JPH11217644A - ガスタービン用燃焼器ライナおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】鋳造処理を施した後、鍛造処理などの加熱塑性
加工を施すことにより、従来の精鋳合金製の燃焼器ライ
ナよりも高温強度に優れ、かつ時効に伴う組織変化の生
じにくいガスタービン用燃焼器ライナおよびその製造方
法を提供する。 【解決手段】ガスタービン用燃焼器ライナ１４は、重量
％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｃｏ：１７．０〜
２３．０％、ＭｏおよびＷの少なくとも１種：１０．０
％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以
下、Ｔａ：２．０％以下、Ｎｂ：２．０％以下、Ｈｆ：
０．５％以下、Ｃ：０．５％以下の元素を含有し、残部
がＮｉ基および不可避的不純物から成ることを特徴とす
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ガスタービン燃焼
器の燃焼室を形成する中空円筒状の燃焼器ライナおよび
その製造方法に関する技術であり、高温強度に優れ、時
効に伴う組織変化の生じにくいガスタービン燃焼器ライ
ナとその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】発電用ガスタービンはエネルギー資源の
有効利用の点から、ガスタービンの高効率化への研究開
発が積極的に行われている。ガスタービンは、燃焼器出
口ガス温度が高いほど発電効率が向上するため、ガスタ
ービン入口温度の高温化が推進されている。しかし、ガ
スタービンを構成する高温部品用材料にとっては、極め
て過酷な環境となっており、高温における強度低下や、
著しい高温腐食および高温酸化が問題となっている。

【０００３】従来の１１００〜１３００℃級ガスタービ
ンでは、燃焼器ライナ基材温度が約５５０〜６５０℃と
なっていた。将来的には高温化が一層進み、１５００℃
超級ガスタービンでは、燃焼器ライナ基材温度が約８５
０〜９５０℃に達すると予測されており、燃焼器ライナ
材料として、８５０〜９５０℃での耐熱性を有する材料
が求められている。

【０００４】従来の燃焼器ライナ用材料としては、圧延
材でありＮｉ基を主成分とするＨａｓｔｅｌｌｏｙ−Ｘ
およびＣｏ基を主成分とするＨＳ１８８などが適用され
てきた。しかしこれらの圧延材料では、８５０〜９５０
℃の高温度域における高温強度は低く、将来的な燃焼器
ライナ材料としての適用は非常に難しかった。

【０００５】一方、例えば、ＡｌとＴｉとを添加するこ
とにより、Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）などのγ′相の析出に
よる析出強化型の精鋳合金では、上記の圧延材料よりも
耐熱性に優れているが、燃焼器ライナ形状への加工およ
び溶接接合が難しく、燃焼器ライナへの適用は困難であ
った。

【０００６】そこで例えば、特開平９−７８２０５号公
報等に掲載されているように、鋳造法を利用して燃焼器
ライナを製造するという方法が提案されている。

【０００７】図１９は従来法による燃焼器ライナの製造
方法を示す図である。

【０００８】図１９（ａ）に示すように、まず、回転す
る中空円筒状の鋳型１にＮｉ基あるいはＣｏ基を主成分
とする合金溶湯２を鋳込み、図１９（ｂ）に示す燃焼器
ライナ形状の鋳造品３を作製する。その後、図１９
（ｃ）に示すように、鋳造品３に対して機械加工による
仕上げを行い、精鋳合金製燃焼器ライナ４を作製する。

【０００９】上記の方法により、耐熱性には優れている
が、ライナ形状への加工が困難であった精鋳合金の適用
が可能となり、耐熱性に優れた燃焼器ライナの製造が可
能となった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、図１９
に示した従来の燃焼器ライナの製造方法により製造され
た燃焼器ライナ４は、なお高温強度が低く、時効に伴う
組織変化が起こりやすいことが明らかとなっている。

【００１１】まず精鋳合金製ライナ４では、中空円筒状
の鋳型１における壁側と中心部とでは冷却速度が異なる
ことから、結晶粒組織が不均一になることから強度にば
らつきが生じていた。

【００１２】図２０は、鋳造法により製造した精鋳後の
合金組織を示す図である。

【００１３】図２０に示すように、鋳造法では、凝固時
に結晶粒５が大きくなり易いため、十分な高温強度が得
られない。また、析出強化の役割を果たすＭ_２３Ｃ_６型
炭化物６（ＭはＣｒ、ＭｏもしくはＷ）が粒界に、ま
た、ＭＣ型炭化物７（ＭはＴｉ、ＮｂもしくはＴａ）が
粒内および粒界に析出し、これらの炭化物が凝固時に粗
大化し易いことから、鋳造法による精鋳合金では十分な
高温強度を得ることができない。

【００１４】図２１は、精鋳合金を８５０℃で１００時
間加熱した後の組織を示す図である。

【００１５】図２１に示すように、加熱後の精鋳合金の
組織には、加熱前には見られなかった線状の脆化相（Ｔ
ＣＰ相）８が、結晶粒界付近に出現することが明らかで
ある。これらの脆化相８は、延性低下を引き起こすとと
もに、クラックの起点となり易いことから、強度低下を
引き起こす大きな要因となる。

【００１６】本発明は、このような課題に対処するため
になされたものであり、鋳造処理を施した後、鍛造処理
などの熱間塑性加工を施すことにより、結晶粒組織を均
一かつ微細化して、また、結晶粒内および結晶粒界に析
出する炭化物を分散させることにより脆化相の出現を防
止し、従来の燃焼器ライナよりも高温強度に優れるとと
もに、時効に伴う組織変化の生じにくいガスタービン用
燃焼器ライナおよびその製造方法を提供することを目的
とする。

【００１７】

【課題を解決するための手段】請求項１記載のガスター
ビン用燃焼器ライナは、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２
５．０％、Ｃｏ：１７．０〜２３．０％、ＭｏおよびＷ
の少なくとも１種：１０．０％以下、Ａｌ：０．０１〜
３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｔａ：２．０％以下、
Ｎｂ：２．０％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｃ：０．５
％以下の元素を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不
純物から成ることを特徴とする。

