JPH0770679A - 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 既存単結晶合金より優れた耐食性と、既存単
結晶合金の中で高いレベルの耐酸化性、高強度、クリー
プ破断強度を兼備する超合金、これを用いたブレードや
ノズルに使用する単結晶鋳造部品、およびこれらの部品
を用いたコンバインドサイクル発電システムを提供す
る。 【構成】 重量％で、Ｃｒ５．５〜１２％，Ａｌ４．５
〜６．５％，Ｔｉ０．１〜５％、Ｗ２〜１２％，Ｔａ
２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜３
％，Ｎｂ３％以下，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以
下および残部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴
とする高耐食高強度超合金、これを用いたブレードやノ
ズルに使用する単結晶鋳造物、およびこれらの部品を用
いたコンバインドサイクル発電システム。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温の燃焼ガス雰囲気
で高いクリープ破断強度が必要とされる航空機用または
地上発電用ガスタービン等のブレード（動翼）やノズル
（静翼）に使用される新規の超合金と、該超合金を用い
ることによってできる単結晶鋳造物、および該単結晶鋳
造物を用いることによってできるガスタービン用単結晶
部品、および該単結晶部品を用いることによってできる
高効率ガスタービンに関するもので、とりわけ地上発電
用で高い耐食性が要求されるものに関する。さらに該高
効率ガスタービンを用いてできる高効率コンバインドサ
イクル発電システムに関する。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンエンジンの高出力・高効率
化にともなう燃焼温度の上昇に対し、もっとも厳しい使
用環境に曝されるタービンブレードは、多結晶の普通鋳
造合金から、応力負荷方向に結晶粒界をもたない一方向
柱状晶凝固合金に、さらに結晶粒界を全くもたない単結
晶合金へと変遷を遂げてきた。このような発展の歴史は
主に航空機用ガスタービンを中心としたもので、連続運
転時間が比較的短く高いクリープ破断強度と高い低サイ
クル疲労強度が重視されてきた。

【０００３】Ａｌｌｏｙ４４４（米国特許第４，１１
６，７２３号、特公昭５９−３４７７６号）、ＰＷＡ１
４８４（米国特許第４，７１９，０８０号、特開昭６１
−２８４５４５号、"Second-generation Nickel-base
Single Crystal Superalloy";A.D.Cetel and D.N.Duhl;
Superalloys 1988,The Metall. Soc.,(1988),pp235-24
4）、ＣＭＳＸ−４（米国特許第４，６４３，７８２
号、特開昭６０−２１１０３１号,"Process and Allo
y Optimization forCMSX-4 Superalloy Single Cristal
Airfoils";D.J.Fraisier,J.R.Whetstone, K.Harris,
G.L.Erickson,R.E.Schwer;High Temp. Mater. Power
Eng. 1990 Part2,(1990),pp1281-1300）、ＳＣ−８３Ｋ
（米国特許第４，９７６，７９１号、特開平２−１３８
４３１号,"Ｎｉ基単結晶超耐熱合金の開発";大野丈博、
渡辺力蔵;鉄と鋼,vol.77,(1991),pp832-839）やTUT31D
とTUT95("Realstic Advancement for Nickel-based Sin
gle Crystal Superalloys by the d-electrons Concep
t";K.Matsugi,Y.Murata,M.Morinagaand N.Yukawa;Super
alloys 1992,The Minerals,Metals and Materials So
c.,(1992),pp307-316などはいずれも航空機用ガスター
ビンのブレードを目的に開発されたもので、必ずしも十
分な耐食性をもっているとは言いがたい。

【０００４】現状、ガスタービンのブレードあるいはノ
ズルの部品は、表面に高耐食性合金さらにはセラミック
スを溶射することで、厳しい腐食環境から保護されてい
る。しかし、表面のコーティングは剥離の問題があり、
剥離した部分での腐食の進行速度は極力遅いことが望ま
しい。航空機用のガスタービンでは、連続運転時間が短
く、点検のサイクルが短いので、単結晶超合金の耐食性
が不十分でもなんとか使用は可能である。しかし、メン
テナンス作業を減らすことは信頼性の向上につながるの
で、超合金の耐食性を改善することが望まれている。

【０００５】一方、地上発電用のガスタービンのブレー
ドの使用温度は、従来、航空機用ほど高くなく普通鋳造
合金が主に使用されてきた。しかし、近年の地球的規模
の環境汚染問題から、地上発電用ガスタービンの高効率
化が急務となり、地上用といえどもガスタービンの燃焼
温度は高くなり、ブレード用合金も普通鋳造合金から、
単結晶合金への移行が必要となってきた。地上用は航空
機用に比べて、連続運転時間が格段に長いために、点検
の間隔が長く、コーティングが剥離した場合の腐食の進
行速度が特に重要となる。従って、燃焼ガス雰囲気下で
の耐食・耐酸化性は航空機用よりも優れる必要性がある
が、このような高耐食性を目的とした単結晶合金は未だ
実用化されていないのが現状である。

【０００６】さらに、ガスタービンの効率化の最大のネ
ックは、第１段ブレードとノズルの耐用温度であり、上
記の問題を解決する高耐食高強度超合金とこの超合金を
用いた単結晶鋳造物が製造できればそのことにより、ガ
スタービンの燃焼温度が高まり、ガスタービンの高効率
化が可能となる。さらに、この高効率ガスタービンが製
造できれば、このガスタービンの排ガスのエネルギーに
よって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気によ
って駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービンおよ
び蒸気タービンによって駆動される発電機とを備えた複
合プラントにおいてプラント全体の熱効率が５０％以上
の従来技術では到達出来なかった高効率のコンバインド
サイクル発電システムを得ることができる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】地上発電用ガスタービ
ンの燃焼ガスに含まれる腐食生成物としては、主にＮａ
ＣｌとＮａ₂ＳＯ₄が知られている。一般に耐食性の評価
はこれらの混合塩を含むバーナーリグ試験、塗布加熱試
験、溶融塩の全浸漬試験等で評価される。地上発電用に
単結晶合金を使用する場合、従来、多結晶合金として広
く使用されてきたＲｅｎｅ８０(60Ni-14Cr-9.5Co-4Mo-4
W-3Al-5Ti-0.17C-0.015B-0.03Zr)と同等、あるいはそれ
に近い耐食性をもつことが必要条件となる。さらにＲｅ
ｎｅ８０より高温での使用を考えた場合、Ｒｅｎｅ８０
よりも、より優れた耐酸化性をもつことも必要である。

【０００８】本発明者らは、耐食性を評価する手段とし
て後に述べる実施例に示す溶融塩の塗布加熱試験によ
り、各種既存単結晶合金の耐食性をＲｅｎｅ８０と比較
調査した。上述の単結晶合金（Ａｌｌｏｙ４４４は本発
明の目標レベルの強度に対して低過ぎるので、評価を行
なっていない）のうち、ＳＣ−８３ＫやＴＵＴ−３１Ｄ
およびＴＵＴ−９５は、現在世界でもっとも高いクリー
プ破断強度を有する合金として知られているが、本実験
による評価では、その耐食性はＲｅｎｅ８０と比べはる
かに劣っており、耐食性の点では地上用ガスタービンブ
レード用として十分な耐食性をもたないことがわかっ
た。一方、ＰＷＡ１４８４やＣＭＳＸ−４は、熱効率５
０％を超える高効率のコンバインドサイクル発電システ
ムを提供するには、耐食性のみならず、強度の点でも不
足であった。

