JPH08143995A - Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン - Google Patents
Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービンInfo
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- JPH08143995A JPH08143995A JP28312694A JP28312694A JPH08143995A JP H08143995 A JPH08143995 A JP H08143995A JP 28312694 A JP28312694 A JP 28312694A JP 28312694 A JP28312694 A JP 28312694A JP H08143995 A JPH08143995 A JP H08143995A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】高温環境下でのクリープ破断強度の高いＮｉ基
単結晶合金に係り、特に高温で使用されるガスタービン
ブレード及びノズルに好適なＮｉ基単結晶合金を製造
し、提供する。 【構成】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ からなる
γ′相が析出したＮｉ基単結晶合金において、前記γ′
相が、前記γ相及びγ′相よりも高融点を有する金属化
合物相によって囲まれた組織を有する高温環境下でのク
リープ破断強度の高いＮｉ基単結晶合金及びそれを用い
たガスタービン。 【効果】本発明の高温環境下でのクリープ破断強度の高
いＮｉ基単結晶合金をガスタービンブレード及びノズル
に適用することにより、長期間にわたり信頼性の高い超
高温発電用ガスタービン装置が提供できる。
単結晶合金に係り、特に高温で使用されるガスタービン
ブレード及びノズルに好適なＮｉ基単結晶合金を製造
し、提供する。 【構成】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ からなる
γ′相が析出したＮｉ基単結晶合金において、前記γ′
相が、前記γ相及びγ′相よりも高融点を有する金属化
合物相によって囲まれた組織を有する高温環境下でのク
リープ破断強度の高いＮｉ基単結晶合金及びそれを用い
たガスタービン。 【効果】本発明の高温環境下でのクリープ破断強度の高
いＮｉ基単結晶合金をガスタービンブレード及びノズル
に適用することにより、長期間にわたり信頼性の高い超
高温発電用ガスタービン装置が提供できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高温環境下でのクリー
プ破断強度の高いＮｉ基単結晶合金に係り、特に高温で
使用されるガスタービンブレード材料及びノズル材料に
好適なＮｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン
に関する。
プ破断強度の高いＮｉ基単結晶合金に係り、特に高温で
使用されるガスタービンブレード材料及びノズル材料に
好適なＮｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン
に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、発電用ガスタービンの第一段動翼
には、多結晶の普通鋳造合金及び応力負荷方向に結晶粒
界をもたない一方向柱状凝固合金が適用されていたが、
発電用ガスタービンの燃焼効率の向上のため、燃焼温度
をより高くする試みがなされている。特に高効率コンバ
インドサイクル発電システムにおける超高温ガスタービ
ンの実現には、そのキーコンポーネントである第一段動
翼において従来の普通鋳造合金及び一方向柱状凝固合金
は、発電用ガスタービンの燃焼温度高温化には対応困難
であり、高温強度に優れ単結晶合金の使用が必須である
と考えられている。特開平2−138431 号には、ガスター
ビンエンジンのブレード材料としてクリープ破断強度及
び耐酸化性に優れるＮｉ基単結晶合金が開示されてい
る。
には、多結晶の普通鋳造合金及び応力負荷方向に結晶粒
界をもたない一方向柱状凝固合金が適用されていたが、