【００１８】本発明において、ガスタービン燃焼器ライ
ナの組成範囲を限定する理由について、各元素毎に説明
する。なお、以下の説明において組成を表す％は、特に
断らない限り重量％とする。

【００１９】Ｃｒ（クロム）は耐酸化性および耐食性を
向上させるのに必要不可欠な元素である。本発明におい
て、Ｃｒの含有量を１８．０〜２５．０％と規定した
が、その含有量が１８．０％未満では十分な高温耐食性
が確保できず、また、含有量が２５．０％を超えると、
延性および靭性が劣化するためである。

【００２０】Ｃｏ（コバルト）は固溶強化に寄与すると
ともに、高温耐食性を向上させる特性も備える元素であ
る。Ｃｏの含有量を１７．０〜２３．０％と規定した
が、その含有量が１７．０％未満では十分な高温耐食性
が確保できず、また含有量が２３．０％を超えると、高
温強度が低下するためである。

【００２１】Ｗ（タングステン）は固溶強化元素として
非常に有効な元素である。本発明においては、Ｗの含有
量を１０．０％以下と規定したが、Ｗの含有量を多くす
ると、靭性および加熱脆化特性が著しく低下するためで
ある。また、Ｍｏ（モリブデン）についてもＷと同様の
効果が得られることから、Ｗの代わりにＭｏを１０．０
％以下、もしくはＷとＭｏとの両者をあわせて含有量を
１０％以下としてもよい。

【００２２】Ａｌ（アルミニウム）とＴｉ（チタン）
は、γ′相形成元素として強度の向上に非常に有効な元
素である。しかし、Ａｌが含有されない場合にはγ′相
が形成されないことから、Ａｌの含有量は０．０１％以
上は必要である。また、ＡｌおよびＴｉの含有量を多く
すると、溶接性が低下することから、本発明において
は、Ａｌの含有量を０．０１〜３．０％、Ｔｉ含有量を
２．０％以下と規定した。

【００２３】Ｔａ（タンタル）とＮｂ（ニオブ）とは固
溶強化元素として非常に有効な元素である。しかし、Ｔ
ａの含有量が２．０％を超えると、靭性および加熱脆化
特性が著しく低下することから、Ｔａの含有量を２．０
％以下と規定した。またＮｂの含有量が２．０％を超え
ると、耐酸化性が著しく劣化することから、Ｎｂの含有
量を２．０％以下と規定した。

【００２４】Ｈｆ（ハフニウム）は長時間組織安定性お
よび耐酸化性を向上させる特性を有する元素である。本
発明においては、Ｈｆの含有量を０．５％以下と規定し
たが、その含有量が０．５％を超えると、合金の溶体化
処理が難しくなるためである。

【００２５】Ｃ（炭素）は粒界強化元素であるととも
に、組織を安定化する役割を果たす元素である。Ｃの含
有量を０．５％以下と規定したが、Ｃの含有量が０．５
％を超えると、靭性および加工性が著しく劣化するため
である。

【００２６】請求項２記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナは、重量％で、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：
５．０〜３０．０％、Ｗ：２０．０％以下、Ｔａ：５．
０％以下、Ｔｉ：２．０％以下、Ｃ：１．０％以下の元
素を含有し、残部がＣｏ基および不可避的不純物から成
ることを特徴とする。

【００２７】本発明において、ガスタービン燃焼器ライ
ナの組成範囲を限定する理由について、各元素毎に説明
する。なお、以下の説明においも組成を表す％は、特に
断らない限り重量％とする。

【００２８】Ｃｒは耐酸化性および耐食性を向上させる
のに必要不可欠な元素である。本発明において、Ｃｒの
含有量を１８．０〜２５．０％と規定したが、Ｃｒの含
有量が１８．０％未満では十分な高温耐食性が確保でき
ない。一方、含有量が２５．０％を超えると、延性およ
び靭性が劣化するためである。

【００２９】Ｎｉ（ニッケル）はマトリクスを安定化さ
せるのに必要不可欠な元素である。Ｎｉの含有量を５．
０〜３０．０％と規定したが、その含有量が５．０％未
満では十分な効果が期待できず、一方、Ｎｉの含有量が
３０．０％を超えると、高温強度および耐食性が著しく
低下するためである。

【００３０】Ｗ、ＴｉおよびＴａは、炭化物形成元素と
して強度の向上に有効な元素である。Ｗの含有量を２
０．０％以下と規定したが、Ｗの含有量を多くすると、
靭性が著しく低下するためである。また、ＴｉおよびＴ
ａの含有量を多くすると、溶接性が低下することから、
Ｔａの含有量を５．０％以下、またＴｉの含有量を２．
０％以下と規定した。

【００３１】Ｃは粒界強化元素であるとともに、組織を
安定化する役割を果たす元素である。本発明において、
Ｃの含有量を１．０％以下と規定したが、Ｃの含有量が
１．０％を超えると、靭性および加工性が著しく劣化す
るためである。

【００３２】請求項３記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、ガスタービン燃焼器の燃焼室を形成す
る円筒状の燃焼器ライナの製造方法において、Ｎｉ基ま
たはＣｏ基のいずれかを主成分とする合金材料を用いて
鋳造法により円筒状に鋼塊を溶製した後、前記溶製品に
熱間塑性加工を施して前記溶製品に発生した鋳造組織を
破壊することを特徴とする。

【００３３】本発明において、鋳造処理の後、熱間塑性
加工を施すことにより、鋳造処理後に発生した粗大柱状
晶を破壊して、結晶粒を均一かつ微細化することができ
る。また鍛造処理により、結晶粒内および粒界に析出す
る炭化物を分散させることが可能であり、高温強度に優
れるとともに、時効に伴う組織変化が生じにくい燃焼器
ライナを得ることができる。

【００３４】請求項４記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項３記載のガスタービン用燃焼器
ライナの製造方法において、鋳造法として、遠心鋳造法
を用いて中空円筒状の鋼塊を溶製することを特徴とす
る。

