Die vorliegende Erfindung betrifft ein Hochtemperaturelement für die Verwendung in einer Gasturbine. Das Element gemäß der vorliegenden Erfindung ist zur Anbringung an einer Dichtplatte zum Abdichten eines Spalts zwischen einem Übergangsstückrahmen (Bilderrahmen) in einer Brennkammer und Vorstufenleitschaufeln einer Turbine oder einer Dichtplatte zum Abdichten eines Spalts zwischen Übergangsstückrahmen in der Gasturbine mit mehreren Brennkammern geeignet.

In der in Betrieb befindlichen Gasturbine wird eine Schwingung infolge der Hochgeschwindigkeitsrotation ihres Rotors, der Erzeugung von Verbrennungsgas, von Strömungen komprimierter Kühlluft etc. bewirkt. Diese Schwingungsbewegung kann manchmal Verschleiß und Schäden an Abschnitten von Hochtemperaturelementen, aus denen die Gasturbine besteht, verursachen, wo die Abschnitte mit anderen Elementen durch Montage oder dergleichen in Berührung sind. Da es notwendig ist, ein Verschleißfestes Material für das Element zu verwenden, das abgenutzt und beschädigt werden könnte, wurde ein Material verwendet, das durch Dispergieren harter Partikel, wie Karbid- oder Boridpartikel, in einer beliebigen einer kobalt-basierten Legierung, einer eisen-basierten Legierung oder einer nickel-basierten Legierung hergestellt wird. Hierzu ist eine Technik unter Verwendung einer kobalt-basierten Legierung für Gasturbinenelemente in der japanischen Patentlegungsschrift Nr. 6-240394 (JP 6-240394 A) offenbart.

Die herkömmlichen Hochtemperatur-Verschleißfesten Materialien weisen eine schlechte Duktilität auf, weil sie eine große Anzahl harter Partikel enthalten. Folglich tritt das Problem auf, dass sie sich kaum durch maschinelle Bearbeitung in eine komplexe Form bringen oder durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu einem Blech formen lassen und demgemäß Einschränkungen bezüglich der Form der Elemente, zu denen sie verarbeitet werden, und des Herstellungsprozesses, durch den sie zu Elementen verarbeitet werden, unterliegen. Obwohl das Element, das eine komplexe Form aufweist, durch Verringerung der Menge an harten Partikeln, die in dem Verschleißfesten Material enthalten sind, hergestellt werden kann, ist eine solche Legierung zwangsläufig mangelhaft in ihrer Verschleißfestigkeit.

US 5 002 731 offenbart eine kobalt-basierte Legierung, die eine wertvolle Kombination aus Korrosions- sowie Verschleißfestigkeitseigenschaften aufweist. Die Legierung enthält üblicherweise, in Gewichtsprozent, 25,5 Chrom, 8,5 Nickel, 3,0 Eisen, 5 Molybdän, 2 Wolfram, 0,40 Silicium, 0,75 Mangan, 0,06 Kohlenstoff, 0,08 Stickstoff und Kobalt als Restbestandteil sowie normale Verunreinigungen, die man üblicherweise in Legierungen dieser Klasse findet. Die Legierung kann auch Kupfer und bestimmte "Karbidbildner" (d.h. Niob, Tantal, Titan, Vanadium und dergleichen) enthalten, um überschüssigen Kohlenstoff und/oder Stickstoff, der vorhanden sein kann, zu binden.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine kobalt-basierte Legierung bereitzustellen, so dass eine ausreichende Verschleißfestigkeit erhalten werden kann, obwohl der Gehalt an harten Partikeln verringert ist.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten herkömmliche Verschleißfeste kobalt-basierte Legierungen und stellten hart, dass die Verschleißfestigkeit von den Eigenschaften der kobalt-basierten Legierungsmatrix sowie der harten Partikel abhängt. Das heißt, wenn eine kobalt-basierte Legierung durch Gleiten auf einem anderen Element bei hohen Temperaturen abgenutzt wird, unterliegt sie einer erheblichen Verfestigung ihrer verformten Gleitfläche. Sobald die harte, arbeitsverformte Schicht in der Matrix unter der Gleitfläche durch diese Gleitbewegung gebildet worden ist, verhindert diese harte Schicht von da an eine weitere Verformung und einen weiteren Abrieb des Materials. Die mit der Verfestigung einhergehende arbeitsgeformte Schicht liegt in der Kristallphasentransformation von der hexagonalen Struktur (Niedertemperaturphase bei 421°C) zur flächenzentrierten kubischen Struktur (Hochtemperaturphase). Somit können durch Bildung der arbeitsverformten Schicht in der Matrix der kobalt-basierten Legierung, wenn ein Element durch Gleiten auf einem anderen Element abgenutzt wird, die Verschleißfestigkeit und Duktilität der Legierung verbessert werden, selbst wenn der Gehalt an harten Partikeln verringert ist.

