JP3764567B2

JP3764567B2 - Turbine blade and method for manufacturing the same

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Publication number: JP3764567B2
Application number: JP26050097A
Authority: JP
Inventors: 潔今井; 浩喜山本; 武久日野
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1997-09-25
Filing date: 1997-09-25
Publication date: 2006-04-12
Anticipated expiration: 2017-09-25
Also published as: JPH1193688A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、タービン翼を冷却するために冷却蒸気を通す冷却孔について、蒸気による酸化環境が厳しい冷却孔表面に連続した酸化皮膜を形成して酸化抵抗が優れるタービン翼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の火力発電プラントは、高熱効率化、高出力が求められているために、ガスタービンプラントに蒸気タービンプラントを組み合わせたコンバインドサイクル発電プラントが主流を占めるようになりつつある。このなかでも、ガスタービンプラントは、蒸気タービンプラントに較べ起動運転時間を短くでき、また排ガス（廃熱）が蒸気タービンプラントの蒸気の発生源として熱回収できる等からして重要な役割を果たしている。
【０００３】
しかし、ガスタービンプラントは、もともとカルノーサイクルを基礎に改良を加えてブレイトンサイクルとして発展させたものであり、このブレイトンサイクルの属性として駆動ガスの入熱（ガスタービン入口燃焼ガス温度）が高いほど高出力化ができるようになっている。このため、ガスタービンプラントの高温化を図るためには、ガスタービン構成部品として耐熱性を有する材料が要求される。そこで、ガスタービン構成部品のうち特に耐熱性が求められる動翼、静翼では中空構造とし、その内部をコンプレッサーから抽気した高圧空気を流通させることにより冷却する、いわゆる空冷を併用することが一般的である。しかし、この空冷方式を併用しても、従来から使用されているニッケル基超合金等は耐熱材料としての役割を果たす事が限界になりつつある。
【０００４】
そこで、近年はこのコンバインドサイクル発電プラントで使用するガスタービンでは、中空構造とした動翼、静翼の内部、すなわち冷却孔を熱伝達率に優れる水蒸気を流通させて冷却する、蒸気冷却の採用が試みられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、蒸気冷却の場合には、冷却媒体である蒸気が空気に比較して冷却能力は高いものの、空気を大きく上回る酸化力を有している。従って、冷却孔表面はこの蒸気に曝されることから、これまでの空気冷却時では予想し得なかった酸化による劣化が生じる。
【０００６】
この冷却孔表面に生じる蒸気酸化が原因となる劣化としては、大きく２つの現象がある。
【０００７】
第一の現象は、厚い酸化物の生成により冷却孔の閉塞が生じることである。
【０００８】
一般的に、ガスタービン用Ｎｉ基超合金は、Ｎｉ（ニッケル）をベースに各種添加元素を加えることにより、高温強度、長時間の組織安定性および耐高温酸化性等の所望の特性を得ている。各種添加元素のうち耐高温酸化性に有効な元素は、Ｃｒ（クロム）およびＡｌ（アルミニウム）である。これらの元素は酸素との親和力が大きく他の合金元素よりも選択的に酸化し、合金表面に連続した酸化物皮膜を生成する特性を有する。また、これらの元素の酸化物皮膜が極めて緻密であり、保護皮膜として機能するため、優れた耐高温酸化性を有する。ところが、ＣｒおよびＡｌの添加量は、耐高温酸化性以外の他の所望特性をも満足するような最適値を選定しなければならず、これらの元素が保護皮膜を生成するか否かは、温度、雰囲気の酸素分圧および合金中の拡散係数の関数で記述される限界添加量を上回る必要がある。
【０００９】
しかし、近年の高温強度を重視した合金において、特にＣｒは連続した保護皮膜を生成する限界添加量を上回る充分な量は確保されず、また他の酸化物との複合酸化物となるのみであるため耐高温酸化元素として機能していない。
【００１０】
一方Ａｌは、高温強度を重視した合金では添加量を増す方向にあるために、Ａｌを含む合金は、Ａｌ酸化物の保護皮膜を生成する能力を潜在的に有している。しかし、このＡｌ保護皮膜を生成するためのＡｌ必要添加量は温度の関数でもあるので、同じ合金であってもある温度を境としてより高温では保護皮膜が生成するものの、より低温では内部酸化物となってしまう。内部酸化物が生成される場合には、合金を被覆して酸化環境からの保護性を失ってしまう。また、この限界温度以下では、Ａｌが保護皮膜を生成しないので、基材のＮｉが急速に酸化する現象が観察されるようになる。従って、Ａｌ保護皮膜が生成する高温の場合の酸化量に比較して、Ａｌ保護皮膜が生成しない低温の方が、他のＮｉなどの元素が酸化して、酸化量が格段に多いという逆転現象がみられる。
【００１１】
ガスタービンの動翼などにおいて、動翼の冷却孔表面の金属表面温度は、温度７００℃前後という低温に設定され、Ａｌの保護皮膜生成条件を満たしていないため、Ｎｉの急速な酸化が生じる環境となっている。Ｎｉの酸化によって、体積増加を伴う厚い酸化物層が生成して、冷却孔の断面積を減少させてしまう。さらに、生成酸化物の剥離片が冷却通路の流速変化部に堆積し、最終的には通路を閉塞させてしまう危険がある。
【００１２】
冷却孔表面に生じる蒸気酸化が原因となる劣化として、第二の現象は、以上述べたＡｌの内部酸化の問題である。
【００１３】
冷却孔表面温度が７００℃前後という低温に設定され、Ａｌの保護皮膜生成条件を満たさないため、Ａｌは内部酸化物を生成する。この場合の内部酸化物の形状は、合金表面に対し直角方向の櫛の歯形状であり、このような形状のＡｌ酸化物は、合金内部からのＡｌの供給速度に比較して合金内の酸素の供給速度が大きいことが原因となっている。このような櫛の歯形状の内部酸化物の生成は、金属材料にとって応力集中源となり、特に疲労特性を低下させる原因となる。また、Ａｌの連続した酸化皮膜を生成することができないために、効果的な保護皮膜を得ることができない。
【００１４】
以上述べた冷却孔表面における、蒸気酸化を適用したことに起因する酸化劣化を防止するためには、冷却孔表面温度においてＡｌの連続酸化皮膜を生成する条件を達成させる必要がある。そのため、冷却孔表面のみＡｌ濃度を高くするための各種表面処理が実施されている。この表面処理としては、溶融Ａｌ拡散浸透法、Ａｌパック法または化学蒸着法：chemical vapor Deposition （ＣＶＤ法）が提案されあるいは実施されている。しかしながら、これらの手法は、いずれも冷却孔表面に硬くまた靭性と延性とに乏しい高Ａｌ表面層を形成する方法であり、材料の機械的特性を低下させてしまう。さらに、既往の翼製造工程に表面処理工程を新たに加えることから、製造コストの上昇をも招くものである。
【００１５】
本発明は、このような背景に基づいて成されたものであり、タービン翼の冷却孔表面に、Ａｌの連続酸化皮膜を生成させる条件として熱処理時の雰囲気の酸素条件を設定することにより、厚い酸化物層が生成されることによる冷却孔の閉塞を防止し、またＡｌの内部酸化を防止し、特に疲労特性などの機械的特性を低下させることなく、冷却蒸気による過酷な酸化劣化に充分耐え得るタービン翼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１６】
また、タービン翼の冷却孔表面のみＡｌ濃度を高くするための各種表面処理を施すことにより製造プロセスの追加、もしくは製造プロセスの大幅な変更を含まないタービン翼の製造工程を確立することにより、製造コストを低減させ、かつ酸化劣化に充分耐え得るタービン翼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載のタービン翼の製造方法は、Ａｌを含む耐熱超合金材料を用いて構成されたタービン翼の冷却孔表面に酸化皮膜を形成するタービン翼の製造方法であって、熱処理時の雰囲気の酸素条件をタービン翼の冷却孔表面に連続したαアルミナ酸化物保護皮膜を生成させる条件に設定することを特徴とする。
【００１８】
本発明において、熱処理時の雰囲気の酸素条件を規定しているが、タービン翼の冷却孔表面にαアルミナ酸化物保護皮膜を生成させるには、耐熱超合金材料中のＡｌ濃度と熱処理時温度とを設定する必要がある。しかし、これら２つの条件のみによりαアルミナ酸化物保護皮膜を形成させることは難しく、耐熱超合金材料中に含まれる酸化され易い元素のＮｉおよびＣｏが酸化物皮膜としてタービン翼の冷却孔表面に生成してしまう。タービン翼の冷却孔は、本来径が非常に小さいものであり、冷却孔表面に体積の大きいＮｉおよびＣｏの酸化物が形成されてしまうと、蒸気が通過するための十分な冷却孔の径を得ることができない。また、ＮｉおよびＣｏなどの酸化物は耐熱超合金と比較すると熱伝導率が低いために、冷却効率が低下してしまう。そこで、本発明により熱処理時における雰囲気の酸素量を調節することにより、Ａｌのみを酸化させ冷却孔表面に緻密なαアルミナ酸化物保護皮膜を形成させることが可能であり、このαアルミナ酸化物保護皮膜により過酷な蒸気環境下においても機械的特性を損なうことのないタービン翼を得ることが可能である。
【００１９】
請求項２記載のタービン翼の製造方法は、請求項１記載のタービン翼の製造方法において、熱処理時の雰囲気の酸素条件を設定するために、酸素分圧を、熱処理温度におけるニッケル酸化物の平衡解離酸素分圧以下とすることを特徴とする。
【００２０】
本発明において、ニッケル酸化物の平衡解離酸素分圧以下とすることにより、タービン翼の冷却孔表面にニッケル酸化物が生成されるのを防止することが可能である。また、冷却孔表面に不要なニッケル酸化物が生成されないことから、冷却孔の径を十分確保することが可能である。
【００２１】
請求項３記載のタービン翼の製造方法は、請求項１記載のタービン翼の製造方法において、熱処理時の雰囲気の酸素条件を設定するために、真空度を、溶体化処理時は８×１０^−５Ｔｏｒｒ以下、１段時効処理時は８×１０^−７Ｔｏｒｒ以下、また２段時効処理時は８×１０^−８Ｔｏｒｒ以下とすることを特徴とする。
【００２２】
本発明において、真空度を、溶体化処理時、１段時効処理時および２段時効処理時において規定しているが、これは各処理時において温度条件も異なり、また、合金材料中に含有されるＡｌの濃度についても変化しているためである。従って、本発明において、熱処理時における真空度を規定することにより、タービン翼の冷却孔表面に緻密なαアルミナ酸化物保護皮膜を形成することが可能である。
【００２３】
請求項４記載のタービン翼の製造方法は、請求項１記載のタービン翼の製造方法において、熱処理時に金属からなる酸素吸着体を用いることを特徴とする。
【００２４】
本発明において、有効な真空度を得るために酸素との親和力が大きく、蒸気圧が小さい金属を用いることが望ましい。このような金属を用いることにより、所望の真空度を実現することが可能である。
【００２５】
請求項５記載のタービン翼の製造方法は、請求項４記載のタービン翼の製造方法において、金属からなる酸素吸着体が、Ｔｉ粉末、Ｓｉ粉末あるいはＨｆ粉末であることを特徴とする。
【００２６】
本発明において、金属からなる酸素吸着体としてＴｉが好適であり、ＳｉやＨｆを用いることによっても同様の効果を得られる。また、上記各元素の粉末を用いることにより表面積が拡張するため、固体の場合よりも粉末の方が酸素吸着体として好適である。なおＨｆは、高価な元素であるために、工業的には酸素吸着体として常用されていないが、Ｔｉと同様の効果を有する元素である。従って本発明によれば、これらの金属粉末を用いることにより、所定の真空度を得ることが可能である。
【００２７】
請求項６記載のタービン翼は、請求項１〜５記載のタービン翼の製造方法により製造されたタービン翼において、タービン翼の冷却孔表面に連続した緻密なαアルミナ酸化物保護皮膜を均一に生成させたことを特徴とする。
【００２８】
本発明において、熱処理時の酸素条件を調節することにより、Ａｌの酸化物が島状（コーム状）に形成されることなく、冷却孔表面に連続したαアルミナ酸化物保護皮膜を形成させることが可能である。
【００２９】
請求項７記載のタービン翼は、請求項６記載のタービン翼において、冷却孔表面に生成させるαアルミナ酸化物保護皮膜は、耐熱超合金材料中に含有されたＡｌを材料としていることを特徴とする。
【００３０】
本発明において、熱処理時の酸素条件を設定することにより、改めてコーティング作業を施す必要なく、連続した緻密なαアルミナ酸化物保護皮膜を形成することが可能である。従って本発明によれば、酸化物皮膜を形成させるために製造工程を追加することなく、従来よりも経済的な製造工程を得ることが可能である。
【００３１】
請求項８記載のタービン翼は、請求項６記載のタービン翼において、タービン翼を形成する耐熱合金が一方向凝固合金であることを特徴とする。
【００３２】
本発明において、タービン翼の耐熱合金として一方向凝固合金を用いているが、タービン翼は、高温強度および軽量性を有する必要があるために、これらの特性を満足させる一方向凝固合金を用いることが望ましい。
【００３３】
請求項９記載のタービン翼は、請求項６記載のタービン翼において、タービン翼を形成する耐熱合金が単結晶合金であることを特徴とする。
【００３４】
本発明において、タービン翼の耐熱合金として単結晶合金を用いているが、単結晶合金は、一方向凝固合金よりも製造コストは高いが、高温強度が優れている。従って、本発明において単結晶合金を用いることにより、さらに性能に優れたタービン翼を得ることが可能である。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るタービン翼の製造方法の実施形態について、表１〜３を参照して説明する。
【００３６】
本実施形態では、試験片の作製に先立ち、表１に示す化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金５種（実施例１〜５）およびＮｉ基単結晶超合金１２種（実施例６〜１７）の丸棒を数本づつ、各々のマスターインゴットにより作製した。
【００３７】
【表１】