【０００９】本発明の目的は、高温の燃焼ガス雰囲気で
高いクリープ破断強度が必要とされる航空機用または地
上発電用ガスタービン等のブレード（動翼）やノズル
（静翼）にする従来の普通鋳造合金並みの高い耐食・耐
酸化性と従来の単結晶合金と同等のクリープ破断強度を
併せもつ単結晶部品に適した高耐食高強度の超合金と、
それからなるマスターインゴットおよびその合金を用い
ることによってできる単結晶鋳造物、さらにこの単結晶
鋳造物を用いることによってできるガスタービンブレー
ドおよびガスタービンノズル、さらにこれらのガスター
ビンブレードおよびガスタービンノズルを用いることに
よってできる高効率のガスタービンおよびこのガスター
ビンを用いてできる熱効率５０％を超える高効率のコン
バインドサイクル発電システムを提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、高耐食高
強度単結晶合金開発の予備検討として、耐食性向上にお
よぼす各種添加元素の影響を検討した。この結果、従
来、地上発電用ガスタービンの腐食は硫化のみが問題視
されてきたが、併せて耐酸化性も重要となるより高い温
度域では、高温強度向上に最も有効な元素の一つである
Ｔｉの過度の添加は禁物であることがわかった。これ
は、Ｔｉの添加量が多すぎると、Ｃｒ₂Ｏ₃と共存するこ
とで酸化と硫化が重畳する環境で有効に働く、Ａｌ₂Ｏ₃
保護被膜の均一な層状の生成を阻害するためである。本
発明の特徴は、優れた耐食性と高いクリープ破断強度を
両立させるためのＴｉの最適な添加量を見出したことで
あり、Ｒｅおよび好適な量のＴｉの複合添加により、優
れた耐食性と高温強度が得られることがわかった。

【００１１】さらに本願発明の他の特徴とするところ
は、Ｃｏの最適な添加量を見い出したことである。従来
の合金では、Ｃｏは不純物程度としか見なされていなか
ったか、逆に強度向上の目的で５〜１０％程度添加され
ていた。この過度のＣｏは、耐酸化性や耐食性および強
度面でも本発明合金に対しては、不適当に多い量である
ことを明らかにした。この注意深く制御された量のＣｏ
はＨｆの少量添加と合わせ本発明合金の耐酸化性、耐食
性および高温強度の向上に対し、いずれにも著しい効果
を及ぼした。

【００１２】従来合金のうち、米国特許第４，７１９，
０８０号（特開昭６１−２８４５４５号）は、ＰＷＡ１
４８４を含む組成の合金であるが、この合金について
は、Ｔｉは広い組成範囲に含まれるのみで、好適な範囲
からは外れている。さらに、この米国特許の発明は以下
に示す式（１）のＰ値において広い組成範囲で３３６０
〜４８５０であること、より好ましくは３８００〜４４
００であることがうたわれている（式（１）中の値はす
べて重量％の値）。 Ｐ＝-200Cr+80Mo-20Mo²-250Ti²-50(TixTa)+15Nb+200W-14W²+30Ta-1.5Ta²+2.5C o+1200Al-100Al²+100Re+1000Hf-2000Hf²+700Hf³-2000V-500C-15000B-500Zr …（１）

【００１３】Ｐ値は個々の合金元素の強度に及ぼす寄与
率を表しているものと考えられる。参考のために実施例
に示す本発明合金についてもＰ値を計算したが、いずれ
も３３６０を下回っているにもかかわらず十分な高温強
度が得られている。本発明合金のＰ値が３３６０を下回
る主な原因は相対的に高いＴｉ量とＣｒ量および相対的
に低いＴａ量からきており、本発明合金については、Ｐ
値に左右されることなく、好適な量のＴｉの添加により
十分に高い高温強度が得られ、式（１）は高温強度を導
くのに、全く適当ではない。よって、この発明は本発明
合金とは、異質の発明であると言える。

【００１４】本発明の高耐食高強度超合金は、一方向凝
固鋳造法により単結晶化できる。この単結晶超合金を用
いて出来るガスタービンのブレードやノズル等の単結晶
部品は高い耐食性と高温強度を有するため、これらの部
品の性能によって燃焼効率を律速されている現状のガス
タービンは本発明の単結晶超合金のブレードやノズルを
用いることで、従来にない高効率のガスタービンの製造
が可能となる。さらにこの高効率のガスタービンの製造
によって、蒸気タービンとのサイクル発電で、５０％以
上の高効率のコンバインドサイクル発電システムが得ら
れる。

【００１５】上述した詳細な検討の結果得られた本発明
のうちの第１発明は、重量％で、Ｃｒ５．５〜１２％，
Ａｌ４．５〜６．５％，Ｔｉ０．１〜５％，Ｗ２〜１２
％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％以下，Ｃｏ０．
１〜３％，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下および
残部不可避の不純物とＮｉからなることを特徴とする高
耐食高強度超合金である。なかでも、より高耐食、高強
度となるのは、重量％で、Ｃｒ７．３〜１２％，Ａｌ
４．５〜６．５％，Ｔｉ０．３５％以上１％未満，Ｗ２
〜１２％，Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ３％以下，Ｃｏ
０．１〜３％，Ｒｅ０．１〜３．２％，Ｈｆ０．１３％
以下および残部不可避の不純物とＮｉからなる高耐食高
強度超合金である。さらにこれらの合金の耐食性をより
改善する手段として３％以下のＮｂを添加できる。そし
て、より好適には、重量％で、Ｔｉが０．７％を超え１
％未満である上記高耐食高強度超合金であり、さらに好
適なのは重量％でＴｉが０．７％を超え０．９％以下で
ある上記高耐食高強度超合金である。

【００１６】そして、最も高耐食、高強度となるのは、
重量％で、Ｃｒ７．３〜９％，Ａｌ４．５〜５．５％，
Ｔｉ０．７％を超え０．９％以下，Ｗ５．５〜７．５
％，Ｔａ６．５〜９％，Ｍｏ０．５〜２％以下，Ｃｏ
０．５〜１．５％，Ｎｂ１〜２％，Ｒｅ１〜２％，Ｈｆ
０．１〜０．１３％および残部不可避の不純物とＮｉか
らなる高耐食高強度超合金である。なお、高温強度と耐
食性のみを重視し、耐酸化性を重視しない場合は、Ｃｏ
およびＨｆは故意に添加しなくてもよい。

【００１７】本発明のうちの第２発明は、上述の合金か
らなる棒状マスターインゴットである。本発明のうちの
第３発明は、上述の合金を一方向凝固させてできる、実
質的に結晶粒界を有しない高耐食高強度単結晶鋳造物で
ある。さらにこの高耐食高強度単結晶鋳造物は、固溶化
処理後に存在する未固溶の共晶γ’相の体積率が５％以
下、固溶化＋時効後のγ’相の体積率が５０〜７０％、
および固溶化＋時効処理後に析出するγ’相は一辺の長
さが１μｍ以下の立方体または直方体形状に調整される
ことで、優れた高温強度と耐食性がえられる。また、こ
の高耐食高強度単結晶鋳造物の一部は、１０４０℃、１
４ｋｇｆ／ｍｍ²でのクリープ破断時間が１０００時間
以上、および７５重量％Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣ
ｌ混合塩塗布加熱試験における、９００℃，２０時間×
５サイクル後の最大侵食深さが０．５ｍｍ以下の特性を
得ることができる。

【００１８】本発明のうちの第４発明は、第３発明の高
耐食高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とするガス
タービンブレードである。前記ガスタービンブレードを
発電用として用いる場合、高温ガスの衝突する翼部、高
温ガスをシールするプラットフォーム部とシールフィ
ン、前記両部を支持するシャンク部およびディスクに植
設する役目をもつダブテール部とを有する構造が、熱効
率向上に有効である。