【００３５】本発明において、鋳造法として、高速回転
する鋳型に溶融金属を注入して固化させる遠心鋳造法を
用いることにより、鋳造品の段階で比較的合金偏析が少
なく、その後、鍛造処理を施すことにより、さらに強度
向上などの効果を得ることができる。

【００３６】請求項５記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項３および４記載のガスタービン
用燃焼器ライナにおいて、熱間塑性加工として、鍛造処
理を施すことを特徴とする。

【００３７】本発明において、８００〜１２００℃の温
度範囲で加熱処理を施した後、圧縮力を用いて、金属を
塑性変形させて成形する鍛造処理方法を用いることによ
り、結晶粒を均一かつ微細化でき、また、結晶粒内およ
び粒界に析出する炭化物を分散させることが可能であ
り、高温強度に優れるとともに、時効に伴う組織変化が
生じにくい燃焼器ライナを得ることができる。

【００３８】請求項６記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項３から５までのいずれかに記載
のガスタービン用燃焼器ライナの製造方法において、鋳
造法により、実際のライナ径よりも小さい中空円筒状の
鋼塊を溶製した後、熱間塑性加工として、拡管を伴う鍛
造処理を施すことを特徴とする。

【００３９】本発明において、鋳造法において、実際の
ライナ径よりも小さい中空円筒状の鋼塊を溶製するた
め、鋳型が小型で済むことから鋳造の製造コストを軽減
することが可能である。

【００４０】請求項７記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項４記載のガスタービン用燃焼器
ライナの製造方法において、鋳造法により円筒状に鋼塊
を溶製した後、熱間塑性加工として、押出加工により前
記溶製品を管状に加工するとともに、鍛造処理を施すこ
とを特徴とする。

【００４１】本発明において、押出加工を用いることに
より、中空型の鋳型を必要とせず、単純形状である円筒
鋳型が適用できることから、鋳型の製造コストを軽減す
ることが可能である。

【００４２】請求項８記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項３から７までのいずれかに記載
のガスタービン用燃焼器ライナの製造方法であって、請
求項１記載の合金組成を有するガスタービン用燃焼器ラ
イナを製造する方法において、溶製品に鍛造処理を施し
た後、１０００〜１３００℃の範囲で１〜１０時間溶体
化処理を施し、さらに急冷後、８００〜９５０℃の範囲
で１〜１２時間時効処理を施すことを特徴とする。

【００４３】本発明において、Ｎｉ基を主成分とする合
金の場合には、溶体化処理後さらに時効処理を施すこと
により、高温強度に優れるとともに、時効に伴う組織変
化が生じにくい燃焼器ライナを得ることができる。

【００４４】請求項９記載のガスタービン用燃焼器ライ
ナの製造方法は、請求項３から７までのいずれかに記載
のガスタービン用燃焼器ライナの製造方法であって、請
求項２記載の合金組成を有するガスタービン用燃焼器ラ
イナを製造する方法において、溶製品に鍛造処理を施し
た後、１０００〜１３００℃の範囲で１〜１０時間溶体
化処理を施すことを特徴とする。

【００４５】本発明において、Ｃｏ基を主成分とする合
金の場合には、溶体化処理を施すことにより、高温強度
に優れるとともに、時効に伴う組織変化が生じにくい燃
焼器ライナを得ることができる。

【００４６】

【発明の実施の形態】以下、本発明に係るガスタービン
用燃焼器ライナおよびその製造方法の実施形態につい
て、実施例と比較例とともに説明する。

【００４７】第１実施形態（実施例１〜２、比較例１〜
２、従来例１〜２；図１〜９；表１〜３） 本実施形態においては、熱間塑性加工として鍛造処理を
用いて製造した燃焼器ライナが優れた高温強度および時
効処理後の組織安定性を有することの確認を行った。

【００４８】図１は、燃焼器ライナの製造方法を示すプ
ロセス図である。

【００４９】図１（ａ）に示すように、まず、中空円筒
状の鋳型１０に合金溶湯１１（Ｎｉ基またはＣｏ基を主
成分とする合金材料）を鋳込み、図１（ｂ）に示す燃焼
器ライナ形状の鋳造品１２を作製した。その鋳造品１２
を８００〜１２００℃に加熱処理を施した後、金型冶金
のマンドレル（図示しない）を挿入した後、高圧プレス
機により圧縮力を加えることにより、図１（ｃ）に示す
鍛造処理を実施した。これにより、鋳造段階で発生した
鋳造組織を破壊し、鋳造組織のない鍛造品１３を作製し
た。その後、図１（ｄ）に示すように、機械加工による
仕上げを行い、燃焼器ライナ１４を形成した。

【００５０】本実施形態においては、このようにして得
られた燃焼器ライナ１４の特性を検証するために、以下
に示す実施例１〜２、比較例１〜２および従来例１〜２
の試験片を用いて、組織観察、高温引張試験および時効
試験を行った。

【００５１】実施例１（表１；試料Ｎｏ．１） 本実施例においては、表１の試料Ｎｏ．１に示す化学組
成成分を有し、Ｎｉ基を主成分とする合金材料を用い
た。具体的には、Ｃｒ：２２．５％、Ｃｏ：１９．０
％、Ｗ：２．０％、Ａｌ：１．９％、Ｔｉ：１．０％、
Ｔａ：１．０％、Ｎｂ：０．８％、Ｃ：０．１％、Ｈ
ｆ：０．１５％を含み、残部をＮｉおよび不可避的不純
物とした。

【００５２】

【表１】

【００５３】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１５
０℃で４時間溶体化処理を行い、さらに８０２℃で８時
間時効処理を施したものを試験材とした。

【００５４】実施例２（表１；試料Ｎｏ．２） 本実施例においては、表１の試料Ｎｏ．２に示す化学組
成成分を有し、Ｃｏ基を主成分とする合金材料を用い
た。具体的には、Ｃｒ：２３．５％、Ｎｉ：１０．０
％、Ｗ：７．０％、Ｔｉ：０．２％、Ｔａ：３．５％、
Ｃ：０．６％を含み、残部をＣｏおよび不可避的不純物
とした。

