JPH0639885B2 - ガスタービン用シュラウド及びガスタービン - Google Patents
ガスタービン用シュラウド及びガスタービンInfo
- Publication number
- JPH0639885B2 JPH0639885B2 JP63058326A JP5832688A JPH0639885B2 JP H0639885 B2 JPH0639885 B2 JP H0639885B2 JP 63058326 A JP63058326 A JP 63058326A JP 5832688 A JP5832688 A JP 5832688A JP H0639885 B2 JPH0639885 B2 JP H0639885B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- turbine
- gas turbine
- shroud
- blade
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D11/00—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages
- F01D11/08—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages for sealing space between rotor blade tips and stator
- F01D11/12—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages for sealing space between rotor blade tips and stator using a rubstrip, e.g. erodible. deformable or resiliently-biased part
- F01D11/122—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages for sealing space between rotor blade tips and stator using a rubstrip, e.g. erodible. deformable or resiliently-biased part with erodable or abradable material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D11/00—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages
- F01D11/08—Preventing or minimising internal leakage of working-fluid, e.g. between stages for sealing space between rotor blade tips and stator
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
- F01D5/12—Blades
- F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2240/00—Components
- F05D2240/10—Stators
- F05D2240/11—Shroud seal segments
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
- F05D2300/608—Microstructure
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
- F05D2300/609—Grain size
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
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ユラウドとそれを用
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ユラウドとそれを用いたガ
スタービン及びシユラウドの製造法に関する。
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ユラウドとそれを用いたガ
スタービン及びシユラウドの製造法に関する。
ガスタービン用シユ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
によつ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。この時生ずる熱応力によつて、シ
ユラウドセグメントの燃焼ガスが直接当る通路面にクラ
ツクが発生する。従来この種の材料として特公昭61−53
423 号公報に記載のようにSuS310鋼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、この公報にはシユ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。
に連結したもので、一般に個々のセグメントを精密鋳造
によつ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。この時生ずる熱応力によつて、シ
ユラウドセグメントの燃焼ガスが直接当る通路面にクラ
ツクが発生する。従来この種の材料として特公昭61−53
423 号公報に記載のようにSuS310鋼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、この公報にはシユ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。
従来、ガスタービン用シユラウドは前述の如く精密鋳造
によつて製造される。しかし、単に精密鋳造されている
からといつ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とによつて亀裂が発生し、耐熱疲
労性が低いという問題があつた。
によつて製造される。しかし、単に精密鋳造されている
からといつ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とによつて亀裂が発生し、耐熱疲
労性が低いという問題があつた。
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
ユラウドとそれを用いたガスタービン及び前記シユラウ
ドの製造法を提供するにある。
ユラウドとそれを用いたガスタービン及び前記シユラウ
ドの製造法を提供するにある。
本発明は、高温ガスによつ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
ガスタービン用シユラウドにおいて、該シユラウドは少
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ユラ
ウドにある。
先端に間隙を有して設置され、摺動するセグメント状の
ガスタービン用シユラウドにおいて、該シユラウドは少
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ユラ
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，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。
％、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，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
界にフイ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。
要な役割を示す。強度の低下と、σ相の析出を押え、粒
界にフイ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：シユ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。
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。
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。
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：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の如く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Ｍ
Ｃ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
ツクレシオ（Atomic Ratio）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。
ＺｒＣ，ＴｉＣ，ＮｂＣ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒを複合添加
した場合は（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ）Ｃの如く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Ｍ
Ｃ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
ツクレシオ（Atomic Ratio）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，Ａｌ，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。
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，Ｍｏ：Ｗ，Ｍｏ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。
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。
