(57)【要約】　　　（修正有）【課題】ガスタービン用高温部材において、タービン稼動中の振動により発生する摩耗損傷を防止するために、優れた耐摩耗性と高い延性を兼ね備えた、新しい耐摩耗合金により構成されるガスタービン用高温部材を提供する。【解決手段】重量比でクロム１５〜３５％、シリコン０．０２〜１．５％、炭素０．０１〜０．２％、Ｎｉ５％以下を含有し加工硬化を促進する高融点金属モリブデン１〜１２％、ニオブ０．３〜８％、タングステン１〜２０％、タンタル１〜１０％、レニウム１〜１０％のうち１種以上を原子比で１０％以下となるよう配合する事により耐摩耗性を高めると共に炭化物等の硬質粒子の含有量を低下することで延性を向上した。これらに必要に応じて鉄および／またはマンガンを重量比で９％以下含有せしめた合金によりガスタービン用高温部材を構成する。【選択図】　図１
2004027359.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比でクロム：１５〜３５％を含有し、シリコン：０．０２〜１．５％及び炭素：０．０１〜０．２％を含有し、モリブデン：１〜１２％，ニオブ：０．３　〜８％，タングステン：１〜２０％，タンタル：１〜１０％，レニウム：１〜１０％の高融点金属５種類のうち１元素以上を含有し、ニッケルを５％以下でかつニッケル，マンガン，鉄の３元素のうち１種以上を総量で１〜９％の範囲となるよう含有し、残部はコバルト及び不可避的不純物より構成され、前述の高融点金属５種類の総添加量が、炭素を除く合金総量に対して原子比で１０％を超えないことを特徴とするコバルト基合金により構成された、ガスタービン用高温部材。
【請求項２】
重量比でクロム：１５〜３５％，シリコン：０．０２〜１．５％及び炭素：０．０１〜０．２％を含有し、モリブデン：１〜１２％，ニオブ：０．３〜８％，タングステン：１〜２０％，タンタル：１〜１０％，レニウム：１〜１０％の高融点金属５種類のうち１元素以上と、ニッケル０．３〜５％，マンガン０．３〜５％，鉄
０．３　〜５％を含有し、残部はコバルト及び不可避的不純物より構成され、前述の高融点金属５種類の総添加量が、炭素を除く合金総量に対して原子比で１０％を超えないことを特徴とするコバルト基合金により構成された、ガスタービン用高温部材。
【請求項３】
請求項１の合金成分中に、ゲルマニウム：０．１　〜４％を添加することを特徴とするコバルト基合金により構成された、ガスタービン用高温部材。
【請求項４】
請求項２の合金成分中に、ゲルマニウム：０．１　〜４％を添加することを特徴とするコバルト基合金により構成された、ガスタービン用高温部材。
【請求項５】
請求項１のコバルト基合金を、高温又は室温における圧延，プレス加工等のプロセスにより薄板形状に成型して、ガスタービンに適用することを特徴とする、ガスタービン用高温部材。
【請求項６】
請求項２のコバルト基合金を、高温又は室温における圧延，プレス加工等のプロセスにより薄板形状に成型して、ガスタービンに適用することを特徴とする、ガスタービン用高温部材。
【請求項７】
１５〜３５重量％のクロムと、
０．０２〜１．５重量％のシリコンと、
０．０１〜０．２重量％の炭素と、を含有し、
モリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウムの５種のうち少なくとも１種と、
ニッケル０．３　〜５重量％のニッケルと、
残部のコバルト及び不可避の不純物と、からなるコバルト基合金を有するガスタービン用高温部材。
【請求項８】
マンガンを０．３　〜５重量％有することを特徴とする請求項７記載のコバルト基合金を有するガスタービン用高温部材。
【請求項９】
鉄を０．３　〜５重量％有することを特徴とする請求項７記載のコバルト基合金を有するガスタービン用高温部材。
【請求項１０】
前記モリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウムの総添加量は、前記炭素を除く合金総量に対して原子比で１０％を超えないコバルト基合金であることを特徴とする請求項７記載のガスタービン用高温部材。
【請求項１１】
マンガンを０．３〜５重量％、鉄を０．３〜５重量％有し、