【００１９】さらに、これらのガスタービンブレードを
出力約２．５万ＫＷ以上の発電用として用いる場合、長
手方向の全長は１５０mm以上である必要がある。本発明
に係るガスタービンブレードは、ディスクへの固定部と
なるダブテール部と、このダブテール部に連なり、その
側面に一体に突設された単数または複数のシールフィン
を備えたシャンク部と、このシャンク部に連なる翼部と
を備え、重量％で、Ｃｒ５．５〜１２％，Ａｌ４．５〜
６．５％，Ｔｉ０．１〜５％，Ｗ２〜１２％、Ｔａ２．
５〜１０％、Ｍｏ５．８％以下、Ｒｅ０．１〜４％、お
よび残部不可避の不純物とＮｉであるＮｉ基合金また
は、さらにＮｂ３％以下、Ｃｏ０．１〜３％またはＨｆ
０．３％以下の１種または２種以上を含むＮｉ基合金か
らなり、前記翼部、シャンク部およびダブテール部に相
当するメーン鋳型に対して前記シールフィンに連通した
バイパス鋳型を有し、前記メーン鋳型とバイパス鋳型内
のＮｉ基合金の溶湯を同速度で一方向に漸次凝固させ単
結晶組織に鋳造する工程を含む製造法によって得ること
ができる。

【００２０】本発明のうちの第５発明は、上述の高耐食
高強度単結晶鋳造物からなることを特徴とするガスター
ビンノズルである。前記ガスタービンノズルを出力約
２．５万ＫＷ以上の発電用として用いる場合、１個の翼
部と該翼部両端に形成されたサイドウォールとを有し、
前記翼部は両端のサイドウォール間が７０mm以上、燃焼
ガス入口側から出口側までの長さが１００mm以上となる
構造が熱効率向上に有効である。

【００２１】本発明に係るガスタービンノズルは、翼部
と、該翼部両端に設けられたサイドウォールとを備え、
重量％で、Ｃｒ５．５〜１２％、Ａｌ４．５〜６．５
％，Ｔｉ０．１〜５％，Ｗ２〜１２％、Ｔａ２．５〜１
０％、Ｍｏ５．８％以下、Ｒｅ０．１〜４％、および残
部不可避の不純物とＮｉであるＮｉ基合金または、さら
にＮｂ３％以下、Ｃｏ０．１〜３％またはＨｆ０．３％
以下の１種または２種以上を含むＮｉ基合金からなり、
前記翼部に相当するメーン鋳型に対して前記サイドウォ
ールに連通したバイパス鋳型を有し、前記メーン鋳型と
バイパス鋳型内のＮｉ基合金の溶湯を同速度で一方向に
漸次凝固させ、単結晶組織に鋳造する工程を含む製造法
によって得ることができる。本発明のうちの第６発明
は、コンプレッサにより圧縮された空気を燃焼させ、そ
の高温ガスをガスタービンノズルを通し、複数のディス
クに各々植設された本発明第４のガスタービンブレード
に衝突させて該ブレードを回転させるガスタービンであ
る。

【００２２】本発明のうちの第７発明は、コンプレッサ
により圧縮された空気を燃焼させ、その高温ガスを本発
明第５のガスタービンノズルを通し、複数のディスクに
各々植設されたガスタービンブレードに衝突させて該ブ
レードを回転させるガスタービンである。本発明のうち
の第８発明は、コンプレッサにより圧縮された空気を燃
焼させ、その高温ガスを本発明第５のガスタービンノズ
ルを通し、複数のディスクに各々植設された本発明の第
４のガスタービンブレードに衝突させて該ブレードを回
転させるガスタービンである。

【００２３】本発明のうちの第９発明は、高速で流れる
高温ガスによって駆動されるガスタービンと、該ガスタ
ービンの排ガスのエネルギーによって水蒸気を得る排熱
回収ボイラと、前記水蒸気によって駆動される蒸気ター
ビンと、前記ガスタービンおよび蒸気タービンによって
駆動される発電機とを備えた複合発電プラントにおい
て、前記ガスタービンに本発明第６〜第８のいずれかの
ガスタービンを用いることにより、プラント全体の熱効
率が５０％以上となることを特徴とするコンバインドサ
イクル発電システムである。

【００２４】特に本発明は高速で流れる燃焼ガスによっ
て駆動するガスタービンと、該ガスタービンの燃焼排ガ
スによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸気
によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービン
および蒸気タービンによって駆動される発電機とを備え
た複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンはブレ
ードを３段以上有し、前記燃焼ガスの初段ブレード入口
温度が１３００℃以上で、タービン出口の燃焼排ガス温
度が５６０℃以上であり、前記廃熱回収ボイラによって
５３０℃以上の水蒸気を得、前記蒸気タービンは高低圧
一体型であり、該蒸気タービンブレードの初段への前記
蒸気温度が５３０℃以上であり、前記ガスタービンの発
電容量が、５万ｋＷ以上および蒸気タービンの発電容量
が３万ｋＷ以上であり、総合熱効率が５０％以上である
ことを特徴とし、初段ブレードおよび初段ノズルに前述
の単結晶合金が用いられるものである。

【００２５】

【作用】以下、本発明合金の成分限定理由について述べ
る。Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性を向上させる作用を
もつため、最低５．５％を必要とするが、過度の添加は
σ相などの有害析出相を生じ、クリープ破断強度と延性
を低下させるため、５．５〜１２％に限定する。好適に
は７．３〜１２％が望ましい。最も好適な範囲は７．３
〜９％である。

【００２６】ＡｌはＮｉ基超耐熱合金の高温酸化特性の
改善に最も寄与するＡｌ₂Ｏ₃の皮膜を形成するために重
要な元素であり、この点に関しては、Ａｌ量は多い方が
望ましい。また、同時にＡｌはＮｉ基超耐熱合金を析出
強化する金属間化合物であるγ’相を形成する主要強化
元素でもある。γ’相は基本組成はＮｉ₃Ａｌで表され
るが、Ａｌ以外のＴｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどの元
素を固溶することによりさらに強化される。これらの元
素の作用は以下に詳しく述べる。単結晶合金は通常体積
率で５０％以上もの多量のγ’相を含むが、凝固終了時
には最終凝固部に、共晶γ’相と呼ばれる粗大γ’相が
存在するので、これを母相（γ相）中へ一旦固溶させる
ために高温で固溶化処理を行なう。固溶化処理で固溶し
たγ’相は、冷却中およびその後の時効処理により、均
一微細に析出することにより、合金を強化する。

【００２７】そのために、Ａｌは最低４．５％を必要と
するが、６．５％を超える過度の添加はγ’相が多過ぎ
て、共晶γ’相を固溶化処理で完全に固溶することが出
来ないので、強度が逆に低下するようになる。また、Ａ
ｌ量が上記のＴａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどのγ’相の固溶
強化元素に対して相対的に高くなることは、十分にγ’
相が固溶強化されていないことも意味する。よって、本
発明において、Ａｌは４．５〜６．５％の範囲に限定す
る。最も好適な範囲は４．５〜５．５％である。

【００２８】Ｔｉは、優れた耐食性と高いクリープ破断
強度を両立させるために、その添加量を非常に注意深く
制御する必要のある元素である。耐食性と高温強度を両
立させるための最適なＴｉの添加量を見出したことは、
本発明の最も特徴とするところのひとつである。