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。
Ｓｉ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。
下含有させるのが好ましい。
本発明のガスタービン用シユ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つて構成される。耐熱鋳造合金
は室温の引張強さ４０kg／mm2以上，伸び５％以上，７
６０℃引張強さ２０kg／mm2以上，伸び５％以上，８７
１℃，５．５kg／mm2クリープ破断時間が１０時間以上
有するものである。
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つて構成される。耐熱鋳造合金
は室温の引張強さ４０kg／mm2以上，伸び５％以上，７
６０℃引張強さ２０kg／mm2以上，伸び５％以上，８７
１℃，５．５kg／mm2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、タービンスタブシヤフトと、該シヤフトにタ
ービンスタツ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イスクと、該デイス
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、互いに摺動するシユラウドと、前
記ボルトによつて前記デイスクに連結されたデイスタン
トピースと、該デイスタントピースにコンプレツサスタ
ツキングボルトによつて連結された複数個のコンプレツ
サデイスクと、該デイスクに植込まれたコンプレツサブ
レードと、前記コンプレツサデイスクの初段に一体に形
成されたコンプレツサスタブシヤ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イスクは４５
０℃で１０５時間クリープ破断強度が５０kg／mm2以上
及び５００℃で１０３時間加熱後の２５℃Ｖノツチシヤ
ルピー衝撃値が５kg-m／cm2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、前記シユラウドは少
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。
ービンスタツ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イスクと、該デイス
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、互いに摺動するシユラウドと、前
記ボルトによつて前記デイスクに連結されたデイスタン
トピースと、該デイスタントピースにコンプレツサスタ
ツキングボルトによつて連結された複数個のコンプレツ
サデイスクと、該デイスクに植込まれたコンプレツサブ
レードと、前記コンプレツサデイスクの初段に一体に形
成されたコンプレツサスタブシヤ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イスクは４５
０℃で１０５時間クリープ破断強度が５０kg／mm2以上
及び５００℃で１０３時間加熱後の２５℃Ｖノツチシヤ
ルピー衝撃値が５kg-m／cm2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、前記シユラウドは少
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。
また、前記タービンスタツキングボルト，デイスタント
ピース，タービンスペーサ，コンプレツサデイスクの少
なくとも最終段から中心部まで、コンプレツサスタツキ
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
て構成することができる。
ピース，タービンスペーサ，コンプレツサデイスクの少
なくとも最終段から中心部まで、コンプレツサスタツキ
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イスク
は重量で、Ｃ０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、
Ｍｎ０．６％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１．５〜３
％，Ｎｉ２〜３％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、特に好ましくは前記
（Ｍｎ／Ｎｉ）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％，Ｃｒ１１〜１２．５
％，Ｎｉ２．２〜３．０％，Ｍｏ１．８〜２．５％，Ｎ
ｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０．０４〜０．０
８％，Ｖ０．１５〜０．２５％及びＮ０．０４〜0.08％
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。
は重量で、Ｃ０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、
Ｍｎ０．６％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１．５〜３
％，Ｎｉ２〜３％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、特に好ましくは前記
（Ｍｎ／Ｎｉ）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％，Ｃｒ１１〜１２．５
％，Ｎｉ２．２〜３．０％，Ｍｏ１．８〜２．５％，Ｎ
ｂ及びＴａの１種又は２種の合計量が０．０４〜０．０
８％，Ｖ０．１５〜０．２５％及びＮ０．０４〜0.08％
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Ｗ１
％以下，Ｃｏ０．５％以下，Ｃｕ０．５％以下，Ｂ０．
０１％以下，Ｔｉ０．５％以下，Ａｌ０．３％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。
％以下，Ｃｏ０．５％以下，Ｃｕ０．５％以下，Ｂ０．
０１％以下，Ｔｉ０．５％以下，Ａｌ０．３％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イスクに
おいて好適である。
度及び延性の高いものが要求されるタービンデイスクに
おいて好適である。
本発明において、タービンスタブシヤフトは重量で、Ｃ
０．２〜０．４％，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Ｆ
ｅ及び不可避不純物で構成されているのが好ましい。
０．２〜０．４％，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Ｆ
ｅ及び不可避不純物で構成されているのが好ましい。
前記スタツキングボルト，タービンデイスタントピー
ス，コンプレツサスタツキングボルト，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％，Ｎｂ０．０
２〜０．２％，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。
ス，コンプレツサスタツキングボルト，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％，Ｎｂ０．０
２〜０．２％，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。
前記コンプレツ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のが好ましい。
％，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のが好ましい。
前記コンプレツサデイ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％，Ｎ
ｉ２．０〜４．０％，Ｍｏ０．５〜１．０％，Ｖ０．０
５〜０．２％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イスク
を重量で、Ｃ０．２〜０．４％，Ｓｉ０．１〜０．５
％，Ｍｎ０．５〜１．５％，Ｃｒ０．５〜１．５％，Ｎ
ｉ０．５％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つ
て構成されているのが好ましい。
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％，Ｎ
ｉ２．０〜４．０％，Ｍｏ０．５〜１．０％，Ｖ０．０
５〜０．２％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イスク
を重量で、Ｃ０．２〜０．４％，Ｓｉ０．１〜０．５
％，Ｍｎ０．５〜１．５％，Ｃｒ０．５〜１．５％，Ｎ
ｉ０．５％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つ
て構成されているのが好ましい。
前記コンプレツサスタブシヤフトが重量でＣ０．１５〜
０．３％，Ｍｎ０．６％以下，Ｓｉ０．５％以下，Ｎｉ
２．０〜４．０％，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のが好ましい。
０．３％，Ｍｎ０．６％以下，Ｓｉ０．５％以下，Ｎｉ
２．０〜４．０％，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のが好ましい。
本発明のガスタービンに係るシユ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％，Ｃ
ｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，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、これらのシユラ
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。
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％，Ｃ
ｏ５％以下，Ｍｏ５〜１５％，Ｆｅ１０〜３０％，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、これらのシユラ
