JPH10102175A

JPH10102175A - Ｃｏ基耐熱合金とガスタービン用部材及びガスタービン

Info

Publication number: JPH10102175A
Application number: JP27288896A
Authority: JP
Inventors: Makoto Ishibashi; 良石橋; Hiroshi Fukui; 寛福井; Shigeyoshi Nakamura; 重義中村; Akira Yoshinari; 明吉成; Shinya Konno; 晋也今野; Yoshinao Mishima; 良直三島
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1996-09-25
Filing date: 1996-09-25
Publication date: 1998-04-21

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は高強度，高延性，高耐熱疲労性及び耐
食性を有するＣｏ基耐熱合金とその製造法及びガスター
ビン用部材を提供する。【解決手段】本発明は、Ｃｏを主成分とし重量でＡｌ５
〜９ｗｔ.％，Ｃ０.２〜２ｗｔ.％含みＣｏ₃ＡｌＣ相
により強化されるＣｏ基耐熱合金よりなり、精密鋳造法
により多結晶，一方向凝固による柱状晶、あるいは単結
晶に製造され、ガスタービン用部材として好適である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は耐熱疲労性と高温強
度を必要とされる新規なＣｏ基耐熱合金及びそれに用い
るガスタービン用部品とガスタービンに関する。

【０００２】

【従来の技術】７００℃以上の高温下で使用され、かつ
強度を必要とされるガスタービン用部品の材料として、
これまでＮｉ基合金とＣｏ基合金が使用されてきた。Ｎ
ｉ基合金は主にγ′相により析出強化され、一方Ｃｏ基
合金は主にＭ₂₃Ｃ₆やＭＣ型炭化物相により析出強化さ
れている。強度は一般にＮｉ基合金のほうが優れてい
る。これはγ′相が熱処理により均一に分散させやすい
こと，高体積率で分散させられること，また強度の正の
温度依存性をもつことに起因する。一方Ｃｏ基合金は耐
食性や延性に優れている。これはＣｏ母相がもつ延性や
耐食性に起因する。特開昭59−129746号及び特開昭62−
164844号記載のエンジンバルブおよび同バルブシート用
Ｃｏ基合金と特開昭60−100642号記載の高延性Ｃｏ基合
金は、従来の炭化物強化に加え、γ′相（Ｎｉ₃（Ａ
ｌ，Ｔｉ)）で析出強化する目的でＮｉ，Ａｌ，Ｔｉを
添加している。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】ガスタービンでは高効
率化をめざしてその燃焼温度をますます上昇させてお
り、運転中の材料温度は最高で９００℃を超えるように
なりつつある。このような過酷な環境で信頼して用いる
ことのできる材料の開発が要望されている。この耐熱性
の要望に対して、Ｎｉ基合金は一方向凝固材や単結晶材
を開発することによりさらに高い高温強度を得ており、
またコーティング技術の発達により腐食・酸化に対抗で
きるようになってきている。Ｃｏ基合金はこれまでその
耐食性と溶接補修ができること等の有利さから高強度を
必要としない部材に用いられてきたが、使用材料温度の
上昇に伴いこのような部材にもより高温強度のあるＮｉ
基合金が用いられるようになっている。使用材料温度の
上昇に対応するためには、Ｃｏ基合金は高強度化が必要
である。

【０００４】起動停止や運転中の冷却に伴う部材の熱疲
労は、使用材料温度の上昇によりますます重要な破壊因
子となっている。耐熱疲労性は材料が高強度なほどまた
高延性なほど優れると考えられている。現在用いられて
いる耐熱合金では、高強度であるＮｉ基合金のほうがＣ
ｏ基合金より耐熱疲労性で優れている。しかし延性にお
いてはＣｏ基合金のほうが優れており、高強度化したＣ
ｏ基合金に優れた耐熱疲労性が期待される。

【０００５】前記のような理由でＣｏ基合金のもつ優れ
た耐食性や延性を生かして高強度化する試みがなされて
きた。Ｃｏ母相にＮｉ基合金と同様な強化因子を導入す
る目的で、γ′相の結晶構造と同じＬ１₂型構造をもつ
Ｃｏ₃Ｔｉ，ａ−Ｃｏ₃Ｔａが研究されている。しかしこ
れらの相には高温での相安定性に問題がある。

