JP3148559B2 - Ceramic fiber reinforced turbine blade and method of manufacturing the same - Google Patents
Ceramic fiber reinforced turbine blade and method of manufacturing the sameInfo
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Description
【０００１】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は、例えば、航空機用エン
ジン等のターボ・チャージャに好適に用いられ、高温強
度、耐熱性及び破壊靱性に優れたセラミックス繊維強化
タービン翼及びその製造方法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a ceramic fiber reinforced turbine blade suitable for use in, for example, a turbocharger of an aircraft engine or the like and having excellent high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness, and a method of manufacturing the same. is there.
【０００２】[0002]
【従来の技術】従来、航空機用エンジン等のターボ・チ
ャージャに用いられるタービン翼は、常時９００℃もの
高温の排気熱にさらされた状態で５万〜１０万回／分以
上の高速回転をするために、空力荷重や熱応力によりブ
レード（翼部）の長手方向に最も大きな負荷が掛かるこ
とから、高温での曲げ強度に優れたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系
合金等の耐熱合金が用いられている。従来のターボ・チ
ャージャには、タイムラグが大きく、さらに軽量化する
には新たな耐熱合金を開発する必要があるという問題点
がある。そこで、近年では、サイアロン基セラミックス
に、Ｚｒ酸化物および／またはＺｒ酸窒化物をＺｒ換算
にて３〜２０重量％、ＳｉＣウイスカーを５〜４５重量
％加えた粒子とＺｒ、Ｓｉ、Ａｌ等を主成分とするガラ
スとを反応させて液相焼結させ、高密度焼結体とするこ
とにより、高靱性化を図った複合材料が提案され、ター
ボ・チャージャ等への応用が検討されている（例えば、
特公平５−３５６９７号公報等参照）。2. Description of the Related Art Conventionally, a turbine blade used in a turbocharger of an aircraft engine or the like rotates at a high speed of 50,000 to 100,000 times / minute or more while being constantly exposed to exhaust heat as high as 900 ° C. Therefore, since the largest load is applied in the longitudinal direction of the blade (wing portion) due to aerodynamic load or thermal stress, a heat-resistant alloy such as a Ni-Fe-Cr alloy excellent in bending strength at high temperature is used. . The conventional turbocharger has a problem that the time lag is large, and it is necessary to develop a new heat-resistant alloy in order to further reduce the weight. Therefore, in recent years, Zr oxide, Zr oxynitride and Zr, Si, Al, etc. are added to particles obtained by adding Zr oxide and / or Zr oxynitride at 3 to 20% by weight in terms of Zr and SiC whiskers at 5 to 45% by weight. By reacting with glass as the main component and performing liquid phase sintering to form a high-density sintered body, a composite material with high toughness has been proposed, and its application to turbochargers and the like is being studied. (For example,
Japanese Patent Publication No. 5-35697, etc.).
【０００３】タービン翼は、極めて複雑な形状を有する
ものであるから、ニヤネットシェープ成形法により成形
することが望ましいのであるが、この方法により成形し
た成形体を常圧焼成またはガス圧焼成により焼結体とす
る場合、ウイスカーの異方性により焼結が困難となるた
め、多量の焼結助剤が必要となり、また、得られた焼結
体の粒界層に前記助剤がガラスとして残留するために、
高温強度が低下するので、一般にはホットプレスが用い
られている。この複合材料を製造するには、α−Ｓｉ3
Ｎ4、α−Ａｌ2Ｏ3、単斜晶ＺｒＯ2、ＳｉＣウイスカ
ー、ガラス材料等を所定の割合で混合し造粒した素地粉
末にホットプレスを施して焼結体とし、この焼結体を所
定の形状、例えば、タービン翼の形状に研削加工する。[0003] Since the turbine blade has an extremely complicated shape, it is desirable to form it by a near net shape forming method. However, the formed body formed by this method is fired by normal pressure firing or gas pressure firing. In the case of a sintered body, sintering becomes difficult due to the anisotropy of the whiskers, so a large amount of sintering aid is required, and the aid remains as glass in the grain boundary layer of the obtained sintered body. To do
A hot press is generally used because the high-temperature strength is reduced. To produce this composite material, α-Si 3
N 4 , α-Al 2 O 3 , monoclinic ZrO 2 , SiC whiskers, glass materials, and the like are mixed at a predetermined ratio, and a granulated base powder is subjected to hot pressing to obtain a sintered body. Grinding into a predetermined shape, for example, the shape of a turbine blade.
【０００４】[0004]
【発明が解決しようとする課題】ところで、上記の複合
材料では、緻密なサイアロンセラミックス中にＳｉＣウ
イスカーがランダムに配向した状態で分散されているも
のであるから、高温強度及び破壊靱性が向上するという
特徴があるものの、ＳｉＣウイスカーの添加量が増加す
ればする程、ＳｉＣウイスカー同士のネットワークが増
加し、焼成時の焼結性が低下するため、緻密な焼結体を
得ることが極めて困難になるという問題点があった。By the way, in the above-mentioned composite material, SiC whiskers are dispersed in a state of being randomly oriented in dense sialon ceramics, so that high-temperature strength and fracture toughness are improved. Although there is a characteristic, as the addition amount of the SiC whiskers increases, the network between the SiC whiskers increases, and the sinterability at the time of firing decreases, so that it is extremely difficult to obtain a dense sintered body. There was a problem.
【０００５】本発明は上記の事情に鑑みてなされたもの
であって、高温強度、耐熱性及び破壊靱性に優れたセラ
ミックス繊維強化タービン翼及びその製造方法を提供す
ることにある。The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a ceramic fiber reinforced turbine blade excellent in high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness, and a method of manufacturing the same.
【０００６】[0006]
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明は次の様なセラミックス繊維強化タービン翼
及びその製造方法を採用した。すなわち、請求項１記載
のセラミックス繊維強化タービン翼は、長手方向の一端
部から他端部に向かって漸次薄厚とされたブレードと、
該ブレードを挟んで設けられた支持部とを備え、 前記ブ
レードは、ＳｉＣウイスカーを１０〜３０重量％、Ｓｉ
Ｃ粒子を０．５〜１０重量％、希土類元素及びＹより選
択された１種以上の酸化物を含むＺｒＯ2を１〜１０重
量％、希土類元素及びＹより選択された１種以上、Ｚ
ｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮを含むガラスと、希土類元素及びＹ
より選択された１種以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶との複
合物を１〜１０重量％、残部がＳｉ3Ｎ4及び不可避不純
物からなり、前記ＳｉＣウイスカーを前記ブレードの長
手方向に沿って配向させたものである。In order to solve the above problems, the present invention employs the following ceramic fiber reinforced turbine blade and a method of manufacturing the same. That is, the ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 1 has one end in the longitudinal direction.
A blade that is gradually thinner from the part toward the other end,
And a support portion provided across the blade, wherein the blanking
Lade, SiC whisker 10-30% by weight, Si
0.5 to 10% by weight of C particles, 1 to 10% by weight of ZrO 2 containing one or more oxides selected from rare earth elements and Y, one or more of ZrO 2 selected from rare earth elements and Y, Z
a glass containing r, Si, O and N, a rare earth element and Y
More selected one or more, the composite of crystal containing Si and O 1 to 10 wt%, the balance being Si 3 N 4 and inevitable impurities, said SiC whiskers of the blade length
It is oriented along the hand direction .
【０００７】請求項２記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼は、長手方向の一端部から他端部に向かって漸次
薄厚とされたブレードと、該ブレードを挟んで設けられ
た支持部とを備え、 前記ブレードは、ＳｉＣウイスカー
を１０〜３０重量％、ＳｉＣ粒子を０．５〜１０重量
％、希土類元素及びＹより選択された１種以上の酸化物
を含むＺｒＯ2を１〜１０重量％、希土類元素及びＹよ
り選択された１種以上、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮを含むガ
ラスと、希土類元素及びＹより選択された１種以上、Ｓ
ｉ及びＯを含む結晶との複合物を１〜１０重量％、残部
がサイアロン及び不可避不純物からなり、前記ＳｉＣウ
イスカーを前記ブレードの長手方向に沿って配向させた
ものである。[0007] The ceramic fiber reinforced turbine blade according to the second aspect of the present invention gradually increases in length from one end to the other end in the longitudinal direction.
A thin blade, and a blade
The blade comprises: ZrO 2 containing 10 to 30% by weight of SiC whiskers, 0.5 to 10% by weight of SiC particles, and at least one oxide selected from rare earth elements and Y. 1 to 10% by weight, glass containing Zr, Si, O and N, at least one selected from rare earth elements and Y, and at least one selected from rare earth elements and Y, S
The composite of crystals containing i and O 1 to 10 wt%, and the balance of sialon and unavoidable impurities, wherein the SiC U
The isker is oriented along the longitudinal direction of the blade .
【０００８】請求項３記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼は、前記ＳｉＣウイスカーの平均径を０．３〜５
μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前記ＳｉＣ粒子
の平均粒径を０．１〜５μｍとしたものである。According to a third aspect of the present invention, the ceramic fiber reinforced turbine blade has an average diameter of the SiC whiskers of 0.3 to 5 mm.
μm, the average length is 5 to 200 μm, and the average particle size of the SiC particles is 0.1 to 5 μm.
