(57)【要約】【課題】材料劣化・損傷等が生じたガスタービン部品を対象として、局部溶解による欠陥または再結晶がなく、且つγ′相が完全に固溶し、製造時の組織状態に回復させることを可能にし、新材と同等またはそれ以上の材料特性を有する部品とする。【解決手段】析出強化型の合金により構成され、高温下の使用により析出物の析出形態もしくは相の変化による材料の劣化、またはクリープもしくは疲労による損傷が生じたガスタービン部品の回復処理方法であって、部品に高圧下で熱処理を施す回復熱処理工程Ｓ１０２１、減圧下または不活性ガス雰囲気下で溶体化熱処理Ｓ１０３及び時効熱処理を施す熱処理工程Ｓ１０４とを備え、回復熱処理工程において、加圧下で昇降温を含めた熱処理を行うことにより、局部的な溶解の発生を抑えつつ、析出相の固溶もしくは再析出、またはクリープ、疲労に起因する損傷の回復処理を施す。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
析出強化型の合金により構成され、高温下の使用により析出物の析出形態もしくは相の変化による材料の劣化、またはクリープもしくは疲労による損傷が生じたガスタービン部品の回復処理方法であって、前記部品に高圧下で熱処理を施す回復熱処理工程と、減圧下または不活性ガス雰囲気下で溶体化熱処理及び時効熱処理を施す熱処理工程とを備え、前記回復熱処理工程において、加圧下で昇降温を含めた熱処理を行うことにより、局部的な溶解の発生を抑えつつ、析出相の固溶もしくは再析出、またはクリープ、疲労に起因する損傷の回復処理を施すことを特徴とするガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項２】
請求項１記載の方法において、前記回復熱処理工程で前記ガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルまでの昇圧を、前記部品におけるγ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温よりも先行させ、前記高圧が保持されてから前記γ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温を開始するガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項３】
請求項１または２記載の方法において、前記回復熱処理工程で前記ガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルからの降圧を、前記部品におけるγ´相の固溶または局部溶融開始温度以下に降温した後に開始するガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項４】
請求項１から３までのいずれかに記載の方法において、処理対象となる高温部品を構成する析出強化型合金はＮｉ基合金であり、γ′相が主強化析出相であるガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項５】
請求項１から４までのいずれかに記載の方法において、処理対象となる高温部品を構成する析出強化型合金はＮｉ基の鋳造合金であり、且つ鋳造後に、主強化析出相であるγ′相がその母材であるγ相に固溶する固溶温度よりも低い温度を最高温度として熱処理が施されたものであるガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項６】
請求項１から５までのいずれかに記載の方法において、処理対象となる高温部品を構成する析出強化型合金はＮｉ基の鋳造合金であり、且つ鋳造後に、主強化析出相であるγ′相をその母材であるγ相に部分的に固溶させる熱処理を施したものであるガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項７】
回復処理が施された前記合金の高温部品を実機運転に供することにより、その主強化相であるγ′相の形態が前記部品中の高温部位で０．８〜１．５μｍに粗大化し、且つ丸みを帯びて球状または扁平状に変化して管理寿命に達したと判断された場合に、請求項４から６までのいずれかに記載の方法により、前記部品の組織を、平均粒径が０．３〜０．７μｍで格子状に整列した立方状のγ′相と、その隙間に分散する粒径が０．１μｍ以下の微細な球状のγ′相とを有する組織とし、新材と同等の組織を有するものとするガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項８】
請求項１から７までのいずれかに記載の方法において、処理対象となる高温部品は少なくともＢ，Ζｒ，Ｈｆ，Ｃのいずれかの元素を含み、回復熱処理工程では、前記元素の拡散を低温度でも生じ易くするために加圧することを特徴とするガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項９】
請求項１から８までの記載の方法において、処理対象となる部品に設定された管理寿命内または実機部品の寿命診断にて見直された管理寿命のタイミングで処理することを特徴とするガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項１０】
請求項１から９までに記載の方法において、処理すべき適用時期は、前記部品の局所におけるクリープ歪が２％以内である時期とするガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法。
【請求項１１】
請求項１から１０までのいずれかに記載の方法により処理され、再度新翼と同様の管理法にて運転に供されるガスタービン部品。
【請求項１２】
