JPH01237306A - ガスタービン用シュラウド及びガスタービン - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、新規なガスタービン用シュラウドとそれを用
いたガスタービンに係り、特に結晶粒度を細かくするこ
とにより、延性、耐熱疲労性が改善された、鉄基耐熱合
金を用いたガスタービン用シュラウドとそれを用いたガ
スタービン及びシュラウドの製造法に関する。

〔従来の技術〕

ガスタービン用シュラウドは個々のセグメントを機械的
に連結したもので、一般に個々のセグメントを精密鋳造
によって製造された鉄基耐熱鋳造合金が使用され、その
部材はガスタービンの起動・停止に伴う急激な加熱・冷
却の繰返しを受ける。

この時化ずる熱応力によって、シュラウドセグメントの
燃焼ガスが直接当る通路面にクラックが発生する。従来
この種の材料として特公昭６１〜５３４２３号公報に記
載のように５ＵＳ３１０１や特定の合金成分を含む改良
された合金を用いることが開示されている。しかし、こ
の公報にはシュラウドについてマクロ組織及び結晶粒の
大きさ等に関する記載は一切なく、また示唆もない。

〔発明が解決しようとする課題〕

従来、ガスタービン用シュラウドは前述の如く精密鋳造
によって製造される。しかし、単に精密鋳造されている
からといって鋳物の結晶粒は大きく、前述の如く急熱急
冷のくり返しを受けることによって亀裂が発生し、耐熱
疲労性が低いという問題があった。

本発明の目的は耐熱疲労性を改善したガスタービン用シ
ュラウドとそれを用いたガスタービン及び前記シュラウ
ドの製造法を提供するにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、高温ガスによって回転するタービン動翼の翼
先端に間隙を有して設置され、摺動するセグメント状の
ガスタービン用シュラウドにおいて、該シュラウドは少
なくとも前記動翼との摺動部が摺動面表面より内部方向
に順次チル晶及び柱状晶を有する耐熱鋳造合金によって
構成されていることを特徴とするガスタービン用シュラ
ウドにある。

本発明に係る耐熱鋳造合金は重量で、Ｃ０，１〜０．５
％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２０−３５％、
Ｎｉ１８〜４０％及び残部Ｆｅからなる基本組成、又は
これにＴｉ０．５％以下。

Ｎｂ０．５％以下、Ｚｒ０．５％以下、希土類元素０．
５％以下、Ｙ０．５％以下、Ｃａ０．５％以下、Ｍｇ０
．５　　％以下、Ａｆ１０．５％以下の少なくとも１種
の特殊元素を含み、更に前記基本組成又は特殊元素を含
む合金にＣｏ２０％以下。

Ｍ０１０％以下及びＷ１０％以下の少なくとも１種を含
むものが好ましい。特に、基本組成にＮｂ及びＴｉを含
む共晶炭化物を有する鋳物からなるものが好ましい、こ
れらの成分について以下説明する。

Ｃ：Ｃは耐熱疲労性と高温強度を向上する上で非常に重
要な役割を示す。強度の低下と、σ相の析出を押え、粒
界にフィルム状の炭化物が連続して析出するのを防ぐに
は０．１％以上が好ましい。

また、Ｃの含有率が高いとセル粒界の脆い共晶炭化物量
及び二次炭化物量の増加による熱疲労性の低下を防止す
るには０．５％以下が好ましい。Ｃは０．２５〜０．５
％が最も好ましい。

Ｃｒ：シュラウド材の高温腐食による粒界侵食を抑制す
るにはＣｒは２０％以上がよく、また高温で使用中に炭
化物の過剰析出、およびσ相の析出による脆化の面から
３５％以下が好ましい。この内でも２５〜３０％が最も
適している。

Ｎｉ：Ｎｉは基地をオーステナイトにし、高温強度を向
上させる値、組織を安定化しσ相の析出を防止するが、
そのためには２０％以上とするのが好ましい。またＮｉ
は高温耐食性の上からも多い方が良い。しかし多量にな
ると共晶炭化物量の増加による耐熱疲労性の低下を防止
するにはＮｉの含有率は２０〜４０％が好ましく、特に
、２５〜３５％が適している。

Ｔ　ｘ　＋　Ｎ　ｂ　＋　Ｚ　ｒ　：これらの元素は、
各々単独の場合はＺｒＣ，ＴｉＣ，ＮｂＣ，Ｎｂ、Ｔｉ
。

Ｚｒを複合添加した場合は（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ）Ｃの如
＜ＭＣ型の炭化物を形成する。その量からして析出強化
はあまり期待できないが、析出強化に効果の大きい二次
Ｃｒ炭化物の析出及び成長を適当に抑え、長時間にわた
り高温強度の低下を抑制する。また、粒界へのＣｒ炭化
物の連続析出も抑制する。これらの元素が少ないと効果
は小さく、好ましくは０．１％以上であり、また多くな
るとこれらのＭＣ炭化物の増加による二次Ｃｒ炭化物が
減少し高温強度の低下を防止するには０．５％以下が好
ましい。アトミックレシオ（ＡｔｏｍｉｃＲａｔｉｏ　
）でＭ／Ｃ（ＭはＭＣ型炭化物を作る金属元素の和）は
０．２〜０．３が最も好ましい。Ｔｉが０．１〜０．５
％、Ｎｂが０．１〜０．３％、Ｚｒ０．１〜０．３％が
好ましい。

Ｃａ、　Ｍｇ、Ａｎ、ｙ、希土類元素：これらの元素は
、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの働きを助けるために添加するもの
で、少ないと効果がなく、多くなると鋳造割れを生じる
ので配合量で０．１〜１％、特に０．１〜０．５％とす
るのが好ましく、含有量でも０．００５〜０．５％が好
ましい。

Ｗ、　Ｍ　ｏ　：　Ｗ＋　Ｍ　ｏは基地の固溶強化を目
的として添加されるものであり、添加量が多いほど高温
強度が向上する。しかしＷとＭｏの合計量が多すぎると
共晶炭化物の多量の晶出による耐熱疲労性が低下する。