【０００９】請求項４記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法は、長手方向の一端部から他端部に向
かって漸次薄厚とされたブレードと、該ブレードを挟ん
で設けられた支持部とを備えたエンジンのターボ・チャ
ージャに用いられるタービン翼の製造方法であって、少
なくとも、Ｓｉ 3 Ｎ 4 、ＺｒＯ 2 、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＣウイ
スカー、ＳｉＣ粒子、希土類元素及びＹより選択された
１種以上の酸化物を含むスラリーを作製し、次いで、こ
のスラリーを鋳込み用金型に鋳込み、該スラリー中のＳ
ｉＣウイスカーをその長手方向が該鋳込み用金型の吸水
面に対して平行になるように配向させた成形体とし、次
いで、該成形体を窒素雰囲気中にて焼成して１次焼結体
とし、該１次焼結体に窒素雰囲気中にて熱間静水圧プレ
スを施し、前記ＳｉＣウイスカーが長手方向に沿って配
向されたブレードとする方法である。According to a fourth aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade, wherein one end of the turbine blade extends from one end in the longitudinal direction to the other end.
A blade that has been gradually thinned, and
Turbocharger for an engine with a support provided in
Manufacturing method for turbine blades used in
At least, Si 3 N 4 , ZrO 2 , Al 2 O 3 , SiC
Selected from scar, SiC particles, rare earth element and Y
A slurry containing one or more oxides is made and then
Is poured into a casting mold, and S
An iC whisker is formed into a molded body oriented so that its longitudinal direction is parallel to the water absorption surface of the casting mold, and then the molded body is fired in a nitrogen atmosphere to form a primary sintered body. Then, the primary sintered body is subjected to hot isostatic pressing in a nitrogen atmosphere , and the SiC whiskers are arranged along the longitudinal direction.
It is a method of making the blade oriented .
【００１０】請求項５記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法は、前記２次焼結体に、窒素雰囲気中
で前記１次焼結体の焼成温度より低い温度にて熱処理を
施す方法である。A fifth aspect of the present invention is a method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade, wherein the secondary sintered body is subjected to a heat treatment in a nitrogen atmosphere at a temperature lower than a firing temperature of the primary sintered body. .
【００１１】請求項６記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法は、前記スラリー中の固形分の濃度を
６０〜７５重量％とする方法である。According to a sixth aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade, wherein a concentration of a solid content in the slurry is set to 60 to 75% by weight.
【００１２】前記ＳｉＣウイスカーは、焼結体中に残存
することによりその高温曲げ強度及び破壊靱性を向上さ
せるもので、１０〜３０重量％と限定した理由は、１０
重量％未満では高温曲げ強度及び破壊靱性が低下するか
らであり、３０重量％を越えるとＳｉＣウイスカー同士
のネットワークが急激に増加し、焼結性が著しく低下す
るため、緻密な焼結体を得ることが極めて困難になり、
高温曲げ強度及び破壊靱性が著しく低下するからであ
る。このＳｉＣウイスカーのより好ましい範囲は、１０
〜２０重量％である。The above-mentioned SiC whiskers improve the high-temperature bending strength and fracture toughness by remaining in the sintered body. The reason for limiting the content to 10 to 30% by weight is as follows.
If the amount is less than 30% by weight, the high-temperature bending strength and the fracture toughness decrease. If the amount exceeds 30% by weight, the network between the SiC whiskers rapidly increases, and the sinterability remarkably decreases. Becomes extremely difficult,
This is because high-temperature bending strength and fracture toughness are significantly reduced. A more preferred range of this SiC whisker is 10
-20% by weight.
【００１３】前記ＳｉＣウイスカーの平均径は、０．３
μｍ未満では焼結体の破壊靱性が低下し、５μｍを越え
ると焼結性が低下し高温曲げ強度が低下するため、０．
３〜５μｍの範囲が好ましい。また、平均長さは、５μ
ｍ未満では焼結体の破壊靱性が低下し、２００μｍを越
えるとＳｉＣウイスカー同士のネットワークが急激に増
加し焼結性が急激に低下するため、５〜２００μｍの範
囲が好ましい。ＳｉＣウイスカーの形状としては、枝別
れがなく、径が均一な針状結晶が好ましい。The average diameter of the SiC whiskers is 0.3
If it is less than 5 μm, the fracture toughness of the sintered body decreases, and if it exceeds 5 μm, the sinterability decreases and the high-temperature bending strength decreases.
A range of 3 to 5 μm is preferred. The average length is 5μ
If it is less than m, the fracture toughness of the sintered body will decrease, and if it exceeds 200 μm, the network of SiC whiskers will rapidly increase and the sinterability will rapidly decrease, so the range of 5 to 200 μm is preferable. As the shape of the SiC whisker, a needle-like crystal having no branch and having a uniform diameter is preferable.
【００１４】ＳｉＣ粒子を０．５〜１０重量％と限定し
た理由は、０．５重量％未満では焼成時の粒成長抑制効
果が低下するため結晶粒の異常粒成長を引き起こし、高
温曲げ強度及び破壊靱性が著しく低下するからであり、
１０重量％を越えると焼成時の粒成長抑制効果が大きく
なりすぎて結晶粒が粒成長せず、焼結性が著しく低下す
るからである。このＳｉＣ粒子のより好ましい範囲は、
２〜８重量％である。The reason why the content of SiC particles is limited to 0.5 to 10% by weight is that if the content is less than 0.5% by weight, the effect of suppressing grain growth during sintering decreases, causing abnormal grain growth of crystal grains, resulting in high temperature bending strength and This is because the fracture toughness is significantly reduced.
If the content exceeds 10% by weight, the effect of suppressing the growth of grains during firing becomes too large, so that the crystal grains do not grow and the sinterability is significantly reduced. A more preferred range of the SiC particles is:
2 to 8% by weight.
【００１５】前記ＳｉＣ粒子の平均粒径は、０．１μｍ
未満では焼成時の粒成長抑制効果が低下して結晶粒の異
常粒成長を引き起こし、５μｍを越えると焼成時の粒成
長抑制効果が大きくなりすぎて結晶粒が粒成長せず焼結
性が著しく低下し、高温曲げ強度が低下するため、０．
１〜５μｍの範囲が好ましい。The average particle size of the SiC particles is 0.1 μm.
If it is less than 5 mm, the effect of suppressing grain growth during firing decreases, causing abnormal grain growth of the crystal grains. If it exceeds 5 μm, the effect of suppressing grain growth during firing becomes too large, and the crystal grains do not grow and the sinterability is remarkable. And the high-temperature bending strength is reduced.
A range of 1 to 5 μm is preferred.
【００１６】希土類元素及びＹより選択された１種以上
の酸化物を含むＺｒＯ2は、粒界層に存在してＳｉＣウ
イスカー、ＳｉＣ粒子、Ｓｉ3Ｎ4またはサイアロンのい
ずれか、と粒界のガラス相との界面の濡れを良くし緻密
な焼結体とするもので、１〜１０重量％と限定した理由
は、１重量％未満では焼結性が低下するために緻密な焼
結体にならないからであり、１０重量％を越えると高温
曲げ強度及び破壊靱性が低下するからである。このＺｒ
Ｏ2のより好ましい範囲は、２〜７重量％である。ZrO 2 containing at least one oxide selected from the group consisting of rare earth elements and Y is present in the grain boundary layer to form SiC whiskers, SiC particles, any of Si 3 N 4 or Sialon, The reason for improving the wetting at the interface with the glass phase and forming a dense sintered body is that the density is limited to 1 to 10% by weight. This is because if it exceeds 10% by weight, the high-temperature bending strength and the fracture toughness decrease. This Zr
A more preferred range of O 2 is 2 to 7 wt%.
【００１７】希土類元素及びＹより選択された１種以
上、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮを含むガラスと、希土類元素
及びＹより選択された１種以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶
との複合物は、前記ガラス中に希土類元素及びＹより選
択された１種以上を含むシリカ系の微結晶を分散させた
もので、粒界層を微結晶とガラスとのマトリックス構造
とするものであり、１〜１０重量％と限定した理由は、
１重量％未満では粒界層の形成が充分でなく焼結性が低
下し、破壊靱性が大きくならないからであり、１０重量
％を越えると結晶粒に対しての粒界層の容積率が増加
し、耐熱衝撃性及び高温クリープ特性が飽和してしまう
からである。この複合物のより好ましい範囲は、４〜９
重量％である。A composite of a glass containing at least one selected from rare earth elements and Y, Zr, Si, O and N, and a crystal containing at least one selected from rare earth elements and Y, Si and O is A dispersion of silica-based microcrystals containing at least one selected from rare earth elements and Y in the glass, wherein the grain boundary layer has a matrix structure of microcrystals and glass, The reason for limiting to 10% by weight is
If the amount is less than 1% by weight, the formation of the grain boundary layer is not sufficient, the sinterability is reduced, and the fracture toughness is not increased. If the amount exceeds 10% by weight, the volume ratio of the grain boundary layer to the crystal grains increases. However, thermal shock resistance and high-temperature creep characteristics are saturated. A more preferred range for this composite is 4-9.
% By weight.
【００１８】また、前記スラリー中の固形分の濃度は、
６０重量％未満では、鋳込み成形する際にＳｉＣウイス
カーが偏在し易くなり、したがって得られた焼結体中の
ＳｉＣウイスカーの分散が不均一になり易く、一方７５
重量％を越えるとスラリーの流動性が低下し、ＳｉＣウ
イスカーが一方向に配向し難くなるので、６０〜７５重
量％の範囲が好ましい。The concentration of the solid content in the slurry is as follows:
If the content is less than 60% by weight, the SiC whiskers are apt to be unevenly distributed during the casting, so that the dispersion of the SiC whiskers in the obtained sintered body tends to be non-uniform.
If the content is more than 10% by weight, the fluidity of the slurry decreases, and the SiC whiskers are hardly oriented in one direction. Therefore, the range of 60 to 75% by weight is preferable.
