DE69316251T2

DE69316251T2 - Hochgradig heisskorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, hochgradig heisskorrosionsbeständiges und hochfestes Gussstück mit Einkristallgefüge, Gasturbine und kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem

Info

Publication number: DE69316251T2
Application number: DE69316251T
Authority: DE
Inventors: Takehiro Ohno; Koji Sato; Hideki Tamaki; Ken Yasuda; Akira Yoshinari
Original assignee: Hitachi Ltd; Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; Proterial Ltd
Priority date: 1992-03-09
Filing date: 1993-03-09
Publication date: 1998-05-20
Anticipated expiration: 2013-03-10
Also published as: EP0560296B1; EP0560296A1; US5916382A; DE69316251D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine neue Superlegierung, die für Schaufeln (oder Lauf schaufeln) und Leitschaufelkränze (Flügel) einer Gasturbine für Flugzeug oder für Landbasis verwendet wird und eine hohe Kriechbruchfestigkeit in der Verbrennungsgasatmosphäre bei hoher Temperatur erfordert, ein unter Verwendung einer solchen Superlegierung hergestelltes Einkristallgußstück, unter Verwendung eines solchen Gußstücks mit Einkristallstruktur hergestellte Einkristallstrukturbauteile für eine Gasturbine und eine unter Verwendung eines solchen Einkristallstrukturbauteils hergestellte hochleistungsfähige Gasturbine und besonders für solche Verwendungen bezüglich einer Landbasisgasturbine, die ein Material mit hoher Heißkorrosionsbeständigkeit erfordert. Diese Erfindung betrifft auch ein hochleistungsfähiges kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem, das unter Verwendung einer solchen hochleistungsfähigen Gasturbine hergestellt wird.

Beschreibung des zugeh6rigen Standes der Technik

Entsprechend dem Anstieg der Verbrennungstemperatur mit entsprechender hoher Leistung und hoher Wirksamkeit einer Gasturbine ging man bei der für eine Turbinenschaufel, die dem härtesten Einsatz ausgesetzt wird, verwendeten Legierung von einer herkömmlichen Gußlegierung mit einem polykristallinen Gefüge zu einer Legierung mit einem gerichteten Säulenkristallgefüge, das keine Kristallkorngrenze aufweist, in der Richtung, in der eine Beanspruchung einwirkt, und weiter zu einer Einkristallegierung über, die überhaupt keine Korngrenze aufweist. Eine solche Entwicklung wurde hauptsächlich bei einer Gasturbine für Flugzeuge festgestellt, die eine ziemlich kurze zusammenhängende Betriebsdauer hat, und es wurden eine hohe Kriechbruchfestigkeit und eine hohe Ermüdungsfestigkeit für niedrige zyklische Laständerung als wichtig betrachtet.
PWA 1484 (U.S.-Patent Nr. 4 719 080, JP-A-61-284545, "Second-generation Nickel-base Single Crystal Superalloy"; A.D. Cetel und D.N. Duhl" Superalbys 1988, The Metall. Soc., (1988) S. 235-244), CMSX-4 (U.S.-Patent Nr. 4 643 782, JP-A-60-211031, "Process and Alloy Optimization for CMSX-4 Superalloy Single Crystal Airfoils"; D.J. Fraiser, J.R. Whetstone, K. Harns, G.L. Erickson, R.E. Schwer; High Temp. Mater. Power Eng. 1990 Part 2, (1990) S. 1281- 1300), und 50-83K (U.S.-Patent Nr. 4 976 791, JP-A-2138431, "Development of Nickel-base Single Crystal Superalbyn; Takehiro Ohno und Rikizo Watanabe; "Iron and Steel", Vol 77, (1991) 5. 832-839) wurden entwickelt mit Verwendung für den Zweck einer Schaufel einer Gasturbine für Flugzeuge, und sie haben nicht notwendigerweise eine ausreichend hohe Heißkorrosionsbeständigkeit.
Gegenwärtig werden die Bauteile einer Gasturbine, wie z.B. Schaufeln und Leitschaufelkränze, gegenüber der stark korrosiven Umgebung durch Spritzüberzüge mit einer Legierung hoher Korrosionsbeständigkeit und auch keramischen Spritzüberzügen auf der Oberfläche der Bauteile einer Gasturbine in Niederdruckplasmaatmosphäre geschützt. Jedoch schält sich der überzug auf der Oberfläche gelegentlich ab, und es ist wünschenswert, daß die Heißkorrosion der abgeschälten Teile sehr stark verzögert wird und möglichst langsam fortschreitet. Da eine Gasturbine für Flugzeuge eine kurze zusammenhängende Betriebsdauer und einen kurzen Inspektionszyklus hat, kann sie noch verwendet werden, auch wenn sie eine Einkristallsuperlegierung mit unzureichender Korrosionsbeständigkeit hat. Trotzdem ist es noch erwünscht, die Wartungsarbeit zu verringern, die zur Verbesserung der Verläßlichkeit führt. So besteht ein großer Bedarf an der Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit einer Superlegierung.
Andererseits wird eine herkömmliche Gußlegierung üblicherweise für Schaufeln einer Gasturbine für Landbasiseinsatz verwendet, da sie bei einer niedrigeren Temperatur als der einer Gasturbine für Flugzeuge eingesetzt wird. Jedoch ergibt sich aufgrund der neuerlichen globalen Umweltverschmutzungsanweisungen rasch ein Bedarf an einer hochleistungsfähigen Landbasisgasturbine, und die Verbrennungstemperatur einer Gasturbine ist auch für den Landbasiseinsatz ansteigend. Dementsprechend muß man bei einer Legierung für die Schaufel von einer gewöhnlichen Gußlegierung zu einer Einkristallegierung übergehen. Eine Gasturbine für Landbasisverwendung hat eine viel längere zusammenhängende Betriebsdauer als die für Flugzeuge, und demgemäß hat sie eine längere Intervallzeit zwischen Inspektionen. Daher ist es besonders wichtig, das Fortschreiten von Heißkorrosion zu verzögern, wenn der überzug einer Schaufel einer Gasturbine abgeschält wurde. Somit ist es erforderlich, eine höhere Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit unter der Verbrennungsgasatmosphäre für eine Landbasis-Gasturbine als für eine Flugzeuggasturbine vorzusehen. Jedoch wurde eine für eine Gasturbine verwendete Einkristallegierung, die eine solche hohe Heißkorrosionsbeständigkeit aufweist, noch nicht zur praktischen Verwendung gebracht.
Auch ist der bedeutendste Faktor zur Förderung der Leistungsfähigkeit einer Gasturbine die Steigerung der Temperatur, die die Schaufeln und Leitschaufelkränze der ersten Stufe aushalten können. Wenn eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung und ein Einkristallgußbauteil mit Verwendung einer solchen Superlegierung, die geeignet sind, das oben erwähnte Problem zu lösen, hergestellt werden, kann die Verbrennungstemperatur einer Gasturbine gesteigert werden. Als Ergebnis wird die Leistungsfähigkeit einer Gasturbine gefördert.
Weiter ist es, wenn eine solche Hochleistungsgasturbine hergestellt wird, möglich, ein hochleistungsfähiges kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem mit mehr als 50 % Wärmewirkungsgrad der ganzen Anlage, welches System nach dem Stand der Technik nicht erhalten werden kann, in einer komplexen Anlage zu erhalten, die einen Abgaswärme-Erfassungskessel, der Dampf aus der Energie des von einer solchen Gasturbine abgegebenen Gases erhält, eine durch den Dampf angetriebene Dampfturbine und einen durch die Gasturbine und die Dampfturbine angetriebenen Stromgenerator aufweist.
Natriumchlorid und Natriumsulfat sind allgemein als Korrosionsreagenzien bekannt, die im Verbrennungsgas einer Gasturbine für Landbasiseinsatz enthalten sind. Allgemein wird die Korrosionsbeständigkeit durch verschiedene Tests unter Verwendung einer solchen Salzmischung, wie z.B. ein Brenneranlageverfahren, ein Überzugs- und Erhitzungsverfahren und ein Verfahren mit völligem Eintauchen in geschmolzenes Salz, ausgewertet. Im Fall, wo eine Einkristallegierung verwendet wird, die in einer Gasturbine für Landbasisverwendung eingesetzt wird, ist es erforderlich, eine Heißkorrosionsbeständigkeit von im wesentlichen dem gleichen Niveau oder nahe dem Niveau derjenigen von "Rene 80" (60Ni-14Cr-9,5Co-4m0-4W-3Al-5Ti-0,17C-0,015B-0,03Zr) zu haben, die in weitem Umfang als eine bekannte Gußlegierung verwendet wurde. Außerdem ist es im Fall, wo eine Einkristallegierung einer höheren Temperatur als "Rene 80" ausgesetzt wird, noch erforderlich, daß sie eine noch ausgezeichnetere Oxidationsbeständigkeit als "Rene 80" hat.
Die vorliegenden Erfinder verglichen Korrosionsbeständigkeit verschiedener Arten herkömmlicher Legierungen für Einkristallguß und die von "Rene 80" durch Anwendung eines Tests, bei dem die Legierungen völlig in geschmolzenes Salz als Mittel zur Auswertung ihrer Korrosionsbeständigkeit eingetaucht werden, wie in einem später beschriebenen Beispiel gezeigt wird. Bei diesem Test wurden diese Legierungen im polykristallinen Zustand geprüft. Unter den oben erwähnten Einkristallegierungen(Legierrung 444 wurde nicht ausgewertet, da sie nicht die Festigkeit aufweist, die die vorliegende Erfindung anstrebt) sind PWA1484 und SC-83K als Legierungen mit der weltweit höchsten Kriechbruchfestigkeit bekannt. Jedoch schmolz bei der Auswertung des vorliegenden Versuchs ein Stück dieser auf Heißkorrosionsbeständigkeit geprüften Legierungen völlig im Tiegel. So stellten die vorliegenden Erfinder fest, daß diese Legierungen keine ausreichende Heißkorrosionsbeständigkeit für Schaufeln einer Landbasis-Gasturbine haben.
Andererseits war die Korrosionsbeständigkeit von CMSX-4 mit einer niedrigeren Hochtemperaturfestigkeit als PWA1484 und SC-83K der Heißkorrosionsbeständigkeit von "Rene 80" völlig unterlegen, obwohl sie von ausgezeichneterer Heißkorrosionsbeständigkeit als herkömmliche Einkristallegierungen ist.

ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG

Dementsprechend ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Superlegierung mit hoher Heißkorrosionsbeständigkeit und hoher Festigkeit vorzusehen, die so hohe Korrosion- und Oxidationsbeständigkeit wie herkömmliche Gußlegierungen und eine so hohe Kriechbruchfestigkeit wie her kömmliche Einkristallegierungen aufweist und für Einkristallbauteile geeignet ist, die für Schaufeln und Leitschaufelkränze einer Landbasis-Gasturbine oder einer Gasturbine für Flugzeuge verwendet werden, deren Schaufeln eine hohe Kriechbruchfestigkeit in einer Hochtemperatur- Verbrennungsgasatmosphäre haben müssen. Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein unter Verwendung einer solchen Legierung hergestelltes Gußstück mit Einkristallgefüge vorzusehen. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, eine Gasturbinenschaufel und einen Gasturbinenleitschaufelkranz vorzusehen, die unter Verwendung eines solchen Gußstücks mit Einkristallgefüge hergestellt werden. Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, eine hochleistungs fähige Gasturbine, die unter Verwendung einer solchen Schaufel und eines solchen Leitschaufelkranzes hergestellt wird, und außerdem ein hochleistungsfähiges kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem vorzusehen, das mehr als 50 % Wärmewirkungsgrad hat und unter Verwendung einer solchen Gasturbine hergestellt wird.
Um diese Aufgaben zu lösen, untersuchten die vorliegenden Erfinder als Voruntersuchung der Entwicklung einer Einkristallegierung die Wirkung verschiedener Arten von zusätzlichen Legierungselementen auf die Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit der Legierung. Die Voruntersuchung wurde mit polykristallinem Gefüge vorgenommen. Zunächst wurden unter verschiedenen Arten herkömmlich entwickelter Einkristallegierungen mit hoher Festigkeit, die aus verschiedenen Druckschriften bekannt sind, polykristalline Legierungen, die die gleichen chemischen Bestandteile wie die der in der Literatur gezeigten Legierungen haben, hergestellt. Weiter wurden die gleichen Wärmebehandlungsbedingungen wie die der in der Literatur offenbarten Legierungendurchgeführt, und die Heißkorrosions- und Oxidationsbestän digkeit der Legierungen wurden ausgewertet. Die Ergebnisse der Untersuchung werden als die spezifischen Werte der herkömmlichen Legierungen im Beispiel der vorliegenden Erfindung angegeben.
Sowohl CMSX-4 als auch PWA1484, die kürzlich entwickelt wurden, sind Legierungen, die 3 % Rhenium enthalten, das einen positiven Effekt auf die Festigkeit und die Heißkorrosionsbeständigkeit ausübt. Bei unserer Untersuchung stellten wir fest, daß sich CMSX-4 zur Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit besser als Legierungen eignet, die kein Re enthalten, wie z.B. SC83K, daß jedoch CMSX-4 eine noch beträchtlich niedrigere Heißkorrosionsbeständigkeit als "Rene 80" hat.
Andererseits stellten wir fest, daß PWA1484 eine völlig unzureichende Heißkorrosionsbeständigkeit so wie 5C83K hat, obwohl sie 3 % Rhenium wie CMSX-4 enthält. Dies kommt von einem niedrigen Prozentsatz (5 %) an in PWA1484 enthaltenem Chrom. Wie man aus der vorstehenden Feststellung entnimmt, verfehlt, wenn die zusätzliche Chrommenge zwecks Verbesserung der Festigkeit einer Legierung übermäßig verringert wird, eine solche Legierung völlig das Niveau der Heißkorrosionsbeständigkeit, das die vorliegende Erfindung anstrebt.
Gemäß der vorstehenden Beschreibung wird die Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit in der Verbrennungsgasatmosphäre für die Bauteile einer Gasturbine des Landbasiseinsatzes, wie z.B. Schaufeln, dringend benötigt. Die gegenwärtigen Erfinder schenkten ihre Aufmerksamkeit einem Verfestigungselement der γ'-Phase, nämlich Niob, das Tantal homolog ist, welches bezüglich der Festigkeit bei der Entwicklung von Einkristallegierungen eher unterschätzt wurde, und sie werteten die Heißkorrosionsbeständigkeit der Legierungen aus. Als Ergebnis ist, obwohl der Heißkorrosionsmechanismus gegenwärtig noch nicht klar gedeutet wurde, im Fall, wo eine geeignete Menge von Niob zusammen mit Rhenium einer Legierung zugesetzt wird, klar ersichtlich, daß die Heißkorrosionsbeständigkeit einer solchen Legierung weit höher als die der herkömmlichen Einkristallegierungen ist und daß eine Heißkorrosionsbeständigkeit, die so gut wie "Rene 80" ist, bei der es sich um eine bekannte Gußlegierung mit hoher Heißkorrosionsbeständigkeit handelt, oder nahe dieser ist, erhalten werden kann.
Weiter wurde bei einem Vergleichsversuch einer Probe einer Legierung, die erfindungsgemäß einkristallisiert wurde, und von "Rene 80" ein Simulationsverbrennungsversuch, bei dem eine Verbrennung in einer tatsächlichen Vorrichtung simuliert wird, durchgeführt, und es zeigte sich, daß eine Legierung der vorliegenden Erfindung eine noch ausgezeichnetere Heißkorrosionsbeständigkeit als "Rene 80" hat. Eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung ist, daß die Wirkung eines Zusatzes von Niob und die Wirkung eines kombinierten Zusatzes von Niob und Rhenium klar offenbart wurden. Ein solches Merkmal ist dem zugehörigen Stand der Technik nicht entnehmbar. Niob gehört zur gleichen Gruppe wie Tantal, das als ein γ'-Phasenverstärkungselement dient, und trägt zur Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit bei hoher Temperatur wie Tantal bei. Tantal ist im Vergleich mit Niob bei den obigen wirkungen ausgezeichnet. Es gibt einen geeignetsten Anteil der Menge von Tantal und Niob bezüglich der Festigkeit und der Korrosionsbeständigkeit der Legierung. Auch ist ein anderes Merkmal der vorliegenden Erfindung, daß eine optimale Zusatzmenge von Kobalt ermittelt wurde. Kobalt wurde lediglich als Verunreinigung betrachtet, oder es wurden umgekehrt erwa 5 bis 12 % Kobalt zwecks Verbesserung der Festigkeit bei herkömmlichen Legierungen zugesetzt. Es wurde offenbart, daß übermäßiges Kobalt bezüglich der Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit und der Festigkeit für eine Legierung der vorliegenden Erfindung ungeeignet ist. Derartiges Kobalt, dessen Menge sorgfältig gesteuert wurde, zusammen mit einer geringen Menge von Hafnium erzeugte einen erheblichen Schritt zur Verbesserung sowohl der Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit als auch der Hochtemperaturfestigkeit einer Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung.
Wolfram und Tantal tragen zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Jedoch verbleiben im Fall, wo eine große Menge beider Elemente einer Legierung zugesetzt wird, α- Wolframphase und ungelöste eutektische γ'-Phase, die in unerwünschter Weise eine Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit und eine Erhöhung des spezifischen Gewichts der Legierung verursachen, obwohl die Festigkeit der Legierung verbessert wird. Um dieses Problem zu lösen, ist es auch eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung, daß die Obergrenze der Gesamtmenge beider zuzusetzenden Elemente herausgefunden wurde. Es ist noch ein weiteres Merkmal der vorliegenden Erfindung, daß die Heißkorrosionsbeständigkeit, die die herkömmlichen Einkristallegierungen nicht besitzen, im Bereich der Legierungszusammensetzung mit höherer Zusatzmenge von Molybdän erhalten wurde, das eine gute Wirkung auf das spezifische Gewicht einer Legierung ausübt.
Unter herkömmlichen Legierungen enthält eine Legierung, die durch das U.S.-Patent Nr. 4 719 080 (JP-A-61-284545) offenbart wird, PWA1484. Jedoch ist Niob in einer Legierung mit einem weiten Bereich der Zusatzmenge von Niob enthalten, liegt jedoch nicht ausreichend in einem Vorzugsbereich vor. Eine Legierung, die Niob enthält, ist im Beispiel nicht gezeigt. Außerdem offenbart die durch das oben erwähnte U.S.- Patent bekannte Erfindung, daß der "P"-Wert in der unten gezeigten Formel (1) zwischen 3360-4850 in einem weiten Bereich der Zusammensetzung und noch bevorzugter zwischen 3800-4400 ist. (Ein Wert in der Formel (1) ist als Gew.% anzugeben.)
Der Wert "P" kann das Ausmaß darstellen, in dem jedes Element zur Festigkeit einer Legierung beiträgt. Die "P"-Werte einer Legierung der vorliegenden Erfindung in den Beispielen wurden als Bezug berechnet. Obwohl jeder Wert unter 3360 ist, kann eine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit erhalten werden. Jeder P-Wert ist unter 3360 hauptsächlich aufgrund einer vergleichsweise hohen Chrommenge und einer vergleichsweise niedrigen Tantalmenge. Jedoch eignet sich eine Legierung der vorliegenden Erfindung zum Erhalten von Hochtemperaturfestigkeit ohne Berücksichtigung des "P"- Wertes, und daher eignet sich die Formel (1) überhaupt nicht zur Berechnung der Hochtemperaturfestigkeit. So ist die Legierung bei der oben erwähnten Erfindung von gegenüber der der vorliegenden Erfindung unterschiedlicher Art.
Eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch Anwendung eines einseitig gerichteten Festgießverfahrens einkristalisiert werden. Durch Verwendung einer solchen Einkristallsuperlegierung hergestellte Einkristallbauteile, wie z.B. Schaufeln und Leitschaufelkränze einer Gasturbine, besitzen eine hohe Heißkorrosionsbeständigkeit und eine hohe Festigkeit, und der Verbrennungswirkungsgrad einer vorliegenden Gasturbine wird durch die Leistung solcher Bauteile verbessert. Außerdem kann eine noch nicht dagewesene Hochleistungsgasturbine durch Einsatz von Schaufeln und Leitschaufelkränzen unter Verwendung einer Einkristallsuperlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt werden.
Weiter kann unter Verwendung einer solchen Hochleistungsgasturbine zusammen mit einer Dampfturbine bei einer kombinierten Energieerzeugung ein hochleistungsfähiges kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem erhalten werden, das einen Wärmewirkungsgrad von 50 % oder darüber hat.
Ein erster Aspekt der vorliegenden Erfindung, die als das Ergebnis der vorstehenden näheren Untersuchung erhalten wurde, ist eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, die gewichtsmäßig aus 6-12 % Chrom, 4,5-6,5 % Aluminium, 2-12 % Wolfram, 2,5-10 % Tantal, nicht mehr als 5,8 % Molybdän, 0,1-3 % Kobalt, 0,2-3 % Niob, 0,1-4 % Rhenium, nicht mehr als 0,3 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Insbesondere besteht die Zusammensetzung, die ein relativ niedrigeres spezifisches Gewicht einer hochgradid heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Superlegierung ergibt, gewichtsmäßig aus 6-12 % Chrom, 4,5-6,5 -% Aluminium, nicht mehr als insgesamt 11,5 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 2-9 % Wolfram und 2,5-8 % Tantal, nicht weniger als 3 % aber nicht mehr als 5,8 % Molybdän, 0,1-3 % Kobalt, 0,2-3 % Niob, 0,1-1,65 % Rhenium, nicht mehr als 0,3 % Hafnium, und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Falls hohe Festigkeit besonders benötigt wird, eignet sich eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, die gewichtsmäßig aus 7,3-10,5 % Chrom, 4,5-5,4 % Aluminium, nicht mehr als insgesamt 17 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4-12 % Wolfram und 2,5-9 % Tantal, nicht mehr als 2 % Molybdän, 0,1-3 % Kobalt, 0,2-2,5 % Niob, 0,1-1,65 % Rhenium, nicht mehr als 0,13 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Falls eine ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit erforderlich ist, eignet sich eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, die gewichtsmäßig aus 7,3-12 % Ohrom, 4,5-6,5 % Aluminium, nicht mehr als insgesamt 15 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4-9 % Wolfram und 4,5-9 % Tantal, nicht mehr als 1 % Molybdän, 0,1-3 % Kobalt, 0,2-2 % Niob, 0,1-1,65 % Rhenium, nicht mehr als 0,13 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Falls sowohl eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit als auch eine ausgezeichnete Heißkorrosionsbeständigkeit benötigt werden, eignet sich eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, die gewichtsmäßig aus 7,3-12 % Chrom, 4,5-5,5 % Aluminium, nicht mehr als insgesamt 15 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4-9 % Wolfram und 4,5-9 % Tantal, nicht mehr als 1,8 % Molybdän, 0,1-2,5 % Kobalt, 0,8-2,5 % Niob, 0,1-1,65 % Rhenium, nicht mehr als 0,13 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Falls alle der Faktoren, d.h. Hochtemperaturfestigkeit, Hochtemperaturduktilität und Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit, benötigt werden, ist die aus einer hochgradig heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Superlegierung bestehende, am besten ausgeglichene Zusammensetzung aus 7,3-9 % Chrom, 4,7-5,5 % Aluminium, 5-6,3 % Wolfram, 5-7,5 % Tantal, 0,5-1,8 % Molybdän, 0,5-1,5 % Kobalt, 1,3-1,8 % Niob, 1,3-1,65 % Rhenium, nicht mehr als 0,13 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Falls Heißkorrosionsbeständigkeit mehr als Oxidationsbeständigkeit benötigt wird, eignet sich eine hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochfeste Superlegierung, die gewichtsmäßig im wesentlichen aus 7-12 % Chrom, 4,8-6,5 % Aluminium, 4-9 % Wolfram, 2,5-9 % Tantal, nicht mehr als 5 % Molybdän, 0,1-3 % Kobalt, nicht weniger als 2 % und nicht mehr als 3 % Niob, 0,1-4 % Rhenium, nicht mehr als 0,3 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Ein zweiter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein hochgradig heißkorrosionsbeständiges und hochfestes Einkristallgußstück, das durch einseitig gerichtete Erstarrung der vorstehenden Legierung hergestellt wird und im wesentlichen keine Korngrenze hat.
Ein dritter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Gasturbinenschaufel, die aus dem hochgradig heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Einkristallgußstück gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung gebildet ist.
Falls die Gasturbinenschaufel für eine Landbasis-Gasturbine verwendet wird, ist ein Aufbau derselben mit einem Flügel, auf den das Hochtemperaturgas auftrifft; einem Plattformteil und einer Abdichtrippe, die das Hochtemperaturgas abdichten; einem Schaftteil, das diese beiden Teile trägt; und einem Schwalbenschwanzteil, das fest mit einer Scheibe verbunden ist, zur Verbesserung des Wärmewirkungsgrades wirksam.
Weiter ist es im Fall, wo diese Gasturbinenschaufeln für eine Landbasis-Gasturbine, die 25000 kW oder mehr Energie abgibt, verwendet werden, erforderlich, daß die Gasturbinenschaufeln longitudinal eine Gesamtlänge von nicht weniger als 150 mm haben.
Ein vierter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Gasturbinenleitschaufelkranz, der aus dem hochgradig heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Einkristallgußstück, wie oben beschrieben, hergestellt ist.
Falls der Gasturbineleitschaufelkranz für eine Landbasis- Gasturbine verwendet wird, die 25000 kW oder mehr Energie abgibt, ist ein Gasturbinenleitschaufelkranz mit einem Flügel und an beiden Enden des Flügels gebildeten Seitenwänden, wobei der Flügel eine Breite von nicht weniger als 70 mm zwischen den Seitenwänden an beiden Enden des Flügels und eine Länge von nicht weniger als 100 mm vom Einlaß zum Auslaß hat, in den bzw. aus dem das Verbrennungsgas strömt, zur Verbesserung des Wärmewirkungsgrades wirksam.
Ein fünfter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Gasturbine, die Schaufeln durch Verbrennen mit in einem Kompressor komprimierter Luft und durch Blasen des Hochtemperaturgases durch einen Gasturbinen-Leitschaufelkranz gegen jede Gasturbinenschaufel des dritten Aspekts der vorliegenden Erfindung dreht, die fest mit einer Mehrzahl von Scheiben verbunden sind.
Ein sechster Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Gasturbine, die Schaufeln durch Verbrennen mit in einem Kompressor kornprimierter Luft und durch Blasen des Hochtemperaturgases durch den Gasturbinen-Leitschaufelkranz des vierten Aspekts der vorliegenden Erfindung gegen jede Gasturbinenschaufel dreht, die fest mit einer Mehrzahl von Scheiben verbunden sind.
Ein siebenter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Gasturbine, die Schaufeln durch Verbrennen mit in einem Kompressor komprimierter Luft und durch Blasen des Hochternperaturgases durch den Gasturbinen-Leitschaufelkranz des vierten Aspekts der vorliegenden Erfindung gegen jede Gasturbinenschaufel des dritten Aspekts der vorliegenden Erfindung dreht, die fest mit einer Mehrzahl von Scheiben verbunden sind.
Ein achter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine kombinierte Kreislaufenergieerzeugungsvorrichtung mit einer Gasturbine, die durch ein Hochtemperaturgas angetrieben wird, das mit einer hohen Geschwindigkeit strömt, einem Abgaswärrne-Erfassungskessel, der Dampf aus dem von der Gasturbine abgegebenen Verbrennungsgas erhält, einer durch den Dampf angetriebenen Dampfturbine und einem durch die Gasturbine und die Dampfturbine angetriebenen Energiegenerator, die 50 % oder mehr Wärmewirkungsgrad der gesamten Anlage hat, welche Vorrichtung eine Gasturbine hat, wie sie in irgendeinem des fünften bis siebenten Aspekts der vorliegenden Erfindung beschrieben ist.
Insbesondere sieht die vorliegende Erfindung eine kombinierte Kreislaufenergieerzeugungsvorrichtung vor, die eine durch ein Hochtemperaturgas, das mit hoher Geschwindigkeit strömt, angetriebene Gasturbine, einen Abgaswärme-Erfassungskessel, der Dampf aus dem von der Gasturbine abgegebenen Verbrennungsgas erhält, eine durch den Dampf angetriebene Dampfturbine und einen durch die Gasturbine und die Dampfturbine angetriebenen Energiegenerator aufweist, wobei die Schaufel der Gasturbine drei oder mehr Stufen hat, und wobei die Temperatur des Verbrennungsgases 1300 ºC oder höher am Einlaß der ersten Stufe der Schaufel ist; und wobei die Temperatur des abgegebenen Verbrennungsgases am Auslaß der Turbine 560 ºC oder höher ist; und wobei der Dampf bei einer Temperatur von 530 ºC oder höher vom Abgaswärme- Erfassungskessel erhalten wird; und wobei die Dampfturbine ein integrierter Hoch-und-Niederdrucktyp ist; und wobei die Dampftemperatur an der ersten Stufe der Schaufel der Dampfturbine 530 ºC oder höher ist; und wobei die Energieerzeugungskapazität der Gasturbine 50000 kW oder höher ist und die Energieerzeugungskapazität der Dampfturbine 30000 kW oder höher ist; und wobei der Gesamtwärmewirkungsgrad 50 % öder höher ist; und wobei die vorgenannte Einkristallegierung für die erste Stufe der Schaufeln der Gasturbine verwendet wird.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einem Massenverlust durch Korrosion nach einem simulierten Verbrennungstest und einem Verhältnis von (3,5 Cr + 6,8 Al)/(W + Ta + 2 Mo) ze£gt;
Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Wirkung eines Verhältnisses von 2 Nb/(2 Nb + Ta) auf die Korrosionsbeständigkeit und die Kriechbruchfestigkeit zeigt;
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen (W + Ta + Re + 2 Mo) und einem Verhältnis von (W + Ta +2 Mo)/(3,5 Cr + 2 Nb) zeigt;
Fig. 4 ist eine Perspektivdarstellung einer Gasturbinenschaufel gemäß der vorliegenden Erfindung;
Fig. 5 ist eine Perspektivdarstellung eines Gasturbinen- Leitschaufelkranzes mit einem Flügel gemäß der vorliegenden Erfindung;
Fig. 6 ist eine Vorderansicht eines zur Herstellung einer Gasturbinenschaufel gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten Kerns;
Fig. 7 ist eine Vorderansicht eines zur Herstellung einer Gasturbinenschaufel gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten Wachsmodells;
Fig. 8 ist eine Schnittdarstellung eines Drehteils einer Gasturbine; und
Fig. 9 ist eine schematische Darstellung, die ein kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem des Einwellentyps zeigt.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSBEISPIELE

Die Gründe zur Festlegung der Bestandteile einer Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung werden im folgenden erläutert.
Man benötigt wenigstens 6 % Chrom, da es zur Verbesserung der Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit einer Legierung wirkt. Trotzdem verursacht der übermäßige Zusatz von Ohrom eine schädliche ausgeschiedene Phase, wie z.B. Sigma-Phase, und verringert außerdem die Kriechbruchfestigkeit und die Duktilität Daher wird die Zusatzmenge von Chrom auf zwischen 6 und 12 % und noch bevorzugter nicht weniger als 7 % und noch stärker bevorzugt nicht weniger als 7,3 % festgelegt.
Aluminium ist en wichtiges Element zur Bildung einer schützenden Aluminiumoxidschicht, die am meisten zur Verbesserung der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit einer hitzebeständigen Nickelbasissuperlegierung beiträgt. Daher ist eine beträchtlich große Menge Aluminium zweckmäßig.
Zur gleichen Zeit ist Aluminium auch ein erstrangiges Element zur Bildung der γ'-Phase, die eine intermetallische Verbindung ist, die eine hitzebeständige Nickelbasissuperlegierung durch Ausscheiden der γ'-Phase verfestigt. Die γ'-Phase besteht hauptsächlich aus Ni&sub3;Al, doch wird sie weiter durch Auflösen anderer Elemente außer Aluminium, wie z.B. Titan, Tantal, Wolfram, Molybdän und Niob, verfestigt. Die Wirkung dieser Elemente wird im folgenden näher beschrieben.
Eine Einkristallegierung enthält allgemein eine große Menge von γ'-Phase, deren Anteil volumenmäßig 50 % oder höher ist. Eine grobe γ'-Phase, die als eutektische γ'-Phase bezeichnet wird, liegt im zuletzt erstarrten Teil zu der Zeit vor, wenn die Erstarrung abgeschlossen wird. Daher wird eine Festlösungsbehandlung bei einer hohen Temperatur durchgeführt, um γ'-Phase in einer γ-Phase aufzulösen. Die γ'- Phase, die durch die Festlösungsbehandlung gelöst wird, wird schließlich während der Abkühlung oder der folgenden Anlaßbehandlung ausgeschieden, wodurch die Legierung verfestigt wird.
Um die oben erwähnte Wirkung zu erzielen, benötigt man wenigstens 4,5 % Aluminium. Jedoch verursacht der übermäßige Zusatz, d.h. mehr als 6,5 % Aluminium, eine übermäßige γ'- Phase. Daher kann die eutektische γ'-Phase durch die Festlösungsbehandlung nicht völlig gelöst werden, wodurch die Festigkeit der Legierung unerwünscht verringert wird. Außerdem bedeutet eine relativ größere Menge an Aluminium als die der Festlösungs-Verfestigungselemente der γ'-Phase, wie z.B. Tantal, Wolfram, Molybdän und Niob, daß die γ'-Phase durch die Festlösungshärtung nicht ausreichend verfestigt wird.
Daher wird bei der vorliegenden Erfindung die Aluminiummenge in einem Bereich von 4,5-6,5 % festgelegt. Insbesondere ist für den Zweck einer Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit ein niedriger Prozentsatz von nicht mehr als 5,5 % der Aluminium-Zusatzmenge zweckmäßig. Nicht mehr als 5,4 % der Zusatzmenge ist für den Zweck der Verbesserung einer höheren Temperaturfestigkeit zweckmäßig. Ein bevorzugtester Aluminiumbereich ist 4,7-5,5 %.
Wolfram ist ein Element zur Auflösung in γ-Phase und γ'- Phase, wodurch beide Phasen verfestigt werden. Daher benötigt man wenigstens 2 % Wolfram. Jedoch scheidet ein übermäßiger Zusatz α-Wolframphase und Rhenium-Wolfram-Phase aus, wodurch die Festigkeit einer Legierung verringert und außerdem die Heißkorrosionsbeständigkeit bei einer hohen Temperatur gesenkt und das spezifische Gewicht erhöht werden. Daher wird die Zusatzmenge von Wolfram auf 2-12 % und noch bevorzugter auf nicht weniger als 4 % für den Zweck der Festigkeit festgelegt. Ein Bereich von 4-9 % wird bevorzugt, um einen guten Ausgleich des spezifischen Gewichts, der Festigkeit und der Heißkorrosionsbeständigkeit zu erzielen, und dieser Bereich ist vorzugsweise 5-9 % und noch bevorzugter 5-6,3 %.
Molybdän ist ein unerläßliches Zusatzelement zur Auflösung in der γ-Phase und der γ'-Phase und zur Verfestigung beider Phasen ebenso wie Wolfram. Jedoch scheidet ein übermäßiger Zusatz α-Molybdänphase und Rhenium-Molybdän-Phase aus, so daß die Festigkeit einer Legierung verringert und außerdem die Heißkorrosionsbeständigkeit bei hoher Temperatur gesenkt werden. Daher wird die Zusatzmenge von Molybdän auf nicht mehr als 5,8 % festgelegt, und insbesondere für den Zweck der Senkung des spezifischen Gewichts ist die Zusatzmenge von mehr als 3 % Molybdän bei gleichzeitiger Verringerung der Gesamtmenge von Wolfram und Tantal wirksam. Umgekehrt ist jedoch eine niedrige Molybdänmenge für den Zweck einer Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit wirksam, und sie ist vorzugsweise nicht mehr als 5 % noch bevorzugter nicht mehr als 2 % und noch zweckmäßiger nicht mehr als 1,8 % und in noch höherem Grade zweckmäßiger nicht mehr als 1 %. Weiter werden unter Berücksichtigung der Festigkeit sowie der Heißkorrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit 0,2-1,8 %, bevorzugter 0,2 % bis nicht mehr als 1,8 % bevorzugt.
Kobalt ist ein wichtiges Element zur Bildung einer Legierung der vorliegenden Erfindung. Eine unten festgelegte optimale Kobaltmenge ist der Legierung der vorliegenden Erfindung zur bestimmten Verbesserung ihrer Heißkorrosionsund Oxidationsbeständigkeit zuzusetzen. Was die Festigkeit betrifft, verringert der Zusatz von Kobalt die Stapelfehlerenergie der Legierung und verbessert die Kriechfestigkeit in einem verhältnismäßig niedrigeren Bereich von Temperaturen, erhöht aber auch den Auflösungsgrad der γ'-Phase in einem verhältnismäßig höheren Bereich von Temperaturen und senkt damit unerwünscht die Eigenschaften der sich ausscheidenden und verfestigenden γ'-Phase, so daß die Kriechfestigkeit in einem höheren Bereich von Temperaturen verringert wird. Aufgrund dieser beiden widerstreitenden Wirkungen ist eine unten festgelegte optimale Menge an Kobalt bezüglich der Festigkeit zuzusetzen. Um eine gute Wirkung zu erzeugen, ist der Zusatz von wenigstens 0,1 % Kobalt erforderlich. Jedoch ist der Zusatz von mehr als 3 % Kobalt nicht länger bezüglich der Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit wirksam. Ein solcher übermäßiger Zusatz verringert auch die Hochternperaturfestigkeit und erleichtert das Auftreten einer schädlichen Phase, die als TCP (topologisch enggepackte Phase) bezeichnet wird. Daher wird die Zusatzmenge von Kobalt mit 0,1-3,0 %, vorzugsweise 0,3-2,0 %, noch bevorzugter 0,5-1,5 % festgelegt.
In einer Einkristallegierung, die Niob und Rhenium enthält, ist es eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung, daß eine solche Legierung auch die festgelegte Kobaltmenge, wie oben beschrieben, und noch bevorzugter zwischen 0,1 und 2,5 % enthält.
Bei der vorliegenden Erfindung ist Niob ein unerläßliches Zusatzelement zusammen mit Rhenium zur Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit der Legierung. Es ist eines der Merkmale, die die vorliegende Erfindung kennzeichnen, daß die positive Wirkung von Niob zur Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit gefunden wurde. Insbesondere ist es eine völlig neue Feststellung, daß die Heißkorrosionsbeständigkeit durch Zusatz von Niob zusammen mit Rhenium verbessert wird. Es wird angenommen, daß man wenigstens 0,2 % Niob zusetzen muß, um eine solche Wirkung zu erzielen, obwohl der Mechanismus der Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit gegenwärtig noch nicht geklärt ist. Niob wird grundsätzlich in der γ'-Phase gelöst und verfestigt die γ'- Phase. Es hat jedoch einen geringeren Einfluß als das ihm homologe Tantal, und ein übermäßiger Zusatz von mehr als 3 % Niob verringert unerwünscht die Menge an Tantal, die in der γ'-Phase gelöst wird, wodurch die Hochtemperaturfestigkeit verringert wird.
Daher wird Niob bei der vorliegenden Erfindung auf 0,2-3,0 % festgelegt. Jedoch ist ein übermäßiger Niobzusatz für den Zweck der Oxidationsbeständigkeit nicht zweckmäßig, und man bevorzugt 0,2-2,5 %. Andererseits wird der Zusatz von mehr als 2 %, jedoch nicht mehr als 3 % insbesondere für den Zweck einer hohen Heißkorrosionsbeständigkeit bevorzugt. Bei Betrachtung der Festigkeit sowie der Korrosionsbeständigkeit werden 0,8-2,5 % bevorzugt, wobei 1,3-1,8 % noch bevorzugter sind.
Tantal sowie Niob verfestigen grundsätzlich die γ'-Phase durch Festlösungshärtung. So benötigt man wenigstens 2,5 % Tantal, jedoch verursacht ein übermäßiger Zusatz von mehr als 10 % einen Anstieg der Auflösungstemperatur der eutektischen γ'-Phase und der Ausscheidung der Rhenium-Tantal- Phase, wodurch die Hochtemperaturfestigkeit unerwünscht verringert wird. Daher wird die Tantalmenge auf 2,5-10 % festgelegt. Insbesondere sind im Hinblick auf die Erzielung hoher Festigkeit nicht weniger als 4,5 % und noch bevorzugter nicht weniger als 5 % zweckmäßig. Andererseits ist ein übermäßiger Zusatz im Hinblick auf Heißkorrosionsbeständigkeit nicht wünschenswert, und eine Zusatzmenge von nicht mehr als 9 % noch bevorzugter 5-7,5 % ist in diesem Fall zweckmäßig.
Rhenium hat eine positive Wirkung zur Steigerung der Heißkorrosionsbeständigkeit einer Legierung sowie zur Festlösungsverfestigung der γ-Phase. Trotzdem wird eine Wirkung in solchem Grad, daß Rhenium lange Stunden einer Verwendung bei hoher Temperatur in einer Landbasis-Gasturbine aushalten kann, nur ausgeübt, wenn es zusammen mit Niob verwendet wird. Wenigstens 0,1 % Rhenium wird zur Erzielung eines solchen Grades benötigt. Andererseits ist Rhenium jedoch ein sehr teures Element, und ein übermäßiger Zusatz von mehr als 4 % steigert nicht nur die Kosten einer Legierung, sondern verursacht die Ausscheidung schädlicher Phasen, wie z.B. Rhenium-Wolfram, Rhenium-Molybdän und Rhenium-Tantal. Daher wird die Rheniummenge auf 0,1-4,0 % festgelegt. Der wirksame Zusatzbereich von Rhenium ist besonders im Hinblick auf die Kosten einer Legierung und deren spezifisches Gewicht 0,1-1,65 % und noch bevorzugter 1,3-1,65 %.
Hafnium ist ein unerläßliches Zusatzelement, da es zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit und der Hochternperaturfestigkeit einer Legierung wichtig ist. Es wird nur eine geringe Menge von Hafnium zur Erzeugung einer solchen Wirkung benötigt. Ein übermäßiger Zusatz von Hafnium senkt dagegen den Schmelzpunkt einer Legierung und verringert so die Festlösungsbehandlungstemperatur, wodurch die eutektische γ'-Phase nicht ausreichend gelöst werden kann. Daher soll die Zusatzmenge von Hafnium so gering wie möglich, und zwar nicht mehr als 0,3 % sein, und noch bevorzugter eignet sich nicht mehr als 0,13 %.
