DE3331806A1 - Gasturbinenbrenner - Google Patents
GasturbinenbrennerInfo
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/053—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 30% but less than 40%
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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Description
BESCHREIBUNG
Die Erfindung bezieht sich auf einen Vergasungsbrenner einer Gasturbine und betrifft insbesondere einen Gasturbinenbrenner,
der aus einer Legierung auf Nickelbasis mit hoher Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung besteht.
. Vergasungsbrenner für Gasturbinen werden gewöhnlich durch Kaltverformung aus Blechen geformt, die ihrerseits durch
Warmverformung eines Blockes der Legierung hergestellt werden. Die als Material für Gasturbinenbrenner verwendete Legierung
muß daher sowohl gute Warm- als auch Kaltverformbarkeit aufweisen. Ferner muß die Legierung hohe Widerstandsfähigkeit
gegen thermische Ermüdung besitzen, da der Brenner wiederholten Wärmezyklen, bestehend aus Erwärmung durch die heißen
Verbrennungsgase und anschließender Abkühlung, unterworfen ist.
Die Erfinder haben festgestellt, daß Legierungen mit hoher Zug-Brucheinschnürung bei Zimmertemperatur überlegene
Kaltverformbarkeit aufweisen und daß ferner hohe Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung bei Legierungen anzutreffen
ist, die hohe Zug-Dehnungsgrenze, Zug-Brucheinschnürung, Zeitstandfestigkeit und Zeitstand-Brucheinschnürung
bei hoher Temperatur aufweisen.
Das am häufigsten für Gasturbinenbrenner verwendete Material ist eine wärmebeständige Nickellegierung mit der
Bezeichnung "Hastelloy X", die im wesentlichen aus 0,1 Gew.-%
C, 22 Gew.-% Cr, 9 Gew.-% Mo, 0,5 Gew.-% W, 1 Gew.-% Co,
19 Gew.-% Fe, Rest Nickel besteht.
Andererseits besteht steigender Bedarf an Gasturbinen höherer Leistung. Dies wiederum bedingt eine Temperaturerhöhung
des Arbeits-Strömungsmitfcels, d.h. des Verbrennungsgases.
Dabei erhitzt sich der Innenzylinder eines Gasturbinenbrenners, dessen Temperatur bei herkömmlichen Gasturbinen
nicht über 75O°C ansteigt, auf hohe Temperaturen über 75O°C.
Das oben erwähnte übliche Material Hastelloy X weist allerdings keine ausreichende Beständigkeit gegen Wärmeermüdung
bei derart hohen Temperaturen auf.
Bei Hastelloy X handelt es sich um eine Legierung mit überlegener Wärmefestigkeit aufgrund der Tatsache, daß die
Ausbildung einer festen Lösung von Mo zu einer Verfestigung führt. Das Material weist jedoch im Hochtemperaturbereich
über 75O°C nur geringe Zug-Dehnungsgrenze, Zeitstandfestigkeit
und Zeitstand-Brucheinschnürung auf. Hastelloy X vermittelt daher als.Material für Vergasungsbrenner moderner
Gasturbinen keine ausreichende Wärmeermüdungs-Festigkeit.
In der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 18315/75
ist eine austenitische Legierung des Typs, bei dem eine Verfestigung durch eine feste Lösung erreicht wird, beschrieben,
die im wesentlichen aus höchstens 0,1 Gew.-% C, höchstens
1,5 Gew.-% Al, höchstens 1 Gew.-% Ti und/oder Nb, höchstens 75 Gew.-% Co, höchstens 26 Gew.-% Cr, 8 bis 40
Gew.-% W, 38 bis 46 Gew.-% von {1/5 (Gew.-% Co) + (Gew.-% Cr) + (Gew.-% W)} höchstens 0,1 Gew.-% Mg, höchstens 0,1 Gew.-%
B, höchstens 0,5 Gew.-% Zr, höchstens 1 Gew.-% Hf, Rest im wesentlichen Ni besteht. Dieser Druckschrift ist jedoch
weder ein Hinweis noch irgendeine Anregung dazu zu entnehmen, dieses Material für Gasturbinenbrenner zu verwenden;
auch ist in dieser Druckschrift die Wärmeermüdungsfestigkeit nicht erwähnt, die eine wesentliche Voraussetzung für Werkstoffe
für solche Gasturbinenbrenner darstellt, die schwere Betriebsbedingungen, nämlich wiederholte Wärmezyklen aus
Erwärmung durch heiße Verbrennungsgase und anschließender rascher Abkühlung, auszuhalten haben.
Der Erfindung liegt die generelle Aufgabe zugrunde, einen Gasturbinenbrenner anzugeben, bei dem Nachteile, wie
sie bei vergleichbaren Brennern nach dem Stand der Technik angetroffen werden, mindestens teilweise vermieden sind.
Eine speziellere Aufgabe besteht darin, einen Gasturbinen— brenner aus einer Legierung zu schaffen, die eine höhere
Widierstandsfestigkeit gegen thermische Ermüdung als die
herkömmlich verwendeten Legierungswerkstoffe aufweist.
Insbesondere soll ein Gasturbinenbrenner aus einer Legie-
4 rung vermittelt werden, die eine 10 h-Zeitstandfestigkeit
von mindestens 300 bar bei 85O°C aufweist.