【００１９】[0019]
【作用】本発明の請求項１記載のセラミックス繊維強化
タービン翼では、Ｓｉ3Ｎ4を主成分とするブレードの長
手方向に沿ってＳｉＣウイスカーを配向させたことによ
り、ＳｉＣウイスカー同士のネットワークの形成が抑制
され、Ｓｉ3Ｎ4を主成分とする焼結体の緻密性が向上す
る。これより、焼結助剤を減らし粒界層の厚みを減少さ
せることが可能になり、高温強度、耐熱性及び破壊靱性
が向上する。In the ceramic fiber reinforced turbine blade according to the first aspect of the present invention, the length of the blade mainly composed of Si 3 N 4.
By orienting the SiC whiskers along the hand direction, formation of a network between the SiC whiskers is suppressed, and the denseness of the sintered body mainly composed of Si 3 N 4 is improved. This makes it possible to reduce the sintering aid and reduce the thickness of the grain boundary layer, thereby improving high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness.
【００２０】請求項２記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼では、サイアロンを主成分とするブレードの長手
方向に沿ってＳｉＣウイスカーを配向させたことによ
り、ＳｉＣウイスカー同士のネットワークの形成が抑制
され、サイアロンを主成分とする焼結体の緻密性が向上
する。これより、粒界層の厚みを減少させることが可能
になり、高温強度、耐熱性及び破壊靱性が向上する。In the ceramic fiber reinforced turbine blade according to the second aspect, the length of the blade mainly composed of sialon is used.
By orienting the SiC whiskers along the direction, formation of a network between the SiC whiskers is suppressed, and the denseness of the sintered body mainly containing sialon is improved. Thereby, the thickness of the grain boundary layer can be reduced, and the high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness are improved.
【００２１】請求項３記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼では、前記ＳｉＣウイスカーの平均径を０．３〜
５μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前記ＳｉＣ粒
子の平均粒径を０．１〜５μｍとしたことにより、Ｓｉ
Ｃウイスカー同士のネットワークの形成が大きく抑制さ
れ、結晶粒が均一に粒成長し焼結体の緻密性が向上し、
高温強度、耐熱性及び破壊靱性がさらに向上する。[0021] In the ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 3, the average diameter of the SiC whiskers is 0.3 to 0.3.
5 μm, the average length was 5 to 200 μm, and the average particle size of the SiC particles was 0.1 to 5 μm.
The formation of a network of C whiskers is greatly suppressed, the crystal grains grow uniformly, and the denseness of the sintered body is improved.
High temperature strength, heat resistance and fracture toughness are further improved.
【００２２】請求項４記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法では、スラリー中のＳｉＣウイスカー
をその長手方向が該鋳込み用金型の吸水面に対して平行
になるように配向させた後、窒素雰囲気中にて焼成して
１次焼結体とすることにより、ＳｉＣウイスカーの長手
方向がブレードの長手方向に一致するように配向した、
高温強度、耐熱性及び破壊靱性に優れた緻密な焼結体を
得ることが可能になる。In the method of manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 4, the SiC whiskers in the slurry are oriented so that the longitudinal direction thereof is parallel to the water absorption surface of the casting mold, and then nitrogen is added. By firing in an atmosphere to form a primary sintered body, the SiC whiskers were oriented so that the longitudinal direction thereof coincided with the longitudinal direction of the blade .
It becomes possible to obtain a dense sintered body excellent in high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness.
【００２３】請求項５記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法では、前記２次焼結体に、窒素雰囲気
中で前記１次焼結体の焼成温度より低い温度にて熱処理
を施すことにより、耐熱性及び破壊靱性、特に耐熱衝撃
性及び高温クリープ特性に優れた緻密な焼結体を得るこ
とが可能になる。According to a fifth aspect of the present invention, in the method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade, the secondary sintered body is subjected to a heat treatment in a nitrogen atmosphere at a temperature lower than a firing temperature of the primary sintered body. It is possible to obtain a dense sintered body having excellent heat resistance and fracture toughness, particularly excellent thermal shock resistance and high-temperature creep characteristics.
【００２４】請求項６記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法では、前記スラリー中の固形分の濃度
を６０〜７５重量％とすることにより、該スラリーを鋳
込み用金型に鋳込む際に、該スラリー中のＳｉＣウイス
カーの長手方向が該鋳込み用金型の吸水面に対して平行
になるように配向する。In the method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 6, the solid content in the slurry is set to 60 to 75% by weight so that the slurry can be cast into a casting mold. The SiC whiskers in the slurry are oriented so that the longitudinal direction is parallel to the water absorption surface of the casting mold.
【００２５】[0025]
【実施例】以下、本発明のセラミックス繊維強化タービ
ン翼及びその製造方法の実施例について説明する。 （実施例１）図１は、セラミックス繊維強化タービン翼
を示す斜視図であり、図において、１はＳｉ3Ｎ4を主成
分とし、長手方向の一端部から他端部に向かって漸次薄
厚とされたブレード、２（３）はブレードの長手方向に
沿った端面にそれぞれ設けられ、略平板状の一主面に外
方に突出する支持板２ａ（３ａ）が形成された支持部で
ある。そして、このタービン翼を複数個、環状に配置
し、隣接する各タービン翼のブレード１の主面同士が互
いに略対向するように固定することにより、例えば、ジ
ェットエンジンのタービンとして用いられる。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Embodiments of a ceramic fiber reinforced turbine blade and a method of manufacturing the same according to the present invention will be described below. (Embodiment 1) FIG. 1 is a perspective view showing a ceramic fiber reinforced turbine blade. In the figure, reference numeral 1 designates a material having Si 3 N 4 as a main component and having a gradually decreasing thickness from one end in the longitudinal direction to the other end. The blades 2 (3) are provided on the end surfaces along the longitudinal direction of the blades, respectively, and are support portions in which a support plate 2a (3a) protruding outward is formed on one main surface of a substantially flat plate shape. Then, a plurality of the turbine blades are arranged in an annular shape and fixed such that the main surfaces of the blades 1 of the adjacent turbine blades are substantially opposed to each other, whereby the turbine blades are used, for example, as a jet engine turbine.
【００２６】このブレード１は、長手方向に沿った一端
面側から他端面側に向かって（図中上から下に向かっ
て）鋳込み成形され、その後焼成されたもので、内部に
含まれるＳｉＣウイスカーはこの長手方向に沿って配向
されている。The blade 1 is formed by casting from one end face side to the other end face side (from the top to the bottom in the figure) along the longitudinal direction and then fired, and is made of SiC whiskers contained therein. Are oriented along this longitudinal direction.
【００２７】次に、このタービン翼の製造方法について
説明する。まず、表１に示す組成となるように、Ｓｉ3
Ｎ4、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3及びＲ2Ｏ3（但し、Ｒは、Ｙ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔ
ｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕより選択され
た１種以上）をそれぞれ秤量し、水を分散媒としてボー
ルミルを用いて２４時間混合し、本実施例のサスペンシ
ョンとした。ここでは、Ｓｉ3Ｎ4はα相を９０体積％含
む平均粒径０．６μｍの粉末を、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3
は平均粒径０．４μｍの粉末を、Ｒ2Ｏ3は平均粒径１．
３μｍ程度の粉末をそれぞれ用いた（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
２３）。Next, a method for manufacturing the turbine blade will be described. First, Si 3 was added to obtain the composition shown in Table 1.
N 4 , ZrO 2 , Al 2 O 3 and R 2 O 3 (where R is Y,
La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, T
b, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu) were weighed, respectively, and mixed for 24 hours using a ball mill with water as a dispersion medium to obtain a suspension of this example. Here, Si 3 N 4 is a powder containing 90% by volume of α phase and having an average particle diameter of 0.6 μm, and is made of ZrO 2 and Al 2 O 3
Represents a powder having an average particle size of 0.4 μm, and R 2 O 3 represents an average particle size of 1.
Each powder of about 3 μm was used (No. 1 to No. 1).
23).
【００２８】[0028]
【表１】 [Table 1]
【００２９】また、表２に示すように、本発明の組成か
ら外れた組成のサスペンションも同時に作製し比較例と
した（Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．５３）。Further, as shown in Table 2, suspensions having compositions deviating from the compositions of the present invention were simultaneously produced and used as comparative examples (Nos. 31 to 53).
【表２】 [Table 2]
【００３０】次いで、表１及び表２各々に示す組成とな
るように、平均径１．０μｍ、平均長さ２０μｍのＳｉ
Ｃウイスカー、及び平均粒径１．０μｍのＳｉＣ粒子を
それぞれ秤量し、これらを上記サスペンションに加え、
ボールミルを用いて２４時間混合し、上記Ｓｉ3Ｎ4、Ｚ
ｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｒ 2 Ｏ 3 、ＳｉＣウイスカー及びＳｉ
Ｃ粒子各々が水中に均一分散したスラリーとした。この
スラリー中の固形分の濃度は、鋳込み成形する際にＳｉ
Ｃウイスカーが偏在し難くなり、かつ、一方向に配向し
易くなるように、６０〜７５重量％の範囲とした。ここ
では７０重量％となるように水の量を調整した。Next, an Si having an average diameter of 1.0 μm and an average length of 20 μm was obtained so as to obtain the compositions shown in Tables 1 and 2, respectively.
C whiskers and SiC particles having an average particle size of 1.0 μm were weighed and added to the suspension,
The mixture was mixed for 24 hours using a ball mill, and the Si 3 N 4 , Z
rO 2 , Al 2 O 3 , R 2 O 3 , SiC whiskers and Si
A slurry in which each of the C particles was uniformly dispersed in water was obtained. The concentration of solids in this slurry is
The range is 60 to 75% by weight so that the C whiskers are hardly unevenly distributed and easily oriented in one direction. Here, the amount of water was adjusted so as to be 70% by weight.
