(57)【要約】    【課題】  本発明の目的は、高温に晒される環境下でより高温での強度と靭性の高いＮｉ-Ｆｅ基超合金とその製造方法及びそれを用いたタービンディスクとその製造法並びにタービンスペーサとその製造法及びガスタービンを提供することにある。    【解決手段】  本発明は、重量で、Ｃ ０.０３％以下、Ｃｒ１４〜１８％、Ｆｅ１５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｎ０.０５％以下、Ｔｉ１.０〜２.０％及びＮｂ１.５〜５.０％を含み、Ｎｉを主に有することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金にある。【選択図】図４
2006118016.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で、Ｃ０.０３％以下、Ｃｒ１４〜１８％、Ｆｅ１５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｎ０.０５％以下、Ｔｉ０.５〜２.０％及びＮｂ１.５〜５.０％を含み、Ｎｉを主に有することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
【請求項２】
請求項１において、残部が実質的にＮｉであることを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
【請求項３】
請求項１又は２において、前記Ｎｂ量は、下記の式によって求められる含有量を有することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
Ｎｂ＝３.５〜４.５−（Ｆｅ／２０）
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかにおいて、前記Ｃ量が０.００５〜０.０３重量％、前記Ａｌ量が１.０〜２.０重量％、前記Ｔｉ量が１.３〜２.０重量％及び前記Ｎ量が０.００５〜０.０５重量％である少なくとも１種を有することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかにおいて、前記Ｎｂ及びＦｅの各含有量は、前記Ｎｂ及びＦｅとを重量比で二次元座標で表して、Ａ点（Ｎｂ３.０％、Ｆｅ１５％）、Ｂ点（Ｎｂ３.０％、Ｆｅ３０％）、Ｃ点（Ｎｂ２.２５％、Ｆｅ４５％）、Ｄ点（Ｎｂ１.２５％、Ｆｅ４５％）、Ｅ点（Ｎｂ２.５％、Ｆｅ１５％）及び前記Ａ点の各点を順次結んで得られる範囲内であることを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかにおいて、熱間鍛造による塑性加工後、時効処理が施されていることを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金。
【請求項７】
重量で、Ｃ ０.０３％以下、Ｃｒ１４〜１８％、Ｆｅ１５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｎ０.０５％以下、Ｔｉ０.５〜２.０％及びＮｂ１.５〜５.０％を含み、Ｎｉを主に有する鋳造材を、真空溶解によって形成した後、熱間塑性加工、溶体化処理及び２段時効処理を順次施すことを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金の製造法。
【請求項８】
請求項７において、前記時効処理を、６８０〜７５０℃での加熱処理後、５８０〜６５０℃での加熱処理によって行うことを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金の製造法。
【請求項９】
請求項７又は８において、前記鋳造材を、真空溶解によって形成した後、エレクトロスラグ再溶解によって溶解し形成することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金の製造法。
【請求項１０】
円周部にタービン動翼の植え込部を有する円盤状部材であり、請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ-Ｆｅ基超合金からなることを特徴とするタービンディスク。