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ユラウドの鋳造によつて
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。
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。
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ユラウドは、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ユラウドの摺
動面にすることによつて製造される。
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ユラウドの摺
動面にすることによつて製造される。
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、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１cm位とする。
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、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１cm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
によつて強制的に冷却凝固するのが好ましい。
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
によつて強制的に冷却凝固するのが好ましい。
本発明のシユ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
は同様に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８
００〜９００℃が好ましい。
均一化を図ることが好ましい。溶体化処理における冷却
は同様に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８
００〜９００℃が好ましい。
ガスタービンシユ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
従来のシユラウドは強度及び延性が低く耐熱疲労性が低
いものであつた。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つ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つ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。
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
従来のシユラウドは強度及び延性が低く耐熱疲労性が低
いものであつた。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つ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つ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。
本発明に係るシユラウド材は高温強度及び高温延性に優
れ、シユ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。
れ、シユ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イスクに
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
ことによつ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。
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
ことによつ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１］ 肉厚３２mmの試験片形状の模型をロストワツクス法で作
成した。このロストワツクス模型を以下の方法でコーテ
イングして、鋳型を作成した。
成した。このロストワツクス模型を以下の方法でコーテ
イングして、鋳型を作成した。
ロストワツクス模型の表面を形成する第１層目の模型と
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０（Ａ１），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で撹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、ロストワツクス模型の表面をコ
ーテイングした。この初層の厚さは約０．５mm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イングして約７mmの
厚さの鋳型を作成した。一層の厚さは約０．５〜１mmで
ある。次いで、乾燥と脱ロウをかねて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，鋳込を行つた。鋳型の予熱温度は、
６５０℃，鋳込温度は1500〜１５２０℃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
冷によつて冷却後、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
る強制冷却を行つた。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つて微細
な炭化物を形成させる。
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０（Ａ１），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で撹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、ロストワツクス模型の表面をコ
ーテイングした。この初層の厚さは約０．５mm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イングして約７mmの
厚さの鋳型を作成した。一層の厚さは約０．５〜１mmで
ある。次いで、乾燥と脱ロウをかねて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，鋳込を行つた。鋳型の予熱温度は、
６５０℃，鋳込温度は1500〜１５２０℃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
冷によつて冷却後、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
る強制冷却を行つた。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つて微細
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、平行部直
径６mmの引張試験片、及び、直径２０mm，高さ２０mmの
耐熱疲労性試験片をそれぞれ作成した。
料より、マクロ組織，結晶粒度測定用試験片、平行部直
径６mmの引張試験片、及び、直径２０mm，高さ２０mm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℃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。マクロ組織観察の結果を第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つ
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
り内部に向つ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であつた。また、チル
晶の厚さは耐火剤の添加量によつて若干変るが、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。
の測定には、研摩後、６７０℃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。マクロ組織観察の結果を第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つ
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
り内部に向つ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であつた。また、チル
晶の厚さは耐火剤の添加量によつて若干変るが、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３図は柱状晶における耐火剤の添加量とASTM結晶粒度
No.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
タービン用シユラウドにおいては結晶粒度No.として３
以上が好ましいことから耐火剤として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No.で約２大きい微細なものが得ら
れる。
No.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
タービン用シユラウドにおいては結晶粒度No.として３
以上が好ましいことから耐火剤として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No.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No.
は、２．０、一方、耐火剤の添加量５重量％のＡ４では
４．５であり、Ａ４が細粒になつている。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つ
ている。
示す。耐火剤のない従来法のＡ１ではASTM結晶粒度No.
は、２．０、一方、耐火剤の添加量５重量％のＡ４では