発電用ガスタービンの燃焼効率の向上のため、燃焼温度
をより高くする試みがなされている。特に高効率コンバ
インドサイクル発電システムにおける超高温ガスタービ
ンの実現には、そのキーコンポーネントである第一段動
翼において従来の普通鋳造合金及び一方向柱状凝固合金
は、発電用ガスタービンの燃焼温度高温化には対応困難
であり、高温強度に優れ単結晶合金の使用が必須である
と考えられている。特開平2−138431 号には、ガスター
ビンエンジンのブレード材料としてクリープ破断強度及
び耐酸化性に優れるＮｉ基単結晶合金が開示されてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】発電用ガスタービン部
品は、点検及び交換作業のサイクルが長く、次世代の超
高温ガスタービンの開発において、第一段動翼には、Ｎ
ｉ基γ相に主にＮi3Ａｌからなるγ′相が析出したＮｉ
基単結晶合金の使用が考えられている。しかし従来この
析出γ′相は長時間のクリープ試験中に立方体状組織が
板状組織、いわゆるラフト組織に変化しはじめ、組織が
乱れだし最終的には破断にいたるため、高温環境下で長
時間クリープ破断強度が高いＮｉ基単結晶合金が必要で
ある。
品は、点検及び交換作業のサイクルが長く、次世代の超
高温ガスタービンの開発において、第一段動翼には、Ｎ
ｉ基γ相に主にＮi3Ａｌからなるγ′相が析出したＮｉ
基単結晶合金の使用が考えられている。しかし従来この
析出γ′相は長時間のクリープ試験中に立方体状組織が
板状組織、いわゆるラフト組織に変化しはじめ、組織が
乱れだし最終的には破断にいたるため、高温環境下で長
時間クリープ破断強度が高いＮｉ基単結晶合金が必要で
ある。
【０００４】本発明の目的は、発電用ガスタービンブレ
ード材料及びノズル材料で使用されることに適するクリ
ープ試験中においても、長時間ラフト組織を発生しない
高温環境下でのクリープ破断強度の高いＮｉ基単結晶合
金材料を提供することにある。
ード材料及びノズル材料で使用されることに適するクリ
ープ試験中においても、長時間ラフト組織を発生しない
高温環境下でのクリープ破断強度の高いＮｉ基単結晶合
金材料を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】析出γ′相の初期の立方
体状組織が、板状組織、いわゆるラフト組織に変化する
のは、γ′相間の応力軸に平行なγ相中に隣接γ′相を
つなぐように転位が発生し、この欠陥を介してγ′相中
のＡｌ原子がγ相中に拡散することに起因する。
体状組織が、板状組織、いわゆるラフト組織に変化する
のは、γ′相間の応力軸に平行なγ相中に隣接γ′相を
つなぐように転位が発生し、この欠陥を介してγ′相中
のＡｌ原子がγ相中に拡散することに起因する。
【０００６】従ってＡｌ原子の拡散を抑制すれば、γ′
相立方体状組織の変形を防ぐことが可能になる。上記課
題を解決するために本発明では、γ相とγ′相との間に
Ａｌ原子の拡散の障壁となる層を設けることに着眼し、
具体的には、Ｎｉ基単結晶合金の析出γ′相が、Ａｌの
拡散バリア層となるγ及びγ′相よりも高融点を有する
金属化合物相で囲まれた組織を有するＮｉ基単結晶合金
を提供するものである。本発明のＮｉ基単結晶合金は、
Ａｌ：４.０〜６.０重量％，Ｗ：２.０〜13.0重量％，
Ｔａ：２.０〜９.０重量％，Ｃｒ：５.０〜９.０ 重量
％，Ｍｏ：１.０〜６.０ 重量％，Ｒｅ：０.２〜２.０
重量％，Ｂ：０.５〜２.０重量％，Ｃ：０.５〜２.０重
量％，Ｎｉ：５０重量％以上からなる。なおこの金属化
合物相は、固溶化熱処理後に金属化合物析出のための熱
処理を施し、析出形成する。また、この金属化合物相
は、安定であることが必要であり、γ相及びγ′相より
も高融点を有するＮｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物
のいずれかであることが好ましい。
相立方体状組織の変形を防ぐことが可能になる。上記課
題を解決するために本発明では、γ相とγ′相との間に
Ａｌ原子の拡散の障壁となる層を設けることに着眼し、
具体的には、Ｎｉ基単結晶合金の析出γ′相が、Ａｌの
拡散バリア層となるγ及びγ′相よりも高融点を有する
金属化合物相で囲まれた組織を有するＮｉ基単結晶合金
を提供するものである。本発明のＮｉ基単結晶合金は、
Ａｌ：４.０〜６.０重量％，Ｗ：２.０〜13.0重量％，