Unter den Legierungselementen, wie oben beschrieben, sind Wolfram und Tantal Hauptelemente für eine feste Lösung und Verfestigung der γ-Phase und γ'-Phase. Es ist hochgradig bedeutend, eine Gesamtmenge von sowohl Wolfram als auch Tantal sowie den einzelnen Bereich der Zusatzmenge festzulegen. Wenn die Gesamtmenge von Wolfram und Tantal groß ist, verbleiben eine α-Wolframphase und eine ungelöste eutektische γ'-Phase, was unvorteilhaft eine Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit und eine Steigerung des spezifischen Gewichts einer Legierung verursacht, auch wenn die Festigkeit einer Legierung verbessert wird. Auch die Heißkorrosionsbeständigkeit wird verringert. Um dieses Problem zu lösen, ist die Gesamtmenge von Wolfram und Tantal zweckmäßig nicht mehr als 17 % und zweckmäßiger nicht mehr als 15 %, bevorzugter nicht mehr als 14,5 % für den Zweck einer Verbesserung der Heißkorrosionsbeständigkeit. Außerdem ist es, um das spezifische Gewicht einer Legierung zu verringern, wirksam, die Molybdänmenge zu steigern und nicht mehr als 11,5 % der Wolfram- und Tantalgesamtmenge zuzusetzen. Da eine kleine Gesamtmenge von Wolfram und Tantal die Hochtemperaturfestigkeit verringert, muß jedoch die Zusatzmenge je nach den Einsatzzwecken justiert werden.
Bekannte Einkristallegierungen enthalten üblicherweise Titan. Obwohl Titan in der γ'-Phase gelöst wird und auf eine Festlösungsverfestigung der γ'-Phase einwirkt, erzeugt es leicht eine eutektische γ'-Phase und senkt den Schmelzpunkt einer Legierung. Daher wird der Unterschied zwischen der Schmelzbeginntemperatur und der Solidustemperatur der γ'- Phase, d.h. das Wärmebehandlungsfenster, verengt, und dadurch kann die γ'-Phase durch Anwendung der Festlösungsbe handlung nicht ausreichend gelöst werden. Daher wird der Legierung der vorliegenden Erfindung kein Titan zugesetzt.
Außer den vorgenannten Elementen können Kohlenstoff, Sihzium, Mangan, Phosphor, Schwefel, Bor, Zirkonium, Yttrium, Seltenerdmetalle und Kupfer innerhalb der unten gezeigten Bereiche ohne irgendwelche besondere Probleme zugesetzt werden, doch ist eine äußerst geringe Menge zweckmäßig.
Die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung hängt erheblich vom Zusatz von Wolfram, Tantal, Rhenium und Molybdän ab, und die Wirkung ist allgemein dem Atomprozentsatz proportional. Daher sind, um die erstrebte Hochtemperaturkriechbruchfestigkeit zu erhalten, nicht nur die Zusatzbereiche der einzelnen Elemente angepaßt, sondern es muß auch die Gesamtsumme der folgenden, in Gew.% angegebenen Formel (W + Ta + Re + 2 Mo) wenigstens 14 sein.
Andererseits haben Chrom und Niob eine positive Wirkung auf die Korrosionsbeständigkeit, und Wolfram, Tantal und Molybdän haben darauf eine negative Wirkung. Rhenium verbessert grundsätzlich die Korrosionsbeständigkeit der Legierung, verursacht jedoch bei Steigerung der Zusatzmenge die Ausscheidung schädlicher Phasen, was zur Verringerung der Korrosionsbeständigkeit führt. Daher kann Rhenium nicht als ein Hauptelement in die folgende Formel als ein Merkmal der Korrosionsbeständigkeit eingeschlossen werden. Wenn das Merkmal der Korrosionsbeständigkeit wie bei der Festigkeit durch At.% angegeben wird, werden nicht nur die Zusatzbe reiche der einzelnen Elemente angepaßt, sondern es darf auch eine Gesamtsumme der folgenden, in Gew.% angegebenen Formel (W + Ta + Re + 2 Mo)/(3,5 Cr + 2 Nb) nicht mehr als 0,95 sein, um die angestrebte Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit zu erhalten.
Es ist hochgradig vorzuziehen, daß das Verhältnis der ersteren Formel und der letzteren Formel in einem Bereich von A (26,0, 0,95), B (22,0, 0,95), C (14,0, 0,6), D (14,0, 0,1) und E (26,0, 06) ist.
Die γ'-Phase weist 50-67 % des Volumenausmaßes auf, so daß eine hohe Festigkeit erhalten werden kann, und sie hat eine Form eines Würfels oder eines rechteckigen Prismas. Die Wärmebehandlung und die Legierungszusammensetzung werden vorzugsweise so eingestellt, daß eine Seitenlänge der γ'- Phase nicht mehr als 0,5 µm und insbesondere 0,05-0,3 µm im Durchschnitt ist. Es wird besonders bevorzugt, daß das Volumenausmaß im Bereich von 55-65 % liegt.
Eine bevorzugte Legierungszusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ist 7,0-8,5 % (8,0 %) Chrom, 1-2 % (1,6 %) Rhenium, 0,5-1,5 % (1,0 %) Molybdän, 5,5-7,5 % (6,0 %) Wolfram, 6,5-8,0 % (7,0 %) Tantal, 1-2 % (1,5 %) Niob, 4,5-5,5 % (5,0 %) Aluminium, 0,5-1,5 % (1,0 %) Kobalt, 0,02-0,13 % (0,10 %) Hafnium und Rest im wesentlichen Nikkel. Die vorliegende Erfindung umfaßt einen Vorblock und ein Einkristallegierungsgußstück jeweils mit einer solchen Zusammensetzung. Es wird bevorzugt, daß eine zweckmäßige Anlaßbehandlung durchgeführt wird und daß der Volumenanteil der γ'-Phase 55-65 % für Hochfestigkeitsbauteile ist. Die γ-Phase, die eine Matrixphase ist, und die γ'-Phase unterscheiden sich voneinander, sind jedoch zusammenpassende Phasen mit der gleichen Kristallausrichtung und werden daher allgemein als ein Einkristall bezeichnet.
Vorzugsweise hat die vorliegende Erfindung solche Eigenschaften, daß die Kriechbruchdauer bei einer Temperatur von 1040 ºC bei 186 N/mm² (19 kgf/mm²) nicht weniger als 100 Stunden ist und daß ein Masseverlust durch Korrosion bei einem völligen Eintauchen in 75 Gew.% Natriumsulfat und 25 Gew.% Natriumchlorid bei einer Temperatur von 940 ºC für 50 Stunden in der Atmosphäre nicht mehr als 300 mg/cm² ist.
Ein hochgradig heißkorrosionsbeständiges und hochfestes Einkristallgußstück, das durch gerichtete Erstarrung der oben erwähnten neuen Materialien hergestellt wurde, eignet sich fur ein Erzeugnis, das in einer rauhen Umgebung verwendet wird und für das eine hohe Kriechbruchfestigkeit und ausgezeichnete Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit benötigt werden.
Da eine Gasturbinenschaufel und ein Gasturbinen-Leitschaufelkranz, die aus dem oben erwähnten hochgradig heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Einkristallgußstück gebildet wurden, eine hohe Kriechbruchfestigkeit und eine ausgezeichnete Heißkorrosion- und Oxidationsbeständigkeit besitzen, ist es möglich, die Verbrennungsgastemperatur einer Gasturbine auf einen höheren Wert als den von derzeit verwendeten Gasturbinen zu steigern. Als Ergebnis wird der Wärmewirkungsgrad einer Gasturbine merklich verbessert.
Ein kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem, das unter Verwendung der oben erwähnten Gasturbine aufgebaut wird, hat einen Wärrnewirkungsgrad von 50 % oder darüber als Gesamtsystem, da die Verbrennungsgastemperatur der Gasturbine höher als die bekannter Gasturbinen ist.
Beispiel 1:
Die Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung und den Gesamtwert von Wolfram und Tantal von Proben, die zum Vergleich der Eigenschaften von Vergleichslegierungen, bekannten Legierungen und Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wurden, sowie den P-Wert, um zu zeigen, daß die Legierungszusammensetzung und eine sie begleitende Wirkung der vorliegenden Erfindung total von denen der Legierung verschieden sind, die im U.S.-Patent Nr. 4 719 080 offenbart wurde. 5 kg von Vorblöcken sämtlicher Legierungen der vorliegenden Erfindung No. 1-32, der Vergleichslegierungen No. 41-54 und der bekannten Legierungen No. 61-64 wurden unter Anwendung eines Vakuuminduktionsschmelzverfahrens hergestellt. Bei den bekannten Legierungen wurde angestrebt, daß sie die gleiche Zusammensetzung wie die, welche offenbart wurde, hatten, und sie wurden geschmolzen.
Unter den bekannten Legierungen bedeutet No. 61 SC-83K, No. 62 PWA1484, No. 63 CMSX-4, No. 64 Rene 80. [Tabelle 1] Forts. Forts. Forts.
Die Tabelle 2 zeigt (i) den Durchschnittswert des Gewichtsverlusts durch Heißkorrosion von drei Proben jeder Legierung als Ergebnis eines Volleintauchtests in einer Salzmischung, die aus 75 Gew.-% Natriumsulfat und 25 Gew.% Natriumchlorid besteht und in einem Tiegel enthalten ist, bei einer Temperatur von 940 ºC für 50 Stunden, (ii) den Wert des Oxidationsgewichtsverlusts nach zehnmaligem Wiederholen des Wärmezyklus durch Luftkühlung nach Erhitzen bei einer Temperatur von 1100 ºC im Tiegel für 16 Stunden, (iii) die Gefügestabilität der Legierungen, (iv) die Kriechbruchdauer bei einer Temperatur von 1040 ºC und bei 186 N/mm² (19 kgf/mm²) und (v) die Dehnung der Legierungen zu dieser Zeit, und (vi) den Wert des Gewichtsverlusts nach dem simulierten Verbrennungs- und Heißkorrosionstest. Was die Gefügestabilität einer Legierung betrifft, wird eine nur aus γ- Phase und γ'-Phase gebildete Legierung als "O" unter der Spalte der Eigenschaften angegeben, und eine außer γ-Phase ünd γ'-Phase eine nachteilige Phase enthaltende Legierung wird als "x" unter der Spalte der Eigenschaften angegeben, wobei ein Mikrogefüge einer Legierung nach jeder Wärmebehandlung beurteilt wurde. [Tabelle 2] Forts. Forts. Forts.
* DURCH LARSON-MILLER-PARAMETER BERECHNET
Bei den verschiedenen in der Tabelle 2 gezeigten Tests wurden mit Ausnahme des Kriechbruchtests und des simulierten Verbrennungs- und Heißkorrosionstests die Vorblöcke im Gußzustand in einem polykristallinen Gefüge in einer bestimmten Weise wärmebehandelt und zu bestimmten Stücken zum Testen verarbeitet und so als zu testende Proben vorgesehen. Scheibenförmige Stücke mit einem Durchmesser von 7 mm und der Dicke von 4 mm wurden zum Testen als ein Probestück sowohl für den Heißkorrosionstest im Tiegel als auch als Probestück für den Oxidationstest im Tiegel verarbeitet.
Vor dem Kriechbruchtest wurden die vorgennannten Vorblöcke sämtlicher Legierungen der vorliegenden Erfindung und der Vergleichslegierungen mit Ausnahme der No. 53 und No. 54 in einem Ofen zur einseitig gerichteten Erstarrung des Rückziehtyps als Einkristall erstarrt; dann wurden sie wärmebehandelt, was weiter unten beschrieben wird, wie in den anderen Tests; sie wurden weiter zu Probestücken zum Testen verarbeitet, deren Durchmesser 6,35 mm in einem parallelen Teil ist und deren Meßlänge 25,4 mm ist. Dann wurde der Kriechbruchtest unter den oben erwähnten Bedingungen auf Basis eines ASTM-Verf ahrens durchgeführt. Unter den bekannten Legierungen wurden zu den Legierungen No. 61 und No. 63, deren durch Larson-Miller-Parameter berechnete Kriechbruchkurve der Öffentlichkeit bekannt ist, deren Bruchdauern entsprechend einer Temperatur von 1040 ºC bei 186 N/mm² (19 kgf/mm²) aus der Kriechbruchkurve erhalten und in der Tabelle 2 angegeben.
