日本金属学会誌第 71 巻第 1 号 (2007)47 54 特集環境エネルギー関連機器用高温耐食材料の保護皮膜の生成と破壊プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響橋智 1 吉葉正行 1 原田良夫 2 1 首都大学東京大学院理工学研究科 2 トーカロ株研究

Size: px

Start display at page:

Download "日本金属学会誌第 71 巻第 1 号 (2007)47 54 特集環境エネルギー関連機器用高温耐食材料の保護皮膜の生成と破壊プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響橋智 1 吉葉正行 1 原田良夫 2 1 首都大学東京大学院理工学研究科 2 トーカロ株研究"

いつやこしの
4 years ago
Views:

1 日本金属学会誌第 71 巻第 1 号 (2007)47 54 特集環境エネルギー関連機器用高温耐食材料の保護皮膜の生成と破壊プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響橋智 1 吉葉正行 1 原田良夫 2 1 首都大学東京大学院理工学研究科 2 トーカロ株研究開発本部 J. Japan Inst. Metals, Vol. 71, No. 1 (2007), pp Special Issue on Formation and Failure Characteristics of Protective Scales on High Temperature Materials and Coatings for Energy Conversion and Environmental Equipment 2007 The Japan Institute of Metals Influence of Post Sprayed Heat Treatment Conditions on High Temperature Oxidation Property for Plasma Sprayed Thermal Barrier Coating Systems Satoru Takahashi 1, Masayuki Yoshiba 1 and Yoshio Harada 2 1 Graduate School of Science and Engineering, Tokyo Metropolitan University, Tokyo Thermal Spraying Technology R & D Laboratory, Tocalo Co., Ltd., Akashi In order to improve the high temperature durability of the plasma sprayed thermal barrier coating (TBC) systems, high temperature oxidation test was conducted under the isothermal condition at 1100 C for 100 h for several kinds of TBC systems in connection with their coating characteristics such as the coating microstructures and interfacial natures depending on the coating process conditions. Specimens with different coating characteristics were prepared by controlling the coating parameters such as the top coat spraying conditions and the reheat treatment (RHT) conditions after spraying. Especially, the RHT was applied to the TBC specimen with different temperature, heating rate, holding time at maximum temperature and so on in inert argon (Ar) gas atmosphere. High temperature oxidation behavior was found to differ depending strongly on the RHT conditions. The RHT at lower temperature could not inhibit the heterogeneous development of thermally grown oxides (TGO) layer and the wart like oxides at the top coat/bond coat interface. On the contrary, the RHT with either the slow rate heating or the long time holding at the maximum temperature was found to be effective for an improvement of the oxidation resistance, since such a RHT process is able to develop dominantly the continuous a Al 2 O 3 layer at the interface so as to reduce sufficiently the growth rate of TGO to maintain the suitable environmental barrier function during high temperature oxidation. The influence of the RHT conditions on the high temperature oxidation property was discussed in connection with both the morphology of bond coat powders and the surface morphology of bond coat sprayed. (Received July 7, 2006; Accepted September 5, 2006) Keywords: thermal barrier coating, high temperature oxidation, coating processing, thermally grown oxide (TGO), reheat treatment, plasma spraying 1. 緒言地球温暖化対策や, 資源エネルギー保存など, 全地球的観点に立った環境エネルギー問題解決への要請から, 大量の CO 2 発生源となっている化石燃料使用エネルギー変換機器の高温高効率化による省エネへの要求は近年ますます強くなり, その中核となる大型火力発電システムのトッピングサイクル用先進型高効率ガスタービンの動静翼部など, クリティカルな負荷を受ける高温部材において遮熱コーティング (TBC) システムの導入が不可避の状況となっている 1 4). プラズマ溶射 TBC システムの性能は一般に, 実機作動環境下での外的要因とともに, 一連のコーティングプロセシングに依存したコーティング各要素の組成組織制御などの内的要因によって決定される. したがって, 高性能プラズマ溶射 TBC システムの設計開発実用化導入に際しては, コーティング材料の開発とともに, 高度なコーティングプロセス技術を駆使して微構造制御に基づくシステムの最適化を図ることが重要である. 一方,TBC システムが経験する種々の損傷の中でも, セラミックトップコート (TC) 層のはく離や脱落は, 局所的に部材温度を上昇させ, システム全体の壊滅的損傷を招来する危険性が高く, 実用上極めて深刻な問題となる.TC 層はく離の主要因として, 金属ボンドコート (BC) 層の高温酸化により TC/BC 界面に発達する酸化物 (Thermally Grown Oxides: TGO) 層が深く関与していることが, これまでの研究から一般的に認識されている 5,6). それゆえ長期間にわたり TGO 層の健全性を保ち, その成長の抑制を図るために, BC 層である MCrAlY(M=Ni, Co, CoNi など ) 合金への貴金属や Re などの活性元素の添加 7,8) や,Al 拡散処理法などの

