュラウドの燃焼ガスに曝される
面に、実施例４と同様に本発明のセラミック被覆層を設
けたセラミック被覆ガスタービンシュラウドを作製し
た。この場合、下地層として減圧雰囲気中プラズマ溶射
にてＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を設け、しかる後、Ｚｒ
Ｏ2−８％Ｙ2Ｏ3−１０Ａｌ2Ｏ3 を原料として電子ビー
ム蒸着にて本発明のセラミックを形成した。下地層の厚
さは１５０μｍで、表面あらさがＲmax.１０μｍ、セラ
ミック層の厚さは３００μｍである。
【００５３】この場合、減圧雰囲気中溶射ではプラズマ
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで、
約５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金粉末を溶射し、しかる後、溶射膜の表面をショット
ピーニング処理することにより、下地層の表面あらさを
Ｒmax.１０μｍとした。その後、実施例１中の電子ビー
ム蒸着にて、到達真空度が１０~6Torrのチェンバーを用
い、１６ｋＷの電子ビームで前記蒸着原料を溶融させ、
５×１０~5Torrの真空中で、シュラウドを構成するメタ
ル温度９５０℃で本発明のセラミック層を作製した。セ
ラミック被覆層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長
した組織であった。
形成ガスがＡｒ−７％Ｈ2 でプラズマ出力５０ｋＷで、
約５０Torrの減圧雰囲気中で前記のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金粉末を溶射し、しかる後、溶射膜の表面をショット
ピーニング処理することにより、下地層の表面あらさを
Ｒmax.１０μｍとした。その後、実施例１中の電子ビー
ム蒸着にて、到達真空度が１０~6Torrのチェンバーを用
い、１６ｋＷの電子ビームで前記蒸着原料を溶融させ、
５×１０~5Torrの真空中で、シュラウドを構成するメタ
ル温度９５０℃で本発明のセラミック層を作製した。セ
ラミック被覆層は数μｍ幅の柱状組織が膜厚方向に成長
した組織であった。
【００５４】このようにして作製した本発明のセラミッ
ク被覆シュラウドを用いて、実施例７と同様の加熱保持
有りの熱サイクル試験（加熱条件，１１３０℃，１ｈ）
を実施した。試験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでの
回数は２７００回であった。なお、比較の為に作製した
ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3 を蒸着原料とした従来公知のセラ
ミック被覆層を設けたＴＢＣシュラウドでは、３５０回
でＴＢＣが損傷した。従って、本発明のセラミック被覆
シュラウドでは、約７.７ 倍の耐久性があることが明ら
かになった。
ク被覆シュラウドを用いて、実施例７と同様の加熱保持
有りの熱サイクル試験（加熱条件，１１３０℃，１ｈ）
を実施した。試験の結果、ＴＢＣの損傷が生じるまでの
回数は２７００回であった。なお、比較の為に作製した
ＺｒＯ2−８％Ｙ2Ｏ3 を蒸着原料とした従来公知のセラ
ミック被覆層を設けたＴＢＣシュラウドでは、３５０回
でＴＢＣが損傷した。従って、本発明のセラミック被覆
シュラウドでは、約７.７ 倍の耐久性があることが明ら
かになった。
【００５５】〔実施例１１〕図４は実施例７，９，１０
の方法によって作製した本発明のセラミック被覆静翼，
セラミック被覆燃焼器，セラミック被覆シュラウドを有
するガスタービンの断面図である。初段の静翼は図１に
示した構造で翼部２１，エンドウォール部２２を有した
ものである。本実施例による静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
孔がエンドウォール部から翼部を通して設けられてい
る。本実施例のセラミック被覆静翼は初段に最も優れて
いるが２段以降の後段静翼にも設けることができる。初
段のシュラウドは図３に示した構造で、燃焼ガスに曝さ
れる部分３１と冷却媒体で冷却される部分３２から成
る。本実施例のセラミック被覆シュラウドは初段に最も
優れているが、２段以降の後段シュラウドにも設けるこ
とができる。燃焼器は図２に示した構造で、燃焼器本体
４１にスリット冷却孔４２，スプリングシール４３を有
したものである。本実施例では、初段静翼に本発明のセ
ラミック被覆静翼，初段シュラウドに本発明のセラミッ
ク被覆シュラウド，燃焼器に本発明のセラミック被覆燃
焼器を用い、圧縮機の圧縮圧を１４.７ 、温度４００
℃、燃焼器による燃焼ガス温度を1450℃級とした。
の方法によって作製した本発明のセラミック被覆静翼，
セラミック被覆燃焼器，セラミック被覆シュラウドを有
するガスタービンの断面図である。初段の静翼は図１に
示した構造で翼部２１，エンドウォール部２２を有した
ものである。本実施例による静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
孔がエンドウォール部から翼部を通して設けられてい
る。本実施例のセラミック被覆静翼は初段に最も優れて
いるが２段以降の後段静翼にも設けることができる。初
段のシュラウドは図３に示した構造で、燃焼ガスに曝さ
れる部分３１と冷却媒体で冷却される部分３２から成