請求項１から１０までのいずれかに記載の方法により処理されたガスタービン動翼、ガスタービン静翼、ガスタービン燃焼器ライナまたはトランジションピース。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は材料が劣化・損傷等を受けたガスタービン部品の回復技術に係るものであり、特に、運転中に高温下に曝されることにより熱劣化、クリープ損傷、疲労損傷、酸化、腐食、エロージョン、または飛来異物との衝突による損傷等を受けたガスタービンの高温部品を回復させる、ガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法、及び同方法により回復処理されたガスタービン部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービン発電プラントでは、ガスタービンと同軸に設けられた圧縮機の駆動によって圧縮された圧縮空気を燃焼器に案内して燃焼を行わせ、これにより発生する高温燃焼ガスをトランジションピース及び静翼を経てガスタービンの動翼に案内し、この動翼を回転駆動させてガスタービンで仕事をさせ、発電機にて発電を行わせるようになっている。
【０００３】
このようなガスタービンの高温部品である燃焼器ライナ、トランジションピース、静翼及び動翼には耐熱超合金が用いられ、特に高温強度が要求される動翼にはＮｉ基超合金が使用されるようになっている。このＮｉ基超合金は析出強化型合金であり、一般にγ′相と呼ばれるＮｉ３（Ａｌ，Τｉ）の金属間化合物をΝｉマトリックスに析出させることで高温強度を得ている。
【０００４】
しかし、このようなＮｉ基超合金のガスタービン部品については、ガスタービンの運転とともに種々の損傷または欠陥（以下、単に「損傷」という）が見られる。すなわち、動翼等のガスタービン部品は高温の燃焼雰囲気に晒されるため、腐食や酸化その他の材質劣化が生じるとともに、運転時の遠心応力によってクリープ損傷が蓄積する。また、ガスタービンの起動または停止時には、その熱履歴に遠心応力が重畳した熱疲労が生じ、さらに損傷が蓄積する。
【０００５】
動翼は設計寿命に達した場合には廃却されている。廃却となる時間は、表面に耐酸化・耐腐食コーティングを有している初段動翼の場合には、１１００℃級ガスタービンのベースロード仕様の例で４８０００時問であり、リコーティングを施して使用する場合は、コーティング層の耐久性にもよるが、運転後２４０００時間でリコーティングし、その後４８０００時間使用して廃却となっている。この場合、リコーティング時に施す熱処理には、母材の寿命回復は見込まれていない。
【０００６】
動翼以外の高温部品である静翼または燃焼器ライナ、トランジションピース等に、き裂や摩耗部等が生じた場合には、溶接補修を施し、継続して使用している。これらの補修の際、必要に応じて溶接時の熱影響及び残留応力除去のための熱処理を実施している。
【０００７】
近年、発電効率向上のため、高温化とともに静翼またはライナ、トランジションピースも、動翼と類似した高強度のＮｉ基合金を用いるようになり、補修及び回復処理が困難になっている。
【０００８】
従来、この種の補修及び回復処理技術として、精密鋳造品における鋳造欠陥を修復するための損傷回復技術が開示されている（例えば特許文献１参照）。しかし、この技術は、クリープボイド等の孔をこれに至る転移の段階で潰すＨＩＰ処理を主としており、対象部品の融点（１０００℃以上）の５０％以上、６０〜９５％、８０〜９５％という極めて広域且つ概略的な温度範囲（９５０〜６００℃以上）で熱処理を施す技術を開示しているに過ぎない。
【０００９】
また、高温状態で使用された金属部品を対象として、クリープに起因する「粒界ボイド（隙間）」としての微細欠陥を除去する技術が開示されている（例えば特許文献２参照）。この技術では、熱処理温度が、「９８０℃ないし１２３２℃」と広範囲であり、γ´相固溶温度を大幅に下まわる低温側から、局部溶解開始温度を超える高温側までがカバーされており、γ´相の組織回復とは全く関係がない温度特定とされている。
【００１０】
また、ＨＩＰ処理により、溶接物の溶接溶融後に、溶接部内に存在する溶接ミクロ欠陥を潰す技術が開示されている（例えば特許文献３参照）。しかし、この技術も、ＨＩＰ処理における熱処理温度は１０００℃〜１２５０℃と広範囲であり、γ´相固溶温度を下まわる低温側から、局部溶解開始温度の最高温までがカバーされており、γ´相の組織回復とは全く関係がない温度特定とされている。
【００１１】
また、鋳造直後の部品における大きい割れ、割れ目、巨視孔のような空隙を除去する緻密化及び均質化技術が開示されている（例えば特許文献４参照）。この技術では、高温条件で長時間使用したタービン部品に対し、γ´相の凝集粗大化等によって材料劣化が生じた場合に、これを修復して初期の緻密な組織とするような点については何らの記載もされていない。
【００１２】
また、鋳造物における内部空孔を潰すため、ＨＩＰに加えて溶体化処理を行なう技術も開示されている（例えば特許文献５参照）。この技術でも、高温条件で長時間使用したタービン部品に生じるγ´相の凝集粗大化を防止することや、初期の緻密な組織を回復する技術については開示されていない。
【００１３】
すなわち、上述した従来技術では、長時間の高温下での使用により、材料劣化等が生じたガスタービン部品を対象として、高圧下の回復熱処理を行なった後に溶体化処理及び時効熱処理を施し、局部溶解による欠陥がなく、且つγ′相が完全に固溶した緻密な組織を得て、製造時の組織状態またはそれ以上の組織状態に回復させることを可能とする技術的開示はなされていない。
【００１４】
ところで、高温下で使用される析出強化型合金からなるガスタービン部品は、析出物の析出・成長及び凝集粗大化が進み、その形状が変化するとともに、新たな析出相の析出またはその析出に伴い、強化析出相の消失等が生じ、本来の材料特性、特にクリープ寿命または延・靭性の低下が生じている。また、遠心応力または熱応力等によるクリープ、起動・停止の熱・歪み履歴による熱疲労、または高・低サイクル疲労による損傷を受けている。