【００３８】
次に、表１に記載の組成を有する合金の各棒材を、Ｔｉ粉末を添加した釜に入れ、熱処理を施して試験片を得た。熱処理は、溶体化処理、第１段時効処理および第２段時効処理の順番により行い、熱処理条件として、溶体化処理は温度１３００℃で３時間、第１段時効処理は温度１１００℃で４時間および第２段時効処理は温度９８０℃で２４時間の溶体化処理を施した。また、熱処理時における真空度として、表２および表３に示す真空度を用い、表２における真空度で熱処理を施す場合を実施例１〜１７とし、表３における真空度で熱処理を施した場合を比較例１〜１７とした。
【００３９】
以下において、本実施形態で用いた具体的な化学組成および真空度について、実施例１〜１７および比較例１〜１７を用いて具体的に説明する。なお実施例１〜１７においては、真空度を溶体化処理では８×１０^−５Torr以下、第１段時効処理では８×１０^−７Torr以下、および第２段時効処理では８×１０^−８Torr以下とした。
【００４０】
実施例１
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：１０％、Ｃｒ：９％、Ｗ：１２％、Ｎｂ：１％、Ａｌ：５％、Ｔｉ：２％、Ｈｆ：１．５％、Ｂ：０．０１５％、Ｚｒ：０．１％、Ｃ：０．１４％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００４１】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００４２】
実施例２
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：９．４％、Ｃｒ：８．３％、Ｍｏ：０．５％、Ｗ：９．３％、Ｔａ：３．２％、Ａｌ：５．７％、Ｔｉ：０．７％、Ｈｆ：１．４％、Ｂ：０．０１７％、Ｚｒ：０．０２％、Ｃ：０．０７％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００４３】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では５×１０^−６Torr、および第２段時効処理では５×１０^−８Torrとした。
【００４４】
実施例３
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：９．２％、Ｃｒ：６．７％、Ｍｏ：０．５％、Ｗ：８．５％、Ｔａ：３．２％、Ｒｅ：２．９％、Ａｌ：５．７％、Ｔｉ：０．７％、Ｈｆ：１．４％、Ｂ：０．０１５％、Ｚｒ：０．００６％、Ｃ：０．０７１％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００４５】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では７×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００４６】
実施例４
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：９．５％、Ｃｒ：８．４％、Ｍｏ：０．５％、Ｗ：９．５％、Ｔａ：３％、Ａｌ：５．５％、Ｔｉ：０．８％、Ｂ：０．０１７％、Ｚｒ：０．０２％、Ｃ：０．０８％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００４７】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では８×１０^−５Torr、第１段時効処理では２×１０^−６Torr、および第２段時効処理では７×１０^−８Torrとした。
【００４８】
実施例５
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：１２％、Ｃｒ：６．８％、Ｍｏ：１．５％、Ｗ：４．９％、Ｔａ：６．４％、Ｎｂ：２．８％、Ｒｅ：２．８％、Ａｌ：６．２％、Ｔｉ：０％、Ｂ：０．０１５％、Ｚｒ：０．０２％、Ｃ：０．１２％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００４９】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では４×１０^−８Torrとした。
【００５０】
実施例６
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：５％、Ｃｒ：１０％、Ｍｏ：０％、Ｗ：４％、Ｔａ：１２％、Ａｌ：５％、Ｔｉ：１．５％、Ｂ：０．００３％、Ｚｒ：０．００８％、Ｃ：０．００６％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００５１】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では５×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００５２】
実施例７
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：１０％、Ｃｒ：５％、Ｍｏ：２％、Ｗ：６％、Ｔａ：９％、Ｒｅ：３％、Ａｌ：５．６％、Ｈｆ：０．１％、Ｂ：０．００３％、Ｚｒ：０．００８％、Ｃ：０．００６％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００５３】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では７×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００５４】
実施例８
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：５％、Ｃｒ：８％、Ｍｏ：０．６％、Ｗ：８％、Ｔａ：６％、Ａｌ：５．６％、Ｔｉ：１％、Ｂ：０．００１％、Ｚｒ：０．００２％、Ｃ：０．００１％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００５５】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では５×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では７×１０^−８Torrとした。
【００５６】
実施例９
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：５％、Ｃｒ：８％、Ｍｏ：０．６％、Ｗ：８％、Ｔａ：６％、Ａｌ：５．６％、Ｔｉ：１％、Ｈｆ：０．１％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００５７】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では４×１０^−５Torr、第１段時効処理では７×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００５８】
実施例１０
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：９％、Ｃｒ：６．５％、Ｍｏ：０．６％、Ｗ：６％、Ｔａ：６．５％、Ｒｅ：３％、Ａｌ：５．６％、Ｔｉ：１％、Ｈｆ：０．１％、Ｂ：０．００２％、Ｚｒ：０．００１％、Ｃ：０．００１％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００５９】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では５×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では４×１０^−８Torrとした。
【００６０】
実施例１１
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：５％、Ｃｒ：１０％、Ｍｏ：３％、Ｔａ：２％、Ａｌ：４．８％、Ｔｉ：４．７％、Ｈｆ：０．１％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００６１】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では８×１０^−６Torr、および第２段時効処理では４×１０^−８Torrとした。
【００６２】
実施例１２
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：３％、Ｃｒ：２％、Ｍｏ：０．４％、Ｗ：５％、Ｔａ：８％、Ｎｂ：０．１％、Ｒｅ：６％、Ａｌ：５．７％、Ｔｉ：０．２％、Ｈｆ：０．０３％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００６３】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では３×１０^−６Torr、および第２段時効処理では５×１０^−８Torrとした。
【００６４】
実施例１３
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：７％、Ｃｒ：１３％、Ｍｏ：０．５％、Ｗ：５％、Ｔａ：５％、Ｎｂ：０．１％、Ａｌ：３．６％、Ｔｉ：４．２％、Ｈｆ：０．０４％、Ｂ：０．００２％、Ｚｒ：０．００１％、Ｃ：０．００２％を含み、残部あＮｉである化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００６５】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では８×１０^−５Torr、第１段時効処理では４×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００６６】
実施例１４
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：７．５％、Ｃｒ：９．３％、Ｍｏ：１．５％、Ｗ：６％、Ｔａ：４％、Ｎｂ：０．５％、Ａｌ：３．７％を含み、残部がＮｉである化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００６７】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では７×１０^−８Torrとした。
【００６８】
実施例１５
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：７．５％、Ｃｒ：９．８％、Ｍｏ：１．５％、Ｗ：６％、Ｔａ：４．８％、Ｎｂ：０．５％、Ａｌ：４．２％、Ｔｉ：４．２％、Ｈｆ：０．１５％、Ｂ：０．００４％、Ｃ：０．０５％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００６９】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では５×１０^−６Torr、および第２段時効処理では６×１０^−８Torrとした。
【００７０】
実施例１６
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：７．５％、Ｃｒ：７％、Ｍｏ：１．５％、Ｗ：５％、Ｔａ：６．５％、Ｒｅ：３％、Ａｌ：６．２％、Ｈｆ：０．１５％、Ｙ：０．０１％、Ｂ：０．００４％、Ｃ：０．０５％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００７１】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では４×１０^−５Torr、第１段時効処理では６×１０^−６Torr、および第２段時効処理では７×１０^−８Torrとした。
【００７２】
実施例１７
本実施例では、重量％で、Ｃｏ：１３％、Ｃｒ：４．２％、Ｍｏ：１．４％、Ｗ：６％、Ｔａ：７．２％、Ｒｅ：５．４％、Ａｌ：５．８％、Ｈｆ：０．１５％、Ｙ：０．０１％、Ｂ：０．００４％、Ｃ：０．０５％を含み、残部がＮｉという化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００７３】
また、本実施例では、真空度を溶体化処理では６×１０^−５Torr、第１段時効処理では７×１０^−６Torr、および第２段時効処理では４×１０^−８Torrとした。
【００７４】
このようにして得られた各試験片について、電子顕微鏡による観察測定結果、暴露試験結果および引張圧縮低サイクル疲労試験結果を表２に示す。
【００７５】
【表２】