る。本実施例のセラミック被覆シュラウドは初段に最も
優れているが、２段以降の後段シュラウドにも設けるこ
とができる。燃焼器は図２に示した構造で、燃焼器本体
４１にスリット冷却孔４２，スプリングシール４３を有
したものである。本実施例では、初段静翼に本発明のセ
ラミック被覆静翼，初段シュラウドに本発明のセラミッ
ク被覆シュラウド，燃焼器に本発明のセラミック被覆燃
焼器を用い、圧縮機の圧縮圧を１４.７ 、温度４００
℃、燃焼器による燃焼ガス温度を1450℃級とした。
【００５６】
【発明の効果】本発明のセラミック被覆層においては、
高温で酸素イオン伝導性となるＺrＯ2系の安定化、或い
は部分安定化ＺｒＯ2 セラミックに絶縁物である化合物
を添加することにより、高温でのＺｒＯ2 セラミックの
酸素イオン伝導性が大幅に低減することができ、ＺｒＯ
2 系セラミック層と下地層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金
層との界面での酸化反応を大幅に低減できる。発電用の
ガスタービンでは、航空機用のエンジンに比べ高温での
連続運転時間が長いため、界面での酸化反応に伴うＭＣ
ｒＡｌＹ合金からのＡｌ2Ｏ3層の成長・厚膜化がセラミ
ック層のはく離の主原因となり、ＴＢＣの耐久性の低下
を招くか、本発明のセラミック被覆層においては、酸化
反応の低減により、界面でのＡｌ2Ｏ3層の成長・厚膜化
を大幅に抑制でき、ＴＢＣの耐久性の改善が達成でき
る。すなわち、セラミック被覆層が高温に長時間曝され
る発電用高温ガスタービン部品に用いた結果、その優れ
た耐久性によってセラミック被覆層のはく離等の損傷が
生じ難く、セラミック被覆層の本来の目的である遮熱効
果を十分維持でき、部品を構成する基材メタル温度の低
減により部品の信頼性が向上し、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た
め、ガスタービン部品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。
高温で酸素イオン伝導性となるＺrＯ2系の安定化、或い
は部分安定化ＺｒＯ2 セラミックに絶縁物である化合物
を添加することにより、高温でのＺｒＯ2 セラミックの
酸素イオン伝導性が大幅に低減することができ、ＺｒＯ
2 系セラミック層と下地層を構成するＭＣｒＡｌＹ合金
層との界面での酸化反応を大幅に低減できる。発電用の
ガスタービンでは、航空機用のエンジンに比べ高温での
連続運転時間が長いため、界面での酸化反応に伴うＭＣ
ｒＡｌＹ合金からのＡｌ2Ｏ3層の成長・厚膜化がセラミ
ック層のはく離の主原因となり、ＴＢＣの耐久性の低下
を招くか、本発明のセラミック被覆層においては、酸化
反応の低減により、界面でのＡｌ2Ｏ3層の成長・厚膜化
を大幅に抑制でき、ＴＢＣの耐久性の改善が達成でき
る。すなわち、セラミック被覆層が高温に長時間曝され
る発電用高温ガスタービン部品に用いた結果、その優れ
た耐久性によってセラミック被覆層のはく離等の損傷が
生じ難く、セラミック被覆層の本来の目的である遮熱効
果を十分維持でき、部品を構成する基材メタル温度の低
減により部品の信頼性が向上し、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た
め、ガスタービン部品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。
【図１】セラミック被覆タービン静翼の斜視図。
【図２】セラミック被覆タービン燃焼器の斜視図。
【図３】セラミック被覆タービンシュラウドの斜視図。
【図４】本実施例に係るガスタービンの全体構成図。
１…タービンブレード、２…タービンノズル、４…ター
ビンディスク、６…コンプレッサディスク、８…コンプ
レッサスタッキングボルト、９…コンプレッサスタブシ
ャフト、１０…タービンタブシャフト、１３…タービン
スタッキングボルト、１７…コンプレッサブレード、１
８…スペーサ、１９…ディスタントピース、２１…翼
部、２２…エンドウォール部、３１…燃焼ガスに曝され
るシュラウド面、３２…冷却空気で冷却されるシュラウ
ド面、４１…燃焼器本体、４２…スリット冷却孔、４３
…スプリングシール。
ビンディスク、６…コンプレッサディスク、８…コンプ
レッサスタッキングボルト、９…コンプレッサスタブシ
ャフト、１０…タービンタブシャフト、１３…タービン
スタッキングボルト、１７…コンプレッサブレード、１
８…スペーサ、１９…ディスタントピース、２１…翼
部、２２…エンドウォール部、３１…燃焼ガスに曝され
るシュラウド面、３２…冷却空気で冷却されるシュラウ
ド面、４１…燃焼器本体、４２…スリット冷却孔、４３
…スプリングシール。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 (56)参考文献 特開 平10−88368（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 28/00 C23C 14/08 F02C 7/00
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｎｉ又はＣｏを主成分とする耐熱合金と、 前記耐熱合金上に設けられる合金被覆層と、 該合金被覆層上に設けられた耐熱セラミック層と、を有
するセラミック層被覆ガスタービン用静翼であって、 該耐熱セラミック層は、部分安定化又は安定化ＺｒＯ2