４．５であり、Ａ４が細粒になつている。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つ
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。
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
回数とクラツ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Ｖ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
クラツク全体の長さを合計して、示した。くり返し数の
増加によつてクラツク長さはほぼ直線的に増加する。
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
回数とクラツ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Ｖ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
クラツク全体の長さを合計して、示した。くり返し数の
増加によつてクラツ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のクラツク長さは少なく、耐熱疲労性に優れて
いることがわかる。
ずれも耐火剤を添加した本発明の試料Ａ２，Ａ３，Ａ４
及びＡ５のクラツク長さは少なく、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
クラツ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ツ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％以上では最もクラツク長さが小さ
くなり、それ以上にしてもより大きな効果が得られな
い。
クラツ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ツ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％以上では最もクラツク長さが小さ
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つて行つたものである。従つて、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。
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つて行つたものである。従つて、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。
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／mm2以上，伸び率５％以上，７６０℃，引張強
さ２０kg／mm2以上，伸び率５％以上，８７１℃５．５k
g／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。
４０kg／mm2以上，伸び率５％以上，７６０℃，引張強
さ２０kg／mm2以上，伸び率５％以上，８７１℃５．５k
g／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。シユラウド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
おけるシユラウドは実施例１と同じ本発明の鋳造法によ
り製造される。シユラウド１はガスタービンブレードの
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２
０は湾曲した構造を有する。この摺動面２０は高温の燃
焼ガスが直接当るので、ガスタービンのスタート時には
急激に加熱され、ストツプ時には空気によつて急冷され
るので、熱サイクル疲労を受け、クラツクが発生し易
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つ
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。そうすることによつ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ムースに行われる鋳
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つて耐熱疲労性
が向上される。前述の実施例では試験の都合上内部の試
片によつて特性を評価したものであるが、チル晶の結晶
粒は柱状晶に比べ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。
周辺の部分断面図及び斜視図である。シユラウド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
おけるシユラウドは実施例１と同じ本発明の鋳造法によ
り製造される。シユラウド１はガスタービンブレードの
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２
０は湾曲した構造を有する。この摺動面２０は高温の燃
焼ガスが直接当るので、ガスタービンのスタート時には
急激に加熱され、ストツプ時には空気によつて急冷され
るので、熱サイクル疲労を受け、クラツクが発生し易
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つ
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。そうすることによつ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ムースに行われる鋳
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つて耐熱疲労性
が向上される。前述の実施例では試験の都合上内部の試
片によつて特性を評価したものであるが、チル晶の結晶
粒は柱状晶に比べ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、シユラウド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。
が設けられ、運転中冷却される。
第１０図は前述のシユ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はシユラウド、２はタービンケーシングの１部、
１０はタービンスタブシヤフト、３はタービンバケツ
ト、４はタービンデイスク、１３はタービンスタツキン
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はコンプレツサデイスク、７はコンプレツサ
ブレード、８はコンプレツサスタツキングボルト、９は
コンプレツサスタブシヤフト、１０はタービンデイス
ク、１１は中心孔である。本実施例のガスタービンはコ
ンプレツサ６が１７段あり、又タービンバケツト２が２
段のものである。タービンバケツト２は３段の場合もあ
る。
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はシユラウド、２はタービンケーシングの１部、
１０はタービンスタブシヤフト、３はタービンバケツ
ト、４はタービンデイスク、１３はタービンスタツキン
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はコンプレツサデイスク、７はコンプレツサ
ブレード、８はコンプレツサスタツキングボルト、９は
コンプレツサスタブシヤフト、１０はタービンデイス
ク、１１は中心孔である。本実施例のガスタービンはコ
ンプレツサ６が１７段あり、又タービンバケツト２が２
段のものである。タービンバケツト２は３段の場合もあ
る。
第１１図は第１０図のシユラウド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ユラウドは実施
例１に比較し、タービンバケツト３との摺動部が複雑な
形状を有し、排気ガスの後流側（図面上左から右方向）
程バケツト３が長い翼となつており、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ユラウドにできる。第１１図にす
構造のシユ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つて仕上ら
れ、バケツト３の回転半径と同じ相似形で湾曲した構造
になつており、チル晶もその表面から所望の厚さ（約５
mm以上）を有する。それによつて、ガスタービンとして
シユラウドの摺動面に実質的に運転できなくなるような
クラツクは生ぜずに、約３万時間の使用が可能となる。
部分断面図である。本実施例におけるシユラウドは実施
例１に比較し、タービンバケツト３との摺動部が複雑な
形状を有し、排気ガスの後流側（図面上左から右方向）
程バケツト３が長い翼となつており、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ユラウドにできる。第１１図にす
構造のシユ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つて仕上ら
れ、バケツト３の回転半径と同じ相似形で湾曲した構造
になつており、チル晶もその表面から所望の厚さ（約５
mm以上）を有する。それによつて、ガスタービンとして
シユラウドの摺動面に実質的に運転できなくなるような
クラツクは生ぜずに、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。
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
トロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱処理を行つ
た。特に、タービンデイスクは真空カーボン脱酸法によ
つ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つた。
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、No.１〜４及び７が全焼もどしマル
テンサイト組織、No.５及び６が全焼もどしベーナイト
