JPS6253583B2

JPS6253583B2 -

Info

Publication number: JPS6253583B2
Application number: JP57152603A
Authority: JP
Inventors: Shigenobu Mori; Tetsuo Kashimura; Hiroshi Fukui; Yoshimi Yanai; Nobuyuki Iizuka
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1982-09-03
Filing date: 1982-09-03
Publication date: 1987-11-11
Also published as: US4621499A; DE3331806C2; DE3331806A1; JPS5944525A

Description

【発明の詳細な説明】

（発明の対象）本発明は新規なガスタービン燃焼器、特に耐熱
疲労性に優れたNi基合金からなるガスタービン
燃焼器に関する。（従来技術）ガスタービン燃焼器は板を冷間成形して製作さ
れるため、板にするための熱間加工性及びその成
形のための冷間加工性が良好な合金でなければな
らない。また高温の燃焼ガスによる加熱及び冷却
の繰り返しを受けるため耐熱疲労性に優れた合金
でなければならない。合金の冷間加工性は室温での引張絞り率が大き
い程良好であり、また耐熱疲労性は高温での引張
耐力、引張絞り率およびクリープ破断強度が大き
い程良好であることを発明者らは見い出した。従来のガスタービン燃焼器にはNi基耐熱合金
であるハステロイＸ（0.1C−22Cr−9Mo−0.5W
−1Co−19Fe−残Ni）が用いられている。しか
し、近年ガスタービンの性能を向上させるために
燃焼ガス温度を上昇させる気運にある。そのため
その内筒の加熱温度より高温となる。従来、内筒
の加熱温度は800℃以下であつたが、これが800℃
を越える。このため従来より使用されているハス
テロイＸでは耐熱疲労性が十分でない。この合金は、Moを多量に含むため800℃以上の
高温では長時間の使用によつて脆いμ相
（Ni₇Mo₆金属間化合物）を多量に析出し、合金の
延性を顕著に低めることから耐熱疲労性が低い欠
点を有する。第１図はガスタービン用燃焼器の代表的な構成
を示す部分断面斜視図である。燃料ノズル３より
噴射された燃料はキヤツプ６を通つてライナ５で
燃焼し、その燃焼ガスはトラジシヨンピース４を
通つて静翼及び動翼へと案内される。１は三ケ月
型の空気取入口となるルーバ孔、２はクロスフア
イアチユーブ孔である。ガスタービン用燃焼器に
おいて高温にさらされるのは前述のキヤツプ６、
ライナ５及びトラジシヨンピース４であり、これ
らには前述の如く耐熱合金が用いられる。特に、
図に示す如く、ルーバ孔１は両端に鋭い切欠きが
設けられているため、急熱急冷の熱サイクルを受
け、かつ切欠き部分での応力集中を受けるので、
前述の如く加熱脆化しやすい合金では切欠き部分
に熱疲労による割れが生じ易い。（発明の要点） (1) 発明の目的本発明の目的は、より高温での耐熱疲労性の
高い合金を使用したガスタービン燃焼器を提供
するにある。特に、本発明の目的は850℃、10⁴
時間クリープ破断強度が３Kg／mm²以上の合金を
使用したガスタービン燃焼器を提供するにあ
る。 (2) 発明の説明本発明は、噴射された燃料を燃焼させ、その
燃焼ガスをタービンノズルに案内する筒状の燃
焼器において、該燃焼器の前記燃焼ガスにさら
される部分が、重量で、炭素0.02〜0.15％、シ
リコン１％以下、マンガン２％以下、クロム15
〜30％及びタングステン14％を越え25％以下、
コバルト15〜40％、アルミニウム0.1〜２％、