【００５５】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１７
５℃で１時間溶体化処理を施したものを試験材とした。

【００５６】比較例１（表１；試料Ｎｏ．３） 本比較例においては、表１の試料Ｎｏ．３に示す化学組
成成分を有し、Ｎｉ基を主成分とする合金材料を用い
た。具体的には、実施例１の試料Ｎｏ．１と同様の化学
組成範囲を有する合金材料を用いた。

【００５７】上記組成を有する試料に鋳造を施して鋼塊
を得た後、１１５０℃で４時間溶体化処理を行い、さら
に８０２℃で８時間時効処理を施したものを試験材とし
た。

【００５８】比較例２（表１；試料Ｎｏ．４） 本比較例においては、表１の試料Ｎｏ．４に示す化学組
成成分を有し、Ｃｏ基を主成分とする合金材料を用い
た。具体的には、実施例２の試料Ｎｏ．２と同様の化学
組成範囲を有する合金材料を用いた。

【００５９】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、１１７５℃で１時間溶体化処理を施した
ものを試験材とした。

【００６０】従来例１（表１；試料Ｎｏ．５） 本従来例においては、これまで燃焼器ライナ材として適
用実績のある、表１の試料Ｎｏ．５（Ｈａｓｔｅｌｌｏ
ｙ−Ｘ）に示す化学組成成分を有する合金材料を用い
た。

【００６１】具体的には、試料Ｎｏ．５は、Ｃｒ：２
２．０％、Ｃｏ：８．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：１
８．５％を含み、残部をＮｉおよび不可避的不純物とし
た。

【００６２】従来例２（表１；試料Ｎｏ．６） 本従来例においては、これまで燃焼器ライナ材として適
用実績のある、表１の試料Ｎｏ．６（ＨＳ１８８）に示
す化学組成成分を有する合金材料を用いた。

【００６３】具体的には、試料Ｎｏ．６は、Ｃｒ：２
２．０％、Ｗ：１４．０％、Ｆｅ：３．０％、Ｍｏ：
９．０％、Ｃ：０．１％、Ｎｉ：２２．０％を含み、残
部をＣｏおよび不可避的不純物とした。

【００６４】まず結晶粒の均一性を調べるために、燃焼
器ライナ状の合金について組織観察を行った。

【００６５】図２は、実施例１における試料Ｎｏ．１に
示す合金材料を用いて鋳造後の鋼塊に鍛造処理を施して
製造した燃焼器ライナの合金の組織観察結果を示す図で
ある。

【００６６】図２に示すように、試料Ｎｏ．１から得ら
れた鍛造後の結晶粒１５は、等軸でかつ微細な組織であ
った。

【００６７】図３は、比較例１における表１に示す試料
Ｎｏ．３の合金材料を用いて鋳造法により製造した燃焼
器ライナの合金の組織観察結果を示す断面図である。

【００６８】図３に示すように、比較例から得られた鋳
造後の合金では、中空円筒状の鋳型１０の壁側と中心部
とでは冷却速度が異なることから、中空円筒状の鋳型１
０の壁側近くでは粗大柱状晶１６となり、中心部では等
軸晶１７となっていた。このことから、結晶粒組織は非
常に不均一なものであった。

【００６９】次に、Ｎｉ基を主成分とする実施例１およ
び比較例１により得られた合金について、結晶粒組織の
強度への影響を調べるために、試験片の採取位置の違い
による高温引張試験を実施した。

【００７０】実施例１の試料Ｎｏ．１について、鋳型壁
側近くの周縁部および中心部において引張試験片を採取
し、また同様に、比較例１の試料Ｎｏ．３について鋳型
壁側近くの周縁部および中心部において引張試験片を採
取した。これらの試験片について、高温引張試験（試験
温度：８５０℃）を実施し、０．２％耐力（ＹＳ）、最
大引張応力（ＵＴＳ）、伸びおよび絞りを測定した。そ
の結果を表２に示す。

【００７１】

【表２】

【００７２】また、表２における実施例１および比較例
１についての、０．２％耐力（ＹＳ）および最大引張応
力（ＵＴＳ）の測定結果について、図４のグラフに示
す。

【００７３】図４に示すように、高温引張試験の結果、
比較例１の試料Ｎｏ．３においては、試験片の採取位置
である周縁部と中心部との違いによって強度にばらつき
があることが確認された。また、実施例１の試料Ｎｏ．
１では試験片の採取位置である周縁部と中心部との違い
による強度のばらつきが無いことが判明した。

【００７４】次に、Ｎｉ基を主成分とする実施例１およ
び比較例１の合金、さらに、従来例により得られた合金
について、高温引張試験を実施した。

【００７５】具体的には、実施例１の試料Ｎｏ．１につ
いて、中心付近において引張試験片を採取し、また同様
に、比較例１の試料Ｎｏ．３について、中心付近におい
て引張試験片を採取した。また、従来例の試料Ｎｏ．５
におけるＨａｓｔｅｌｌｏｙ−Ｘおよび試料Ｎｏ．６に
おけるＨＳ１８８について試験片を採取した。これらの
試験片について、高温引張試験（試験温度：８５０℃）
を実施し、０．２％耐力（ＹＳ）、最大引張応力（ＵＴ
Ｓ）、伸びおよび絞りを測定した。その結果を表２およ
び図５に示す。

【００７６】表２および図５に示すように、高温引張試
験の結果、実施例１の試料Ｎｏ．１が最も優れた０．２
％耐力および最大引張応力を有し、次いで比較例１の試
料Ｎｏ．３、そして、従来例のＨＳ１８８の順であっ
た。従って、Ｎｉ基を主成分とする合金に鍛造処理を施
すことにより、優れた高温強度を有することが確認され
た。

