(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.００１〜０.１％、Ｂ：０.００１〜０.０１％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ａｌ：０.５〜１.５％、Ｗ：０.１〜６.０％、Ｎｂ：３.５〜５.５％、Ｔｉ：０.８〜３.０％、Ｆｅ：１６〜２０％、２.０％以下のＭｏを含み、残部がＮｉと不可避不純物であり、
式（１）で表される偏析傾向を示すパラメータＰｓが、Ｐｓ≧−３.０の範囲であり、
原子％で、ＷとＭｏの総和が１.７５％以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
Ｐｓ＝１.０５×Ａｌ量＋０.６×Ｔｉ量−０.８×Ｎｂ量−０.３×Ｍｏ量  …（１）
【請求項２】
請求項１において、さらに、５％以下のＣｏ、０.１％以下のＭｇ、０.１％以下のＣａ、０.１％以下のＺｒ、０.５％以下のＭｎ、０.５％以下のＳｉ、０.５％以下のＶ、０.５％以下のＴａ、０.５％以下のＲｅから選ばれる少なくとも１種を添加することを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
【請求項３】
請求項１または２において、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｂ：０.００３〜０.００８％、Ｃｒ：１８〜２０％、Ａｌ：０.６〜１.３％、Ｗ：３.０〜５.０％、Ｎｂ：４.５〜５.５％、Ｔｉ：０.８〜１.５％、Ｆｅ：１６〜２０％を含み、残部がＮｉと不可避不純物であり、
式（１）で表される偏析傾向を示すパラメータＰｓが、Ｐｓ≧−３.０の範囲であり、
原子％でＷとＭｏの総和が１.７５％以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかにおいて、５００℃の降伏応力が１０００ＭＰａ以上、９００℃の降伏応力が３００ＭＰａ以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれかにおいて、平均結晶粒径が５〜１００μｍ、粒内、粒界に析出する炭化物の平均粒径が０.５〜１０μｍであることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれかにおいて、５ton以上の重量を有することを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
【請求項７】
請求項６に記載のＮｉ基鍛造合金で構成されたことを特徴とするタービンディスク。
【請求項８】
請求項６に記載のＮｉ基鍛造合金で構成されたことを特徴とするタービンスペーサ。
【請求項９】
請求項７または８に記載のタービンディスクおよび／またはタービンスペーサを備え、８０ＭＷ以上の出力を有することを特徴とするガスタービン。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、偏析特性に優れ、大型部材の製造が可能であり、なおかつ熱間鍛造、圧延等の加工性にも優れたＮｉ基鍛造合金、およびそれを用いたガスタービン部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンの高効率化には燃焼温度の上昇が有効である。そのため、ガスタービンを構成する部品には、高温強度に優れるＮｉ基耐熱合金が様々な箇所で使用されている。Ｎｉ基耐熱合金は、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｏなどの固溶強化元素、またＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａなどの析出強化元素を多く含有し、優れた高温強度を有している。主要な析出強化相であるγ′相（Ｎｉ3Ａｌ）は、温度上昇に伴って強度も上昇する性質があり、高温における強度特性の向上に極めて効果的である。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ等の元素を添加することによって、γ′相は安定化され、より高温まで存在できるようになるため、Ｎｉ基合金の高性能化では、γ′相をいかに安定化するかに主眼を置いて開発がなされてきた。