2 48 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻種々の技術によって熱化学的安定性に優れた Al 2 O 3 を主体とした環境遮蔽層を BC 表面上に積極的に形成させる方法 9 11) などが研究されている. 著者らは先に,TC 溶射条件と後熱処理条件の温度ならびに雰囲気条件等のコーティングパラメータを系統的に変化させて作製した各種 TBC システムの TC/BC 界面性状のナノキャラクタリゼーションを実施し, 特に Ar 中での後熱処理の採用により,TC/BC 界面にほぼ純粋な Al 2 O 3 からなる初期 TGO 層の連続的な発達が可能となることを見出すとともに 12,13), これが TBC システムの高温酸化特性に対して優れた改善効果をもたらすことを明らかにした 14,15). 本研究では, 従来の成果を踏まえ,TBC システムにおける高温酸化特性のさらなる改善に向けて, 昇温速度や最高加熱温度など Ar 中での後熱処理条件を種々変化させた TBC システムを対象に高温酸化特性を評価し, 各種 TBC システムの TGO 生長挙動の定性的定量的評価と関連づけて高温酸化特性に及ぼす後熱処理条件の影響を詳細に検討した. 2. 供試材と実験方法基材合金として高強度 Ni 基超合金 Mar M247 を用い, これに標準熱処理を施した後,q36 t 3mmの小判型試験片に機械加工した. その後, 試験片片面に対して,Table 1 に示す各種コーティングプロセスに従い, ブラスト処理, さらに BC として Co 32Ni 21Cr 8Al 0.5Y(mass,AMDRY 9951) 合金粉末を減圧プラズマ溶射 (VPS) により約 120 mm の厚さまで溶射した. セラミック TC は,ZrO 2 8mass Y 2 O 3 の組成を有する中空造粒粉 (Metco 204NS: YSZ 1 と呼称 ), あるいは溶融粉砕粉 ( サンゴバンセラミックマテリアルズ PC YZ8: YSZ 2 と呼称 ) をそれぞれ大気プラズマ溶射 (APS) により約 250 mm の厚さまで溶射した MZP と MZS を用意した. なお, 本研究で採用した各溶射条件は, 前報 15) と同一である. 溶射状態の各 TBC システムの典型的断面組織を Fig. 1 に示す. 各 TC 性状は,MZP には気孔や微視き裂が多数先在して多孔質であるのに対し,MZS では TC 表面から内部まで達する界面に垂直な貫通き裂が TC 全体にわたり多数先在し, これによって TC がセグメント化されているという特徴的形態を示す. これらの TC 層は, 優れた熱ひずみ収容能力を有し, 熱サイクル試験においても TC はく離抵抗性が高いことが先行研究において確認されている 14,15). これらの試験片に対し, 基材合金の標準熱処理条件に準じ, Table 2 に示す種々の後熱処理を Ar 中で実施して, 各プロセス条件の相違の影響を調べた. すなわち, Ar ガス導入前の電気炉内排気方法の相違 ( ロータリーポンプ (RP), あるいは RP と油拡散ポンプ (DP) の併用 ), 昇温速度の相違 ( 100 C / h, または 600 C / h ), 最高加熱温度の相違 (980 C, または 1080 C), および最高加熱温度における保持時間の相違 (4 h, または 16 h), これらの諸条件を組合せてプロセス条件を設定した. なお後熱処理は, 雰囲気制御電気炉を用い,RP と DP を併用して密閉した炉内の真空度を約 Pa まで排気した後, 炉内へ高純度 Ar ガス ( 純度以上,O 2 <0.2 ppm) を導入し, 炉内の気圧を約 0.02 MPa に保ちながら実施した. 以降, 各 TBC システムの呼称は Table 1, 2 の記号によることとする. また比較材として, 後熱処理を施さない無熱処理 (As sprayed) 材の試験片も用いた. 高温酸化試験は,1100 C の静止大気中で 100 h 連続加熱 Table 1 Coating processing for various TBC systems. Code Heat Treatment a) Grit Blast Metallic Bond Coat (thickness 120 mm) Ceramic Top Coat (thickness 250 mm) Reheat Treatment (RHT) MZP Yes Yes VPS/CoNiCrAlY APS/YSZ 1 No(As spayed) MZP ### b) Yes Yes VPS/CoNiCrAlY APS/YSZ 1 Table 2 MZS Yes Yes VPS/CoNiCrAlY APS/YSZ 2 No (As spayed) MZS ### b) Yes Yes VPS/CoNiCrAlY APS/YSZ 2 Table 2 a) Heat Treatment 1080 C 4 h Rapid air cooling+870 C 20 h Air cooling. b) Symbol ### denotes the code of various reheat treatment conditions given in Table 2. Fig. 1 Morphologies of YSZ powders for TC by SEM and typical cross sectional microstructures by optical microscope for TBC systems with different TC features; (a) MZP and (b) MZS. Item ``VC'' in the photograph (b) denotes the vertical crack penetrated through TC layer.