【００７６】
表２に示すように、電子顕微鏡による観察測定は、得られた合金の丸棒試験片の端部を切断して、熱処理後の表面において生成している外層酸化物中のαアルミナ層の厚さ、Ｎｉ酸化物の厚さおよび内部酸化物の厚さを電子顕微鏡により観察し測定を行った。
【００７７】
また、各々の試験片の１／２の本数に対し、水蒸気中９５０℃の温度で１００００時間の暴露試験を実施し、その後同様に外層酸化物中のαアルミナ層の厚さ、Ｎｉ酸化物の厚さおよび内部酸化物の厚さを電子顕微鏡により観察し測定を行った。
【００７８】
その上で、９５０℃の温度で引張圧縮低サイクル疲労試験を実施し、疲労限界を求めた。これを水蒸気暴露材の疲労限界と呼ぶ。一方、各々の試験片の水蒸気暴露に供さなかった残部を、同様に９５０℃の温度で引張圧縮低サイクル疲労試験を実施し疲労限界を求めた。これを非暴露材の疲労限界と呼び、非暴露材の疲労限界に対する水蒸気暴露材の疲労限界の比を求め、これを疲労限界比として表２に示す。
【００７９】
比較例としては、実施例と同様に、表１に示す化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金５種（比較例１〜５）、Ｎｉ基単結晶超合金１２種（比較例６〜１７）の丸棒材に対し、表３に示す真空度において熱処理を施した。
【００８０】
その後、同様に熱処理後の表面の酸化皮膜観察、水蒸気中９５０℃の温度で１００００時間の暴露試験と酸化皮膜観察、並びに水蒸気暴露材の疲労限界を求めた。また、非暴露材も同様に疲労限界を求め、非暴露材の疲労限界に対する水蒸気暴露材の疲労限界の比を求め、これを疲労限界比として表３に示す。
【００８１】
【表３】