Es wurde auch festgestellt, dass durch Zugabe eines Elements wie Chrom, Molybdän, Niob, Wolfram, Tantal, Rhenium, Silicium oder Germanium (im Folgenden als "Gruppe 1" bezeichnet) zu der kobalt-basierten Legierung die harte, arbeitsverformte Schicht leicht in der Matrix gebildet wird, wenn die Verfestigung stattfindet. Andererseits wurde auch festgestellt, dass die Inkorporation mit einem Element wie Nickel, Mangan, Eisen oder Kohlenstoff (im Folgenden als "Gruppe 2" bezeichnet) die Verfestigungseigenschaften schwächt und die Bildung der arbeitsverformten Schicht erschwert.

Auf der Grundlage des oben beschriebenen Wissens stellen die Erfinder der vorliegenden Erfindung eine kobalt-basierte Legierung gemäß Anspruch 1 zur Verfügung. Zusätzlich ist es bei der kobalt-basierten Legierung notwendig, dass der Gesamtgehalt der oben beschriebenen vier Arten von Refraktärmetallen so eingestellt wird, dass 10 Atom-% der gesamten Legierung ausschließlich Kohlenstoff nicht überschritten werden und dass der Gehalt an Nickel so eingestellt wird, dass er 0,2 bis 5 Gew.-% beträgt.

Die kobalt-basierte Legierung kann weiterhin Molybdän in einem Bereich von 0,5 bis 12 Gew.-% enthalten. Hier steigt die Anzahl der Refraktärmetallarten auf fünf an, indem Molybdän zu den oben beschriebenen vier Arten von Refraktärmetallen hinzugefügt wird. In diesem Fall, da des Weiteren Molybdän enthalten ist, wird der Gesamtgehalt der fünf Refraktärmetalle bevorzugt so eingestellt, dass 10 Atom-% der gesamten Legierung ausschließlich Kohlenstoff nicht überschritten werden.

Des Weiteren kann die kobalt-basierte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung Germanium im Bereich von 0,1–4 Gew.-% enthalten.

Die kobalt-basierten Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung sind hervorragend in ihrer Duktilität, weil sie eine sehr geringe Menge an Kohlenstoff enthalten, um die Bildung von Karbidpartikeln zu unterdrücken. Im Ergebnis können sie leicht durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu einem Blech oder einem komplex geformten Element geformt werden.

In dem Fall, in dem eine vorgehärtete Schicht durch Kugelstrahlen auf einer Oberfläche eines aus der oben beschriebenen kobalt-basierten Legierung bestehenden Gasturbinenelements ausgebildet wird, insbesondere auf einer Oberfläche, die auf einem anderen Element gleitet, hat es sich erwiesen, dass die Verschleißfestigkeitseigenschaften in großen Schritten verbessert werden.

Trotz der Tatsache, dass reines Kobalt eine Phasentransformation von einer hexagonalen Struktur (Niedertemperaturphase) zu einer flächenzentrierten kubischen Struktur (Hochtemperaturphase) bei 421°C wie oben beschrieben durchläuft, nimmt die Matrix der meisten kobalt-basierten Legierungen in der Praxis bei Raumtemperatur die flächenzentrierte kubische Struktur an, weil das Legieren die Phasentransformation zur hexagonalen Struktur verhindert.