【００１５】
このような劣化損傷を受けた部品を回復させるための方法として、熱処理による方法を用い、凝集粗大化した主強化相であるγ′相が固溶する温度まで上げることにより組織的な回復を図り寿命の回復を行う技術が開示されている（特許文献６，７参照）。しかし、これらの技術では、局部的な溶解が生じる温度とγ′相の固溶温度が工業的な意味において非常に近接していることから、局部溶融を誘引し、強度の低下または再結晶が生じ強度の低下を来していた。また、この熱処理のみでは、運転時に発生するクリープボイド等の内部欠陥を消滅させることもできなかった。
【特許文献１】特開昭５７−２０７１６３号公報
【特許文献２】特開昭５１−１５１２５３号公報
【特許文献３】特開昭５７−０６２８８４号公報
【特許文献４】特開昭５１−０１４１３１号公報
【特許文献５】特開昭５５−１１３８３３号公報
【特許文献６】特公平４−６７８９号公報
【特許文献７】特開２０００−８０４５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
ガスタービンの高温部品に用いられている材料の問題点は、鋳造時に凝固する過程でデンドライト境界部に融点を下げる元素が偏析しやすく、特に、これらの元素が極度に偏析したデンドライト境界部では融点が極度に低下する傾向がある。この場合、主強化析出相であるγ′相が固溶する温度に近づくことから、これらの材料は工業的には通常、このような溶解の生じない範囲内の最適な組織が得られる温度で熱処理を行っている。このため、主強化析出相であるγ′相を完全に固溶し、再析出することにより組織の完全回復を図ることができず、運用により過度に凝集粗大化したγ′相を逆に凝集粗大化させ、強度または寿命の低下を来す場合も生じていた。
【００１７】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、運用により材料劣化・損傷等が生じたガスタービン部品を対象として、局部溶解による欠陥または再結晶がなく、且つγ′相が完全に固溶し、製造時の組織状態に回復させることを可能にし、新材と同等またはそれ以上の材料特性を有する部品とすることができるガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法及び本処理を施したガスタービン部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
上述したように、高温下で使用される析出強化型合金からなるガスタービン部品は、析出物の析出・成長及び凝集粗大化が進み、その形状が変化するとともに、新たな析出相の析出またはその析出に伴い、強化析出相の消失等が生じ、本来の材料特性、特にクリープ寿命または延・靭性の低下が生じている。また、遠心応力または熱応力等によるクリープ、起動・停止の熱・歪み履歴による熱疲労、または高・低サイクル疲労による損傷を受けている。
【００１９】
しかし、特許文献６，７に記載された従来の技術では、凝集粗大化した主強化相であるγ′相が固溶する温度まで上げることにより組織的な回復を図り寿命の回復を行うものであるが、上述したように、局部的な溶解が生じる温度とγ′相の固溶温度が工業的な意味において非常に近接していることから、局部溶融を誘引し、強度の低下または再結晶が生じ強度の低下を来していた。また、本熱処理のみでは、運転時に発生するクリープボイド等の内部欠陥を消滅させることもできなかった。
【００２０】
ところで、本出願人は、内部欠陥及び局部溶融部の修復を目的としてＨＩＰ処理を用い、高圧下で行う回復熱処理工程を、非加圧下で行う溶体化及び時効の熱処理工程の前に施し、組織回復を図る技術を既に提案している（特開平１１−３３５８０２号公報参照）。この技術では、特にＢ，Ζｒ，Ｈｆ，Ｃ等の粒界強化元素を添加したことにより、凝固時にこれらの元素がデンドライト境界に偏析し、局部溶解開始温度がγ′相の固溶温度とほとんど同等かまたはより低くなった合金に対し、γ′相の固溶温度以上の温度で熱処理することにより、γ′相の完全な母材（γ相）への固溶を図るとともに、局部的に溶解しても高圧により圧着させることにより、局部溶解による強度低下を生じることなく部品の回復を図り、新材と同等以上に特性及び寿命を得ることを可能としている。しかし、この処理の場合、局部溶解部が凝固時に結晶化し細粒部位ができることから、完全な組織回復は図ることができず、局所溶融の程度により回復度のばらつきを生じることが顕在化した。
【００２１】
そこで本発明では、特開平１１−３３５８０２号公報における高圧下で行う回復熱処理工程において、局部的に溶解することを防ぐため、１１００℃から所定の処理温度に上げるに至る工程または保持する工程においては高加圧下で行うことにより、特にＢ，Ζｒ，Ｈｆ，Ｃ等の粒界強化元素または不可避的に含有するＰｂ、Ｓｎ、Ｚｎ等の不純物元素のデンドライト境界部への偏析により生じた局部的な溶解開始温度の低下現象を抑え、且つＡｌ、Ｔｉ等のγ′相形成元素の拡散を加速させ、γ′相の固溶を促進し、より低い温度での固溶化を図ることを可能にし、局部溶解が生じることなく部品の回復を図る。これにより、新材と同等以上に特性及び寿命のばらつきをなくすることを可能とする。この高圧化における融点上昇の現象は、一般的に熱膨張係数の大きな元素において顕著に求められる現象であり、一例としてＰｂの場合、常圧における融点は約６００ｋであるが、５０００００ＭＰａでは、約２００ｋ程度の融点上昇が報告されている。
【００２２】