Der simulierte Verbrennungs- und Heißkorrosionstest wurde nur bei einigen der Legierungen der vorliegenden Erfindung und bei der bekannten Legierung No. 64 (Rene 80) durchgeführt. Proben mit einem Einkristallgefüge der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung, welche Proben für den Kriechbruchtest hergestellt wurden, wurden verwendet; andererseits wurde die Probe der bekannten Legierung No. 64 mit einem polykristallinen Gefüge verwendet. Nachdem alle diese Proben zu Probestücken mit der Form einer runden Stange, die einen Durchmesser von 9 mm und eine Länge von 50 mm hat, verarbeitet wurden, erhitzte man sie in sieben Zyklen auf eine Temperatur vom 900 ºC für 7 Stunden in der Atmosphäre, bei der das Verbrennungsgas in einer wirklichen Vorrichtung simuliert wurde; dann wurden sie entzundert. Danach wurden die Werte des Heißkorrosions-Gewichtsverlusts gemessen.
Die Festlösungsbehandlungsbedingungen, die bei den Legierungen der vorliegenden Erfindung und bei den Vergleichslegierungen eingehalten wurden, bestimmte man nach Untersuchung des Gefüges, wobei sie auf eine Temperatur von 1250-1350 ºC für 4 Stunden erhitzt und durch Luft abgekühlt wurden. Die Temperatur, bei der die γ'-Phase völlig gelöst war, wurde grundsätzlich als die Festlösungsbehandlungsternperatur aller Legierungen ausgewählt, bei welcher Temperatur sie für 4 Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung gehalten wurden. Bezüglich der Anlaßbehandlungen nach der Festlösungsbehandlung wurde eine Zweistufenanlaßbehandlung, bestehend aus einem Erhitzen bei einer Temperatur von 1080 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und einem weiteren Erhitzen bei einer Temperatur von 870 ºC für zwanzig Stunden mit nachfolgender Luf tabkühlung, durchgeführt.
Was die bekannten Legierungen betrifft, wurde No. 61 (SC-83K) durch Erhitzen bei einer Temperatur von 1320 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und noch ein Erhitzen bei einer Temperatur von 1080 ºC für fünf Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und noch ein weiteres Erhitzen bei einer Temperatur von 870 ºC für zwanzig Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung wärmebehandelt No. 62 (PWA1484) wurde durch Erhitzen bei einer Temperatur von 1316 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und ein weiteres Erhitzen bei einer Temperatur von 1080 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und noch weiteres Erhitzen bei einer Temperatur von 870 ºC für zwanzig Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung wärmebehandelt
No. 63 (CMSX-4) entsprach den Wärmebedingungen auf Basis von ("Fabrication and High Temperature Properties of Single Crystal Component of Advanced Ni-base Superalbys", Yoshio Ohta et al.; Iron and Steel, Vol 76, (1990), S. 940-947), wie von Cannon-Muskegon empfohlen. Eine Sechsstufenfolge- Festlösungsbehandlung wurde mit No. 63 durchgeführt; sie wurde bei einer Temperatur von 1272 ºC für zwei Stunden gehalten, worauf eine Steigerung der Temperatur auf 1296 ºC folgte, wo sie für drei Stunden gehalten wurde, worauf eine Steigerung der Temperatur auf 1313 ºC folgte, wo sie weiter für drei Stunden gehalten wurde, worauf eine Steigerung der Temperatur auf 1316 ºC folgte, wo sie noch weiter für zwei Stunden mit nachfolgender Luf tabkühlung gehalten wurde. Dann wurde eine Anlaßbehandlung durchgeführt; sie wurde bei einer Temperatur von 1080 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung gehalten und weiter bei einer Temperatur von 871 ºC für zwanzig Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung gehalten.
Unter den bekannten Legierungen wurde Rene 80 mit polykristallinem Gefüge nach der Wärmebehandlung durch Lufterhitzung bei einer Temperatur von 1220 ºC für zwei Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und danach durch weiteres Erhitzen auf eine Temperatur von 1096 ºC für vier Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung und durch noch ein weiteres Erhitzen auf eine Temperatur von 845 ºC für sechzehn Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung verwendet.
Die Tabelle 1 zeigt, daß jeder der "P"-Werte der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung, welcher Wert durch die obige Formel (1) berechnet wird, unter 3360 ist, welcher Wert in dem U.S.-Patent No. 4 719 080 offenbart ist, und daß folglich die vorliegende Erfindung von einer gegenüber der oben erwähnten Erfindung unterschiedlichen Art ist. Die Tabelle 2 zeigt, daß alle Legierungen No. 1-32 der vorliegenden Erfindung gute Eigenschaften, wie z.B. Heißkorrosionsbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit, die gute Kriechbruchdauer, Kriechbruchdehnung und Gefügestabilität besitzen. Besonders für ihre Heißkorrosionsbeständigkeit zeigt der Gewichtsverlust durch Heißkorrosion im Tiegel das dem von No. 64 (Rene 80) gleichwertige Niveau oder ein näheres Niveau, und somit ist es klar, daß die Heißkorrosionsbeständigkeit der vorliegenden Erfindung besser als die der bekannten Einkristallegierungen ist. Weiter zeigt der Gewichtsverlust durch den simulierten Verbrennungs- und Heißkorrosionstest, daß die Legierungen der vorliegenden Erfindung deutlich bessere Heißkorrosionsbeständigkeit als No. 64 besitzen. Auch sind die Legierungen der vorliegenden Erfindung von weit besserer Oxidationsbeständigkeit als No. 64 (Rene 80), und sie sind mit einer der bekannten Einkristallegierungen mit der besten Oxidationsbeständigkeit vergleichbar.
Die längste Kriechbruchdauer der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung ist der Dauer der bekannten Einkristallegierung No. 61 (SC-83K) im wesentlichen gleichwertig, und auch ihre kürzeste Dauer ist nur wenig unter der Dauer der bekannten Legierung No. 63 (CMSX-4). Aufgrund der Beurteilung der Kriechbruchdauer hat die Festigkeit der Legierungen der vorliegenden Erfindung das befriedigendste Niveau für eine Landbasis-Gasturbine.
Andererseits haben einige der Vergleichslegierungen einzelne Eigenschaften, die mit denen der Legierungen der vorliegenden Erfindung vergleichbar sind. Jedoch können in einer bekannten Einkristallegierung alle guten einzelnen Eigenschaften im Gegensatz zu den Legierungen der vorliegenden Erfindung nicht gut ausgeglichen werden. Wie aus der vorstehenden Beschreibung zu entnehmen ist, wird klar, daß die Legierungen mit einem Zusammensetzungsbereich gemäß der vorliegenden Erfindung ausgezeichnete, gut ausgeglichene Eigenschaften zeigen.
Unter den bekannten Legierungen hat No. 61 (SC-83K) eine ausgezeichnete Kriechbruchfestigkeit und eine gute Oxidationsbeständigkeit, da sie eine geringe Menge Kobalt und Hafnium enthält, hat jedoch eine schlechte Heißkorrosionsbeständigkeit, da sie weder Rhenium noch Niob enthält. No. 62 (PWA1484) enthält Rhenium, enthält jedoch nur einen geringen Chromanteil und kein Niob, und folglich sind ihre Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit niedriger als die der Legierungen der vorliegenden Erfindung. No. 63 (CMSK-4) kann eine gute Oxidationsbeständigkeit und Kriechbruchdauer erreichen, doch ist ihre Heißkorrosionsbeständigkeit etwas niedriger als die der Legierungen der vorliegenden Erfindung. Ein polykristallines Bauteil der bekannten Legierung No. 64 (Rene 80) hat eine gute Heißkorrosionsbeständigkeit im Tiegel, hat jedoch eine niedrigere Heißkorrosionsbeständigkeit unter der Atmosphäre, in der das Verbrennungsgas in einer wirklichen Vorrichtung simuliert wird, als die der Legierungen der vorliegenden Erfindung, und sie hat auch eine äußerst niedrige Kriechbruchfestigkeit und eine schlechte Oxidationsbeständigkeit.
Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einem Gewichtsverlust durch Korrosion nach einem simulierten Verbrennungstest und einem Verhältnis von (3,5 Cr + 6,8 Al)/(W + Ta + 2 Mo) zeigt. Das Verhältnis der Formel stellt das Verhältnis der Menge von Chrom und Aluminium, die eine positive Wirkung besonders auf die Korrosionsbeständigkeit beim simulierten Verbrennungstest haben, und der Menge von Wolfram, Tantal und Molybdän dar, die besonders darauf eine negative Wirkung haben. Der Koeffizient jedes Elements gibt an, wenn Gew.% in At.% umgewandelt wird. Wie im Diagramm gezeigt, verbessert sich die Korrosionsbeständigkeit beim simulierten Verbrennungstest, wenn das vorerwähnte Verhältnis steigt, und es ist bei nicht weniger als 3,0 gut. Jedoch verringert ein zu hohes Verhältnis die Festigkeit, und es ist vorzugsweise nicht mehr als 4,5.
Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Wirkung eines Verhältnisses von 2 Nb/(Nb + Ta) auf die Korrosionsbeständigkeit und Kriechbruchfestigkeit zeigt. Die Vergleichslegierung No. 42, die Rhenium, jedoch kein Niob enthält, hat eine niedrige Korrosionsbeständigkeit. Jedoch wird die Korrosionsbeständigkeit merklich verbessert, wenn die Niobmenge, die durch Tantal ersetzt wird, steigt (wobei das obenerwähnte Verhältnis steigt). Jedoch verringert eine übermäßige durch Tantal ersetzte Niobmenge die Kriechbruchfestigkeit, und die angestrebte Festigkeit kann nicht erhalten werden. So ist das obenerwähnte Verhältnis vorzugsweise zwischen 0,2 und 0,8. Der Koeffizient jedes Elements zeigt, wenn Gew.% in At.% umgewandelt wird, wie oben beschrieben.
Fig. 3 zeigt, daß Legierungen der vorliegenden Erfindung vorzugsweise in einem Bereich liegen, der durch Punkte (A) - (E) umgeben wird, und daß alle Werte von (W + Ta + Re + 2 Mo) der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung nicht weniger als 14,0 und alle Werte von (W + Ta + 2 Mo)/(3,5 Cr + 2 Nb) davon nicht mehr als 0,95 sind. Obwohl alle Vergleichslegierungen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, wie oben angegeben, sind, liegen die Mengen der einzelnen Elemente außerhalb der geeigneten Bereiche gemäß der vorliegenden Erfindung. Außerdem sind gemäß der Tabelle 1 alle "P"-Werte der Legierungen der vorliegenden Erfindung unter 3360. In Fig. 3 sind die Punkte der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung auf der vertikalen Achse und der horizontalen Achse besonders vorzugsweise A (26,0; 0,95), B (22,0; 0,95), C (14,0; 0,6), D (14,0; 0,1) und E (26,0; 0,6).
Die Tabelle 2 zeigt, daß alle Legierungen No. 1-32 der vorliegenden Erfindung gute Eigenschaften, wie z.B. Korrosionsbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit, gute Kriechbruchdauer, Kriechbruchdehnung und Gefügestabilität besitzen. Insbesondere ist die Korrosionsbeständigkeit der von Rene 80 gleichwertig. Die Oxidationsbeständigkeit ist weit besser als die von Rene 80.