【００７７】一方、Ｃｏ基を主成分とする合金について
も、高温引張試験および耐酸化性試験を行った。

【００７８】具体的には、実施例２の試料Ｎｏ．２につ
いて、中心付近において引張試験片を採取し、また同様
に、比較例２の試料Ｎｏ．４について、中心付近におい
て引張試験片を採取した。これらの試験片について、高
温引張試験（試験温度：８５０℃）を実施し、０．２％
耐力（ＹＳ）、最大引張応力（ＵＴＳ）、伸びおよび絞
りを測定した。また、耐酸化性を評価するために、８５
０℃、１０００時間の大気中高温酸化試験を行い、質量
増加量を測定した。その結果を表３に示す。また併せて
前述したＮｉ基を主成分とする実施例１の試験結果も示
す。

【００７９】

【表３】

【００８０】表３に示すように、高温引張試験の結果、
比較例２に比べて実施例２の方が優れた０．２％耐力
（ＹＳ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を有しているこ
とが確認された。また、Ｃｏ基を主成分とする実施例２
は、Ｎｉ基を主成分とする実施例２に比べて、強度は劣
っているが、耐酸化性については優れていることが確認
された。従って、適用する製品によって、強度が要求さ
れる場合にはＮｉ基を主成分とする実施例１の合金、耐
酸化性が要求される場合にはＣｏ基を主成分とする実施
例２の合金が有効であることが確認された。

【００８１】次に、Ｎｉ基を主成分とする実施例１およ
び比較例１の合金について、７００℃〜１０００℃の温
度範囲で加熱試験を実施し、加熱試験後の試験片組織内
に、脆化相が出現しているかどうかを調べた。実施例１
および比較例１の加熱時効試験結果を図６および図７に
示す。

【００８２】さらに、８５０℃で加熱試験を実施した実
施例１および比較例１から引張試験片を採取し、高温引
張試験（試験温度：８５０℃）を実施し、０．２％耐力
（ＹＳ）および伸びを測定した。その高温引張試験結果
を表４および図８に示す。

【００８３】

【表４】

【００８４】表４、図６および図７に示すように、加熱
試験の結果、どの試験温度においても比較例１に比べて
実施例１の方が、脆化相が出現する時効時間が遅くなる
ことが確認された。また、図８の高温引張試験の結果、
比較例１に比べて実施例１の方が、加熱時効に伴う強度
および延性の低下が少ないことが確認された。従って、
Ｎｉ基を主成分とする実施例１の合金は優れた組織安定
性を有することが判明した。

【００８５】次に、本実施形態により製造した図１に示
す燃焼器ライナ１４についてのミクロ組織を観察した。

【００８６】図９は、燃焼器ライナに見られる鍛造処理
後の組織を示す図である。

【００８７】図９に示すように、本組織は従来例の図２
０に示した精鋳合金組織よりも、均一かつ微細化した結
晶粒１８を有している。また、析出炭化物であるＭ_２３
Ｃ_６型炭化物１９およびＭＣ型炭化物２０が、図２０に
示した精鋳合金組織よりも微細に分散している。

【００８８】以上の試験結果から、本実施形態によれ
ば、鍛造処理を施して燃焼器ライナを製造することによ
り、粗大柱状晶などの鋳造組織が破壊され、図２および
図３に示すように、鍛造後の組織に比べて結晶粒が均一
化し、図４の実施例１における試料Ｎｏ．１に示すよう
に強度のばらつきが無くなることから、強度が大幅に向
上することが判明した。

【００８９】また、鍛造処理を施した燃焼器ライナ断面
のミクロ組織を観察した結果、図９に示す鍛造後の結晶
粒１８は、従来例の図２０に示した鋳造後の結晶粒９よ
りも結晶粒が微細化し、図４の実施例１に示すように高
温強度が大幅に向上することが確認された。

【００９０】さらに、同様に燃焼器ライナ断面のミクロ
組織を観察した結果、析出強化の役割を果たす炭化物で
あるＭ_２３Ｃ_６型炭化物１９およびＭＣ型炭化物２０が
微細分散していた。特に、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物１９は従
来例に示すように、加熱時効に伴い脆化相に変化する。
具体的に説明すると、図２０に示すＭ_２３Ｃ_６型炭化物
６は、化学組成がＣｒ、ＭｏおよびＷを主体としてお
り、粒界に多く見られる。そして、従来例の図２１に示
すように、析出する脆化相８は粒界近傍に多く見られ、
この脆化相８は加熱時効に伴い、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物６
が脆化相８に変化したものと言える。このことから、鋳
造後に鍛造処理を行い、図９に示すＭ_２３Ｃ_６型炭化物
１９を微細分散することによって、脆化相８の生成元素
であるＣｒ、ＭｏおよびＷの偏析が少なくなり、図６の
実施例１に示すように脆化相の生成が抑制される。その
結果、従来の精鋳合金製燃焼器ライナ４よりも、加熱時
効における組織安定性に優れた燃焼器ライナ１４を提供
することができる。

【００９１】なお本実施形態によれば、鋳造法を用いる
ことによって、耐熱性には優れているが燃焼器ライナ形
状への加工が困難であった合金の適用が可能となり、複
雑な形状の場合でも容易に燃焼器ライナ１４を製造でき
る。

【００９２】第２実施形態（実施例、比較例；図１０〜
図１１：表５〜６） 本実施形態においては、Ｎｉ基を主成分とする本発明の
化学組成範囲にある合金材料から構成された燃焼器ライ
ナが優れた特性を有することの確認を行った。

【００９３】実施例（表５；試料Ｎｏ．７） 本実施例においては、表５の試料Ｎｏ．７に示すＮｉ基
を主成分とする化学成分を有する合金材料を用いた。

【００９４】

【表５】

【００９５】試料Ｎｏ．７は、重量％で、Ｃｒ：１８．
０〜２５．０％、Ｃｏ：１７．０〜２３．０％、Ｗおよ
びＭｏの少なくとも１種：１０．０％以下、Ａｌ：０．
０１〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｔａ：２．０％
以下、Ｎｂ：２．０％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｃ：
０．５％以下の範囲にあり、具体的には、重量％で、Ｃ
ｒ：２２．５％、Ｃｏ：１９．０％、Ｗ：２．０％、Ａ
ｌ：１．９％、Ｔｉ：１．０％、Ｔａ：１．０％、Ｎ
ｂ：０．８％、Ｃ：０．１％、Ｈｆ：０．１５％を含
み、残部をＮｉおよび不可避的不純物とした。