前記モリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウムの総添加量は、前記炭素を除く合金総量に対して原子比で１０％を超えないコバルト基合金であることを特徴とする請求項７記載のガスタービン用高温部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はガスタービン用高温部材に関し、特にタービン稼動中の振動により生じる摩耗損傷を低減する新しいコバルト基合金により構成される高温部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ガスタービン稼動中、ガスタービンにはロータの高速回転，燃焼ガスの発生、あるいは圧縮された冷却空気の流れ等に起因して連続的な振動が発生する。この振動の作用により、ガスタービンを構成する高温部材のうち、はめ込み等で部材を接触している個所に摩耗損傷を生じる場合がある。そしてこれらガスタービン部材は高温で使用されるため、摺動部に油等の潤滑材を使用することが難しく、無潤滑状態での使用が避けられない場合も多い。そのため振動が激しい部材においては耐摩耗性に優れた材料の適用が必須となっている。既存の耐摩耗性材料のほとんどは、コバルト基，鉄基，ニッケル基のいずれかの合金中に、炭化物，棚化物等の硬質粒子を体積率で数％以上の比較的高い比率で混合した材料（高温耐摩耗材料）が使用されている。なお、コバルト基合金をガスタービン用の部材に用いた技術として下記特許文献１がある。
【０００３】
【特許文献１】
特開平６−２４０３９４号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これら既存の高温耐摩耗材料は、多数の硬質粒子を含むため延性が低い。従って、機械加工による複雑形状部品の作製や、室温での圧延，プレス加工等による薄板製品の作製が困難であり、適用される部材の形状や、部材の製造プロセスが制限されてしまうという課題がある。一方、硬質粒子を含む耐摩耗性材料を、プラズマ溶射などにより部材表面にコーティングすることも広く行われているが、複雑形状の部材の内面部に対して溶射により健全な被膜を形成することは、困難な場合が多い。また、ステライトに代表されるコバルト基の耐摩耗合金も、肉盛り溶接や溶射により部材表面に被覆して使用する場合が多く、複雑形状部材の表面への施工が困難である等の課題がある。
【０００５】
硬質な炭化物の含有量を下げたコバルト基合金では、冷間加工による複雑形状部材の作製が可能となるが、この場合耐摩耗性の低下が避けられなくなるという課題がある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者は、耐摩耗材料として用いられるコバルト基合金の特性を詳細に調査した結果、炭化物の析出以外に、コバルト合金マトリックスの特性が耐摩耗特性に大きく影響する知見を見出した。コバルト基合金は高温で摩耗を受けた際に、摺動面の変形を受けた領域で大きな加工硬化を生じる特性がある。この作用により、摺動面下部に硬質な加工変形層が形成される結果、それ以降の材料の変形が抑制されて摩耗減量は低下するに至るのである。この大きな加工硬化特性の原因は、純コバルト特有の性質である４２１℃における六方構造（低温相）から面心立方構造（高温相）への相変態にある。このため、この相変態が生じない鉄基合金やニッケル基合金では、加工硬化による耐摩耗性の向上は期待できない。
【０００７】
そして、他の元素のコバルト基合金への添加は、加工硬化特性に大きな影響を及ぼす。例えばクロム，モリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウム，シリコン，ゲルマニウム等の添加は、加工硬化特性を促進する作用があり
（以下「グループ１」とする）、ニッケル，マンガン，鉄，炭素等の添加は、加工硬化特性を低下させる作用を有する（以下「グループ２」とする）。即ちグループ１の元素の添加量を増加して、グループ２の元素の配合比を低下することで、コバルト合金の加工硬化特性を促進し、耐摩耗性を向上することが可能となる。特に発明者等は、炭素の添加が加工硬化特性の向上に寄与していない点に注目し、炭素の添加量を少なくして炭化物粒子の形成を抑制したコバルト基合金でも、加工硬化特性の向上を図ることができる即ち高い耐摩耗性を付与することが可能なことを見出した。また発明者らは特にこれら合金に添加されるニッケル添加量も、コバルト基合金の高温での摩耗特性に大きく影響することを見出した。