チタン0.1〜2.2％及びボロン0.001〜0.1％を含
み、残部が20％以上のニツケルからなる熱間塑
性加工合金によつて構成され、実質的に全オー
ステナイト相を有することを特徴とするガスタ
ービン燃焼器にある。更に、本発明は前述の合金に希土類元素0.5
％以下、ニオブ３％以下、マグネシウム0.1％
以下及びジルコニウム0.5％以下の少なくとも
１つを含有することを特徴とするものである。金にCo15〜40％、Al0.1〜２％、Ti0.1〜2.2
％、希土類元素0.005〜0.5％及びB0.001〜0.1％
と又は更にNb3％以下、Mg0.1％以下及びZr0.5
％以下の１種以上を含有することを特徴とする
ものである。 (3) 熱疲労に対して高温強度及び延性が大きく、
組織変化が少ないことが必要である理由。 (a) 熱疲労は高温疲労（温度一定）と類似して
おり、高温疲労は高温での耐力が大きいこと
が必要である。 (b) 熱疲労試験における塑性歪振幅Δε_pと破
断繰り返し数Ｎとの間には、次式の関係があ
る。 √・Δε_p≒ε_ｆ／２（ε_f：引張試験による延性）この式から熱疲労は引張試験による伸び及
び絞り率特に、クリープ破断絞り率が大きい
ことが必要である。 (c) 熱疲労は高温での組織変化によつて大きな
影響を受ける。組織変化は、クリープ破断強
度及び伸び、絞り率に敏感に影響を受けるの
で、これらの特性が優れていることが必要で
ある。成分限定理由 C0.02重量％以上の添加は合金に固溶あるい
は、高温度で使用中に炭化物を析出して高温に
おける耐力、クリープ強度を高めるが、0.15％
を越えると高温で使用中に炭化物の析出が著し
く、高温引張絞り率を低める。0.03〜0.09％が
好ましい。 Crは合金に固溶して高温における耐力、ク
リープ強度を高め、更に合金の高温耐酸化性、
耐硫化腐食性を高めるために15％以上含有させ
ることが必要である。しかし30％を越えるとシ
グマ相を析出し、高温引張試験における絞り率
を減ずる。好ましい範囲は18〜26％である。Ｗは14％を越える添加によつて合金に固溶し
て高温における耐力を顕著に高め、更にクリー
プ破断強度を顕著に高める。しかし、25％を越
えると逆に高温における耐力を急激に低め、更
に冷間加工性及びシグマ相を析出し高温引張に
おける絞り率を減ずる。好ましい範囲は14％を
越え20％以下である。 Coは15％以上の添加で合金に固溶して室温
および高温でのクリープ破断強度を顕著に高め
る。しかし、40％を越えると高温延性が急激に
低下するとともにシグマ相を析出し高温引張に
おける絞り率を減じる。好ましい上限は32％で
ある。 Alは0.1〜２％の添加で、合金中に固溶し、
さらに高温で長時間使用中にガンマ・プライム
相を析出して高温引張における耐力、クリープ
破断強度を高める。しかし２％を越えると高温
引張における絞り率を減ずる。好ましい範囲は
0.1〜1.2％である。 Tiは0.1〜2.2％、Nbは３％以下の添加で、合
金中に固溶し、さらに高温で長時間使用中にガ
ンマ・プライム相を析出して高温引張における
耐力、クリープ破断強度を高める。しかしTi
は2.2％、Nbは３％を越えると高温引張におけ
る絞り率を減ずる。Nbの好ましい範囲は0.1〜
2.2％である。 Feはクリープ破断強度を低めるので、極力
その含有を避けるべきである。不純物として含
有される場合でも２％以下にすべきである。好
ましくは、１％以下、より好ましくは0.2％以
下である。 Si及びMnは脱酸剤として又は熱間加工性を
高めるために添加される。しかし、Siが１％及
びMnが２％を越えて添加するとクリープ破断
強度が低下するので、各々前者は１％及び後者
は1.5％以下としなければならない。特に、
Si0.2〜0.6％及びMn0.4〜1.0％が好ましい。Ｂは極微量でオーステナイト結晶粒界に偏折
