(57)【要約】  本発明は溶接フィラー並びにそれを使用するステップを提案する。この溶接フィラー並びにそれを使用するステップにより、ニッケル基超合金によって製造されたガスタービンのブレードまたはベーン、並びに他の高温ガスコンポーネントの補修溶接を、手動ないし自動溶接によって、室温で行うことが可能となる。溶接フィラーは同様にγ’硬化型ニッケル基超合金であるが、とりわけ、準備されるコンポーネントの基材材料とは異なる。溶接補修は、基材金属の特性の約５０％、或いはそれ以上に相当する低サイクル疲労（Ｌｏｗ  Ｃｙｃｌｅ  Ｆａｔｉｇｕｅ：ＬＣＦ）を許容する（溶接は、基材金属のＬＣＦサイクルの５０％に耐える）。【特許請求の範囲】
【請求項１】
１０．０ｗｔ％〜２０．０ｗｔ％のクロム（Ｃｒ）、とりわけ１２ｗｔ％〜１８ｗｔ％のＣｒと、
５．０ｗｔ％〜１５．０ｗｔ％のコバルト（Ｃｏ）、とりわけ７ｗｔ％〜１３ｗｔ％のＣｏと、
０．０ｗｔ％〜１０．０ｗｔ％のモリブデン（Ｍｏ）、とりわけ０．５ｗｔ％〜１０ｗｔ％、特に２ｗｔ％〜８ｗｔ％のＭｏと、
０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のタンタル（Ｔａ）、とりわけ０．５ｗｔ％〜２．５ｗｔ％のＴａと、
０．０ｗｔ％〜５．０ｗｔ％のチタン（Ｔｉ）、とりわけ０．５ｗｔ％〜５ｗｔ％のＴｉ、特に１．０ｗｔ％〜４ｗｔ％のＴｉと、
１．５ｗｔ％〜５．０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、とりわけ２ｗｔ％〜４ｗｔ％のＡｌと、
０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％のホウ素（Ｂ）、とりわけ０．４ｗｔ％〜０．５ｗｔ％のＢと、
任意に
最大０．３０ｗｔ％の炭素（Ｃ）、とりわけ最大０．２５ｗｔ％のＣと、
最大１．８ｗｔ％の鉄（Ｆｅ）、とりわけ最大１．５ｗｔ％のＦｅ、特に最大１．０ｗｔ％のＦｅと、
最大０．１５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、とりわけ最大０．１ｗｔ％のＭｎと、
最大０．０３ｗｔ％の硫黄（Ｓ）、とりわけ最大０．０１５ｗｔ％のＳと、
最大０．０６ｗｔ％のリン（Ｐ）、とりわけ最大０．０３ｗｔ％のＰと、
最大０．７ｗｔ％のハフニウム（Ｈｆ）、とりわけ最大０．５ｗｔ％のＨｆと、
最大０．２ｗｔ％のランタン（Ｌａ）、とりわけ最大０．１ｗｔ％のＬａと、
最大０．７ｗｔ％のシリコン（Ｓｉ）、とりわけ最大０．５ｗｔ％のＳｉと、
最大０．２ｗｔ％のジルコニウム（Ｚｒ）、とりわけ最大０．１ｗｔ％のＺｒと、
残部としてのニッケルと、
を含有する溶接フィラー。
【請求項２】
少なくとも０．０１ｗｔ％、とりわけ少なくとも０．０５ｗｔ％の炭素（Ｃ）
を含む請求項１に記載の溶接フィラー。
【請求項３】
最低０．１ｗｔ％、とりわけ最低０．３５ｗｔ％の鉄（Ｆｅ）
を含む請求項１又は２に記載の溶接フィラー。
【請求項４】
最低０．０１ｗｔ％、とりわけ最低０．０５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）
を含む請求項１、２或いは３のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項５】
最低０．００５ｗｔ％、とりわけ最低０．０１ｗｔ％の硫黄（Ｓ）
を含む請求項１、２、３或いは４のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項６】
最低０．００５ｗｔ％、とりわけ最低０．０１ｗｔ％のリン（Ｐ）
を含む請求項１、２、３、４或いは５のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項７】
最低０．０５ｗｔ％、とりわけ最低０．０１ｗｔ％のハフニウム（Ｈｆ）
を含む請求項１、２、３、４、５或いは６のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項８】
最低０．０１ｗｔ％、とりわけ最低０．０５ｗｔ％のランタン（Ｌａ）
を含む請求項１、２、３、４、５、６或いは７のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項９】
最低０．０５ｗｔ％、とりわけ最低０．１ｗｔ％のシリコン（Ｓｉ）
を含む請求項１、２、３、４、５、６、７或いは８のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１０】