【００９６】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１５
０℃で４時間溶体化処理を行い、さらに８０２℃で８時
間時効処理を施したものを試験材とした。

【００９７】比較例（表５；試料Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１
８） 本比較例においては、表５の試料Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１８
に示すＮｉ基を主成分とする化学組成成分を有する合金
材料を用いた。

【００９８】具体的には、試料Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１８
は、その範囲以外の成分を含んでいる。

【００９９】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１５
０℃で４時間溶体化処理を行い、さらに８０２℃で８時
間時効処理を施したものを試験材とした。

【０１００】このようにして得られた実施例および比較
例の試験材を評価するために、高温引張試験（試験温
度：８５０℃）を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大引
張応力（ＵＴＳ）、伸びおよび絞りを測定した。また、
耐酸化性を評価するために、８５０℃、１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定した。さ
らに、溶接性を評価するためにＴＩＧ溶接によるビード
オン試験を実施し、溶接部の割れの有無を確認した。こ
れらの評価試験結果を図１０、図１１および表６に示
す。

【０１０１】

【表６】

【０１０２】表６、図１０および図１１に示すように、
Ｃｒに関しては、Ｃｒの含有量が高い試料Ｎｏ．８では
高温強度が低く、Ｃｒの含有量が低い試料Ｎｏ．９では
耐酸化性が低下していた。

【０１０３】Ｃｏに関しては、Ｃｏの含有量が高い試料
Ｎｏ．１０の合金では高温強度が低く、Ｃｏの含有量が
低い試料Ｎｏ．１１の合金では耐酸化性が低下してい
た。

【０１０４】Ｗに関しては、Ｗの含有量が高い試料Ｎ
ｏ．１２の合金では、靭性が低下していた。

【０１０５】Ａｌについては、Ａｌが含有されていない
試料Ｎｏ．１３では高温強度が低く、Ａｌの含有量が高
い試料Ｎｏ．１４の合金では溶接割れが発生した。

【０１０６】またＴｉについては、Ｔｉの含有量が高い
試料Ｎｏ．１５においても溶接割れが発生した。

【０１０７】ＴａとＮｂとに関しては、ＴａおよびＮｂ
の含有量が高い試料Ｎｏ．１６およびＮｏ．１７は耐酸
化性が低下していた。

【０１０８】Ｃに関しては、Ｃの含有量が高い試料Ｎ
ｏ．１８では、靭性が低下していた。

【０１０９】本実施形態によれば、実施例の試料Ｎｏ．
７における合金は、比較例の試料Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１８
における合金に比べて０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度に優れていることが確認された。
また、耐酸化性および溶接性においても問題が無いこと
が判明した。

【０１１０】第３実施形態（図１２〜１３：表７〜８） 本実施形態においては、本発明の化学組成範囲にあるＣ
ｏ基を主成分とする合金材料から構成された燃焼器ライ
ナが優れた特性を有することの確認を行った。

【０１１１】実施例（表７；試料Ｎｏ．１９） 本実施例においては、表７の試料Ｎｏ．１９に示すＣｏ
基を主成分とする化学組成成分を有する合金材料を用い
た。

【０１１２】

【表７】

【０１１３】表７に示すように、試料Ｎｏ．１９は、重
量％で、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：５．０〜
３０．０％、Ｗ：２０．０％以下、Ｔａ：５．０％以
下、Ｔｉ：２．０％以下、Ｃ：１．０％以下の範囲であ
り、具体的には、重量％で、Ｃｒ：２３．５％、Ｎｉ：
１０．０％、Ｗ：７．０％、Ｔｉ：０．２％以下、Ｔ
ａ：３．５％以下、Ｃ：０．６％を含み、残部をＣｏお
よび不可避的不純物とした。

【０１１４】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１７
５℃で１時間溶体化処理を行ったものを試験材とした。

【０１１５】比較例（表７；試料Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２
７） 本比較例においては、表７の試料Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２
７に示すＣｏ基を主成分とする化学成分を有する合金材
料を用いた。

【０１１６】具体的には、試料Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２７
は、本発明の化学組成範囲以外の成分を含んでいる。

【０１１７】上記組成を有する合金材料に鋳造を施して
鋼塊を得た後、鍛造処理を行った。鍛造処理後、１１７
５℃で１時間溶体化処理を行ったものを試験材とした。

【０１１８】このようにして得られた実施例および比較
例の試験材を評価するために、高温引張試験（試験温
度：８５０℃）を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大引
張応力（ＵＴＳ）、伸びおよび絞りを測定した。また、
耐酸化性を評価するために、８５０℃、１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定した。さ
らに、溶接性を評価するためにＴＩＧ溶接によるビード
オン試験を実施し、溶接部の割れの有無を確認した。こ
れらの評価試験結果を図１２、図１３および表８に示
す。

【０１１９】

【表８】

【０１２０】表８、図１２および図１３に示すように、
Ｃｒに関しては、Ｃｒの含有量が高い試料Ｎｏ．２０の
合金では高温強度が低く、Ｃｒの含有量が低いＮｏ．２
１の合金では耐酸化性が低下していた。

【０１２１】Ｎｉに関しては、Ｎｉの含有量が高い試料
Ｎｏ．２２では高温強度が低く、Ｎｉの含有量が低い試
料Ｎｏ．２３の合金では耐酸化性が低下していた。

【０１２２】Ｗについては、含有量が高い試料Ｎｏ．２
４の合金では、靭性が低下していた。

【０１２３】またＴａおよびＴｉについては、含有量が
高い試料Ｎｏ．２５および試料Ｎｏ．２６の合金では溶
接割れが発生した。

【０１２４】Ｃに関しては、含有量が高い試料Ｎｏ．２
７では、靭性が低下していた。

【０１２５】以上の結果、本実施形態によれば、実施例
の試料Ｎｏ．１９に示すＣｏ基を主成分とする合金は、
比較例の合金に比べて０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度に優れていることが確認された。
また、Ｎｉ基を主成分とする合金と比べると、高温強度
は若干劣るが、耐酸化性においては非常に優れているこ
とが判明した。