3 第 1 号プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響 49 Table 2 Reheat Treatment (RHT) conditions in Ar gas atmosphere for various TBC systems. Code of RHT Stage Evacuation in furnace Stage Heating rate ( C/h) Stage Maximum temperature ( C) Stage Holding time (h) Aging treatment c) V1 RP a) Yes V2 RP & DP b) Yes V2R RP & DP Yes V2T RP & DP Yes V2H RP & DP Yes a) RP Rotary pump, b) DP Oil diffusion pump, c) Aging treatment 870 C 20 h in Ar Fig. 2 Typical cross sectional microstructures by back scattered electron image of various TBC systems subjected to different RHT before the high temperature oxidation test; (a) MZP V2, (b) MZP V2R, (c) MZP V2T and (d) MZP V2H. による等温酸化を行った. その後, 試験片外観性状の観察とともに, 断面性状の光顕観察や EPMA 等による解析を行った. さらに画像解析により各種 TBC システムにおける TGO 層厚さ計測を実施した 12,16). 3. 実験結果 3.1 後熱処理および高温酸化試験後の TC/BC 界面性状各種後熱処理後の断面組織の典型例として,MZP 系の V2 材,V2R 材,V2T 材ならびに V2H 材の断面反射電子 (BSE) 像を Fig. 2 に示す.TC 溶射粉末の種類や組織によらず, いずれの TBC システムにおいても TC/BC 界面には, 黒色を呈する Al 2 O 3 単層からなる薄膜の初期 TGO 層が既に発達していることが確認された. ただし,TGO 層の厚さは, 後熱処理条件によって若干の相違が認められた. すなわち, 基材合金の標準熱処理条件と同一の後熱処理を施した V2 材に比べて, 最高加熱温度が低い V2T 材の Al 2 O 3 層の厚さは若干減少し, 局所的に不連続な部分も認められた. 同様に V1 材においても Al 2 O 3 層の不連続な発達の形跡が認められた. これに対して, 昇温速度が小さい V2R 材や高温保持時間が長い V2H 材では,TGO 層直下の BC 内で b NiAl 相が消失した Al 欠乏領域がわずかに発達するものの, 界面には比較的厚い Al 2 O 3 層が連続的に発達していた. 高温酸化試験後の試験片の外観観察によれば, 全 TBC システムで TC 層はく離をはじめとする損傷の兆候は全く認められなかった. 試験後の断面組織の典型例として,MZP 系の V1 材,V2R 材,V2T 材および V2H 材の BSE 像を Fig. 3 に示す. いずれの TBC システムにおいても後熱処理後に比べて TGO 層が成長して厚膜化しているが, その性状は TC の種類よりも, むしろ後熱処理条件に強く依存して特徴的様相を呈した. すなわち,Ar ガス導入前の電気炉 ( 真空槽 ) 内をロータリーポンプのみで排気した V1 材や, 最高加熱温度を低く抑えた V2T 材の TC/BC 界面では, 無熱処理材と同様に相当多数の多成分系こぶ状酸化物 (Wart like oxide: WO) 12,13) の成長が確認された. これに対して昇温速度が小さい V2R 材や高温保持時間が長い V2H 材では, 界

V2R, (c) MZP V2T and (d) MZP V2H. Symbol WO in photograph denotes the wart like oxide. Fig.