Ｔａ：２.０〜９.０重量％，Ｃｒ：５.０〜９.０ 重量
％，Ｍｏ：１.０〜６.０ 重量％，Ｒｅ：０.２〜２.０
重量％，Ｂ：０.５〜２.０重量％，Ｃ：０.５〜２.０重
量％，Ｎｉ：５０重量％以上からなる。なおこの金属化
合物相は、固溶化熱処理後に金属化合物析出のための熱
処理を施し、析出形成する。また、この金属化合物相
は、安定であることが必要であり、γ相及びγ′相より
も高融点を有するＮｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物
のいずれかであることが好ましい。
【０００７】
【作用】本発明によるＮｉ基単結晶合金に含有される各
元素の役割を次に示す。
元素の役割を次に示す。
【０００８】Ａｌは、Ｎｉ基単結晶合金の強化因子であ
るγ′相すなわちＮｉ3Ａｌ を析出させて、高温強度に
寄与するが、過剰に添加すると溶接性が低下する。添加
量としては、４.０〜６.０重量％が適正である。
るγ′相すなわちＮｉ3Ａｌ を析出させて、高温強度に
寄与するが、過剰に添加すると溶接性が低下する。添加
量としては、４.０〜６.０重量％が適正である。
【０００９】Ｗ，Ｍｏは、マトリックスに固溶して強化
し、特に長時間強度の改善に効果が大きいが、過剰に添
加すると有害相析出を助長し、強度を低下させる。添加
量としては、Ｗ：２.０〜１３.０重量％，Ｍｏ：１.０
〜６.０重量％が適正である。Ｔａは、強化因子である
γ′相に固溶され、高温強度を向上するが、過剰に添加
すると粒界に粗大炭化物を形成し、強度を低下させる。
添加量としては、Ｔａ：２.０〜９.０重量％が適正であ
る。
し、特に長時間強度の改善に効果が大きいが、過剰に添
加すると有害相析出を助長し、強度を低下させる。添加
量としては、Ｗ：２.０〜１３.０重量％，Ｍｏ：１.０
〜６.０重量％が適正である。Ｔａは、強化因子である
γ′相に固溶され、高温強度を向上するが、過剰に添加
すると粒界に粗大炭化物を形成し、強度を低下させる。
添加量としては、Ｔａ：２.０〜９.０重量％が適正であ
る。
【００１０】Ｃｒは、耐食性を改善するものであるが、
過剰に添加すると有害相析出，炭化物粗大化を起こし、
高温強度を低下させる。添加量としては、Ｃｒ：５.０
〜9.0重量％が適正である。
過剰に添加すると有害相析出，炭化物粗大化を起こし、
高温強度を低下させる。添加量としては、Ｃｒ：５.０
〜9.0重量％が適正である。
【００１１】Ｒｅは、耐高温腐食性を向上させるが、過
剰に添加すると効果が飽和し、かえって延性，靭性の低
下を招く。添加量としては、Ｒｅ：０.２〜２.０重量％
が適正である。
剰に添加すると効果が飽和し、かえって延性，靭性の低
下を招く。添加量としては、Ｒｅ：０.２〜２.０重量％
が適正である。
【００１２】本発明によるＮｉ基単結晶合金材料の耐ク
リープ性及び高温強度の向上は、図１に示すように、析
出γ′相の周囲にγ相及びγ′相よりも高融点を有する
金属化合物の薄い層を形成することにより、Ａｌの拡散
バリア層を設け、γ′相中のＡｌのγ相への拡散が抑制
されることにより達成されるものである。
リープ性及び高温強度の向上は、図１に示すように、析
出γ′相の周囲にγ相及びγ′相よりも高融点を有する
金属化合物の薄い層を形成することにより、Ａｌの拡散
バリア層を設け、γ′相中のＡｌのγ相への拡散が抑制
されることにより達成されるものである。
【００１３】γ及びγ′相よりも高融点を有する金属化
合物は、固溶化熱処理後に金属化合物析出のための熱処
理を施し、Ｎｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物のいず
れかの化合物をγ相及びγ′相間の整合粒界部に析出形
成し、製造する。金属化合物相粒界部を共有結合化して
Ａｌ原子の拡散を抑制にすることにより、γ′相の立方
体状組織が、板状組織、いわゆるラフト組織に変化せ
ず、耐クリープ性及び高温強度の向上が達成される。
合物は、固溶化熱処理後に金属化合物析出のための熱処
理を施し、Ｎｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物のいず
れかの化合物をγ相及びγ′相間の整合粒界部に析出形
成し、製造する。金属化合物相粒界部を共有結合化して
Ａｌ原子の拡散を抑制にすることにより、γ′相の立方