【０００８】
この新しいコバルト基耐摩耗合金は、炭化物生成量が非常に少ないため優れた延性を有しており、室温での圧延，プレス加工が可能になり、薄板形状や複雑形状の部材も容易に製造することが出来る。
【０００９】
上記のような優れた耐摩耗性と、薄板や複雑形状部材の製造が可能な加工性，成形性を併せ持つ新しいコバルト基耐摩耗合金によりガスタービン用高温部材を構成することで、タービン運転中の高温部材の摩耗損傷を低減し、部材の使用期間延長によるガスタービンの保守費用や運用効率を改善することが本発明の目的である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
純コバルトにおいては、４２１℃で六方晶構造（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）（低温相）から面心立方晶構造（Ｆａｃｅ−Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）（高温相）への相変態が生じる。実用的に使用されているコバルト基合金のほとんどは、室温でのマトリックスが面心立方構造となっているが、これは合金化により六方晶構造への相変態が抑制されているためである。
【００１１】
一方、金属の変形する際において、格子欠陥の転位（Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）の運動によるすべり変形が進行する。しかし面心立方晶金属では転位の幅が拡張するため転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ　Ｓｌｉｐ）が減少し加工硬化を起こしやすくなる。この転位の拡張の容易さは、積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ　Ｆａｕｌｔ　Ｅｎｅｒｇｙ：ＳＦＥ）という物理定数で規定されることが一般に知られている。面心立方金属中の転位が拡張した部分の原子配列は六方晶構造に等しいため、コバルト基合金が有する低温で六方晶構造へ変化しやすい性質は、転位の拡張を容易にし交差すべりを減少させ、加工硬化を促進する。即ちこの加工硬化の容易さにより、本発明のコバルト基合金は優れた耐摩耗性を示すのである。
【００１２】
まず以下に添加元素の効果について記す。なお本明細書において特に明示の無い限り添加量は重量％で示すこととする。
【００１３】
前述のグループ１に例示した８種類の元素は、いずれもマトリックスに固溶して高温強度を高めると同時に合金のＳＦＥを低下させて加工硬化を促進し、耐摩耗性の向上に寄与する。
【００１４】
クロムには加工硬化による耐摩耗性の向上と、高温大気中で合金表面に安定なクロム酸化物の保護皮膜を形成して耐酸化性を向上する効果がある。これら効果を期待するには、少なくとも１５％以上のクロム添加が必要である。しかし３５％を超える過度のクロムの添加は、有害相を析出し材料の脆化を生じるため好ましくない。より適切なクロムの添加量は１８〜３０％の範囲とすることが好ましい。
【００１５】
高融点金属元素であるモリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウムの添加は、加工硬化の促進による耐摩耗性の向上と、固溶強化による高温強度を増大する効果がある。この５種類の元素はそれぞれ単独でも、２種類以上の元素を同時に添加しても良い。但し、複数の元素を添加する場合には、５種類元素の総添加量が炭素を除いた全合金元素の総量に対して原子比で１０％を超えると、有害な化合物が生成し材料が脆化するため、総添加量は原子比で１０％以下とすることが好ましい。
【００１６】
モリブデンを単独で添加する場合、１％以下であるとその効果は小さく、添加量が１２％を超えると有害相が生成し脆化が生じるため、添加量はこの範囲とする必要がある。なおより望ましくは３％から１０％の範囲で添加するとよい。また他の４種類の高融点金属元素を同時に添加する場合は、０．５％　以上添加することが好ましい。
【００１７】