組織であつた。No.１はデスタントピース及び最終段の
コンプレツサデイスクに使用した。No.５の合金をコン
プレツサデイスク６の１３〜１６段に使用し、No.６の
鋼をコンプレツサデイスク６の初段から１２段まで使用
された。こらはいずれもタービンデイスクと同様の大き
さに製造した。試験片は熱処理後、試料の中心部分か
ら、No.４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。
トロスラグ再溶解法により溶製し、鍛造・熱処理を行つ
た。特に、タービンデイスクは真空カーボン脱酸法によ
つ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つた。
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、No.１〜４及び７が全焼もどしマル
テンサイト組織、No.５及び６が全焼もどしベーナイト
組織であつた。No.１はデスタントピース及び最終段の
コンプレツサデイスクに使用した。No.５の合金をコン
プレツサデイスク６の１３〜１６段に使用し、No.６の
鋼をコンプレツサデイスク６の初段から１２段まで使用
された。こらはいずれもタービンデイスクと同様の大き
さに製造した。試験片は熱処理後、試料の中心部分か
ら、No.４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ノツチシヤルピー衝撃
およびクリープ破断試験結果を示すものである。４５０
℃×１０５ｈクリープ破断強度は一般に用いられている
ラルソン−ミラー法によつて求めた。
およびクリープ破断試験結果を示すものである。４５０
℃×１０５ｈクリープ破断強度は一般に用いられている
ラルソン−ミラー法によつて求めた。
本実施例のNo.１〜４、及び７（１２Ｃｒ鋼）を見る
と、４５０℃，１０５ｈクリープ破断強度が５１kg／mm
2以上、２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が７kg-m／cm2
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。
と、４５０℃，１０５ｈクリープ破断強度が５１kg／mm
2以上、２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が７kg-m／cm2
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。
次にスタブシヤフトのNo.５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／
mm2以上、２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が７kg-m／c
m2以上であり、スチブシヤフトとして必要な強度（引張
強さ≧８１kg／mm2，２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値
≧５kg-m／cm2）を十分満足することが確認された。
５０℃クリープ破断強度は低いが、引張強さが８６kg／
mm2以上、２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が７kg-m／c
m2以上であり、スチブシヤフトとして必要な強度（引張
強さ≧８１kg／mm2，２０℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値
≧５kg-m／cm2）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つて構成した本発明のガスター
ビンは、圧縮比１４．７，温度３５０℃以上，圧縮機効
率が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。
ビンは、圧縮比１４．７，温度３５０℃以上，圧縮機効
率が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
終段のコンプレツサデイスクの温度は最高４５０℃とな
る。前者は２５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚
が好ましい。タービン及びコンプレツサデイスクはいず
れも中心に貫通孔が設けられる。タービンデイスクには
貫通孔に圧縮残留応力が形成される。
終段のコンプレツサデイスクの温度は最高４５０℃とな
る。前者は２５〜３０mm及び後者は４０〜７０mmの肉厚
が好ましい。タービン及びコンプレツサデイスクはいず
れも中心に貫通孔が設けられる。タービンデイスクには
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
イスタントピース５及びコンプレツサデイスク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℃以上，圧縮効率８６％以上、初段ノズ
ル入口のガス温度が１２００℃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。
イスタントピース５及びコンプレツサデイスク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℃以上，圧縮効率８６％以上、初段ノズ
ル入口のガス温度が１２００℃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イスク１０は３段有してお
り、ガス流の上流側より初段及び２段目には中心孔１１
が設けられている。本実施例においてはいずれも第３表
に示す耐熱鋼によつて構成したものである。更に、本実
施例ではコンプレツサデイスク６のガス流の下流側での
最終段、デイスタントピース１９，タービンスペーサ１
８，タービンスタツキングボルト１３及びコンプレツサ
スタツキングボルト８に前述の第４表に示すNo.７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
ンプレツサブレード７，コンプレツサノズル１６，ダイ
ヤフラム２及びシユラウド１を第６表に示す合金によつ
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は鋳物によつて構成される。
り、ガス流の上流側より初段及び２段目には中心孔１１
が設けられている。本実施例においてはいずれも第３表
に示す耐熱鋼によつて構成したものである。更に、本実
施例ではコンプレツサデイスク６のガス流の下流側での
最終段、デイスタントピース１９，タービンスペーサ１
８，タービンスタツキングボルト１３及びコンプレツサ
スタツキングボルト８に前述の第４表に示すNo.７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
ンプレツサブレード７，コンプレツサノズル１６，ダイ
ヤフラム２及びシユラウド１を第６表に示す合金によつ
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は鋳物によつて構成される。
第６表中タービンブレード，タービンノズル，シユラウ
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、シユラウドセグメント
（２）は２段目に使用したものである。
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、シユラウドセグメント
（２）は２段目に使用したものである。
タービンデイスクには全周にわたつて等間隔に各デイス
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。
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。
以上の構成によつて、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、タービンデイスク，デイスタント
ピース，スペーサコンプレツサデイスクの最終段、スタ
ツ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く、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。
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、タービンデイスク，デイスタント
ピース，スペーサコンプレツサデイスクの最終段、スタ
ツ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く、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。
本発明によれば、耐熱疲労性に優れたガスタービン用シ
ユラウドが得られ、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。
ユラウドが得られ、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。
第１図は本発明に係るシユ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
はシユ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No.との関係を示す線
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
と総クラツク長さとの関係を示す線図、第８図は耐火剤
添加量と総クラツク長さとの関係を示す線図、第９図は
ガスタービンシユラウドの斜視図、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
の例のシユラウドとタービン動翼との関係を示す構成図
である。 １……シユラウド、２……タービンケーシング、３……
タービン動翼、４……タービンデイスク、５……空気冷
却穴、６……コンプレツサデイスク、７……コンプレツ
サブレード、８……コンプレツサスタツキングボルト、
９……コンプレツサスタブシヤフト、１０……タービン
スタブシヤフト、１３……タービンスタツキングボル
ト、１４……タービンノズル、１５……燃焼器、１６…
…コンプレツサノズル、１７……燃焼器ライナ、１８…
…スペーサ、１９……タービンデイスタントピース、２
０……摺動面。