しかし、これらＴｉ，Ｎｂ，Ｔａ等の元素は、凝固中に偏析を生じやすく、大型部材の製造が困難であることから、高強度Ｎｉ基合金の使用は、動静翼など比較的小型の部品に限定されている。比較的大型の部品へ適用可能な高強度Ｎｉ基合金として、Alloy７１８があり、広く実用されている。特許文献１では、Alloy７１８を含む合金成分範囲について、凝固速度や温度勾配を制御することにより、偏析を低減して材料の延性が改善できることが報告されている。しかしながら、５tonを超えるような大型素材の製造においては、安定した操業を継続するために凝固条件の制約があり、必ずしもこの発明の条件が適用できるわけではない。
【０００３】
一方で、材料が大型化するほど、それを成形するのが難しくなる。一般的には高温に加熱した状態で鍛造、圧延等の方法で成形するが、大型の高強度材では成形に要する荷重が極めて大きくなる。そのため、材料の変形抵抗を下げるべく、加熱温度を高くする必要がある。しかし、加熱温度が高くなると、材料が部分溶融して割れが発生する可能性が高くなる。また、加工温度を保持するために頻繁に加熱する必要があり、加工時間、加熱エネルギーとも多く消費することになる。特許文献２ではナノ粒子の分散析出、非特許文献１では強化元素の添加、増量による強度の向上が報告されているが、これらの試みは、熱間鍛造を難しくするという一面を有している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平４−２８０９３８号公報
【特許文献２】特開２００８−１７９８４５号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】S.Fu et al.；“RESEARCH ON INCONEL 718 TYPE ALLOYS WITH IMPROVEMENT OF TEMPERATURE CAPABILITY”，7th International Symposium on SuperAlloy 718 and Derivatives, TMS, 2010
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
このように、Ｎｉ基合金の強度特性と大型鋼塊性、熱間鍛造性は一般的に相反する要素であり、大型ガスタービンの高効率化のためには、高温強度を保ちつつ、大型部品の製造が可能となるように、大型鋼塊製造性、熱間鍛造性を向上させた材料が必要である。
【０００７】
本発明の目的は、元素の添加量を調整することで、高温強度に優れながら、偏析が発生しにくく大型鋼塊製造性に優れ、熱間加工性にも優れるＮｉ基鍛造合金と、それを用いたガスタービンを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、熱力学計算、および偏析実験等により、合金の偏析傾向に及ぼす各合金元素の影響を調査した結果、ある合金成分範囲において、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏの添加量が一定の条件を満たす場合には偏析が発生しにくく、熱間鍛造性が良好であり、大型部品の製造性に優れる合金が得られることを見出した。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０.００１〜０.１％、Ｂ：０.００１〜０.０１％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ａｌ：０.５〜１.５％、Ｗ：０.１〜６.０％、Ｎｂ：３.５〜５.５％、Ｔｉ：０.８〜３.０％、Ｆｅ：１６〜２０％、２.０％以下のＭｏを含み、残部がＮｉと不可避的不純物であり、（１）式で表される偏析傾向を示すパラメータＰｓが、Ｐｓ≧−３.０の範囲であり、なおかつ原子％でＷとＭｏの総和が１.７５％以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金である。
【００１０】
Ｐｓ＝１.０５×Ａｌ量＋０.６×Ｔｉ量−０.８×Ｎｂ量−０.３×Ｍｏ量  …（１）