4 50 日本金属学会誌(2007) 第 71 巻 Fig. 3 Typical cross sectional microstructures by back scattered electron image of various TBC systems subjected to different RHT after the 1100 C 100 h iso thermal oxidation test; (a) MZP V1, (b) MZP V2R, (c) MZP V2T and (d) MZP V2H. Symbol WO in photograph denotes the wart like oxide. Fig. 4 Back scattered electron and characteristic x ray images of principal elements at the cross sectional surface zone for TBC systems subjected to different RHT after 1100 C 100 h iso thermal oxidation test; (a) MZP V2T and (b) MZP V2H. 面に堆積した BC 未溶融粒子を覆うように TGO 層が発達象として最も厚い TGO 層組織を含むように一定間隔で 5 しこぶ状酸化物の成長は抑制される傾向にあることがわか枚の TC/BC 界面写真を撮影し界面に垂直な TGO 厚さをったさらにこぶ状酸化物以外で厚さが比較的均一と思わ 1 画面につき計 10 箇所すなわち試験片 1 個当たり合計 50 れる TGO 層領域を対象とした EPMA 面分析結果の代表例箇所の断面厚さデータを採取したなお撮影に当たり典型を Fig. 4 に示したが V1 材や V2T 材の TGO 層は BC 直的 TGO 組織の詳細かつ正確な計測が可能な倍率として後上に Al2O3 層とその外表部に BC 成分である Co, Ni, Al 等を熱処理後の試験片に対しては 4000 倍高温酸化試験後の試含んだ複合酸化物の 2 層から構成されていた一方 V2R 験片に対しては 500 倍で実施しこれにより各種 TBC シス材や V2H 材では TGO 層がほぼ純粋な Al2O3 のみから構テムの TGO 成長挙動の定量的評価を試みた成されており複合酸化物の成長が抑制されていた 3.2 各種 TBC システムの TGO 成長挙動 MZP 系および MZS 系における TGO の成長挙動には顕著な相違は認められなかった計測結果の代表例として MZP V2T 材と MZP V2H 材における高温酸化試験後の TGO の形態情報に基づく TGO 層厚さ計測に関して先行 TGO 層厚さ分布に関するヒストグラムを Fig. 5 に示す研究において提案した手法12,16)により試験片断面全域を対 V2T 材では厚さ 5 mm 程度に分布データのピークが存在