In diesem Zusammenhang vermittelt die Erfindung einen Gasturbinenbrenner mit einer Brennkammer zur Verbrennnung
eingespritzten Kraftstoffs und zur Zuführung des entstehenden heißen Verbrennungsgases an Düsen der Gasturbine, wobei
die dem heißen Verbrennungsgas ausgesetzten Teile des Brenners aus einer Legierung bestehen, deren Zusammensetzung
im wesentlichen aus 0,02 bis 0,2 Gew.-% C, 15 bis 30 Gew.-% Cr, 10 bis 25 Gew.-% W, Rest mindestens 20 Gew.-%
Ni besteht.
Bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachstehend anhand der Zeichnungen näher erläutert. In den
Zeichnungen zeigen
Figur 1 eine teilweise aufgeschnittene perspektivische Darstellung eines typischen herkömmlichen Gasturbinenbrenners;
Figur 2 bis 4 Diagramme, in denen die 10 h-Zeitstandfestigkeit,
die Dehnungsgrenze und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung jeweils über dem W-Gehalt der Legierung aufgetragen
sind;
4 Figur 5 bis 8 Diagramme, in denen die 10 h-Zeitstand-
festigkeit, die Dehnungsgrenze, die Zug-Brucheinschnürung und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung über dem Co-Gehalt der
Legierung aufgetragen sind;
Figur 9 bis 11 Diagramme, in denen die Dehnungsgrenze,
die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung und die 10 h-Zeitstandfestigkeit
über dem Al-Gehalt der Legierung aufgetragen sind; Figur 12 bis 14 Diagramme, in denen die 10 h-Zeitstandfestigkeit,
die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung und die Dehnungsgrenze über dem Ti-Gehalt der Legierung aufgetragen
sind; und
Figur 15 ein Diagramm der Beziehung zwischen der Rißlänge und der Anzahl an Erwärmungszyklen.
Gemäß Figur 1 weist der Vergasungsbrenner eine Kraftstoff düse 3 zum Einspritzen von Kraftstoff auf, der durch
eine Kappe 6 in ein Rohr 5 eingeleitet und in diesem verbrannt wird. Das dabei entstehende Verbrennungsgas wird
durch ein Übergangsstück 4 in einen Turbinen-Schaufelteil eingeleitet, in dem ringförmige Anordnungen von stationären
und bewegbaren Schaufeln in Stufen angeordnet sind. Die zur Verbrennung erforderliche Luft wird durch eine Vielzahl von '
halbmondförmigen Luftschlitzen 1 eingeleitet. Ferner ist der Brenner mit einem Qüerzündungs-Einlaß 2 versehen.
Bei dem beschriebenen Gasturbinenbrenner sind die Kappe
6, das Rohr 5 und das Übergangsstück 4 der hohen Temperatur des Verbrennungsgases ausgesetzt; für diese Teile wird daher
die hier beschriebene wärmebeständige Legierung verwendet. Dabei stehen insbesondere die Luftschlitze 1, die gemäß
Figur 1 in das Material des Rohrs 5 eingeschnitten und gegenüber diesem herausgehoben sind, so daß sie scharfe Ecken
bilden, unter erschwerten Bedingungen, teilweise weil sie den wiederholten Wärmezyklen aus rascher Erwärmung und Abkühlung
unterworfen sind, teilweise weil sich die Spannungen in den scharfen Ecken konzentrieren. Infolgedessen neigt
das Rohr 5 zu Rißbildungen in den scharfen Ecken der Luftschlitze 1 aufgrund thermischer Ermüdung, sofern es nicht aus
einer Legierung besteht, die hohe Festigkeit bei hoher Temperatur und hohe Warmverformbarkeit und Dehnbarkeit bei
hoher Temperatur aufweist.
Erfindungsgemäß sind diese, der hohen Temperatur ausgesetzten
Teile des Gasturbinenbrenners aus einer speziellen Legierung hergestellt, bei der es sich um eine Nickellegierung
mit einer Zusammensetzung handelt, die im wesentlichen 0,02 bis 0,2 Gew.-% C, 15 bis 30 Gew.-% Cr, 10 bis 25
Gew.-% W, Rest mindestens 20 Gew.-% Ni als Grundbestandteile enthält.
Gemäß einem Aspekt der Erfindung enthält die als Werkstoff für den Gasturbinenbrenner der Erfindung verwendete
Legierung zu den erwähnten Grundbestandteilen zusätzlich höchstens 1 Gew.-% Si und/oder höchstens 1,5 Gew.-% Mn.
Gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung besteht der Gasturbinenbrenner aus einer Legierung, die mit oder ohne
den oben erwähnten Zusatz von Si und Mn höchstens 40 Gew.-% Co, höchstens 2 Gew.-% Al, höchstens 3 Gew.-% Ti, höchstens
3 Gew.-% Nb, höchstens 0,1 Gew.-% Mg, höchstens 0,5 Gew.-% Zr, höchstens 0,5 Gew.-% einer seltenen Erde und/oder höchstens
0,1 Gew.-% B zusätzlich zu den erwähnten Grundbestandteilen enthält.
Der Werkstoff für den Gasturbinenbrenner muß aus folgenden
Gründen hohe Wärmefestigkeit und hohe Streckbarkeit sowie geringe Ausscheidung der σ-Phase aufweisen:
(a) Die Neigung zu thermischer Ermüdung ähnelt derjenigen der Hochtemperatur-Ermüdung, bei der es sich um diejenige
Ermüdung handelt, die in einem auf hoher Temperatur gehaltenen Material auftritt. Um die thermische Ermüdung zu bewältigen,
ist es daher erforderlich, die Wiederstandsfähigkeit gegen Hochtemperatur-Ermüdung zu erhöhen, d.h. eine
hohe Dehnungsgrenze bei hoher Temperatur vorzusehen.