【０００６】本発明の目的は、高温での耐食性，強度及
び耐熱疲労性に優れたＣｏ基耐熱合金と、ガスタービン
用部材及びガスタービンを提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃｏを主成分
とし、重量でＡｌ５〜１０％及びＣ０.２〜２.０％を含
有し、Ｅ２₁型構造金属間化合物が析出又は晶出してい
ることを特徴とするＣｏ基耐熱合金にある。

【０００８】前記Ｅ２₁型構造金属間化合物はＣｏ₃Ａ
ｌＣを基本組成とすることが好ましく、更にＢ０.００
５〜１重量％を含有することができ、該合金は柱状
晶，多結晶及び単結晶のいずれでも良く、特に、Ｃｏを
主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％及びＣ０.２〜２.０
％を含み、前記Ａｌ量及びＣ量を図１のＡ（Ａｌ５.０
％,Ｃ０.７％），Ｂ（Ａｌ６.６％，Ｃ０.２％），Ｃ
（Ａｌ９.１％，Ｃ１.６％）,Ｄ（Ａｌ７.５％，Ｃ２.
０％）の各点を順次結ぶ線に囲まれる領域内とするのが
好ましい。

【０００９】本発明は、Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ
５〜１０％及びＣ０.２〜２.０％を含有し、１２００℃
〜１３００℃の温度で溶体化処理を施した後、９００℃
〜１１００℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする
Ｃｏ基耐熱合金の製造法にある。

【００１０】本発明は、Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ
５〜１０％及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構
造の金属間化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金か
らなることを特徴とするガスタービン用部材にあり、具
体的にはブレード，ノズル，燃焼器用ライナ，トランジ
ションピースにあり、これらの少なくとも１つが上述の
Ｃｏ基耐熱合金からなり、圧縮機と、燃焼機と、タービ
ンディスクに固定されたタービンブレードと、前記ター
ビンブレードに対応して設けられたタービンノズルとを
備えた発電用ガスタービンにある。

【００１１】図２はＣｏ₃ＡｌＣを基本組成とするＥ２₁
型構造金属間化合物の結晶構造を示し、それを主な強化
相とすることにより、高い高温強度を達成する。Ｅ２₁
型構造は図３に示すＬ１₂型構造の体心位置に第３元素
が入った構造である。またむしろＣｏ₃ＡｌＣ相はＬ１
₂型構造のＣｏ₃Ａｌに安定化元素としてＣが体心位置
に存在したものとも考えられる。このようにＬ１₂型構
造に類似したＣｏ₃ＡｌＣ相とＣｏ相からなる２相合金
は、γ′相（Ｌｌ₂型構造）で強化されたＮｉ基合金と
同様の高温強度が期待される。前記Ｃｏ₃ＡｌＣ相が一
様に分散した組織を得るため、重量でＡｌ５〜１０ｗ
ｔ.％，Ｃ０.２〜２ｗｔ.％含む必要がある。また粒界
を起因とした破壊を抑制し延性を改善するため、重量で
Ｂ１％以下添加する。

【００１２】さらに一方向凝固による柱状晶材や単結晶
材に作製することにより、粒界を介した破壊と腐食を低
減させてさらに高い高温強度，高延性，高耐食性が得ら
れる。

【００１３】ガスタービン用部品を構成するＣｏ基合金
に含有される各元素の役割を次に示す。

【００１４】主成分であるＣｏは、Ｎｉと比較して高融
点，高延性をもつ他、硫化物の融点が高いので耐食性に
ついても有利である。

【００１５】Ａｌは後述するＣとともにＥ２₁型構造金
属間化合物をつくりこれが強化相として強度に寄与する
他、安定な酸化被膜をつくり耐酸化性，耐食性に寄与す
るもので、重量で３％以上添加するとＥ２₁型構造金属
間化合物が出現するが、１０％以上過剰に添加すると異
相が現われ高温強度が低下するので、３〜１０％とす
る。特に、５〜９.１％が好ましい。