最低０．０５ｗｔ％のジルコニア（Ｚｒ）を含む請求項１、２、３、４、５、６、７、８或いは９のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１１】
ニッケル、クロム、コバルト、モリブデン、チタン、タンタル、アルミ、ホウ素、ならびに任意の成分、炭素、鉄、マンガン、シリコン、ジルコニウム、ハフニウム並びにランタンからなる請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９或いは１０のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１２】
ニッケル、クロム、コバルト、モリブデン、チタン、タンタル、アルミ、ホウ素、並びに、炭素と鉄とマンガンとシリコンとジルコニウムとハフニウムとランタンとのグループからの最低２元素からなる請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９或いは１０のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１３】
ニッケル、クロム、コバルト、モリブデン、チタン、タンタル、アルミ、ホウ素、並びに、炭素と鉄とマンガンとシリコンとジルコニウムとハフニウムとランタンとのグループからの最低３元素からなる請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９或いは１０のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１４】
ニッケル、クロム、コバルト、モリブデン、チタン、タンタル、アルミニウム、ホウ素、炭素、鉄、マンガン、シリコン、ジルコニウム、ハフニウム並びにランタンからなる請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９或いは１０のいずれか一項に記載の溶接フィラー。
【請求項１５】
とりわけ前記ニッケル基材金属材料が前記溶接フィラーとは異なる、ニッケル基材金属材料のための請求項１〜１３のいずれか一項に記載の溶接フィラーの使用。
【請求項１６】
とりわけ前記ニッケル基材金属材料が前記溶接フィラーとは異なる、請求項１〜１４のいずれか一項に記載の溶接フィラーを含むニッケル基コンポーネント。
【請求項１７】
前記ニッケル基材金属材料が、４０ｖｏｌ％以上、とりわけ最大７５ｖｏｌ％、のγ’相を含む請求項１６に記載のコンポーネント。
【請求項１８】
前記コンポーネントの前記ニッケル基材金属材料がＩＮ７３８或いはＩＮ７３８ＬＣと、Ｒｅｎｅ８０或いはＩＮ９３９と、またＰＷＡ１４８３ＳＸ或いはＩＮ６２０３ＤＳと、を含む請求項１６或いは１７に記載のコンポーネント。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、請求項１に記載の溶接フィラー、請求項１５に記載の、この溶接フィラーの使用、並びに請求項１６に記載のコンポーネントに関する。
【背景技術】
【０００２】
あらゆる高温材料の中で、ニッケル基超合金は、航空機並びに発電所のガスタービン構造体のための最も有益な機械特性の組み合わせ、耐食性、及び加工性を有する。大幅な強度の増大はとりわけ、極めて高い体積比のコヒーレントγ’相Ｎｉ３（Ａｌ−Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）による微粒子硬化によって可能となる。しかしながら一般的に、高いγ’含有量を有する合金は、限られた範囲でのみ溶接可能であると考えられる。この低い溶接性は、以下に起因する。
【０００３】
（ａ）ニッケル合金は一般的に、オーステナイト鋼並びにコバルト合金の値と同様の比較的低い熱伝導率と、比較的高い熱膨張率とを有している。従って導入される溶接熱は比較的ゆっくりと分散し、不均一な加熱は、多大な労力によってのみ対処することができる熱疲労を引き起こす高い熱応力を導く。
【０００４】
（ｂ）ニッケル合金は、高温範囲における熱サイクルの急速変化の場合の高温割れに対する感受性が非常に高い。この原因は、化学組成の変動（偏析）、或いは硫化物又はホウ化物のような低融点相の形成に起因する結晶粒界の融合（ｆｕｓｉｏｎ）である。
【０００５】