【００２９】Ｔｉは主にγ’相に固溶し、γ’相の固溶
強化固溶強化に寄与すると同時にγ’相を安定化する。
また耐食性の面でも、鋳造物を実際の腐食環境で使用し
た場合、Ｔｉは鋳造物の表面近傍で硫化物を作り、Ｓの
内部への侵入を防ぎ耐硫化性を向上させる。これらの効
果を得るためにＴｉは最低０．１％の添加を必要とす
る。一方、５％を超える過度のＴｉの添加は共晶γ’相
の増加につながり、さらには合金の初期溶融温度を著し
く低下させる。このため、初期溶融温度とγ’相の完全
固溶温度の差、すなわち熱処理ウィンドウを狭めて、固
溶化処理によるγ’相の固溶が不十分となり、かえって
強度が低下する。また同時に過度の添加はＡｌ₂Ｏ₃保護
被膜の均一な層状の生成を阻害し、耐酸化性を低下させ
る。このため、本発明において、Ｔｉは０．１〜５％の
範囲に限定する。好適な範囲は０．３５％以上１％未満
であり、さらに好適には０．７％を超え１％未満であ
る。また、優れた耐食性と高いクリープ破断強度を両立
させるために、最も好適な範囲は０．７％を超え０．９
％以下である。

【００３０】Ｗはγ相およびγ’相に固溶して両相を強
化する元素であり最低２％を必要とする。しかしなが
ら、過度の添加はα−Ｗ相やＲｅ−Ｗ相を析出して強度
を低下させ、さらに高温の耐食性の低下や比重の増大を
招く。従って、Ｗは２〜１２％の範囲に限定する。最も
好適な範囲は５．５〜７．５％の範囲である。ＭｏもＷ
と同様、γ相およびγ’相に固溶して両相を強化する元
素であり必須の添加元素である。しかしながら、過度の
添加はα−Ｍｏ相やＲｅ−Ｍｏ相を析出して強度を低下
させ、さらに高温の耐食性も低下させる。従って、Ｍｏ
は５．８％以下の範囲に限定する。ただし、耐酸化性、
耐食性の観点からは低い方が望ましく、Ｍoは好適には
３％以下である。最も好適な範囲は０．５〜２％であ
る。

【００３１】Ｃｏは本発明合金において、重要な役割を
果たす元素であり、本発明合金への添加に対し、耐食
性、耐酸化性をあきらかに向上させる最適な添加量が存
在する。強度面では、Ｃｏの添加は合金の積層欠陥エネ
ルギーを低下させて、比較的低温域のクリープ強度を向
上させる作用と、高温域では逆にγ’相の固溶度を増加
させて、析出強化を弱め、高温域でのクリープ強度を不
十分にする作用をもつ。両者の相反する作用のために、
Ｃｏには強度面でも最適な添加量が存在する。このよう
な効果のために、Ｃｏは最低０．１％の添加を必要とす
る。しかし、３％を超える添加は、耐酸化性や耐食性に
対してもはや有効でなくなり、高温強度も低下するよう
になる。また、ＴＣＰ相(topologically close-packed
phase)と呼ばれる有害相の生成を生じやすくなるのでＣ
ｏは０．１〜３．０％に限定する。

【００３２】ＴｉやＲｅを含有する単結晶合金におい
て、このような限定された量のＣｏを含有することも本
発明の特徴の一つであり、最も好適な範囲は０．５〜
１．５％である。Ｔａは主にγ’相を固溶強化する。し
たがって、最低２．５％を必要とするが、１０％を超え
る過度の添加は、共晶γ’相の固溶温度の上昇やＲｅ−
Ｔａ相の析出を招き、高温強度を逆に低下させる。した
がって、Ｔａは２．５〜１０％の範囲に限定する。最も
好適な範囲は６．５〜９％である。

【００３３】ＮｂはＴａと同族の元素であり、耐食性の
点では、ＮｂはＴａよりも優れた作用をもつために本発
明合金に添加することができる。しかし、高温クリープ
破断強度の向上には、γ’固溶強化元素として、むしろ
Ｔａの方がＮｂよりも優れるので、Ｎｂは３％以下に限
定する。最も好適な範囲は１〜２％である。

【００３４】Ｒｅは、γ相に固溶して基地を強化すると
ともに、合金の耐食性を高める効果をもつ。しかし、そ
の効果は好適な量のＴｉと共存することではじめて、発
電用ガスタービンなどの高温長時間の使用に耐えうるレ
ベルとなり、そのために、必要なＲｅは最低０．１％で
ある。一方、Ｒｅは非常に高価な元素であり、４％を超
える過度の添加は、いたずらに合金の価格を高めるばか
りで、Ｒｅ−Ｗ，Ｒｅ−Ｍｏ，Ｒｅ−Ｔａなどの有害相
の析出も招くため、Ｒｅは０．１〜４．０％の範囲とす
る。より望ましくは０．１〜３．２％であり、最も好適
な範囲は１〜２％である。Ｈｆは合金の耐酸化性および
高温強度を改善するための重要な元素であり、必須の添
加元素である。その効果はごく微量の添加量から現れ
る。しかし、Ｈｆの過度の添加は合金の融点を下げるた
めに固溶化処理温度を低下させ、共晶γ’相を十分に固
溶できなくなるため、できるだけ添加量は少ない方がよ
い。したがって、Ｈｆは０．３％以下の添加とするが、
より、好適な範囲は０．１３％以下であり、最も好適な
範囲は０．０１〜０．１３％である。

【００３５】尚、上記以外の元素のうち、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｚｒ，Ｙ，ＲＥＭ，Ｃｕは下記に示す
範囲内ならば、特性上特に問題とはならないが、極力低
い方が望ましい。 Ｃ ≦０．０１５％ Ｓｉ≦０．０５％ Ｍｎ
≦０．５％ Ｐ ≦０．００５％ Ｓ ≦０．００３％ Ｂ
≦０．００３％ Ｚｒ≦０．０２％ Ｙ ≦０．２％ REM
≦０．２％ Ｃｕ≦０．１％

【００３６】上記の合金組成群は、以下に述べる手法
で、マスターインゴット化され、さらに単結晶鋳造物と
なる。ここで、母相のγ相（オーステナイト相）とγ’
相とは異なった相ではあるが、結晶方位の等しい整合な
相であるので、通常単結晶と呼ばれる。まず、上述の合
金組成のマスターインゴットは事前に個々の合金元素、
または以下に述べる単結晶鋳造物のスクラップを精錬し
再利用可能なレベルまで、不純物レベルをさげたリター
ン材を用いて、真空溶解でマスターインゴットとしたの
ちに、真空中で再溶解後、一方向凝固させて単結晶鋳造
物を得ることができる。このとき、マスターインゴット
はできるだけ、純度の高いものが、単結晶鋳造物の製造
に適する。

【００３７】この単結晶鋳造物は、固溶化処理、時効処
理および表面のコーティング処理等の熱処理を受けるこ
とで、工業的に使用可能となる。この単結晶鋳造物は、
以下に示す組織を有するように、熱処理と合金組成を調
整することが好ましい。まず第１に、凝固時に生成する
共晶γ’相が固溶化処理で十分に固溶できないと、この
未固溶共晶γ’相の部分がクリープ破壊の起点となる。
したがって、固溶化処理後に存在する未固溶の共晶γ’
相の体積率は５％以下が望ましい。第２に、固溶化＋時
効処理後に存在するγ’相の量も鋳造物の強度と延性に
大きく影響する。このγ’相の体積率が５０％を下回る
と十分な高温強度が得られず、逆に７０％を超えると固
溶化処理で未固溶の共晶γ’相が過度に残存するように
なる。従って、固溶化＋時効処理後のγ’相の体積率は
５０〜７０％に限定する。より、好適なγ’相の体積率
は５５〜６５％である。

【００３８】第３に、この時効処理時に析出するγ’相
は、基地であるオーステナイト相と十分に整合な格子定
数をもち、規則正しい立方体あるいは直方体形状の微細
析出をすることが望ましい。オーステナイト相とγ’相
が十分に整合でないと、一辺の長さが１μｍを超えた
り、立方体または直方体の角がくずれたり、球状の析出
をするようになり、その結果として、十分な高温強度が
得られなくなる。したがって、時効処理時に析出する
γ’相は、一辺の長さが１μｍ以下で、立方体または直
方体形状を有することが必要である。より、望ましい
γ’相の一辺の長さは０．０２〜０．７μｍである。ま
た、この単結晶鋳造物は、特性として、１０４０℃、１
４ｋｇｆ／ｍｍ²でのクリープ破断時間が１０００時間
以上、および７５重量％Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣ
ｌ中混合塩塗布加熱試験における、９００℃、２０時間
×５サイクル後の最大侵食深さが０．５ｍｍ以下である
ことが望ましい。