Metall unter Belastung unterliegt zwar generell einer Gleitverformung aufgrund der Versetzung von Gitterstörstellen, aber Metall mit flächenzentrierter Struktur erfährt eine größere Versetzung und somit eine engere Quergleitung, die zur Verfestigung führt. Wenn sich die Versetzung in dem flächenzentrierten Metall ausbreitet, hat das resultierende Teil eine Atomanordnung, die mit derjenigen der hexagonalen Struktur identisch ist. Daher erleichtert die Eigenschaft, dass eine kobalt-basierte Legierung bei niedrigen Temperaturen zur hexagonalen Struktur wechselt, die Ausbreitung von Versetzungen und verringert die Quergleitung, wodurch die Verfestigung gefördert wird. Bei dem Hochtemperaturelement gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt sich eine hervorragende Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit durch Optimierung der Legierungszusammensetzung, um die Verfestigungseigenschaft effektiv einzusetzen, die die kobalt-basierte Legierung von sich aus besitzt.

Bei einer Oberfläche eines Hochtemperaturelements gemäß der vorliegenden Erfindung, wobei die Oberfläche auf einem anderen Element gleitet, wird eine lokale Verformung in der Oberfläche des Elements während der anfänglichen Gleitperiode verursacht, und eine hohe Druckspannung aufgrund der Verfestigung sammelt sich an. Der größte Teil der Restspannung aufgrund der Verfestigung sammelt sich in einem Bereich von der Oberfläche des Elements bis in eine Tiefe von 200 &mgr;m an. Andererseits erfolgt bei dem Hochtemperaturelement gemäß der vorliegenden Erfindung gewöhnlich nach der maschinellen Bearbeitung und dem Formen zur eigentlichen Produktform ein Nachlassen der Arbeitsspannung aufgrund der Wärmebehandlung, aber zu diesem Zeitpunkt liegt keine Restspannung in der Oberfläche des Elements in seinem unbenutzten Zustand vor. Damit das Hochtemperaturelement gemäß der vorliegenden Erfindung Widerstand gegenüber Verschleiß und Beschädigungen leistet, ist es daher notwendig, eine Druckspannung sich ansammeln zu lassen, die durch einen bestimmten Grad der Verformung ausgelöst wird.

Die Größenordnung der in der Verfestigungsschicht in der Oberfläche des Gleitabschnitts angesammelten Druckspannung ist von Punkt zu Punkt leicht unterschiedlich, abhängig von Unterschieden in der Mikrostruktur der Legierung, insbesondere von der Größe des Kristallkorns und der Ausrichtung des Kristallkorns. Im Ergebnis entstehen lokale Dellen und Mikrorisse in einem Teil des Gleitabschnitts, und Verschleiß und Abrieb werden manchmal ausgehend von den Dellen und Rissen beschleunigt. Als Verfahren zur Vermeidung der lokalen Verschlechterung der verfestigten Schicht ist es wirksam, eine vorgehärtete Schicht durch Durchführung einer Kugelstrahlenbehandlung der Oberfläche des Elements vor der Benutzung zu bilden. In dem Fall, dass die Oberfläche vorgehärtet wird, sammelt sich eine starke Druckspannung an, um die Oberfläche des Gleitabschnitts glatter zu machen, selbst wenn die Verformung während der Anfangsperiode des Gleitens gering ist. Im Ergebnis wird der lokale Verschleiß der verfestigten Schicht verhindert und dementsprechend die Verschleißfestigkeitseigenschaft des Hochtemperaturelements verbessert.

Damit eine bessere Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit durch die Verfestigungseigenschaft und die Bildung der vorgehärteten Schicht ausgeübt wird, ist die chemische Zusammensetzung der Legierung wichtig. Die Wirkung jedes Elements in der kobalt-basierten Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Im Übrigen ist in der vorliegenden Beschreibung die Menge des zugegebenen Elements in Gewichtsprozent ausgedrückt, wenn nicht anders angegeben.

Chrom verbessert die Verschleißfestigkeit aufgrund von Verfestigung und verbessert die Oxidationsbeständigkeit durch Bildung eines stabilen Chromoxidschutzfilms auf der Legierungsoberfläche unter Atmosphäre bei hohen Temperaturen. Um diese Wirkungen herbeizuführen, ist es notwendig, dass die Menge an Chrom mindestens 15% beträgt. Eine Überschussmenge von mehr als 35% ist jedoch nicht wünschenswert, da sie eine schädliche Phase beschleunigt, die die Legierung spröde macht. Eine besser geeignete Chrommenge liegt im Bereich von 18 bis 30%.