【００８２】
比較例１
本比較例では、実施例１と同様の化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００８３】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では１×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−６Torrとした。
【００８４】
比較例２
本比較例では、実施例２と同様の化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００８５】
また、真空度を溶体化処理では１×１０^−４Torr、第１段時効処理では１×１０^−５Torr、および第２段時効処理では５×１０^−６Torrとした。
【００８６】
比較例３
本比較例では、実施例３と同様の化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００８７】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−７Torrとした。
【００８８】
比較例４
本比較例では、実施例４と同様の化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００８９】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では３×１０^−５Torr、および第２段時効処理では７×１０^−７Torrとした。
【００９０】
比較例５
本比較例では、実施例５と同様の化学組成を有するＮｉ基一方向凝固合金を用いた。
【００９１】
また、真空度を溶体化処理では１×１０^−４Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では４×１０^−６Torrとした。
【００９２】
比較例６
本比較例では、実施例６と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００９３】
また、真空度を溶体化処理では７×１０^−５Torr、第１段時効処理では３×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−６Torrとした。
【００９４】
比較例７
本比較例では、実施例７と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００９５】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−６Torrとした。
【００９６】
比較例８
本比較例では、実施例８と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００９７】
また、真空度を溶体化処理では２×１０^−４Torr、第１段時効処理では１×１０^−５Torr、および第２段時効処理では７×１０^−６Torrとした。
【００９８】
比較例９
本比較例では、実施例９と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００９９】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−７Torrとした。
【０１００】
比較例１０
本比較例では、実施例１０と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１０１】
また、真空度を溶体化処理では２×１０^−４Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では４×１０^−７Torrとした。
【０１０２】
比較例１１
本比較例では、実施例１１と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１０３】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では１×１０^−５Torr、および第２段時効処理では４×１０^−６Torrとした。
【０１０４】
比較例１２
本比較例では、実施例１２と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１０５】
また、真空度を溶体化処理では１×１０^−５Torr、第１段時効処理では３×１０^−５Torr、および第２段時効処理では５×１０^−６Torrとした。
【０１０６】
比較例１３
本比較例では、実施例１３と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１０７】
また、真空度を溶体化処理では９×１０^−５Torr、第１段時効処理では４×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−７Torrとした。
【０１０８】
比較例１４
本比較例では、実施例１４と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１０９】
また、真空度を溶体化処理では１×１０^−４Torr、第１段時効処理では２×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−６Torrとした。
【０１１０】
比較例１５
本比較例では、実施例１５と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１１１】
また、真空度を溶体化処理では１×１０^−４Torr、第１段時効処理では５×１０^−５Torr、および第２段時効処理では６×１０^−７Torrとした。
【０１１２】
比較例１６
本比較例では、実施例１６と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１１３】
また、真空度を溶体化処理では２×１０^−４Torr、第１段時効処理では４×１０^−５Torr、および第２段時効処理では７×１０^−６Torrとした。
【０１１４】
比較例１７
本比較例では、実施例１７と同様の化学組成を有するＮｉ基単結晶合金を用いた。
【０１１５】
また、真空度を溶体化処理では２×１０^−４Torr、第１段時効処理では３×１０^−５Torr、および第２段時効処理では４×１０^−６Torrとした。
【０１１６】
比較例で示したように、低真空度下で処理を施した一方向凝固合金および単結晶合金は、表３に示すように酸化抵抗向上に寄与せず基材の消耗となるＮｉ酸化物が生成するものの、保護皮膜として機能するαアルミナ酸化物保護皮膜を生成していない。それに加え、機械的特性に悪影響を及ぼす内部酸化層が、１４〜１６μｍの深さに渡って生成している。
【０１１７】
このようなαアルミナ酸化物保護皮膜が存在していないＮｉ基超合金を、水蒸気中９５０℃の温度で１００００時間に渡って暴露することにより、水蒸気による著しい酸化現象が見られる。すなわち、酸化抵抗向上に寄与しないＮｉ酸化物層が３倍以上の６〜９μｍの厚さに成長し基材の消耗が進行するのに加え、有害な内部酸化層も３７〜４２μｍの深さにまで成長してしまっている。このような水蒸気による著しい酸化、特に内部酸化層の成長によって疲労特性が極端に低下し、疲労限界比、すなわち非暴露材の疲労限界に対する水蒸気暴露材の疲労限界の比は、０．２〜０．３にまで低下してしまっている。
【０１１８】
それに対し、表２に示した本発明に係わる真空度において溶体化時効処理を施した一方向凝固合金、単結晶合金は、いずれも保護性が極めて優れるαアルミナ酸化物保護皮膜層が１．３〜１．９μｍの厚さで生成している。さらに、雰囲気の酸素分圧が、所定温度におけるＮｉ酸化物の平衡解離圧以下としていることから、基材自身の消耗であるＮｉ酸化物の生成はもとより、機械的特性に悪影響を及ぼす内部酸化層の生成も見られない。
【０１１９】
このように、本発明に係わる熱処理を施した一方向凝固合金および単結晶合金は、水蒸気中９５０℃の温度で１００００時間の暴露によっても、αアルミナ保護皮膜が生成しているため、基材の消耗であるＮｉの酸化や、機械的特性に悪影響を及ぼす内部酸化層は全く生成していない。特に、疲労特性に影響する内部酸化が生じないことから、非暴露材および水蒸気暴露材の疲労限界は等しく、非暴露材の疲労限界に対する水蒸気暴露材の疲労限界の比、すなわち疲労限界比はいずれも１となり、機械的特性が維持されていることが明らかとなった。
【０１２０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係るタービン翼およびその製造方法によれば、タービン翼の冷却孔表面の水蒸気酸化による基材の酸化消耗と内部酸化に起因する機械的特性の劣化を防止し、かつ既往のタービン翼製造工程に表面処理工程を新たに加えることなく経済的に、冷却孔表面に保護性が高く緻密なαアルミナ酸化物保護皮膜を形成させることが可能である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a turbine blade that has excellent oxidation resistance by forming a continuous oxide film on the surface of a cooling hole where the oxidation environment by the steam is severe with respect to a cooling hole through which cooling steam is passed to cool the turbine blade, and a method for manufacturing the same. is there.
[0002]
[Prior art]
Since recent thermal power plants are required to have high thermal efficiency and high output, a combined cycle power plant in which a steam turbine plant is combined with a gas turbine plant is becoming the mainstream. Among these, the gas turbine plant plays an important role because it can shorten the start-up operation time compared to the steam turbine plant, and the exhaust gas (waste heat) can recover heat as a steam generation source of the steam turbine plant. .
[0003]
However, the gas turbine plant was originally developed as a Brayton cycle with improvements based on the Carnot cycle. As an attribute of this Brayton cycle, the higher the heat input of the drive gas (gas turbine inlet combustion gas temperature), the higher the gas turbine plant. Output can be made. For this reason, in order to increase the temperature of the gas turbine plant, a material having heat resistance is required as a gas turbine component. Therefore, it is common to use so-called air cooling that uses a hollow structure for moving blades and stationary blades that require particularly high heat resistance among gas turbine components, and cools the inside by circulating high-pressure air extracted from a compressor. It is. However, even if this air-cooling method is used in combination, the nickel-base superalloys and the like that have been used conventionally are becoming limited in their role as heat-resistant materials.
[0004]
Therefore, in recent years, gas turbines used in this combined cycle power plant have adopted the use of steam cooling, in which the interior of the rotor blades and stationary blades having a hollow structure, that is, the cooling holes are circulated and cooled with steam having an excellent heat transfer coefficient. Has been tried.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the case of steam cooling, although steam as a cooling medium has a higher cooling capacity than air, it has an oxidizing power that greatly exceeds that of air. Therefore, since the surface of the cooling hole is exposed to this vapor, deterioration due to oxidation, which could not be expected during the conventional air cooling, occurs.
[0006]
There are two main phenomena as degradation caused by the steam oxidation generated on the surface of the cooling hole.
[0007]
The first phenomenon is that the cooling holes are blocked by the formation of thick oxide.
[0008]
In general, Ni-base superalloys for gas turbines obtain desired characteristics such as high-temperature strength, long-term structural stability, and high-temperature oxidation resistance by adding various additive elements based on Ni (nickel). Yes. Among various additive elements, elements effective for high-temperature oxidation resistance are Cr (chromium) and Al (aluminum). These elements have a characteristic that they have a high affinity with oxygen and are selectively oxidized as compared with other alloy elements to form a continuous oxide film on the alloy surface. In addition, the oxide film of these elements is extremely dense and functions as a protective film, and therefore has excellent high-temperature oxidation resistance. However, the addition amount of Cr and Al must be selected to an optimum value that satisfies other desired characteristics other than high-temperature oxidation resistance, and whether these elements produce a protective film. It is necessary to exceed the limit addition amount described as a function of temperature, oxygen partial pressure of the atmosphere, and diffusion coefficient in the alloy.
[0009]
However, in an alloy that emphasizes high-temperature strength in recent years, in particular, Cr does not ensure a sufficient amount exceeding the limit addition amount that forms a continuous protective film, and only becomes a composite oxide with other oxides. Therefore, it does not function as a high temperature resistant oxidation element.
[0010]
On the other hand, since Al tends to increase the amount of addition in an alloy that emphasizes high-temperature strength, an alloy containing Al has the potential to form a protective film of Al oxide. However, since the necessary amount of Al added to produce this Al protective film is also a function of temperature, even if the same alloy is used, a protective film is formed at a higher temperature at a certain temperature, but at a lower temperature, an internal oxide is formed. End up. If an internal oxide is produced, the alloy is coated and loses protection from the oxidizing environment. Further, below this limit temperature, since Al does not form a protective film, a phenomenon in which Ni of the base material is rapidly oxidized is observed. Therefore, compared to the amount of oxidation at the high temperature at which the Al protective coating is generated, the reverse phenomenon is that the lower the temperature at which the Al protective coating is not generated, the other elements such as Ni are oxidized, and the amount of oxidation is much higher. Is seen.
[0011]
In a moving blade of a gas turbine or the like, the metal surface temperature of the cooling hole surface of the moving blade is set to a low temperature of around 700 ° C., and does not satisfy the conditions for forming an Al protective film. It has become. The oxidation of Ni produces a thick oxide layer with increased volume, reducing the cross-sectional area of the cooling holes. Furthermore, there is a risk that the exfoliation pieces of the generated oxide accumulate on the flow velocity changing portion of the cooling passage and eventually block the passage.
[0012]
As deterioration caused by steam oxidation generated on the surface of the cooling hole, the second phenomenon is the above-described problem of internal oxidation of Al.
[0013]
Since the surface temperature of the cooling hole is set to a low temperature of around 700 ° C. and does not satisfy the Al protective film generation conditions, Al generates an internal oxide. The shape of the internal oxide in this case is a comb-teeth shape perpendicular to the alloy surface, and the Al oxide having such a shape has a higher oxygen content in the alloy than the supply rate of Al from the inside of the alloy. This is because of the high supply speed. The generation of the comb-shaped internal oxide is a stress concentration source for the metal material, and in particular causes a deterioration in fatigue characteristics. In addition, since a continuous oxide film of Al cannot be generated, an effective protective film cannot be obtained.
[0014]
In order to prevent the oxidative deterioration due to the application of steam oxidation on the cooling hole surface described above, it is necessary to achieve the conditions for generating an Al continuous oxide film at the cooling hole surface temperature. Therefore, various surface treatments for increasing the Al concentration only on the surface of the cooling hole are performed. As the surface treatment, a molten Al diffusion penetration method, an Al pack method, or a chemical vapor deposition (CVD method) has been proposed or implemented. However, any of these methods is a method of forming a high Al surface layer that is hard on the surface of the cooling hole and has poor toughness and ductility, and degrades the mechanical properties of the material. Furthermore, a new surface treatment process is added to the existing blade manufacturing process, resulting in an increase in manufacturing cost.
[0015]
The present invention was made based on such a background, and by setting the oxygen condition of the atmosphere during heat treatment as a condition for generating a continuous oxide film of Al on the cooling hole surface of the turbine blade, the present invention is thick. Prevents clogging of cooling holes due to the formation of an oxide layer, prevents internal oxidation of Al, and withstands severe oxidative deterioration caused by cooling steam without deteriorating mechanical properties such as fatigue properties. It is an object of the present invention to provide a turbine blade to be obtained and a manufacturing method thereof.
[0016]
In addition, the manufacturing process of the turbine blade that does not include the addition of the manufacturing process or the significant change of the manufacturing process by applying various surface treatments to increase the Al concentration only on the cooling hole surface of the turbine blade An object of the present invention is to provide a turbine blade capable of reducing cost and sufficiently withstanding oxidative degradation, and a method for manufacturing the same.
[0017]
[Means for Solving the Problems]
The turbine blade manufacturing method according to claim 1 is a turbine blade manufacturing method in which an oxide film is formed on a cooling hole surface of a turbine blade configured using a heat-resistant superalloy material containing Al, and an atmosphere during heat treatment. The oxygen condition is set to a condition for forming a continuous α-alumina oxide protective film on the cooling hole surface of the turbine blade.
[0018]
In the present invention, the oxygen conditions of the atmosphere during the heat treatment are defined. In order to form the α-alumina oxide protective film on the cooling hole surface of the turbine blade, the Al concentration in the heat-resistant superalloy material, the temperature during the heat treatment, Need to be set. However, it is difficult to form an α-alumina oxide protective film only by these two conditions, and Ni and Co, which are easily oxidized in the heat-resistant superalloy material, are formed as oxide films on the surface of the cooling hole of the turbine blade. Resulting in. The cooling holes of the turbine blades are inherently very small in diameter, and if a large volume of Ni and Co oxides are formed on the surface of the cooling holes, the cooling hole diameter is sufficient to allow steam to pass through. Can't get. Moreover, since the oxides such as Ni and Co have lower thermal conductivity than the heat-resistant superalloy, the cooling efficiency is lowered. Therefore, by adjusting the amount of oxygen in the atmosphere during the heat treatment according to the present invention, it is possible to oxidize only Al and form a dense α-alumina oxide protective film on the cooling hole surface. With the coating, it is possible to obtain a turbine blade that does not impair mechanical properties even in a severe steam environment.
[0019]
The turbine blade manufacturing method according to claim 2 is the turbine blade manufacturing method according to claim 1, wherein the oxygen partial pressure is set to an equilibrium of nickel oxide at the heat treatment temperature in order to set the oxygen condition of the atmosphere during the heat treatment. The dissociated oxygen partial pressure or lower is used.
[0020]
In the present invention, it is possible to prevent nickel oxide from being generated on the surface of the cooling hole of the turbine blade by making the pressure equal to or lower than the equilibrium dissociated oxygen partial pressure of nickel oxide. In addition, since unnecessary nickel oxide is not generated on the surface of the cooling hole, it is possible to ensure a sufficient diameter of the cooling hole.
[0021]
The method for manufacturing a turbine blade according to claim 3 is the method for manufacturing a turbine blade according to claim 1, wherein the degree of vacuum is set to 8 × 10 8 during solution treatment in order to set the oxygen condition of the atmosphere during heat treatment.^-5Less than Torr, 8 × 10 for 1-stage aging treatment^-7Less than Torr, and 8 × 10 for two-stage aging treatment^-8It is characterized by being less than or equal to Torr.
[0022]
In the present invention, the degree of vacuum is defined at the time of solution treatment, at the time of one-stage aging treatment, and at the time of two-stage aging treatment, but this also has different temperature conditions at each treatment and is contained in the alloy material. This is because the Al concentration also changes. Therefore, in the present invention, by defining the degree of vacuum during the heat treatment, it is possible to form a dense α-alumina oxide protective film on the surface of the cooling hole of the turbine blade.
[0023]
A turbine blade manufacturing method according to a fourth aspect is characterized in that, in the turbine blade manufacturing method according to the first aspect, an oxygen adsorbent made of metal is used during heat treatment.
[0024]
In the present invention, in order to obtain an effective degree of vacuum, it is desirable to use a metal having a large affinity with oxygen and a low vapor pressure. By using such a metal, it is possible to achieve a desired degree of vacuum.
[0025]
The turbine blade manufacturing method according to claim 5 is the turbine blade manufacturing method according to claim 4, wherein the oxygen adsorbent made of metal is Ti powder, Si powder, or Hf powder.
[0026]
In the present invention, Ti is suitable as the oxygen adsorbent made of metal, and the same effect can be obtained by using Si or Hf. In addition, since the surface area is expanded by using the powder of each of the above elements, the powder is more preferable as the oxygen adsorbent than the solid. Since Hf is an expensive element, it is not commonly used industrially as an oxygen adsorbent, but is an element having the same effect as Ti. Therefore, according to the present invention, it is possible to obtain a predetermined degree of vacuum by using these metal powders.
[0027]
The turbine blade according to claim 6 is a turbine blade manufactured by the method for manufacturing a turbine blade according to claims 1 to 5, and a dense α-alumina oxide protective coating continuous on the surface of the cooling hole of the turbine blade is uniformly generated. It was made to be characterized.
[0028]
In the present invention, by adjusting the oxygen condition during the heat treatment, a continuous α-alumina oxide protective film can be formed on the surface of the cooling hole without forming an Al oxide in an island shape (comb shape). Is possible.
[0029]
The turbine blade according to claim 7 is the turbine blade according to claim 6, wherein the α-alumina oxide protective coating formed on the surface of the cooling hole is made of Al contained in the heat-resistant superalloy material. To do.
[0030]
In the present invention, by setting the oxygen conditions during the heat treatment, it is possible to form a continuous dense α-alumina oxide protective film without the need to perform another coating operation. Therefore, according to this invention, it is possible to obtain a more economical manufacturing process than before, without adding a manufacturing process in order to form an oxide film.
[0031]
The turbine blade according to claim 8 is the turbine blade according to claim 6, wherein the heat-resistant alloy forming the turbine blade is a unidirectionally solidified alloy.
[0032]
In the present invention, a unidirectionally solidified alloy is used as a heat-resistant alloy for the turbine blade. However, since the turbine blade needs to have high-temperature strength and light weight, a unidirectionally solidified alloy that satisfies these characteristics should be used. Is desirable.
[0033]
A turbine blade according to claim 9 is the turbine blade according to claim 6, wherein the heat-resistant alloy forming the turbine blade is a single crystal alloy.
[0034]
In the present invention, a single crystal alloy is used as the heat-resistant alloy for the turbine blade. The single crystal alloy is higher in manufacturing cost than the unidirectionally solidified alloy, but has high temperature strength. Therefore, by using a single crystal alloy in the present invention, it is possible to obtain a turbine blade having further excellent performance.
[0035]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of a method for manufacturing a turbine blade according to the present invention will be described with reference to Tables 1 to 3.
[0036]
In this embodiment, prior to the preparation of the test piece, five types of Ni-based unidirectionally solidified alloys (Examples 1 to 5) and 12 types of Ni-based single crystal superalloys (Examples 6 to 17) having the chemical composition shown in Table 1 were used. Several round bars were prepared with each master ingot.
[0037]
[Table 1]