これを防止するには１０％以下が好ましい。

Ｃｏ：Ｃｏは基地を強化させるための固溶強化を目的と
して添加するものであるが、２０％を超えてもその割り
には効果が小さい。ＣＯは５〜２０％が適当である。

８ｉ及びＭｎは脱酸剤として有効なもので、各各２％以
下含有させるのが好ましい。

本発明のガスタービン用シュラウドはタービン動翼との
摺動面が３万時間の使用に実質的に耐える強度と延性を
有する耐熱鋳造合金によって構成される。耐熱鋳造合金
は室温の引張強さ４０ｋｇ／ｍｍ２以上、伸び５％以上
、７６０℃引張強さ２０ｋｇ／ｌｌｌｌ１１２以上、伸
び５％以上、８７１℃、５．５ｋｇ／ｌｌ１ｍ２クリー
プ破断時間が１０時間以上有するものである。

本発明は、タービンスタブシャフトと、該シャフトにタ
ービンスタツキンクボルトによって互いにスペーサを介
して連結された複数個のタービンディスクと、該ディス
クに植込まれたタービン動翼と、該動翼先端に対して間
隙を有して設置され、互いに摺動するシュラウドと、前
記ボルトによって前記ディスクに連結されたディスタン
トピースと、該ディスタントピースにコンプレッサスタ
ッキングボルトによって連結された複数個のコンプレッ
サディスクと、該ディスクに植込まれたコンプレツサブ
レードと、前記コンプレッサディスクの初段に一体に形
成されたコンプレッサスタブシャフトを備えたガスター
ビンにおいて、少なくとも前記タービンディスクは４５
０℃で１０’時間クリープ破断強度が５０　ｋｇ　／　
ｍｍ２以上及び５００℃で１０８時間加熱後の２５°Ｃ
ｖノツチシャルピー衝撃値が５ｋｇ−ｍ７０１１１２以
上である全焼戻マルテンサイト組織を有するマルテンサ
イト鋼よりなり、前記動翼は燃焼ガス後流側で長翼であ
り、前記シュラウドは少なくとも前記摺動面より内部方
向に形成された柱状晶を有する耐熱鋳造合金によって構
成されていることを特徴とする。

また、前記タービンスタッキングボルト、ディスタント
ピース、タービンスペーサ、コンプレッサディスクの少
なくとも最終段から中心部まで、コンプレッサスタッキ
ングボルトの少なくとも１つをマルテンサイト鋼によっ
て構成することができる。

本発明に係るマルテンサイト鋼としてタービンディスク
は重量で、Ｃ０，０５〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、
Ｍ　ｎ　０．６％以下、Ｃｒ８〜１３％。

Ｍ　ｏ　１　、５〜３％、Ｎｉ２〜３％以下、Ｖ０．０
５〜０．３％、Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が
０．０２〜０．２％及びＮ０．０２〜０．１％を含み、
特に好ましくは前記（Ｍ　ｎ　／　Ｎ　ｉ　）比が０．
１１　以下とし、残部が実質的にＦｅからなる耐熱鋼か
らなり、更に好ましい組成として重量で、Ｃ０，０７〜
０．１５％、Ｓｉ０．０１〜０．１％。

Ｍｎ０．１〜０．４％、Ｃｒ１ｌ−１２，５％、Ｎｉ２
．２〜３．０％、Ｍｏ１．８〜２．５％、Ｎｂ及びＴａ
の１種又は２種の合計量が０．０４〜０．０８％、Ｖ０
．１５〜０．２５％及びＮ　０．０４〜０．０８％を含
み、前記（Ｍｎ／Ｎｉ）比が０．０４〜０．１０％、残
部が実質的にＦｅからなり、全焼戻しマルテンサイト組
織を有するものである。

また、この本発明に係るマルテンサイト鋼に重量でｗｉ
％以下、Ｃｏ０．５％以下、Ｃｕ０．５％以下、８０．
０１％以下＋Ｔｉ０．５％以下、ＡｌＯ０３％以下、Ｚ
ｒ０．１％以下、Ｈｆ０．１％以下、Ｃａ０．０１％以
下、Ｍｇ０．０１％以下、Ｙ０．０１％以下及び希土類
元素０．０１％以下の少なくとも１種を含むことができ
る。

上述のマルテンサイト鋼は特に５００℃付近における強
度及び延性の高いものが要求されるタービンディスクに
おいて好適である。

本発明において、タービンスタブシャフトは重量で、Ｃ
０．２〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％。

Ｓｉ０．１〜０．５．Ｃｒ０．５〜１．５％、Ｎｉ００
５％以下、Ｍｏ　１．０〜２．０％、Ｖ０．１〜０．３
％、残部がＦｅ及び不可避不純物で構成されているのが
好ましい。

前記スクッキングボルト、タービンディスタントピース
、コンプレッサスタッキングボルト、タービンスペーサ
が重量でＣ０，０５〜０．２％。

Ｓ　ｉ　０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ８〜１３％
、Ｍｏ１．５〜３．０％、Ｎｉ３％以下、Ｖ０．０５〜
０．３％、Ｎｂ０．０２〜０．２％、Ｎ０．０２〜０．
１％、残部がＦｅ及び不可避不純物で構成されているの
が好ましい。

前記コンプレッサブレードは重量でＣ０，０５＝２０− 〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下。

Ｃｒ１〜２％％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなるマルテンサイト鋼で構成されているのが好ましい
。

前記コンプレッサディスクのガス上流側の初段から中心
部までの上流側を重量で、Ｃ０，１５〜０．３０％、Ｓ
ｉ０．５％以下、Ｍｎ０．６％以下。

Ｃｒ１〜２％、Ｎｉ２．０〜４，０％、Ｍｏ０．５〜１
．０％、Ｖ０．０５〜０．２％及び残部が実質的にＦｅ
からなり、前記中心部から下流側の少なくとも最終段を
除く前記ディスクを重量で、ＣＣ）、２〜０．４％、Ｓ
ｉ０．１〜０．５％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｃｒ０．
５〜１．５％、Ｎｉ０．５％以下、Ｍｏ１．０−２．０
％、Ｖ０．１〜０．３％及び残部が実質的にＦｅからな
る耐熱鋼によって構成されているのが好ましい。

前記コンブレラサスタブシャツ１〜が重量でＣ０．１５
〜０，３％、Ｍｎ０．６％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｎ
ｉ２．０〜４，０％、Ｃｒ１〜２％。

Ｍ　ｏ　０　、５〜１％、Ｖ０．０５〜０．２％を含み
、残部がＦｅ及び不可避不純物で構成されているのが好
ましい。

本発明のガスタービンに係るシュラウドは前記タービン
動翼の初段に対応する部分が重量でＣ０．０５〜０，２
％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下。