【００３１】このようにして作製されたスラリーを石膏
製の鋳込み用金型に鋳込んだ。該鋳込み用金型は、ブレ
ード１の長手方向に沿った一端面側から他端面側に向か
って鋳込み成形がなされるように、該一端面側にスラリ
ーの注入口が設けられているので、スラリーを鋳込む際
に、スラリー中のＳｉＣウイスカーの配向方向が該鋳込
み用金型の吸水面に対して平行になり、この平行状態を
保持したまま金型内に鋳込まれる。次いで、このスラリ
ー中の水分を石膏に充分吸収させた後、脱型して成形体
とした。The slurry thus prepared was cast into a gypsum casting mold. The casting mold is provided with a slurry injection port on one end surface thereof so that the casting is performed from one end surface side to the other end surface side along the longitudinal direction of the blade 1. When casting, the orientation direction of the SiC whiskers in the slurry becomes parallel to the water absorption surface of the casting mold, and the slurry is cast into the mold while maintaining this parallel state. Next, after the moisture in the slurry was sufficiently absorbed by the gypsum, it was demolded to obtain a molded body.
【００３２】次いで、これらの成形体を１気圧の窒素雰
囲気中において１７５０℃で２時間焼成し、１次焼結体
とした。次いで、これらの１次焼結体を窒素雰囲気中に
て１７８０℃、１０００ｋｇｆ／ｃｍ2の条件で１時間
熱間静水圧プレスを施し、２次焼結体とした。次いで、
これらの２次焼結体を窒素雰囲気中にて１４００℃で８
時間熱処理を施し、試料とした。また、比較例のＮｏ．
５１〜Ｎｏ．５３については、上記スラリーを脱水・乾
燥・造粒後、ＣＩＰ成形により成形体とした。Next, these compacts were fired at 1750 ° C. for 2 hours in a nitrogen atmosphere at 1 atm to obtain a primary sintered body. Next, these primary sintered bodies were subjected to hot isostatic pressing at 1780 ° C. and 1000 kgf / cm 2 for 1 hour in a nitrogen atmosphere to obtain secondary sintered bodies. Then
These secondary sintered bodies were placed in a nitrogen atmosphere at 1400 ° C. for 8 hours.
Heat treatment was performed for a time to obtain a sample. In addition, in Comparative Example No.
51-No. As for 53, after the above slurry was dewatered, dried and granulated, it was formed into a compact by CIP molding.
【００３３】ＥＳＣＡ（化学分析のための電子分光法）
及びＸ線回折を用いて上記実施例及び比較例各々の試料
の組成分析を行ったところ、表３〜表５に示すように、
ＳｉＣウイスカー、ＳｉＣ粒子、Ｒ2Ｏ3を固溶したＺｒ
Ｏ2、Ｒ−Ｚｒ−Ｓｉ−Ｏ−Ｎガラスと、Ｒ−Ｓｉ−Ｏ
結晶との複合相、Ｓｉ3Ｎ4及び不可避不純物より構成さ
れていることが確認された。ESCA (Electron Spectroscopy for Chemical Analysis)
When the composition of each sample of the above Examples and Comparative Examples was analyzed using X-ray diffraction and X-ray diffraction, as shown in Tables 3 to 5,
SiC whiskers, SiC particles, Zr with solid solution of R 2 O 3
O 2 , R—Zr—Si—ON glass, and R—Si—O
It was confirmed that the composite phase with the crystal was composed of Si 3 N 4 and unavoidable impurities.
【００３４】[0034]
【表３】 [Table 3]
【００３５】[0035]
【表４】 [Table 4]
【００３６】[0036]
【表５】 [Table 5]
【００３７】次いで、これらの試料（Ｎｏ．１〜５３）
について配向性、相対密度、曲げ強度、熱衝撃試験、高
温クリープ試験を行い、これらの結果を表６及び表７に
示した。ここでは、配向性は、金属顕微鏡を用いて上記
各試料より切りだした試験片の鋳込み方向及びそれと直
角な方向の各表面を観察し、ＳｉＣウイスカーが一方向
にほぼ揃っているものを配向性有り（○印）、ランダム
な状態のものを配向性無し（×印）と評価した。Next, these samples (Nos. 1 to 53)
Were subjected to orientation, relative density, bending strength, thermal shock test, and high-temperature creep test, and the results are shown in Tables 6 and 7. Here, the orientation was measured using a metallurgical microscope to observe the surface of the specimen cut out from each of the above samples in the casting direction and the direction perpendicular to the casting direction, and determined that the SiC whiskers were almost aligned in one direction. The sample was evaluated as present (marked with ○), and the sample in a random state was evaluated as having no orientation (marked with x).
【００３８】相対密度は、アルキメデス法により試料の
密度を測定し、この実測密度と理論密度との比を求め、
評価した。曲げ強度は、日本工業規格、ＪＩＳ Ｒ １
６０１（室温における曲げ強度）及びＪＩＳ Ｒ １６
０４（高温における曲げ強度）に準拠して行った。温度
は、大気中室温（２５℃）とＮ2ガス中１４００℃の２
点とした。熱衝撃試験は、各試料より切りだした５０×
５０×１０ｍｍの大きさの試験片に、電気炉中で１００
０℃で３０分加熱した後、２５℃で２０分水冷するとい
うサイクルを試験片に亀裂が発生するまで繰り返し行
い、各試料毎のサイクル数を測定した。The relative density is determined by measuring the density of the sample by the Archimedes method, obtaining the ratio between the measured density and the theoretical density,
evaluated. The bending strength is based on Japanese Industrial Standard, JIS R 1
601 (bending strength at room temperature) and JIS R16
04 (bending strength at high temperature). The temperature ranges from room temperature (25 ° C.) in air to 1400 ° C. in N 2 gas.
Points. In the thermal shock test, 50 ×
A test piece having a size of 50 × 10 mm was placed in an electric furnace at 100
A cycle of heating at 0 ° C. for 30 minutes and water cooling at 25 ° C. for 20 minutes was repeated until cracks occurred in the test pieces, and the number of cycles for each sample was measured.
【００３９】高温クリープ試験は、日本工業規格、ＪＩ
Ｓ Ｒ １６１２に準拠して行った。ここでは、試験条
件をＮ2雰囲気中、荷重１００ＭＰａ、１４００℃の温
度で２００時間保持するものとし、その後試験片のひず
み量を測定した。また、上記保持時間内に破断した場
合、破断するまでの時間を評価の対象とした。The high temperature creep test was conducted according to Japanese Industrial Standards, JI
Performed in accordance with SR 1612. Here, the test conditions were such that the test piece was held in a N 2 atmosphere at a load of 100 MPa and a temperature of 1400 ° C. for 200 hours, and then the strain amount of the test piece was measured. Further, in the case of breaking within the above holding time, the time until the breaking was taken as an evaluation target.
【００４０】[0040]
【表６】 [Table 6]
【００４１】[0041]
【表７】 [Table 7]
【００４２】表６及び表７から明かなように、本実施例
の試料では相対密度が９９％以上であり、焼結体自体が
高密度になっていることがわかる。一方、比較例では、
ＳｉＣウイスカーまたはＳｉＣ粒子のいずれかの量が本
発明の範囲を越える場合、または複合相の量が本発明の
範囲未満である場合、またはＲ2Ｏ3を固溶したＺｒＯ2
の量が本発明の範囲より少ない場合、のいずれかになる
と相対密度が９９％以下になり、焼結体の密度が低下し
ているのが明白である。As is clear from Tables 6 and 7, the sample of this example has a relative density of 99% or more, indicating that the sintered body itself has a high density. On the other hand, in the comparative example,
When the amount of any of the SiC whiskers or the SiC particles exceeds the range of the present invention, or when the amount of the composite phase is below the range of the present invention, or when ZrO 2 in which R 2 O 3 is dissolved
When the amount is less than the range of the present invention, the relative density becomes 99% or less in any case, and it is apparent that the density of the sintered body is reduced.
【００４３】また、本実施例の試料では、曲げ強度が室
温で９００ＭＰａ以上、１４００℃で１８０ＭＰａ以
上、熱衝撃試験のサイクル数が１５０以上、高温クリー
プ試験のひずみ量が１．３％以下であるのに対し、比較
例では、曲げ強度が室温で９００ＭＰａ以下、１４００
℃で１５０ＭＰａ以下、熱衝撃試験のサイクル数が１０
０以下、高温クリープ試験のひずみ量が３０％以上であ
り、本実施例の試料は、比較例と比べて、曲げ強度、熱
衝撃試験、高温クリープ試験共に、大幅に向上している
ことがわかる。In the sample of this example, the bending strength was 900 MPa or more at room temperature, 180 MPa or more at 1400 ° C., the number of cycles in the thermal shock test was 150 or more, and the strain amount in the high temperature creep test was 1.3% or less. On the other hand, in the comparative example, the bending strength was 900 MPa or less at room temperature,
℃ 150MPa, thermal shock test cycle number is 10
0 or less, the strain amount in the high-temperature creep test is 30% or more, and it can be seen that the sample of this example has significantly improved in both the bending strength, the thermal shock test, and the high-temperature creep test as compared with the comparative example. .
【００４４】図２は上記実施例のＮｏ．１の試料より切
りだした試験片の表面の金属顕微鏡写真であり、ＳｉＣ
ウイスカーの配向方向が該鋳込み用金型の吸水面に対し
て平行になるように鋳込まれたものである。また、図３
は同試験片のＳｉＣウイスカーの配向方向が該鋳込み用
金型の吸水面に対して直角な方向の表面の金属顕微鏡写
真である。これらの図より、ＳｉＣウイスカーがスラリ
ー中のＳｉＣウイスカーの配向方向が該鋳込み用金型の
吸水面に対して平行になり、この平行状態を保持したま
ま金型内に鋳込まれる鋳込み方向にほぼ揃っており配向
性が良好であることが明瞭である。FIG. 1 is a metal micrograph of the surface of a test piece cut out from the sample No. 1;
The whiskers are cast so that the orientation direction is parallel to the water absorption surface of the casting mold. FIG.