【００１６】Ｃは前述のＡｌとともにＥ２₁型構造金属
間化合物をつくりこれが強化相として強度に寄与する
他、マトリックスあるいは粒界に固溶して強度に寄与す
るのに重量で０.２％以上添加し、Ｅ２₁型構造金属間
化合物を出現させるが、２.０％以上過剰に添加すると
グラファイトが現われ靭性が損なわれる。特に、０.５
〜１.５０％が好ましい。

【００１７】引張強度・クリープ強度及び延性をともに
高めるには、Ａｌ量及びＣ量が図１においてＡ（Ａｌ
５.０％，Ｃ０.７％），Ｂ（Ａｌ６.６％，Ｃ０.２
％），Ｃ（Ａｌ９.１％，Ｃ１.６％），Ｄ（Ａｌ７.５
％，Ｃ２.０％）の各点を順次結ぶ線に囲まれる領域内
であることが好ましい。

【００１８】Ｂは粒界を強化し、延性・引張強さを改善
するが、クリープ強度を低下しさらに過剰に添加すると
逆に延性・靱性を低下する。添加量としては０〜１％が
適正である。

【００１９】前記Ｅ２₁型構造金属間化合物は９００℃
以上でも安定であるので、この強化相で強化されたＣｏ
基合金からなるガスタービン用部品は９００℃以上でも
強度が保たれる。また前記Ｃｏ基合金は高強度・高延性
を併せもつので前記ガスタービン用部品は良い耐熱疲労
性をもつ。

【００２０】Ｃｏの金属間化合物の析出物又は晶出物は
５〜６０体積％が好ましく、特に１０〜４０体積％が好
ましい。使用温度に応じて６０体積％まで多くするのが
好ましい。

【００２１】前記ガスタービン用部品に鋳造する際一方
向凝固による柱状晶または単結晶材にすることにより、
破断や腐食の起点となる粒界を低減でき高強度，高延
性，高耐食性な特性を得ることができる。また、通常の
多結晶でも用いることはできる。これらの鋳物は前述の
熱処理を施すことにより鋳造直後不均一であった組織を
均一にし、また強度に優れた形状に組織制御して、高強
度・高延性な特性を得ることができる。

【００２２】

【発明の実施の形態】

（実施例１）表１に供試材の化学組成（重量％）を示
す。供試材Ｎo.１〜１２は真空高周波溶解炉で溶解した
所定の組成の合金を鋳込み温度１５５０℃，鋳型温度１
５３５℃，引き下げ速度２００mm／ｈの条件で一方向凝
固法により柱状晶の鋳物を作製し、１３００〜１２５０
℃−１時間の溶体化処理後１１００℃−８時間の時効処
理を施した。供試材Ｎo.１３は従来のＣｏ基合金ＦＳＸ
−４１４で普通凝固法により作製し、１１５０℃−４時
間の溶体化処理後９８２℃−４時間時効処理を施した。

【００２３】

【表１】図４は供試材Ｎo.３の電子顕微鏡写真である。図に示す
ように、０.１〜２μm角の矩形状をしたＣｏ₃ＡｌＣ相
が体積比で１７.１％一様に分布しており、γ′相強化
型Ｎｉ基合金の組織と似ている。矩形状析出物間に分布
する細かい析出物もＣｏ₃ＡｌＣ相で時効処理後冷却時
に析出したものである。組織観察によると時効処理を施
した本発明合金は、少なくとも１１００℃までは強度に
寄与するのに十分な体積率をもったＣｏ₃ＡｌＣ相が存
在する。析出物は１μｍ以下のものが大部分で、３４０
μｍ²の面積内に粒径１μｍ以上の粒子が２個である。

【００２４】これらの供試材から引張・クリープ破断試
験片（平行部直径６mm）及び熱衝撃試験片（円盤状、直
径６１mm）を加工し、室温引張試験・クリープ破断試験
（温度８１６℃，応力１７.６kgｆ／mm²）及び熱衝撃試
験（熱サイクル９００℃３０分−２００℃）を行った。
室温引張試験・クリープ破断試験結果を各々表２及び表
３に、熱衝撃試験では供給材Ｎo.３，１１及び１３につ
いて熱サイクル数に対して試験片外縁部に発生した亀裂
長さを比較し、結果を図５に示す。