【０１２６】第４実施形態（図１４〜１６） 本実施形態においては、鋳造法として遠心鋳造法を用い
ることにより、優れた強度を有する燃焼器ライナを製造
できることを説明する。

【０１２７】図１４は、燃焼器ライナの製造プロセスを
示す図である。

【０１２８】図１４に示すように、まず図１４（ａ）の
ように、回転する中空円筒状の鋳型２１に合金溶湯２２
（Ｎｉ基またはＣｏ基）を注入して鋳込むという遠心鋳
造法を用いて、図１４（ｂ）のように燃焼器ライナ形状
の鋳造品２３を作製する。この鋳造品２３に対して、図
１４（ｃ）のように、鍛造処理を実施することによっ
て、鋳造段階で発生した鋳造組織を破壊し、鋳造組織の
ない鍛造品２４を作製する。その後、図１４（ｄ）のよ
うに機械加工による仕上げを行い、燃焼器ライナ２５と
する。

【０１２９】このようにして得られた燃焼器ライナ材の
特性を検証するために、以下に示す実施例および比較例
の試験片を作製して検証試験を行った。

【０１３０】実施例（表１；試料Ｎｏ．１） 本実施例においては、表１に示す試料Ｎｏ．１の化学組
成範囲を有し、Ｎｉを主成分とする合金材料を用いた。
この合金材料を遠心鋳造法により作製した鋳造合金につ
いて、鍛造処理を行った後、１１５０℃で４時間溶体化
処理を行い、さらに８０２℃で８時間時効処理をしたも
のを試験片とした。

【０１３１】比較例（表１；試料Ｎｏ．１） 本実施例においては、表１に示す試料Ｎｏ．１の化学組
成範囲を有し、Ｎｉを主成分とする合金材料を用いた。
この合金材料を普通鋳造法により作製した鋳造合金につ
いて、鍛造処理を行った後、１１５０℃で４時間溶体化
処理を行い、さらに８０２℃で８時間時効処理をしたも
のを試験片とした。

【０１３２】このようにして得られた各試験片に対し
て、７００℃〜１０００℃の温度範囲で加熱試験を実施
し、加熱試験後の試験片組織内に、脆化相が出現の有無
を試験した。この加熱試験結果を図１５および図１６に
示す。

【０１３３】図１５および図１６に示すように、加熱試
験の結果、比較例に比べて実施例の方が、脆化相が出現
する時効時間が遅くなることが確認された。このことか
ら、遠心鋳造法を用いた実施例における合金が優れた組
織安定性を有することが判明した。

【０１３４】本実施形態によれば、遠心鋳造法を用いる
ことにより、比較的合金偏析の少ない鋳造品を作製する
ことができ、その後の鍛造処理による強度向上などの効
果が大きくなり、さらに優れた燃焼器ライナを得ること
ができる。

【０１３５】第５実施形態（図１７） 本実施形態においては、熱間塑性加工として押出加工を
用いて燃焼器ライナを製造する方法について説明する。

【０１３６】図１７は、燃焼器ライナの製造プロセスを
示す図である。

【０１３７】図１７（ａ）に示すように、まず、鋳造法
を用いて円筒状の鋳型２６に合金溶湯２７（Ｎｉ基また
はＣｏ基）を鋳込み、図１７（ｂ）に示すように、燃焼
器ライナ形状の鋳造品２８を作製する。その鋳造品２８
に対して、押出加工により、溶製品を管状に加工すると
ともに、鋳造段階で発生した鋳造組織を破壊し、図１７
（ｃ）に示すように、鋳造組織のない鍛造品２９を作製
する。その後、図１７（ｄ）に示すように、機械加工に
よる仕上げを行い、燃焼器ライナ３０とする。

【０１３８】本実施形態によれば、中空型の鋳型を必要
とせず、また単純形状である円筒鋳型が適用できること
から、鋳型の製造コストを軽減することができる。

【０１３９】第６実施形態（図１８） 本実施形態においては、熱間塑性加工として拡管を伴う
鍛造処理を施して燃焼器ライナを製造する方法について
説明する。

【０１４０】図１８は、燃焼器ライナの製造プロセスを
示す図である。

【０１４１】図１８（ａ）に示すように、まず鋳造法を
用いて実際のライナ径よりも小さい中空円筒鋳型３１に
合金溶湯３２（Ｎｉ基またはＣｏ基）を鋳込み、図１８
（ｂ）に示すように、燃焼器ライナ形状の鋳造品３３を
作製する。その鋳造品３３に対して、図１８（ｃ）に示
すように、拡管を伴う鍛造処理を行うことにより、溶製
品に発生した鋳造組織を破壊することと、溶製品の拡管
作業を同時に行うことによって、鋳造組織のない鍛造品
３４を作製する。その後、図１８（ｄ）に示すように、
機械加工による仕上げを行い燃焼器ライナ３５とする。

【０１４２】本実施形態によれば、鋳型３１が小型で済
むことから、鋳型の製造コストを軽減することができ
る。

【０１４３】

【発明の効果】以上で説明したように、本発明のガスタ
ービン用燃焼器ライナおよびその製造方法によれば、鋳
造処理を施した後、熱間塑性加工を施すことにより高温
強度に優れ、かつ加熱時効に伴う組織変化の生じにくい
燃焼器ライナを得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】第１実施形態における燃焼器ライナの製造方法
を示すプロセス図。