（ｃ）ニッケル合金は一般的に、γマトリクス中に高比率のγ’相を有する。タービンコンポーネント用のニッケル基超合金の場合、γ’相は４０ｖｏｌ％以上に達する。これにより高強度が達成されるが、また、とりわけ低温において、並びにγ／γ’析出現象が生じる場合がある温度領域範囲（「延性低下温度領域」、または「サブソリダス（ｓｕｂｓｏｌｉｄｕｓ）延性低下」として知られ、合金に応じて約７００℃〜１０００℃である）において材料の低い延性をももたらす。この結果、生じた応力は塑性流動を通じて容易には吸収され得ず、この応力が一般的に割れ形成のリスクを増大させる。
【０００６】
（ｄ）ニッケル合金は、ひずみ時効割れとしても知られる溶接後熱処理割れ現象を示す。この場合、クラックは、γ／γ’析出現象の結果として、熱によって影響を受けた領域或いは（溶接フィラーがγ’相を形成できる場合には）溶接金属中に、溶接に続く最初の熱処理において、特徴的な形で生じる。これは局部応力によって生じ、この局部応力は、周囲のマトリクスの収縮の結果として、γ’相の析出の間に生じる。ひずみ時効割れに対する感受性は、アルミ並びにチタンなどのγ’形成合金成分の水準の増大に伴って増大する。これは、この成分もまた微細構造中のγ’相の割合を増加させるためである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】米国特許出願公開第２００４／０１１５０８６号明細書
【特許文献２】欧州特許出願公開第１４２８８９７号明細書
【特許文献３】欧州特許第０４０１１３２１．９号明細書
【特許文献４】欧州特許第１２０４７７６号明細書
【特許文献５】欧州特許第１３０６４６４号明細書
【特許文献６】欧州特許出願公開第１３１９７２９号明細書
【特許文献７】国際公開第９９／６７４３５号パンフレット
【特許文献８】国際公開第００／４４９４９号パンフレット
【特許文献９】米国特許第６０２４７９２号明細書
【特許文献１０】欧州特許出願公開第０８９２０９０号明細書
【特許文献１１】欧州特許第０４８６４８９号明細書
【特許文献１２】欧州特許第０７８６０１７号明細書
【特許文献１３】欧州特許第０４１２３９７号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
基材金属とフィラーとが同一である溶接が、室温において、従来の溶接プロセスを用いて、タービンレーザーベーン用の多くの工業的Ｎｉ基超合金（例えばＩＮ７３８ＬＣ、Ｒｅｎｅ８０、ＩＮ９３９）に対して試みられる場合には、熱によって影響を受けた領域並びに溶接金属におけるクラックの形成は、現在では避けられない。
【０００９】
現在、ニッケル基超合金の溶接性を向上させるための、以下に示すような多くのプロセス並びにプロセスステップが知られている。
【００１０】
（ａ）予熱を伴う溶接
（ニッケル基超合金と同様な）高強度フィラーを用いたニッケル基超合金の溶接の際にクラックを避ける１つの方法は、温度変化を減少させること、及びこれによって溶接継手とコンポーネントの残りの部分との間の応力勾配を減少させることである。これはコンポーネントを溶接中に予熱することによって達成される。１つの例は、溶接継手を（インダクションコイルによって）９００℃以上の温度に誘導予熱した状態での、シールド並びにガスボックス内における手動ＴＩＧ溶接である。しかしながら、これによって溶接プロセスは著しく複雑化され、且つ高価となる。さらに、近づきにくいため、これを溶接される全ての領域に対して実施することはできない。
【００１１】
（ｂ）熱導入が極めて微量である溶接
これは、基材金属への熱導入が極めて微量であることを保証する溶接プロセスの使用を必要とする。これらのプロセスは、レーザー溶接と電子ビーム溶接とを含む。両プロセスともに極めて高価である。さらに、それらはプログラミングと自動化との費用を必要とし、このプログラミングと自動化とはダメージ領域並びに箇所が高頻度で変動する補修溶接に対しては非経済的となる場合がある。
【００１２】
特許文献１には、ニッケル合金が様々な添加物とともに開示されている。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
したがって、本発明の目的は、先行技術における課題を解決する、溶接フィラー、この溶接フィラーの使用、溶接プロセス、並びにコンポーネントを提供することである。
【００１４】
この目的は、請求項１に記載の溶接フィラーと、請求項１５に記載の溶接フィラーの使用と、請求項１６に記載のコンポーネントと、によって達成される
【００１５】
従属請求項は有利な構成を与え、この構成は必要に応じて他の構成と有利に組み合わせることが可能である。
【００１６】