体状組織が、板状組織、いわゆるラフト組織に変化せ
ず、耐クリープ性及び高温強度の向上が達成される。
【００１４】ここで、ほう化物もしくは炭化物を形成さ
せるためのＢ，Ｃは、一方向柱状凝固合金において粒界
強化元素として知られており、これらは粒界部に偏析し
やすい性質を有し、γ及びγ′相よりも高融点を有する
Ｎｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物のいずれかの金属
化合物相を形成する。これらの化合物の厚さは、薄過ぎ
るとＡｌ原子の拡散を十分に抑制できず、厚過ぎると強
度の低下を招くため、０.０１〜０.１μｍが望ましい。
せるためのＢ，Ｃは、一方向柱状凝固合金において粒界
強化元素として知られており、これらは粒界部に偏析し
やすい性質を有し、γ及びγ′相よりも高融点を有する
Ｎｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化物のいずれかの金属
化合物相を形成する。これらの化合物の厚さは、薄過ぎ
るとＡｌ原子の拡散を十分に抑制できず、厚過ぎると強
度の低下を招くため、０.０１〜０.１μｍが望ましい。
【００１５】この金属化合物相は、Ａｌ原子をγ′相内
に閉じ込めてγ相への拡散を抑制する拡散バリア層とし
ての作用を生じる。
に閉じ込めてγ相への拡散を抑制する拡散バリア層とし
ての作用を生じる。
【００１６】これにより高温環境下でもγ′相の立方体
状組織が板状組織に変化することなく立方体状組織を維
持しγ′相組織の乱れによるクリープ破断を防ぐ作用が
ある。
状組織が板状組織に変化することなく立方体状組織を維
持しγ′相組織の乱れによるクリープ破断を防ぐ作用が
ある。
【００１７】上記Ｎｉ基単結晶合金は、耐クリープ性及
び高温強度に優れているため、超高温発電用ガスタービ
ンブレード及びノズルなどの部材に好適であり、信頼性
の高い発電用ガスタービンの提供に有効である。
び高温強度に優れているため、超高温発電用ガスタービ
ンブレード及びノズルなどの部材に好適であり、信頼性
の高い発電用ガスタービンの提供に有効である。
【００１８】
（実施例１）表１に示す組成の試料について高周波溶解
炉によりマスターインゴットを作製し、多結晶状態のま
ま一方向凝固炉にて、単結晶化した。
炉によりマスターインゴットを作製し、多結晶状態のま
ま一方向凝固炉にて、単結晶化した。
【００１９】
【表１】
【００２０】表１中の試料Ｎo.１が、本発明のＮｉ基単
結晶合金試料の組成であり、試料Ｎo.２，３，４は、試
料Ｎo.１と比較するために作製した試料の組成である。
結晶合金試料の組成であり、試料Ｎo.２，３，４は、試
料Ｎo.１と比較するために作製した試料の組成である。
【００２１】単結晶試料は、ＨＣｌ：Ｈ2Ｏ2＝９：１の
腐食液でマクロエッチングをおこない、単結晶化されて
いることを目視確認後、さらに高純度アルゴン雰囲気中
で熱処理した。
腐食液でマクロエッチングをおこない、単結晶化されて
いることを目視確認後、さらに高純度アルゴン雰囲気中
で熱処理した。
【００２２】本発明のＮｉ基単結晶合金試料Ｎo.１につ
いては、固溶化熱処理：１３００℃×４時間加熱，金属
化合物相析出処理：１１５０℃×１０時間加熱後空冷，
時効処理（第一段）：１０８０℃×４時間加熱後空冷，
時効処理（第二段）：８７０℃×２０時間加熱後空冷の
熱処理を実施し、金属化合物相析出処理によりγ相と
γ′相との境界の位置に偏析が析出し、γ′相の周りに
γ及びγ′相よりも高融点を有する厚さ０.０５μｍ の
金属化合物相を形成した。
いては、固溶化熱処理：１３００℃×４時間加熱，金属
化合物相析出処理：１１５０℃×１０時間加熱後空冷，
時効処理（第一段）：１０８０℃×４時間加熱後空冷，
時効処理（第二段）：８７０℃×２０時間加熱後空冷の
熱処理を実施し、金属化合物相析出処理によりγ相と
γ′相との境界の位置に偏析が析出し、γ′相の周りに
γ及びγ′相よりも高融点を有する厚さ０.０５μｍ の
金属化合物相を形成した。
【００２３】Ｎo.２，３，４の比較試料は、金属化合物
相析出処理を除き、同じく固溶化熱処理，時効処理（第
一段），時効処理（第二段）の熱処理を実施した。
相析出処理を除き、同じく固溶化熱処理，時効処理（第
一段），時効処理（第二段）の熱処理を実施した。
【００２４】試料Ｎo.１についてのＥＰＭＡによるＮ