ニオブはモリブデンに比べて、コバルトマトリックスへの固溶度が比較的小さい。ニオブを単独で添加する際には、０．５％　以下であるとその効果は小さく、添加量が８％を超えると、有害相が生成し脆化が生じるため、添加量はこの範囲とする必要がある。なおより望ましくは添加量を１％から６％の範囲とするとよい。また他の４種類の高融点金属元素と同時に添加する場合は、０．３％　以上添加することが好ましい。
【００１８】
タングステンを単独で添加する場合、２％以下であるとその効果は小さく、添加量が２０％を超えると、有害相が生成し脆化が生じるため、添加量をこの範囲とする必要がある。なおより望ましくは３％から１８％の範囲で添加する必要がある。また他の４種類の高融点金属元素と同時に添加する場合は、１％以上添加することが好ましい。
【００１９】
タンタルはニオブと同様にコバルトマトリックスへの固溶度が比較的小さい。単独で添加する際には、１％以下であるとその効果は小さく、添加量が１０％を超えると有害相が生成し脆化が生じるため、添加量はこの範囲とする必要がある。なおより望ましくは２％から８％の範囲とするとよい。また他の４種類の高融点金属元素と同時に添加する場合は、１％以上添加することが好ましい。
【００２０】
レニウムを単独で添加する際には、０．３％　以下であるとその効果は小さく、添加量が１０％を超えると、材料コストが上昇し好ましくない。０．５％　から７％の範囲で添加することがより好ましいといえる。また他の４種類の高融点金属元素と同時に添加する場合は、０．５％　以上添加することが好ましい。
【００２１】
シリコンの添加は、ＳＦＥを低下して加工硬化の向上に寄与し、同時に材料の融点を下げることで製造性の向上に寄与する。通常０．０２％　以下の添加量ではその効果が小さく、１．５％　を超えると材料の延性を低下させてしまうため、添加量はこの範囲とする必要がある。なお０．０４〜１．２％の範囲で添加することがより好ましい。
【００２２】
ゲルマニウムはシリコンと同様に、加工硬化の向上と融点低下による製造性の向上に寄与する。０．１％　以下の添加量ではその効果は小さい一方、添加量が４％を超えると合金の強度低下が大きくなるため好ましくない。０．２〜２．５の範囲で添加することがより好ましい。
【００２３】
ニッケル，マンガン，鉄の添加は、合金の延性を向上する一方で、ＳＦＥを増大することで加工硬化を抑制し、合金の耐摩耗特性を低下させる。この３つの元素の総和が重量比で９％以上になると、高温耐摩耗特性が大きく低下するため、この値を超えた添加は避けるべきである。一方で、この３元素の総添加量が１％以下になると、合金の延性が大きく低下するため好ましくない。１％から７％の範囲で添加することがより好ましい。
【００２４】
ニッケルは、延性を向上すると共に高温強度を向上する作用がある。０．２％　以下の添加量の場合はその効果は小さく、添加量が５％を超えると耐摩耗性の低下が大きくなるため、添加量はこの範囲とすることが好ましい。特に０．５　から４％の範囲で添加することがより好ましい。
【００２５】
マンガン及び鉄は合金の延性を向上する作用がある。両者共に０．２％　以下の添加量の場合はその効果は小さく、添加量が５％を超えると耐摩耗性の低下が大きくなるため、添加量はこの範囲とすることが好ましい。０．５　から４％の範囲で添加することがより好ましい。
【００２６】
炭素は、ＳＦＥを増大させて加工硬化を低下する作用があるが、結晶粒界の強化と延性向上のため微量の添加が必要である。０．０１％　以下では結晶粒界強化の作用を保つことが出来ず、０．２％　を超えて添加すると炭化物の増加による延性低下、及び加工硬化特性の低下が生じるため好ましくない。０．０５　から０．１５％の範囲で添加することがより好ましい。
【００２７】
次に、本発明のコバルト基合金及びガスタービン高温部材の製造方法を以下に記す。最初に所定の組成のコバルト基合金を真空溶解してインゴットを作製し、１１５０〜１２３０℃の範囲で鍛造による加工を加えた後、組成の均質化のための溶体化熱処理を実施する。溶体化熱処理後に更に製品形状を整えるため、室温又は高温でプレスや圧延等の加工を行うことも可能である。本発明のコバルト基合金は、マトリックスの加工硬化により耐摩耗性を発揮させるため、炭化物の形状や分布、あるいは結晶粒径等の微細組織を特別に制御する必要がない。従って上記製造プロセス以外に、炭化物の形状や結晶粒径を整えるための時効熱処理等の特別なプロセスを追加する必要がなく、工程数減少という利点がある。