【図２】第１実施形態における実施例１の組織観察結果
を示す図。

【図３】第１実施形態における比較例１の組織観察結果
を示す図。

【図４】第１実施形態における実施例１および比較例１
の０．２％耐力および最大引張強さを示す図。

【図５】第１実施形態における実施例１、比較例１およ
び従来例の０．２％耐力および最大引張強さを示す図。

【図６】第１実施形態における実施例１の加熱時効試験
結果を示す図。

【図７】第１実施形態における比較例１の加熱時効試験
結果を示す図。

【図８】第１実施形態における実施例１および比較例１
の０．２％耐力および伸びの時効試験結果を示す図。

【図９】第１実施形態における鍛造処理後の燃焼器ライ
ナの組織を示す図。

【図１０】第２実施形態における実施例および比較例の
０．２％耐力および伸びの引張試験結果を示す図。

【図１１】第２実施形態における実施例および比較例の
高温酸化試験結果を示す図。

【図１２】第３実施形態における実施例および比較例の
０．２％耐力および伸びの引張試験結果を示す図。

【図１３】第３実施形態における実施例および比較例の
高温酸化試験結果を示す図。

【図１４】第４実施形態における燃焼器ライナの製造方
法を示すプロセス図。

【図１５】第４実施形態における実施例の時効試験結果
を示す図。

【図１６】第４実施形態における比較例の時効試験結果
を示す図。

【図１７】第５実施形態における燃焼器ライナの製造方
法を示すプロセス図。

【図１８】第６実施形態における燃焼器ライナの製造方
法を示すプロセス図。

【図１９】従来における燃焼器ライナの製造方法を示す
プロセス図。

【図２０】従来における精鋳合金製ライナの断面組織を
示す図。

【図２１】従来における精鋳合金製ライナの短時間加熱
時効後の組織を示す図。

【符号の説明】

１０ 中空円筒状の鋳型 １１ 合金溶湯（Ｎｉ基またはＣｏ基） １２ 鋳造品 １３ 鍛造品 １４ 燃焼器ライナ １５ 結晶粒 １６ 鋳造後の結晶粒 １７ 微細結晶粒 １８ 鍛造後の結晶粒 １９ Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物 ２０ ＭＣ型炭化物 ２１ 中空円筒状の鋳型 ２２ 合金溶湯（Ｎｉ基またはＣｏ基） ２３ 鋳造品 ２４ 鍛造品 ２５ 燃焼器ライナ ２６ 円筒状の鋳型 ２７ 合金溶湯（Ｎｉ基またはＣｏ基） ２８ 鋳造品 ２９ 鍛造品 ３０ 燃焼器ライナ ３１ 小型中空円筒状の鋳型 ３２ 合金溶湯（Ｎｉ基またはＣｏ基） ３３ 鋳造品 ３４ 鍛造品 ３５ 燃焼器ライナ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
   ％、Ｃｏ：１７．０〜２３．０％、ＭｏおよびＷの少な
   くとも１種：１０．０％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０
   ％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｔａ：２．０％以下、Ｎｂ：
   ２．０％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｃ：０．５％以下
   の元素を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不純物か
   ら成ることを特徴とするガスタービン用燃焼器ライナ。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ：１５．０〜３５．０
   ％、Ｎｉ：５．０〜３０．０％、Ｗ：２０．０％以下、
   Ｔａ：５．０％以下、Ｔｉ：２．０％以下、Ｃ：１．０
   ％以下の元素を含有し、残部がＣｏ基および不可避的不
   純物から成ることを特徴とするガスタービン用燃焼器ラ
   イナ。
3. 【請求項３】 ガスタービン燃焼器の燃焼室を形成する
   円筒状の燃焼器ライナの製造方法において、Ｎｉ基また
   はＣｏ基のいずれかを主成分とする合金材料を用いて鋳
   造法により円筒状に鋼塊を溶製した後、前記溶製品に熱
   間塑性加工を施して前記溶製品に発生した鋳造組織を破
   壊することを特徴とするガスタービン用燃焼器ライナの
   製造方法。
4. 【請求項４】 請求項３記載のガスタービン用燃焼器ラ
   イナの製造方法において、鋳造法として、遠心鋳造法を
   用いて中空円筒状の鋼塊を溶製することを特徴とするガ
   スタービン用燃焼器ライナの製造方法。
5. 【請求項５】 請求項３および４記載のガスタービン用
   燃焼器ライナにおいて、熱間塑性加工として、鍛造処理
   を施すことを特徴とするガスタービン用燃焼器ライナの
   製造方法。
6. 【請求項６】 請求項３から５までのいずれかに記載の
   ガスタービン用燃焼器ライナの製造方法において、鋳造
   法により、実際のライナ径よりも小さい中空円筒状の鋼
   塊を溶製した後、熱間塑性加工として、拡管を伴う鍛造
   処理を施すことを特徴とするガスタービン用燃焼器ライ
   ナの製造方法。
7. 【請求項７】 請求項４記載のガスタービン用燃焼器ラ
   イナの製造方法において、鋳造法により円筒状に鋼塊を
   溶製した後、熱間塑性加工として、押出加工により前記
   溶製品を管状に加工するとともに、鍛造処理を施すこと
   を特徴とするガスタービン用燃焼器ライナの製造方法。
8. 【請求項８】 請求項３から７までのいずれかに記載の
   ガスタービン用燃焼器ライナの製造方法であって、請求
   項１記載の合金組成を有するガスタービン用燃焼器ライ
   ナを製造する方法において、溶製品に鍛造処理を施した
   後、１０００〜１３００℃の範囲で１〜１０時間溶体化
   処理を施し、さらに急冷後、８００〜９５０℃の範囲で
   １〜１２時間時効処理を施すことを特徴とするガスター
   ビン用燃焼器ライナの製造方法。
9. 【請求項９】 請求項３から７までのいずれかに記載の
   ガスタービン用燃焼器ライナの製造方法であって、請求
   項２記載の合金組成を有するガスタービン用燃焼器ライ
   ナを製造する方法において、溶製品に鍛造処理を施した
   後、１０００〜１３００℃の範囲で１〜１０時間溶体化
   処理を施すことを特徴とするガスタービン用燃焼器ライ
   ナの製造方法。