ｉ，Ａｌ，Ｂ，Ｃの化学分析結果を、図２に示す。図２
（ａ）は、Ｎｉ及びＡｌの組成分析結果を示す。γ相は
Ｎｉをベースとする固溶体であるので、その主成分であ
るＮｉが大部分をしめていることがわかる。γ′相で
は、Ｎｉ3Ａｌ の化学量論比に従ってγ相に比べて高い
Ａｌ濃度となっていることがわかる。
ｉ，Ａｌ，Ｂ，Ｃの化学分析結果を、図２に示す。図２
（ａ）は、Ｎｉ及びＡｌの組成分析結果を示す。γ相は
Ｎｉをベースとする固溶体であるので、その主成分であ
るＮｉが大部分をしめていることがわかる。γ′相で
は、Ｎｉ3Ａｌ の化学量論比に従ってγ相に比べて高い
Ａｌ濃度となっていることがわかる。
【００２５】γ相とγ′相の界面層では、γ相及びγ′
相の中間の組成であることがわかる。図２（ｂ）は、
Ｂ，Ｃの分析結果を示す。Ｂ，Ｃなどの軽い元素の定量
分析は困難であるのでＢ，Ｃのピーク強度で定性的に元
素分析をおこなった。Ｂ，Ｃは本来、格子の乱れた粒界
部に偏析しやすい元素である。試料Ｎo.１においては、
整合な界面であっても、固溶化熱処理後の金属化合物相
析出処理の長い保持時間のため、界面層にＢ，Ｃ偏析が
析出し、γ及びγ′相よりも高融点を有する金属化合物
相が、ＮｉまたはＡｌのほう化物もしくは炭化物で形成
されていることがこの分析結果よりわかる。
相の中間の組成であることがわかる。図２（ｂ）は、
Ｂ，Ｃの分析結果を示す。Ｂ，Ｃなどの軽い元素の定量
分析は困難であるのでＢ，Ｃのピーク強度で定性的に元
素分析をおこなった。Ｂ，Ｃは本来、格子の乱れた粒界
部に偏析しやすい元素である。試料Ｎo.１においては、
整合な界面であっても、固溶化熱処理後の金属化合物相
析出処理の長い保持時間のため、界面層にＢ，Ｃ偏析が
析出し、γ及びγ′相よりも高融点を有する金属化合物
相が、ＮｉまたはＡｌのほう化物もしくは炭化物で形成
されていることがこの分析結果よりわかる。
【００２６】次に作製した試料について、クリープ試験
中のγ′相微構造の形状変化を観察するために、画像処
理装置によりγ′相の縦横比を解析した。クリープ試験
条件は、９４０℃，１５０ＭＰａとした。所定の時間毎
に試験片の断面のγ′相を観察し微構造の変化を画像処
理装置によりγ′相の縦横比を解析した。図３に全ての
試料のクリープ試験中のγ′相アスペクト比の変化の結
果を示す。試料Ｎo.１については、γ′相を囲む厚さ
０.０５μｍ の金属化合物の薄い層が形成されているこ
とにより、γ′相の形状変化がほとんど起こっていな
い。このことは、γ′相中のＡｌのγ相への拡散が抑制
されることにより達成されるものでγ′相が安定に保持
されていることがわかる。すなわち、γ′相の立方体状
組織の形状が変化しないことは、高温強度が低下しない
ことにつながり、高温での材料の安定性が高まることに
つながる。
中のγ′相微構造の形状変化を観察するために、画像処
理装置によりγ′相の縦横比を解析した。クリープ試験
条件は、９４０℃，１５０ＭＰａとした。所定の時間毎
に試験片の断面のγ′相を観察し微構造の変化を画像処
理装置によりγ′相の縦横比を解析した。図３に全ての
試料のクリープ試験中のγ′相アスペクト比の変化の結
果を示す。試料Ｎo.１については、γ′相を囲む厚さ
０.０５μｍ の金属化合物の薄い層が形成されているこ
とにより、γ′相の形状変化がほとんど起こっていな
い。このことは、γ′相中のＡｌのγ相への拡散が抑制
されることにより達成されるものでγ′相が安定に保持
されていることがわかる。すなわち、γ′相の立方体状
組織の形状が変化しないことは、高温強度が低下しない
ことにつながり、高温での材料の安定性が高まることに
つながる。
【００２７】一方、Ｂ，Ｃの含まれていないＮo.２，
３，４の試料は、時間の経過とともに、γ′相の形状変
化がおきる。これらにおいては、応力軸に垂直方向に
γ′相がのびていき、最終的には試験片の破断にいた
る。
３，４の試料は、時間の経過とともに、γ′相の形状変
化がおきる。これらにおいては、応力軸に垂直方向に
γ′相がのびていき、最終的には試験片の破断にいた
る。
【００２８】さらに、耐クリープ強度を調べるために、
クリープラプチャー試験を行った。試験は、所定温度に
昇温後約２時間保持し、荷重を負荷して試験を行った。
試験条件は、８７０℃−５３９.０ＭＰａ，９４０℃−
３４３.０ＭＰａ，１０４０℃−２０５.８ ＭＰａ，１
０４０℃−１６６.６ＭＰａ，１０４０℃−１３７.２Ｍ