Is a metallographic micrograph of the surface of the test piece in which the orientation direction of the SiC whiskers is perpendicular to the water absorption surface of the casting mold. From these figures, the orientation direction of the SiC whiskers in the slurry becomes parallel to the water absorption surface of the casting mold, and the orientation direction of the SiC whiskers is substantially parallel to the casting direction in which the whisker is cast into the mold while maintaining this parallel state. It is clear that they are uniform and have good orientation.
【００４５】以上説明した様に、本実施例のブレードに
よれば、Ｓｉ3Ｎ4を主成分とするブレードの長手方向に
沿ってＳｉＣウイスカーを配向させたので、ＳｉＣウイ
スカー同士のネットワークの形成が抑制され、Ｓｉ3Ｎ4
を主成分とする焼結体の緻密性を向上させることができ
る。したがって、粒界層の厚みを減少させることがで
き、高温強度、耐熱性及び破壊靱性を向上させることが
できる。As described above, according to the blade of this embodiment, since the SiC whiskers are oriented along the longitudinal direction of the blade mainly composed of Si 3 N 4 , the formation of a network between the SiC whiskers can be achieved. Suppressed, Si 3 N 4
Sintering body as a main component can be improved in denseness. Therefore, the thickness of the grain boundary layer can be reduced, and high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness can be improved.
【００４６】また、本実施例のブレードの製造方法によ
れば、スラリー中のＳｉＣウイスカーをその長手方向が
鋳込み用金型の吸水面に対して平行になるように配向さ
せた後、窒素雰囲気中にて焼成して焼結体とするので、
ＳｉＣウイスカー同士のネットワークの形成を抑制しつ
つＳｉＣウイスカーをブレードの長手方向に沿って配向
させることができ、高温強度、耐熱性及び破壊靱性、特
に耐熱衝撃性及び高温クリープ特性に優れた緻密な焼結
体を得ることができる。According to the blade manufacturing method of this embodiment, the SiC whiskers in the slurry are oriented so that the longitudinal direction thereof is parallel to the water absorption surface of the casting mold, and then the whiskers are placed in a nitrogen atmosphere. Since it is fired to produce a sintered body,
It is possible to orient the SiC whiskers along the longitudinal direction of the blade while suppressing the formation of a network between SiC whiskers, and to perform dense firing with excellent high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness, particularly excellent thermal shock resistance and high-temperature creep properties. You can get union.
【００４７】また、スラリー中の固形分の濃度を６０〜
７５重量％とするので、該スラリーを鋳込み用金型に鋳
込む際に、該スラリー中のＳｉＣウイスカーの長手方向
が該鋳込み用金型の吸水面に対して平行になるように配
向させることができる。Further, the concentration of the solid content in the slurry is set to 60 to
When the slurry is cast into the casting mold, the slurry may be oriented so that the longitudinal direction of the SiC whiskers in the slurry is parallel to the water absorption surface of the casting mold. it can.
【００４８】（実施例２）本実施例は、表８に示すよう
に、上記実施例１のＮｏ．１，１０，２２の３種類の試
料のＳｉＣウイスカーの平均径を０．３〜５μｍの範
囲、平均長さを５〜２００μｍの範囲、ＳｉＣ粒子の平
均粒径を０．１〜５μｍの範囲で変えたもので、これら
以外の構成要素、製造方法及び評価方法については、上
記実施例１と全く同一である（Ｎｏ．６１〜Ｎｏ．７
０）。また、本発明の範囲から外れた形状のＳｉＣウイ
スカー及びＳｉＣ粒子を用いた試料も同時に作製し比較
例とした（Ｎｏ．８１〜Ｎｏ．８６）。さらに、本発明
の範囲内の形状のＳｉＣウイスカー及びＳｉＣ粒子を用
いてＣＩＰ成形により成形した試料も同時に作製し比較
例とした（Ｎｏ．８７〜Ｎｏ．９０）。(Embodiment 2) As shown in Table 8, this embodiment employs No. The average diameter of the SiC whiskers of the three types of samples 1, 10, and 22 was in the range of 0.3 to 5 μm, the average length was in the range of 5 to 200 μm, and the average particle size of the SiC particles was in the range of 0.1 to 5 μm. The other components, the manufacturing method, and the evaluation method are exactly the same as those in the first embodiment (Nos. 61 to 7).
0). In addition, samples using SiC whiskers and SiC particles having shapes outside the scope of the present invention were simultaneously produced and used as comparative examples (Nos. 81 to 86). Furthermore, a sample molded by CIP molding using SiC whiskers and SiC particles having a shape within the scope of the present invention was also produced at the same time as comparative examples (Nos. 87 to 90).
【００４９】[0049]
【表８】 [Table 8]
【００５０】表９は、これらの試料（Ｎｏ．６１〜９
０）の配向性、相対密度、曲げ強度、熱衝撃試験及び高
温クリープ試験の結果を示したものである。Table 9 shows these samples (Nos. 61 to 9).
1 shows the results of orientation, relative density, bending strength, thermal shock test and high-temperature creep test of 0).
【００５１】[0051]
【表９】 [Table 9]
【００５２】表９から明かなように、本実施例の試料で
は相対密度が９９％以上であり、焼結体自体が高密度に
なっていることがわかる。一方、比較例ではＳｉＣウイ
スカーまたはＳｉＣ粒子の少なくともいずれか一方の大
きさが本発明の範囲を越える場合、相対密度が９９％以
下になり、焼結体の密度が低下しているのが明白であ
る。As is clear from Table 9, the sample of this example has a relative density of 99% or more, indicating that the sintered body itself has a high density. On the other hand, in the comparative example, when the size of at least one of the SiC whiskers and the SiC particles exceeds the range of the present invention, the relative density is 99% or less, and it is apparent that the density of the sintered body is reduced. is there.
【００５３】また、本実施例の試料では、曲げ強度が室
温で１０５０ＭＰａ以上、１４００℃で２００ＭＰａ以
上、熱衝撃試験のサイクル数が１５０以上、高温クリー
プ試験のひずみ量が１．０％以下であるのに対し、比較
例では、曲げ強度が室温で８００ＭＰａ以下、１４００
℃で１２０ＭＰａ以下、熱衝撃試験のサイクル数が８０
以下、高温クリープ試験のひずみ量が１．８％以上であ
り、本実施例の試料は、比較例と比べて、曲げ強度、熱
衝撃試験、高温クリープ試験共に、大幅に向上している
ことがわかる。Further, in the sample of this example, the bending strength was 1050 MPa or more at room temperature, 200 MPa or more at 1400 ° C., the number of cycles in the thermal shock test was 150 or more, and the strain amount in the high temperature creep test was 1.0% or less. On the other hand, in the comparative example, the bending strength was 800 MPa or less at room temperature,
℃ 120MPa, thermal shock test cycle number 80
Hereinafter, the strain amount in the high-temperature creep test is 1.8% or more, and the sample of the present example is significantly improved in all of the bending strength, the thermal shock test, and the high-temperature creep test as compared with the comparative example. Understand.
【００５４】本実施例２のブレードによれば、Ｓｉ3Ｎ4
を主成分とするブレードのＳｉＣウイスカーの平均径を
０．３〜５μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前記
ＳｉＣ粒子の平均粒径を０．１〜５μｍとしたので、Ｓ
ｉＣウイスカー同士のネットワークの形成が大きく抑制
されて、結晶粒を均一に粒成長させて焼結体の緻密性を
向上させることができ、高温強度、耐熱性及び破壊靱性
をさらに向上させることができる。According to the blade of the second embodiment, Si 3 N 4
Since the average diameter of the SiC whiskers of the blade mainly containing 0.3 to 5 μm and the average length of 5 to 200 μm and the average particle diameter of the SiC particles were 0.1 to 5 μm,
The formation of a network between iC whiskers is greatly suppressed, and the crystal grains can be uniformly grown to improve the compactness of the sintered body, and the high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness can be further improved. .
【００５５】また、本実施例のブレードの製造方法によ
れば、平均径が０．３〜５μｍ、平均長さが５〜２００
μｍのＳｉＣウイスカーをその長手方向が鋳込み用金型
の吸水面に対して平行になるように配向させた後、窒素
雰囲気中にて焼成して焼結体とするので、ＳｉＣウイス
カー同士のネットワークの形成を大きく抑制した状態で
ＳｉＣウイスカーをブレードの長手方向に沿って配向さ
せることができ、高温強度、耐熱性及び破壊靱性、特に
耐熱衝撃性及び高温クリープ特性に優れた緻密な焼結体
を得ることができる。According to the blade manufacturing method of this embodiment, the average diameter is 0.3 to 5 μm and the average length is 5 to 200 μm.
Since a SiC whisker of μm is oriented so that its longitudinal direction is parallel to the water absorption surface of the casting mold, it is sintered in a nitrogen atmosphere to obtain a sintered body. The SiC whiskers can be oriented along the longitudinal direction of the blade in a state where the formation is largely suppressed, and a dense sintered body excellent in high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness, particularly excellent in thermal shock resistance and high-temperature creep properties is obtained. be able to.
【００５６】（実施例３）本実施例３のセラミックス繊
維強化タービン翼の製造方法について説明する。まず、
表１０に示す組成となるように、Ｓｉ3Ｎ4、ＺｒＯ2、
Ａｌ2Ｏ3及びＲ2Ｏ3（但し、Ｒは、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐ
ｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈ
ｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕより選択された１種以上）
をそれぞれ秤量し、水を分散媒としてボールミルを用い
て２４時間混合し、本実施例のサスペンションとした。
ここでは、Ｓｉ3Ｎ4はα相を９０体積％含む平均粒径
０．６μｍの粉末を、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3は平均粒径
０．４μｍの粉末を、Ｒ2Ｏ3は平均粒径１．３μｍ程度
の粉末をそれぞれ用いた（Ｎｏ．１０１〜Ｎｏ．１２
３）。(Embodiment 3) A method of manufacturing the ceramic fiber reinforced turbine blade of Embodiment 3 will be described. First,
In order to obtain the composition shown in Table 10, Si 3 N 4 , ZrO 2 ,
Al 2 O 3 and R 2 O 3 (where R is Y, La, Ce, P
r, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, H
o, Er, Tm, Yb, Lu)
Were weighed, and mixed for 24 hours using a ball mill with water as a dispersion medium to obtain a suspension of this example.