なお、ここで用いる回復熱処理、すなわち高圧下における熱処理は、容器中に加熱装置を配備した圧力容器と不活性ガスタンク及び不活性ガスを圧縮し、容器中に送り込む圧縮装置、使用した不活性ガスを回収する排気・ガス回収装置及び加熱装置内に配備した回復処理を行う部品を保持する容器からなる装置を用いる。この容器中にガスタービン部品をセットし、一旦容器内を排気した後、不活性ガスを封入し、このガスを用いた加圧下で昇温し、所定の温度でγ′相の母材への完全固溶を図るとともに、圧力をかけることにより偏析した元素に起因する局部的な融点の降下を抑え、局部溶解を防ぎ、且つ欠陥または使用時に生じたクリープまたは疲労による損傷を回復させる。
【００２３】
なお、高圧下での熱処理後の状態は、新材を鋳造・凝固した状態に近づけることが好ましい。このため、この熱処理後の冷却速度は、１０℃／ｍｉｎ以上且つ１００℃／ｍｉｎ以下で行う。その後、その合金の通常の熱処理（一例：部分溶体化処理と時効処理）を施すことが望ましい。しかし、高圧下における熱処理を施す装置がガス冷却装置を装備し、毎分４０℃以上で冷却可能な装置を装備している場合には、γ′相を固溶させる熱処理を施した後、本来の本合金の溶体化処理温度（特に部分溶体化処理温度）で一旦保持した後、急冷することで溶体化処理を兼ねることもできる。
【００２４】
高圧下で施す熱処理温度は、前記の理由により析出物が固溶する温度以上であり、負荷した高圧力下での局部溶解温度以下である。また、過度の温度を上げることは、温度が高くなるにつれて部品の強度が低下し、自重により変形を生じることから、回復処理時に設計上問題を生じるような変形を生じない強度を有する温度以下にする必要がある。
【００２５】
また、回復処理時に施す圧力は回復処理時に局所に偏析した元素による融点降下を抑え、拡散を加速するとともに、鋳造欠陥や運転時に生じたクリープまたは疲労による損傷（欠陥）をその処理温度で回復させるのに十分な圧力であり、且つ回復処理時に設計上問題を生じるような変形を生じさせない圧力以下である必要がある。
【００２６】
なお、本回復処理は、回復処理前に部品表面及びその直下におけるき裂、腐食・酸化またはエロージョン、異物衝突等による表面損傷または欠陥等、表面に露出した欠陥がある場合、逆にその欠陥サイズを大きくする可能性がある。このことから、少なくとも部品表面に達した欠陥は表面上欠陥のない状態にＴＩＧ溶接、ロウ付け（真空ロウ付け）等による補修またはプラズマ溶射（真空プラズマ溶射）、ガス溶射等のコーティングを施し、表面の損傷または欠陥を無くする前処理が必要である。また、高温高圧下の処理であるため、処理前に表面は、アルミナ粒子等によりブラストし、部品との反応の可能性のある汚れは除去した後で行う必要がある。特に、コーティングを施している部品の場合、基材に拡散することにより合金本来の特性を損ない、あるいは寿命の低下を来す場合は、コーティング層を除去した後に処理することが望ましい。
【００２７】
本発明は、ガスタービン部品が析出強化型のＮｉ基の合金であり、γ′相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）］を主強化析出相とする部品を対象としている。この中でも特に本発明は、鋳造合金であり、等軸晶または一方向凝固材の場合、また単結晶合金においても粒界強化元素等、局所的に偏析し融点を下げる元素を添加している場合、鋳造後行う熱処理の最高温度が主強化析出相のγ′相の固溶温度と工業的レベルでほとんど同等となり、γ´相の固溶温度以上で局部溶解開始温度以下の温度を狙って熱処理することができないか、または局部溶融開始温度の方が低い材料に対し有効な処理方法である。
【００２８】
ここで用いられるＮｉ基合金のγ′相の形態は、運用後の劣化した組織では、微細な０．１μｍ以下のγ′相は消失しており、立方状のγ′相は凝集粗大化して丸みを帯びた１μｍを超える球状または扁平な筏状の形態となっている。この組織を、局部溶解を生じることなく、平均粒径が０．３から０．８μｍの立方状のγ′相と微細な０．１μｍ以下の球状のγ′相で、立方状のγ′相が格子状に整列し、その隙間に微細な球状のγ′相が分散する新材と同等の組織とすることが望ましい。
【００２９】
１０００℃、１００ＭＰａのアルゴンガスでは、密度が大気圧の１０００倍の密度となる。且つ熱膨張係数が大きいので激しい対流が生じやすくなる。このため、炉内の温度分布は均熱となり、且つ熱伝達もよくなることから、より精度の高い温度管理が可能となる。
【００３０】
なお、この処理の適用時期は、処理により結晶粒の微細化が生じない程度のクリープまたは疲労損傷の範囲内が望ましく、そのために、設計寿命から処理対象となる部品に設定された管理寿命または管理寿命内で、あるいは環境的要因で外力を負担する部品の有効断面積が再生処理後も当初の管理寿命の１／２以上の寿命を有する範囲内において、処理することが望ましい。換言すると、部品の局所におけるクリープ変形（歪）が、定常域から加速域に入る前の致命部で１％以内、非致命部で２％以内であることが望ましい。
【００３１】
また、本発明の回復処理によりメンテナンスされる機器としては、ガスタービンの高温部品であり、特に前述した材料によって製造されているガスタービン動翼、静翼または燃焼器ライナ、トランジションピース等が挙げられる。
【００３２】
高温下で使用される高温部品は、高温下での使用により析出物の析出・成長及び凝集粗大化が進み、その形状が変化するとともに、新たな析出相の析出またはその析出に伴い、強化析出相の消失等が生じ、本来の材料特性、特にクリープ寿命または延・靭性の低下が生じる。また、遠心応力または熱応力等によるクリープ、起動・停止の熱・歪み履歴による熱疲労、または高・低サイクル疲労による損傷を受けている。
【００３３】
このような部品にはＮｉ基の鋳造合金が多く用いられているが、高温強度を出すために多くの元素を添加しており、特に結晶粒界または小傾角粒界の粒界結合力を増すために添加するＣ，Ｂ，Ζｒ，Ｈｆ等の粒界強化元素を添加する合金においては、これらの元素が凝固時、偏析の生じやすいデンドライト境界部に偏析し、局部的に融点の低い領域を形成する。