Beispiel 2:

Eine Gasturbinenschaufel, wie in Fig. 4 gezeigt, und ein Gasturbinen-Leitschaufelkranz, wie in Fig. 5 gezeigt, wurden durch Verwendung der Legierung der vorliegenden Erfindung, No. 8 im Beispiel 1 hergestellt.
Zunächst wurde ein Wachsmodell um einen Kern herum hergestellt, der aus hauptsächlich aus Siliziumdioxid bestehenden feuerfesten Materialien gebildet war. Eine aus feuerfesten Materialien, wie z.B. Aluminiumoxid, Zirkoniumoxid und Yttriumoxid, zusammengesetzte Keramikhülle wurde weiter um das Wachsmodell herum gebildet, worauf die Wachsbeseitigung und das Brennen folgten. So wurde eine Form hergestellt. Fig. 6 ist ein Kern für eine Gasturbinenschaufel und wurde zum Vorsehen eines Hohlaufbaus für ein Kühlloch verwendet. Fig. 7 ist ein Wachsmodell für eine Gasturbinenschaufel.
Dann wurde im Vakuumausziehtypofen zur gerichteten Erstarrung eine Metallschmelze mit der Zusammensetzung der Legierung der vorliegenden Erfindung, No. 8, in die obenerwähnte Form gegossen und nach und nach von einem Startteil bei einer Senkungsgeschwindigkeit von 30 cm/h einseitig gerichtet erstarrt, um so unter Verwendung eines Selektors ein Einkristallgußstück zu bilden. Anschließend wurde der Kern durch Alkali beseitigt, und der Startteil, der Selektor, ein verbreiterter Teil und ein Steigerteil u. dgl. wurden abgeschnitten. So wurden die Form der Gasturbinenschaufel, wie in Fig. 4 gezeigt, und die Form des Gasturbinen-Leitschaufelkranzes, wie in Fig. 5 gezeigt, erhalten. Die Gesamtlänge der Schaufel war 220 mm.