さらに微量添加元素として、５％以下のＣｏ、０.１％以下のＭｇ、０.１％以下のＣａ、０.１％以下のＺｒ、０.５％以下のＭｎ、０.５％以下のＳｉ、０.５％以下のＶ、０.５％以下のＴａ、０.５％以下のＲｅから選ばれる少なくとも１種を添加することを特徴とするＮｉ基鍛造合金である。
【００１１】
より良好な特性が期待できる範囲として、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｂ：０.００３〜０.００８％、Ｃｒ：１７〜２０％、Ａｌ：０.６〜１.３％、Ｗ：３.０〜５.０％、Ｎｂ：４.５〜５.５％、Ｔｉ：０.８〜１.５％、Ｆｅ：１６〜２０％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物であり、（１）式で表される偏析傾向を示すパラメータＰｓが、Ｐｓ≧−３.０の範囲であり、なおかつ原子％でＷとＭｏの総和が１.７５％以下であるＮｉ基鍛造合金である。
【００１２】
これらの合金は、製造段階において、大型鋼塊であっても凝固中に偏析欠陥が発生せず、また高温における鍛造が容易であることから、大型のガスタービン部品として、タービンディスク、タービンスペーサなどの用途に用いられる。
【発明の効果】
【００１３】
上記構成によれば、大型部材を高強度なＮｉ基耐熱合金で製造することが可能となり、ガスタービンの高効率化が可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】合金元素添加量と偏析特性の相関を示す図。
【図２】開発合金のミクロ組織を示す図。
【図３】ガスタービンの模式図。
【図４】回転部分の断面模式図。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
大型鋼塊製造性を改善するためには、凝固時に生じる偏析を抑制することが必要である。偏析が起こる原因は、溶質元素が固液界面で分配して、溶湯中の密度差変化がおこるためと考えられている。図１は、耐熱材料として広く利用されているAlloy７１８の基本成分に対して、各合金元素量を変化させた場合に、偏析傾向がどのように変化するかを示している。図の下にいくほど偏析が生じやすく、大型部材の製造が難しくなる。Ｍｏ，ＮｂといったＮｉよりも原子量が大きく重い元素は、添加量を低減するにしたがって溶湯密度差が小さくなり、偏析が抑えられる傾向にある。反対に軽い元素であるＡｌ，Ｔｉは添加量を増加させるほど溶湯密度差が小さくなるため、偏析が抑えられる傾向にある。Ｃｒ，Ｗ，Ｆｅなどの元素は添加量を変化させても偏析傾向への影響はほとんど見られない。したがって、Ｍｏ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｔｉといった偏析の傾向が互いに異なる元素をバランスすることで、溶湯中の密度差を調整して偏析を抑制し、優れた高温強度と大型鋼塊製造性を両立することができる。具体的には、（１）式で表されるパラメータＰｓが−３.０以上であることが必要である。
【００１６】
Ｐｓ＝１.０５×Ａｌ量＋０.６×Ｔｉ量−０.８×Ｎｂ量−０.３×Ｍｏ量  …（１）
Ｐｓ≧−３.０となる合金組成範囲を選定することにより、本発明の目的であるガスタービンディスク等に十分な大きさの大型鋼塊を、偏析欠陥を生じることなく製造することが可能となる。Ｐｓは組成の関数であり、後述の成分範囲から計算される上限は０.５８となるが、その他の特性とのバランスを考慮すると好ましい範囲は−１.０〜−２.９である。
【００１７】
以下に本発明の合金元素の組成範囲およびその選定理由を示す。  
Ｃは母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、ＭＣ，Ｍ23Ｃ6などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。これらの効果は０.００１％程度から顕著になるが、過剰なＣの添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため０.１％を上限とする。０.０３〜０.０８％の添加量が好ましい。０.１％を超えて添加すると粗大な炭化物が集中して析出するなど、強度特性を損なう。
【００１８】