Ｐａとした。図４に、クリープラプチャー試験結果をラ
ーソンミラーパラメータを用いて示す。ラーソンミラー
曲線は、試験温度と破断時間から求めたラーソンミラー
パラメータを横軸に、負荷応力を縦軸にとったもので、
曲線が右側に位置するほど耐クリープ強度が高いことを
示している。
クリープラプチャー試験を行った。試験は、所定温度に
昇温後約２時間保持し、荷重を負荷して試験を行った。
試験条件は、８７０℃−５３９.０ＭＰａ，９４０℃−
３４３.０ＭＰａ，１０４０℃−２０５.８ ＭＰａ，１
０４０℃−１６６.６ＭＰａ，１０４０℃−１３７.２Ｍ
Ｐａとした。図４に、クリープラプチャー試験結果をラ
ーソンミラーパラメータを用いて示す。ラーソンミラー
曲線は、試験温度と破断時間から求めたラーソンミラー
パラメータを横軸に、負荷応力を縦軸にとったもので、
曲線が右側に位置するほど耐クリープ強度が高いことを
示している。
【００２９】これよりγ相とγ′相との境界に金属化合
物相が形成され、γ′相が金属化合物に囲まれた試料Ｎ
o.１については、比較試料より耐クリープ強度にも優れ
ていることがわかる。
物相が形成され、γ′相が金属化合物に囲まれた試料Ｎ
o.１については、比較試料より耐クリープ強度にも優れ
ていることがわかる。
【００３０】（実施例２）図５は、本発明の実施例であ
る発電用ガスタービンブレードの斜視図である。タービ
ンブレード３は、翼部１２と該翼部１２に連なる平坦部
を有するプラットフォーム１３と該プラットフォーム１
３に連なるシャンク１５と該シャンク１５の両側に設け
られた突起からなるフィン１４と前記シャンク１５に連
なるダブティル１６とを有する。また、図６は、本発明
の実施例である発電用ガスタービンノズルの斜視図であ
る。タービンノズル１０は、１個の翼部と該翼部両端に
形成されたサイドウォールとを有する。
る発電用ガスタービンブレードの斜視図である。タービ
ンブレード３は、翼部１２と該翼部１２に連なる平坦部
を有するプラットフォーム１３と該プラットフォーム１
３に連なるシャンク１５と該シャンク１５の両側に設け
られた突起からなるフィン１４と前記シャンク１５に連
なるダブティル１６とを有する。また、図６は、本発明
の実施例である発電用ガスタービンノズルの斜視図であ
る。タービンノズル１０は、１個の翼部と該翼部両端に
形成されたサイドウォールとを有する。
【００３１】図７は、本発明のＮｉ基単結晶合金を用い
たタービンブレード３及びタービンノズル１０を有する
ガスタービン装置の回転部分の断面図である。
たタービンブレード３及びタービンノズル１０を有する
ガスタービン装置の回転部分の断面図である。
【００３２】１はタービンスタブシャフト、２はディス
タントピース、４はタービンディスク、５はタービンス
タッキングボルト、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はタービンスペーサ、９はコン
プレッサスタブシャフト、１１はコンプレッサタッキン
グボルトである。
タントピース、４はタービンディスク、５はタービンス
タッキングボルト、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はタービンスペーサ、９はコン
プレッサスタブシャフト、１１はコンプレッサタッキン
グボルトである。
【００３３】本発明のガスタービンは、コンプレッサデ
ィスク６が１７段あり、タービンブレード３が３段のも
のである。タービンブレード３は、４段のものもあり、
いずれにも本発明の合金を適用できる。
ィスク６が１７段あり、タービンブレード３が３段のも
のである。タービンブレード３は、４段のものもあり、
いずれにも本発明の合金を適用できる。
【００３４】本実施例におけるガスタービンは、主な形
式がヘビーデューディー形，一軸形，水平分割ケーシン
グ，スタッキング式ロータからなり、圧縮機は、１７段
軸流形，タービンは、３段インパルス形，ブレード及び
ノズルの第一段及び第二段は、空気冷却式，燃焼器はバ
ースフロー形，１６缶，スロットクール方式である。本
実施例では、タービンブレード３及びタービンノズル１
０の初段に実施例１における表１中試料Ｎo.１の組成を
もつＮｉ基単結晶合金を用いた。その結果、クリープ破
断強度の高い高温強度に優れたＮｉ基単結晶合金をガス
タービンブレード及びガスタービンノズルに適用するこ
