JP2000160313A - ニッケル基超耐熱合金とこのニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理及び溶接法 - Google Patents
ニッケル基超耐熱合金とこのニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理及び溶接法Info
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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
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- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
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- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、ＩＮ９３９析出硬化性ニッケル基
超耐熱合金における使用に限らず、その他の溶接困難ま
たは溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱
合金に使用できるように適応させ、超耐熱合金に改良溶
接適性を与えるという観点から、これら超耐熱合金に利
益をもたらすことを目的としている。 【構成】 このため、ガンマ−マトリックスと前記マト
リックス中に分散したガンマ一次強化相とを有する析出
硬化性ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理は、
前記ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆで、ガンマ
一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後約１°Ｆ／
分以下の速度で約１４５０°Ｆより低い温度まで徐々に
冷却し、それから室温まで冷却することを含んでなる。
溶接前熱処理により、その後熱処理して合金の機械的特
性を作り出す際に卑金属の溶接変質部におけるひずみ時
効割れの発生が回避される。
超耐熱合金における使用に限らず、その他の溶接困難ま
たは溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱
合金に使用できるように適応させ、超耐熱合金に改良溶
接適性を与えるという観点から、これら超耐熱合金に利
益をもたらすことを目的としている。 【構成】 このため、ガンマ−マトリックスと前記マト
リックス中に分散したガンマ一次強化相とを有する析出
硬化性ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理は、
前記ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆで、ガンマ
一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後約１°Ｆ／
分以下の速度で約１４５０°Ｆより低い温度まで徐々に
冷却し、それから室温まで冷却することを含んでなる。
溶接前熱処理により、その後熱処理して合金の機械的特
性を作り出す際に卑金属の溶接変質部におけるひずみ時
効割れの発生が回避される。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は析出硬化性ニッケ
ル基超耐熱合金を溶接前に熱処理して溶接性を改良する
ことに関するものである。
ル基超耐熱合金を溶接前に熱処理して溶接性を改良する
ことに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ガンマ−ガンマ一次タイプの析出硬化性
ニッケル基超耐熱合金はガスタービンエンジン部品に広
く使用される。これらのニッケル基超耐熱合金の多く
は、合金の機械的特性を作り出すために後で行われる熱
処理中に卑金属変質部に亀裂（すなわちひずみ時効割
れ）が起きるため、融接は困難である。このような析出
硬化性ニッケル基超耐熱合金の一つは、公称組成（重量
％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、２．００％
Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、３．７５％Ｔ
ｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａおよび残り主成分
ＮｉからなるＩＮ９３９として知られており、その後の
溶接に続く熱処理中にガンマ相マトリックス中にガンマ
一次相が析出することによって強化される。この合金は
溶接適性が小さく、ひずみ時効割れを非常に受け易く、
このため合金の機械的特性を作り出すための熱処理中
に、溶接後卑金属熱変質部に好ましくない亀裂が発生す
ると考えられている。
ニッケル基超耐熱合金はガスタービンエンジン部品に広
く使用される。これらのニッケル基超耐熱合金の多く
は、合金の機械的特性を作り出すために後で行われる熱
処理中に卑金属変質部に亀裂（すなわちひずみ時効割
れ）が起きるため、融接は困難である。このような析出
硬化性ニッケル基超耐熱合金の一つは、公称組成（重量
％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、２．００％
Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、３．７５％Ｔ
ｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａおよび残り主成分
ＮｉからなるＩＮ９３９として知られており、その後の
溶接に続く熱処理中にガンマ相マトリックス中にガンマ
一次相が析出することによって強化される。この合金は
溶接適性が小さく、ひずみ時効割れを非常に受け易く、