Ｂは微量の添加で粒界を強化し、クリープ強度を改善する効果を有する。しかし、過剰な添加は有害相の析出や融点の低下による部分溶融の原因となることから、その適正範囲はＢ：０.００１〜０.０１％とした。より望ましい範囲は０.００３〜０.００８％である。
【００１９】
ＦｅはＮｉに比べて延性が高く、添加することによって熱間加工性が改善される。また、他の元素に比べて廉価であることから、材料の低コスト化にも効果がある。ただし、過剰に添加すると、強化相であるγ′相が不安定になり、高温強度が低下するため、成分範囲は１６〜２０％とした。
【００２０】
Ｃｒは、表面にＣｒ2Ｏ3からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性、高温耐食性を向上させる元素である。本発明で対象とする高温部材に利用するためには少なくとも１６％を含有することが必要である。しかし２２％以上添加すると、σ相が析出して材料の延性、破壊靭性が悪化するため２２％を超えない範囲とする。より望ましい範囲は１７〜２０％である。
【００２１】
Ａｌはγ′（Ｎｉ3Ａｌ）相を形成する元素であり、γ′相強化型のＮｉ基合金の強化には不可欠な元素である。また、耐酸化性を向上させる効果も有している。不足の場合には時効によるγ′相析出量が少ないため十分な高温強度が得られない。本発明では、他の強化元素であるＴｉ，Ｎｂを比較的多く含むため、０.５％程度から強化の効果が得られる。過剰になると硬質で脆い有害相の出現を助長することから、上限は１.５％とする。より好ましい範囲は０.６〜１.３％である。凝固時には液相に多く分配し、溶湯の密度差を小さくする効果があるため、本発明の合金成分範囲では偏析を低減する効果が認められる。
【００２２】
Ｔｉも、Ａｌと同様にγ′析出強化元素として高温強度の改善に寄与する。また凝固時に液相に多く分配し、溶湯密度差を小さくするため、偏析の発生を抑制する効果を有している。本発明では偏析傾向の改善の観点から、少なくとも０.８％添加する必要がある。Ａｌ，Ｎｂと同様、過剰に添加するとγ′相以外の金属間化合物を形成したり、γ′相の固溶温度が上昇し過ぎたりして、延性や高温加工性を損なわれることから、３.０％を上限とする。より望ましくは１.５％以下である。
【００２３】
Ｎｂは、Ａｌ，Ｔｉと同様にγ′析出強化元素として高温強度を改善する元素である。さらに本発明では、３.５％以上の添加を行うことで、γ′相と良く似た結晶構造を有する強化相γ″（Ｎｉ3Ｎｂ）を形成し、より高強度化する効果も有している。しかし、過剰な添加は有害相を析出させ、また前述のように、添加量が増えるほど偏析傾向は悪化する傾向にあるため上限は５.５％とする。Ａｌ，Ｔｉといった元素とのバランスをとることが重要であり、強度と大型鋼塊製造性の観点からは４.５〜５.５％の範囲が望ましい。
【００２４】
Ｗは典型的な固溶強化元素であり、０.１％程度の添加で母相を強化する効果が認められる。Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂといった析出強化元素とは異なり、組織的な変化に及ぼす影響が小さいものの、６.０％を超えると硬質で脆い金属間化合物相の生成を助長したり、高温鍛造性の悪化を招いたりする。固溶強化と熱間鍛造性のバランスの観点から、より好ましい範囲は、３.０〜５.０％である。
【００２５】
Ｍｏは、Ｗと同様に固溶強化によって母相を強化する効果があるため、本発明でも合金元素として添加してもよい。０.１％程度でも強度の上昇が認められ、その効果は添加量と共に上昇するが、溶湯密度差が大きくなり偏析が発生し易くなり、また熱間鍛造が困難になることから、上限は２.０％とする。
【００２６】
一方、熱間鍛造性の観点から、ＭｏとＷの総和に関しても一定の条件を満たす必要がある。材料の熱間鍛造性を損なう原因としては、一般的な鍛造温度である９００〜１１５０℃において、強化相が多く析出していることと、固溶強化元素が多く含まれており、変形抵抗が大きいことが挙げられる。合金元素のうち、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂが関与する析出強化に関して言えば、本発明の成分範囲では、強化相（γ′相，γ″相）の固溶温度は９００℃程度であり、鍛造温度では強化相が存在しないため、熱間鍛造に及ぼす影響は小さい。一方、Ｗ，Ｍｏといった固溶強化元素は析出強化とは異なり、高温でも効果が持続し、Ｗ，Ｍｏの総和が、原子％で１.７５％を超えると変形抵抗が大きくなり熱間鍛造性が悪化する。前述の成分範囲から、ＷとＭｏの総和は最小で０.０３となりうるが、０.５以上であることが好ましい。