【００２８】
（実施例１）
以下本発明の高温耐摩耗合金の具体的な実施例により、発明の効果を説明する。
【００２９】
表１に本発明の知見により作製したコバルト基耐摩耗合金の化学組成を示す。Ｎｏ．１からＮｏ．９までの９種の合金が、本発明の知見により作製した合金であり、他の３種は比較材として作製した。
【００３０】
【表１】
2004027359.tif 000003
【００３１】
本発明合金Ｎｏ．１からＮｏ．９まではいずれも、クロム添加量を２０％とし、高融点金属のモリブデン，ニオブ，タングステン，タンタル，レニウムの添加量をそれぞれ変化した。Ｎｏ．７ではゲルマニウムを２％添加した。シリコン，炭素の添加量についてはＮｏ．１からＮｏ．９まで一定とした。またニッケル，マンガン，鉄の添加量については、Ｎｏ．１からＮｏ．７までは一定とし、Ｎｏ．８，Ｎｏ．９では若干増加した。ニッケル，マンガン，鉄の添加量の合計は、Ｎｏ．１からＮｏ．７で約４％であり、Ｎｏ．８，Ｎｏ．９では約７％とした。一方、比較合金Ａ，Ｂは既存のコバルト基耐熱合金とほぼ同じ化学組成を有しており、本発明合金と比較するとニッケルの添加量を高く設定している。ニッケル，マンガン，鉄の添加量の合計は、比較合金Ａで約１２％、比較合金Ｂで約２２％とした。ステライトＮｏ．６は、ステライトの中でも最も一般的に使用されている耐摩耗合金である。
【００３２】
本発明合金のＮｏ．１からＮｏ．９と比較合金Ａ，Ｂについては、所定の化学組成比に調整した素材を溶解してインゴットを作製し、数回の鍛造を実施した後、
１２００℃で２時間の溶体化処理を実施して供仕材とした。一方でステライト
Ｎｏ．６の場合は、板状のステンレス鋼の表面に肉盛り溶接した領域から試験片を切り出して使用した。
【００３３】
組織観察の結果、本発明合金のＮｏ．１からＮｏ．９の全てにおいて、添加元素はコバルトマトリックスにほぼ均一に固溶しており、内部に直径数μｍのクロム炭化物が少量析出していることが確認された。ニオブとタンタルを添加したＮｏ．２とＮｏ．５では、ニオブあるいはタンタルと結合したタイプの炭化物も確認された。また開発合金の結晶粒径（直径）はいずれも、平均値で５０μｍから２００
μｍの範囲にある事を確認した。比較合金Ａ，Ｂも本発明合金とほぼ同様の微細組織を有していたが、比較合金Ｂについては炭化物の大きさが十数μｍ程度まで粗大化していた。ステライトＮｏ．６の微細組織では、多数のクロム炭化物が非常に高密度に分布していることを確認した。
【００３４】
作製した合金素材から試験片を採取して、高温での摩耗特性を評価した。摩耗試験には板状の試験片と、先端をナイフエッジ形状に加工したピン状試験片を使用した。
【００３５】
固定したピン状試験片に対して、板状試験片を平面部がピンのエッジに垂直に接触するように配置し、板状試験片の背面側から荷重を加えながら、荷重と垂直方向に板状試験片を往復振動することで摩耗試験を実施した（以下、振動する板状試験片を「可動片」、ピン状試験片を「固定片」と呼ぶ）。固定片におけるエッジの先端は半径０．２ｍｍ　の形状に加工して試験に用いた。可動片の押し付け荷重は５ｋｇとし、往復振動の条件は周波数１２０Ｈｚ，振幅０．５ｍｍ　とした。試験片の組合せは、固定片と可動片に同じ種類の合金を使用し、室温と５００℃，
７００℃の３水準で試験を行った。試験時間は５時間とし、いずれも大気中で試験を実施した。試験後に固定片の摩耗減量を測定し、各合金間で比較した。
【００３６】
表２に本発明合金と比較合金において、同種材間で摩耗試験を実施した後に摩耗減量を測定した結果を示す。
【００３７】
【表２】
2004027359.tif 000004
【００３８】