本発明は溶接フィラー並びにそれを使用するステップを提案する。この溶接フィラー並びにそれを使用するステップにより、ニッケル基超合金によって製造されたガスタービンのブレードまたはベーン、並びに他の高温ガスコンポーネントの補修溶接を、手動ないし自動溶接によって、室温で行うことが可能となる。溶接フィラーは同様にγ’硬化型ニッケル基超合金であるが、とりわけ、準備されるコンポーネントの基材材料とは異なる。溶接補修は、基材金属の特性の約５０％、或いはそれ以上に相当する低サイクル疲労（Ｌｏｗ  Ｃｙｃｌｅ  Ｆａｔｉｇｕｅ：ＬＣＦ）を許容する（溶接は、基材金属のＬＣＦサイクルの５０％に耐える）。
【００１７】
本発明は以下に、より詳細に説明される。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明によるフィラーを使用した溶接が可能である材料の組成を示すリストである。
【図２】ガスタービンを示す図である。
【図３】タービンブレードあるいはベーンの斜視図である。
【図４】燃焼室要素の斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明は、合金元素としてのホウ素の比率の増加を提案する。合金中のホウ素の比率は０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％の範囲にあるべきである。前記増加は、同一及び類似の種類のフィラーを有する耐高温割れ性の改善を意図する。このフィラーによって、Ｎｉ基超合金から製造されたガスタービンブレード並びに他の高温ガスコンポーネントの補修溶接が、手溶接或いは自動溶接によって、室温において可能となる。
【００２０】
耐高温割れ性の改善の機構は、以下の通りである。
【００２１】
高温割れは、いわゆるＢＴＲ（脆性温度領域：Ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  Ｒａｎｇｅ）の温度領域において、局部変形性がきわめて低く、溶接によって引き起こされる膨張を吸収することができない場合に生じる。ホウ素の比率が最大０．０３ｗｔ％に限定される従来のＮｉ基超合金に関しては、ホウ素共晶物は完全に結晶粒界を包囲し、凝固の間は「ダンパ」（ｄａｍｐｅｒ）或いは「バッファ」（ｂｕｆｆｅｒ）の一種として作用し、発生した変形力を吸収する。ここで、共晶物の融点は温度Ｔｕ―変形能力Ｐが再び増加する温度―を下回る。
【００２２】
基材は過熱されるべきではない。従って、低電流強度を有する溶接パラメータ、並びに小さい直径のフィラーの使用が推奨される。
【００２３】
さらに、合金中における増加されたホウ素の比率は、クリープ破断強さと耐熱性とを向上させ、並列して攻撃的媒質中での耐酸化性を向上させる。
【００２４】
本発明は、ニッケル基超合金から製造された高温ガスコンポーネント１３８、１５５（図３、４）と、タービンブレード或いはベーン１２０、１３０（図２）と、のような溶接コンポーネントのための溶接プロセスを提案し、これら溶接コンポーネントは望ましくは以下の特徴を有する。
・ニッケル基超合金によって作られた基材金属におけるγ’相の粗大化を目的として行わ  れる溶接に先立つ熱処理（特許文献２参照）
過時効としても知られるこの熱処理は、延性と、従って基材金属の溶接性とを増大させ  る。
・（室温における）ＴＩＧ或いはプラズマ粉体溶接のような従来の手溶接プロセスを使用  する予熱なしでの溶接、或いは代替的に、レーザー粉体溶接或いは自動化プラズマ粉体  溶接のような、同様に室温における自動化されたプロセスを用いた溶接
・酸化からコンポーネント全体を保護することを目的とする、溶接の間にコンポーネント  全体が挿入される、閉鎖シールドガス或いはバキュームボックス（ｖａｃｕｕｍ  ｂｏ  ｘ）の使用は必要とされない。また、コンポーネントが、対応した大流量シールドガス  の流れによって溶接の間保護される、スルーフローボックスも必要とされない。
・高温割れ、並びに／又は酸化が溶接の間に極めて生じやすい基材金属のためには、高温  割れを抑制するための窒素、並びに／又は酸化を減少させるための水素を含有するシー  ルドガスの使用が推奨される。（特許文献３参照）
・基材金属と溶接フィラーとを均質化させるための、溶接後の熱処理：溶体化焼なまし
溶体化焼なまし温度は基材金属に適合させるべきである。溶体化焼なまし温度は、溶体  化焼なまし温度より高くなければならないが、溶接フィラーの固相線温度より低くなけ  ればならない。その後すぐに、或いは後の段階における高温ガスコンポーネントの加工  の間に、望ましいγ’形態（径、形状、分布）を設定するための単段或いは多段時効硬  化を行うことが可能である。