Here, Si 3 N 4 is a powder having an average particle diameter of 0.6 μm containing 90% by volume of α phase, ZrO 2 and Al 2 O 3 are powders having an average particle diameter of 0.4 μm, and R 2 O 3 is an average particle diameter. Powder having a diameter of about 1.3 μm was used (No. 101 to No. 12).
3).
【００５７】[0057]
【表１０】 [Table 10]
【００５８】また、表１１に示すように、本発明の組成
から外れた組成のサスペンションも同時に作製し比較例
とした（Ｎｏ．１３１〜Ｎｏ．１５３）。As shown in Table 11, a suspension having a composition deviating from the composition of the present invention was also prepared at the same time as a comparative example (Nos. 131 to 153).
【表１１】 [Table 11]
【００５９】次いで、表１０及び表１１各々に示す組成
となるように、平均径１．０μｍ、平均長さ２０μｍの
ＳｉＣウイスカー、及び平均粒径１．０μｍのＳｉＣ粒
子をそれぞれ秤量し、これらを上記サスペンションに加
え、ボールミルを用いて２４時間混合し、上記Ｓｉ
3Ｎ4、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｒ 2 Ｏ 3 、ＳｉＣウイスカー
及びＳｉＣ粒子各々が水中に均一分散したスラリーとし
た。ここでは、スラリー中の固形分の濃度が７０重量％
となるように水の量を調整した。Next, SiC whiskers having an average diameter of 1.0 μm and an average length of 20 μm and SiC particles having an average particle diameter of 1.0 μm were weighed so as to have the compositions shown in Tables 10 and 11, respectively. In addition to the above suspension, mixed for 24 hours using a ball mill,
3 N 4, ZrO 2, Al 2 O 3, R 2 O 3, SiC whiskers and SiC particles each was uniformly dispersed slurry in water. Here, the concentration of the solid content in the slurry is 70% by weight.
The amount of water was adjusted so that
【００６０】このようにして作製されたスラリーに上記
実施例１と同様の製造方法を施すことにより試料を得
た。また、比較例のＮｏ．１５１〜Ｎｏ．１５３につい
ては、上記スラリーを脱水・乾燥・造粒後、ＣＩＰ成形
により成形体とした。A sample was obtained by subjecting the slurry thus prepared to the same production method as in Example 1 above. In addition, in Comparative Example No. 151-No. As for 153, the slurry was dewatered, dried and granulated, and then formed into a compact by CIP molding.
【００６１】ＥＳＣＡ（化学分析のための電子分光法）
及びＸ線回折を用いて上記実施例及び比較例各々の試料
の組成分析を行ったところ、表１２〜表１４に示すよう
に、ＳｉＣウイスカー、ＳｉＣ粒子、Ｒ2Ｏ3を固溶した
ＺｒＯ2、Ｒ−Ｚｒ−Ｓｉ−Ｏ−Ｎガラスと、Ｒ−Ｓｉ
−Ｏ結晶との複合相、サイアロン及び不可避不純物より
構成されていることが確認された。ESCA (Electron Spectroscopy for Chemical Analysis)
When the composition analysis of each of the above Examples and Comparative Examples was performed using X-ray diffraction and X-ray diffraction, as shown in Tables 12 to 14, SiC whiskers, SiC particles, and ZrO 2 solid solution of R 2 O 3 were obtained. , R-Zr-Si-ON glass and R-Si
It was confirmed that it was composed of a complex phase with -O crystal, sialon and unavoidable impurities.
【００６２】[0062]
【表１２】 [Table 12]
【００６３】[0063]
【表１３】 [Table 13]
【００６４】[0064]
【表１４】 [Table 14]
【００６５】表１５及び表１６は、これらの試料（Ｎ
ｏ．１０１〜１９０）の配向性、相対密度、曲げ強度、
熱衝撃試験及び高温クリープ試験の結果を示したもので
ある。評価方法は上記実施例１と同様である。Tables 15 and 16 show that these samples (N
o. 101-190) orientation, relative density, bending strength,
3 shows the results of a thermal shock test and a high temperature creep test. The evaluation method is the same as in the first embodiment.
【表１５】 [Table 15]
【００６６】[0066]
【表１６】 [Table 16]
【００６７】表１５び表１６ら明かなように、本実施例
の試料では相対密度が９９％以上であり、焼結体自体が
高密度になっていることがわかる。一方、比較例では、
ＳｉＣウイスカーまたはＳｉＣ粒子のいずれかの量が本
発明の範囲を越える場合、または複合相の量が本発明の
範囲未満である場合、またはＲ2Ｏ3を固溶したＺｒＯ2
の量が本発明の範囲より少ない場合、のいずれかになる
と相対密度が９９％以下になり、焼結体の密度が低下し
ているのが明白である。As is clear from Tables 15 and 16, the sample of this example had a relative density of 99% or more, indicating that the sintered body itself had a high density. On the other hand, in the comparative example,
When the amount of any of the SiC whiskers or the SiC particles exceeds the range of the present invention, or when the amount of the composite phase is below the range of the present invention, or when ZrO 2 in which R 2 O 3 is dissolved
When the amount is less than the range of the present invention, the relative density becomes 99% or less in any case, and it is apparent that the density of the sintered body is reduced.
【００６８】また、本実施例の試料では、曲げ強度が室
温で１０５０ＭＰａ以上、１４００℃で２１０ＭＰａ以
上、熱衝撃試験のサイクル数が１６０以上、高温クリー
プ試験のひずみ量が０．９％以下であるのに対し、比較
例では、曲げ強度が室温で７５０ＭＰａ以下、１４００
℃で１００ＭＰａ以下、熱衝撃試験のサイクル数が９０
以下、高温クリープ試験のひずみ量が２．１％以上であ
り、本実施例の試料は、比較例と比べて、曲げ強度、熱
衝撃試験、高温クリープ試験共に、大幅に向上している
ことがわかる。In the sample of this example, the flexural strength was 1050 MPa or more at room temperature, 210 MPa or more at 1400 ° C., the number of cycles of the thermal shock test was 160 or more, and the strain amount in the high temperature creep test was 0.9% or less. On the other hand, in the comparative example, the bending strength was 750 MPa or less at room temperature,
100MPa or less at ℃, 90 cycles of thermal shock test
Hereinafter, the amount of strain in the high-temperature creep test is 2.1% or more, and the sample of this example is significantly improved in both the bending strength, the thermal shock test, and the high-temperature creep test as compared with the comparative example. Understand.
【００６９】以上説明した様に、本実施例のブレードに
よれば、サイアロンを主成分とするブレードの長手方向
に沿ってＳｉＣウイスカーを配向させたので、ＳｉＣウ
イスカー同士のネットワークの形成が抑制され、サイア
ロンを主成分とする焼結体の緻密性を向上させることが
できる。したがって、粒界層の厚みを減少させることが
でき、高温強度、耐熱性及び破壊靱性を向上させること
ができる。また、本実施例のブレードの製造方法におい
ても、上記実施例１と全く同様の効果を奏することがで
きる。As described above, according to the blade of this embodiment, since the SiC whiskers are oriented along the longitudinal direction of the blade mainly composed of sialon, the formation of a network between the SiC whiskers is suppressed. The denseness of a sintered body containing sialon as a main component can be improved. Therefore, the thickness of the grain boundary layer can be reduced, and high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness can be improved. Also, in the method of manufacturing a blade according to the present embodiment, exactly the same effects as in the first embodiment can be obtained.
【００７０】（実施例４）本実施例は、表１７に示すよ
うに、上記実施例３のＮｏ．１０１，１１０，１２２の
３種類の試料のＳｉＣウイスカーの平均径を０．３〜５
μｍの範囲、平均長さを５〜２００μｍの範囲、ＳｉＣ
粒子の平均粒径を０．１〜５μｍの範囲になるように変
えたもので、これら以外の構成要素、製造方法及び評価
方法については、上記実施例３と全く同一である（Ｎ
ｏ．１６１〜Ｎｏ．１７０）。また、本発明の範囲から
外れた形状のＳｉＣウイスカー及びＳｉＣ粒子を用いた
試料も同時に作製し比較例とした（Ｎｏ．１８１〜Ｎ
ｏ．１８６）。さらに、本発明の範囲内の形状のＳｉＣ
ウイスカー及びＳｉＣ粒子を用いてＣＩＰ成形により成
形した試料も同時に作製し比較例とした（Ｎｏ．１８７
〜Ｎｏ．１９０）。(Embodiment 4) As shown in Table 17, this embodiment is the same as the embodiment 3 described above. The average diameter of SiC whiskers of three types of samples 101, 110, and 122 was set to 0.3 to 5
μm range, average length in the range of 5-200 μm, SiC
The average particle diameter of the particles was changed so as to be in the range of 0.1 to 5 μm, and the other components, manufacturing method, and evaluation method were exactly the same as those in Example 3 (N
o. 161-No. 170). In addition, samples using SiC whiskers and SiC particles having shapes out of the range of the present invention were also prepared at the same time as comparative examples (Nos. 181 to N).
o. 186). Further, SiC having a shape within the scope of the present invention
A sample molded by CIP molding using whiskers and SiC particles was also manufactured at the same time as a comparative example (No. 187).