Beispiel 3:

Fig. 8 ist eine Schnittdarstellung eines Drehteils einer Gasturbine, die Schaufeln und Leitschaufelkränze der Gasturbine gemäß der vorliegenden Erfindung im Beispiel 2 zeigt.
Der Drehteil der Gasturbine umfaßt eine Turbinenstutzenwelle 30, eine bewegte Turbinenschaufel 33, einen Turbinenschachtbolzen 43, einen Turbinenabstandshalter 38, ein Distanzstück 49, einen Leitschaufelkranz 40, eine Kompressorscheibe 36, eine Kompressorschaufel 37, einen Kompressorschachtbolzen 38, eine Kompressorstutzenwelle 39 und eine Turbinenscheibe 34. Die Gasturbine der vorliegenden Erfindung hat siebzehn Stufen der Kompressorscheibe 36 und drei Stufen der Turbinenschaufel, oder die Turbinenschaufel kann vier Stufen haben. Eine Legierung der vorliegenden Erfindung kann für bewegte Turbinenschaufeln mit entweder drei oder vier Stufen verwendet werden.
Die Haupttypen der Gasturbine in diesem Ausführungsbeispiel sind ein Hochleistungstyp, ein Einzelwellentyp, ein Honzontalunterteilungsgehäusetyp und ein Schachttyprotor. Der Kompressor hat einen Siebzehnstufen-Axialströmungstyp; die Turbine hat einen Dreistufenimpulstyp und bewegte und stehende Schaufeln mit Ein- oder Zweistufenluftkühlung; und der Brenner hat einen Gegenstromtyp, zehn rohrförmige Brennerteile und einen Schlitzkühltyp.
Der völlig getemperte martensitische Stahl, der im wesentlichen gewichtsmäßig aus 0,06-0,15 -% Kohlenstoff, nicht mehr als 1 % Silizium, nicht mehr als 1,5 % Mangan, 9,5-12,5 % Chrom, 1,5-2,5 % Nickel, 1,5-3,0 % Molybdän, 0,1-0,3 -% Vanadin, 0,03-0,15 % Niob, 0,04-0,15 % Stickstoff und Rest Eisen besteht, wird für das Distanzstück 49, die Turbinenscheibe 34, den Abstandshalter 38 und den Schachtbolzen 33 verwendet. Der Drehteil der Gasturbine bei diesem Ausführungsbeispiel hat Eigenschaften von 883-1177 N/mm² (90-120 kg/mm²) Zugfestigkeit, 687-883 N/mm² (70-90 kg/mm²) 0,2 %-Streckgrenze, 10-25 % Dehnungsgrad, 50-70 % Flächenverringerung, 5-9,5 kg-m/cm² V-Nutenschlagfestigkeitswert und 441-540 N/mm² (45-55 kg/mm²) Kriechbruchfestigkeit bei einer Temperatur von 450 ºC für los Stunden.
Die bewegte Turbinenschaufel 33 hat drei Stufen, und eine im Beispiel 1 hergestellte Legierung wurde für eine erste Stufe verwendet. Der Kompressor hatte einen Kompressordruck von 14,7 und eine Temperatur von im wesentlichen 400 ºC; die Gasturbine hatte eine Temperatur von im wesentlichen 1350 ºC am Einlaß der ersten Schaufel; und die Verbrennungsgastemperatur war im wesentlichen 1500 ºC. Eine Legierung mit der Zusammensetzung von Rene 80, die im wesentlichen gewichtsmäßig aus 14 % Chrom, 9,5 % Kobalt, 4 % Molybdän, 4 % Wolfram, 3 -% Aluminium, 5 % Titan, 0,17 % Kohlenstoff, 0,015 % Bor, 0,03 % Zirkonium und Rest Nickel bestand und ein polykristallines Gefüge hatte, wurde für eine zweite Stufe der Turbinenschaufel 33 verwendet, welche Stufe eine Länge von 280 mm (160 mm eines Schaufelteils und die restlichen 120 mm von einem Plattformteil) hatte, und eine Legierung mit der Zusammensetzung von 1N738, die gewichtsmäßig im wesentlichen aus 0,17 % Kohlenstoff, 16 % Ohrom, 8,5 % Kobalt, 1,75 % Molybdän, 2,6 % Wolfram, 0,9 % Niob, 3,4 % Titan, 3,4 % Aluminium, 1,75 % Tantal, 0,01 % Bor und Rest Nickel bestand und ein polykristallines Gefüge hatte, wurde für eine dritte Stufe der Turbinenschaufel 33 verwendet, welche Stufe die Länge von 350 mm (230 mm eines Schaufelteus und Rest 120 mm) hatte. So wurde eine feste Schaufel durch Anwendung eines Präzisionsgießverfahrens nach dem bekannten Wachsausschmelzverfahren hergestellt.
Ein im Beispiel 2 erhaltenes Einkristallgußstück wurde für eine erste Stufe des Turbinenleitschaufelkranzes 10 verwendet, und eine bekannte Kobaltbasislegierung wurde für eine zweite Stufe und eine dritte Stufe verwendet. Die Turbinenleitschaufelkränze mit einem Flügel wurden durch Bilden der zweiten Stufe und der dritten Stufe unter Anwendung des bekannten Vakuumpräzisionsgießverfahrens hergestellt. Die Länge des Flügels ist der der Schaufel gleichwertig, und der Flügel weist ein Stiftrippenkühlgefüge, eine Auftreffkühlung und eine Filmkühlung auf. Ein erster Leitschaufelkranz wird austauschbar an Seitenwänden gehalten; und Zweitstufenleitschaufelkränze und Drittstufenleitschaufelkränze werden austauschbar an einer der Seitenwände gehalten. Ein Zwischenkühler wird für die Gasturbine vorgesehen.
Mit diesem Ausführungsbeispiel können 60 MW Energieerzeugungsausgang und 33 % oder mehr des Hochwärmewirkungsgrades erhalten werden.

Beispiel 4:

Fig. 9 ist ein schematischer Überblick, der ein kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungssystem des Einzelwellentyps zeigt, das durch Verwendung der Gasturbine des Ausführungsbeispiels 4 zusammen mit einer Dampfturbine erhalten wird.
Eine Gasturbine verwendet die Gasturbinenschaufeln und die Gasturbinen-Leitschaufelkränze im Beispiel 2 als Erststufenschaufeln bzw. Erststufen-Leitschaufelkränze zusammen mit einer Dampfturbine, um so ein kombiniertes Einzelwellen-Kreislaufenergieerzeugungs system aufzubauen.
Wenn Energieerzeugung durch Verwendung einer Gasturbine erfolgt, ist es möglich, daß in diesen Tagen ein kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungsverfahren angewandt wird. Es wird ein solches Verfahren angewendet, wodurch Energie vom Abgas der Gasturbine erfaßt wird und eine Dampfturbine durch einen durch diese Energie erhaltenen Hochtemperaturdampf angetrieben wird und schließlich ein Energiegenerator durch die Dampf turbine und die Gasturbine angetrieben wird. Die Verwendung der kombinierten Kreislaufenergieerzeugung verbessert erheblich den Wärmewirkungsgrad im Vergleich mit der Einzelverwendung der Gasturbine und der Dampfturbine, und die Gasturbine der vorliegenden Erfindung kann 50 % oder mehr Wärmewirkungsgrad des gesamten Systems erreichen.
Das vorliegende System arbeitet, wie folgt. Zunächst wird Luft in einen Luftkompressor der Gasturbine durch einen Luftfilter und einen Luftdämpfer eingeführt und im Luftkompressor komprimiert. Dann wird sie einer Verbrennung zugeführt, bei der Brennstoff in die komprimierte Luft eingespritzt und so verbrannt wird, um ein Hochtemperaturgas bei einer Temperatur von 1500 ºC oder mehr zu erzeugen. Das Hochtemperaturgas arbeitet, und die Energie wird erzeugt.
Anschließend wird das von der Turbine abgegebene Gas bei einer Temperatur von 500 ºC oder mehr dem Abgaswärmeerfassungskessel durch einen Abgasdämpfer zugeführt, und die Wärmeenergie im Abgas der Gasturbine wird erfaßt, wodurch Hochdruckdampf bei einer Temperatur von 500 ºC oder mehr erzeugt wird. Der erzeugte Hochdruck- und Niederdruckdampf wird der Dampfturbine zugeführt.
Weiter wird der von der Dampfturbine kommende Dampfin einen Kondensator eingeführt und entlüftet, so daß er in kondensiertes Wasser umgewandelt wird. Der Druck des kondensierten Wassers wird durch eine Kondensatpumpe erhöht und es wird einem Kessel als Speisewasser zugeführt.
Als Ergebnis treiben die Gasturbine und die Dampfturbine einen von beiden Enden der Welle direkt damit verbundenen Generator an.
Gemäß dem vorliegenden System wurde die Energieerzeugung mit angenähert 52 % Wärmewirkungsgrad durchgeführt, was höher als der eines bekannten thermoelektrischen Kraftwerks ist. Weiter ist es in einem Energieerzeugungssystem, in welchem eine Mehrzahl von kombinierten Kreislaufenergieerzeugungssystemen in einer Anlage integriert sind, sogar im Fall, wo die Energieerzeugung bei einer Teillast durchgeführt wird, durch Verringerung der Zahl von Maschinen möglich, die Maschinen in Bewegung bei im wesentlichen einer berechneten Last zu betreiben, die einen höheren Wärmewirkungsgrad hat, so daß ein hoher Wärmewirkungsgrad durch die ganze Anlage beibehalten wird.
Gemäß dem kombinierten Energieerzeugungssystem kann eine Gesamtheit von 90000 kW-Energieerzeugungsausgang, bestehend aus 60000 kW von der Gasturbine und 30000 kW von der Dampfturbine, erhalten werden. Da die Dampfturbine dieses Aus führungsbeispiels kompakt ist, kann sie wirtschaftlicher als eine Großmaßstabsdampfturbine mit der gleichen Höhe der Energieerzeugungskapazität hergestellt werden, und sie hat so einen großen Vorteil des wirtschaftlichen Betriebs unter Berücksichtigung der Erhöhung der Menge der Energieerzeugung.
Die Dampfturbine gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein integrierter Hoch- und Niederdrucktyp. Der Einzelmaschinenausgang der Turbine kann gesteigert werden, indem man den Dampfdruck am Einlaß des Hauptdampfes der integrierten Hochund Niederdrucktyp-Dampfturbine auf 100 atg steigert und die Temperatur auf 538 ºC steigert. Es ist erforderlich, die Länge der Endstufe der bewegten Schaufel um dreißig Inches oder mehr zu erhöhen und die Menge des Dampfstroms zu erhöhen, um den Einzelmaschinenausgang zu steigern.
Die Dampfturbine gemäß der vorliegenden Erfindung enthält dreizehn Stufen oder mehr der Schaufeln, die fest mit integrierten Hoch- und Niederdrucktyprotorwellen verbunden sind. Der Dampf strömt bei einer Temperatur von 538 ºC und einem Druck von 88 atg, wie oben erwähnt, vom Dampfeinlaß über ein Dampfsteuerventil ein. Der Dampf strömt einseitig gerichtet vom Einlaß zur Letztstufenschaufel bei einer Temperatur von 33 ºC bei 960 hPa (722 mmHg) und wird vom Auslaß abgegeben. Aus niedriglegiertem Stahl gebildeter geschmiedeter Stahl, der im wesentlichen aus Niob-Chrom- Molybdän-Vanadin besteht, wird für die integrierte Hochund Niederdrucktyp-Rotorwelle der vorliegenden Erfindung verwendet. Der Teil, wo die Schaufeln fest mit einer Rotorwelle verbunden sind, ist scheibenförmig und völlig durch Schneiden von der Rotorwelle erzeugt. Je kürzer die Länge der Schaufel, um so länger ist die Breite des Scheibenteus eingerichtet, um so die geringste Schwingung zu verursachen.
Die integrierte Hoch- und Niederdrucktyp-Rotorwelle dieses Ausführungsbeispiels besteht gewichtsmäßig im wesentlichen aus 0,18-0,30 % Kohlenstoff, nicht mehr als 0,1 % Silizium, nicht mehr als 0,3 % Mangan, 1,0-2,0 % Nickel, 1,0-1,7 % Chrom, 1,0-2,0 % Molybdän, 0,20-0,3 % Vanadin und Rest Eisen. Sie wird durch Wassereinspritzungskühlung bei einer Temperatur von 900-1050 ºC abgeschreckt und dann bei einer Temperatur von 650-680 ºC getempert.
Der Aufbau der Anlage kann als Einwellentyp eingerichtet werden, der sechs Gruppen kombiniert, eine Gruppe mit einer Gasturbine, einem Abgaswärmeerfassungskessel, einer Dampfturbine und einem Energiegenerator. Oder der Aufbau der Anlage kann als Vielwellentyp folgendermaßen eingerichtet werden. Ein in einer Gasturbine kombinierter Energiegenerator stellt eine Gruppe dar, und sechs Gruppen davon werden kombiniert. Anschließend wird der Dampf von dem Abgas erhalten und dann in eine Dampfturbine und einen Energiegenerator eingeführt.
Die komplexe Energieerzeugung umfaßt eine Gasturbine, die leicht startet und für kurze Zeit anhält, und eine Dampfturbine, die von geringen Abmessungen und einfach ist, und so kann der Ausgang leicht justiert werden. Daher wird die komplexe Energieerzeugung geeignet als ein Zwischenlastwärmeenergiegenerator verwendet, der auf die wechselnde Nachfrage reagiert.
Die Verläßlichkeit der Gasturbine wird merklich aufgrund der Entwicklung der neuesten Technologie verbessert, und das System der komplexen Energieerzeugungsanlage weist Kombinationen von Maschinen mit kleinen Kapazitäten auf. So kann, wenn ein Maschinenfehler auftritt, der Schaden davon auf örtliche Teile begrenzt werden, wodurch die Verläßlichkeit verbessert wird.
Wie oben erläutert, hat eine Legierung der vorliegenden Erfindung eine viel bessere Heißkorrosionsbeständigkeit als bekannte Einkristallegierungen, eine gute Oxidationsbeständigkeit, die mit einer der bekannten Einkristallegierungen mit der besten Oxidationsbeständigkeit vergleichbar ist, und eine Kriechbruchfestigkeit, die gleichwertig oder näher derjenigen der bekannten Einkristallegierungen mit höherer Festigkeit als der der anderen bekannten Einkristallegierungen ist. Als Ergebnis kann eine Legierung der vorliegenden Erfindung als ein Einkristallgußstück verwendet werden, das in nicht herkömmlicher Weise leicht für eine Schaufel oder einen Leitschaufelkranz od. dgl. einer Hochleistungsgasturbine für Landbasisverwendung eingesetzt wird. So wird durch Verwendung eines solchen Einkristallgußstücks ein Betrieb in rauhen Heißkorrosionsumgebungen und unter hoher Kriechbelastung möglich, und ein kombiniertes Kreislaufenergieerzeugungs-Hochleistungssystem mit 50 % oder mehr Wärmewirkungsgrad, der höher als der der bekannten Systeme ist, kann erhalten werden.