【００３９】上述の新規な材料を一方向凝固させた高耐
食高強度単結晶鋳造物は、高いクリープ破断強度と優れ
た耐食性および耐酸化性の要求される、過酷な環境下で
用いられる物品に好適である。上述の高耐食高強度単結
晶鋳造物からなるガスタービンブレードおよびガスター
ビンノズルは、高いクリープ破断強度と優れた耐食性お
よび耐酸化性を有しているため、ガスタービンの燃焼ガ
ス温度を現在以上に高くすることが可能となり、結果と
してガスタービンの熱効率が大幅に向上する。上述のガ
スタービンを用いたコンバインドサイクル発電システム
は、ガスタービンの燃焼ガス温度が従来のものより高温
であるため、システム全体としての熱効率が５０％以上
となる。

【００４０】

【実施例】 （実施例１）表１に本発明合金および比較合金の特性を
比較するために用いた試料の化学組成および米国特許第
４，７１９，０８０号に記載される合金とは合金組成お
よびその効果が全く異なるものであることを示すため
に、式１のＰ値を示す。本発明合金Ｎｏ．１〜１０およ
び比較合金 Ｎｏ．２１〜２８については、いずれも真
空誘導溶解により５ｋｇのマスターインゴットを作成し
た。従来合金については、いずれも公表されている組成
と同一の組成を狙って溶解した。比較合金のうち、Ｎ
ｏ．２３はＳＣ−８３Ｋ、Ｎｏ．２４はＰＷＡ１４８
４、Ｎｏ．２５はＣＭＳＸ−４、Ｎｏ．２６はＴＵＴ−
３１Ｄ、Ｎｏ．２７はＴＵＴ−９５、Ｎｏ．２８はＲｅ
ｎｅ８０を示す。

【００４１】

【表１】

【００４２】表２に各合金の特性試験結果を示す。左か
ら、１０４０℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ ²の条件でのクリー
プ破断時間とその時の伸び、７５ｗｔ％Ｎａ₂ＳＯ₄−２
５ｗｔ％ＮａＣｌ混合塩塗布試験での、９００℃、２０
時間×５サイクル後の最大侵食深さ。るつぼ中で１１０
０℃で１６時間加熱後、空冷の熱サイクルを１０回繰り
返した後の酸化減量値。そして、９００℃の実機模擬燃
焼ガスに７時間×７サイクル曝した際の、脱スケール後
の腐食減量の順である。ここで、最大侵食深さは、試験
前の試験片の厚みから試験後のスケール部を除いた最小
の厚みを減じたものの１／２とした。

【００４３】

【表２】

【００４４】表２に示す各種試験は、多結晶合金のＲｅ
ｎｅ８０を除き、前記のマスターインゴットを再溶解
し、引下げ式一方向凝固炉で単結晶化した後、以下に示
す熱処理を施したものを用いた。クリープ破断試験は、
平行部直径６．３５mm、評点間距離２５．４mmの試験片
を用いて、ＡＳＴＭ法に基づき上記の条件で試験を実施
した。混合塩塗布加熱試験は直径１２ｍｍ、高さ２ｍｍ
の円盤状試験片を用い、るつぼ耐酸化性試験には直径７
ｍｍ、高さ４ｍｍの円盤状試験片を用い、各々上記の条
件で試験した。実機模擬燃焼試験は直径９mm、長さ５０
mmの丸棒試験片を用い、上記条件で実施した。

【００４５】熱処理条件は本発明合金および比較合金２
１，２６および２７については、１２５０〜１３５０℃
の範囲で４時間加熱後空冷した組織を事前に検討し、い
ずれの合金も基本的にγ’相が完全に固溶する温度を固
溶化処理温度に選び、その温度で４時間保持後空冷の固
溶化処理を実施した。固溶化処理後の時効条件について
は、１０８０℃で４時間加熱後空冷とそれに続く８７０
℃で２０時間加熱後空冷の２段時効処理を行なった。他
の比較合金に関しては、Ｎｏ．２３（ＳＣ−８３Ｋ）は
１３２０℃で４時間加熱後空冷、１０８０℃で５時間加
熱後空冷および８７０℃で２０ｈ加熱後空冷の熱処理を
行なった。Ｎｏ．２４（ＰＷＡ１４８４）は１３１６℃
で４時間加熱後空冷した後、１０８０℃で４時間加熱後
空冷、さらに８７０℃で２０時間加熱後空冷の熱処理を
行なった。

【００４６】Ｎｏ．２５（ＣＭＳＸ−４）は、Cannon-M
uskegon社の推奨 熱処理条件(出典；“最新ニッケル基
超合金の単結晶化とその高温強度特性”，太田芳雄
他；鉄と鋼，vol.76,(1990),pp940-947)に合わせ、１２
７２℃で２時間保持後昇温、１２８８℃で２時間保持後
昇温、１２９６℃で３時間保持後昇温、１３０４℃で３
時間保持後昇温、１３１３℃で３時間保持後昇温、さら
に１３１６℃で２時間保持後空冷の６段の連続固溶化処
理を実施後、１０８０℃で４時間保持後空冷と８７１℃
で２０時間保持後空冷の時効処理を実施した。比較合金
中、多結晶状態で使用される比較合金Ｎｏ．２８（Ｒｅ
ｎｅ８０）は、マスターインゴットを再溶解したものに
１２２０℃で２時間加熱後空冷、１０９６℃で４時間加
熱後空冷、１０５０℃で１６時間加熱後空冷、さらに８
４５℃で１６時間加熱後空冷の熱処理を施した。

【００４７】表１より、本発明合金の前記（１）式で計
算されるＰ値はいずれも、米国特許第４，７１９，０８
０号で規定されている３３６０を下回っており、本発明
とは、異なる発明であることが明らかであり、表２よ
り、本発明合金Ｎｏ．１〜１０はいずれも良好なクリー
プ破断寿命、クリープ破断伸び、耐食性および耐酸化性
を有していることがわかる。とくに耐食性については、
塗布加熱試験ではＮｏ．２８（Ｒｅｎｅ８０）よりは多
少劣っているものの、他の単結晶合金よりもあきらかに
良好であり、実機模擬燃焼腐食減量では、Ｎｏ．２８よ
りもあきらかに良好な耐食性を有している。耐酸化性に
ついてもＮｏ．２８（Ｒｅｎｅ８０）より、格段に優れ
ている。また、クリープ破断寿命についてみても、本発
明合金は耐食性の劣る比較合金Ｎｏ．２３（ＳＣ−８３
Ｋ）よりは短いものの、最短のものでも他の比較合金と
同等の寿命であり、この強度は単結晶合金として、申し
分のないレベルである。

【００４８】一方、比較合金については、個々の特性は
本発明合金に匹敵する特性を持つものもあるが、すべて
の特性が、本発明合金のようにバランスよく良好とはな
らない。これらから、本発明の成分範囲内の合金が如何
に優れた特性をバランスよく示すかがあきらかである。