このため合金の機械的特性を作り出すための熱処理中
に、溶接後卑金属熱変質部に好ましくない亀裂が発生す
ると考えられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ＩＮ９３９インベスト
メント鋳造においてひずみ時効割れを避けるためにこれ
までに開発された溶接前熱処理は、２１２０°Ｆに４時
間加熱し、その後１°Ｆ／分以下の低速で１８３２°Ｆ
まで冷やし、その温度に６時間保持し、その後１°Ｆ／
分以下の低速で１２００°Ｆより低い温度にまで冷や
し、最後に室温までガスファンで冷却することを含んで
なる。しかしこの溶接前熱処理は開始から完了までに３
２時間を要し、インベストメント鋳物ＩＮ９３９部品の
製造コストおよび製造の複雑さを増加させ、長いリード
タイムおよび炉の高能力を必要とする。
メント鋳造においてひずみ時効割れを避けるためにこれ
までに開発された溶接前熱処理は、２１２０°Ｆに４時
間加熱し、その後１°Ｆ／分以下の低速で１８３２°Ｆ
まで冷やし、その温度に６時間保持し、その後１°Ｆ／
分以下の低速で１２００°Ｆより低い温度にまで冷や
し、最後に室温までガスファンで冷却することを含んで
なる。しかしこの溶接前熱処理は開始から完了までに３
２時間を要し、インベストメント鋳物ＩＮ９３９部品の
製造コストおよび製造の複雑さを増加させ、長いリード
タイムおよび炉の高能力を必要とする。
【０００４】本発明の目的は、溶接困難な、または溶接
適性が低いＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のような析
出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、溶接後熱処理中に溶
接に伴う割れを生ずることなく容易に溶接できる比較的
短時間の溶接前熱処理を提供することである。
適性が低いＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のような析
出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、溶接後熱処理中に溶
接に伴う割れを生ずることなく容易に溶接できる比較的
短時間の溶接前熱処理を提供することである。
【０００５】本発明のまた別の目的は、溶接困難なまた
は溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合
金を、合金組成を変更することなく、その他の一般的融
接法に代える必要もなく、容易に溶接できるようにする
比較的短時間の溶接前熱処理を提供することである。
は溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合
金を、合金組成を変更することなく、その他の一般的融
接法に代える必要もなく、容易に溶接できるようにする
比較的短時間の溶接前熱処理を提供することである。
【０００６】本発明の一実施態様は、前記のＩＮ９３９
ニッケル基超耐熱合金のための比較的短時間の溶接前熱
処理であって、溶接適性の非常に低い合金微細構造を溶
接可能の微細構造状態―これは一般的にその後の溶接後
熱処理中に不都合なひずみ時効割れを起こすことなく融
接し、合金の機械的特性を作り出す―に変換する溶接前
熱処理を提供する。上記熱処理はインベストメント鋳物
ＩＮ９３９部品（これに制限するものではない）を熱処
理してこれに溶接適性を与えるのに特に適しており、不
都合なひずみ時効割れを発生することなく鋳造欠陥をフ
ィラーメタル融接によって修復することができる。
ニッケル基超耐熱合金のための比較的短時間の溶接前熱
処理であって、溶接適性の非常に低い合金微細構造を溶
接可能の微細構造状態―これは一般的にその後の溶接後
熱処理中に不都合なひずみ時効割れを起こすことなく融
接し、合金の機械的特性を作り出す―に変換する溶接前
熱処理を提供する。上記熱処理はインベストメント鋳物
ＩＮ９３９部品（これに制限するものではない）を熱処
理してこれに溶接適性を与えるのに特に適しており、不
都合なひずみ時効割れを発生することなく鋳造欠陥をフ
ィラーメタル融接によって修復することができる。
【０００７】本発明の特殊実施態様において、溶接前熱
処理は、ＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金を約２１２０
°Ｆ±１５°Ｆに約４時間±１５分加熱してガンマ一次
相を溶解し、その後約３°Ｆ／分以下、より好適には約
１°Ｆ／分の速度で約１４５０°Ｆより低い温度、好適
には約１２５０°Ｆまで徐々に冷やす。この方法はガン
マ一次相の大部分がガンマ−マトリックス中に析出した
過時効微細構造を効果的に生成する。 その後上記超耐熱
合金を室温まで冷やす。例えば冷却段階をスピードアッ
プするために流動アルゴンガスを用いるガスファン冷却
（ＧＦＣ）によって室温にまで冷やす。ただし本発明の
実施においてはより緩徐に室温まで冷却することができ
る。この方法で溶接前熱処理されたＩＮ９３９インベス
トメント鋳物は、一般的に、フィラーメタル融接して
［例えばタングステン不活性ガス（ＴＩＧ）溶接］鋳造
欠陥または、熱クラック等の使用時欠陥を修復し得るの
が普通であり、その際合金の機械的特性を作り出すため
の熱処理中にひずみ時効割れを発生しない。
処理は、ＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金を約２１２０
°Ｆ±１５°Ｆに約４時間±１５分加熱してガンマ一次
相を溶解し、その後約３°Ｆ／分以下、より好適には約
１°Ｆ／分の速度で約１４５０°Ｆより低い温度、好適
には約１２５０°Ｆまで徐々に冷やす。この方法はガン
マ一次相の大部分がガンマ−マトリックス中に析出した
過時効微細構造を効果的に生成する。 その後上記超耐熱
合金を室温まで冷やす。例えば冷却段階をスピードアッ
プするために流動アルゴンガスを用いるガスファン冷却
（ＧＦＣ）によって室温にまで冷やす。ただし本発明の
実施においてはより緩徐に室温まで冷却することができ