【００２７】
上記以外の元素として、Ｃｏ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｒｅといった元素を１種、あるいは２種以上含むことができる。
【００２８】
Ｃｏは、高温延性の改善に効果があり、５％まで添加することが可能である。５％を超えて添加すると脆化相の析出を上長する。
【００２９】
Ｍｇ，Ｃａは、溶解中の有害元素であるＳ（硫黄）を低減する目的で添加してもよい。ただし、過剰に添加すると、介在物を形成し、疲労強度の低下を招くため、上限はいずれも０.１％とする。
【００３０】
Ｚｒは、結晶粒界を強化し、延性を改善する元素として添加することが可能である。しかし、過剰に添加すると部分溶融の原因となり、熱間鍛造性を悪化させることから上限は０.１％とする。
【００３１】
Ｍｎ，Ｓｉは、脱酸効果があり、合金中に固溶するＯ（酸素）を低減するために添加してもよい。過剰に添加すると、強化相を不安定にして強度低下を招くため、上限は０.５％とする。
【００３２】
Ｖ，Ｔａは、γ′相を安定化し、強度を向上させるために添加することができるが、過剰に添加すると、熱間鍛造性や延性の低下を招くことから上限は０.５％とする。
【００３３】
Ｒｅは、ＭｏやＷと同様に母材を強化する元素であり、強度向上のために添加してもよいが、過剰に添加すると熱間鍛造性を悪化させるため、上限は０.５％とする。
【００３４】
この他に不可避的不純物を含む。不可避的不純物とは、原材料に含まれている不純物元素など、製造プロセスにおいて混入が避けられない元素であり、Ｏ（酸素），Ｎ（窒素），Ｓ（硫黄），Ｐ（リン）などが挙げられる。
【００３５】
〔実施例〕
以下に、本発明の実施例の詳細を説明する。  
表１に示す組成の合金１０kgを真空誘導溶解炉にて作製した。Ｎo.１〜２０が本発明合金、Ｎo.２１〜２７が比較合金である。Ｎo.１１はAlloy７１８相当成分の合金である。作製した合金は表面の酸化皮膜や鋳造欠陥を除去した後に、熱間鍛造によりφ１５mmの丸棒形状に作製し、鍛造性の評価を行った。また、鍛造後の丸棒素材から試験片を採取して、５００℃，９００℃における高温引張試験により、材料の機械的特性の評価を行った。
【００３６】
また、１０kg溶解材とは別に、大型鋼塊の製造条件を模擬した試験を行い、偏析の有無を確認し、発生傾向を評価した。各種試験の結果は表２に示すとおりである。偏析試験で偏析が観察されなかったものには○、偏析が観察され、加工性や特性を大きく劣化させたものは×を記載している。熱間鍛造に問題が無かったものには、熱間鍛造性の項を○、軽微な割れが発生したものは△、大きな割れが発生し、大型部品の鍛造が難しいものには×を示している。
【００３７】
【表１】
0005478601.tif 000002
【００３８】
【表２】
0005478601.tif 000003
【００３９】
引張強度特性に関しては、５００℃，９００℃とも発明合金の中では大きな差は見られず、高強度耐熱材料として広く用いられているAlloy７１８（Ｎo.２１に相当）とほぼ同等の特性を示していることが分かる。実際の使用温度近傍の５００℃では、１０００ＭＰａ以上の高い強度を有している。鍛造温度下限の９００℃では３００ＭＰａ以下と十分に変形抵抗が低く、熱間鍛造でも割れは発生しなかった。
【００４０】
図２は、発明合金Ｎo.１のミクロ組織を示している。平均粒径５０μｍ程度の結晶粒からなる、典型的な鍛造組織である。粒界、粒内には、炭化物が析出しており、その粒径は１〜５μｍ程度である。結晶粒径および炭化物粒径は、鍛造条件や熱処理温度、時間により変化するが、結晶粒径は５〜１００μｍ程度が好適である。結晶粒径が１００μｍを超えると疲労強度や延性が低下する。また結晶粒径が５μｍ以下になるとクリープ強度が低下するため、高温材料としては好ましくない。炭化物は０.５〜１０μｍ程度が好適である。炭化物は強度向上に寄与し、その効果は炭化物が微細な方が大きい。しかし、０.５μｍ以下の炭化物は、高温での使用中の粗大化が速く、組織変化を誘発する可能性がある。また、１０μｍ以上の粗大な炭化物は靭性低下の原因となるため望ましくない。本実施例の発明合金は、いずれも図３と同様の組織を呈しており、結晶粒径、炭化物粒径とも好適な範囲内であった。