Die Zugabe der Refraktärmetallelemente Wolfram, Niob, Tantal und Rhenium verbessert die Verschleißfestigkeit durch Förderung der Verfestigung und erhöht die Hochtemperaturbeständigkeit durch Mischkristallverfestigung. Diese vier Arten von Elementen können einzeln oder in Kombination miteinander zugegeben werden. In dem Fall, dass eine oder mehrere Arten dieser Elemente zugegeben werden, ist es jedoch bevorzugt, dass die Gesamtmenge der vier Elemente 10 Atom-% der gesamten Legierungselemente ausschließlich Kohlenstoff nicht überschreitet, weil schädliche Verbindungen gebildet werden, die die Legierung spröde machen.

In dem Fall, dass Wolfram allein zugegeben wird, ist es bevorzugt, dass der Gehalt an Wolfram 20% nicht überschreitet, da eine schädliche Phase erzeugt wird, wenn der Gehalt 20% überschreitet. Des Weiteren ist es in dem Fall, dass allein Wolfram unter den fünf Arten von Refraktärmetallelementen, einschließlich Molybdän, zugegeben wird, bevorzugt, dass der Gehalt an Wolfram 2% überschreitet, um die Wirkung der Zugabe von Wolfram auszuüben. Ein bevorzugter Wolframgehalt liegt in einem Bereich von 3 bis 18%. In dem Fall, dass Wolfram zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelement, bestehend aus Niob, Tantal und Rhenium, zugegeben wird, kann die Untergrenze des Wolframgehalts bei 1% liegen.

In dem Fall, dass Niob allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung gering, wenn es in einer Menge von 1% oder weniger zugegeben wird, und eine schädliche Phase wird gebildet, die die Legierung spröde macht, wenn es in einer Menge zugegeben wird, die 8% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Niob im Bereich von 0,5 bis 8%. Eine stärker bevorzugte Menge an Niob liegt in einem Bereich von 1 bis 6%. In dem Fall, dass Niob zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelementen, bestehend aus Wolfram, Tantal und Rhenium, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter Gehalt an Niob 0,3% oder mehr.

In dem Fall, dass Tantal allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung gering, wenn es in einer Menge von 1% oder weniger zugegeben wird, und eine schädliche Phase wird gebildet, die die Legierung spröde macht, wenn es in einer Menge zugegeben wird, die 10% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Tantal in einem Bereich von 1 bis 10%. Eine stärker bevorzugte Menge an Tantal liegt in einem Bereich von 2 bis 8%. In dem Fall, dass Tantal zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelementen, bestehend aus Wolfram, Niob und Rhenium, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter Gehalt an Tantal 0,3% oder mehr.

In dem Fall, dass Rhenium allein zugegeben wird, ist die gewünschte Wirkung gering, wenn es in einer Menge von 0,3% oder weniger zugegeben wird, und die Materialkosten steigen, wenn es in einer Menge zugegeben wird, die 10% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Rhenium in einem Bereich von 0,5 bis 7%. In dem Fall, dass Rhenium zusammen mit mindestens einer Art von Refraktärmetallelementen, bestehend aus Wolfram, Niob und Tantal, zugegeben wird, beträgt ein bevorzugter Gehalt an Rhenium 0,3% oder mehr.

Die wahlweise Zugabe von Molybdän verbessert die Verschleißfestigkeit durch Förderung der Verfestigung und erhöht die Hochtemperaturbeständigkeit durch Mischkristallverfestigung. Die gewünschte Wirkung ist gering, wenn Molybdän in einer Menge von 0,5% oder weniger zugegeben wird, und eine schädliche Phase wird gebildet, die die Legierung spröde macht, wenn Molybdän in einer Menge zugegeben wird, die 12% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Molybdän in einem Bereich von 0,5 bis 12%. Des Weiteren werden, wenn die Gesamtmenge der fünf Arten von Refraktärmetallen, einschließlich Molybdän, 10 Atom-% der gesamten Legierungselemente ausschließlich Kohlenstoff überschreitet, schädliche Verbindungen gebildet, die die Legierung spröde machen. Daher ist es bevorzugt, dass die Gesamtmenge der zugegebenen Refraktärmetallelemente 10 Atom-% nicht überschreitet.