Ｃｒ１７−２７％、Ｃｏ５％以下、Ｍｏ５〜１５％、Ｆ
ｅ１０〜３０％、Ｗ５％以下、Ｂ０．０２％以下及び残
部が実質的にＮｉからなる全オーステナイ１〜組織を有
するＮｉ基鋳造合金からなり、前記タービン動翼の残り
の段に対応する部分が重量でＣ０．３〜０．６％、Ｓｉ
２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２０−２７％、Ｎｉ２０
−３０％。

Ｎｂ０．１〜０．５％、Ｔｉ０．１〜０．５％及び残部
が実質的にＦｅからなるＦｅ基鋳造合金からなり、これ
らのシュラウドの動翼先端部との少なくとも摺動部が該
摺動面から内部方向に成長した柱状晶を有することを特
徴とするものである。

本発明に係るガスタービン用シュラウドの鋳造によって
製造する製造法において、鋳型の少なくとも鋳物との接
触表面部に耐火性骨材粉末を主成分とし、これに結晶核
生成のための耐火剤粉末を含む塗型を有する鋳型に前記
合金の溶湯を鋳込み、次いで鋳型をその外表面より強制
的に冷却することを特徴とするものである。

本発明の製造法に係る鋳型は骨材として酸化ジルコニウ
ム粉末を主成分とし、結晶核生成を促進する耐火剤とし
てアルミン酸コバルト、酸化コバルト、四三酸コバルト
、チタン酸コバルト粉末の少なくとも１種〜１０重量％
を含む鋳型材料を少なくとも鋳物と接触する表面に構成
するものである。骨材となる酸化ジルコニウム粉末等は
１〜１０μｍの粒径、アルミン酸コバルト粉末等の結晶
核生成促進のための耐火剤は０．１〜１μｍの粒径が好
ましく、これに更にコロイダルシリカ等の無機バインダ
及び骨材に対する骨材としての同等の作用を有する酸化
珪素粉等の増量剤を数％添加することができる。

また、本発明のガスタービン用シュラウドは、鋳型の少
なくとも鋳物との接触表面部に耐火性骨材粉末を主成分
とし、これに結晶核生成を促進するための耐火剤粉末を
含む塗型を有する鋳型に前記耐熱合金の溶湯を鋳込み凝
固するとともに、前記鋳型の底部を前記シュラウドの摺
動面にすることによって製造される。

本発明に係る鋳型は、前述の無機バインダ、骨材及び耐
火剤を有するスラリーに模型となるロウ型を浸漬し、所
定の膜厚の表面塗型層を形成させる。この耐火剤を含む
層は少なくとも一層あれば十分であり、その厚さは０．
５〜１ｍｍである。この塗型層の上に耐火剤を有しない
骨材を有するスラリーに同様に浸漬して乾燥させる工程
を鋳物の大きさ２重量等に適合させる注湯後の鋳物を保
持するに十分な厚さとなるように所望の厚さの鋳型を製
造する。この場合の各層毎の厚さは０．５〜１ｍｍ程度
で、合計約ＩＣｌ１１位とする。

スラリーは一般には水が用いられる。ロウを有する所定
の鋳型が形成された後、十分な乾燥と脱ロウをかねて加
熱される。更に、注湯の際に鋳型は所定の温度６００〜
７００℃付近に予熱され、前述の鉄系耐熱鋳造合金では
１５００〜１５５０℃付近で鋳造され、その後衝風冷却
によって強制的に冷却凝固するのが好ましい。

本発明のシュラウドは鋳造後溶体化処理を施し、組成の
均一化を図ることが好ましい。溶体化処理における冷却
は同様しこ析出物の析出を防ぐため衝風により強制的に
冷却するのが好ましい。溶体化処理後、時効処理を施す
こともできる。この時効処理は定常状態でさらされる使
用温度よりも高い温度で行うのが好ましい。時効温度は
８００〜９００℃が好ましい。

〔作用〕

ガスタービンシュラウドは前述の如く高温ガスに直接さ
らされ、急熱急冷を受ける。特に、タービン動翼との摺
動面においてその作用が著しい。

このような状況にある従来のシュラウドは強度及び延性
が低く耐熱疲労性が低いものであった。本発明の如く、
少なくともタービン動翼との摺動部に摺動面より内部方
向に順次チル晶及び柱状晶を形成させることによって結
晶粒が微細化されるとともに著しく耐熱疲労性の高いも
のが得られるものである。チル晶は微細な結晶粒によっ
て構成されるもので、耐熱疲労性になくてはならないも
のである。更に、柱状晶は表面に発生した亀裂の内部へ
の伝搬を阻止できるものである。

本発明に係るシュラウド材は高温強度及び高温延性に優
れ、シュラウド摺動面での表面温度として７５０℃以上
、好ましくは８００℃以上にさらされる条件下において
十分耐えるものである。

また、本発明に係るガスタービンはタービンディスクに
前述の特定の組成を有するマルテンサイト鋼を使用する
ことによってガスタービンの燃焼ガス温度を１２５０℃
以上、好ましくは１３００℃以上とすることができ、ガ
スタービンの熱効率を３３％以上に高めることができ、
約３万時間の寿命を達成可能である。

〔実施例〕

［実施例１コ 肉厚３２■１の試験片形状の模型をロストワックス法で
作成した。このロス１へワックス模型を以下の方法でコ
ーティングして、鋳型を作成した。

ロストワックス模型の表面を形成する第１層１」の模型
として、粒径１〜１０μｍのＺｒＯ２粉を主体とする骨
材に、結晶粒微細化剤として、粒径約１μｍのアルミン
酸コバルト粉をＯ（Ａｌ）。

２　（Ａ２）、３　（Ａ３）、５　（Ａ４）　及び７（
Ａ５）重量％混入させ、バインダーとして、コロイダル
シリカを用いて、混合した。結晶粒微細化耐火剤の添加
は、骨材とコロイダルシリカの混合物を約６００ｒｐｍ
で攪拌している中へ少量ずつ投入する方法により水スラ
リーを作成した。このようにして作成した初層スラリを
用いて、ロストワックス模型の表面をコーティングした
。この初層の厚さは約Ｑ　、　５　ｍｍである。次いで
この上に第２層〜９層までを、前述のＺｒＯ２粉を主体
とする骨材とバインダーとして、コロイダルシリカを用
いて水スラリーとしてコーティングして約７ｍｍの厚さ
の鋳型を作成した。−層の厚さは約０．５〜１ｍｍであ
る。次いで、乾燥と説ロウをかねて１５０〜２００℃で
加熱し、脱ロウ処理後、この鋳型に、第１表に示す鉄基
合金を大気溶解、鋳込を行った。