系セラミックを有するイオン伝導性セラミックと、Ａｌ
2Ｏ3，ＳｉＯ2 ，ＡｌＮ、及びＳｉ3Ｏ4のうち少なくと
も何れかを有する絶縁性セラミックと、を有することを
特徴とするセラミック被覆ガスタービン用静翼。 - 【請求項２】 前記合金被覆層と前記耐熱セラミック層と
の間に設けられたＡｌ2Ｏ3層を有することを特徴とする
請求項１記載のセラミック被覆ガスタービン用静翼。 - 【請求項３】 前記絶縁性セラミックの含有割合が５〜５
０重量％である請求項１又は２記載のセラミック被覆ガ
スタービン用静翼。 - 【請求項４】 前記イオン伝導性セラミックと絶縁性セラ
ミックとの混合体が、偏平粒子の積層した多孔質組織の
セラミックである請求項１又は２記載のセラミック被覆
ガスタービン用静翼。 - 【請求項５】 前記イオン伝導性セラミックと絶縁性セラ
ミックとの混合体が、膜厚方向に成長した柱状結晶組織
を有するセラミックであることを特徴とする請求項１又
は２記載のセラミック被覆ガスタービン用静翼。 - 【請求項６】 前記イオン伝導性セラミックは前記部分安
定化又は安定化ＺｒＯ2 を主成分とし、Ｙ2Ｏ3，Ｃａ
Ｏ，ＣｅＯ2 ，Ｓｃ2Ｏ3及びＭｇＯの少なくとも一種を
合計量で５〜２０重量％有する請求項１又は２記載のセ
ラミック被覆ガスタービン用静翼。 - 【請求項７】 Ｎｉ又はＣｏを主成分とする耐熱合金と、 前記耐熱合金上に設けられる合金被覆層と、 該合金被覆層上に設けられた耐熱セラミック層と、を有
するセラミック層被覆ガスタービン用燃焼器であって、 該耐熱セラミック層は、部分安定化又は安定化ＺｒＯ2
系セラミックを有するイオン伝導性セラミックと、Ａｌ
2Ｏ3，ＳｉＯ2 ，ＡｌＮ、及びＳｉ3Ｏ4のうち少なくと
も何れかを有する絶縁性セラミックと、を有することを
特徴とするセラミック被覆ガスタービン用燃焼器。 - 【請求項８】 Ｎｉ又はＣｏを主成分とする耐熱合金と、 前記耐熱合金上に設けられる合金被覆層と、 該合金被覆層上に設けられた耐熱セラミック層と、を有
するセラミック層被覆ガスタービン用シュラウドであっ
て、 該耐熱セラミック層は、部分安定化又は安定化ＺｒＯ2
系セラミックを有するイオン伝導性セラミックと、Ａｌ
2Ｏ3，ＳｉＯ2 ，ＡｌＮ、及びＳｉ3Ｏ4のうち少なくと
も何れかを有する絶縁性セラミックと、を有することを
特徴とするセラミック被覆ガスタービン用シュラウド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26403496A JP3307242B2 (ja) | 1996-10-04 | 1996-10-04 | セラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスタービン |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26403496A JP3307242B2 (ja) | 1996-10-04 | 1996-10-04 | セラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスタービン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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ID=17397636
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|---|---|---|---|
| JP26403496A Expired - Lifetime JP3307242B2 (ja) | 1996-10-04 | 1996-10-04 | セラミック被覆耐熱部材とその用途及びガスタービン |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3307242B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| US6231998B1 (en) * | 1999-05-04 | 2001-05-15 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Thermal barrier coating |
| FR2897748B1 (fr) * | 2006-02-20 | 2008-05-16 | Snecma Services Sa | Procede de depot de barriere thermique par torche plasma |
| JP2009035784A (ja) | 2007-08-02 | 2009-02-19 | Kobe Steel Ltd | 酸化物皮膜、酸化物皮膜被覆材および酸化物皮膜の形成方法 |
| JP5297267B2 (ja) * | 2009-05-28 | 2013-09-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 切削工具用または成型用金型用の耐摩耗性に優れる酸化物皮膜被覆材 |
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1996
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