Die Zugabe von Silicium trägt zur Verbesserung der Verfestigung durch Verringerung der Stapelfehlerenergie und gleichzeitig zur Verbesserung der Produktivität durch Senkung des Schmelzpunktes des resultierenden Materials bei. Die gewünschte Wirkung ist gering, wenn Silicium in einer Menge von 0,02% oder weniger zugegeben wird, und die Duktilität des resultierenden Materials wird verringert, wenn Silicium in einer Menge zugegeben wird, die 1,5% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Silicium in einem Bereich von 0,02 bis 1,5%. Eine stärker bevorzugte Menge an Silicium liegt in einem Bereich von 0,1 bis 1,2%.

Ähnlich wie bei Silicium trägt die wahlweise Zugabe von Germanium zur Verbesserung der Verfestigung und zur Verbesserung der Produktivität durch Senkung des Schmelzpunktes des resultierenden Materials bei. Die gewünschte Wirkung ist gering, wenn Germanium in einer Menge von 0,1% oder weniger zugegeben wird, und die Festigkeit des resultierenden Materials wird stark verringert, wenn Germanium in einer Menge zugegeben wird, die 4% überschreitet. Daher liegt eine bevorzugte Menge an Germanium in einem Bereich von 0,1 bis 4%. Eine stärker bevorzugte Menge an Germanium liegt in einem Bereich von 0,2 bis 2,5%.

Die Zugabe von Nickel, Mangan und Eisen unterdrückt die Verfestigung der Matrix der kobalt-basierten Legierung, was die Verschleißfestigkeit der Legierung verringert. Wenn der Gesamtgehalt dieser drei Elemente 9 Gew.-% überschreitet, wird die Hochtemperatur-Verschleißfestigkeit stark verringert. Daher sollte vermieden werden, dass der Gehalt dieser drei Elemente diesen Wert überschreitet. Andererseits wird, wenn die Gesamtmenge dieser drei Elemente 1% oder weniger beträgt, die Duktilität der resultierenden Legierung stark verringert. Daher sollte die Gesamtmenge dieser drei Elemente in einem Bereich von 1 bis 9% liegen. Es ist bevorzugt, dass die Gesamtmenge dieser drei Elemente in einem Bereich von 2 bis 7% liegt.

Nickel verbessert die Duktilität sowie die Hochtemperaturbeständigkeit. Ein Nickelgehalt, der 5% überschreitet, verringert jedoch die Verschleißfestigkeit der Legierung. Die Menge an Nickel liegt in einem Bereich von 0,2 bis 5%, und bevorzugt in einem Bereich von 0,5 bis 4%.

Mangan und Eisen verbessern die Duktilität der Legierung. Die Verschleißfestigkeit verschlechtert sich jedoch, wenn der Gehalt der Metallelemente jeweils 5% überschreitet. Daher beträgt der Gehalt jeweils vorzugsweise 5% oder weniger. Andererseits erzeugen sie kaum die gewünschte Wirkung, wenn der Gehalt der Metallelemente jeweils 0,2% oder weniger beträgt. Der bevorzugte Gehalt an Mangan und Eisen liegt jeweils im Bereich von 0,5 bis 4%.

Die Zugabe einer Spurenmenge Kohlenstoff ist notwendig, um die Kristallgrenzen der Legierung zu festigen und die Duktilität der Legierung zu verbessern. Eine Kohlenstoffmenge von nicht mehr als 0,01% ist nicht genug, um die Wirkung der Festigung der Kristallgrenzen zu erzeugen. Andererseits verringert eine Menge, die 0,2% überschreitet, die Duktilität und verschlechtert die Verfestigungseigenschaften aufgrund der Zunahme von Karbiden. Daher liegt die Menge an Kohlenstoff vorzugsweise in einem Bereich von 0,05 bis 0,15.