【００２５】

【表２】

【００２６】

【表３】表１に示す室温引張特性において、０.２％耐力・引張
強さでは供試材Ｎo.１〜１２が、伸び・絞りでは供試材
Ｎo.１０，１１が従来材を上回った。またクリープ破断
特性では、破断時間では供試材２〜６，８〜１２が上回
り、伸び・絞りでは従来材と同程度か下回るが高い延性
を示した。Ｂ添加した供試材は伸び・絞りが向上した
が、クリープ破断時間が短くなった。伸び・絞りが低か
った供試材Ｎo.８，１２には粒内及び粒界に析出したグ
ラファイトが観察され、このグラファイトの析出が延性
低下の原因となっている。また供試材Ｎo.７，１１には
Ｃｏ₃ＡｌＣ相の他Ｂ２型構造のＣｏＡｌ相が観察され
た。図５によると、従来材に対して亀裂発生熱サイクル
回数が多く、耐熱疲労性が認められた。

【００２７】上記の結果より、本発明合金は強度，延
性，耐熱疲労性において従来材より優れていることが認
められた。

【００２８】（実施例２）実施例１の表１に示す供試材
Ｎo.１０と同組成の合金を用い、図６及び図７に示すガ
スタービン用ノズルを製造した。図６及び図７に示す形
状のワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂
を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリー（ジ
ルコンフラワー＋コロイダルシリカ＋アルコール）に浸
漬してスタック（初層ジルコンサンド，２層以降シャル
モットサンド）を吹き付け、これを何回か繰り返して鋳
型を成形した。鋳型は脱ろうした後９００℃で焼成し
た。

【００２９】次にこの鋳型を真空炉に設けるとともに、
真空溶解によって供試材Ｎo.１０と同組成の合金を溶解
し、真空中で鋳型に鋳込んだ。また、図６及び図７に示
す形状について、サイドウォールと平行な方向を凝固方
向とするように鋳型を作製し、真空炉内で前記合金を鋳
込んだ後、鋳型を一定速度で炉内から引き出し、サイド
ウォールと平行な方向に一方向凝固させた柱状晶の組織
のものを製造した後、実施例１と同じ熱処理を行いノズ
ルを製造した。本実施例では翼部１がリーデングエッジ
４側からトレーリングエッジ３側に凝固させた柱状晶を
形成させるとともにサイドウォール２も同じ方向に柱状
晶を形成させた。

【００３０】（実施例３）実施例１の表１に示す供試材
Ｎo.３と同組成の合金を用い、図８に示すガスタービン
用バケットを製造した。図８に示す形状のワックス模型
をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸
漬し、通風乾燥した後、スラリー（ジルコンフラワー＋
コロイダルシリカ＋アルコール）に浸漬してスタック
（初層ジルコンサンド，２層以降シャルモットサンド）
を吹き付け、これを何回か繰り返して鋳型を成形した。
鋳型は脱ろうした後９００℃で焼成した。鋳型はバケッ
トの長手方向を凝固方向にするように作製する。

【００３１】次にこの鋳型を真空炉に設けるとともに、
真空溶解によって供試材Ｎo.３と同組成の合金を溶解
し、真空中で鋳型に鋳込んだ。その後鋳型を一定速度で
炉内から引き出し、長手方向と平行な方向に一方向凝固
させた後、実施例１と同じ熱処理を行い、バケットを製
造した。本実施例では翼部１の先端部からプラットフォ
ーム５，シャンク７及びダブティル８の順に一方向凝固
させ、柱状晶のバケットを得たものである。

【００３２】（実施例４）実施例１の表１に示す供試材
Ｎo.１０と同組成の合金を用い、図９に示すガスタービ
ン用燃焼器ライナを製造した。図９に示す燃焼器ライナ
の外径より０.２mm程度大きい内径をもった金属製鋳型
を、鋳型内部あるいは外部に水冷却管を巡らして真空中
にて一定速度で回転させる。真空溶解によって供試材Ｎ
o.１０と同組成の合金を溶解し、真空中で鋳型に鋳込ん
だ。鋳込んだ鋳物を冷却後取り出し、実施例１と同じ熱
処理を施した後鋳物表面を機械加工して燃焼器ライナを
製造した。燃焼器ライナは矩形の突起９が端部と他の端
部がその突起と同等の厚さを有し広幅で厚肉となってお
り、中間に突起９がほぼ等間隔に設けられ、補強に用い
られる。