鋳型の予熱温度は、６５０℃、鋳込温度は１５００〜１
５２０℃である。大気溶解、大気鋳込であり、成分元素
の中でＴｉのみ、鋳込直前に溶湯に添加した。鋳込後、
鋳型を衝風による強制空冷によって冷却後、鉄基合金の
熱処理として通常用いられている熱処理、１１５０℃に
３時間保持後、衝風による強制冷却を行った９鋳造時の
急冷により成分偏析をなくすとともに、炭化物を一部固
溶させ急冷によって微細な炭化物を形成させる。

以上のように、耐火剤の添加量を変化させて作成した試
料より、マクロ組織、結晶粒度測定用試験片、平行部面
径６ｍｍの引張試験片、及び、直径２０ｍｍ、高さ２０
ｍｍの耐熱疲労性試験片をそれぞれ作成した。

マクロ組織は、断面研摩後、王水中で浸漬腐食結晶粒度
の測定には、研摩後、６７０°Ｃの温度で７２時間保持
後空冷の鋭敏化処理後、王水−グリセリンによる腐食を
それぞれ実施した。マクロ組織ｉ察の結果を第２図（倍
率約１倍）に示す。

Ａ１は耐火剤を含まない従来法によって製造したマクロ
組織、Ａ４は耐火剤添加量５重量％のもののマクロ組織
である。図に示す如く、Ａ１のものはチル晶は形成され
ず、結晶後の大きなマクロ組織を示すが、本発明のもの
は特に下部のタービン翼との摺動面より内部に向って順
次チル晶及び柱状晶を有する。このチル晶の厚さは鋳造
のままで約８ｍｍであった。また、チル晶の厚さは耐火
剤の添加量によって若干変るが、１％で約１．５ｍｍ、
３％で約５ｍｍとなる。それ以下では添加量とともにチ
ル晶の厚さが増加する。耐火剤を含まない鋳型ではほと
んどチル晶は形成されないし、前述の如く粗大な結晶粒
となることが分る。

第　　１　　表 第３図は柱状晶における耐火剤の添加量とＡＳＴＭ結晶
粒度Ｈａとの関係を示したものであり、添加量５重量％
までは粒度は細かくなるが、それ以上では変化がない。

ガスタービン用シュラウドにおいては結晶粒度Ｎαとし
て３以上が好ましいことがら耐火剤として２％以上とす
ることが好ましい。尚、チル晶の結晶粒度は第３図とほ
ぼ同じ傾向を示し、粒度Ｎαで約２大きい微細なものが
得られる。

第４図に試料Ａ１と試料Ａ４の顕微鏡組織（４００倍）
を示す。耐火剤のない従来法のＡ１ではＡＳＴＭ結晶粒
度翫は、２．Ｏｌ一方、耐火剤の添加量５重量％のＡ４
では４．５であり、Ａ４が細粒になっている。組織はい
ずれも共晶炭化物の囲りに二次炭化物が析出した状態に
なっている。

第５図は引張試験後の絞り率と耐火剤添加量との関係を
示す線図である。図に示すように耐火剤を添加した試料
の絞り率は、耐火剤のない従来法で作成した試料の絞り
率と比較して、室温で約３倍、４２７℃で約２倍、及び
７６０℃で約１．３倍といずれの温度でも破断延性が大
幅に改善されている。特に、耐火剤の添加量は２％で大
きな効果があり、１％以上で効果が見られる。

第６図（ａ）、（ｂ）は耐熱疲労試験に使用した、試験
片の形状（切欠角度４５°）及び熱サイクル試験の加熱
冷却モードを示す図、第７図は熱疲労試験の熱サイクル
回数とクラックの総長さとの関係を示す線図である。試
験片は中央部に深さ１ｍｍの４５度の■ノツチ加工を施
したものである。

熱サイクル数として、５０回、１５０回、及び３００回
後試験片を縦に２分割して、断面上のクラック全体の長
さを合計して、示した。くり返し数の増加によってクラ
ック長さはほぼ直線的に増加する。

耐火剤を添加しない従来法の試料Ａ１と比較すると、い
ずれも耐火剤を添加した本発明の試料Ａ２．Ａ３．Ａ４
及びＡ５のクラック長さは少なく、耐熱疲労性に優れて
いることがわかる。

第８図は耐火剤添加量とくり返し数３００回における総
りラック長さとの関係を示す線図である。

図に示す如く耐火剤の添加量とともにクラックの長さが
著しく減少し、耐熱疲労性が向上することが明らかであ
る。特に、耐火剤添加量が約４％以上では最もクラック
長さが小さくなり、それ以上にしてもより大きな効果が
得られない。

尚、これらの特性試験に用いた試料は精密鋳造品の中心
部より採取したものであり、鋳造品の表面のチル晶は含
んでいないものによって行ったものである。従って、こ
のチル晶を含む試料の特性は上述した特性より更に高い
優れた特性が得られることは明らかである。

第２表は前述のＡ４材の機械的性質を示すものである。

第３表はＡ１及びＡ４の８７１℃、５．５ｋｇ／ｍｍ２
クリープ破断試験結果を示すものである。

第２表 第　　３　　表 以上の表に示すように、本発明の室温における引張強さ
４０ｋｇ／ｍｍｚ以上、伸び率５％以上。

７６０℃、引張強さ２０ｋｇ／ｍｍ２以上、伸び率５％
以上、８７１℃５　、５　ｋｇ／　ｍｍ２におけるクリ
ープ破断時間が１０時間以上のすぐれた特性が得られる
ことが分る。これらの試片は鋳物の中心部であるチル晶
のない柱状晶を有する部分のものであるが、チル晶を有
するものは更に高い特性を有するものと思われる。