Ein Hochtemperaturelement für die Verwendung in einer Gasturbine gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch ein Herstellungsverfahren hergestellt werden, das im Folgenden beschrieben wird. Das Verfahren beginnt mit der Vorbereitung eines Rohblocks durch Schmelzen einer kobalt-basierten Legierung mit einer spezifischen Zusammensetzung unter Vakuum. Als Nächstes wird der Rohblock einem Pressen oder Walzen oder beidem in einem Temperaturbereich von 1100–1230°C unterzogen. Dann wird der Rohblock einem Vergütungsglühen zur Homogenisierung der Zusammensetzung und Verringerung der Restspannung unterzogen. Des Weiteren kann auf das Vergütungsglühen einige Bearbeitung bei Raumtemperatur oder einer hohen Temperatur folgen, um die Produktform anzupassen.

Nach dem Formen zur endgültigen Produktform wird ein Kugelstrahlen an einem Abschnitt durchgeführt, der in Kontakt mit einem anderen Element stehen soll, wobei zu erwarten ist, dass der Abschnitt abgenutzt und beschädigt wird. In der kobalt-basierten Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine durch Kugelstrahlen hergestellte gehärtete Schicht vorzugsweise in einem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von etwa 200 &mgr;m gebildet. Es besteht eine Tendenz, dass die Härte der gehärteten Schicht zunimmt, je mehr man sich der Oberfläche nähert. Die Vickers-Härte (HV) der Legierung nach dem Vergütungsglühen gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt etwa HV 300. Daher ist es bevorzugt, dass eine Behandlungsbedingung des Kugelstrahlens so festgelegt wird, dass die maximale Härte innerhalb eines Bereichs von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 100 &mgr;m HV 400 oder höher erreichen kann.

1 ist eine Seitenansicht, die die Form eines Übergangsstücks und einen Zustand der Befestigung einer Dichtplatte an einem Rahmenabschnitt zeigt.

2 ist eine Vorderansicht, die das Übergangsstück und den Zustand der Befestigung einer Dichtplatte an dem Rahmenabschnitt von der Austrittsseite aus zeigt.

3 ist eine Querschnittsansicht, die das Übergangsstück und den Zustand der Befestigung einer Dichtplatte an dem Rahmenabschnitt zeigt.

• 1... Übergangsstücks-Hauptkörper, 2... Rahmen, 3... Rahmendichtungsnut, 4 und 5... Dichtplatte, 6... Vorstufenleitschaufel, 7... Vorstufenleitschaufel-Dichtungsnut, 8... Gleitabschnitt der Dichtplatte

Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung der kobalt-basierten, Verschleißfesten Legierungen, die hergestellt werden.

Für die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung und ein Vergleichsmaterial wurde jeder Rohblock durch Schmelzen eines an die spezifische chemische Zusammensetzung angepassten Rohmaterials vorbereitet, der Rohblock wurde mehrmals geschmiedet, und dann wurde der geschmiedete Rohblock einem zweistündigen Vergütungsglühen bei 1200°C unterzogen, um jede Testprobe zu erhalten. Untersuchungen der Feinstruktur ergaben, dass bei allen Legierungen die zusätzlichen Elemente fast gleichmäßig in der Kobaltmatrix aufgelöst waren und dass Chrommikrokarbide innerhalb der Matrix abgeschieden waren. Es zeigte sich auch, dass Karbide, die sich an Niob oder Tantal binden, in den Testproben Nr. 1, 3, 7 und 8 gefunden wurden, zu denen Niob oder Tantal zugegeben wurde.

Verschleißfestigkeitstests bei hohen Temperaturen wurden durchgeführt, indem Probekörper der hergestellten Legierungsmaterialien genommen wurden. Probekörper in Form von Blechen bzw. Platten und Probekörper in Form von Stiften mit einer Messerkantenspitze wurden in Kombination miteinander verwendet. Das durchgeführte Verschleißtestverfahren bestand darin, dass der flache Teil des plattenförmigen Probekörpers so angeordnet wurde, dass er vertikal in Kontakt mit der Kante des feststehenden stiftförmigen Probekörpers stand, und eine Last wurde auf die Rückseiten des plattenförmigen Probekörpers ausgeübt, und dann wurde der plattenförmige Probekörper in vertikaler Richtung zur Druckrichtung vor und zurück geschwungen. Im Folgenden wird der schwingende plattenförmige Probekörper als "mobiler Körper" und der feststehende stiftförmige Probekörper als "stationärer Körper" bezeichnet. Der für den Test verwendete stationäre Körper wurde zugeschärft, so dass die Kantenspitze einen Krümmungsradius von 0,2 mm aufwies. Die auf das bewegliche Stück ausgeübte Last betrug 5 kg, und die Bedingungen der Vor- und Zurückschwingung waren eine Frequenz von 100 Hz und eine Amplitude von 1,0 mm. Die Tests wurden unter Atmosphäre bei einer Testtemperatur von 700°C während eines Testzeitraums von 5 Stunden durchgeführt.