【請求項１１】
円周部にタービン動翼の植え込部を有するＮｉ-Ｆｅ基超合金製円盤状部材からなるタービンディスクの製造法において、前記Ｎｉ-Ｆｅ基超合金を請求項７〜９のいずれかに記載の製造法によって製造することを特徴とするタービンディスクの製造法。
【請求項１２】
円盤状の円周部にタービン動翼の植え込部を有するタービンディスク間に介在してボルトによって一体に結合されるリング状部材であり、請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ-Ｆｅ基超合金からなることを特徴とするタービンスペーサ。
【請求項１３】
円盤状の円周部にタービン動翼の植え込部を有するタービンディスク間に介在してボルトによって一体に結合されるＮｉ-Ｆｅ基超合金製リング状部材からなるタービンスペーサの製造法において、前記Ｎｉ-Ｆｅ基超合金を請求項７〜９のいずれかに記載の製造法によって製造することを特徴とするタービンスペーサの製造法。
【請求項１４】
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って互いにタービン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高温の燃焼ガスによって回転するタービンブレードと、前記タービン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連結された複数個のコンプレッサディスクと、該コンプレッサディスクに植込まれ空気を圧縮する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連結されたコンプレッサスタブシャフトとを有するガスタービンにおいて、前記タービンディスク及びタービンスペーサの少なくとも一方が請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ-Ｆｅ基超合金からな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、新規なＮｉ-Ｆｅ基超合金とその製造法及びその合金を用いたタービンディスクとその製造法並びにタービンスペーサとその製造法及びガスタービンに関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービン発電プラントの発電効率を向上させるためには、燃焼温度の向上が有効である。ガスタービンの回転部であるロータは、タービンスタブシャフトにタービンスタッキングボルトによって互いにタービン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を有する。
【０００３】
従って、このロータは、燃焼ガスには曝されず、また、燃焼に用いる圧縮空気の一部を用いて冷却しているため、それらの温度は、燃焼ガスに曝される動翼や静翼と比較するとかなり低い。そのため、タービンロータには、特許文献１に示す１２Ｃr鋼などが用いられてきたが、燃焼温度の向上及び圧縮率の向上に伴い、より高温強度に優れたＩＮ７１８、ＩＮ７０６などＦｅを含むＮｉ-Ｆｅ基超合金が広く用いられている。これらの合金は、Ｎｂを添加することにより、γ”相(Ｎｉ3Ｎｂ)を微細析出させることにより、優れた強度特性を有すると共に、Ｎｉ基超合金としては大型鋼塊の製造性に優れている。
【０００４】
特許文献２には、ＩＮ７０６の改良材として、重量で、Ｃ＋Ｎ ０.０５％以上、Ｃｒ１０〜２０％、Ｆｅ２５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｔｉ１.０〜２.０％及びＮｂ１.５〜３.０％を含むＮｉ-Ｆｅ基超合金が示されている。
【０００５】
又、非特許文献１には、ＩＮ７０６の改良材として、Ａｌ０.３〜１.５％及びＮｂ１.８〜３.０％を含む合金についてγ”相が観察されず、γ’相のみが観察されたことが示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開昭６３-１７１８５６号公報
【特許文献２】特開平１０-２２６８３７号公報
【非特許文献１】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ、VOL．１５(２００２)−５３５ｐ