［実施例２］ 第１図は本発明の一実施例に係るガスタービンの回転部
周辺の部分断面図及び斜視図である。シュラウド１はタ
ービンケーシング５に組み込まれ、各セグメントをケー
シング２にリング状に全周に組み込まれる。本実施例に
おけるシュラウドは実施例１と同じ本発明の鋳造法によ
り製造される。

シュラウド１はガスタービンブレード３の回転に対して
できるだけ運転時のその摺動部に隙間がないように構成
されるので、第９図に示すように摺動面２０は湾曲した
構造を有する。この摺動面−潤一 ２０は高温の燃焼ガスが直接部るので、ガスタービンの
スタート時には急激に加熱され、ストップ時には空気に
よって急冷されるので、熱サイクル疲労を受け、クラン
クが発生し易い。そのため高温と低温での延性のともに
高い材料が要求される。

この摺動面２０は前述の如く精密鋳造によって製造され
るが、鋳造のままの表面は凹凸があるので、所定の厚さ
の切削が行われ、正確な寸法に仕上げられるとともに表
面研摩される。前述の如く、少なくともこの摺動面２０
はチル晶が形成され、その厚さは切削後にも所定の厚さ
を有するものでなければならない。そして、精密鋳造に
おいてこの湾曲した構造で製造されることが好ましい。

そうすることによってチル晶として摺動面全体が同等の
厚さを有し、かつ厚いものが確保でき、長寿命のものが
得られる。本実施例においては側面２１に押湯を設け、
摺動面２０を鋳型の底部にするとともに、摺動面２０に
対して鋳込後の冷却がスフ１〜スに行われる鋳造方案が
なされている。その結果、所望の厚さのチル晶が得られ
る。チル晶はそのものが微細な結晶粒であるとともに、
その後の柱状晶の粒径を微細にする効果を有し、表面の
チル晶による微細結晶粒によって耐熱疲労性が向上され
る。前述の実施例では試験の都合上内部の試片によって
特性を評価したものであるが、チル晶の結晶粒は柱状晶
に比へＧＳで２以上微細なものが得られるので、より高
い特性が得られるのは確実である。尚、摺動面２０を鋳
型の底部とすることにより摺動部分を均等のとれた組織
とすることができ、組織的に不均一な部分がないので長
寿命とすことができる。

図中、シュラウド１は内部に空気冷却のための冷却穴５
が設けられ、運転中冷却される。

第１０図は前述のシュラウドを使用した本発明の一実施
例を示すガスタービンの回転部とその周辺の断面図であ
る。１はシュラウド、２はタービンケーシングの１部、
１０はタービンスタブシャフト、３はタービンパケット
、４はタービンディスク、１３はタービンスタッキング
ボルト、１８はタービンスペーサ、１９はデスタントピ
ース、６はコンプレッサディスク、７はコンプレッサブ
レード、８はコンプレッサスタッキングボルト、９はコ
ンブレラサスタブシャツ１へ、１０はタービンディスク
、１１は中心孔である。本実施例のガスタービンはコン
プレッサ６が１７段あり、又タービンパケット２が２段
のものである。タービンパケット２は３段の場合もある
。

第１１図は第１０図のシュラウド１に関する詳細を示す
部分断面図である。本実施例におけるシュラウ１くは実
施例１に比較し、タービンバケツ１〜３との摺動部が複
雑な形状を有し、排気ガスの後流側（図面上人から右方
向）程パケット３が長い翼となっており、その長さに合
わせて傾斜する構造を摺動面において平らな肉厚となる
ように工夫されている。その結果、精密鋳造におけるチ
ル晶の形成及びマクロ組織的な不均一さ（非規則性）が
少なくバランスのとれたシュラウドにできる。

第１１図に示す構造のシュラウドもケーシング２の全周
にセグメントとして多数配列され、摺動面は切削加工に
よって仕上られ、パケット３の回転半径と同じ相似形で
湾曲した構造になっており、チル晶もその表面から所望
の厚さ（約５ｍｍ以上）を有する。それによって、ガス
タービンとしてシュラウドの摺動面に実質的に運転でき
なくなるようなりラックは生ぜずに、約３万時間の使用
が可能となる。

以下、本実施例で使用したガスタービンの主要部品の材
料構成と材料の特性を示す。

第４表に示す材料について実物相当の大形鋼を、エレク
トロスラブ再溶解法により溶製し、鍛造・熱処理を行っ
た。特に、タービンディスクは真空カーボン脱酸法によ
って溶解したものである。鍛造は８５０〜１１５０℃の
温度範囲内で、熱処理は第４表に示す条件で行なった。

第４表には試料の化学組成（重量％）を示す。これら材
料の顕微鏡組織は、Ｎα１〜４及び７が全焼もどしマル
テンサイト組織、Ｎα５及び６が全焼もとしベーナイト
組織であった。Ｎα１はデスタントピース及び最終段の
コンプレッサディスクに使用した。Ｎα５の合金をコン
プレッサディスク６の１３〜１６段に使用し、Ｎα６の
鋼をコンプレッサディスク６の初段から１２段まで使用
された。これらはいずれもタービンディスクと同様の大
きさに製造した。試験片は熱処理後、試料の中心部分か
ら、Ｎｉ１４を除き、軸（長手）方向に対して直角方向
に採取した。この例は長手方向に試験片を採取した。

第５表はその室温引張、２０℃Ｖノツチシャルピー衝撃
およびクリープ破断試験結果を示すものである。４５０
℃Ｘ１０５ｈクリ一プ破断強度は一般に用いられている
ラルソンーミラー法によって求めた。

本実施例のＮα１〜４、及び７　（１２Ｃｒ鋼）を見る
と、４５０℃、１０５ｈクリープ破断強度が５１ｋｇ／
ｍｍ２以上、２０℃ｖノツチシャルピー衝撃値が７　ｋ
ｇ　　ｌ’ｎ　／　ｃＨ２以上であり、高温ガスタービ
ン用材料として必要な強度を十分満足することが確認さ
れた。

次にスタブシャフトのＮα５及び６（低合金鋼）は、４
５０℃クリープ破断強度は低いが、引張強さが８６ｋｇ
／ｍｍ”以上、２０℃Ｖノツチシャルピー衝撃値が７　
Ｊ　−ｍ　／　ｃｍ２以上であり、スタブシャフトとし
て必要な強度（引張強さ≧Ｓｉｋｇ／ｍｍ２゜２０℃ｖ
ノツチシャルピー衝撃値≧５ｋｇ−ｍ／ａｍ”）を十分
満足することが確認された。