Der stationäre Körper und der mobile Körper, die im Test in Kombination miteinander verwendet wurden, bestanden aus derselben Art von Legierung. Was den plattenförmigen Probekörper betrifft, wurde ein mobiler Körper, bei dem die verfestigte Schicht in seiner Gleitoberfläche durch Kugelstrahlen nach dem Vergütungsglühen gebildet wurde, hergestellt, um das Ausmaß des Verschleißes mit dem Ausmaß des Verschleißes eines mobilen Körpers ohne Kugelstrahlen zu vergleichen. Ein Gerät vom Luftstoßtyp wurde als Kugelstrahlgerät verwendet, und die verwendeten Kugeln bestanden aus Stahl. Eine Ermittlung des Ausmaßes des Verschleißes nach dem Test wurde durch Messung eines Profils der Gleitoberflächenform des mobilen Körpers unter Verwendung eines Oberflächenrauhigkeits-Messgeräts und anschließenden Vergleich der Eigenschaften der Legierungen durchgeführt, wobei die maximale Abriebtiefe im abgenutzten Abschnitt als Abriebmenge aufgrund von Verschleiß genommen wurde.

Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der gemessenen Abriebmenge nach der Durchführung der Verschleißtests bei 700°C unter Verwendung der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung und der Vergleichslegierung.

• Amplitude: 1,0 mm
• Frequenz: 100 Hz
• Last: 5 kgf

Jede numerische Zahl in der Spalte "Wie erhalten" (A) von Tabelle 2 zeigt einen Verschleißumfang des Verschleißtestergebnisses unter Verwendung jedes mobilen Probekörpers in einem Zustand nach dem Vergütungsglühen. Die Werte des Verschleißumfangs der Legierungen Nrn. 1–8 der vorliegenden Erfindung liegen in einem Bereich von 30–70 &mgr;m, aber der Wert des Verschleißumfangs des Vergleichsprobekörpers beträgt 135 &mgr;m, was zwei- oder dreimal so groß ist wie die Werte des Verschleißumfangs der aus den entwickelten Legierungen bestehenden Probekörper. Andererseits zeigt jeder numerische Wert in der Spalte "Nach dem Kugelstrahlen" (B) einen Verschleißumfang des Verschleißtestergebnisses unter Verwendung jedes beweglichen Probekörpers in einem Zustand nach der Kugelstrahlbehandlung. Die Werte des Verschleißumfangs für alle Legierungen "Nach dem Kugelstrahlen" (B) sind verringert im Vergleich zu den Werten von "Wie erhalten" (A). Daher kann die Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch Kugelstrahlen bestätigt werden.

Jeder Zahlenwert in der rechten äußeren Spalte von Tabelle 2 zeigt einen Wert, der durch Teilen des Verschleißumfangs von "Nach dem Kugelstrahlen" (B) durch den Verschleißumfang von "Wie erhalten" (vor dem Kugelstrahlen) (A) für jede Legierung erhalten wird. Er zeigt, dass die Verschleißfestigkeit durch Kugelstrahlen umso mehr verbessert ist, je geringer dieser Wert ist. Alle Werte von B/A für die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung betragen ungefähr 0,7 oder weniger. Der Wert von B/A für das Vergleichsmaterial beträgt jedoch 0,92, was größer als die Werte für die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung ist. Das heißt, der Verbesserungseffekt des Kugelstrahlens ist für das Vergleichsmaterial geringer. Wie oben beschrieben, ist es verständlich, dass die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung selbst in dem Zustand nach dem Vergütungsglühen (im Zustand "wie erhalten") im Vergleich zum Vergleichsmaterial eine hervorragende Verschleißfestigkeit bei 700°C aufweisen und dass die Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch Durchführen des Kugelstrahlens ebenfalls im Vergleich zur Wirkung beim Vergleichsmaterial groß ist.