【００４９】比較合金のうち、Ｎｏ．２１はＴｉ，Ｃｏ
およびＨｆを含まないために本発明合金に比べて強度、
耐食性がともに劣っている。また、Ｎｏ．２３（ＳＣ−
８３Ｋ）はクリープ破断強度に優れており、少量のＣｏ
とＨｆを含むために耐酸化性も良いが、ＲｅとＴｉを含
まないために耐食性が悪い。Ｎｏ．２４（ＰＷＡ１４８
４）はＲｅを含むがＴｉを含まず、かつＣｒおよびＣｏ
量が本発明の成分範囲から外れるため、耐食性が本発明
合金に比べて劣っており、クリープ破断寿命も短い。Ｎ
ｏ．２５（ＣＭＳＸ−４）は、Ｎｏ．２４と同様Ｃｏ量
が多いため、クリープ破断寿命が短い。Ｎｏ．２６，２
７は良好なクリープ破断特性を示すが、ＣｏとＨｆの複
合添加がないため、耐酸化性および模擬燃焼試験の耐食
性が本発明合金より劣っている。多結晶材であるＮｏ．
２８（Ｒｅｎｅ８０）は確かに混合塩塗布加熱法での耐
食性は良好であるが、実機模擬燃焼ガス下での耐食性は
本発明合金より著しく劣り、一方、クリープ破断強度は
極めて低く、耐酸化性も悪い。なお、本発明合金におい
ては、Ｐ値が２３５０から３２８０の範囲でクリープ破
断時間が１０００時間以上で、かつ、塗布加熱試験にお
ける最大侵食深さが０．５ｍｍ以下の高耐食高強度合金
が得られた。

【００５０】（実施例２）実施例１中の本発明合金Ｎ
ｏ．１を用い、図１に示すガスタービンブレードおよび
図２に示すガスタービンノズルを製造した。図３にガス
タービンブレード用、図４にガスタービンノズル用の中
子の正面図を示す。近年のガスタービンは燃焼ガスの高
温化に伴い、金属表面および内部の温度を低下させるた
めに、ブレードおよびノズルの内部に複雑な形状の冷却
孔を設けることが一般的である。このような中空構造の
ブレードおよびノズルを製造するために、図３および図
４の形状のシリカを主成分とする耐火物で形成された中
子を用いた。この中子のまわりにワックス模型を作製
し、さらにその外側にアルミナ、ジルコンおよびイット
リア等の耐火物でセラミックスシェルを形成し、脱ろう
および焼成したものを鋳型とした。

【００５１】図５はガスタービンブレード用、図６はガ
スタービンノズル用の鋳型の断面図である。図５および
図６のいずれの場合においても、鋳型１０は水冷銅チル
１１の上に固定し、鋳型加熱ヒーター１３の中にセット
した。次に、高周波加熱で溶解した本発明合金Ｎｏ．１
の組成のマスターインゴットを、合金の融点以上に加熱
した鋳型１０の中に鋳込み、引き下げ速度 ３０ｃｍ/h
で鋳型加熱ヒーター１３から引き出し、スターター部１
４より順次一方向凝固させた。スターター部１４内では
いくつもの柱状晶が成長するが、セレクター部１５を用
いてその中の一つの結晶のみを成長させ、セレクター部
１５より上の部分を単結晶鋳造物とした。

【００５２】鋳型加熱ヒーター１３は鋳型１０が完全に
引き出され、鋳造物が完全に凝固するまで合金の融点以
上の温度とした。以上の工程のうち水冷銅チル１１に鋳
型１０をセットする工程より後は真空中で行なった。冷
却後鋳型１０を取り出し、中子をアルカリで除去し、ス
ターター部、セレクター部および押し湯部等を切断し、
図１に示す形状のガスタービンブレードおよび図２に示
す形状のガスタービンノズルを得た。ガスタービンブレ
ードは全長約２２０mmで、そのうち翼部が約１３０mm、
ガスタービンノズルは二つのサイドウォール間が約１３
０mmである。ここで、バイパス部１２は張出し部である
シールフィン３およびサイドウォール８等の結晶成長方
向に対して急激に断面積が変化する部分を単結晶化する
ために用いるもので、最終的には押湯部等と同様、切断
し除去する。これを用いることで、大型単結晶鋳造物の
張出し部における異結晶の発生を抑制し、歩留が向上し
た。

【００５３】結晶は、ブレードにおいては〈００１〉方
向が翼部長手方向（拡大部１６からダブテール部５の方
向）に、つまり〈００１〉方向が遠心力のかかる方向に
なる用に成長させることが望ましく、またノズルにおい
ては〈００１〉方向が翼部横手方向（サイドウォール７
からサイドウォール８の方向）に、つまり〈００１〉方
向がガスタービンの起動停止に伴う熱サイクルから生じ
る熱応力のかかる方向になるように成長させることが望
ましい。本実施例においてはいずれも〈００１〉方向か
らの結晶成長方位のずれが５度以内の単結晶鋳造物が得
られた。ガスタービンブレードおよびガスタービンノズ
ルとも、真空中で１３００℃４時間加熱後空冷の固溶化
処理の後、翼部に厚さ １００μｍのＣｏＮｉＣｒＡｌ
Ｙ合金層をプラズマ溶射法で形成し、この合金層と基材
をなじませるために、１０８０℃にて４時間保持後、空
冷の拡散処理を行なった。次にその外層に厚さ３００μ
ｍのＺｒＯ₂−６ｗｔ％Ｙ₂Ｏ₃膜をプラズマ溶射法でコ
ーティングした。さらにその後、γ′層の形状を整える
目的で８７０℃２０時間加熱後空冷の時効処理を行なっ
た。

【００５４】（実施例３）図７は実施例２の本発明のガ
スタービンブレードおよびノズルを有するガスタービン
の回転部分の断面図である。３０はタービンスタブシャ
フト、３３はタービンブレード、４３はタービンスタッ
キングボルト、３８はタービンスペーサ、４９はディス
タントピース、４０はノズル、３６はコンプレッサディ
スク、３７はコンプレッサブレード、４１はコンプレッ
サスタッキングボルト、３９はコンプレッサスタブシャ
フト、３４はタービンディスクである。本発明のガスタ
ービンはコンプレッサディスク３６が１７段あり、また
タービンブレード３３が３段のものである。タービンブ
レード３３は４段の場合もあり、いずれにも本発明の合
金が適用できる。

【００５５】本実施例におけるガスタービンは、主な形
式がヘビーテューティ形、一軸形で、水平分割ケーシン
グ、スタッキング式ロータからなり、圧縮機は１７段軸
流形、タービンは３段インパルス形、ブレードおよびノ
ズルの第１段および第２段は空気冷却式で、燃焼器はバ
ースフロー形、１６缶、スロットクール方式である。デ
ィスタントピース４９、タービンディスク３４、スペー
サ３８、スタッキングボルト４３は重量％で、Ｃ ０．
０６〜０．１５％、Ｓｉ １％以下、Ｍｎ １．５％以
下、Ｃｒ ９．５〜１２．５％、Ｎｉ １．５〜２．５
％、Ｍｏ １．５〜３．０％、Ｖ ０．１〜０．３％、Ｎ
ｂ ０．０３〜０．１５％、Ｎ ０．０４〜０．１５％、
残部Ｆｅからなる全焼もどしマルテンサイト鋼が用いら
れる。本実施例における特性として、引張強さ９０〜１
２０kg/mm²、０．２％耐力 ７０〜９０kg/mm²、伸び率
１０〜２５％、絞り率 ５０〜７０％、Ｖノッチ衝撃値
５〜９．５kg-m/cm²、４５０℃−１０⁶ｈクリープ破断
強度 ４５〜５５kg/mm²であった。