(b) Zwischen der plastischen Dehnungsamplitude Δε und
der Anzahl N der Erwärmungszyklen in einem thermischen Ermüdungstest
besteht folgende Beziehung:
ι/Κ·Δε s -γ ,
worin ef die im Zugversuch beobachtete Streckbarkeit
bedeutet. Wie dieser Gleichung zu entnehmen, ist es zur Bewältigung der thermischen Ermüdung erforderlich, daß der
Werkstoff eine hohe Brucheinschnürung im Zugversuch oder eine hohe Zeitstand-Brucheinschnürung aufweist.
(c) Die thermische Ermüdung steht in enger Beziehung zur Ausscheidung der σ-Phase bei hoher Temperatur. Die
Ausscheidung der σ-Phase führt nämlich zu einer ungünstigen Verringerung der Zeitstandfestigkeit und der Zeitstand-Brucheinschnürung.
Daher ist es zur Erhöhung der Widerstands-
fähigkeit gegen thermische Ermüdung erforderlich, die Ausscheidung
der σ-Phase zu unterdrücken.
Erfindungsgemäß werden die Anteile der jeweiligen Legierungsbestandteile nach folgenden Gesichtspunkten bestimmt.
Der Zusatz von C bildet, sofern sein Anteil mindestens 0,02 Gew.-% beträgt, in der Legierung eine fest-e Lösung oder
bewirkt während des Einsatzes bei hoher Temperatur eine Ausscheidung von Carbiden, so daß die Dehnungsgrenze und die
Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur vorteilhafterweise zunehmen. Andererseits verursacht ein Zusatz von C über
0,2 Gew.-% eine zu starke Carbidausscheidung bei hoher Temperatur, s.o daß die Zug-Brucheinschnürung bei hoher Temperatur
in unerwünschter Weise absinkt. Aus diesem Grund soll der C-Gehalt in einem Bereich zwischen 0,02 und 0,2 Gew.-%,
vorzugsweise zwischen 0,05 und 0,15 Gew.-%, liegen.
Cr stellt ein Element dar, das in der Legierung eine
feste Lösung bildet und die Dehnungsgrenze,, die Zeitstandfestigkeit
sowie ferner die Oxidationsfestigkeit der Legierung bei hoher Temperatur und ihre Korrosionsfestigkeit
gegen Schwefeloxide zu erhöhen. Um diese Effekte zu erreichen, muß der Cr-Gehalt mindestens 15 Gew.-% betragen. Ein Cf-Anteil
über 30 Gew.-% bewirkt jedoch einen Ausfall der σ-Phase, was die Zeitstand-Brucheinschnürung verringert. Der
bevorzugte Bereich des Cr-Gehaltes liegt bei 18 bis 26 Gew.-%, besonders bevorzugt zwischen 20 und 24 Gew.-%-.
Ein Anteil von W von mindestens 10 Gew.-% bildet eine feste Lösung in der Legierung, was die Dehnungsgrenze bei
hoher Temperatur und die Zeitstandfestigkeit merklich erhöht. Ein W-Gehalt über 25 Gew.-% beeinträchtigt dagegen
in unerwünschter Weise die Warm- und Kaltverformbarkeit und fördert die Ausscheidung der σ-Phase, wodurch die Zeitstand-Brucheinschnürung
ungünstigerweise abnimmt. Der bevorzugte Bereich des W-Gehalts liegt bei 12 bis 20 Gew.-%, besonders
bevorzugt zwischen 14 und 16 Gew.-%.
Co stellt ein Element dar, das in der Legierung eine feste Lösung bildet und dadurch die Zeitstandfestigkeit
sowohl bei Zimmer- als auch bei hoher Temperatur merklich erhöht. Eine Zugabe von Co über 45 Gew.-% fördert jedoch die
Ausscheidung der σ-Phase und erniedrigt damit die Zeitstand-Festigkeit. Die bevorzugte obere Grenze des Co-Anteils
liegt bei 40 Gew.-%. besonders bevorzugt ist ein Co-Gehalt
im Bereich von 29 bis 31 Gew.-%.
Ein Al-Gehalt von weniger als 2 Gew.-% bildet in der
Legierung eine feste Lösung und fördert den Niederschlag der γ'-Phase bei langem Einsatz in hoher Temperatur, wodurch
die Zug-Dehnungsgrenze bei hoher Temperatur sowie die Zeitstandfestigkeit steigen. Dagegen verringert sich die Zeitstand-Brucheinschnürung
in unerwünschter Weise, wenn der Al-Anteil 2 Gew.-% überschreitet. Der bevorzugte Bereich
des Al-Gehalts liegt bei 0,1 bis 1,2 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,6 und 0,9 Gew.-%.
Ti oder Nb bildet in der Legierung eine feste Lösung, sofern die zugesetzte Menge 3 Gew.-% nicht überschreitet.
Ein Anteil von höchstens 3 Gew.-% Ti oder Nb fördert die Ausscheidung
der γ'-Phase beim Langzeit-Einsatz bei hoher Temperatur, was die Dehnungsgrenze und die Zeitstandfestigkeit
bei hoher Temperatur erhöht, überschreitet der Ti-Anteil
oder der Nb-Anteil allein oder die Summe der Ti- und Nb-Anteile 3 Gew.-%, so nimmt die Zeitstand-Brucheinschnürung
ab. Der bevorzugte Bereich des Gehalts an Ti und/oder Nb liegt bei 0,1 bis 2,5 Gew.-%, insbesondere zwischen 1 und
Gew.-%.