室温において本発明合金と比較材Ａ，Ｂには、４００μｍから５００μｍ以上の大きな摩耗減量が生じる。一方、ステライトＮｏ．６の室温の摩耗量は５７μｍと非常に小さい。ステライトＮｏ．６を除くと、室温で最も摩耗減量が小さいのは比較材Ｂであることから、本発明合金の室温における耐摩耗特性は優れているとはいえない。試験温度が５００℃になると、ステライトＮｏ．６のみ摩耗減量が若干増大し、本発明合金と比較合金の摩耗減量は大きく減少する。この５００℃における本発明合金と比較合金の摩耗減量の低下は、大気中で高温加熱されることで合金表面に酸化スケールが形成され、室温に比べて摺動面の摩擦係数が低下したためと考えられる。その際、比較合金Ａ，Ｂの摩耗減量が５０μｍ以上であるのに対し、本発明合金の摩耗減量はＮｏ．１からＮｏ．６までは３０μｍ以下、Ｎｏ．７からＮｏ．９までは５０μｍ以下であり、５００℃における本発明合金の摩耗減量はいずれも比較合金よりも小さな値となっている。本発明合金Ｎｏ．８，Ｎｏ．９の５００℃の摩耗減量はＮｏ．１から７に比べて若干大きいが、これはニッケル，マンガン，鉄の添加量が増加したためと推測される。しかしながら比較合金Ａ，Ｂの摩耗減量と比較すると、本発明合金Ｎｏ．８，Ｎｏ．９の耐摩耗特性の優位性は明らかである。なおステライトＮｏ．６の摩耗減量が５００℃で若干増加するのは、硬質な炭化物を多数含有することが影響すると推測される。
【００３９】
試験温度が７００℃になっても、本発明合金Ｎｏ．１からＮｏ．９の摩耗減量は
５００℃の場合と同程度の小さな値を保っている。比較材Ａの７００℃摩耗量は５０μｍ程度と、５００℃の場合と大きな変化はないが、ニッケル添加量の高い比較材Ｂでは摩耗量は１６０μｍ以上まで大きく増大する。この結果からニッケル添加量が、コバルト基合金の高温での摩耗特性に大きく影響することが明らかとなった。ステライトＮｏ．６は７００℃になると摩耗減量は１４μｍまで大きく減少しているが、本発明合金のＮｏ．１，３，６等も摩耗減量の値からほぼ同等の耐摩耗特性を有することがわかる。以上の結果から、本発明合金は室温の耐摩耗特性は良好ではないものの、高温になると耐摩耗特性が急激に向上する特徴があり、５００から７００℃においてはステライトＮｏ．６以上、あるいはほぼ同等の耐摩耗特性を有することが示された。
【００４０】
図１に表２の本発明合金Ｎｏ．１において、摩耗試験後に可動試験片（板状）の摩耗摺動部を切断し、研摩後の摩耗部の断面組織においてビッカース硬さを測定した結果を、グラフで示す。グラフの縦軸に硬さを、横軸に摩耗表面部から金属内部への距離を示す。横軸において０点を摩耗表面部としている。室温の場合に比べて７００℃試験後の試料では、表面から５０μｍ以下の表面近傍部で、硬さが大きく増大していることが示される。特に表面からの距離が狭まるにつれて、急激な硬化が生じている。これは、高温で摩耗を受けた際に表面近傍に多量のひずみが蓄積して、加工硬化が生じた結果であると考えられる。
【００４１】
図２には、本発明合金Ｎｏ．１における７００℃試験後の摩耗部表面近傍の断面ミクロ組織を示す。摩耗部表層には、高温での摩擦により形成されたと推測される酸化物層が存在し、その下側の金属組織部においては、変形による多数のすべり線が確認される。硬さ測定の結果、このようなすべり線の密度が高い領域で、硬さの増加が特に大きいことを確認した。これらの多数のすべり線は、変形された金属組織中で転位の回復が抑制され、消滅しないまま表面近傍に蓄積することで、加工硬化が生じることを示す証拠と考えられる。
【００４２】
これまで幾度も記したように、本発明合金において転位の回復を遅らせて加工硬化を促進する主たる要因は化学組成にある。加工硬化を低下させる元素の添加量を減少する一方で、加工硬化に有効な元素の添加量を増すことで、優れた高温耐摩耗性が発揮される。このような加工硬化は、４００℃から８００℃の広い温度範囲で有効に作用することを発明者らは確認している。なお本発明合金の加工硬化が室温付近で有効に発揮されない理由について詳細に検討すべき余地はあろうが、ガスタービン部材として高温で使用する本発明において、本発明合金に十分な耐摩耗性が備わっており、有用であることは間違いない。
【００４３】
本発明合金Ｎｏ．１からＮｏ．９はいずれも、高温あるいは室温でのプレス、又は圧延と熱処理を数回繰り返すことにより、割れ等の損傷を生じることなく板厚２ｍｍの薄板まで容易に加工することが出来た。また熱処理後の薄板材に対して、金型を用いた冷間プレスを行った場合も健全に加工することが出来た。このように本発明合金は、高温域の優れた耐摩耗特性と共に、加工性，成形性も良好であることが確認された。
【００４４】
（実施例２）