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ＩＮ７０６、ＩＮ７１８は５００℃以下においてガスタービンロータ材として優れた性質を有する。ＩＮ７０６やＩＮ７１８は、前述のようにγ”相により析出強化され、高い強度特性を有するが、γ”相は熱力学的に不安定であり、高温に長時間曝されると消失し、超合金の有害相として知られるη相が析出する。このために、ＩＮ７０６やＩＮ７１８の使用温度には制約がある。しかし、ガスタービンの高効率化をさらに進めるためには、５００℃以上で長時間使用できるガスタービンロータ材が必要であり、ＩＮ７１８やＩＮ７０６よりも優れた高温特性を有する材料が求められる。
【０００８】
しかし、ＩＮ７０６及び特許文献２のいずれにおいても、高温に晒される環境下ではより高温での強度の低下と靭性の低下が生じる。又、非特許文献１には具体的な合金組成については明確ではない。
【０００９】
本発明の目的は、高温に晒される環境下でより高温での強度と靭性の高いＮｉ-Ｆｅ基超合金とその製造法及びそれを用いたタービンディスクとその製造法並びにタービンスペーサとその製造法及び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】
【００１０】
本発明は、重量で、Ｃ０.０３％以下、Ｃｒ１４〜１８％、Ｆｅ１５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｎ０.０５％以下、Ｔｉ０.５〜２.０％及びＮｂ１.５〜５.０％を含み、Ｎｉを主に有することを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金にある。
【００１１】
本発明は、残部が実質的にＮｉであること、前記Ｎｂ量は、下記の式によって求められる含有量を有すること、
Ｎｂ＝３.５〜４.５−（Ｆｅ／２０）
前記Ａｌ量が１.０〜２.０重量％、前記Ｔｉ量が１.３〜２.０重量％及び前記Ｎ量が０.００５〜０.０５重量％である少なくとも１種を有することが好ましく、これらの組み合わせが更に好ましいものである。
【００１２】
又、本発明は、前記Ｎｂ及びＦｅの各含有量が、前記Ｎｂ及びＦｅとを重量比で二次元座標で表して、Ａ点（Ｎｂ３.０％、Ｆｅ１５％）、Ｂ点（Ｎｂ３.０％、Ｆｅ３０％）、Ｃ点（Ｎｂ２.２５％、Ｆｅ４５％）、Ｄ点（Ｎｂ１.２５％、Ｆｅ４５％）、Ｅ点（Ｎｂ２.５％、Ｆｅ１５％）及び前記Ａ点の各点を順次結んで得られる範囲内であること、前記Ｃ量が０.００５〜０.０３重量％であること、熱間鍛造により塑性加工が施され、時効処理が施されていることが好ましく、これらの組み合わせが更に好ましいものである。
【００１３】
更に、本発明は、重量で、Ｃ０.０３％以下、Ｃｒ１４〜１８％、Ｆｅ１５〜４５％、Ａｌ０.５〜２.０％、Ｎ０.０５％以下、Ｔｉ１.０〜２.０％及びＮｂ１.５〜５.０％を含み、Ｎｉを主に有する鋳造材を、真空溶解によって形成した後、熱間塑性加工、溶体化処理及び２段時効処理を順次施すことを特徴とするＮｉ-Ｆｅ基超合金の製造法にあり、又、時効処理を６８０〜７５０℃での加熱処理後、５８０〜６５０℃での加熱処理によって行うこと、前記鋳造材を真空溶解によって形成した後、エレクトロスラグ再溶解によって溶解し形成することが好ましい。
【００１４】
本発明は、円周部にタービン動翼の植え込部を有する円盤状部材であるタービンディスク、又、円盤状の円周部にタービン動翼の植え込部を有するタービンディスク間に介在してボルトによって一体に結合されるリング状部材であるタービンスペーサが前述に記載のＮｉ-Ｆｅ基超合金からなること、更に、そのＮｉ-Ｆｅ基超合金を前述に記載の製造法によって製造することにある。
【００１５】
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ッキングボルトによって互いにタービン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高温の燃焼ガスによって回転するタービンブレードと、前記タービン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連結された複数個のコンプレッサディスクと、該コンプレッサディスクに植込まれ空気を圧縮する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連結されたコンプレッサスタブシャフトとを有するガスタービンにおいて、前記タービンディスク及びタービンスペーサの少なくとも一方が前述に記載のＮｉ-Ｆｅ基超合金からなることを特徴とする。