【００５６】タービンブレード３３は３段式で、初段に
実施例２で製造したものを用い、圧縮機の圧縮圧を１
４．７、温度 ４００℃、初段ブレード入口温度を１，
３５０℃、燃焼器による燃焼ガス温度を１５００℃級と
した。また、タービンブレード３３の２段目にはＲｅｎ
ｅ８０（Ｃr １４％、Ｃｏ ９．５％、Ｍo ４％、Ｗ ４
％、Ａl ３％、Ｔi ５％、Ｃ ０．１７％、Ｂ ０．０１
５％、Ｚr ０．０３％、Ｎi残部）の多結晶体からなる
翼長２８０mm(翼部 １６０mm、プラットフォーム部以降
長さ １２０mm)の中空翼を用いた。第３段目には、ＩＮ
７３８（Ｃ ０．１７％、Ｃr １６％、Ｃo ８．５％、
Ｍo １．７５％、Ｗ ２．６％、Ｎb ０．９％、Ｔi
３．４％、Ａl ３．４％、Ｔa １．７５％、Ｂ ０．０
１％、Ｎi 残部)の多結晶体からなる翼長 ３５０mm(翼
部 ２３０mm、他 １２０mm)の中実翼を用いた。製法は
従来のロストワックス法による精密鋳造法によった。

【００５７】タービンノズル４０の初段には、実施例２
で得たもの、第２段および第３段には既知のＣｏ基合金
が用いられる。第２段および第３段は従来法により真空
精密鋳造によって翼部１ヶからなるものを形成した。翼
部の長さはブレードの翼部の長さに相当する長さを有
し、ピンフィン冷却、インピンジメント冷却およびフィ
ルム冷却構造を有する。１段ノズルはサイドウォール両
端で拘束されるが、２段目および３段目はサイドウォー
ル外周側の片側で拘束される。ガスタービンにはインタ
ークーラーが設けられる。本実施例によって発電出力は
６万ｋＷが得られ、その熱効率は３３％以上の高いもの
が得られる。

【００５８】（実施例４）図８は実施例３のガスタービ
ンを用い、蒸気タービンと併用した一軸型コンバインド
サイクル発電システムを示す概略図である。ガスタービ
ンを利用して発電を行なう場合、近年ではガスタービン
の排ガスエネルギーを回収し、これにより得られた高温
の水蒸気で蒸気タービンを駆動し、この蒸気タービンと
ガスタービンとで発電機を駆動するようにした、いわゆ
るコンバインドサイクル発電方式を採用する傾向にあ
る。このコンバインドサイクル発電方式を採用すると、
ガスタービンおよび蒸気タービン単独の場合と比較して
熱効率を大幅に向上させることが可能となり、本発明の
ガスタービンを用いれば、システム全体の熱効率は５０
％以上に達する。

【００５９】本システムでは、まず空気を吸気フィルタ
と吸気サイレンサを通ってガスタービンの空気圧縮機に
導入し、ここで圧縮された圧縮空気を燃焼器へ送る。燃
焼器では、この圧縮空気の中に燃料を噴射し燃焼させ１
５００℃以上の高温ガスを作り、この高温ガスはタービ
ンで仕事をし、動力が発生する。次に、タービンから排
出された５００℃以上の排気を、排気サイレンサを通っ
て排熱回収ボイラへ送り、ガスタービン排気中の熱エネ
ルギを回収して５００℃以上の高圧水蒸気を発生させ
る。発生した高圧および低圧の蒸気は蒸気タービンへ送
られる。

【００６０】さらに、蒸気タービンを出た蒸気を復水器
に導き、真空脱気して復水とする。復水は、復水ポンプ
で昇圧され給水となってボイラへ送られる。以上の結
果、ガスタービンと蒸気タービンは、直結の発電機をそ
の両軸端から駆動する。本実施例のコンバインドサイク
ル発電システムによりガスタービンから６万ｋＷ、蒸気
タービンから３万ｋＷのトータルで９万ｋＷの発電を得
ることができた。また、本実施例における蒸気タービン
はコンパクトとなるので、大型蒸気タービンに比べ同じ
発電容量に対し経済的に製造可能となる。本発明に係る
蒸気タービンは高低圧一体型蒸気タービンとし、この高
低圧一体型蒸気タービンの主蒸気入口部の蒸気圧力を１
００atgに、温度を５３８℃に上昇させることによりタ
ービンの単機出力の増加を図ることができる。単機出力
の増加により、最終段ブレードの翼長を３０インチ以上
に増大し、蒸気流量を増す必要がある。

【００６１】本発明に係る蒸気タービンは高低圧一体型
ロータシャフトに植設されたブレードを１３段以上備え
ており、蒸気は蒸気コントロールバルブを通って蒸気入
口より前述の如く５３８℃、１００atgの高温高圧で流
入する。蒸気は入口より一方向に流れ、蒸気温度 ３３
℃、７２２mＨgとなって最終段のブレードを通り出口よ
り排出される。本発明に係る高低圧一型体ロータシャフ
トは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ低合金鋼の鍛鋼が用いられ
る。ロータシャフトのブレードの植込み部のディスクの
長さは、ブレードの長さが短いほど長くなり、振動を少
なくするようになっている。本実施例に係る高低圧一体
型ロータシャフトは重量％でＣ ０．１８〜０．３０
％、Ｓi ０．１％以下、Ｍｎ ０．３％以下、Ｎｉ １．
０〜２．０％、Ｃｒ１．０〜１．７％、Ｍｏ １．０〜
２．０％、Ｖ ０．２０〜０．３％、残部 Ｆｅよりな
り、９００〜１０５０℃で水噴霧冷却によって焼入れ
後、６５０〜６８０℃で焼もどしが施される。

【００６２】プラントの構成は、ガスタービン、排熱回
収ボイラ、蒸気タービン、発電機１基からなる１組の発
電システムを６つ並列に組み合わせた１軸型とした。ま
た、この他にガスタービン１基に対し発電機１基を６つ
並列に組み合わせ、さらに各ガスタービンの排ガスから
得た蒸気を１台の蒸気タービンに導入し、この１台の蒸
気タービンと１台の発電機および前記６組のガスタービ
ンとから構成された多軸型とすることができる。複合発
電は、起動停止が短時間で容易なガスタービンと小型で
単純な蒸気タービンの組み合わせで成立っている。この
ため、出力調整が容易にでき、需要の変化に即応した中
間負荷火力として最適であり、発電量の変動に対して経
済的に運転できる大きなメリットがある。ガスタービン
の信頼性は、最近の技術の発展により飛躍的に増大して
おり、また複合発電プラントは、小容量機の組み合わせ
でシステムを構成しているので、万一故障が発生しても
その影響を局部的にとどめることができ、信頼性の高い
電源である。

【００６３】本システムにより、従来の火力発電の熱効
率を上回る約５２％の熱効率での発電を行なうことがで
きた。また、複数のコンバインドサイクル発電システム
をまとめて一つのプラントとする発電システムの場合、
部分負荷の場合もガスタービンの運転台数を減らすこと
により、運転中の設備を熱効率の高い定格負荷付近で運
転することが可能なため、プラント全体として高い熱効
率を維持することが可能となる。

【００６４】

【発明の効果】以上のように、本発明合金は既存単結晶
合金よりも優れた耐食性と、既存単結晶合金のなかでも
良好な部類の耐酸化性、および既存単結晶合金のなかで
もとりわけ高強度とされる合金と同等あるいはそれに近
いクリープ破断強度を兼備している。その結果、従来適
応が困難であった地上発電用高効率ガスタービンのブレ
ードやノズル用等の単結晶鋳造物として、厳しい腐食環
境と高いクリープ応力下での操業が可能となり、従来達
成できなかった熱効率５０％以上の高効率コンバインド
サイクル発電システムが得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係るガスタービンブレードの斜視図で
ある。