【００２５】
この溶接フィラーは、比較的良好な溶接特性を、室温において有する。これを達成するために、合金中のアルミ並びにチタンの含有量が、極めて低いひずみ時効割れに対する感受性を達成するように選択された。クロム含有量は、合金が耐食性を有するＣｒ２Ｏ３被覆層を形成し、且つ作業状態下においてこの層を再生させるために十分な蓄積を含むように選択される。
【００２６】
鉄：鉄は望ましくは最大１．５ｗｔ％に制限され、これにより酸化に対する合金の耐性を改善し、且つ形成されるＴＣＰ相（ＴＣＰ：ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ  ｃｌｏｓｅｄ  ｐａｃｋｅｄ）の脆化のリスクを軽減する。
【００２７】
ケイ素：ケイ素は望ましくは最大０．５ｗｔ％に制限されており、これにより高温割れを最小化する。
【００２８】
さらに、任意の成分であるＣ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓ、Ｐ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｓｉ或いはＺｒの含有限界が決定された。この限界の中においては、悪影響と好影響との間の最適条件が与えられる。
【００２９】
コンポーネントの生産の際、並びに溶接中には、酸化物と、とりわけ硫化物とが、結晶粒界において形成される場合がある。硫黄と酸素とを含むこれら薄い、結晶間の共晶物は、一方では結晶粒界を脆化させる。他方では、それらは低融点を有し、結晶粒界の局部融合（ｌｏｃａｌ  ｆｕｓｉｏｎ）の結果としての高い結晶粒界割れに対する感受性をもたらす。酸素脆化は、ハフニウムの添加によってもたらされる、とりわけ結晶粒界の化学組成の局部変化によって影響を弱められる。ハフニウムは結晶粒界に偏析し、それにより酸素のそばの結晶粒界拡散をより困難にし、従って酸素を原因とする結晶粒界脆化を妨ぐ。さらに、ハフニウムはγ’相に組み込まれ、その強度を増大させる。
【００３０】
以下の表に本発明を示す（ｗｔ％）。
【００３１】
【表１】
2012507624.tif 000002
【００３２】
１つの実施例は、手動ＴＩＧ溶接とプラズマアーク粉体表面仕上げによる、特に操作上の応力に晒される場合のＲｅｎｅ８０合金の溶接である。さらには、溶接プロセス並びに補修の用途も除外しない。補修溶接継手は、エアフォイル／プラットフォームの変わり目の、影響を受ける領域或いはタービンブレードないしベーンのエアフォイルにおける「構造の」補修を可能にする特性を有する。
【００３３】
他のニッケル基フィラーは、特に可能であれば３５ｖｏｌ％かそれ以上であり、好ましくは最大７５ｖｏｌ％であるγ’相の含有量に従って選択することができる。
【００３４】
材料ＩＮ７３８、ＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ９３９、ＰＷＡ１４８３ＳＸ或いはＩＮ６２０３ＤＳは、望ましくは本発明に従った溶接フィラーを用いて溶接することが可能である。
【００３５】
例として図２にガスタービン１００の部分縦断面図を示す。
【００３６】
ガスタービン１００は、その内部にシャフト１０１を有するローター１０３を有し、このシャフト１０１は回転軸１０２の周囲を回ることが可能であるように取り付けられており、タービンローターとも呼ばれる。
【００３７】
吸気ハウジング１０４と、コンプレッサー１０５と、同軸上に配置された複数のバーナー１０７を有する例えばトロイダル型燃焼室１１０、とりわけ環状燃焼室と、タービン１０８と、排ガスハウジング１０９とが、ローター１０３に沿って互いに前後して設置されている。環状燃焼室１１０は、例えば環状高温ガス流路１１１と連通しており、この高温ガス流路１１１において、例として４つの連続したタービンステージ１１２が、タービン１０８を形成する。
【００３８】
各々のタービンステージ１１２は、例えば２つのブレード或いはベーンリングから形成される。作動媒体１１３の流れの方向から見た際に、高温ガス流路１１１において、ガイドベーン１１５の列に、ローターブレード１２０から形成された列１２５が続く。
【００３９】
ガイドベーン１３０はステーター１４３の内部ハウジング１３８に固定され、一方で列１２５のローターブレード１２０は、例えばタービンディスク１３３を用いて、ローター１０３に嵌合される。
【００４０】
発電機（記載されない）はローター１０３に連結される。