【００３３】（実施例５）実施例１の表１に示す供試材
Ｎo.１０と同組成の合金を用い、図１０に示すガスター
ビン用燃焼器トランジションピースを製造した。図１０
に示す燃焼器トランジションピースの外径より０.２mm
程度大きい内径をもった金属製鋳型を、鋳型内部あるい
は外部に水冷却管を巡らして真空中にて一定速度で回転
させる。真空溶解によって供試材Ｎo.１０と同組成の合
金を溶解し、真空中で鋳型に鋳込んだ。鋳込んだ円筒状
鋳物を冷却後取り出し、熱間鋳造により図１０の形状に
成形し燃焼器トランジションピースを製造した。また、
熱間鍛造後実施例１と同様の熱処理を行った。図１０
（ｂ）は（ｃ）方向の正面図、図１０（ｃ）は（ｃ）方
向の正面図である。

【００３４】（実施例６）図１１は、本発明による発電
用ガスタービンの回転部分の断面図である。１４はター
ビンディスク、１０はタービンスタブシャフト、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はディスタントピース、１６はコンプレッサデ
ィスク、１７はコンプレッサブレード、１１はコンプレ
ッサスタッキングボルト、１２はコンプレッサスタブシ
ャフトである。本実施のガスタービンはタービンブレー
ド２０及びタービンノズル３０がそれぞれ３段ずつあ
る。

【００３５】本実施例におけるガスタービンの初段ブレ
ードには、実施例１のＮo.１０の柱状晶鋳造物であり、
翼部１３０mm、その全長は約２２０mmである。この鋳造
物の１０⁵時間１４kgｆ／mm²の耐用温度は９３０℃〜
９４０℃であり、内部に複雑な空気冷却孔を設けており
運転中は圧縮空気により冷却する。冷却方式はクローズ
ド方式，冷却構造はスタッガードリブ方式である。ブレ
ードの表面には、重量でＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３０
％，Ｙ０.１〜１％を含み残部Ｎｉ又はＮｉ＋Ｃｏから
なる合金層を非酸化性減圧雰囲気下でプラズマ溶融によ
って５０〜150μｍの厚さに設け耐食性を高めた。

【００３６】第２段ブレードおよび第３段ブレードは重
量で、Ｃｒ１２〜１６％，Ｍｏ0.5〜２％，Ｗ２〜５
％，Ａｌ２.５〜５％，Ｔｉ３〜５％，Ｔａ１.５〜３
％，Ｃｏ８〜１０％，Ｃ０.０５〜０.１５％，Ｂ０.０
０５〜０.０２％、および残部不可避の不純物とＮｉか
らなるＮｉ基超合金で構成する。これらのブレードは通
常の鋳造により得られる等軸晶組織を有する。第２段ブ
レードは内部冷却孔を有しており、圧縮空気により冷却
する。これらの材料の１０⁵時間１４kgｆ／mm²の耐用
温度は８４０℃〜８６０℃である。ブレード表面には、
ＣｒあるいはＡｌの拡散コーティングを施し、耐食性を
高めた。

【００３７】初段ノズルのタービンノズル３０には重量
で、実施例１のＮo.１０の柱状晶鋳物で、図６のものを
用い、冷却は、クローズド方式のインピンジ冷却であ
る。初段ノズルの外表面の火炎に接する部分には、遮熱
コーティング層が設けられる。これは、微細な柱状晶か
らなり、微細な直径５０〜２００μｍのマクロな柱状晶
の中に直径１０μｍ以下の柱状晶を有する２重構造の柱
状晶組織を有するＹ₂Ｏ₃安定化ジルコニア層を蒸着によ
って１００〜２００μｍの厚さに設け、ベース金属とジ
ルコニア層との間の結合層とからなる。該結合層は重量
でＡｌ２〜５％，Ｃｒ２０〜３０％，Ｙ０.１〜１％を
含み残部Ｎｉ又はＮｉ＋Ｃｏからなる合金からなる溶射
層である。合金層は耐食性を向上させる効果も併せも
つ。