【図２】本発明に係るガスタービンノズルの斜視図であ
る。

【図３】本発明に係るガスタービンブレードの製造に用
いた中子の正面図である。

【図４】本発明に係るガスタービンノズルの製造に用い
た中子の正面図である。

【図５】本発明に係るガスタービンブレードの製造方法
を示す、ガスタービンブレード用の鋳型の縦断面図であ
る。

【図６】本発明に係るガスタービンノズルの製造方法を
示す、ガスタービンノズル用の鋳型の縦断面図である。

【図７】本発明に係るガスタービンの模式図である。

【図８】本発明に係るコンバインドサイクル発電システ
ムの模式図である。

【符号の説明】

１ 翼部 ２ プラットフォーム部 ３ シールフィン ４ シャンク部 ５ ダブテール部 ６ 翼部 ７，８ サイドウォール １０ 鋳型 １１ 水冷銅チル １２ バイパス部 １３ 鋳型加熱ヒーター １４ スターター部 １５ セレクター部 １６ 拡大部 ３０ タービンスタブシャフト ３３ タービンブレード ３４ タービンディスク ３６ コンプレッサディスク ３７ コンプレッサブレード ３８ タービンスペーサ ３９ コンプレッサスタブシャフト ４０ ノズル ４１ コンプレッサスタッキングボルト ４３ タービンスタッキングボルト ４９ ディスタントピース

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 玉置 英樹 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 吉成 明 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 小林 満 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 渡部 典行 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内

Claims (21)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ５．５〜１２％，Ａｌ
   ４．５〜６．５％，Ｔｉ０．１〜５％，Ｗ２〜１２％，
   Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ５．８％以下，Ｃｏ０．１〜
   ３％，Ｒｅ０．１〜４％，Ｈｆ０．３％以下および残部
   不可避の不純物とＮｉからなることを特徴とする高耐食
   高強度超合金。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ７．３〜１２％，Ａｌ
   ４．５〜６．５％，Ｔｉ０．３５％以上１％未満，Ｗ２
   〜１２％、Ｔａ２．５〜１０％，Ｍｏ３％以下，Ｃｏ
   ０．１〜３％，Ｒｅ０．１〜３．２％，Ｈｆ０．１３％
   以下および残部不可避の不純物とＮｉからなることを特
   徴とする高耐食高強度超合金。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｎｂを３％以下含む請求項１
   または２に記載の高耐食高強度超合金。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｔｉを０．７％を超え１％未
   満含む請求項１ないし３に記載の高耐食高強度超合金。
5. 【請求項５】 重量％で、Ｔｉを０．７％を超え０．９
   ％以下含む請求項１ないし３に記載の高耐食高強度超合
   金。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃｒ７．３〜９％，Ａｌ４．
   ５〜５．５％，Ｔｉ０．７％を超え０．９％以下，Ｗ
   ５．５〜７．５％，Ｔａ６．５〜９％，Ｍｏ０．５〜２
   ％，Ｃｏ０．５〜１．５％，Ｎｂ１〜２％，Ｒｅ１〜２
   ％，Ｈｆ０．０１〜０．１３％および残部不可避の不純
   物とＮｉからなることを特徴とする高耐食高強度超合
   金。
7. 【請求項７】 請求項１〜６に記載の合金からなる多結
   晶マスターインゴット。
8. 【請求項８】 請求項１〜６に記載の合金を一方向凝固
   させてできる、実質的に結晶粒界を有しない高耐食高強
   度単結晶鋳造物。
9. 【請求項９】 固溶化処理後に存在する未固溶の共晶
   γ’相の体積率が５％以下、固溶化＋時効後のγ’相の
   体積率が５０〜７０％、および固溶化＋時効処理で析出
   するγ’相は一辺の長さが１μｍ以下の立方体または直
   方体形状を有することを特徴とする請求項８に記載の高
   耐食高強度単結晶鋳造物。
10. 【請求項１０】 １０４０℃、１４ｋｇｆ／ｍｍ²での
    クリープ破断時間が１０００時間以上、および７５重量
    ％Ｎａ₂ＳＯ₄−２５重量％ＮａＣｌ混合塩塗布加熱試験
    における、９００℃、２０時間×５サイクル後の最大侵
    食深さが０．５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項
    ８に記載の高耐食高強度単結晶鋳造物。
11. 【請求項１１】 請求項８〜１０の高耐食高強度単結晶
    鋳造物からなることを特徴とするガスタービンブレー
    ド。
12. 【請求項１２】 請求項１１において、高温ガスの衝突
    する翼部、高温ガスをシールするプラットフォーム部と
    シールフィン、前記両部を支持するシャンク部およびデ
    ィスクに植設する役目をもつダブテール部とを有するガ
    スタービンブレード。
13. 【請求項１３】 請求項１１または１２のいずれかにお
    いて、長手方向の全長が１５０mm以上であるガスタービ
    ンブレード。
14. 【請求項１４】 請求項１ないし６に記載の高耐食高強
    度超合金からなるガスタービンブレードの製造法であっ
    て、該ブレードがディスクへの固定部となるダブテール
    部と、このダブテール部に連なりその側面に一体に突設
    された単数または複数のシールフィンを備えたシャンク
    部と、このシャンク部に連なる翼部とを備え、前記翼
    部、シャンク部およびダブテール部に相当するメーン鋳
    型に対して前記シールフィンに連通したバイパス鋳型を
    有し、前記メーン鋳型とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の
    溶湯を同速度で一方的に漸次凝固させ単結晶組織に鋳造
    する工程を含むことを特徴とするガスタービンブレード
    の製造方法。
15. 【請求項１５】 請求項８〜１０の高耐食高強度単結晶
    鋳造物からなることを特徴とするガスタービンノズル。
16. 【請求項１６】 請求項１５において、１個の翼部と該
    翼部両端に形成されたサイドウォールとを有し、前記翼
    部は両端のサイドウォール間が７０mm以上、燃焼ガス入
    口側から出口側までの長さが１００mm以上であるガスタ
    ービンノズル。
17. 【請求項１７】 請求項１ないし６に記載の高耐食高強
    度超合金からなるガスタービンノズルの製造法であっ
    て、該ノズルが翼部と、該翼部両端に設けられたサイド
    ウォールとを備え、前記翼部に相当するメーン鋳型に対
    して前記サイドウォールに連通したバイパス鋳型を有
    し、前記メーン鋳型とバイパス鋳型内のＮｉ基合金の溶
    湯を同速度で一方的に漸次凝固させ単結晶組織に鋳造す
    る工程を含むことを特徴とするガスタービンノズルの製
    造方法。
18. 【請求項１８】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    燃焼させ、その高温ガスをガスタービンノズルを通し、
    複数のディスクに各々植設された請求項１１〜１３のい
    ずれかのガスタービンブレードに衝突させて該ブレード
    を回転させるガスタービン。
19. 【請求項１９】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    燃焼させ、その高温ガスを請求項１５または１６のいず
    れかのガスタービンノズルを通し、複数のディスクに各
    々植設されたガスタービンブレードに衝突させて該ブレ
    ードを回転させるガスタービン。
20. 【請求項２０】 コンプレッサにより圧縮された空気を
    燃焼させ、その高温ガスを請求項１５または１６のいず
    れかのガスタービンノズルを通し、複数のディスクに各
    々植設された請求項１１〜１３のガスタービンブレード
    に衝突させて該ブレードを回転させるガスタービン。
21. 【請求項２１】 高速で流れる高温ガスによって駆動さ
    れるガスタービンと、該ガスタービンの排ガスのエネル
    ギーによって水蒸気を得る排熱回収ボイラと、前記水蒸
    気によって駆動される蒸気タービンと、前記ガスタービ
    ンおよび蒸気タービンによって駆動される発電機とを備
    えた複合発電プラントにおいて、前記ガスタービンに請
    求項１８〜２０に記載のいずれかのガスタービンを用い
    ることにより、プラント全体の熱効率が５０％以上とな
    ることを特徴とするコンバインドサイクル発電システ
    ム。