し、クリープ破断強度及び高温延性を向上させ
る元素であり、0.001％以上で効果が得られる
が、に0.1％を越えると熱間塑性加工性を低め
るとともに高温延性を低めるので、0.001〜0.1
％とすべきである。 Mg及び希土類元素は合金のオーステナイト
結晶粒界に偏析し、クリープ破断強度を高め
る。また、Zrは強力な炭化物形成元素であり微
量の添加によつてTi等の他の炭化物の形成と
ともに相乗的な作用によつてクリープ破断強度
を高める。しかし、これらの元素を過剰に添加
すると粒界の結合力を減じるとともに粗大な炭
化物の形成となるなど高温における延性を減少
させるので、Mg0.1％以下、希土類元素0.5％
以下及びZr0.5％以下にすべきである。特に、
Mg0.005〜0.05％、希土類元素0.005〜0.1％及
びZr0.01〜0.2％が好ましい。 (5) 組織及び熱処理本発明に係る合金の組織は溶体化処理のまま
の全オーステナイト相からなるもの、又は時効
処理されたオーステナイト相基地に析出物を有
するものが好ましい。溶体化処理は、1000〜1200℃で30分〜２時間
保持後水冷又は空冷することによつて行われ
る。水冷は合金を所定温度より水中に投入する
か、又は板の場合には所定温度の合金面に水を
スプレーすることにより行われる。時効処理は前述の溶体化処理後、ガスタービ
ン用燃焼器がさらされる温度付近で加熱保持す
ることにより行われる。 (6) 溶解本発明に係る合金は非酸化性雰囲気中で溶解
するのが好ましい。本発明に係る合金に使用さ
れる原料は純金属を使用するので、真空中で溶
落ちる直前まで加熱し、その後非酸化性ガスを
封入して溶解するのが合金元素の歩留りを向上
させ、組成のバラツキをなくす点から好まし
い。更に、このようにして溶解したものを真空ア
ーク再溶解あるいはエレクトロスラグ再溶解す
れば、Si及びMnを添加させなくても良好な熱
間加工性が得られるとともにクリープ破断強度
の高いものが得られる。無添加でのSi量は約
0.01％、Mn量は約0.02％である。 (7) 燃焼器の製造燃焼器は、板を成形加工し、溶接によつて所
定形状にされる。溶接後、歪取りのために溶体
化処理後空冷するのが好ましい。更に、これを
時効処理してもよい。成形加工前の板は溶体化
処理材が好ましい。溶接は共金の溶加材を用い
るアーク溶接がよい。実施例１第１表に従来合金（ハステロイＸ）比較合金No.
１，２，３，６及び７及び本発明合金No.４，５及
び８の化学組成（重量％）を示す。これらの合金
は10^-5トルで溶解直前まで加熱した後、溶落ち直
前にアルゴンで置換して溶解し、インゴツトを製
造し、そのインゴツトを熱間加工により直径15mm
の棒とし、次いで1150℃で30分保持後、水冷する
溶体化処理を施したものである。用いた原料は、電解ニツケル、黒鉛粉末をAl
箔に包んだもの（Ｃの添加）、金属シリコン、金
属マンガン、電解クロム、Ｗ粉末を加圧成形し焼
成したもの、金属コバルト、アルミニウム、スポ
ンジチタン、金属ニオブ、ニツケル−マグネシウ
ム合金、ニツケル−ボロン合金、スポンジジルコ
ニウム、電解鉄、ランタン及びミツシユメタルで
ある。本発明合金のFe含有量は約0.02％である。ま
た、比較合金は、No.７の23.7％のＷを含むものが
わずかにＷが晶出した多角形状のオーステナイト
組織からなる結晶粒を示しているほかは、同じく
多角形状のオーステナイト組織からなる結晶粒を
示していた。第２表に各試料の室温及び850℃での引張試験
後の耐力、絞り率及び850℃での10⁴時間クリープ
破断強度及び10³時間破断における絞り率を示
す。第２表から明らかな如く、本発明に係る合金は
従来合金にくらべ室温の絞り率、及び850℃での
耐力、10³及び10⁴時間クリープ破断強度、