とにより、タービン入口の燃焼ガス温度を従来のものに
比べて高くでき、熱効率が高い超高温発電用ガスタービ
ンを提供することができる。
式がヘビーデューディー形，一軸形，水平分割ケーシン
グ，スタッキング式ロータからなり、圧縮機は、１７段
軸流形，タービンは、３段インパルス形，ブレード及び
ノズルの第一段及び第二段は、空気冷却式，燃焼器はバ
ースフロー形，１６缶，スロットクール方式である。本
実施例では、タービンブレード３及びタービンノズル１
０の初段に実施例１における表１中試料Ｎo.１の組成を
もつＮｉ基単結晶合金を用いた。その結果、クリープ破
断強度の高い高温強度に優れたＮｉ基単結晶合金をガス
タービンブレード及びガスタービンノズルに適用するこ
とにより、タービン入口の燃焼ガス温度を従来のものに
比べて高くでき、熱効率が高い超高温発電用ガスタービ
ンを提供することができる。
【００３５】
【発明の効果】本発明によればクリープ破断強度が高
く、高温強度にも優れたＮｉ基単結晶合金をガスタービ
ンブレード及びガスタービンノズルに適用し、超高温発
電用ガスタービンに提供することができるという効果が
ある。
く、高温強度にも優れたＮｉ基単結晶合金をガスタービ
ンブレード及びガスタービンノズルに適用し、超高温発
電用ガスタービンに提供することができるという効果が
ある。
【図１】本発明によるＮｉ基単結晶合金の微細構造を示
す。
す。
【図２】本発明によるＮｉ基単結晶合金のＥＰＭＡによ
る化学分析結果。
る化学分析結果。
【図３】クリープ試験中のγ′相アスペクト比の変化。
【図４】ラーソンミラーパラメータに基づくクリープラ
プチャー試験結果。
プチャー試験結果。
【図５】本発明の実施例である発電用ガスタービンブレ
ードの斜視図。
ードの斜視図。
【図６】本発明の実施例である発電用ガスタービンノズ
ルの斜視図。
ルの斜視図。
【図７】本発明の実施例であるガスタービン装置の回転
部分断面図。
部分断面図。
１…タービンスタブシャフト、２…ディスタントピー
ス、３…タービンブレード、４…タービンディスク、５
…タービンスタッキングボルト、６…コンプレッサディ
スク、７…コンプレッサブレード、８…タービンスペー
サ、９…コンプレッサスタブシャフト、１０…タービン
ノズル、１１…コンプレッサタッキングボルト、１２…
翼部、１３…プラットフォーム、１４…フィン、１５…
シャンク、１６…ダブティル。
ス、３…タービンブレード、４…タービンディスク、５
…タービンスタッキングボルト、６…コンプレッサディ
スク、７…コンプレッサブレード、８…タービンスペー
サ、９…コンプレッサスタブシャフト、１０…タービン
ノズル、１１…コンプレッサタッキングボルト、１２…
翼部、１３…プラットフォーム、１４…フィン、１５…
シャンク、１６…ダブティル。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｆ０１Ｄ 9/02 １０１ Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｃ
Claims (8)
- 【請求項１】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ から
なるγ′相が析出したＮｉ基単結晶合金において、前記
γ′相が、前記γ相及びγ′相よりも高融点を有する金
属化合物相によって囲まれた組織を有し、かつ前記金属
化合物相が、Ａｌ：４.０ 〜６.０ 重量％，Ｗ：２.０
〜１３.０重量％，Ｔａ：２.０〜９.０重量％，Ｃｒ：
５.０〜９.０重量％，Ｍｏ：１.０〜６.０重量％，Ｒ
ｅ：０.２〜２.０重量％，Ｂ：０.５〜２.０重量％，
Ｃ：０.５〜２.０重量％，Ｎｉ：５０重量％以上からな
るＮｉ基単結晶合金であることを特徴とするＮｉ基単結
晶合金。 - 【請求項２】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ から
なるγ′相が析出したＮｉ基単結晶合金において、金属
化合物相が前記γ相とγ′相との境界に位置することを
特徴とするＮｉ基単結晶合金。 - 【請求項３】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ から
なるγ′相が析出したＮｉ基単結晶合金において、前記
γ相とγ′相と金属化合物相とからなる組織を特徴とす