5 第 1 号プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響 51 Fig. 6 TGO layer thickness for various TBC systems subjected to different RHT after RHT and after 1100 C 100 h iso thermal oxidation test. Fig. 5 Typical histograms of TGO layer thickness for various TBC systems subjected to different RHT after 1100 C 100 h iso thermal oxidation test. するものの, 厚さデータのばらつきが全般に大きく, さらに粗大なこぶ状酸化物に対応した厚さ 20 mm 以上のデータも複数存在する. これに対して V2H 材では, 厚さ 10 mm 以上の TGO 層もわずかながら存在するものの, 大部分の厚さ 5 mm 前後に集中している. そこで本研究では, これらの厚さ計測データと綿密な組織観察結果に基づいて, こぶ状酸化物とそれ以外の比較的平滑で一様な厚さを有する TGO 層の領域を明確に識別可能な厚さのしきい値として厚さ 10 mm を採用し, 両者の成長挙動を分離して比較検討した. 一例として MZP 系における計測結果を Fig. 6 に示す. 図中には全測定データの平均値も併示してある. いずれの試験片においても, 後熱処理後の TGO 層厚さは 1 mm 以下と薄いが, 高温酸化試験後の TGO 層厚さは後熱処理条件に依存して著しい相違がみられる. すなわち, 最高加熱温度が低く抑えられている V2T 材では, 全平均厚さが無熱処理 (As sprayed) 材とほぼ同程度で大きく,Ar 中後熱処理による高温酸化特性の改善効果がほとんど認められない. これに対して昇温速度が小さい V2R 材や高温保持時間が長い V2H 材における全平均厚さは小さく抑えられており, しかもこれらの値はこぶ状酸化物以外の健全領域を対象とした平均厚さにほぼ近づいており, 一様な厚さの TGO 層が界面全域にわたって発達していることが確認された. さらにこれらの TGO 層厚さデータから, 全試験片における酸化試験後の全平均厚さと後熱処理後の平均厚さとの関係で整理すると Fig. 7 のように表せる. すなわち, 酸化試験後の TGO 層厚さと後熱処理後の初期 TGO 層厚さには強い相関性が認められ,TC 溶射粉末の種類や組織によらず, 初期 TGO 層の厚膜化に伴って酸化試験後の全平均厚さは小さく抑えられ, 特に膜厚が約 0.5 mm を超える初期 TGO 層を有する TBC システムでは, 無熱処理材に比べて酸化後の全平均厚さが半分程度まで小さく抑えられることが明らかとなった. このように高温酸化による TGO 成長挙動は, 後熱処理により発達する初期 Al 2 O 3 層厚さと密接な関連性がある. 4. 考察 4.1 後熱処理後の TC 裏面性状初期 Al 2 O 3 層の成長挙動に及ぼす後熱処理条件の影響を詳細に検討するために, 後熱処理後の試験片を室温下で王水中に浸漬させ,BC と基材を化学的に溶解させることにより,

52 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻初期 TGO が付着した TC 薄膜を抽出し, 初期 Al 2 O 3 が発達した TC 裏面を観察した. 各種後熱処理材の代表例として, MZP 系の V2T 材と V2H 材の TC 裏面における BSE と Zr および Al の EPMA 面分析結果を Fig. 8 に示す.

6 52 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻初期 TGO が付着した TC 薄膜を抽出し, 初期 Al 2 O 3 が発達した TC 裏面を観察した. 各種後熱処理材の代表例として, MZP 系の V2T 材と V2H 材の TC 裏面における BSE と Zr および Al の EPMA 面分析結果を Fig. 8 に示す. いずれの TC 裏面も起伏に富んだ極めて複雑な表面形態を呈していたが, 後熱処理条件に依存して初期 Al 2 O 3 の発達領域に顕著な相違が認められた. すなわち,V2T 材の TC 裏面では, Al 2 O 3 は点在して分布し, また ZrO 2 の存在も広範囲にわたって認められた. これは,Al 2 O 3 の発達が不連続, かつ非常に薄いために下地の ZrO 2 が検出されたことを示している. これに対して V2H 材では, ほぼ TC 裏面全域にわたって Al 2 O 3 が検出される一方,ZrO 2 はほとんど検出されず, 一様な厚さを有する Al 2 O 3 が TC/BC 界面全域にわたって連続的に発達していることが明らかである. さらに EPMA 面分析結果に基づいて, 分析領域内で Al 2 O 3 が存在する面積率を画像処理によって算出し, これらと後熱処理後の平均 TGO 厚さとの関係で整理すると Fig. 9 のように表せる. すなわち, 後熱処理後の初期 Al 2 O 3 層の膜厚と発達領域には強い相関性が認められ, 厚膜化に伴って発達領域も拡大し, 初期 Al 2 O 3 層厚さが 0.5 mm 程度を超えると界面全域における 80 以上の領域で Al 2 O 3 が連続的に発達することがわかった. また, 各種後熱処理材の代表例として,MZP V2H 材の TC 裏面における XRD 分析結果を Fig. 10 に示す.V2T 材 Fig. 7 Influence of RHT conditions on the growth behavior of TGO layer during the high temperature oxidation test. Fig. 9 Influence of RHT conditions on the growth behavior of initial Al 2 O 3 during the RHT process. Fig. 8 Backscattered electron and characteristic x ray images of Zr and Al at the TC back surface zone for TBC systems subjected to different RHT: (a) MZP V2T and (b) MZP V2H.