Jede der Legierungen Nr. 1 bis Nr. 8 gemäß der vorliegenden Erfindung kann leicht zu einer dünnen Platte von 2 mm Dicke geformt werden, ohne irgendwelche Beschädigungen, wie das Auftreten von Rissen durch Pressen bei hoher Temperatur oder Raumtemperatur oder mehrmaliges Wiederholen des Auswalzens und der Wärmebehandlung. Somit ist nachgewiesen, dass die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung eine gute Verarbeitbarkeit und eine gute Formbarkeit aufweisen.

1 und 2 zeigen ein zylindrisches Element, das als Übergangsstück bezeichnet wird, zum Einführen von Hochtemperaturgas, das in einem Gasturbinen-Brennkammerrohr entzündet wird, in einen Turbinenabschnitt. Der Übergangsstück-Hauptkörper 1 hat eine runde Gaseintrittsöffnung auf der Vorderseite, die mit dem Brennkammerrohr in Eingriff steht, und eine viereckige Gasaustrittsöffnung auf der Rückseite. Dichtplatten 4 und 5 zum Isolieren des Hochtemperaturgases sind an den Seitenoberflächen eines als rechteckiger Rahmen 2 bezeichneten Abschnitts befestigt. Die Dichtplatte 4 dient zum Verbinden einer in 3 gezeigten Gasturbinen-Vorstufenleitschaufel 6 mit dem Rahmen 2. Die Dichtplatte 5 dient zum Verbinden von Übergangsstückrahmen miteinander. Die Dichtplatte 5 ist flachplattenförmig, aber ein Endabschnitt der Dichtplatte 4 zum Verbinden der Gasturbinen-Vorstufenleitschaufel und des Rahmens wird durch Druckarbeit gebogen. Ein Ende der Dichtplatte 4 steht mit einer Leitschaufel-Dichtungsnut 7 in Eingriff, und das andere Ende steht mit dem Rahmen in Eingriff, indem der gebogene Abschnitt der Dichtplatte in eine Rahmendichtungsnut 3 eingehakt ist. 3 zeigt die Querschnittstruktur des Zustands, in dem die Dichtplatte 4 am Rahmen 2 und der Vorstufenleitschaufel 6 befestigt ist. Verschleiß und Schäden werden hauptsächlich an der Oberfläche der Dichtplatte 5 und an der Innenoberfläche des gebogenen Abschnitts der in 2 gezeigten Dichtplatte 4 auftreten.

Die Dichtplatten 4 und 5 wurden unter Verwendung der in Tabelle 1 gezeigten kobalt-basierten Legierung Nr. 5 hergestellt. Diese Dichtplatten wurden hergestellt durch den Vorgang der Bildung von Produktformen durch Kaltpressen nach dem Schmieden und Vergütungsglühen; Durchführung einer Wärmebehandlung bei 1100°C, um Spannung abzubauen; und anschließende Durchführung des Kugelstrahlens an einem Gleitabschnitt 8 der Dichtplatte. Das Ergebnis der Verbrennungstests mit einer echten Gasturbine zeigte, dass die aus der herkömmlichen kobalt-basierten Legierung hergestellten Dichtplatten aufgrund der Abnutzung der Oberfläche der Platte 5 und der Innenoberfläche des gebogenen Abschnitts der Platte 4 einen Abrieb erlitten. Dagegen wurden bezüglich aller aus den einzelnen kobalt-basierten Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Dichtplatten die Abriebtiefen aufgrund von Verschleiß auf 1/3 bis 1/4 der Abriebtiefen der aus der herkömmlichen kobalt-basierten Legierung hergestellten Dichtplatten verringert. Somit wurde bestätigt, dass die Anwendung der kobalt-basierten Legierungen mit der vorgehärteten Schicht gemäß der vorliegenden Erfindung sehr wirksam bei der Verringerung von Verschleiß und Schäden in Gasturbinen-Brennkammern ist.

Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine hervorragende Verschleißfestigkeit in einer Hochtemperaturumgebung erzielt werden.

Durch Anwendung der Hochtemperaturelemente gemäß der vorliegenden Erfindung können Verschleiß und Beschädigungen von Hochtemperaturelementen während des Gasturbinenbetriebs reduziert werden.