【００４１】
ガスタービン１００が動作する間、コンプレッサー１０５は、外気１３５を吸気ハウジング１０４を通して吸入し、加圧する。コンプレッサー１０５のタービン側の端部に供給された加圧された外気は、バーナー１０７に引き渡され、このバーナー１０７において燃料と混合される。次に混合物は燃焼室１１０において燃焼し、作動媒体１１３を形成する。そこから、作動媒体１１３が、ガイドベーン１３０とローターブレード１２０とを通過して高温ガス流路１１１を流れる。作動媒体１１３はローターブレード１２０において膨張し、作動媒体１１３の運動量を移動させ、これによりローターブレード１２０がローター１０３を動作させ、このローター１０３がローター１０３に連結された発電機を同様に動作させる。
【００４２】
ガスタービン１００が動作する間、高温の作動媒体１１３に露出しているコンポーネントは熱応力に晒される。第１のタービンステージ１１２のガイドベーン１３０とローターブレード１２０とは、作動媒体１１３の流れの方向から見て、環状燃焼室１１０の内側を覆う遮熱要素とともに、最も高い熱応力に晒される。
【００４３】
そこに広がる熱に耐えることを可能にするために、それらは冷却材を用いて冷やされなければならない。
【００４４】
コンポーネントの基材は同様に方向性構造を有し得る。即ちコンポーネントの基材は単結晶の形態（ＳＸ構造）であるか、或いは長手方向に配向された結晶粒のみを有する（ＤＳ構造）。
【００４５】
例として、鉄基、ニッケル基、或いはコバルト基超合金が、とりわけタービンブレードあるいはベーン１２０、１３０のためのコンポーネントと、燃焼室１１０のコンポーネントとのための材料として用いられる。
【００４６】
この種類の超合金は例えば特許文献４、５、６、７或いは８において知られている。
【００４７】
ガイドベーン１３０は、タービン１０８の内部ハウジング１３８に面するガイドベーン根部（記載せず）と、ガイドベーン根部とは反対側の端部にあるガイドベーン頭部とを有する。ガイドベーン頭部はローター１０３に面し、ステーター１４３の固定リング１４０に固着されている。
【００４８】
図３は、ターボ機関のローターブレード１２０、或いはガイドベーン１３０の斜視図であり、このローターブレード１２０或いはガイドベーン１３０は縦軸１２１に沿って延在している。
【００４９】
ターボ機関は、航空機或いは発電用の発電所のガスタービン、蒸気タービン、或いはコンプレッサーであってもよい。
【００５０】
ブレードないしベーン１２０、１３０は、縦軸１２１に沿って連続して、固定領域４００と、隣接ブレードないしベーンプラットフォーム４０３と、メインブレードないしベーン部４０６と、ブレードないしベーン端４１５とを有する。
【００５１】
ガイドベーン１３０のように、ベーン１３０はさらなるプラットフォーム（記載せず）をそのベーン先端４１５に有していてもよい。
【００５２】
ブレードないしベーン根部１８３は、ローターブレード１２０、１３０をシャフトないしディスク（記載されない）に固定するために用いられ、固定領域４００に形成される。
【００５３】
ブレードないしベーン根部１８３は、例えばシュモクザメ形状に設計される。もみの木状、或いは鳩尾状根部のような他の構成が可能である。
【００５４】
ブレードないしベーン１２０、１３０は、メインブレードないしベーン部４０６を通過して流れる媒体のための、前縁４０９並びに後縁４１２を有する。
【００５５】
従来のブレードないしベーン１２０、１３０の場合には、例として固体金属材料、特に超合金が、ブレードないしベーン１２０、１３０のあらゆる領域４００、４０３、４０６において用いられる
【００５６】
この種類の超合金は例えば特許文献４、５、６、７或いは８から周知である。
【００５７】
ブレードないしベーン１２０、１３０はこの場合、鋳造プロセスによって、また、一方向凝固（ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ  ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ）の手段によって、鍛造プロセスによって、フライス加工によって、あるいはこれらの組み合わせによって生産され得る。
【００５８】
単結晶構造を有するワークピースは機関のためのコンポーネントとして用いられ、このコンポーネントは、運転中に高い機械的、熱的、並びに／或いは化学的ストレスに晒される。
【００５９】