[0038]
Next, each bar material of the alloy having the composition shown in Table 1 was put in a kettle to which Ti powder was added and subjected to heat treatment to obtain a test piece. The heat treatment is performed in the order of solution treatment, first-stage aging treatment, and second-stage aging treatment. As heat treatment conditions, solution treatment is performed at a temperature of 1300 ° C. for 3 hours, and first-stage aging treatment is performed at a temperature of 1100 ° C. for 4 hours. The second-stage aging treatment was a solution treatment at a temperature of 980 ° C. for 24 hours. Further, as the degree of vacuum at the time of heat treatment, when the degree of vacuum shown in Table 2 and Table 3 is used, heat treatment is performed at the degree of vacuum in Table 2 as Examples 1 to 17, and when heat treatment is performed at the degree of vacuum in Table 3 To Comparative Examples 1-17.
[0039]
Hereinafter, the specific chemical composition and the degree of vacuum used in the present embodiment will be specifically described using Examples 1 to 17 and Comparative Examples 1 to 17. In Examples 1 to 17, the degree of vacuum is 8 × 10 in the solution treatment.^-5Less than Torr, 8 × 10 in the first stage aging treatment^-7Less than Torr and 8 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr or less.
[0040]
Example 1
In this example, Co: 10%, Cr: 9%, W: 12%, Nb: 1%, Al: 5%, Ti: 2%, Hf: 1.5%, B: 0.0% by weight. A Ni-based unidirectionally solidified alloy containing 015%, Zr: 0.1%, C: 0.14%, with the balance being a chemical composition of Ni was used.
[0041]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0042]
Example 2
In this example, Co: 9.4%, Cr: 8.3%, Mo: 0.5%, W: 9.3%, Ta: 3.2%, Al: 5.7% by weight. , Ti: 0.7%, Hf: 1.4%, B: 0.017%, Zr: 0.02%, C: 0.07%, and Ni-based unidirectional with the balance being Ni A solidified alloy was used.
[0043]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 5 × 10 for first stage aging treatment^-6Torr and 5 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0044]
Example 3
In this example, Co: 9.2%, Cr: 6.7%, Mo: 0.5%, W: 8.5%, Ta: 3.2%, Re: 2.9% by weight%. , Al: 5.7%, Ti: 0.7%, Hf: 1.4%, B: 0.015%, Zr: 0.006%, C: 0.071%, the balance being Ni A Ni-based unidirectionally solidified alloy having a composition was used.
[0045]
In this example, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 7 × 10 in the first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0046]
Example 4
In this example, by weight, Co: 9.5%, Cr: 8.4%, Mo: 0.5%, W: 9.5%, Ta: 3%, Al: 5.5%, Ti Ni-based unidirectionally solidified alloy having a chemical composition of Ni containing 0.8%, B: 0.017%, Zr: 0.02%, C: 0.08% and the balance being Ni.
[0047]
In this example, the degree of vacuum is 8 × 10 8 in the solution treatment.^-5Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-6Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-8Torr.
[0048]
Example 5
In this example, by weight, Co: 12%, Cr: 6.8%, Mo: 1.5%, W: 4.9%, Ta: 6.4%, Nb: 2.8%, Re : Ni containing 2.8%, Al: 6.2%, Ti: 0%, B: 0.015%, Zr: 0.02%, C: 0.12%, with the balance being the chemical composition of Ni A base unidirectionally solidified alloy was used.
[0049]
In this example, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0050]
Example 6
In this example, Co: 5%, Cr: 10%, Mo: 0%, W: 4%, Ta: 12%, Al: 5%, Ti: 1.5%, B: 0.0% by weight. A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 003%, Zr: 0.008%, C: 0.006% and the balance being Ni was used.
[0051]
In this example, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 5 × 10 for first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0052]
Example 7
In this example, Co: 10%, Cr: 5%, Mo: 2%, W: 6%, Ta: 9%, Re: 3%, Al: 5.6%, Hf: 0.00% by weight. A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 1%, B: 0.003%, Zr: 0.008%, C: 0.006% and the balance being Ni was used.
[0053]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 7 × 10 in the first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0054]
Example 8
In this example, by weight, Co: 5%, Cr: 8%, Mo: 0.6%, W: 8%, Ta: 6%, Al: 5.6%, Ti: 1%, B: A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 0.001%, Zr: 0.002%, C: 0.001% and the balance being Ni was used.
[0055]
In this example, the degree of vacuum is 5 × 10 5 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-8Torr.
[0056]
Example 9
In this example, by weight, Co: 5%, Cr: 8%, Mo: 0.6%, W: 8%, Ta: 6%, Al: 5.6%, Ti: 1%, Hf: A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 0.1% and the balance being Ni was used.
[0057]
In this example, the degree of vacuum is 4 × 10 4 in the solution treatment.^-5Torr, 7 × 10 in the first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0058]
Example 10
In this example, Co: 9%, Cr: 6.5%, Mo: 0.6%, W: 6%, Ta: 6.5%, Re: 3%, Al: 5.6% by weight. , Ti: 1%, Hf: 0.1%, B: 0.002%, Zr: 0.001%, C: 0.001%, the balance being Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of Ni Was used.
[0059]
In this example, the degree of vacuum is 5 × 10 5 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0060]
Example 11
In this example, Co: 5%, Cr: 10%, Mo: 3%, Ta: 2%, Al: 4.8%, Ti: 4.7%, Hf: 0.1% by weight%. In addition, a Ni-based single crystal alloy having a chemical composition with the balance being Ni was used.
[0061]
In this example, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 8x10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0062]
Example 12
In this example, by weight, Co: 3%, Cr: 2%, Mo: 0.4%, W: 5%, Ta: 8%, Nb: 0.1%, Re: 6%, Al: A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 5.7%, Ti: 0.2%, Hf: 0.03% and the balance being Ni was used.
[0063]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 3 × 10 for first stage aging treatment^-6Torr and 5 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0064]
Example 13
In this example, Co: 7%, Cr: 13%, Mo: 0.5%, W: 5%, Ta: 5%, Nb: 0.1%, Al: 3.6% by weight%. Ni-based single crystal having a chemical composition containing Ti: 4.2%, Hf: 0.04%, B: 0.002%, Zr: 0.001%, C: 0.002% and the balance being Ni An alloy was used.
[0065]
In this example, the degree of vacuum is 8 × 10 8 in the solution treatment.^-5Torr, 4 × 10 for first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0066]
Example 14
In this example, by weight, Co: 7.5%, Cr: 9.3%, Mo: 1.5%, W: 6%, Ta: 4%, Nb: 0.5%, Al: 3 A Ni-based single crystal alloy having a chemical composition containing 0.7% and the balance being Ni was used.
[0067]
In this example, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-8Torr.
[0068]
Example 15
In this example, by weight, Co: 7.5%, Cr: 9.8%, Mo: 1.5%, W: 6%, Ta: 4.8%, Nb: 0.5%, Al Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of 4.2%, Ti: 4.2%, Hf: 0.15%, B: 0.004%, C: 0.05%, the balance being Ni Using.
[0069]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 5 × 10 for first stage aging treatment^-66x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-8Torr.
[0070]
Example 16
In this example, by weight, Co: 7.5%, Cr: 7%, Mo: 1.5%, W: 5%, Ta: 6.5%, Re: 3%, Al: 6.2 Ni-based single crystal alloy having a chemical composition of Ni, Hf: 0.15%, Y: 0.01%, B: 0.004%, C: 0.05%, and the balance being Ni.
[0071]
In this example, the degree of vacuum is 4 × 10 4 in the solution treatment.^-5Torr, 6 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-8Torr.
[0072]
Example 17
In this example, by weight, Co: 13%, Cr: 4.2%, Mo: 1.4%, W: 6%, Ta: 7.2%, Re: 5.4%, Al: 5 .8%, Hf: 0.15%, Y: 0.01%, B: 0.004%, C: 0.05%, and a Ni-based single crystal alloy having the chemical composition of Ni as the balance was used. .
[0073]
In this example, the degree of vacuum is 6 × 10 6 in the solution treatment.^-5Torr, 7 × 10 in the first stage aging treatment^-6Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-8Torr.
[0074]
Table 2 shows the observation measurement results, exposure test results, and tensile / compression low cycle fatigue test results of the test pieces thus obtained.
[0075]
[Table 2]