【００４１】
偏析試験は、５ton級鍛造材の製造条件を模擬した冷却条件で実施した。いずれの開発合金でも、この試験条件では偏析は確認されていないことから、５ton程度の大型鍛造部品の製造が可能と推定される。
【００４２】
比較合金の中で、Ｎo.２５は５００℃の０.２％耐力が他に比べて低くなっているが、これはＡｌ，Ｎｂといった強化元素量が少なく、析出強化が十分でないことが考えられる。反対に、Ａｌが多く含まれているＮo.２６では、９００℃において強化相が析出しており、０.２％耐力が３００ＭＰａ以上と高く、鍛造時に割れが発生した。Ｎo.２４，２７はＭｏ，Ｗの添加量が原子比で１.７５％以上であり、固溶強化が強く寄与している。９００℃の０.２％耐力は３００ＭＰａ以上と変形抵抗が大きく、鍛造によって軽微な割れが確認された。大型部品ではより鍛造が難しくなるため、実際のガスタービン部品の製造は困難と考えられる。Ｎo.２１，２２，２３は偏析試験でマクロ偏析が発生しており、大型鋼塊製造性の観点で発明合金と大きな差が見られた。マクロ偏析が発生したインゴットでは、化学組成が不均一になることで、局部的に強度特性が劣化してしまい、加工性、強度特性が大きく損なわれる。Ｎo.２１〜２３の合金では、５ton程度の大型鋼塊の製造は困難と判断できる。偏析パラメータ（Ｐｓ）は発明合金が全て、Ｐｓ≧−３.０であるのに対して、Ｎo.２１〜２３はＰｓ＜−３.０で偏析が発生している。強度や鍛造性の点で発明合金に及ばなかった比較合金の中でも、Ｐｓ≧−３.０の合金では偏析が認められなかったことから、しきい値として−３.０は妥当と考えられる。
【００４３】
このように、本発明では、偏析元素の添加量を適正に制御することにより、Alloy７１８と同等の優れた高温強度特性を有しながら、大型鋼塊を無偏析で製造することが可能になる。本発明合金の製造方法としては、真空誘導溶解（ＶＩＭ：Vacuum Induction Melting）を行った後に、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ：Electro Slag Remelting)、真空アーク再溶解（ＶＡＲ：Vacuum Arc Remelting）の一方のみを行うダブルメルトプロセス、あるいは両方を行うトリプルメルトプロセスのどちらも適用することができる。これらのプロセスによって、直径でφ１０００mm程度の大型鋼塊を、マクロ偏析を発生させることなく製造することが可能であり、これを鍛造することで５tonを超える大型鍛造部品を得ることができる。
【００４４】
本発明の材料を用いて作製した鍛造部品の例を以下に示す。  
図３にガスタービンの模式図、図４に回転部分の断面模式図を示す。  
これらの部品のうち、高温強度が要求され、かつ大型鍛造部材として使用される部品としては、タービンディスク、タービンスペーサが挙げられる。Alloy７１８等の従来材では、大型化が困難であったため、大型タービンディスクへの適用は難しく、その代わりに大型鋼塊の製造が可能だが耐用温度の低い材料を用いる必要があり、ガスタービンの高効率化の障害となっていた。本発明の合金は、耐用温度が高く、かつタービンディスクの製造に足る大型鋼塊の製造が可能であることから、８０ＭＷ以上の出力を有する大型ガスタービンを製造することが可能になる。また、これらの大型ガスタービンを適用した高効率火力発電プラントを実現することが可能となる。
【符号の説明】
【００４５】
３  タービンブレード
４  タービンディスク
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
１１  穴
１３  タービンスタッキングボルト
１５  燃焼器
１６  コンプレッサノズル
１８  タービンスペーサ
１９  デイスタントピース
２０  ノズル
【図１】
0005478601.tif 000004
【図２】
0005478601.tif 000005
【図３】
0005478601.tif 000006
【図４】
0005478601.tif 000007