この種類の単結晶ワークピースは、例えば溶融物からの一方向凝固によって生産される。これは鋳造プロセスを含み、この鋳造プロセスにおいて液体合金は凝固して、単結晶構造、即ち単結晶ワークピースを形成するか、或いは一方向に凝固する。
【００６０】
この場合、樹枝状結晶が、熱流の方向に沿って配向され、柱状結晶粒構造（即ち結晶粒がワークピースの全長にわたって走っており、ここでは習慣的に用いられる言語に従って一方向凝固と呼ぶ）、或いは単結晶構造、即ちワークピース全体が単結晶からなるもの、のいずれかが形成される。これらのプロセスにおいては、球状（多結晶）凝固への推移は避ける必要がある。これは、非方向性成長が必然的に縦横方向の結晶粒界を形成し、この縦横方向の結晶粒界は一方向凝固した或いは単結晶のコンポーネントの有益な特性を無効とするためである。
【００６１】
本文が一般論として一方向凝固した微細構造を参照する場合、これはそれぞれ単結晶並びに柱状結晶構造を意味するものとして理解される。単結晶は結晶粒界を有しないか、或いは高々小傾角結晶粒界を有するものであり、柱状結晶構造は縦方向に走る結晶粒界を有するが、横断する結晶粒界を有さないものである。また、結晶構造のこの第二の形態も、一方向凝固微細構造（一方向凝固構造）と記載される。
この種類のプロセスは、特許文献９並びに特許文献１０から周知である。
【００６２】
ブレードないしベーン１２０、１３０は同様に、例えば腐食或いは酸化から保護するための被膜を有し得る（ＭＣｒＡｌＸ；Ｍは、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）からなるグループから選択された少なくとも１つの元素であり、Ｘは活性元素（ａｃｔｉｖｅ  ｅｌｅｍｅｎｔ）であってイットリウム（Ｙ）並びに／或いはシリコン並びに／或いは少なくとも１つのレアアース元素、或いはハフニウム（Ｈｆ）に相当する）。この種類の合金は特許文献５、１１、１２、１３、１４のいずれかから知られている。
密度は、望ましくは理論密度の９５％である。
【００６３】
アルミニウム酸化物保護層（ＴＧＯ＝ｔｈｅｒｍａｌｌｙ  ｇｒｏｗｎ  ｏｘｉｄｅ  ｌａｙｅｒ：熱成長酸化物層）が、ＭＣｒＡｌＸ層上に（中間層或いは最外層として）形成される。
【００６４】
また、望ましくは最外層であって、例えばＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３−ＺｒＯ２からなる、即ちイットリウム酸化物並びに／或いはカルシウム酸化物並びに／或いはマグネシウム酸化物によって不安定化されているか、部分的に安定化されているか、或いは完全に安定化されている、熱障壁被膜が、ＭＣｒＡｌＸ上に存在することも可能である。
【００６５】
熱障壁被膜は、ＭＣｒＡｌＸ層全体を覆う。柱状結晶粒は、例えば電子ビーム物理的気相成長（ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｂｅａｍ  ｐｈｙｓｉｃａｌ  ｖａｐｏｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ：ＥＢＰＶＤ）のような適切な成膜プロセスによって熱障壁被膜中に生成される。
【００６６】
異なる成膜プロセス、例えば大気中プラズマ溶射（ＡＰＳ：ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ  ｐｌａｓｍａ  ｓｐｒａｙｉｎｇ）、ＬＰＰＳ、ＶＰＳ或いはＣＶＤが考えられる。熱障壁被膜は、より良好な耐熱衝撃性のための多孔質結晶粒、ミクロクラック含有結晶粒、或いはマクロクラック含有結晶粒を有していてもよい。従って、熱衝撃被膜は、望ましくはＭＣｒＡｌＸ層よりも多孔質である。
【００６７】
ブレードないしベーン１２０、１３０は中空或いは中実に形成されてもよい。ブレードないしベーン１２０、１３０が冷却される場合には、それは中空であり、またフィルム冷却孔４１８（破線によって示される）を有していてもよい。
【００６８】
図４に、ガスタービン１００の燃焼室１１０を示す。燃焼室１１０は、例えば環状燃焼室として知られる燃焼室として構成され、この環状燃焼室内には回転軸１０２の周囲に周状に配列された複数のバーナー１０７が、共通の燃焼室空間１５４中に開口し、且つ火炎１５６を発生させる。このために、燃焼室１１０全体は、回転軸１０２の周囲に配置された環状の構成である。
【００６９】
比較的高い効率を達成するために、燃焼室１１０は、約１０００℃〜１６００℃という比較的高温の作動媒体Ｍのために設計される。材料にとって好ましくないこれら動作条件でさえ、比較的長い耐用年数を可能にするために、作動媒体Ｍに面する側面に遮熱要素１５５によって形成された内部ライニングを有する、燃焼室壁１５３が、設けられる。