【００３８】第２段ノズル２５および第３段ノズル２７
には重量で、Ｃｒ２１〜２４％，Ｃｏ１８〜２３％，Ｃ
０.０５〜０.２０％，Ｗ１〜８％，Ａｌ１〜２％，Ｔｉ
２〜３％，Ｔａ０.５〜１.５％，Ｂ０.００５〜０.１５
％、および残部不可避の不純物とＮｉからなるＮｉ基超
合金で構成する。これらのノズルは通常の鋳造により得
られる等軸晶組織である。特に、遮熱コーティング層を
設ける必要はないが、第２段ノズルには耐食性を高める
ためにＣｒあるいはＡｌの拡散コーティングを施す。そ
れぞれ内部冷却孔を有しており、圧縮空気により冷却さ
れる。これらの材料の１０⁵時間６kgｆ／mm²の耐用温
度は８４０℃〜８６０℃である。本鋳造材においても同
様の熱処理が施される。２段及び３段ノズルは各中心が
各ブレード間のほぼ中心位置に配置される。

【００３９】本実施例ではタービンディスク４に重量
で、Ｃ０.０３〜０.１％，Ｃｒ１２〜１８％，Ｔｉ１.
２〜２.２％，Ｆｅ３０〜４０％，Ｎｂ２.５〜３.５
％，Ｂ０.００２〜０.０１％及び残部が実質的にＮｉか
らなるＮｉ基鍛造合金を用いる。該Ｎｉ基鍛造合金は、
４５０℃，１０⁵ｈクリープ破断強度が５０kgｆ／mm²
以上であり、高温ガスタービン用材として必要な強度を
十分満足する。

【００４０】コンプレッサブレードは１７段で、得られ
る空気圧縮比は１８である。使用燃料として、天然ガ
ス，軽油が使用される。

【００４１】燃焼器は実施例４及び５のライナ及びトラ
ンジションピースからなるものである。

【００４２】本実施例における初段ノズルは、外側サイ
ドウォールと内側サイドウォール間にベーンが一体に形
成され、一端が丸みを帯びた三ケ月状で内部に冷却空気
が流入するように空洞の薄肉材によって構成される。ベ
ーン部分には冷却空気が両サイドウォール側から流入し
上流側のリーデングエッチ部で外部に通ずるように冷却
孔が多数設けられ、下流側の凹部の端部とその先端の端
面より冷却用空気が外部に通じるように冷却孔が多数設
けられる。

【００４３】初段ブレードは図８に示すものが用いら
れ、翼部は上流側で一端が丸みを帯びた三ケ月状に形成
され、更に内部に冷却用空気が流れるように冷却通路が
ダブティルより流入し、翼部先端及び翼部の燃焼ガス下
流側端面より流出するように冷却孔が設けられる。本実
施例における単結晶鋳物は翼部側よりプラットフォー
ム，シャンク及びダブティルへと順次凝固されることに
よって得られ、プラットフォム及びシールフィンは翼部
からほぼ直角に水平に伸びている。シールフィンはほぼ
直角に伸びた形状を有し、燃焼ガスのもれを防ぐもので
ある。

【００４４】２段ノズルの全体構造は初段ノズルとほぼ
同じであり、本実施例においては２個のベーンを有する
ものである。冷却空気は外側サイドウォールより入り、
内側サイドウォール側より流出させるとともに、ベーン
下流側のトレーリングエッジより流出する冷却孔がベー
ン先端に設けられている。ベーンの内部は空洞になって
おり、ベーンは０.５〜３mm の厚さの薄肉部材によって
構成される。本実施例では２個のベーンを持つが、１個
〜３個のいずれでも可能である。３段ノズルの全体構造
は２段ノズルとほぼ同じで、ベーンの内部が空洞になっ
ており、冷却用媒体が流入し、ベーンを冷却できるよう
になっている。

【００４５】２段ブレードの全段構造はほぼ初段ブレー
ドと同じあるが、冷却用空気はダブティル側から端部に
流出するように内部に多数の冷却孔がストレートに設け
られている。３段ブレードの全体構造は２段ブレードと
ほぼ同じで、中実である。