以上の材料の組合せによって構成した本発明のガスター
ビンは、圧縮比１４．７．　　温度３５０　’ＣＣ以上
正圧縮機効率８６％以上、初段ノズル入口のガス温度約
１２００℃が可能となり、３２％以上の熱効率（ＬＨＶ
）が得られる。

このような条件におけるデスタントピースの温度及び最
終段のコンプレッサディスクの温度は最高４５０℃とな
る。前者は２５〜３０１Ｉｌｎｌ及び後者は４０〜７０
１１ｍの肉厚が好ましい。タービン及びコンプレッサデ
ィスクはいずれも中心に貫通孔が設けられる。タービン
ディスクには貫通孔に圧縮残留応力が形成される。

更に、本発明のガスタービンはタービンスペーサ４．デ
ィスタントピース５及びコンプレッサディスク６の最終
段に前述の第３表に示す耐熱鋼を用い、他の部品を前述
と同じ鋼を用いて同様に構成した結果、圧縮比１４．７
　　、温度３５０　’Ｃ以上。

圧縮効率８６％以上、初段ノズル入口のガス温度が１２
００℃と可能となり、３２％以上の熱効率が得られると
ともに、前述の如くクリープ破断強度及び加熱脆化後の
高い衝撃値が得られ、より信頼性の高いガスタービンが
得られるものである。

本実施例におけるタービンディスク１０は３段有してお
り、ガス流の上流側より初段及び２段Ｉ］には中心孔１
１が設けられている。本実施例においてはいずれも第３
表に示す耐熱鋼によって構成したものである。更に、本
実施例ではコンプレッサディスク６のガス流の下流側で
の最終段、ディスタントピース１９．タービンスペーサ
１８．タービンスタッキングボルト１３及びコンプレッ
サスタッキングボルト８に前述の第４表に示すＮα７の
耐熱鋼を用いたものである。その他のタービンブレード
３．タービンノズル１４．燃焼器１５のライナ１７．コ
ンプレッサブレード７、コンプレッサノズル１６．ダイ
ヤフラム２及びシュラウド１を第６表に示す合金によっ
て構成した。特に、タービンノズル１４及びタービンブ
レード３は鋳物によって構成される。

第６表中タービンブレード、タービンノズル。

シュラウドセグメント（１）及びダイヤフラムはいずれ
もガス上流側の一段目に使用したもので、シュタウ１〜
セグメント（２）は２段目に使用したものである。

タービンディスクには全周にわたって等間隔に各ディス
クを連結するためのボルト挿入用の穴が複数個設けられ
ている。

以上の構成によって、圧縮比１４．７　　、温度３５０
℃以上、圧縮効率８６％以上、初段タービンノズル入口
のガス温度が１２００℃と可能になり、３２％以上の熱
効率が得られるとともに、タービンディスク、ディスタ
ントピース、スペーサコンプレッサディスクの最終段、
スクッキングボルトを前述の如く高いクリープ破断強度
及び加熱脆化の少ない耐熱鋼が使用されるとともに、タ
ービンブレードにおいても高温強度が高（、タービンノ
ズルは高温強度及び高温延性が高く、燃焼器ライナは同
様に高温強度及び耐疲労強度が高い合金が使用されてい
るので、総合的により信頼性が高いガスタービンが得ら
れるものである。

〔発明の効果〕

本発明によれば、耐熱疲労性に優れたガスタービン用シ
ュラウドが得られ、より高温ガスでの運転が可能である
とともに、前述の如く熱効率の高いガスタービンを構成
できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係るシュラウドとタービン動翼とを有
するガスタービンの回転部の斜視図、第２図及び第４図
はシュラウド断面の金属組織を示す顕微鏡写真、第３図
は耐火剤添加量とＡＳＴＭ粒度Ｎ粒度Ｎ間係を示す線図
、第５図は耐火剤添加量と引張試験後の絞り率との関係
を示す線図、第６図は熱サイクル試験に用いた試験片の
形状及び熱サイクル曲線の図、第７図は熱サイクル数と
総りラック長さとの関係を示す線図、第８図は耐火剤添
加量と総りラック長さとの関係を示す線図、第９図はガ
スタービンシュラウドの斜視図、第１０図は本発明に係
るガスタービンの構成図、第１１図は本発明に係る他の
例のシュラウドとタービン動翼との関係を示す構成図で
ある。 １・・シュラウド、２・タービンケーシング、３・・タ
ービン動翼、４　・タービンディスク、Ｓ　空気冷却穴
、６・・・コンプレッサディスク、７・・コンプレッサ
ブレード、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
スタブシャフト、１３　・タービンスタッキングボルト
、１４・・タービンノズル、１５　燃焼器、１６・・コ
ンプレッサノズル、１７第１　幻 ｌ　シュラウド゛ｔヅメント ２・−７−ビンゲーレンク゛ ３・“フ゛し−ド゛ ４・・７−ヒ゛ンデ゛１スフ ＝４８〜 （八１） （Ａ４） 第３　男 σ　　　１１　　　　Ｊ４　　　　Ｅ６　　　７８耐欠
削偽添加ｔ（ｆｆ２う 奉５図 第　４図 （ＡＩ）　（Ｇｓｚ、ｏ） （ＡすＣＱ５．４−、、！；つ 向千失ｆ’ｌ　　Φ″４カロ量ζ中１１舛）第９に