【００７０】
また、燃焼室１１０の内部が高温であるため、冷却システムを遮熱要素１５５並びに／或いはそれらが保持する要素に設けることも可能である。この場合、遮熱要素１５５は例えば中空であり、且つまた燃焼室空間１５４中に開口する冷却孔（記載されない）を有していてもよい。
【００７１】
作動媒体側においては、遮熱要素１５５のそれぞれに、特に耐熱保護層（ＭＣｒＡｌＸ層並びに／或いはセラミック被膜）が設けられるか、或いは遮熱要素１５５のそれぞれが、高温に耐えることが可能である材料（固体セラミック塊）から作られる。
【００７２】
これら保護層はタービンブレードないしベーン、即ち、例えばＭＣｒＡｌＸに類似し得、Ｍは、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）からなるグループから選択された少なくとも１つの元素であって、Ｘは活性元素（ａｃｔｉｖｅ  ｅｌｅｍｅｎｔ）であってイットリウム（Ｙ）並びに／或いはシリコン並びに／或いは少なくとも１つのレアアース元素、或いはハフニウム（Ｈｆ）を示している。この種類の合金は、特許文献５、１１、１２或いは１３から知られている。
【００７３】
また、例えばセラミック熱障壁被膜が、即ち、例えばイットリウム酸化物並びに／或いはカルシウム酸化物並びに／或いはマグネシウム酸化物によって不安定化された、部分的に安定化された、或いは完全に安定化されたＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３−ＺｒＯ２からなる被膜がＭＣｒＡｌＸに存在することも可能である。
【００７４】
柱状結晶粒は、例えば電子ビーム物理的気相成長（ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｂｅａｍ  ｐｈｙｓｉｃａｌ  ｖａｐｏｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ：ＥＢＰＶＤ）のような適切な成膜プロセスによって熱障壁被膜中に生成される。異なる成膜プロセス、例えば大気中プラズマ溶射（ＡＰＳ：ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ  ｐｌａｓｍａ  ｓｐｒａｙｉｎｇ）、ＬＰＰＳ、ＶＰＳ或いはＣＶＤが考えられる。熱障壁被膜は、より良好な耐熱衝撃性のための多孔質結晶粒、ミクロクラック含有結晶粒、或いはマクロクラック含有結晶粒を有していてもよい。
【００７５】
再生とは、それらが使用された後に、保護層をタービンブレードないしベーン１２０、１３０、遮熱要素１５５から（例えばサンドブラストによって）除去しなければならない場合があることを意味する。その結果、腐食並びに／或いは酸化層並びに生成物が除去される。また、必要に応じて、タービンブレードないしベーン１２０、１３０、或いは遮熱要素１５５におけるクラックを、本発明による溶接フィラーを使用して補修する。これに続いて、タービンブレードないしベーン１２０、１３０、遮熱要素１５５の再成膜が行われ、その後タービンブレードないしベーン１２０、１３０、又は遮熱要素１５５が再使用可能となる。
【符号の説明】
【００７６】
１００  ガスタービン
１０１  シャフト
１０２  回転軸
１０３  ローター
１０４  吸気ハウジング
１０５  コンプレッサー
１０７  バーナー
１０８  タービン
１０９  排ガスハウジング
１１０  トロイダル型燃焼室
１１０  環状燃焼室
１１１  高温ガス流路
１１２  タービンステージ
１１３  作動ガス
１１５  ガイドベーン
１２０  ローターブレード
１２１  縦軸
１２５  列
１３０  ガイドベーン
１３３  タービンディスク
１３５  外気
１３８  内部ハウジング
１４０  固定リング
１４３  ステーター
１５３  燃焼室壁
１５５  遮熱要素
１５６  火炎
１８３  ブレードないしベーン根部
４００  固定領域
４０３  ブレードないしベーンプラットフォーム
４０６  メインブレードないしベーン部
４０９  前縁
４１２  後縁
４１５  ブレードないしベーン端
４１８  フィルム冷却孔
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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