Ein Fe-Gehalt sollte soweit wie möglich vermieden werden, da der Zusatz dieses Elements die Zeitstandfestigkeit
verringert.
Falls Fe als Verunreinigung enthalten ist, sollte der Fe-Anteil höchstens 5 Gew.-%, vorzugsweise höchstens 2 Gew.-%
und besonders bevorzugt höchstens 0,2 Gew.-% betragen.
Si und Mn werden als Desoxidationsmittel zugesetzt. Die Zugabe von Si und Mn ist vorteilhaft, weil sie die Warmverformbarkeit
verbessert. Durch Zugabe von mehr als 1 Gew.-%
Si oder mehr als 1,5 Gew.-% Mn wird allerdings die Zeitstandfestigkeit
nachteilig verringert. Die Si- und Mn-Anteile sollten daher 1 Gew.-% bzw. 1,5 Gew.-% nicht überschreiten.
Besonders bevorzugte Anteile liegen für Si bei 0,2 bis 0,6 Gew.-% und für Mn bei 0,4 bis 1,0 Gew.-%.
Elemente wie Mg, B, Zr und seltene Erden werden an den austenitischen Korngrenzen der Legierung abgesondert, was
die Zeitstandfestigkeit erhöht. Dabei können nur eines, zwei oder mehrere dieser Elemente zugesetzt werden. Übermäßige
Beigabe dieser Elemente vermindert jedoch die Haftfestigkeit an der Korngrenze, wodurch die Zeitstand-Brucheinschnürung
absinkt. Die Anteile dieser Elemente sollten daher folgende Werte nicht überschreiten: Für Mg 0,1 Gew.-%,
B 0,1 Gew.-%, Zr 0,5 Gew.-% und Seltenerd-Element 0,5 Gew.-%.
Besonders bevorzugte Bereiche liegen für Mg bei 0,005 bis 0,05 Gew.-%, für B bei 0,002 bis 0,01 Gew.-%, für Zr bei
0,01 bis 0,2 Gew.-% und für das Seltenerd-Element bei 0,005 bis 0,1 Gew.-%.
Zusammenfassend hat die als Werkstoff für den erfindungsgemäßen Gasturbinenbrenner verwendete Legierung eine Zusammensetzung,
die im wesentlichen 0,05 bis 0,15 Gew.-%, 0,2 bis 0,6 Gew.-% Si, höchstens 1 Gew.-% Mn,
20. bis 24 Gew.-% Cr, 14 bis 16 Gew.-% W, 29 bis 31 Gew.-% Co,
0,6 bis 0,9 Gew.-% Al, 1,2 bis 1,9 Gew.-% Ti, 0,03 bis 0,10 Gew.-% La,
höchstens 2 Gew.-% Fe, 0,002 bis 0,01 Gew.-% B, Rest im wesentlichen Ni
enthält. Vorzugsweise liegt das Verhältnis Ti/Al zwischen
1,5 und 3,0.
Bezüglich Struktur und Wärmebehandlung des für den Gasturbinenbrenner der Erfindung verwendeten Legierungswerkstoffs ist zu sagen, daß die Legierung vorzugsweise
eine Struktur aufweist, die vollständig aus der durch Behandlung im Zustand fester Lösung erzielten austenitischen
Phase besteht. Diese Behandlung wird dadurch bewirkt, daß die Legierung 15 min bis 2 h lang bei einer Temperatur
zwischen 1100 und 1200°C gehalten und anschließend mittels Wasser oder Luft abgekühlt wird. Bei der Wasserkühlung wird
die Legierung von einer vorgegebenen Temperatur durch Eintauchen in Wasser gekühlt. Liegt die Legierung in Blechform
vor, so kann die Wasserkühlung auch dadurch erfolgen, daß Wasser auf die Blechoberfläche aufgesprüht wird.
Die als Werkstoff für den erfindungsgemäßen Gasturbinenbrenner
verwendete Legierung wird vorzugsweise durch Aufschmelzen der Bestandteile in nicht-oxidierender Atmosphäre
hergestellt. Da die Metallbestandteile in Form reiner Metalle eingesetzt werden, empfiehlt es sich, diese Metalle in
Vakuum bis auf eine Temperatur zu erhitzen, bei der der Schmelzvorgang gerade beginnt, woraufhin die Metalle dann
unter Befüllung des Behälters mit dem nicht-oxidierenden Gas geschmolzen werden. Eine derartige Herstellung wird bevorzugt,
da sie zu höheren Ausbeuten der Legierungselemente führt und Schwankungen in der Zusammensetzung der Legierung
eliminiert.
Durch Vakuumlichtbogen- oder Elektroschlacke-Umschmelzung
der so hergestellten Legierung lassen sich gute Warmverformbarkeit und hohe Zeitstandfestigkeit erzielen, ohne
daß Si und Mn zugesetzt werden müßten. Werde diese EIemente
nicht zugesetzt, so liegt der Anteil von Si bei 0,01 Gew.-% und der von Mn bei 0,02 Gew.-%.