するガスタービンの回転部の斜視図、第２図及び第４図
はシユ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No.との関係を示す線
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
と総クラツク長さとの関係を示す線図、第８図は耐火剤
添加量と総クラツク長さとの関係を示す線図、第９図は
ガスタービンシユラウドの斜視図、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
の例のシユラウドとタービン動翼との関係を示す構成図
である。 １……シユラウド、２……タービンケーシング、３……
タービン動翼、４……タービンデイスク、５……空気冷
却穴、６……コンプレツサデイスク、７……コンプレツ
サブレード、８……コンプレツサスタツキングボルト、
９……コンプレツサスタブシヤフト、１０……タービン
スタブシヤフト、１３……タービンスタツキングボル
ト、１４……タービンノズル、１５……燃焼器、１６…
…コンプレツサノズル、１７……燃焼器ライナ、１８…
…スペーサ、１９……タービンデイスタントピース、２
０……摺動面。
Claims (22)
- 【請求項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
スタービン用シユラウドにおいて、該シユラウドは少な
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ユラウ
ド。 - 【請求項２】前記耐熱鋳造合金は重量で、Ｃ０．１〜
０．５％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２０〜３
５％，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，
希土類元素０．５％以下，Ｙ０．５％以下，Ｃａ０．５
％以下、Ｍｇ０．５％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
ガスタービン用シユラウド。 - 【請求項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
シユラウドとを備えたガスタービンにおいて、前記シユ
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／mm2以上、伸び率５％以上、７６０
℃の引張強さ２０kg／mm2以上、伸び率５％以上、８７
１℃，５．５kg／mm2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。 - 【請求項４】タービンスタブシヤフトと、該シヤフトに
タービンスタツ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イスクと、該デイ
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ユラウドと、前記ボルトによつ
て前記デイスクに連結されたデイスタントピースと、該
デイスタントピースにコンプレツサスタツキングボルト
によつて連結された複数個のコンプレツサデイスクと、
該デイスクに植込まれたコンプレツサブレードと、前記
コンプレツサデイスクの初段に一体に形成されたコンプ
レツサスタブシヤ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イスクは４５０℃で１０５時
間クリープ破断強度が５０kg／mm2以上及び５００℃で
１０３時間加熱後の２５℃Ｖノツチシヤルピー衝撃値が
５kg-m／cm2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、前記シユ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。 - 【請求項５】前記タービンスタツキングボルト，デイス
タントピース，タービンスペーサ，コンプレツサデイス
クの少なくとも最終段から中心部まで、コンプレツサス
タツ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。 - 【請求項６】前記マルテンサイト鋼は重量で、Ｃ０．０
５〜０．２％，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。 - 【請求項７】前記マルテンサイト鋼は、４５０℃で５０
kg／mm2以上の１０万時間クリープ破断強度と５kg-m／c
m2以上のＶノツチシヤルピー衝撃値を有する請求項６に
記載のガスタービン。 - 【請求項８】前記タービンスタブシヤフトは重量で、Ｃ
０．２〜０．４％，Ｍｎ０．５〜１．５％，Ｓｉ０．１
〜０．５，Ｃｒ０．５〜１．５％，Ｎｉ０．５％以下Ｍ
ｏ１．０〜２．０％，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。 - 【請求項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，Ｖ
０．０５〜０．３％，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。 - 【請求項１０】前記タービンスタツキングボルトが重量
で、０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％
以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１．５〜３％，Ｎｉ３％以
下，Ｖ０．０５〜０．３％，Ｎｂ０．０２〜０．２％，
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に記載のガスタービン。 - 【請求項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，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１．５〜３％，Ｎｉ３％
以下，Ｖ０．０５〜０．３％，Ｎｂ０．０２〜０．２
％，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に記載のガスタービ
ン。 - 【請求項１２】前記コンプレツサースタツキングボルト
が重量でＣ０．０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ１％以下，Ｃｒ８〜１３％，Ｍｏ１．５〜３％，Ｎｉ
３％以下，Ｖ０．０５〜０．３％，Ｎｂ０．０２〜０．
２％，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に記載のガスター
ビン。 - 【請求項１３】前記コンプレツサブレードは重量でＣ0.
05〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下，Ｃｒ
１０〜１３％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。 - 【請求項１４】前記コンプレツサデイスクのガス上流側
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，Ｃ
ｒ１〜２％，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
く前記デイスクを重量で、Ｃ０．２〜０．４％，Ｓｉ
０．１〜０．５％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。 - 【請求項１５】前記コンプレツサスタブシヤフトが重量
でＣ０．１５〜０．３％，Ｍｎ０．６％以下，Ｓｉ０．
５％以下，Ｎｉ２．０〜４．０％，Ｃｒ１〜２％，Ｍｏ
０．５〜１％，Ｖ０．０５〜０．２％を含み、残部がＦ
ｅ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。 - 【請求項１６】タービンスタブシヤフトと、該シヤフト
にタービンスタツ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イスクと、該デ
イ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ユラウドと、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イスクに連結
されたデイスタントピースと、該デイスタントピースに
コンプレツサスタツキングボルトによつて連結された複
数個のコンプレツサデイスクと、該デイスクに植込まれ
たコンプレツサブレードと、前記コンプレツサデイスク
の初段に一体に形成されたコンプレツサスタブシヤフト
を備えたガスタービンにおいて、前記シユラウドは前記
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％，Ｆｅ１０〜３
０％，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，Ｍ
ｎ２％以下，Ｃｒ２０〜２７％，Ｎｉ２０〜３０％，Ｎ
ｂ０．１〜０．５％，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
のシユ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。 - 【請求項１７】前記コンプレツサノズルは重量でＣ０．
０５〜０．２％，Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１％以下，Ｃ
ｒ１０〜１３％と、又は更にＮｉ０．５％以下及びＭｏ
０．５％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、前記コンプレツサデイスクの初
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％，Ｍｏ０．５〜１％，Ｖ０．０５〜０．２％及び残
部が実質的にＦｅからなり、前記コンプレツサデイスク
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。 - 【請求項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％，Ｂ
０．００５〜０．０３％，Ｔｉ２〜７％，Ａｌ３〜７％
と、Ｎｂ１．５％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％，Ｈｆ