【００１６】
即ち、本発明者らは、ＩＮ７０６の高温強度と組織の関係について、検討を進めて来た。特許文献２においては、ＩＮ７０６の疲労強度及び靭性を改善するために、Ｃ及びＮの添加量を増大し、ＮｂＣの析出量を増加させ、結晶粒微細化による特性向上を試みている。この際、析出強化相であるＮｉ３Ｎｂ(γ'相)のＮｂがＮｂＣに取られるため、Ｎｉ３Ｎｂ(γ”相)が減少し、０.２％耐力等が低下する。しかし、Ａｌを添加し、単結晶Ｎｉ基合金などの析出強化相であるＮｉ３Ａｌを析出させることにより、強度低下を補えること、又、Ａｌ添加により析出するＮｉ３Ａｌが７００℃において安定であることが示されている。Ｎｉ３Ａｌは、Ｎｉ３Ｎｂと比較して、高温で安定であるだけでなく、高温強度に優れるため、非特許文献１に示されるγ'相強化型のＮｉ-Ｆｅ基超合金は有望である。しかし、５００℃以下の耐力が従来のγ”相強化型のＮｉ-Ｆｅ基超合金と比較して低く、高応力下で用いる場合には耐力の改善が必要である。
【００１７】
特許文献２では、疲労強度を重視し、結晶粒微細化の目的で、Ｃ及びＮの添加量を増やしているが、ＮｂＣは、耐酸化性が著しく悪く、表面に露出するＮｂＣ及びその周辺が著しく酸化し、クラックの起点となるため、特に高温では酸化が問題となるため、多く析出させることは望ましくない。本発明者らは、本合金系に析出するＮｂＣに２つの形態があることに着目した。本合金系には、Ｎｂを多く含むＮｂＣとＴｉを多く含むＴｉＣが存在する。何れもＮを固溶し、Ｎｂ(Ｃ,Ｎ)、Ｔｉ(Ｃ,Ｎ)となる。また、Ｎの添加量を増やすことにより、Ｎｂ(Ｃ,Ｎ)が減少し、Ｔｉ(Ｃ,Ｎ)が増加する。Ｔｉ(Ｃ,Ｎ)は、Ｎｂ(Ｃ,Ｎ)と比較して耐酸化特性に優れており、クラックの起点になりにくい。従って、Ｃを減じ、Ｎの添加量を向上させることにより、クラックの起点を増やすことなく、炭化物を分散させ結晶粒の微細化が可能であることを見出した。
【００１８】
又、Ｎは、固溶強化の作用もあり、Ｎの添加量を増やすと、問題となる耐力の低下についても、従来材と同等に改善が図られることを見出した。使用温度が高くなると疲労強度だけでなく、クリープ強度が重要となるが、クリープ強度は結晶粒径が大きい方が有利であり、より高温側では、Ｎの添加量は少なくて良い。
【００１９】
非特許文献１には、高Ａｌ、低Ｎｂ側が高温組織安定性と高温強度向上に有効であることが示されているが、その他の元素の適正添加量、特にＣ及びＮの添加量には言及していない。本発明者らは、非特許文献１及び特許文献２に対して、特にＣ、Ｎの添加量に改良を加え、以下の成分範囲が、ガスタービンロータ材に適していることを見出した。
【００２０】
Ａｌの添加量は、Ｎｂ低減による強度低下を補い組織安定性を向上させるため、０.５％以上の添加が必要であるが、過度な添加は、Ｎｉ３Ａｌの過度な増加による鍛造性の悪化を生じるため、２.０％以下である。Ａｌは，好ましくは１.０〜２.０％であり、より好ましくは１.０〜１.５％である。又、ＡｌはＣ量との密接な関係があり、（Ｃ／Ａｌ）比を原子比で０.０１〜０.２０とすること、より０.０２〜０.１０とすることが好ましい。
【００２１】
Ｔｉの添加は、Ｔｉ(Ｃ,Ｎ)を増加し、Ｎｂ(Ｃ,Ｎ)と比較して耐酸化特性に優れており、クラックの起点になりにくく、組織安定性を向上させるため、０.５％以上の添加が必要であるが、過度な添加は鍛造性の悪化を生じるため、２.０％以下である。Ｔｉは、好ましくは１.０〜２.０％であり、より好ましくは１.３〜１.７％である。
【００２２】
Ｃは、前述のように、クラック起点を少なくするため、０.０３％以下にすることが必要である。好ましくは０.００１〜０.０２５％であり、より好ましくは０.００５〜０.０２％である。
【００２３】
Ｎの添加量は、使用される温度、応力により異なるが、過度に添加すると、凝固時に粗大なＴｉＮを形成するため、無添加を含め０.０６％以下とする必要があり、低温の高応力部で用いる場合には、０.０３〜０.０６％であることが好ましい。