-No. 190).
【００７１】[0071]
【表１７】 [Table 17]
【００７２】表１８は、これらの試料（Ｎｏ．１６１〜
１９０）の配向性、相対密度、曲げ強度、熱衝撃試験及
び高温クリープ試験の結果を示したもので、評価方法は
上記実施例３と全く同様である。Table 18 shows that these samples (No.
190) shows the results of orientation, relative density, bending strength, thermal shock test, and high-temperature creep test, and the evaluation method is exactly the same as that of Example 3.
【００７３】[0073]
【表１８】 [Table 18]
【００７４】表１８から明かなように、本実施例の試料
では相対密度が９９％以上であり、焼結体自体が高密度
になっていることがわかる。一方、比較例ではＳｉＣウ
イスカーまたはＳｉＣ粒子の少なくともいずれか一方の
大きさが本発明の範囲を越える場合、相対密度が９９％
以下になり、焼結体の密度が低下しているのが明白であ
る。As is clear from Table 18, the sample of this example had a relative density of 99% or more, indicating that the sintered body itself had a high density. On the other hand, in the comparative example, when the size of at least one of the SiC whiskers and the SiC particles exceeds the range of the present invention, the relative density is 99%.
It is clear below that the density of the sintered body has decreased.
【００７５】また、本実施例の試料では、曲げ強度が室
温で１０５０ＭＰａ以上、１４００℃で２１０ＭＰａ以
上、熱衝撃試験のサイクル数が１６５以上、高温クリー
プ試験のひずみ量が０．９％以下であるのに対し、比較
例では、曲げ強度が室温で７５０ＭＰａ以下、１４００
℃で１００ＭＰａ以下、熱衝撃試験のサイクル数が９０
以下、高温クリープ試験のひずみ量が２．１％以上であ
り、本実施例の試料は、比較例と比べて、曲げ強度、熱
衝撃試験、高温クリープ試験共に、大幅に向上している
ことがわかる。Further, in the sample of this example, the bending strength was 1050 MPa or more at room temperature, 210 MPa or more at 1400 ° C., the number of cycles of the thermal shock test was 165 or more, and the strain amount in the high temperature creep test was 0.9% or less. On the other hand, in the comparative example, the bending strength was 750 MPa or less at room temperature,
100MPa or less at ℃, 90 cycles of thermal shock test
Hereinafter, the amount of strain in the high-temperature creep test is 2.1% or more, and the sample of this example is significantly improved in both the bending strength, the thermal shock test, and the high-temperature creep test as compared with the comparative example. Understand.
【００７６】本実施例４のブレードによれば、サイアロ
ンを主成分とするブレードのＳｉＣウイスカーの平均径
を０．３〜５μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前
記ＳｉＣ粒子の平均粒径を０．１〜５μｍとしたので、
ＳｉＣウイスカー同士のネットワークの形成が大きく抑
制されて、結晶粒を均一に粒成長させて焼結体の緻密性
を向上させることができ、高温強度、耐熱性及び破壊靱
性をさらに向上させることができる。また、本実施例の
ブレードの製造方法においても、上記実施例２と全く同
様の効果を奏することができる。According to the blade of Example 4, the average diameter of the SiC whiskers of the blade mainly composed of sialon is 0.3 to 5 μm, the average length is 5 to 200 μm, and the average particle diameter of the SiC particles is 0.1 to 5 μm,
The formation of a network between SiC whiskers is greatly suppressed, and the crystal grains can be uniformly grown to improve the compactness of the sintered body, and the high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness can be further improved. . Also, in the method of manufacturing a blade according to the present embodiment, exactly the same effects as in the second embodiment can be obtained.
【００７７】[0077]
【発明の効果】以上説明した様に、本発明の請求項１記
載のセラミックス繊維強化タービン翼によれば、ＳｉＣ
ウイスカーを１０〜３０重量％、ＳｉＣ粒子を０．５〜
１０重量％、希土類元素及びＹより選択された１種以上
の酸化物を含むＺｒＯ2を１〜１０重量％、希土類元素
及びＹより選択された１種以上、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮ
を含むガラスと、希土類元素及びＹより選択された１種
以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶との複合物を１〜１０重量
％、残部がＳｉ3Ｎ4及び不可避不純物からなり、前記Ｓ
ｉＣウイスカーをブレードの長手方向に沿って配向させ
たので、ＳｉＣウイスカー同士のネットワークの形成を
抑制することができ、Ｓｉ3Ｎ4を主成分とする焼結体の
緻密性を向上させることができる。したがって、粒界層
の厚みを減少させることができ、高温強度、耐熱性及び
破壊靱性を向上させることができる。As described above, according to the ceramic fiber reinforced turbine blade according to the first aspect of the present invention, the SiC
Whiskers 10-30% by weight, SiC particles 0.5-
10 wt%, a ZrO 2 comprising one or more oxides selected from rare earth elements and Y 1 to 10 wt%, one or more selected from rare earth elements and Y, Zr, Si, O and N
And 1 to 10% by weight of a composite of a glass containing Si and a crystal containing Si and O selected from the group consisting of rare earth elements and Y, and the balance consisting of Si 3 N 4 and unavoidable impurities.
Since the iC whiskers are oriented along the longitudinal direction of the blade, the formation of a network between SiC whiskers can be suppressed, and the denseness of the sintered body mainly composed of Si 3 N 4 can be improved. . Therefore, the thickness of the grain boundary layer can be reduced, and high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness can be improved.
【００７８】請求項２記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼によれば、ＳｉＣウイスカーを１０〜３０重量
％、ＳｉＣ粒子を０．５〜１０重量％、希土類元素及び
Ｙより選択された１種以上の酸化物を含むＺｒＯ2を１
〜１０重量％、希土類元素及びＹより選択された１種以
上、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮを含むガラスと、希土類元素
及びＹより選択された１種以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶
との複合物を１〜１０重量％、残部がサイアロン及び不
可避不純物からなり、前記ＳｉＣウイスカーをブレード
の長手方向に沿って配向させたので、ＳｉＣウイスカー
同士のネットワークの形成を抑制することができ、サイ
アロンを主成分とする焼結体の緻密性を向上させること
ができる。したがって、粒界層の厚みを減少させること
ができ、高温強度、耐熱性及び破壊靱性を向上させるこ
とができる。According to the ceramic fiber reinforced turbine blade of the second aspect, SiC whiskers are 10 to 30% by weight, SiC particles are 0.5 to 10% by weight, and at least one oxidation selected from rare earth elements and Y. ZrO 2 containing material
A composite of a glass containing at least 10% by weight, one or more selected from rare earth elements and Y, Zr, Si, O and N, and a crystal containing one or more selected from rare earth elements and Y, Si and O objects 1 to 10 wt%, and the balance of sialon and unavoidable impurities, said SiC whiskers blade
, The formation of a network of SiC whiskers can be suppressed, and the denseness of a sintered body containing sialon as a main component can be improved. Therefore, the thickness of the grain boundary layer can be reduced, and high-temperature strength, heat resistance, and fracture toughness can be improved.
【００７９】請求項３記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼によれば、前記ＳｉＣウイスカーの平均径を０．
３〜５μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前記Ｓｉ
Ｃ粒子の平均粒径を０．１〜５μｍとしたので、ＳｉＣ
ウイスカー同士のネットワークの形成を大きく抑制する
ことができ、結晶粒を均一に粒成長させて焼結体の緻密
性を向上させることができる。したがって、高温強度、
耐熱性及び破壊靱性をさらに向上させることができる。According to the third aspect of the present invention, the average diameter of the SiC whiskers is set to 0.1.
3-5 μm, average length 5-200 μm,
Since the average particle size of the C particles is 0.1 to 5 μm, the SiC
The formation of a network of whiskers can be greatly suppressed, and the crystal grains can be uniformly grown to improve the compactness of the sintered body. Therefore, high temperature strength,
Heat resistance and fracture toughness can be further improved.
【００８０】請求項４記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法によれば、少なくとも、Ｓｉ 3 Ｎ 4 、Ｚ
ｒＯ 2 、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＣウイスカー、ＳｉＣ粒子、希
土類元素及びＹより選択された１種以上の酸化物を含む
スラリーを作製し、次いで、このスラリーを鋳込み用金
型に鋳込み、該スラリー中のＳｉＣウイスカーをその長
手方向が該鋳込み用金型の吸水面に対して平行になるよ
うに配向させた成形体とし、次いで、該成形体を窒素雰
囲気中にて焼成して１次焼結体とし、該１次焼結体に窒
素雰囲気中にて熱間静水圧プレスを施し、前記ＳｉＣウ
イスカーが長手方向に沿って配向されたブレードとする
ので、ＳｉＣウイスカーの長手方向がブレードの長手方
向に一致するように配向された、高温強度、耐熱性及び
破壊靱性に優れた緻密な焼結体を得ることができる。According to the method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to the fourth aspect , at least Si 3 N 4 , Z
rO 2 , Al 2 O 3 , SiC whiskers , SiC particles, rare
Including one or more oxides selected from earth elements and Y
A slurry is prepared, and then the slurry is cast
Casting in a mold, and molded body are oriented so that SiC whiskers in the slurry is the longitudinal direction becomes parallel to the water surface of the template included mold, then sintering the shaped body in a nitrogen atmosphere and as the primary sintered body is subjected to hot isostatic pressing in a nitrogen atmosphere to the primary sintered body, said SiC U
Since the isker is a blade oriented along the longitudinal direction, the dense direction excellent in high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness is oriented so that the longitudinal direction of the SiC whisker coincides with the longitudinal direction of the blade. A sintered body can be obtained.