第 1 号プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響 53 では, 界面に十分な Al 2 O 3 が発達していなかったため, Al 2 O 3 の結晶構造を同定することはできなかったが, これ以外の後熱処理材では, いずれも a Al 2 O 3 が発達していることが確認された. 4.

7 第 1 号プラズマ溶射 TBC システムの高温酸化特性に及ぼす溶射後熱処理条件の影響 53 では, 界面に十分な Al 2 O 3 が発達していなかったため, Al 2 O 3 の結晶構造を同定することはできなかったが, これ以外の後熱処理材では, いずれも a Al 2 O 3 が発達していることが確認された. 4.2 TBC システムの高温酸化特性改善方法とメカニズム高温酸化における TGO 成長挙動と後熱処理により発達する初期 Al 2 O 3 層の厚さや連続性が密接に関連する根拠を明らかにするために,TC 施工前の BC 表面性状の綿密な観察を実施した.BC 表面形態と BC 溶射粉末形状の典型的 SEM 写真を Fig. 11 に示す.BC 表面は TC 裏面性状と同様に起伏に富んだ極めて複雑な表面形態を呈し, 幾何学的アンカー効果による BC 層と TC 層の密着性向上が期待できる. しかしその一方では,BC 表面上には,BC 溶射粉末と同程度の大きさを有する粗大な未溶融粒子も多数堆積している. 寺谷ら 11,17) は,1150 C の静止大気中で 9h 連続加熱による高温酸化試験を行い, 本研究の BC と同一の CoNiCrAlY 粉末粒子の酸化特性は粒径によって異なり, 粒子内部まで完全に酸化された場合,TBC システムの TC/BC 界面に発達するこぶ状酸化物と非常に良く似た形態を呈することを報告している. したがって, 本研究では Ar 中でのいずれの後熱処理においても TC/BC 界面における酸素分圧が非常に低いため,Al 2 O 3 が優先的に発達可能であるが,BC 表面に堆積した未溶融粒子の大きさや下地 BC 層との密着性に依存して Al 2 O 3 の成長挙動は局所的に異なるものと考えられる. この Fig. 10 X ray diffraction pattern at the TC back surface zone of MZP V2H after RHT. ため, 最高加熱温度が低く抑えられた後熱処理 (V2T) では, Al 2 O 3 層の成長が不十分かつ不均一であるため,BC 未溶融粒子を含む界面全域を均一厚さの Al 2 O 3 層で完全に覆うことができず, この領域では高温酸化においてこぶ状酸化物や多成分系の複合酸化物の発達を十分抑制できなかったものと考えられる. これに対して高温域で低速昇温加熱 (V2R) や長時間保持 (V2H) の後熱処理では,BC 未溶融粒子が下地 BC との相互拡散により冶金学的結合が可能であるため, 下地 BC 中からも Al が供給されて Al 2 O 3 の成長が十分可能であり,BC 未溶融粒子表面も含めた界面全域にわたって Al 2 O 3 層の連続的発達により, これが耐環境性保護皮膜として十分な機能を発揮したものといえる. ただし, 最高加熱温度が 1200 C を超えるような高温域での Ar 中後熱処理では, 界面に Al 2 O 3 連続層を発達させることは可能な反面,TC 層の局所的な焼結を誘発し, むしろ TBC システムの熱サイクル抵抗を著しく低下させるリスクの高いことも実験事実として確認している 15). それゆえ最高加熱温度は,BC 中の Al が十分に拡散でき, かつ TC の焼結および基材合金の組織変化に伴う高温強度低下を生じない温度範囲内に設定することが重要と考えられる. したがって,TBC システムの高温酸化特性を改善するためには,TC/BC 界面全域を完全に覆うことができるような条件下で, 極めて欠陥の少ない熱的に安定な高純度 a Al 2 O 3 からなる初期 TGO 層を連続的に発達させることが不可欠である. ただし, 初期 Al 2 O 3 層の厚膜化は, その後の TGO 崩壊 ( 劣化 ) と BC 中の Al の消耗を促進するリスクも同時に増大させるので, 一様な厚さで界面全域を覆う限りにおいて最小の膜厚, 例えば Fig. 7 や Fig. 9 から 0.5 mm 程度に制御することが重要と考えられる. さらに初期 Al 2 O 3 層の成長挙動は BC 表面性状とも密接に関連することから, 今後, 後熱処理条件だけでなく,BC 溶射粒子の粒度分布範囲を適切に制御し,BC 未溶融粒子の堆積が少なく, ほぼ一様な表面状態を有する BC 層を形成できれば, 短時間の Ar 中後熱処理により TC/BC 界面全域を一層薄い Al 2 O 3 層で完全に覆うことが可能となり,TBC システムの高温酸化特性のさらなる改善も十分期待できる. 5. 結言 Fig. 11 Morphologies of BC surface before TC spraying and BC powders by SEM; (a) BC surface and (b) BC powders. YSZ 系 TBC システムの高温酸化特性改善に向けた後熱処理条件の適正化を図るために,TGO 成長挙動に及ぼす Ar 中での後熱処理条件の影響を定性的定量的に検討した. 得られた結果を要約すると以下のようになる. TBC システムの高温酸化特性は, 後熱処理により TC/BC 界面に発達可能な初期 TGO 層の組成だけでなく, 膜厚や層の連続性にも強く依存する. TBC システムの高温酸化特性を向上させるためには, Ar 中後熱処理で純粋な a Al 2 O 3 からなる初期 TGO 層を TC/BC 界面全域にわたって連続的に発達させることが不可欠であり, このためには特に低速昇温加熱や高温域における長時間保持などの Ar 中後熱処理条件が効果的である.