０．０１〜０．５％，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Ｎｉ基鋳造合金からなり、前記タービンノズルは重
量でＣ０．２０〜０．６％，Ｓｉ２％以下，Ｍｎ２％以
下，Ｃｒ２５〜３５％，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，Ｃｒ２０〜２５％，Ｃｏ０．５〜５％，Ｍｏ５〜１
５％，Ｆｅ１０〜３０％，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。 - 【請求項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ユラウドを鋳
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
ビン用シユラウドの製造法。 - 【請求項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１〜１
０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ユラウドの製造法。 - 【請求項２１】前記鋳型は無機バインダを含む請求項２
０に記載のガスタービン用シユラウドの製造法。 - 【請求項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ユラウドを鋳
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ユ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ユラウドの製造法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63058326A JPH0639885B2 (ja) | 1988-03-14 | 1988-03-14 | ガスタービン用シュラウド及びガスタービン |
| US07/321,880 US4988266A (en) | 1988-03-14 | 1989-03-10 | Gas turbine and shroud for gas turbine |
| DE68922873T DE68922873T2 (de) | 1988-03-14 | 1989-03-14 | Gasturbine, Deckband für eine Gasturbine und Verfahren zur Herstellung des Deckbandes. |
| EP89104488A EP0333129B1 (en) | 1988-03-14 | 1989-03-14 | Gas turbine, shroud for gas turbine and method of producing the shroud |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63058326A JPH0639885B2 (ja) | 1988-03-14 | 1988-03-14 | ガスタービン用シュラウド及びガスタービン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01237306A JPH01237306A (ja) | 1989-09-21 |
| JPH0639885B2 true JPH0639885B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=13081174
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63058326A Expired - Lifetime JPH0639885B2 (ja) | 1988-03-14 | 1988-03-14 | ガスタービン用シュラウド及びガスタービン |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4988266A (ja) |
| EP (1) | EP0333129B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0639885B2 (ja) |
| DE (1) | DE68922873T2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0713891U (ja) * | 1993-08-13 | 1995-03-10 | 大東重機工事株式会社 | ワイヤーロープ巻き取り装置 |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5383768A (en) * | 1989-02-03 | 1995-01-24 | Hitachi, Ltd. | Steam turbine, rotor shaft thereof, and heat resisting steel |
| US5906096A (en) * | 1992-08-06 | 1999-05-25 | Hitachi, Ltd. | Compressor for turbine and gas turbine |
| US5320687A (en) * | 1992-08-26 | 1994-06-14 | General Electric Company | Embrittlement resistant stainless steel alloy |
| WO1997030272A1 (fr) * | 1996-02-16 | 1997-08-21 | Hitachi, Ltd. | Installation de production d'energie par turbine a vapeur et cette turbine |
| DE19607736A1 (de) * | 1996-02-29 | 1997-09-04 | Siemens Ag | Turbinenwelle |
| JPH10245658A (ja) * | 1997-03-05 | 1998-09-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高Ｃｒ精密鋳造材及びタービン翼 |
| JPH10265909A (ja) * | 1997-03-25 | 1998-10-06 | Toshiba Corp | 高靭性耐熱鋼、タービンロータ及びその製造方法 |
| WO1999031365A1 (fr) * | 1997-12-15 | 1999-06-24 | Hitachi, Ltd. | Turbine a gaz utilisee pour produire de l'energie et systeme mixte de production d'energie |
| US6059525A (en) * | 1998-05-19 | 2000-05-09 | General Electric Co. | Low strain shroud for a turbine technical field |
| US6220234B1 (en) | 1999-03-04 | 2001-04-24 | Cummins Engine Company | Coated compressor diffuser |
| US6574966B2 (en) | 2000-06-08 | 2003-06-10 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine for power generation |
| US6901810B1 (en) | 2002-08-08 | 2005-06-07 | Williams International Co. L.L.C. | Method of cyclic testing |
| US6821085B2 (en) * | 2002-09-30 | 2004-11-23 | General Electric Company | Turbine engine axially sealing assembly including an axially floating shroud, and assembly method |
| US6884026B2 (en) * | 2002-09-30 | 2005-04-26 | General Electric Company | Turbine engine shroud assembly including axially floating shroud segment |
| US7553383B2 (en) * | 2003-04-25 | 2009-06-30 | General Electric Company | Method for fabricating a martensitic steel without any melting |
| JP4509664B2 (ja) * | 2003-07-30 | 2010-07-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン発電設備 |
| US20100136258A1 (en) * | 2007-04-25 | 2010-06-03 | Strock Christopher W | Method for improved ceramic coating |
| US20090129967A1 (en) * | 2007-11-09 | 2009-05-21 | General Electric Company | Forged austenitic stainless steel alloy components and method therefor |
| US8206085B2 (en) * | 2009-03-12 | 2012-06-26 | General Electric Company | Turbine engine shroud ring |
| US8105014B2 (en) * | 2009-03-30 | 2012-01-31 | United Technologies Corporation | Gas turbine engine article having columnar microstructure |