【００８１】請求項５記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法によれば、前記２次焼結体に、窒素雰
囲気中で前記１次焼結体の焼成温度より低い温度にて熱
処理を施すので、耐熱性及び破壊靱性、特に耐熱衝撃性
及び高温クリープ特性に優れた緻密な焼結体を得ること
ができる。According to the method of manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 5, since the secondary sintered body is subjected to a heat treatment in a nitrogen atmosphere at a temperature lower than the firing temperature of the primary sintered body. And a dense sintered body having excellent heat resistance and fracture toughness, particularly excellent thermal shock resistance and high temperature creep characteristics.
【００８２】請求項６記載のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の製造方法によれば、前記スラリー中の固形分の
濃度を６０〜７５重量％としたので、該スラリーを鋳込
み用金型に鋳込む際に、該スラリー中のＳｉＣウイスカ
ーの長手方向が該鋳込み用金型の吸水面に対して平行に
なるように配向させることができる。したがって、Ｓｉ
Ｃウイスカーの長手方向がタービン翼の長手方向に一致
するように配向された、高温強度、耐熱性及び破壊靱性
に優れた緻密な焼結体を得ることができる。According to the method for manufacturing a ceramic fiber reinforced turbine blade of claim 6, since the concentration of the solid content in the slurry is set to 60 to 75% by weight, when the slurry is cast into a casting mold. The SiC whiskers in the slurry can be oriented so that the longitudinal direction is parallel to the water absorption surface of the casting mold. Therefore, Si
A dense sintered body excellent in high-temperature strength, heat resistance and fracture toughness, oriented so that the longitudinal direction of the C whiskers coincides with the longitudinal direction of the turbine blade, can be obtained.
【図１】本発明の実施例１のセラミックス繊維強化ター
ビン翼を示す斜視図である。FIG. 1 is a perspective view showing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to a first embodiment of the present invention.
【図２】本発明の実施例１のセラミックス繊維強化ター
ビン翼の、ＳｉＣウイスカーの配向方向が該鋳込み用金
型の吸水面に対して平行になるように鋳込まれた、その
表面の金属顕微鏡写真である。FIG. 2 is a metal microscope of the ceramic fiber reinforced turbine blade according to the first embodiment of the present invention, in which the orientation direction of SiC whiskers is cast parallel to the water absorption surface of the casting mold. It is a photograph.
【図３】本発明の実施例１のセラミックス繊維強化ター
ビン翼のＳｉＣウイスカーの配向方向が該鋳込み用金型
の吸水面に対して直角な方向の表面の金属顕微鏡写真で
ある。FIG. 3 is a metallurgical micrograph of the surface of the ceramic fiber reinforced turbine blade of Example 1 of the present invention in which the orientation direction of SiC whiskers is perpendicular to the water absorption surface of the casting mold.
１ 翼 ２，３ 支持部 ２ａ，３ａ 支持板 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Wing 2, 3 Support part 2a, 3a Support plate
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ０４Ｂ 35/58 ３０２Ｐ ３０２Ｒ (56)参考文献 特開 昭64−28283（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−290368（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−260869（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C04B 35/584 - 35/596 C04B 35/599 F01D 5/28 F02B 39/00 ────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI C04B 35/58 302P 302R (56) References JP-A-64-28283 (JP, A) JP-A-63-260869 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. 7 , DB name) C04B 35/584-35/596 C04B 35/599 F01D 5/28 F02B 39/00
Claims (6)
れるタービン翼であって、長手方向の一端部から他端部に向かって漸次薄厚とされ
たブレードと、該ブレードを挟んで設けられた支持部と
を備え、 前記ブレードは、 ＳｉＣウイスカーを１０〜３０重量％、 ＳｉＣ粒子を０．５〜１０重量％、 希土類元素及びＹより選択された１種以上の酸化物を含
むＺｒＯ2を１〜１０重量％、 希土類元素及びＹより選択された１種以上、Ｚｒ、Ｓ
ｉ、Ｏ及びＮを含むガラスと、希土類元素及びＹより選
択された１種以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶との複合物を
１〜１０重量％、 残部がＳｉ3Ｎ4及び不可避不純物からなり、 前記ＳｉＣウイスカーは、前記ブレードの長手方向に沿
って配向されてなることを特徴とするセラミックス繊維
強化タービン翼。1. A turbine blade used for a turbocharger of an engine, wherein the thickness is gradually reduced from one end in the longitudinal direction to the other end.
Blade, and a supporting portion provided to sandwich the blade
Wherein the blades, the SiC whiskers 10 to 30 wt%, the SiC particles 0.5 to 10 wt%, a ZrO 2 1 to 10 weight comprising one or more oxides selected from rare earth elements and Y %, At least one element selected from the group consisting of rare earth elements and Y, Zr, S
1 to 10% by weight of a composite of a glass containing i, O and N and a crystal containing one or more kinds selected from rare earth elements and Y and containing Si and O, and the balance consists of Si 3 N 4 and unavoidable impurities The SiC whiskers extend along the longitudinal direction of the blade.
A ceramic fiber reinforced turbine blade characterized by being oriented as follows.
れるタービン翼であって、長手方向の一端部から他端部に向かって漸次薄厚とされ
たブレードと、該ブレードを挟んで設けられた支持部と
を備え、 前記ブレードは、 ＳｉＣウイスカーを１０〜３０重量％、 ＳｉＣ粒子を０．５〜１０重量％、 希土類元素及びＹより選択された１種以上の酸化物を含
むＺｒＯ2を１〜１０重量％、 希土類元素及びＹより選択された１種以上、Ｚｒ、Ｓ
ｉ、Ｏ及びＮを含むガラスと、希土類元素及びＹより選
択された１種以上、Ｓｉ及びＯを含む結晶との複合物を
１〜１０重量％、残部がサイアロン及び不可避不純物か
らなり、 前記ＳｉＣウイスカーは、前記ブレードの長手方向に沿
って配向されてなることを特徴とするセラミックス繊維
強化タービン翼。2. A turbine blade used for a turbocharger of an engine, wherein the thickness of the blade is gradually reduced from one end in the longitudinal direction to the other end.
Blade, and a supporting portion provided to sandwich the blade
Wherein the blades, the SiC whiskers 10 to 30 wt%, the SiC particles 0.5 to 10 wt%, a ZrO 2 1 to 10 weight comprising one or more oxides selected from rare earth elements and Y %, At least one element selected from the group consisting of rare earth elements and Y, Zr, S
1 to 10% by weight of a composite of a glass containing i, O and N, and a crystal containing one or more kinds selected from a rare earth element and Y, and Si and O, with the balance being sialon and unavoidable impurities; Whiskers extend along the length of the blade.
A ceramic fiber reinforced turbine blade characterized by being oriented as follows.
〜５μｍ、平均長さを５〜２００μｍとし、前記ＳｉＣ
粒子の平均粒径を０．１〜５μｍとしたことを特徴とす
る請求項１または２のいずれか１項記載のセラミックス
繊維強化タービン翼。3. An SiC whisker having an average diameter of 0.3
-5 μm, the average length is 5-200 μm, and the SiC
The ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 1, wherein an average particle diameter of the particles is 0.1 to 5 μm.
漸次薄厚とされたブレードと、該ブレードを挟んで設け
られた支持部とを備えたエンジンのターボ・チャージャ
に用いられるタービン翼の製造方法であって、 少なくとも、Ｓｉ 3 Ｎ 4 、ＺｒＯ 2 、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＳｉＣウ
イスカー、ＳｉＣ粒子、希土類元素及びＹより選択され
た１種以上の酸化物を含むスラリーを作製し、 次いで、このスラリーを鋳込み用金型に鋳込み、 該スラ
リー中のＳｉＣウイスカーをその長手方向が該鋳込み用
金型の吸水面に対して平行になるように配向させた成形
体とし、次いで、該成形体を窒素雰囲気中にて焼成して
１次焼結体とし、該１次焼結体に窒素雰囲気中にて熱間
静水圧プレスを施し、前記ＳｉＣウイスカーが長手方向
に沿って配向されたブレードとすることを特徴とするセ
ラミックス繊維強化タービン翼の製造方法。4. From one end in the longitudinal direction to the other end
A blade which is gradually thinner and is provided with the blade interposed therebetween.
Turbocharger with engineered support
A method of manufacturing a turbine blade used in a method for manufacturing a turbine blade, wherein at least Si 3 N 4 , ZrO 2 , Al 2 O 3 , and SiC
Selected from Isker, SiC particles, rare earth elements and Y
Then, a slurry containing one or more kinds of oxides is prepared, and then this slurry is cast into a casting mold, and the SiC whiskers in the slurry are moved so that the longitudinal direction thereof is parallel to the water absorption surface of the casting mold. Then, the molded body is fired in a nitrogen atmosphere to form a primary sintered body, and the primary sintered body is subjected to hot isostatic pressing in a nitrogen atmosphere. , The SiC whiskers are in the longitudinal direction
A method for producing a ceramic fiber reinforced turbine blade, characterized in that the blade is oriented along the axis .
１次焼結体の焼成温度より低い温度にて熱処理を施すこ
とを特徴とする請求項４記載のセラミックス繊維強化タ
ービン翼の製造方法。5. The ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 4, wherein the secondary sintered body is subjected to a heat treatment in a nitrogen atmosphere at a temperature lower than a firing temperature of the primary sintered body. Production method.
７５重量％とすることを特徴とする請求項４記載のセラ
ミックス繊維強化タービン翼の製造方法。6. The concentration of the solid content in the slurry is 60 to 60.
The method for producing a ceramic fiber reinforced turbine blade according to claim 4, wherein the content is 75% by weight.
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP08870495A JP3148559B2 (en) | 1995-03-22 | 1995-03-22 | Ceramic fiber reinforced turbine blade and method of manufacturing the same |
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| JPH08259332A JPH08259332A (en) | 1996-10-08 |
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