[0076]
As shown in Table 2, the thickness of the α-alumina layer in the outer layer oxide formed on the surface after heat treatment by cutting the end of the round bar test piece of the obtained alloy was measured with an electron microscope. Then, the thickness of the Ni oxide and the thickness of the internal oxide were observed and measured with an electron microscope.
[0077]
In addition, an exposure test for 10000 hours at a temperature of 950 ° C. was performed on half the number of each test piece, and thereafter the thickness of the α-alumina layer in the outer layer oxide, the Ni oxide The thickness and the thickness of the internal oxide were observed and measured with an electron microscope.
[0078]
After that, a tensile compression low cycle fatigue test was performed at a temperature of 950 ° C. to determine the fatigue limit. This is called the fatigue limit of the water vapor exposed material. On the other hand, the remainder of each test piece that was not subjected to water vapor exposure was similarly subjected to a tensile compression low cycle fatigue test at a temperature of 950 ° C. to determine the fatigue limit. This is called the fatigue limit of the non-exposed material, and the ratio of the fatigue limit of the water vapor exposed material to the fatigue limit of the non-exposed material was determined, and this is shown in Table 2 as the fatigue limit ratio.
[0079]
As comparative examples, like the examples, 5 types of Ni-based unidirectionally solidified alloys having the chemical composition shown in Table 1 (Comparative Examples 1 to 5) and 12 types of Ni-based single crystal superalloys (Comparative Examples 6 to 17) The round bar material was subjected to heat treatment at a degree of vacuum shown in Table 3.
[0080]
Thereafter, similarly, the oxide film was observed on the surface after the heat treatment, the exposure test and the oxide film were observed at a temperature of 950 ° C. for 10,000 hours, and the fatigue limit of the water vapor exposed material was determined. Similarly, the fatigue limit of the non-exposed material is obtained, and the ratio of the fatigue limit of the water vapor exposed material to the fatigue limit of the non-exposed material is obtained, and this is shown in Table 3 as the fatigue limit ratio.
[0081]
[Table 3]