8 54 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻終わりに, 信頼性の高いコーティング試料の作製にご協力いただいたトーカロ株溶射技術開発研究所谷和美所長はじめスタッフ各位, および当時卒研生として実験に協力された東京都立大学山口珠巳工学士に謝意を表します. 文献 1) M. Yoshiba: J. Gas Turbine Soc. Japan 30(2002) ) M. Yoshiba: J. Surface Finishing Soc. Japan 54(2003) ) M. Yoshiba: Engine Technology 6(2004) ) Y. Yoshioka, H. Doi, J. Takeda, K. Namba, I. Okada, K. Take andt.ito:j.gasturbinesoc.japan32(2004) ) J. T. DeMasi Marchin, K. D. Sheffler and S. Bose: J. Eng. For Gas Turbines and Power 112(1990) ) A. M. Freborg, B. L. Ferguson, W. J. Brindley and G. J. Petrus: Mater. Sci. A245(1998) ) N. Czech, F. Schmitz and W. Stamm: Surf. Coat. Technol. 68(1994) ) W. Beele, N. Czech, T. Schulenberg and W. Stamm: Mod. Power Syst. 17 8(1997) ) D. J. Wortman, E. C. Duderstadt and W. A. Nelson: J. Eng. Gas Turbines and Power 112(1990) ) K. Ogawa, M. Tanno and T. Shoji: Report of the 123rd Committee on Heat Resisting Metals and Alloy, Japan Soc. Promotion Sci. 44(2003) ) T. Teratani, T. Suidzu, K. Tani and Y. Harada: J. High Temperature Soc. 29 supplement (2003) ) S. Takahashi, M. Yoshiba and Y. Harada: Report of the 123rd Committee on Heat Resisting Metals and Alloy, Japan Soc. Promotion Sci. 43(2002) ) S. Takahashi, M. Yoshiba and Y. Harada: Mater. Trans. 44(2003) ) S. Takahashi, M. Yoshiba and Y. Harada: Mater. Science Forum (2004) ) S. Takahashi, M. Yoshiba and Y. Harada: J. Japan Inst. Metals 68(2004) ) S. Takahashi, M. Yoshiba and Y. Harada: Proc. of JSCE Materials and Environments 2002 (2002) ) T. Teratani, H. Yamano, N. Mifune, K. Tani, Y. Harada and M. Okazaki: J. Japan Inst. Metals 68(2004)

特-4.indd

特-4.indd 1 000 Ni-Cr Tribological Characteristics of Ni-Cr Alloy at 1 000 C in Air R&D 1 000 Ni-Cr 1 000 Ni-Cr alloy sliding tests in atmosphere at 1 000 C were carried out and the process in which a glazed oxide