【００３４】
また、不可避的に混入するＰｂ、Ｚｎ、Ｓｎ等の不純物元素も、融点を低下させる要因となっている。このような材料では、局部溶解開始温度がγ′相の固溶温度と同等近くまで下がるか、あるいは以下となることから、従来の方法では逆に強度低下さえも引き起こしていた。このような高温部品における回復処理方法を手順を追って説明する。
【００３５】
まず、回復処理する部品に用いられている合金のγ′相の固溶温度及び局部溶解開始温度を示差熱分析により概略の温度を求めるとともに、その温度前後の温度に保持した後、急冷した試料の組織観察により、正確にその製品の鋳造による部品の局部溶解開始温度を求める。この分析によるγ′相の固溶温度及び局部溶解開始温度に基づき、回復処理の温度条件を設定する。また、高温にて引張試験を行い、圧力を耐力から設定する。
【００３６】
一方、管理寿命に達した部品またはそれ以前の部品については、目視検査、寸法検査等の非破壊検査を行い、検査結果に基づき使用可能な部品を選定する。この検査にて部品表面及びその直下におけるき裂、腐食・酸化またはエロージョン、異物衝突等による損傷があり、そのままでは回復処理を施しても再使用できない部品については、損傷部の補修を行う。また、外表面にコーティングが施されている部品では、コーティング層を除去することが望ましい。損傷部の補修またはコーティング層を除去した部品については、回復処理前に再度、目視検査、寸法検査等の非破壊検査を行い、修復できていることを確認する。
【００３７】
次に高圧下で高温処理を施す。この加圧により融点を上げると共に、溶解温度の低下を来す要因となったＢ，Ζｒ，Ｈｆ，Ｃ等の粒界強化元素またはＰｂ，Ｓｎ，Ｓｂ等の不純物元素の拡散を低い温度でも生じ易くする。本発明では、処理炉に部品を装填するにあたり、高圧下で高温処理するため、部品が自重により変形しないように配列する。
【００３８】
なお、部品の装填は炉の均熱帯に配列することが望ましい。炉に部品を装填した時点では雰囲気が大気であり、Ａｒガス雰囲気で処理するために、まず圧力容器の真空引きを行い、続いてＡｒガスを注入する。この真空引きとＡｒガスを注入する置換操作は、２〜３回行うことが望ましい。続いて、圧縮機にて高圧のＡｒガスを注入すると同時に、所定の温度まで昇温する。圧力は温度が所定に達した後、最終的に圧縮機により所定の値に調整する。所定の圧力に達した後、温度及び圧力を保持し、冷却する。冷却後は部品に用いられている材料の通常の熱処理を施す。
【００３９】
すなわち、本発明では、回復熱処理工程でガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルまでの昇圧を、ガスタービン部品におけるγ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温よりも先行させ、高圧が保持されてからγ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温を開始することが望ましい。
【００４０】
また、本発明では、回復熱処理工程でガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルからの降圧を、ガスタービン部品におけるγ´相の固溶または局部溶融開始温度以下に降温した後に開始することが望ましい。
【００４１】
このように、回復熱処理工程では、加熱時にはγ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温に先行して、局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルまでの昇圧を行い、降温時には、γ´相の固溶または局部溶融開始温度以下に降温した後に降圧することで、確実に局部溶解による欠陥を生じることなく、且つγ′相が完全に固溶し、製造時の組織状態に回復させることを可能とするものである。
【００４２】
この回復処理を施した後、目視検査、寸法検査等の非破壊検査を行う。コーティングを施す場合は通常の熱処理の間に行い、その後に非破壊検査を行う。
【００４３】
以上のように、本発明の材料劣化・損傷回復処理方法により、ガスタービン部品を再生することが可能となる。
【発明の効果】
【００４４】
本発明によれば、運用により材料劣化・損傷等が生じたガスタービン部品を対象として、局部溶解による欠陥を生じることなく、且つγ′相が完全に固溶し、製造時の組織状態に回復させることを可能にし、新材と同等またはそれ以上の材料特性を有する部品が提供でき、それにより再使用による寿命延伸が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４５】
以下、本発明に係るガスタービン部品の材料劣化・損傷回復処理方法及び本処理を施したガスタービン部品の実施形態について説明する。
【００４６】
［第１実施形態（図１，２，３）］
図１は、本発明による再生処理のフローチャー卜を示している。この図１に示すように、本実例では、まず処理対象となるガスタービン部品について目視等による回復前検査工程（Ｓ１０１）を行い、次に高圧下に昇圧後、熱処理を施す回復熱処理工程（Ｓ１０２）を行う。次いで、減圧下または不活性雰囲気中で熱処理を施す溶体化熱処理工程（Ｓ１０３）及び同じ環境での時効熱処理工程（Ｓ１０４）を行い、その後、回復後検査工程（Ｓ１０５）を行う。
【００４７】
図２は、この処理のうち、回復熱処理工程（Ｓ１０２）の温度・圧力履歴の一例として、ＨＩＰ再生処理の温度及び圧力の制御パターン例を示している。この図２に示すように、本実施形態では、溶解温度６より低温で、かつγ´相固溶温度７および局部溶融開始温度８付近まで加熱したＨＩＰ処理の温度履歴９と、その場合におけるＨＩＰ処理の圧力履歴１０を得た。本実施形態では、所定の圧力で保持後、γ´相の固溶温度７または局部溶融開始温度８以上への昇温を開始する。