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、高温ガスによつて回転するタービン動翼の翼先端に
   対し間隙を有して設置されたセグメント状のガスタービ
   ン用シュラウドにおいて、該シュラウドは少なくとも前
   記動翼との摺動部が摺動面表面より内部方向に順次チル
   晶及び柱状晶を有する耐熱鋳造合金によつて構成されて
   いることを特徴とするガスタービン用シュラウド。 ２、前記耐熱鋳造合金は重量で、Ｃ０．１〜０．５％、
   Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２０〜３５％、Ｎｉ
   １８〜４０％及び残部Ｆｅからなる基本組成、又はこれ
   にＴｉ０．５％以下、Ｎｂ０．５％以下、希土類元素０
   ．５％以下、Ｙ０．５％以下、Ｃａ０．５％以下、Ｍｇ
   ０．５％以下、Ａｌ０．５％以下の少なくとも１種の特
   殊元素を含み、更に前記基本組成又は特殊元素を含む合
   金にＣｏ２０％以下、Ｍｏ１０％以下及びＷ１０％以下
   の少なくとも１種を含む請求項１に記載のガスタービン
   用シュラウド。 ３、高温ガスによつて回転するタービン動翼と、該動翼
   先端に間隙を有して設置されたセグメント状シュラウド
   とを備えたガスタービンにおいて、前記シュラウドは少
   なくとも前記動翼との摺動部において、室温の引張強さ
   ４０ｋｇ／ｍｍ＾２以上、伸び率５％以上、７６０℃の
   引張強さ２０ｋｇ／ｍｍ＾２以上、伸び率５％以上、８
   ７１℃、５．５ｋｇ／ｍｍ＾２クリープ破断時間が１０
   時間以上である耐熱鋳造合金によつて構成されているこ
   とを特徴とするガスタービン。 ４、タービンスタブシャフトと、該シャフトにタービン
   スタッキングボルトによつて互いにスペーサを介して連
   結された複数個のタービンディスクと、該ディスクに植
   込まれたタービン動翼と、該動翼先端に対し間隙を有し
   て設置されたシュラウドと、前記ボルトによつて前記デ
   ィスクに連結されたディスタントピースと、該ディスタ
   ントピースにコンプレッサスタッキングボルトによつて
   連結された複数個のコンプレッサディスクと、該ディス
   クに植込まれたコンプレッサブレードと、前記コンプレ
   ッサディスクの初段に一体に形成されたコンプレッサス
   タブシャフトを備えたガスタービンにおいて、少なくと
   も前記タービンディスクは４５０℃で１０＾５時間クリ
   ープ破断強度が５０ｋｇ／ｍｍ＾２以上及び５００℃で
   １０＾３時間加熱後の２５℃Ｖノッチシャルピー衝撃値
   が５ｋｇ−ｍ／ｃｍ＾２以上である全焼戻マルテンサイ
   ト組織を有するマルテンサイト鋼よりなり、前記動翼は
   燃焼ガス後流側で長翼であり、前記シュラウドは少なく
   とも前記摺動面より内部方向に形成された柱状晶を有す
   る耐熱鋳造合金によつて構成されていることを特徴とす
   るガスタービン。 ５、前記タービンスタッキングボルト、ディスタントピ
   ース、タービンスペーサ、コンプレッサディスクの少な
   くとも最終段から中心部まで、コンプレッサスタッキン
   グボルトの少なくとも１つをマルテンサイト鋼によつて
   構成した請求項４に記載のガスタービン。 ６、前記マルテンサイト鋼は重量で、Ｃ０．０５〜０．
   ２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ８〜
   １３％、Ｍｏ１．５〜３．５％、Ｎｉ３％以下、Ｖ０．
   ０５〜０．３％、Ｎｂ及びＴａの１種又は２種の合計量
   が０．０２〜０．２％及びＮ０．０２〜０．１％を含み
   、残部がＦｅ及び不可避不純物で構成されている請求項
   ４又は５に記載のガスタービン。 ７、前記マルテンサイト鋼は、４５０℃で５０ｋｇ／ｍ
   ｍ＾２以上の１０万時間クリープ破断強度と５ｋｇ−ｍ
   ／ｃｍ＾２以上のＶノッチシャルピー衝撃値を有する請
   求項６に記載のガスタービン。 ８、前記タービンスタブシャフトは重量で、Ｃ０．２〜
   ０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｓｉ０．１〜０．５
   、Ｃｒ０．５〜１．５％、Ｎｉ０．５％以下Ｍｏ１．０
   〜２．０％、Ｖ０．１〜０．３％、残部がＦｅ及び不可
   避不純物で構成されている請求項４に記載のガスタービ
   ン。 ９、前記タービンスペーサが重量でＣ０．０５〜０．２
   ％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ８〜１３％
   、Ｍｏ１．５〜３．０％、Ｎｉ３％以下、Ｖ０．０５〜
   ０．３％、Ｎｂ０．０２〜０．２％、Ｎ０．０２〜０．
   １％、残部がＦｅ及び不可避不純物で構成されている請
   求項４に記載のガスタービン。 １０、前記タービンスタッキングボルトが重量で、０．
   ０５〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃ
   ｒ８〜１３％、Ｍｏ１．５〜３％、Ｎｉ３％以下、Ｖ０
   ．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０２〜０．２％、Ｎ０．０
   ２〜０．１％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物で構
   成されている請求項４に記載のガスタービン。 １１、前記タービンデスタントピースが重量で、Ｃ０．
   ０５〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃ
   ｒ８〜１３％、Ｍｏ１．５〜３％、Ｎｉ３％以下、Ｖ０
   ．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０２〜０．２％、Ｎ０．０
   ２〜０．１％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物で構
   成されている請求項４に記載のガスタービン。 １２、前記コンプレッサースタッキングボルトが重量で
   Ｃ０．０５〜０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以
   下、Ｃｒ８〜１３％、Ｍｏ１．５〜３％、Ｎｉ３％以下
   、Ｖ０．０５〜０．３％、Ｎｂ０．０２〜０．２％、Ｎ
   ０．０２〜０．１％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純
   物で構成されている請求項４に記載のガスタービン。 １３、前記コンプレッサブレードは重量でＣ０．０５〜
   ０．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ１０
   〜１３％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる
   マルテンサイト鋼で構成されている請求項４に記載のガ
   スタービン。 １４、前記コンプレッサディスクのガス上流側の初段か
   ら中心部までの上流側を重量で、Ｃ０．１５〜０．３０
   ％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ１〜２