【００２４】
Ｎｂの添加量は、偏析抑制の観点から、５％以下が望ましく、高強度の観点から１.５％以上必要である。また、有害析出相であるη相、σ相及びδ相の析出を抑制するためには、Ｆｅの添加量１５〜４５％に対して、以下の関係を満たすことが好ましい。
【００２５】
Ｎｂ＝３.５〜４.５−（Ｆｅ／２０）
又、Ｎｂの添加量は２.０〜３.５％、Ｆｅの添加量は１５〜３５％が好ましく、更に、前述のＡ点、Ｂ点、Ｃ点、Ｄ点、Ｅ点及びＡ点の各点を順次結んで得られる範囲内であることがより好ましい。
【００２６】
更に、ＮｂはＮｂＣとしての形成を防止するために、Ｃ量との関係を調整することが好ましく、（Ｃ／Ｎｂ）を原子比で０.０１〜０.１５とすること、より０．０３５〜０．１０とすることが好ましい。
【００２７】
Ｍｏは、固溶強化によって高温強度を高めるもので、５％以下添加することが好ましい。より好ましくは、１〜３％である。
【００２８】
上記成分とすることにより、従来のＩＮ７０６あるいはＩＮ７１８と同等以上の製造性を有し、ＩＮ７０６あるいはＩＮ７１８よりもより高温で使用できるＮｉ-Ｆｅ基超合金を提供できる。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、高温に晒される環境下でより高温での強度と靭性の高いＮｉ-Ｆｅ基超合金とその製造方法及びそれを用いたタービンディスクとその製造法並びにタービンスペーサとその製造法及びガスタービンを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
以下、本発明を実施するための最良の形態を具体的な実施例によって説明する。
【実施例１】
【００３１】
表１は本発明のＮｉ-Ｆｅ基超合金に係る供試材の化学成分（重量％）を示すものである。供試材の合金１がＩＮ７０６に相当するものであり、合金２がＩＮ７１８相当の改良材である。合金２〜５が本発明材である。合金１〜４は、Ｎ量が無添加のものであり、分析不能の殆ど含有していないものである。
【００３２】
【表１】
2006118016.tif 000003
【００３３】
いずれの合金も、高周波真空溶解によって溶解鋳造後、８００〜１１００℃で熱間鍛造を行い、１０００℃、２時間の溶体化処理を行い、次いで、７２０℃、８時間の加熱処理後、６２０℃、８時間の加熱処理の２段時効処理を行なったものである。
【００３４】
図1は供試材の０.２％耐力と温度との関係を示す引張試験結果を示すものである。本発明材である合金３及び合金４の０.２％耐力は、合金１と比較して３５０℃以下の低温側では、やや劣るものの、７００℃の高温では合金１よりも優れた０.２％耐力を有しており、本発明材が従来材である合金１よりも高温での使用に適していることが分かる。
【００３５】
図２は、本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の７００℃での時効前後の電子顕微鏡組織を示す模式図である。時効前では、合金２では、γ”相とγ’相が析出しており、合金１の組織も同様であった。これに対して、合金３及び４では球状のγ'相のみが析出しており、γ”相は観察されなかった。γ’相は高温で強度が向上するという特異な性質を持っており、本発明材が高温での耐力に優れていたのはγ’相のみにより強化されているためである。
【００３６】
これらの合金を７００℃で時効処理した場合、従来材の改良材である合金２では、γ”相が減少し、超合金の有害相として知られているη相やδ相がやや多く析出していたが、合金１のη相やδ相よりも少ないものであった。しかし、本発明材である合金３及び合金４では、７００℃時効材においてもγ’相のみで成長してやや大きくなることが観察され、有害相の析出は殆ど見られなかった。
【００３７】
図３は、供試材を７００℃で時効した場合の時効時間と０.２％耐力との関係を示す線図である。従来材である合金１では７００℃の時効処理により、０.２％耐力が低下するが、本発明材である合金３及び合金４では、７００℃で時効処理を施しても室温の耐力は殆ど低下していない。改良材の合金２では７００℃の時効処理により０.２％耐力が低下するが、合金３及び合金４と同等の値を有する。
【００３８】