るＮｉ基単結晶合金。 - 【請求項４】前記請求項１〜３のいずれかにおいて、前
記金属化合物相が、Ｎｉほう化物，Ａｌほう化物，炭化
物のいずれかであることを特徴とするＮｉ基単結晶合
金。 - 【請求項５】γ相の単結晶母相中に主にＮｉ3Ａｌ から
なるγ′相が析出したＮｉ基単結晶合金の製造法におい
て、一方向凝固によりγ相の単結晶母相を有する合金を
固溶化熱処理後を実施し、次いで前記γ′相を囲む金属
化合物を析出させる熱処理を施すことを特徴とするＮｉ
基単結晶合金の製造法。 - 【請求項６】発電用ガスタービンにおいて、翼部と該翼
部に連なる平坦部を有するプラットフォームと該プラッ
トフォームに連なるシャンク部と該シャンクの両側に設
けられた突起からなるフィンと前記シャンク部に連なる
ダブティルとを有し、前記請求項１〜５のいずれかに記
載の合金からなる発電用ガスタービンブレード。 - 【請求項７】少なくとも１個の翼部と該翼部両端に形成
されたサイドウォールとを有し、前記請求項１〜５のい
ずれかに記載の合金からなる発電用ガスタービンノズ
ル。 - 【請求項８】前記請求項１〜５のいずれかに記載の合金
からなる発電用ガスタービンブレード及びノズルを用い
た発電用ガスタービン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28312694A JPH08143995A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28312694A JPH08143995A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08143995A true JPH08143995A (ja) | 1996-06-04 |
Family
ID=17661572
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28312694A Pending JPH08143995A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08143995A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0971041A1 (fr) * | 1998-07-07 | 2000-01-12 | ONERA (Office National d'Etudes et de Recherches Aérospatiales) | Superalliage monocristallin à base de nickel à haut solvus phase gamma prime |
| CN115058671A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-16 | 北航（四川）西部国际创新港科技有限公司 | 一种高性能双相Ni3Al基单晶合金及其组织调控方法 |
-
1994
- 1994-11-17 JP JP28312694A patent/JPH08143995A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0971041A1 (fr) * | 1998-07-07 | 2000-01-12 | ONERA (Office National d'Etudes et de Recherches Aérospatiales) | Superalliage monocristallin à base de nickel à haut solvus phase gamma prime |
| FR2780982A1 (fr) * | 1998-07-07 | 2000-01-14 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel a haut solvus |
| CN115058671A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-16 | 北航（四川）西部国际创新港科技有限公司 | 一种高性能双相Ni3Al基单晶合金及其组织调控方法 |
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