   ％、Ｎｉ２．０〜４．０％、Ｍ００．５〜１．０％、Ｖ
   ０．０５〜０．２％及び残部が実質的にＦｅからなり、
   前記中心部から下流側の少なくとも最終段を除く前記デ
   ィスクを重量で、Ｃ０．２〜０．４％、Ｓｉ０．１〜０
   ．５％Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｃｒ０．５〜１．５％、
   Ｎｉ０．５％以下、Ｍｏ１．０〜２．０％、Ｖ０．１〜
   ０．３％及び残部が実質的にＦｅからなる請求項４に記
   載のガスタービン。 １５、前記コンプレッサスタブシャフトが重量でＣ０．
   １５〜０．３％、Ｍｎ０．６％以下、Ｓｉ０．５％以下
   、Ｎｉ２．０〜４．０％、Ｃｒ１〜２％、Ｍｏ０．５〜
   １％、Ｖ０．０５〜０．２％を含み、残部がＦｅ及び不
   可避不純物で構成されている請求項４に記載のガスター
   ビン。 １６、タービンスタブシャフトと、該シャフトにタービ
   ンスタッキングボルトによつて互いにスペーサを介して
   連結された複数個のタービンディスクと、該ディスクに
   植込まれたタービン動翼と、該動翼の先端部に対して間
   隙を有して設けられたセグメントからなるリング状に形
   成されるシュラウドと、該ブレードを回転させるための
   高温ガス流を前記ブレードに誘導するタービンノズルと
   前記高温ガスを発生させる円筒体よりなる複数個の燃焼
   器と、前記ボルトによつて前記ディスクに連結されたデ
   ィスタントピースと、該ディスタントピースにコンプレ
   ッサスタッキングボルトによつて連結された複数個のコ
   ンプレッサディスクと、該ディスクに植込まれたコンプ
   レッサブレードと、前記コンプレッサディスクの初段に
   一体に形成されたコンプレッサスタブシャフトを備えた
   ガスタービンにおいて、前記シュラウドは前記タービン
   動翼の初段に対応する部分が重量でＣ０．０５〜０．２
   ％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ１７〜２７％、
   Ｃｏ５％以下、Ｍｏ５〜１５％、Ｆｅ１０〜３０％、Ｗ
   ５％以下、Ｂ０．０２％以下及び残部が実質的にＮｉか
   らなる全オーステナイト組織を有するＮｉ基鋳造合金か
   らなり、前記タービン動翼の残りの段に対応する部分が
   重量でＣ０．３〜０．６％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以
   下、Ｃｒ２０〜２７％、Ｎｉ２０〜３０％、Ｎｂ０．１
   〜０．５％、Ｔｉ０．１〜０．５％及び残部が実質的に
   ＦｅからなるＦｅ基鋳造合金からなり、これらのシュラ
   ウドの動翼先端部との少なくとも摺動部が該摺動面から
   内部方向に成長した柱状晶を有することを特徴とするガ
   スタービン。 １７、前記コンプレッサノズルは重量でＣ０．０５〜０
   ．２％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ１０〜
   １３％と、又は更にＮｉ０．５％以下及びＭｏ０．５％
   以下を含み、残部が実質的にＦｅからなるマルテンサイ
   ト鋼からなり、前記コンプレッサディスクの初段から低
   温側が重量でＣ０．１５〜０．３％、Ｓｉ０．５％以下
   、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ１〜２％、Ｎｉ２〜４％、Ｍ
   ｏ０．５〜１％、Ｖ０．０５〜０．２％及び残部が実質
   的にＦｅからなり、前記コンプレッサディスクの残りの
   高温側が重量でＣ０．２〜０．４％、Ｓｉ０．１〜０．
   ５％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｃｒ０．５〜１．５％、
   Ｎｉ０．５％以下、Ｍｏ１〜２％、Ｖ０．１〜０．３％
   及び残部が実質的にＦｅからなる請求項１６に記載のガ
   スタービン。 １８、前記タービン動翼は重量でＣ０．０７〜０．２５
   ％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ１２〜２０％、
   Ｃｏ５〜１５％、Ｍｏ１〜５％、Ｗ１〜５％、Ｂ０．０
   ０５〜０．０３％、Ｔｉ２〜７％、Ａｌ３〜７％と、Ｎ
   ｂ１．５％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％、Ｈｆ０．０
   １〜０．５％、Ｖ０．０１〜０．５％の１種以上と、残
   部が実質的にＮｉからなり、γ′及びγ″相を有するＮ
   ｉ基鋳造合金からなり、前記タービンノズルは重量でＣ
   ０．２０〜０．６％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃ
   ｒ２５〜３５％、Ｎｉ５〜１５％、Ｗ３〜１０％、Ｂ０
   ．００３〜０．０３％及び残部が実質的にＣｏからなり
   、又は更にＴｉ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．１〜０．５
   ％及びＺｒ０．１〜０．３％の少なくとも１種を含み、
   オーステナイト基地に共晶炭化物及び二次炭化物を有す
   るＣｏ基鋳造合金からなり、前記燃焼器は重量でＣ０．
   ０５〜０．２％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２
   ０〜２５％、Ｃｏ０．５〜５％、Ｍｏ５〜１５％、Ｆｅ
   １０〜３０％、Ｗ５％以下、Ｂ０．０２％以下及び残部
   が実質的にＮｉからなる全オーステナイト組織を有する
   Ｎｉ基合金からなる請求項１６に記載のガスタービン。 １９、高温ガスによつて回転するタービン動翼の翼先端
   に対し間隙を有して設置される耐熱鋳造合金からなるセ
   グメント状のガスタービン用シュラウドを鋳造によつて
   製造する製造法において、鋳型の少なくとも鋳物との接
   触表面部に耐火性骨材粉末を主成分とし、これに結晶核
   生成を促進させる耐火剤粉末を含む塗型を有する鋳型に
   前記合金の溶湯を鋳込み、次いで鋳型をその外表面より
   強制的に冷却することを特徴とするガスタービン用シュ
   ラウドの製造法。 ２０、前記鋳型は酸化ジルコニウム粉末を主成分とし、
   アルミン酸コバルト、酸化コバルト、四三酸コバルト、
   チタン酸コバルト粉末の少なくとも１種１〜１０重量％
   を含む鋳型材料によつて構成されている請求項１９に記
   載のガスタービン用シュラウドの製造法。 ２１、前記鋳型は無機バインダを含む請求項２０に記載
   のガスタービン用シュラウドの製造法。 ２２、高温ガスによつて回転するタービン動翼の翼先端
   に対して間隙を有して設置される耐熱鋳造合金からなる
   セグメント状のガスタービン用シュラウドを鋳造によつ
   て製造する方法において、鋳型の少なくとも鋳物との接
   触表面部に耐火性骨材粉末を主成分とし、これに結晶核
   生成を促進するための耐火剤粉末を含む塗型を有する鋳
   型に前記合金の溶湯を鋳込み凝固するとともに、前記鋳
   型の底部を前記シュラウドの摺動面にすることを特徴と
   するガスタービン用シュラウドの製造法。