図４は、７００℃の時効処理に伴なう時効時間とシャルピ吸収エネルギーとの関係を示す線図である。従来材である合金１では、シャルピー吸収エネルギーの低下すなわち脆化が急激に起こっているのに対して、本発明材である合金３及び４では、脆化は全く起こっていない。これらの結果は、従来材の合金１では、７００℃の時効処理で析出強化相が減少し、有害相が析出するのに対して、本発明材では、析出強化相であるγ’相が減少せず、有害相の析出が起こらないことが起因しているものである。これらの結果からも、本発明材が従来材と比較して高温での使用に適していることは明らかである。
【００３９】
図５は、本発明材のＦｅ量とＮｂ量との関係を示す線図である。前述のように、本発明材では、高温で有害相を析出させないことが好ましい。又、Ｎｂ含有量が３重量%を超えると従来材と比較して大型鋼塊の製造性が悪化するため、Ｎｂの含有量は、３重量％以下とするのが好ましい。しかし、Ｎｂの添加量は少なすぎると、ガスタービンロータ材として必要な強度特性としての耐力が出ない。
【００４０】
以上の点より、（Ｆｅ量とＮｂ量）を図５に示すＡ点（１５％、３.０％）、Ｂ点（３０％、３.０％）、Ｃ点（４５％、２.２５％）、Ｄ点（４５％、１.２５％）、Ｅ点（１５％、２.７５％）及びＡ点の各点を結んだ範囲の成分とすることが有効である。
【００４１】
図６は、供試材の０.２％耐力と温度との関係を示す引張試験結果を示すものである。本発明の合金５は合金３に適量のＮを添加した合金であるが、合金３と比較して、耐力が向上しており、室温から高温の温度範囲で、従来材の合金１よりも耐力が優れている。
【００４２】
図７は７００℃時効に伴なう時効時間とシャルピ衝撃吸収エネルギーとの関係を示す線図である。本発明の合金５のシャルピ吸収エネルギーは、時効前でも従来材の合金１よりも高く、時効処理を行っても合金１とは異なり、脆化は起こらない。合金５の電子顕微鏡組織は、時効前、時効後ともに合金３及び合金４と同様であった。
【００４３】
図８は、本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の酸化処理前と酸化処理後の光学顕微鏡による金属組織を示す模式図である。本発明の合金５では、Ｃの添加量が合金１より少ないが、Ｎの添加により、炭化物の析出量は同等であり、これにより、結晶粒度も同等であった。また、従来材の合金１では、ＮｂＣが多いのに対して、合金５ではＴｉＣが多く観察された。これらの合金を６００℃で酸化処理した場合、ＮｂＣが多い合金１では、外表面のＮｂＣ及びその周辺が著しく酸化され、その酸化に伴って炭化物が脱落していた。この脱落した部分は、クラックの起点となり得る。これに対して、合金5に多いＴｉＣは、表面側は酸化しているものの、ＴｉＣの周辺の著しい酸化は見られず、クラックの起点となるような欠陥とはならず、前述のシャルピ吸収エネルギーが低下しない要因である。以上の結果から、Ｎの添加によりクラック起点を増やすことなく、結晶粒を微細化し、さらに、耐力を向上させることが可能であることが分かる。
【００４４】
以上、本実施例によれば、高温に晒されても高温での耐力の低下が少なく、又、靭性の低下も少ないＮｉ-Ｆｅ基超合金が得られることが明らかである。又、ＩＮ７１８やＩＮ７０６と同等以上の大型鋼塊製造性を有し、ＩＮ７１８やＩＮ７０６よりもさらに高温で用いることが可能であり、このＮｉ-Ｆｅ基超合金を用いることにより高効率なガスタービンを提供することができ、更に、燃焼温度及び圧縮比の向上、冷却空気の節減が可能であり、一層熱効率に優れたガスタービンの提供が可能である。
【実施例２】
【００４５】
図９は本発明の一実施例を示すガスタービンの回転部の断面図である。図９に示すように、タービンスタブシャフト１、３段のタービンブレード２、タービンスタツキングボルト３、２つの環状のタービンスペーサ４、ディスタントピース５、３段のタービンノズル６、タービン車室７、燃焼器８、環状のシュラウド９、３段のタービンディスク１０、貫通孔１１、タービン車室１５、２段のシュラウド９を有する。又、本実施例のガスタービンは図示されていないが、タービンディスク１０に連結されたディスタントピースと、ディスタントピースに連結された複数個のコンプレッサディスクと、コンプレッサディスクに植込まれ空気を圧縮するコンプレッサブレードと、１７段のコンプレッサディスクの初段に一体に連結されたコンプレッサスタブシャフトとを有するものである。夕一ビンブレード２は４段の場合もある。いずれも燃焼ガス入り口側が初段であり、後流の２段、３段となり、点線で示した矢印の線は圧縮機によって圧縮された高温の冷却用空気の流入経路を形成するものである。