【００４６】以上の構成によって、総合的により信頼性
が高くバランスされたガスタービンが得られ、初段ター
ビンノズルへのガス入り口温度が１５００℃，初段ター
ビンブレードのメタル温度が９２０℃，ガスタービンの
排ガス温度は６５０℃であり、発電効率がＬＨＶ表示で
３７％以上の発電用ガスタービンが達成できる。

【００４７】

【発明の効果】本発明によれば、高強度，高延性，高耐
熱疲労性及び耐食性を有するＣｏ基耐熱合金が得られ、
ガスタービン用部材として、長寿命かつ高信頼性が達成
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＡｌとＣ量の関係を示す図。

【図２】Ｅ２₁型構造の単位格子を示す図。

【図３】Ｌ１₂型構造の単位格子を示す図。

【図４】金属組織を示す電子顕微鏡写真。

【図５】熱衝撃試験結果を示す図。

【図６】ガスタービン用ノズルの斜視図。

【図７】ガスタービン用ノズルの斜視図。

【図８】ガスタービン用バケットの斜視図。

【図９】ガスタービン用燃焼器ライナの斜視図。

【図１０】ガスタービン用トランジションピースの図。

【図１１】ガスタービンの構成図。

【符号の説明】

１…翼部、２…サイドウォール、５…プラットフォー
ム、６…シールフィン、７…シャンク、８…ダブティ
ル、２０…タービンブレード、３０…タービンノズル。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者吉成明茨城県日立市大みか町七丁目１番１号株式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者今野晋也茨城県日立市大みか町七丁目１番１号株式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者三島良直神奈川県横浜市緑区長津田4259

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造金属間化
合物が析出又は晶出していることを特徴とするＣｏ基耐
熱合金。
【請求項２】前記Ｅ２₁型構造金属間化合物はＣｏ₃Ａ
ｌＣを基本組成とすることを特徴とする請求項１記載
のＣｏ基耐熱合金。
【請求項３】Ｂ０.００５〜１重量％を含有する請求項
１記載のＣｏ基耐熱合金。
【請求項４】請求項１〜３のいずれかに記載のＣｏ基耐
熱合金において、該合金は柱状晶または単結晶であるこ
とを特徴とするＣｏ基耐熱合金。
【請求項５】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含み、前記Ａｌ量及びＣ量を図
１のＡ（Ａｌ５.０％，Ｃ０.７％），Ｂ(Ａｌ６.６％，
Ｃ０.２％），Ｃ（Ａｌ９.１％，Ｃ１.６％)，Ｄ（Ａｌ
７.５％，Ｃ２.０％）の各点を順次結ぶ線に囲まれる領
域内であることを特徴とするＣｏ基耐熱合金。
【請求項６】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含有し、１２００℃〜１３００
℃の温度で溶体化処理を施した後、９００℃〜１１００
℃の温度で時効処理を施すことを特徴とするＣｏ基耐熱
合金の製造法。
【請求項７】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造の金属間
化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金からなること
を特徴とするガスタービン用部材。
【請求項８】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造の金属間
化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金からなること
を特徴とするガスタービン用ブレード。
【請求項９】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０％
及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造の金属間
化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金からなること
を特徴とするガスタービン用ノズル。
【請求項１０】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０
％及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造の金属
間化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金からなるこ
とを特徴とするガスタービン燃焼器用ライナ。
【請求項１１】Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５〜１０
％及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造の金属
間化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金からなるこ
とを特徴とするガスタービン燃焼器用トランジションピ
ース。
【請求項１２】圧縮機と、燃焼機と、タービンディスク
に固定されたタービンブレードと、前記タービンブレー
ドに対応して設けられたタービンノズルとを備えた発電
用ガスタービンにおいて、前記燃焼器用ライナ，トラン
ジションピース，タービンブレード及びタービンノズル
の少なくとも１つが、Ｃｏを主成分とし、重量でＡｌ５
〜１０％及びＣ０.２〜２.０％を含有し、Ｅ２₁型構造
の金属間化合物が析出又は晶出しているＣｏ基合金から
なることを特徴とするガスタービン。