Im folgenden soll die Herstellung des erfindungsgemäßen
Gasturbinenbrenners beschrieben werden. Der Brenner wird durch Verschweißen der geformten Legierungsbleche in
die gewünschte Form gebracht. Nach dem Schweißen wird zur
Beseitigung von Restspannungen vorzugsweise eine Behandlung im Zustand fester Lösung durchgeführt, woraufhin eine Luftkühlung
und, falls erforderlich, eine Alterungs- bzw. Aushärtungsbehandlung
vorgenommen werden. Vorzugsweise wird die in Blechform gebrachte Legierung der Behandlung im Zustand
fester Lösung unterworfen, bevor sie auf die Form des Brenners gebracht wird. Bevorzugt ist es ferner, die
Schweißung als Lichtbogenschweißung unter Verwendung eines Zusatzmetalls durchzuführen, das die gleiche Legierungszusammensetzung
aufweist wie die als Brennerwerkstoff erfindungsgemäß
verwendete Legierung.
Beispiel 1
Beispiel 1
Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von Legierungen No. 1 bis 14, die als Werkstoff für den erfindungsgemäßen
Brenner verwendbar sind. Gleichzeitig ist die Zusammensetzung von Hastelloy X dargestellt. Die Legierungen
wurden dadurch erhalten, daß die Ausgangswerkstoffe in einem Vakuum von 1,3 χ 10 Pa auf eine Temperatur erhitzt
wurden, bei der der SchmelzVorgang soeben beginnt, woraufhin
der Schmelzvorgang nach Einfüllen von Argon-Gas unter Bildung von Gußblöcken durchgeführt wurde; durch Warmbearbeitung
der Blöcke wurden Stäbe mit einem Durchmesser von 15 mm geformt, die einer Behandlung im Zustand fester Lösung
unterzogen wurden. Diese Behandlung bestand darin, daß die Stäbe 30 min lang bei 1150°C gehalten und anschließend mit
Wasser gekühlt wurden.
Zur Herstellung der Legierungen wurden die folgenden Materialien verwendet: Elektrolytnickel; in Al-Folie eingewickeltes
Graphitpulver (Zusatz von C); metallisches Silizium; metallisches Mangan; Elektrolytchrom; gepreßtes und gebranntes
W- und Mo-Pulver; metallisches Kobalt; Aluminium; Titanschwamm;
metallisches Niob; Nickel-Magnesium-Legierung; Nickel-Bor-Legierung; Zirkonschwamm; Elektrolyteisen; Mischmetall,
Lanthan.
Die erfindungsgemäßen Legierungen enthielten höchstens 5 Gew.-% Fe. Alle diese Legierungen zeigten Kristallkörner
- 13 Tabelle 1
Si
Mn
Cr
Co
Al
Hastelloy X
No. 1
No. 2
No. 3
No. 4
Q)
G
U Q)
•Η
Q)
Q)
:rö
Öl
tn
M-I
NO. 5
No. 6
No. 7
No. 8
No. 9
No. 10
No. 11
No. 12
No. 13
No. 14
0,08
0,07
0,07
0,07
0,07
0,06
0,06
0,06
0,07
0,07
0,07
0,07
0,08
0,08
0,06
0,29
0,10
0,24
0,26
0,25
0,37
0,25
0,28
0,28
0,32
0,29
0,30
0,32
0,31
0,33
0,66
0,01
0*21
0,20
0,22
0,68
0,72
0,65
0,67
0,68
0,68
0,68
0,68
0,67
21,3
21,9
21,9
21,9
22,1
21,9
28,3
15,2
22,0
22,0
21,8
21,9
22,1
22,0
21,7
0,7
15,1
15,1
15,2
15,0
15,2
10,8
23,7
15,3
15,5
15,1
15,3
14,9
15,0
14,9
1,2
0,1
0,1
14,6
29,6
39,9
0,1
0,1
29,7
29,8
29,8
20,5
30,1
30,1
30,3
0,1
1,0
0,5
0,5
0,1
0,4
0,5
0.4
0,8
1,2
0,8
0,8
0,8
0,7
Tabelle 1 (Fortsetzung)
Ti | - | Nb | 0 | Mg | B | andere | 8,9, | Fe | - | Fe | 18 | ;5 | Ni |
>9 | - | 0 | - | 0,001 | Mo | 0,01 | - | 48,4 | |||||
1 | r9 | - | 0 | ,02 | 0,003 | Zr | - | 0,02, | Fe | 60,7 | |||
O | J5 | - | 0 | ,02 | 0,007 | - | 0,07 | 60,5 | |||||
O | ,5 | 0,5 | 0 | ,02 | 0,006 | - | 0,01, | Fe | 46,3 | ||||
O | ,1 | 0,5 | 0 | ,02 | 0,004 | Mischmetall | 0,02 | Fe | (0 | ,25) | 31,2 | ||
O | ,9 | - | 0 | ,02 | 0,002 | 0,01, | 20,9 | ||||||
O | ,0 | - | ,02 | 0,003 | 0r02, | 58,5 | |||||||
1 | ,5 | - | ,02 | 0,004 | La | 0,03 | 0 | >2 | 58,5 | ||||
1 | - | - | 0,006 | La | 29,7 | ||||||||
,5 | - | - | 0,003 | La | i> | 29,3 | |||||||
,5 | - | - | 0,004 | La | 27,6 | ||||||||
1 | ,9 | - | - | 0,004 | La | 0 | ,1 | 38,9 | |||||
O | ,9 | - | - | 0,003 | La | 0 | >i | 30,0 | |||||
1 | ,4 | - | - | 0,005 | La | 29,0 | |||||||
1 | - | - | 0,006 | 29,8 | |||||||||
- 15· .τ .: Tabelle
mechanische
^Eigenschaften
^Eigenschaften
Zimmertemperatm 8500C
Probe
Zug-Brucheinschnü rung
Dehnungsgrenze
(x100 bar)
Zug-Bruch-
einschnü-
rung
Hastelloy X
Q)
Ö
Ö
U
Q)
•H
Ö>
•H
Ö>
QJ
0)
Öl
CQ
Öl
Ö
CQ
Öl
Ö
-H
m
ω
ω
No. 1