【００４６】
本実施例におけるタービンディスク１０及びタービンスペーサ４を、表１に示す合金３とほぼ同じ組成を有する合金をそれぞれ高周波真空溶解した後、エレクトロスラグ再溶解し、実施例１と同様に鍛造、溶体化処理及び２段時効処理を順次行って製造した。熱処理後の素材を同様に引張試験及びＶノッチシャルピー衝撃試験を行った結果、実施例１と同様の特性及び電子顕微鏡組織を有するものであった。本実施例におけるタービンディスク１０及びタービンスペーサ４を、いずれも３段及び２つについて同じ組成とするものである。いずれも熱処理後に最終形状に加工される。
【００４７】
タービンディスク１０は、外径１０００ｍｍ，厚さ２００ｍｍであり、貫通孔１１を有する。１２はスタッキングボルト３の挿入用孔が設けられる部分、１３はタービンブレード２を植込みされる部分である。その植え込み部分は、タービンディスク１０の外周部には全周に亘って逆クリスマスツリー型の凹部が軸方向に形成されたものであり、タービンブレード２のダブテイルが植え込まれる。又、スタッキングボルト３の挿入用孔部は、貫通孔１１部よりやや厚肉で、貫通孔１１部の胴部は最も厚肉となっている。
【００４８】
タービンスペーサ４は、環状の部材であり、タービンスタツキングボルト３の挿入部にその挿入孔を有し、タービンノズル６側に形成されるシュラウド９との間に互いに櫛歯状の凹凸が形成されておりシールされ、又、高速回転に対してタービンディスク１０によって支えられる環状の突起が形成されている。
【００４９】
以上の構成によって、圧縮比１４.７、温度４５０℃以上、初段タービンノズル入口のガス温度が１３００℃以上が可能になり、３５％以上の熱効率（ＬＨＶ）が得られると共に、タービンディスク１０及びタービンスペーサ４を前述の如く高い高温での耐力及び加熱脆化の少ないＮｉ-Ｆｅ基超合金の使用によって、総合的により信頼性の高いガスタービンが得られるものである。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の０.２％耐力と温度との関係を示す線図である。
【図２】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の時効前と時効後の金属組織を示す模式図である。
【図３】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の時効処理時間と０.２％耐力との関係を示す線図である。
【図４】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金のシャルピ吸収エネルギーと時効処理時間との関係を示す線図である。
【図５】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金のＦｅ量とＮｂ量との関係を示す線図である。
【図６】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の０.２％耐力と温度との関係を示す線図である。
【図７】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金のシャルピ吸収エネルギーと時効処理時間との関係を示す線図である。
【図８】本発明に係るＮｉ-Ｆｅ基超合金の酸化処理前と酸化処理後の金属組織を示す模式図である。
【図９】本発明の一実施例を示すガスタービンの回転部付近の部分断面図である。
【符号の説明】
【００５１】
１…タービンスタブシヤフト、２…タービンブレード、３…タービンスタツキングボルト、４…タービンスペーサ、５…ディスタントピース、６…タービンノズル、７…タービン車室、８…燃焼器、９…シュラウド、１０…タービンデイスク、１１…貫通孔。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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