【００４８】
この場合、回復熱処理工程（Ｓ１０２）の昇温域では、ガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルまでの昇圧を、ガスタービン部品におけるγ´相の固溶温度７または局部溶融開始温度８以上への昇温よりも先行させ、高圧が保持されてからγ´相の固溶温度７または局部溶融開始温度８以上への昇温を開始する。
【００４９】
また、回復熱処理工程（Ｓ１０２）の降温域では、ガスタービン部品の局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルからの降圧を、ガスタービン部品におけるγ´相の固溶温度７または局部溶融開始温度８以下に降温した後に開始する。
【００５０】
このように、回復熱処理工程（Ｓ１０２）では、加熱時にはγ´相の固溶または局部溶融開始温度以上への昇温に先行して、局部的な溶解の発生を抑える高圧レベルまでの昇圧を行い、降温時には、γ´相の固溶または局部溶融開始温度以下へに昇温した後に降圧することで、確実に局部溶解による欠陥を生じることなく、且つγ′相が完全に固溶し、製造時の組織状態に回復させることを可能とするものである。
【００５１】
なお、本実施形態では、ガスタービンの動翼に用いられるＮｉ基超合金であるＩＮ７３８ＬＣ材を試験材として用い、本発明の正当性を示すため、再生処理の実験を行った。下記の表１は、本実施形態による試験材ＩＮ７３８ＬＣの化学組成を示す表である。
【表１】
2005350744.tif 000003
【００５２】
この表１に示すように、ＩＮ７３８ＬＣ材は、Ｃ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｚｒ、Ｎｉを含む化学組成を有するものであり、且つ鋳造後に、主強化析出相であるγ′相をその母材であるγ相に部分的に固溶させる温度における熱処理を施したものである。
【００５３】
このＩＮ７３８ＬＣ材について、本実施形態の再生処理の実験では、まず試験材のγ′相固溶温度、局部溶解開始温度及び融点を示差熱分析により求めた。下記の表２は、試験材ＩＮ７３８ＬＣについて求めたγ´相固溶温度、局部溶融温度、溶融温度の示唆熱温度計及び加熱急冷した試験材の組織観察による計測結果を示している。
【表２】
2005350744.tif 000004
【００５４】
この表２に示すように、示差熱分析の結果として、γ′相固溶温度は１１６０〜１１７５℃であり、局部溶解開始温度は１２４０〜１２５０℃であり、Ｂｕｒｔｏｎ等の結果を裏付ける結果が得られた（Ｐｒｏｃ．  Ｖａｃｕｕｍ  Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ  Ｃｏｎｆ．，  ＯＨ，  Ｃｏｌｕｍｂｕｓ，  Ｊｕｎｅ  ２３−２５）。また、溶融温度（融点）は１２７０〜１３７５℃であった。しかし、上記試験材を加熱し、加熱後急冷し断面の組織観察を行ったところ、γ′相の局部溶解は１２０５℃で認められており、示差熱分析の結果に対して実際は、かなり低い温度で局部溶融が発生することが明らかとなった。
【００５５】
次に、図３を参照して、本実施形態による新材、クリープ中断材及び再生処理後のクリープ試験結果について説明する。図３は、縦軸にクリープ破断寿命比を示したグラフであり、横軸に各種試験材として、新材１１、クリープ劣化材１２、１２０５℃溶体化処理を施した時効材１３、通常の溶体化時効材１４、昇温先行のＨＩＰ処理材１５および本発明による昇圧先行のＨＩＰ処理材１６を示している。
【００５６】
このうち、特に、本実施形態による再生処理を施す試験材として、９００℃で３００Ｎの条件で、あらかじめクリープ損傷を与えたクリープ中断材を作成し、その後、１２０５℃の溶体化熱処理を施した後、通常の８４３℃の時効処理を施した時効材１３、１１２０℃の通常の溶体化熱処理を施した後通常の時効処理を施した通常の溶体化時効材１４、１２０５℃に保持した後、１００ＭＰａ以上に昇圧した昇温先行のＨＩＰ処理材１５、及び１０００気圧以上に保持した後１１２０℃から昇温し、最終的に１２０５℃でＨＩＰ再生化処理を行った本発明による昇圧先行のＨＩＰ処理材１６の４種類の再生化処理を施したものについて、クリープ劣化材と共に評価を行った。
【００５７】
ここで、図３には、クリープ劣化材から切り出した各３本の試験片の試験結果をまとめ、新材１１のクリープ破断時間の平均を１とし表示している。棒線で最大値と最小値の範囲を示し、ボックスで±３σの範囲を、横棒は中央値、点は平均値を示している。
【００５８】
この図３に示したように、通常の熱処理材１４は回復せず、逆に低下する場合もあるのに対して、１２０５℃の溶体化処理材１３では、回復する場合もあるが局部溶融部にあたった試験片では極端な強度の低下をきたしており、クリープ劣化材より低い値を示したものもあり、大きなばらつきを示した。
【００５９】
ＨＩＰ処理を施した後通常の溶体化時効の熱処理を施した試験材１５、１６は、新材と同等以上の破断寿命を示していた。これに対して、昇温が先行したＨＩＰ再生化処理材１５は、破断寿命のばらつきは、新材以上に認められており、圧力をかけてから昇温した材料１６は、ほとんどばらつきは認められなかった。
【００６０】
非加圧下における１２０５℃（γ´相固溶温度以上）での熱処理で、低い強度を示した試験片の破面は、いずれも局部溶融または鋳造による欠陥が認められたのに対して、通常の熱処理の場合は鋳造欠陥を除き欠陥は認められなかった。また、昇温先行のＨＩＰ処理材は、新材以上の強度の回復が認められたが、強度のばらつきは新材並であり、下限値の試験材の組織において、溶融し再凝固したと思われる析出物または再結晶したと思われる結晶粒が粗大な結晶粒内に認められる組織を呈していた。昇圧先行型のＨＩＰの場合、強度のばらつきはほとんどなく、また、組織的に再凝固または再結晶化したと思われる結晶粒界は認められなかった。