No. 2
No. 3
No. 4
No. 5
No. 6
No. 7
No. 8
No. 9
No. 10
No. 11
No. 12
No. 13
51
63
54
62
66
65
58
60
65
62
63
46
70
61
18
20
30
23
25
24
25
28
22
39
38
40
25
47
59
53
72
77
44
61
55
81
70
55
Tabelle 2 (Fortsetzung)
8500C | 103h-Zeitstand- festigkeit (x 100 bar) |
.1O3-Zeitstand- Brucheins chnürüng. (%) |
104h-Zeitstand- festigkeit (x 100 bar) |
4,8 | 15 |
3,0 | 6,7 | 40 |
4,5 | 9,7 | 45 |
6,0 | 7,9 | 45 |
5,3 | 8,6 | 60 |
5,8 | 10,8 | 45 |
8,0 | 8,2 | 50 |
5,7 | 9,2 | 50 |
6,4 | 8,5 | 70 |
5,2 | 13,0 | 80 |
8,9 | 11,0 | 60 |
6,9 | 11,3 | 30 |
7,2 | 9,8 | 85 |
6,9 |
14,J
einer polygonalen und vollständig austenitischen Struktur
mit Ausnahme der Legierung gemäß Probe No. 7, die einen W-Gehalt von 23,7 Gew.-% hatte und Kristallkörner einer
polygonalen austenitischen Struktur mit leichter W-Kristallisierung
aufwies.
Tabelle 2 zeigt die Werte der Zug-Brucheinschnürung bei Zimmertemperatur, der Dehnungsgrenze und der Brucheinschnürung,
erhalten mit Probenmaterialien durch einen Zug-
n 4 3
versuch bei 850 C, sowie die Werte der 10 h- und 10 h-Zeit-Standfestigkeiten
und der Zeitstandbrucheinschnürung bei 85O°C.
Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, zeigten die erfindungsgemäßen Legierungen Werte der Brucheinschnürung bei Zimmertemperatur
von 46 % oder darüber, der Dehnungsgrenze bei
85O°C von 2000 bar oder darüber, der 103h- und 104h-Zeitstandfestigkeiten
von mindestens 670 bzw. 450 bar und der Einschnürung nach einem 10 h-Zeitstandbruchversuch von
30 % oder darüber? diese Werte sind denen des herkömmlichen Werkstoffs weit überlegen. Aus diesen Versuchsergebnissen
ist zu erwarten, daß die erfindungsgemäße Legierung hohe
Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung aufweist.
Im folgenden soll der Einfluß jedes Elementes der als erfindungsgemäßer Brennerwerkstoff verwendeten Legierung
erläutert werden.
Die Figuren 2 bis 4 zeigen jeweils, wie die 10 h-Zeit-
3 Standfestigkeit, die Dehnungsgrenze und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung
entsprechend Tabelle 2 durch den W-Gehalt beeinflußt werden. Wie aus diesen Figuren hervorgeht, gewährleistet
eine Zugabe von mindestens 10 Gew.-% W bedeutende Wirkungen, die in der herkömmlich verwendeten
Legierung Hastelloy X nicht erreicht werden konnten. Die in diesen Figuren dargestellten Legierungen wurden durch Zugabe
unterschiedlicher Mengen von W zu einer Legierung erhalten, die eine grundsätzliche chemische Zusammensetzung
aus 0,06 bis 0,07 Gew.-& C, 0,24 bis 0,28 Gew.-% Si,
— ι ο -
0,21 bis 0,72 Mn, 15,2 bis 28,3 Gew.-% Cr, 0,1 Gew.-% Co,
0,4 bis 1,0 Gew.-% Al, 0,9 bis 1,0 Gew.-% Ti, 0,02 Gew.-%
Mg, 0,003 bis 0,007 Gew.-% B, Rest Nickel aufwies.
Wie gezeigt, wurden bei einem W-Gehalt von 10 bis 25 Gew.-%
4
eine 10 h-Bruchfestigkeit von mindestens 550 bar und eine Dehnungsgrenze von mindestens 2400 bar beobachtet.
eine 10 h-Bruchfestigkeit von mindestens 550 bar und eine Dehnungsgrenze von mindestens 2400 bar beobachtet.
- Die Diagramme der Figuren 5 bis 8 zeigen jeweils den
4
Einfluß des Co-Gehalts auf die 10 h-Zeitstandfestigkeit, die Dehnungsgrenze, die Zug-Brucheinschnürung und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung." Wie aus diesen Figuren ersichtlich werden die Festigkeit und Streckbarkeit durch die Zugabe von Co merklich verbessert. Insbesondere erbrachte eine Zugabe von Co über 15 Gew.-% eine merkliche Steigerung der
Einfluß des Co-Gehalts auf die 10 h-Zeitstandfestigkeit, die Dehnungsgrenze, die Zug-Brucheinschnürung und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung." Wie aus diesen Figuren ersichtlich werden die Festigkeit und Streckbarkeit durch die Zugabe von Co merklich verbessert. Insbesondere erbrachte eine Zugabe von Co über 15 Gew.-% eine merkliche Steigerung der
4
10 h-Bruchfestigkeit bis hinauf zu 520 bar oder darüber sowie eine ganz erhebliche Steigerung der Dehnungsgrenze bis hinauf zu 2300' bar oder darüber und der Zug-Brucheinschnürung bis hinauf zu 72 % oder darüber.