[0082]
Comparative Example 1
In this comparative example, a Ni-based unidirectionally solidified alloy having the same chemical composition as in Example 1 was used.
[0083]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 1 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-6Torr.
[0084]
Comparative Example 2
In this comparative example, a Ni-based unidirectionally solidified alloy having the same chemical composition as in Example 2 was used.
[0085]
Moreover, the vacuum degree is 1 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 1 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 5 × 10 for second stage aging treatment^-6Torr.
[0086]
Comparative Example 3
In this comparative example, a Ni-based unidirectionally solidified alloy having the same chemical composition as in Example 3 was used.
[0087]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-7Torr.
[0088]
Comparative Example 4
In this comparative example, a Ni-based unidirectionally solidified alloy having the same chemical composition as in Example 4 was used.
[0089]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 3 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-7Torr.
[0090]
Comparative Example 5
In this comparative example, a Ni-based unidirectionally solidified alloy having the same chemical composition as in Example 5 was used.
[0091]
Moreover, the vacuum degree is 1 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-6Torr.
[0092]
Comparative Example 6
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 6 was used.
[0093]
In addition, the degree of vacuum is 7 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 3 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-6Torr.
[0094]
Comparative Example 7
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 7 was used.
[0095]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-6Torr.
[0096]
Comparative Example 8
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 8 was used.
[0097]
Moreover, the vacuum degree is 2 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 1 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-6Torr.
[0098]
Comparative Example 9
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 9 was used.
[0099]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-7Torr.
[0100]
Comparative Example 10
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 10 was used.
[0101]
Moreover, the vacuum degree is 2 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-7Torr.
[0102]
Comparative Example 11
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 11 was used.
[0103]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 1 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-6Torr.
[0104]
Comparative Example 12
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 12 was used.
[0105]
Moreover, the vacuum degree is 1 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 3 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 5 × 10 for second stage aging treatment^-6Torr.
[0106]
Comparative Example 13
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 13 was used.
[0107]
Further, the vacuum degree is 9 × 10 in the solution treatment.^-5Torr, 4 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-7Torr.
[0108]
Comparative Example 14
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 14 was used.
[0109]
Moreover, the vacuum degree is 1 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 2 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-6Torr.
[0110]
Comparative Example 15
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 15 was used.
[0111]
Moreover, the vacuum degree is 1 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 5 × 10 for first stage aging treatment^-56x10 for Torr and 2nd stage aging treatment^-7Torr.
[0112]
Comparative Example 16
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 16 was used.
[0113]
Moreover, the vacuum degree is 2 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 4 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 7 × 10 for the second stage aging treatment^-6Torr.
[0114]
Comparative Example 17
In this comparative example, a Ni-based single crystal alloy having the same chemical composition as in Example 17 was used.
[0115]
Moreover, the vacuum degree is 2 × 10 in the solution treatment.^-4Torr, 3 × 10 for first stage aging treatment^-5Torr and 4 × 10 for second stage aging treatment^-6Torr.
[0116]
As shown in the comparative example, the unidirectionally solidified alloy and the single crystal alloy that were processed under a low vacuum degree, as shown in Table 3, Ni oxide that does not contribute to the improvement of oxidation resistance and consumes the base material Although it produces | generates, the alpha alumina oxide protective film which functions as a protective film is not produced | generated. In addition, an internal oxide layer that adversely affects the mechanical properties is produced over a depth of 14-16 μm.
[0117]
By exposing such a Ni-base superalloy without an α-alumina oxide protective coating in steam at a temperature of 950 ° C. for 10,000 hours, a remarkable oxidation phenomenon due to steam is observed. That is, the Ni oxide layer that does not contribute to the improvement of oxidation resistance grows to a thickness of 6 to 9 μm, which is more than three times, and the consumption of the substrate proceeds, and the harmful internal oxide layer also has a depth of 37 to 42 μm. Has grown up to. Such remarkable oxidation by water vapor, especially the growth of the internal oxide layer, significantly reduces the fatigue characteristics. .3 has dropped to 3.
[0118]
On the other hand, the unidirectionally solidified alloy and the single crystal alloy that have undergone solution aging treatment in the degree of vacuum according to the present invention shown in Table 2 both have an α-alumina oxide protective coating layer that is extremely excellent in protective properties. It is produced in a thickness of ˜1.9 μm. Further, since the oxygen partial pressure in the atmosphere is equal to or lower than the equilibrium dissociation pressure of Ni oxide at a predetermined temperature, an internal oxide layer that adversely affects mechanical properties as well as generation of Ni oxide, which is a consumption of the substrate itself. The generation of is also not seen.
[0119]
As described above, the unidirectionally solidified alloy and the single crystal alloy subjected to the heat treatment according to the present invention produced an α-alumina protective film even after exposure for 10000 hours at a temperature of 950 ° C. in water vapor. No oxidation of Ni, which is a consumption, or an internal oxide layer that adversely affects mechanical properties is generated. In particular, since internal oxidation that affects fatigue characteristics does not occur, the fatigue limit of unexposed material and water vapor exposed material is equal, and the ratio of the fatigue limit of water vapor exposed material to the fatigue limit of unexposed material, that is, the fatigue limit ratio It became clear that the mechanical characteristics were maintained.
[0120]
【The invention's effect】
As described above, according to the turbine blade and the manufacturing method thereof according to the present invention, the deterioration of the mechanical properties due to the oxidation consumption of the base material due to the steam oxidation of the cooling hole surface of the turbine blade and the internal oxidation is prevented, In addition, it is possible to form a dense α-alumina oxide protective film with high protection on the surface of the cooling hole economically without adding a new surface treatment process to the existing turbine blade manufacturing process.