| US8858156B2 (en) * | 2010-08-12 | 2014-10-14 | General Electric Company | Fragment containment assembly and method for adding a fragment containment assembly to a turbine |
| US8870523B2 (en) | 2011-03-07 | 2014-10-28 | General Electric Company | Method for manufacturing a hot gas path component and hot gas path turbine component |
| US9127549B2 (en) | 2012-04-26 | 2015-09-08 | General Electric Company | Turbine shroud cooling assembly for a gas turbine system |
| US9416671B2 (en) | 2012-10-04 | 2016-08-16 | General Electric Company | Bimetallic turbine shroud and method of fabricating |
| US9587504B2 (en) * | 2012-11-13 | 2017-03-07 | United Technologies Corporation | Carrier interlock |
| JP6136210B2 (ja) * | 2012-11-21 | 2017-05-31 | 株式会社Ihi | 鋳型及びその製造方法、精密鋳造装置並びに精密鋳造方法 |
| US9015944B2 (en) | 2013-02-22 | 2015-04-28 | General Electric Company | Method of forming a microchannel cooled component |
| US10557358B2 (en) | 2015-02-06 | 2020-02-11 | United Technologies Corporation | Gas turbine engine containment structures |
| US11015485B2 (en) * | 2019-04-17 | 2021-05-25 | Rolls-Royce Corporation | Seal ring for turbine shroud in gas turbine engine with arch-style support |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2693413A (en) * | 1951-01-31 | 1954-11-02 | Firth Vickers Stainless Steels Ltd | Alloy steels |
| GB741935A (en) * | 1952-08-22 | 1955-12-14 | Hadfields Ltd | Improvements in alloy steels |
| FR1140573A (fr) * | 1956-01-25 | 1957-07-29 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Aciers ferritiques au chrome |
| US3259948A (en) * | 1962-04-09 | 1966-07-12 | Howe Sound Co | Making fine grained castings |
| US3139337A (en) * | 1962-05-31 | 1964-06-30 | Gen Electric | Alloys |
| US3598167A (en) * | 1968-11-01 | 1971-08-10 | United Aircraft Corp | Method and means for the production of columnar-grained castings |
| US3908733A (en) * | 1973-10-26 | 1975-09-30 | United Technologies Corp | Method and apparatus for control of alloy in columnar grain castings |
| JPS5347324A (en) * | 1976-10-12 | 1978-04-27 | Gen Electric | Method to manufacture precision die casting metal product |
| US4615658A (en) * | 1983-07-21 | 1986-10-07 | Hitachi, Ltd. | Shroud for gas turbines |
| DE3789776T2 (de) * | 1986-02-05 | 1994-08-18 | Hitachi Ltd | Hitzebeständiger Stahl und daraus hergestellte Gasturbinenteile. |
-
1988
- 1988-03-14 JP JP63058326A patent/JPH0639885B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-03-10 US US07/321,880 patent/US4988266A/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-03-14 EP EP89104488A patent/EP0333129B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-14 DE DE68922873T patent/DE68922873T2/de not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0713891U (ja) * | 1993-08-13 | 1995-03-10 | 大東重機工事株式会社 | ワイヤーロープ巻き取り装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0333129B1 (en) | 1995-05-31 |
| DE68922873T2 (de) | 1995-10-19 |
| JPH01237306A (ja) | 1989-09-21 |
| US4988266A (en) | 1991-01-29 |
| DE68922873D1 (de) | 1995-07-06 |
| EP0333129A3 (en) | 1991-08-28 |
| EP0333129A2 (en) | 1989-09-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0639885B2 (ja) | ガスタービン用シュラウド及びガスタービン | |
| CN109468495B (zh) | 钴基合金层叠造型体、钴基合金制造物以及它们的制造方法 | |
| JP6713071B2 (ja) | コバルト基合金積層造形体の製造方法 | |
| EP1710322B1 (en) | Nickel based superalloy compositions, articles, and methods of manufacture | |
| US5611670A (en) | Blade for gas turbine | |
| JP3164972B2 (ja) | ガスタービン用動翼及びその製造法とそれを用いたガスタービン | |
| WO2020121367A1 (ja) | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 | |
| EP2471965A1 (en) | Ni-based superalloy, and turbine rotor and stator blades for gas turbine using the same | |
| JPH07286503A (ja) | 高効率ガスタービン | |
| JP4409409B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基超合金とその製造法及びガスタービン | |
| EP2623623B1 (en) | Heat-resistant ferritic cast steel having excellent melt flowability, freedom from gas defect, toughness, and machinability, and exhaust system component comprising same | |
| JP5063550B2 (ja) | ニッケル基合金及びそれを用いたガスタービン翼 | |
| JP5201775B2 (ja) | 高温合金 | |
| JP6982172B2 (ja) | Ｎｉ基超合金鋳造材およびそれを用いたＮｉ基超合金製造物 | |
| RU2112069C1 (ru) | Литейный жаропрочный сплав на основе никеля | |
| JP2700409B2 (ja) | ガスタービン用シュラウド及びその製造法 | |
| CN109554579A (zh) | 一种镍基合金、其制备方法与制造物品 | |
| CN109554580A (zh) | 一种镍基合金、其制备方法与制造物品 | |
| JP2702360B2 (ja) | ガスタービン用シュラウドの製法およびそれを用いたガスタービンの製法 | |
| US8241560B2 (en) | Nickel base superalloy and single crystal castings | |
| JPH09144502A (ja) | ガスタービンブレード及びその製造方法並びにガスタービン | |
| JP4223627B2 (ja) | ニッケル基単結晶耐熱超合金、その製造方法及びニッケル基単結晶耐熱超合金を用いたタービン翼 | |
| JPH10102175A (ja) | Ｃｏ基耐熱合金とガスタービン用部材及びガスタービン | |
| CN115558823A (zh) | 具有优异的高温力学及热疲劳性能的镍基高温合金及其制备方法 | |
| CN109554581A (zh) | 一种镍基合金、其制备方法与制造物品 |