10 h-Bruchfestigkeit bis hinauf zu 520 bar oder darüber sowie eine ganz erhebliche Steigerung der Dehnungsgrenze bis hinauf zu 2300' bar oder darüber und der Zug-Brucheinschnürung bis hinauf zu 72 % oder darüber.
Die Legierungen, die in dem Versuch zur Erzielung der in den Figuren 5 bis 8 gezeigten Werte verwendet wurden,
wurden durch Zugabe unterschiedlicher Mengen von Co zu einer Nickellegierung einer Zusammensetzung hergestellt,
die im wesentlichen o,O7 Gew.-% C, 0,10 bis 0,32 Gew.-%
Si, 0,01 bis 0,68 Gew.-% Mn, 21,9 bis 22,0 Gew.-% Cr, 15,0 bis 15,5 Gew.-W, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Al, 0,5 bis 1,9
Gew.-% Ti (mit Al + Ti gleich 1,0 bis 2,3 Gew.-%) und 0,003
bis 0,007 Gew.-% B sowie mindestens einem der Elemente Nb mit 0,5 Gew.-%, Mg mit 0,02 Gew.-% und/oder Zr mit 0,01
Gew.-% enthielt.
Die Diagramme der Figuren 9 bis 11 zeigen den Einfluß
von Al auf die Dehnungsgrenze, die 10 h-Zeitstand-Bruchein-
4
schnürung und die 10 h-Zeitstandfestigkeit gemäß Tabelle Wie aus diesen Figuren ersichtlich, verbessert die Zugabe
schnürung und die 10 h-Zeitstandfestigkeit gemäß Tabelle Wie aus diesen Figuren ersichtlich, verbessert die Zugabe
4 3
von Al die 10 h-Zeitstandfestigkeit, die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung
und die Dehnungsgrenze in Legierungen mit hohem W-Gehalt merklich. Insbesondere führt die Zugabe von
Al in einer Menge von mehr als 0,1 Gew.-% zu einer ganz
erheblichen Steigerung der 10 h-Zeitstandfestigkeit bis auf 450 bar oder darüber sowie der 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung
bis zu 40 % oder darüber.
Die Legierungen, die in dem Versuch zur Erzielung der in diesen Figuren dargestellten Werte verwendet wurden, wurden
durch Zugabe unterschiedlicher Mengen von Al zu einer Nickellegierung hergestellt, deren Zusammensetzung im wesentlichen
0,06 bis 0,07 Gew.-% C, 0,10 bis 0,25 Gew.-% Si,
0,01 bis 0,72 Gew.-% Mn, 21,9 bis 28,3 Gew.-% Cr, 10,8 bis
15,1 Gew.-% W, 0,1 Gew.-% Co, 0,9 bis 1,9 Gew.-% Ti, 0,02 Gew.-% Mg, 0,003 bis 0,007 Gew.-% B und einer Zugabe
von 0,01 Gew.-% Zr enthielt.
Die Diagramme der Figuren 12 bis 14 zeigen den Einfluß von
■ 4 3
Ti auf die 10 h-Zeitstandfestigkeit, die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung
und die Dehnungsgrenze entsprechend Tabelle 2. Wie aus diesen Figuren ersichtlich, werden durch
die Zugabe von Ti zu Legierungen mit hohen W- und Co-Anteilen die 10 h-Zeitstandfestigkeit und die 10 h-Zeitstand-Brucheinschnürung
merklich gesteigert. Insbesondere ergibt ein Ti-Gehalt von mindestens 1,0 Gew.-% merkliche Wirkungen
wie eine Steigerung der 10 h-Brucheinschnürung bis hinauf zu 60 % oder darüber, der Dehnungsgrenze bis hinauf zu
4
2500 bar oder darüber, und der 10 h-Zeitstandfestigkeit bis hinauf zu 600 bar oder darüber.
2500 bar oder darüber, und der 10 h-Zeitstandfestigkeit bis hinauf zu 600 bar oder darüber.
Die Legierungen, die in dem Versuch zur Erzielung der in diesen Figuren gezeigten Werte verwendet wurden, wurden
durch Zugabe unterschiedlicher Mengen von Ti zu einer Nickellegierung erzeugt, deren Zusammensetzung im wesentlichen
0,07 bis 0,08 Gew.-% C7 0,31 bis 0,32 Gew.-% Si, 0,68
Gew.-% Mn, 22,0 bis 22,1 Gew.-% Cr, 14,9 bis 15,5 Gew.-% W, 29,8 bis 30,1 Gew.-% Co, 0,8 Gew.-% Al, 0,003 bis 0,005 Gew.-%
B, 0,01 bis 0,07 Gew.-% La und zusätzlich höchstens 0,1 Gew.-% Fe enthielt.