Claims

1. Hochgradig heißkorrosionsbeständige und hochf este Superlegierung, die gewichtsmäßig aus 6 - 12 % Chrom, 4,5 - 6,5 % Aluminium, 2 - 12 % Wolfram, 2,5 - 10 % Tantal, nicht mehr als 5,8 % Molybdän, 0,1 - 3 % Kobalt, 0,2 - 3 % Niob, 0,1 - 4 % Rhenium, nicht mehr als 0,3 % Hafnium und Rest Nickel und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

2. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig nicht mehr als insgesamt 11,5 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 2 - 9 % Wolfram und 2,5 - 8 % Tantal, mehr als 3 % Molybdän und bis zu 1,65 % Rhenium aufweist.

3. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig 7,3 - 10,5 % Chrom, bis zu 5,4 % Aluminium, nicht mehr als insgesamt 17 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4 - 12 % Wolfram und 2,5 - 9 % Tantal, nicht mehr als 2 % Molybdän, bis zu 2,5 % Niob, bis zu 1,65 % Rhenium und nicht mehr als 0,13 % Hafnium aufweist.

4. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig wenigstens 7,3 % Chrom, nicht mehr als insgesamt 15 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4 - 9 % Wolfram und 4,5 - 9 % Tantal, nicht mehr als 1 % Molybdän, bis zu 2 % Niob, bis zu 1,65 % Rhenium und nicht mehr als 0,13 % Hafnium aufweist.

5. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig wenigstens 7,3 % Chrom, bis zu 5,5 % Aluminium, nicht mehr als insgesamt 15 % Wolfram und Tantal, bestehend aus 4 - 9 % Wolfram und 4,5 - 9 % Tantal, nicht mehr als 1,8 % Molybdän, bis zu 2,5 % Kobalt, 0,8 - 2,5 % Niob, bis zu 1,65 % Rhenium und nicht mehr als 0,13 % Hafnium aufweist.

6. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig 7,3 - 9 % Chrom, 4,7 - 5,5 % Aluminium, 5 -, 6,3 % Wolfram, 5 - 7,5 % Tantal, 0,5 - 1,8 % Molybdän, 0,5 - 1,5 % Kobalt, 1,3 - 1,8 % Niob, 1,3 - 1,65 % Rhenium und nicht mehr als 0,13 % Hafnium aufweist.

7. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig wenigstens 7 % Chrom, wenigstens 4,8 % Aluminium, 4 - 9 % Wolfram, bis zu 9 % Tantal, nicht mehr als 5 % Molybdän und mehr als 2 % Niob aufweist.

8. Superlegierung nach Anspruch 1, bei der ein Verhältnis der Menge von (W + Ta + Re + 2 Mo) und (W + Ta + 2 Mo) /(3,5 Cr + 2 Nb) innerhalb eines von A (26,0, 0,95), B (22,0, 0,95), C (14,0, 0,6), D (14,0, 0,1) und E (26,0, 0,6) umgebenen Bereichs ist.

9. Superlegierung nach Anspruch 1, die eine γ'-Phase mit einer kubischen oder einer rechteckigen Prismenform aufweist, die 50 - 67 % des Volumenanteils und nicht mehr als 0,5 µm einer Seitenlänge hat.

10. Superlegierung nach Anspruch 1, bei der die Kriechbruchlebensdauer bei einer Temperatur von 1040 ºC bei 186 N/mm² (19 Kgf/mm²) nicht unter 100 Stunden ist und bei der ein Gewichtsverlust durch Korrosion bei einem gesamten Eintauchen in 75 Gew.-% Natriumsulfat und 25 Gew.-% Natriumchlorid bei einer Temperatur von 940 ºC für 50 Stunden in der Atmosphäre nicht mehr als 300 mg/cm² ist.

11. Superlegierung nach Anspruch 1, die gewichtsmäßig 7,0 - 8,5 % Chrom, 1 - 2 % Rhenium, 0,5 - 1,5 % Molybdän, 5,5 - 7,5 % Wolfram, 6,5 - 8,0 % Tantal, 1 - 2 % Niob, bis zu 5,5 % Aluminium, 0,5 - 1,5 % Kobalt und 0,02 - 0,13 % Hafnium aufweist.

12. Stangenförmiger Vorblock, der aus der Superlegierung besteht, wie sie in irgendeinem der Ansprüche 1 - 11 angegeben ist.

13. Hochgradig korrosionsbeständiges und hochfestes Einkristallgußstück, das durch einseitig gerichtete Erstarrung einer Legierung, wie sie in den Ansprüchen 1 - 11 angegeben ist, hergestellt worden ist, welches Gußstück im wesentlichen keine Korngrenze hat.

14. Gasturbinenschaufel, die aus einem hochgradig heißkorrosionsbeständigen und hochfesten Einkristallgußstück gemäß Anspruch 13 gebildet worden ist.

15. Gasturbinenschaufel nach Anspruch 14, die weiter einen Flügel, auf den das Hochtemperaturgas auftrifft; einen Plattformteil und eine Abdichtrippe, die das Hochtemperaturgas abdichten; einen Schaftteil, der diese beiden Teile trägt; und einen Schwalbenschwanzteil aufweist, der fest auf einer Scheibe verbunden ist.

16. Gasturbinenschaufel nach Anspruch 14 oder 15, wobei die Gesamtlänge der Gasturbinenschaufel nicht weniger als 150 mm in Längsrichtung ist.

17. Gasturbinen-Leitschaufelkranz, der aus einem Gußstück gemäß Anspruch 13 gebildet worden ist.

18. Gasturbinen-Leitschaufelkranz nach Anspruch 17, der weiter einen Flügel und an beiden Enden des Flügeis gebildete Seitenwände aufweist, wobei der Flügel eine Breite von nicht weniger als 70 mm zwischen den Seitenwänden an beiden Enden des Flügels und eine Länge von nicht weniger als 100 mm vom Einlaß zum Auslaß hat, in den bzw. aus dem das Verbrennungsgas strömt.

19. Gasturbine zum Drehen von Gasturbinenschaufeln durch Verbrennen von in einem Kompressor komprimierter Luft 9 und Auftreffen des Hochtemperaturgases durch Gasturbinen-Leitschaufelkränze aufirgendeine der Gasturbinenschaufeln, wobei die Gasturbine Schaufeln nach den Ansprüchen 14 - 16 hat, deren jede fest auf einer Mehrzahl von Scheiben verbunden ist.

20. Gasturbine zum Drehen von Gasturbinenschaufeln durch Verbrennen von in einem Kompressor komprimierter Luft und Blasen des Hochtemperaturgases durch Gasturbinen- Leit schaufelkränze gegen Gasturbinenschaufeln, deren jede fest auf einer Mehrzahl von Scheiben verbunden ist, wobei die Gasturbine Leitschaufelkränze hat, wie sie im Anspruch 17 oder 18 angegeben sind.

21. Gasturbine zum Drehen von Gasturbinenschaufeln durch Verbrennen von in einem Kompressor komprimierter Luft und Blasen des Hochtemperaturgases durch Gasturbinen- Leitschaufelkränze gegen Gasturbinenschaufeln, deren jede fest auf einer Mehrzahl von Scheiben verbunden ist, wobei die Gasturbine Leitschaufelkränze nach Anspruch 17 oder 18 und Schaufeln nach den Ansprüchen 14 - 16 hat.

22. Kombinierte Kreislaufenergieerzeugungsvorrichtung, die eine Gasturbine, die durch ein mit hoher Geschwindigkeit strömendes Hochtemperaturgas angetrieben wird, einen Abgaswärme-Erfassungskessel, der Dampf aus der Energie des von der Gasturbine abgegebenen Gases gewinnt, eine durch diesen Dampf angetriebene Dampfturbine und einen durch die Gasturbine und die Dampfturbine angetriebenen Stromgenerator mit 50 % oder mehr des Wärmewirkungsgrades der ganzen Anlage aufweist, wobei die Vorrichtung eine Gasturbine nach irgendeinem der Ansprüche 19 - 21 hat.