【００６１】
［第２実施形態（図４〜７）］
本実施形態では、ＨＩＰ処理後の冷却速度の影響を最終段階で受けないようにするための検討結果について説明する。
【００６２】
図４は通常の再生処理法（例えば特開平８−２７１５０１号公報の実施例に見られる従来の再生処理法）を示したものである。すなわち、γ´相固溶温度以上でのＨＩＰ処理１７と、γ´相固溶温度より低い温度での部分溶体化熱処理１９と、さらに低い温度での時効熱処理２１とからなる。なお、ここでは、ＨＩＰ処理の冷却１８は炉冷である。
【００６３】
また、下記の表３は、新翼２２、設計寿命まで実機運転に供した翼２３、ＨＩＰ処理後４種類の冷却速度で冷却した翼２４、２５、２６、２７のＨＩＰ処理後の冷却速度およびその後の熱処理条件と翼より切り出した試験片による試験結果を示している。
【表３】
2005350744.tif 000005
【００６４】
この表３において、試料２４は炉冷したもの、試料２７はＡｒガスで急冷したもの、試料２５と２６は徐冷と急冷の中間の速さで冷却したものである。詳しくは、試験材２２は新翼、試験材２３は廃却翼、試験材２４はＨＩＰ再生化処理翼（ＨＩＰ後の冷却速度５℃／ｍｉｎ．）、試験材２５はＨＩＰ再生化処理翼（ＨＩＰ後の冷却速度２０℃／ｍｉｎ．）、試験材２６はＨＩＰ再生化処理翼（ＨＩＰ後の冷却速度４０℃／ｍｉｎ．）、試験材２７はＨＩＰ再生化処理翼（ＨＩＰ後の冷却速度１５０℃／ｍｉｎ．）をそれぞれ示している。
【００６５】
この表３に示すように、処理後の組織及びクリープ試験の評価を見ると、試験材２３は、廃棄翼と同様な組織形態およびクリープ強度を示した。試験材２４と試験材２７は、廃棄翼と比べて回復は見られるが、十分ではなく、試験材２５，２６は、新翼と同等以上の組織形態及びクリープ強度を示した。
【００６６】
次に、図５に試験結果をまとめたグラフを示し、図６（ａ）〜（ｅ）に試験材の試験前の組織を示す。
【００６７】
新翼段階では試験材２２に示したように、立方状の０．３〜０．７μｍのγ´相２８と０．１μｍ以下の球状のγ´相が混在した組織を呈しているが、運転により丸みをおび凝集粗大化したγ´相３１となる。この組織的な劣化と損傷によりクリープ寿命は大きく低下する。
【００６８】
しかし、ＨＩＰ処理により基材のγ相３０中に粗大化したγ´相が固溶し、その後の冷却と溶体化時効熱処理により再析出し、新翼と同等の形態３２に回復している。なお、炉冷した場合、冷却時にγ´相が粗大化する事から、その後の溶体化時効熱処理を施しても、粒径が新翼時の本合金のγ´相２８の粒径よりも粗大化しているのがわかる。この場合、十分なクリープ強度の回復は得られていない。
【００６９】
また、冷却速度は速すぎる場合、γ´相が十分に成長できず、その後の溶体化時効熱処理でも新翼と同等の大きさまで戻らないことから、この場合も十分な強度の回復は図れない。
【００７０】
図７は、γ´相のサイズとクリープ寿命の関係を評価した結果を示すグラフであり、３３はクリープ寿命とγ´相の相関曲線であり、３４の領域は新材のクリープ寿命を示している。この図７に示すように、劣化翼のクリープ強度において、０．３〜０．７ｍｍのγ´相サイズにおいて新翼と同等のクリープ強度への回復が得られた。これにより、γ´相サイズが０．３〜０．７ｍｍの範囲より大きい場合および小さい場合にはクリープ寿命が減少することが認められた。
【００７１】
［第３実施形態（図８）］
本実施形態では、クリープ試験の途中止め材にＨＩＰ処理及び溶体化時効熱処理を施した時のγ相マトリックスの結晶粒の観察結果について説明する。
【００７２】
図８は、縦軸にクリープ歪を示し、横軸に試験時間を示している。この図１０に、Ｎｉ基γ´相析出強化型合金ＩＮ７３８ＬＣ材の、９００℃で２４０Ｎの応力を付加した場合のクリープ曲線を示している。
【００７３】
また、この図８には、符号３５〜３７を付して、クリープ試験を各々の時間（各々の歪レベル）で中断しＨＩＰ処理と溶体化時効熱処理を施した材料のマトリックスであるγ相の結晶粒界を、それぞれ組織図として示している。
【００７４】
符号３５を付した組織は、新材料のマトリックスであるγ相の結晶粒界を示している。符号３６を付した組織は、クリープ試験を０．５％クリープ歪で中断しＨＩＰ処理と溶体化時効熱処理を施した材料のマトリックスであるγ相の結晶粒界を示している。符号３７を付した組織は、クリープ試験を２％クリープ歪で中断しＨＩＰ処理と溶体化時効熱処理を施した材料のマトリックスであるγ相の結晶粒界を示している。
【００７５】
この図８の組織図に示すように、クリープ歪が２％では、ＨＩＰ処理により再結晶化が起こり、細粒化していることがわかる。このように、実機においても局所的に２％以上の歪が発生した場合、本ＨＩＰ処理を施すことにより再結晶が生じ細粒化し、強度の低下が生じることから、それ以前の損傷段階でのＨＩＰ再生処理を施す必要があることが明らかとなった。
【００７６】
［第４実施形態（図９、図１０）］
本実施形態では、６００００時間実機運転に供した動翼のＨＩＰ処理及び通常の減圧炉における熱処理を施した翼の変形計測結果について説明する。
【００７７】
図９は、本実施形態の説明図であり、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１０００気圧でＨＩＰ処理を施した処理前後の翼先端部の３次元変形計測結果３８を示している。
【００７８】
また、図１０には、約６００００時間実機運転に供した動翼を減圧下で１２０５℃の熱処理を施した翼の処理前後の翼先端部の３次元変形計測結果３９を示している。
【００７９】