Aus den Legierungen mit den Proben No. 5 und 9 ent-
sprechend der Erfindung sowie aus Hastelloy X als Vergleichswerkstoff
wurden 3,2 mm dicke Bleche durch Warm" walzen erzeugt. Die Bleche aus den Versuchslegierungen entsprechend
den Proben No. 5 bis 9 wurden einer 40 min lang bei 1175 C durchgeführten Behandlung im Zustand fester Lösung
unterworfen, während das Hastelloy-X-Blech einer 30 min lang bei 1150°C durchgeführten Behandlung im Zustand
fester Lösung unterworfen wurde. Aus diesen Blechen wurden scheibenförmige Versuchsstücke herausgeschnitten, an denen
ein Wärmezyklus-Versuch durchgeführt wurde, um die Widerstandsfähigkeit
dieser Legierungen gegen thermische Ermüdung zu untersuchen. Insbesondere hatten dabei die scheibenförmigen
Versuchsstücke einen Durchmesser von 70 mm und eine Dicke von 3,2 mm und waren mit einer U-förmigen Nut versehen,
die vom Rand radial einwärts auf eine radiale Tiefe von 4 mm und eine Breite von 2 mm geschnitten war, wobei
das radial innen liegende Ende mit einem Radius r = 1 mm verrundet war.
Figur 15 zeigt die Rißlängen, wie sie an diesen Versuchsstücken
nach 1200 aufeinanderfolgenden Wärmezyklen gemessen wurden, wobei jeder Wärmezyklus darin bestand,
daß die Versuchsstücke 30 min lang bei 3000C und sodann
30 min lang bei 85O°C gehalten wurden. Riße entstanden dabei vom Boden der U-förmigen Nut. Die Längen der Riße,
5 die in den aus den Legierungen gemäß Proben No. 5 und 9 hergestellten Versuchsstücken auftragen, waren kleiner als
die in den Versuchsstücken aus Hastelloy X. Dieser Tatsache
ist zu entnehmen, daß die als Werkstoff für den erfindungsgemäßen Gasturbinenbrenner verwendeten Legierungen, die
überlegene Zeitstandfestigkeit, Zeitstand-Brucheinschnürung und Dehnungsgrenze bei hoher Temperatur aufweisen, auch
hinsichtlich ihrer Widerstandsfestigkeit gegen thermische Ermüdung überlegen waren, wie sie auftritt, wenn die Legierungen
wiederholten Wärmezyklen unterworfen werden.
Aus der Legierung gemäß Probe No. 14 nach Tabelle 1 wurde ein Gasturbinenbrenner gemäß Figur 1 gebaut.
Die Legierung wurde durch Heiß- und Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 1 bis 3 mm verformt und anschließend
einer Behandlung im Zustand fester Lösung bei 1175°C unterworfen. Aus diesen Blechen wurden das Rohr 5,
das Übergangsstück 4 Und die Kappe 6 auf die gewünschte Form gebracht, zusammengefügt und durch Schweißen zu dem
Brenner miteinander verbunden. Die Schweißung wurde in Form einer Wolframinertgas (TIG)-Stumpfschweißung unter Verwendung
eines Schweißdrahtes durchgeführt, der die gleiche Zusammensetzung . wie das Grundmaterial hatte, d.h. aus
der Legierung der Probe No. 14 bestand. Die Luftschlitze 1 und der Einlaß 2 wurden vor dem Schweißen geformt. Nach dem
Schweißen wurde der Brenner auf 1175°C erwärmt und dort
15 min lang gehalten, anschließend mittels Luft abgekühlt, um Restspannungen zu entfernen.
Wie sich zeigte, entstanden in dem oben beschriebenen Verfahren zur Herstellung des Gasturbinenbrenners weder bei
der Kaltverformung noch bei der Schweißung Risse.
Der erfindungsgemäße Gasturbinenbrenner vermittelt somit aufgrund der Verwendung einer Legierung mit hoher Widerstandsfestigkeit
gegen thermische Spannungen Vorteile einer längeren Lebensdauer und der Möglichkeit der Verwendung
von Verbrennungsgasen höherer Temperatur beim Einsatz in
ein Triebwerk, das mit leichtem oder schwerem Öl als Kraftstoff arbeitet.
Claims (5)
1.J Gasturbinenbrenner mit einer Kammer zur Verbrennung
von eingespritztem Kraftstoff und Zuführung des dabei entstehenden heißen Verbrennungsgases an Düsen einer Gasturbine,
dadurch gekenn zeichnet , daß die dem heißen Verbrennungsgas ausgesetzten Teile (4, 5, 6) des Brenners
aus einer Legierung bestehen, die.-im wesentlichen
0,02 bis 0,2 Gew.-% C, 15 bis 30 Gew.-% Cr, 10 bis 25 Gew.-%
W, Rest mindestens 20 Gew.-% Ni enthält.
2. Gasturbinenbrenner nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die Legierung zusätzlich höchstens 1 Gew.-% Si und/oder höchstens 2 Gew.-% Mn enthält.
3. Gasturbinenbrenner nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung zusätzlich
höchstens 40 Gew.-% Co, höchstens 2 Gew.-% Al, höchstens 3 Gew. Ti, höchstens 3 Gew.-% Nh, höchstens 0,1 Gew.-% Mg, höchstens
0,5 Gew.-% Zr, höchstens 0,5 Gew.-% einer seltenen Erde
und/oder höchstens 0,1 Gew.-% B enthält.
4 „ Gasturbinenbrenner nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung eine vollständig austenitische Struktur hat.
5. Gasturbinenbrenner nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet , daß er eine mit
einer Kraftstoff-Einspritzdüse (3) verbundene Kappe (6), ein
an die Kappe (6) anschließendes Rohr (5) und ein an das Rohr (5) anschließendes Übergangsstück (4) aufweist, und daß mindestens
eines dieser Bauteile (4, 5, 6) aus der Legierung besteht.
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