タービンブレードの根元のシャンク部において、回転中のブレードの振動防止と冷却空気の封止を目的に、シールピンと呼ばれる板材を取付ける場合がある。図３にシールピンのブレードへの取付けの様子を示す。３枚の薄板状のシールピン１は、図３のようにブレードのシャンク部２の内面に取付けられて、ブレードを安定化させるが、タービン運転中にこのシールに摩耗による減肉が生じる場合がある。
【００４５】
本発明のコバルト基合金（表１のＮｏ．１）によりシールピン１を作製して、実機タービンブレードに取付けて燃焼試験を実施した。シールピンの製造は、鍛造，溶体化処理後に常温でプレス加工を実施して、製品形状に仕上げた。比較として取付けた、既存のニッケル基，コバルト基鍛造合金製のシールピンにおいては、燃焼試験後に一部のシールの端部で摩耗による減肉が見られたが、本発明コバルト基合金により作製したシールピンにおいては、燃焼試験後に顕著な摩耗損傷は全く生じていないことを確認した。
【００４６】
（実施例３）
燃焼器ライナで点火した高温ガスをタービン部に導くトランジションピースと呼ばれる筒状の部材の構造を図４に示す。トランジションピース本体３において、前方のガス入口部は燃焼器ライナと嵌合するため円筒形状、後方のガス出口部は矩形となっており、矩形の額縁４と呼ばれる部分の側面に高温ガスを封止するためのシール板６，７が取付けられる。このシール板６，７と額縁の接触部で燃焼振動による摩耗損傷が発生する場合がある。隣接したトランジションピース額縁同士を勘合するシール板７は平板状であるが、初段静翼と額縁を勘合するシール板６はプレス加工により端部が曲げられており、シールの湾曲部を額縁シール溝５に引っ掛かける形で嵌合される。図５にシール板６を額縁４と初段静翼８に取付けた状態の断面構造を示す。摩耗損傷が生じるのは主にシール板７の表面と、図５に示すシール板６の湾曲部の内面１０である。
【００４７】
本発明のコバルト基合金（表１のＮｏ．３）を用いて、シール板６，７を製造した。シール板の製造工程は実施例２の場合と同様に、鍛造，溶体化処理後に冷間プレスにより製品形状に成型することができた。シール板６の湾曲部の成型も冷間プレスで実施した。実機ガスタービンによる燃焼試験の結果では、既存コバルト基合金製のシール板においては、７の表面や６の湾曲部内面１０に摩耗による減肉が生じていたが、本発明のコバルト基合金によるシール板の場合はいずれも、摩耗減肉の深さは既存コバルト基合金に較べて１／３以下の値まで減少していた。従って本発明コバルト基合金の適用が、摩耗損傷の低減に非常に有効であることが確認出来た。
【００４８】
【発明の効果】
本発明のコバルト基合金は、組織中に炭化物などの硬質粒子を多量に含有することなく、マトリックスの加工硬化特性により、従来の代表的な耐摩耗材料であるステライトＮｏ．６以上か、ほぼ同等の耐摩耗特性を高温で発揮する。このような優れた耐摩耗性と、薄板や複雑形状部材の製造が可能な加工性，成形性を併せ持つ、本発明合金によりガスタービン用高温部材を構成することで、タービン運転中の高温部材の摩耗損傷を低減し、部材の使用期間延長によるガスタービンの保守費用や運用効率の改善することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明合金の摩耗試験後の断面組織中の硬さ測定結果を示すグラフである。
【図２】本発明合金Ｎｏ．１の７００℃摩耗試験後の摩耗部表面の断面ミクロ組織写真である。
【図３】タービンブレードへのシールピンの取付け状態を示す模式図である。
【図４】トランジションピースの形状と、額縁部へのシール板の取付け状態を示す図であり、左側が側面図を、右側が出口側から見た正面図である。
【図５】トランジションピース額縁へのシール板を取付けた状態を示す断面図である。
【符号の説明】
１…シールピン、２…シャンク部、３…トランジションピース本体、４…額縁、５…額縁シール溝、６…初段静翼と額縁を勘合するシール板、７…トランジションピース額縁同士を勘合するシール板、８…初段静翼、９…静翼シール溝。
【図１】
2004027359.tif 000005
【図２】
2004027359.tif 000006
【図３】
2004027359.tif 000007
【図４】
2004027359.tif 000008
【図５】
2004027359.tif 000009