Claims

A turbine blade manufacturing method for forming an oxide film on a cooling blade surface of a turbine blade composed of a heat-resistant superalloy material containing Al, wherein oxygen conditions in an atmosphere during heat treatment are continuously applied to the turbine blade cooling hole surface. A method for producing a turbine blade, characterized in that the conditions are set so as to generate a protective film for an α-alumina oxide.

2. The turbine blade manufacturing method according to claim 1, wherein the oxygen partial pressure is set equal to or lower than the equilibrium dissociated oxygen partial pressure of nickel oxide at the heat treatment temperature in order to set the oxygen condition of the atmosphere during the heat treatment. A method for manufacturing a turbine blade.

2. The turbine blade manufacturing method according to claim 1, wherein the degree of vacuum is set to 8 × 10 ⁻⁵ Torr or less at the time of solution treatment and 8 × at the time of one-stage aging treatment in order to set the oxygen condition of the atmosphere during heat treatment. A method for producing a turbine blade, characterized in that it is 10 ⁻⁷ Torr or less, and 8 × 10 ⁻⁸ Torr or less during the two-stage aging treatment.

2. The method for manufacturing a turbine blade according to claim 1, wherein an oxygen adsorbent made of metal is used during heat treatment.

5. The method of manufacturing a turbine blade according to claim 4, wherein the oxygen adsorbent made of metal is Ti powder, Si powder, or Hf powder.

6. A turbine blade manufactured by the method for manufacturing a turbine blade according to claim 1, wherein a continuous dense α-alumina oxide protective film is uniformly formed on a cooling hole surface of the turbine blade. .

The turbine blade according to claim 6, wherein the α-alumina oxide protective film formed on the surface of the cooling hole is made of Al contained in the heat-resistant superalloy material.

The turbine blade according to claim 6, wherein the heat-resistant alloy forming the turbine blade is a unidirectionally solidified alloy.

The turbine blade according to claim 6, wherein the heat-resistant alloy forming the turbine blade is a single crystal alloy.