図９において、符号４０は、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理を施した処理前の翼先端部の３次元変形計測結果を示し、４１は、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理を施した処理後の翼先端部の３次元変形計測結果を示している。
【００８０】
図１０において、符号４２は、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理を施した処理前の翼先端部の３次元変形計測結果を示し、４３は、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理を施した処理後の翼先端部の３次元変形計測結果を示している。
【００８１】
これら図９、図１０に示すように、約６００００時間実機運転に供した動翼の１２０５℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理を施した翼３８と、通常の減圧下で同じ温度で溶体化熱処理を施した翼３９の、各処理前後の翼先端部の形状を３次元計測器にて計測した結果を比較した。１０００℃の高温下では、Ａｒの密度は約１０００倍になり、また、熱膨張係数も大きいことから、激しい対流が炉内に生じる。また、粘性も１０００℃では、６ｇ／ｃｍ・ｓｅｃ．が７ｇ／ｃｍ・ｓｅｃ．と大きくなることから、熱伝達率は大きくなり、翼全体の昇温速度は速くなり、且つ温度むらを小さくすることができることが確認された。
【００８２】
このため、実機運転に供することにより受けた翼の部位によって、異なる損傷（歪）が昇温時に開放される際に生じる変形を最小限に抑えることができる。ここでは翼先端部の計測を行ったが、減圧下における熱処理では捩れが生じているのに対し、ＨＩＰ処理においてはそのような変形は生じることなく再生処理が可能であることが確認できた。
【００８３】
［第５実施形態］
下記の表４は、本発明の第５実施形態として、Ｕ５００（商品名），ＧＴＤ１１１（商品名）、Ｒｅｎｅ８０（商品名）の化学組成を示している。
【表４】
2005350744.tif 000006
【００８４】
この表４に組成を示したように、ガスタービンの動翼材であるＮｉ基合金のＵ５００材、Ｒｅｎｅ８０材、Ｒｅｎｅ８０の一方向凝固材及びＧＴＤ１１１とその一方向凝固材などの材料からなる動翼に対して本発明の回復処理方法を施したところ、クリープ寿命及び組織の完全回復が図れることが確認できた。
【００８５】
さらに、図示しないが、Ｎｉ基合金を用いた燃焼器ライナ、トランジションピース及び静翼に対しても本回復処理法によって材料劣化・損傷を回復できることが認められた。
【図面の簡単な説明】
【００８６】
【図１】本発明の第１実施形態による再生処理手順を示すフローチャー卜。
【図２】本発明の第１実施形態によるＨＩＰ再生処理を示す説明図。
【図３】本発明の第１実施形態によるクリープ試験結果を示す図。
【図４】本発明の第２実施形態による処理温度のパターンを示す図。
【図５】本発明の第２実施形態によるクリープ試験結果を示す図。
【図６】（ａ）〜（ｅ）は、本発明の第２実施形態による組織を示す図。
【図７】本発明の第２実施形態による破断寿命の関係を示す図。
【図８】本発明の第３実施形態による結晶粒の観察結果を示す図
【図９】本発明の第４実施形態における翼の変形計測結果を示す図。
【図１０】本発明の第４実施形態における翼の変形計測結果を示す図。
【符号の説明】
【００８７】
Ｓ１０１  回復前検査工程
Ｓ１０２  回復熱処理工程
Ｓ１０３  溶体化熱処理工程
Ｓ１０４  時効熱処理工程
Ｓ１０５  回復後検査工程
Ｓ１０６  溶解温度
７  γ´相固溶温度
８  局部溶融開始温度
９  ＨＩＰ処理の温度履歴
１０  ＨＩＰ処理の圧力履歴
１１  新材
１２  クリープ劣化材
１３  １２０５℃溶体化処理＋時効材
１４  通常の溶体化時効材
１５  昇温先行のＨＩＰ処理材
１６  昇圧先行のＨＩＰ処理材
１７  通常のＨＩＰ処理
１８  通常のＨＩＰ処理後の同炉による冷却速度（炉冷）
１９  通常のＨＩＰ処理後の溶体化熱処理
２０  γ´相の固溶温度
２１  通常のＨＩＰ処理後の時効熱処理
２２  新翼
２３  廃却翼
２４  ＨＩＰ再生化処理翼
２５  ＨＩＰ再生化処理翼
２６  ＨＩＰ再生化処理翼
２７  ＨＩＰ再生化処理翼
２８  立方状の新材のγ´相
２９  新材の球状の微細γ´相
３０  γ相マトリックス
３１  粗大化したγ´相
３２  ＨＩＰ処理＋溶体化時効熱処理後のγ´相
３３  クリープ寿命とγ´相の相関曲線
３４  新材のクリープ寿命
３５  新材料の結晶粒界
３６  クリープ試験中断材料の結晶粒界
３７  クリープ試験中断材料の結晶粒界
３８  ＨＩＰ処理前後の翼先端部の３次元変形計測結果
３９  処理前後の翼先端部の３次元変形計測結果
４０  実機運転に供した動翼の処理前の翼先端部の３次元変形計測結果
４１  実機運転に供した動翼のＨＩＰ処理後の翼先端部の３次元変形計測結果
４２  実機運転に供した動翼のＨＩＰ処理前の翼先端部の３次元変形計測結果
４３  実機運転に供した動翼のＨＩＰ処理後の翼先端部の３次元変形計測結果
【図１】
2005350744.tif 000007
【図２】
2005350744.tif 000008
【図３】
2005350744.tif 000009
【図４】
2005350744.tif 000010
【図５】
2005350744.tif 000011
【図６】
2005350744.tif 000012
【図７】
2005350744.tif 000013
【図８】
2005350744.tif 000014
【図９】
2005350744.tif 000015
【図１０】
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