【表】 10³時間クリープ破断試験後の絞り率が顕著に優
れていることがわかる。以下、本発明に係る合金に及ぼす各元素の影響
について詳細に説明する。第２図〜第４図は、第２表に示す10⁴時間クリ
ープ破断強度、耐力及びクリープ破断絞り率に及
ぼすＷ含有量の影響を示す線図である。図に示す
如く、Ｗの14％を越える添加は、従来合金のハス
テロイＸに比較して顕著な効果を示すことが明ら
かである。図中の合金は、C0.06〜0.07％、
Si0.24〜0.28％、Mn0.21〜0.72％、Cr15.2〜28.3
％、Co0.1％、Al0.4〜1.0％、Ti0.9〜1.0％、
Mg0.02％、B0.003〜0.007％、残部Niからなる合
金をベースとし、これにＷを加えたものである。第５図〜第８図は第２表に示す10⁴時間クリー
プ破断強度、耐力、引張絞り率、クリープ破断絞
り率に及ぼすCoの影響を示す線図である。図よ
り明らかなように、Coの添加によつて強度及び
延性が顕著に高められる。特に、クリープ破断

【表】強度及びクリープ破断絞り率は15％以上のCo量
で急激に向上されることがわかる。図中の合金は、C0.07％、Si0.10〜0.32％、
Mn0.01〜0.68％、Cr21.9〜22.0％、W15.0〜15.5
％、Al0.1〜1.0％、Ti0.1〜1.5％、Al＋Ti1.0〜
2.3％、B0.003〜0.007％と、Nb0.5％、Mg0.02
％、Zr0.01％、ミツシユメタル配合量で0.25％を
含む合金に、Coを含有させたNi基合金である。第９図〜第１１図は第２表に示す耐力、クリー
プ破断絞り率、10⁴時間クリープ破断強度に及ぼ
すAlの影響を示す線図である。図より明らかな
如く、Alの添加は多量のＷを含む合金に対して
クリープ破断強度、クリープ破断絞り率及び高温
における耐力を顕著に向上させることがわかる。
特に、その添加量が0.1％以上でクリープ破断強
度及び絞り率を高める。図中の合金は、C0.06〜0.07％、Si0.10〜0.25
％、Mn0.01〜0.72％、Cr21.9〜28.3％、W10.8〜
15.1％、Co0.1％、Ti0.9〜1.9％、Mg0.02％、
B0.003〜0.007％を含み、他にZr0.01％を含み、
これにAlを含有させたNi基合金である。以上の各図に示されるように、Ｗは14％を越え
る添加によつて特に高温での耐力が顕著に高いも
のが得られ、またCoは15％以上及びAlは0.1％以
上とすることによつてともにクリープ破断強度及
びクリープ破断絞り率を顕著に向上させることが
できることが明らかであり、これらの含有量を有
する本発明合金No.４，５及び８は顕著な効果が得
られる。実施例２第１表のNo.８の合金を用いて、第１図に示すガ
スタービン燃焼器を製作した。この合金は熱間圧
延によつて板にされ、実施例１と同様の溶体化処
理され、厚さ２mmの板にされた。この板を用い
て、冷間曲げ加工によつて所定の形状のライナー
５、トラジシヨンピース４及びキヤツプ６が形成
される。これらを溶接によつて接合した。溶接
は、母材と同じ組成を有するNo.８の溶接ワイヤを
用い、突合せタングステンイナートガス（TIG）
溶接によつて行われた。ルーバ孔１及びクロスフ
アイヤチユーブ孔２はいずれも溶接前に形成され
た。溶接後、1150℃で30分間加熱保持し、次いで
空冷を行ない、歪取りを施した。以上の様に製作されたガスタービン燃焼器を軽
油燃焼させる実機に適用することによつて、その
燃焼器は耐熱疲労性に優れた合金を使用されてい
るので、従来合金を用いたものに比較して長寿命
となるばかりでなく、ガス温度を上昇させること
ができることは明白である。以上の如く、本発明によれば耐熱疲労性の優れ
たガスタービン燃焼器が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は代表的なガスタービン燃焼器の構成を
示す斜視図、第２図〜第４図はクリープ破断強
度、耐力及びクリープ破断絞り率とＷ量との関係
を示す線図、第５図〜第８図はクリープ破断強
度、耐力、引張絞り率及びクリープ破断絞り率と
Co量との関係を示す線図、第９図〜第１１図は
耐力、クリープ破断絞り率及びクリープ破断強度
とAl量との関係を示す線図である。１……ルーバ孔、２……クロスフアイアチユー
ブ孔、４……トラジシヨンピース、５……ライナ
ー、６……キヤツプ。

Claims

【特許請求の範囲】１噴射された燃料を燃焼させ、その燃焼ガスを
タービンノズルに案内する筒状の燃焼器におい
て、該燃焼器の前記燃焼ガスにさらされる部分
が、重量で、炭素0.02〜0.15％、シリコン１％以
下、マンガン２％以下、クロム15〜30％、タング
ステン14％を越え25％以下、コバルト15〜40％、
アルミニウム0.1〜２％、チタン0.1〜2.2％及びボ
ロン0.001〜0.1％を含み、残部が20％以上のニツ
ケルからなる熱間塑性加工合金によつて構成さ
れ、該合金は実質的に全オーステナイト相を有す
ることを特徴とするガスタービン燃焼器。２噴射された燃料を燃焼させ、その燃焼ガスを
タービンノズルに案内する筒状の燃焼器におい
て、該燃焼器の前記燃焼ガスにさらされる部分
が、重量で、炭素0.02〜0.15％、クロム15〜30
％、タングステン14％を越え25％以下、シリコン
１％以下、マンガン２％以下、コバルト15〜40
％、アルミニウム0.1〜２％、チタン0.1〜2.2％及
びボロン0.001〜0.1％と、希土類元素0.5％以下、
ニオブ３％以下、マグネシウム0.1％以下及びジ
ルコニウム0.5％以下の１種以上とを含み、残部
が20％以上のニツケルからなる熱間塑性加工合金
によつて構成され、該合金は実質的に全オーステ
ナイト相を有することを特徴とするガスタービン
燃焼器。