る。この方法で溶接前熱処理されたＩＮ９３９インベス
トメント鋳物は、一般的に、フィラーメタル融接して
［例えばタングステン不活性ガス（ＴＩＧ）溶接］鋳造
欠陥または、熱クラック等の使用時欠陥を修復し得るの
が普通であり、その際合金の機械的特性を作り出すため
の熱処理中にひずみ時効割れを発生しない。
【０００８】本発明の溶接前熱処理はＩＮ９３９析出硬
化性ニッケル基超耐熱合金における使用に限らず、その
他の溶接困難または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニ
ッケル基超耐熱合金に実施し、使用できるように適応さ
せることができ、これら超耐熱合金に改良溶接適性を与
えるという観点から、これら超耐熱合金に利益をもたら
すものである。
化性ニッケル基超耐熱合金における使用に限らず、その
他の溶接困難または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニ
ッケル基超耐熱合金に実施し、使用できるように適応さ
せることができ、これら超耐熱合金に改良溶接適性を与
えるという観点から、これら超耐熱合金に利益をもたら
すものである。
【０００９】本発明の上記の目的および利点は下記の図
の詳細な説明によってより容易に明らかになる。
の詳細な説明によってより容易に明らかになる。
【００１０】
【課題を解決するための手段】そこで、この発明は、上
述不都合を除去するために、実質的に、重量％で約２
２．０ないし２２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．
５％Ｃｏ、約３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ない
し２．０％Ａｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９
ないし１．１％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約
０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉ
からなるニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理で
あって：前記ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ±
１５°Ｆで、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱
し、その後ガンマ−マトリックス中に大部分のガンマ一
次相が析出した過時効微細構造を生成する速度で約１４
５０°Ｆまで徐々に冷却し、室温まで冷却することを含
んでなる。
述不都合を除去するために、実質的に、重量％で約２
２．０ないし２２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．
５％Ｃｏ、約３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ない
し２．０％Ａｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９
ないし１．１％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約
０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉ
からなるニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理で
あって：前記ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ±
１５°Ｆで、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱
し、その後ガンマ−マトリックス中に大部分のガンマ一
次相が析出した過時効微細構造を生成する速度で約１４
５０°Ｆまで徐々に冷却し、室温まで冷却することを含
んでなる。
【００１１】また、ガンマ−マトリックスと、前記マト
リックスに分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性
ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって、
前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度よ
り高く、合金溶融開始温度より低い温度でガンマ一次相
が溶解するまでの時間加熱し、その後約３°Ｆ／分また
はそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少な
くとも６５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷
やし、ガンマ一次相の大部分がガンマ−マトリックス中
に析出した過時効微細構造を効果的に生成し、その後室
温にまで冷やすことを含んでなる。
リックスに分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性
ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって、
前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度よ
り高く、合金溶融開始温度より低い温度でガンマ一次相
が溶解するまでの時間加熱し、その後約３°Ｆ／分また
はそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少な
くとも６５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷
やし、ガンマ一次相の大部分がガンマ−マトリックス中
に析出した過時効微細構造を効果的に生成し、その後室
温にまで冷やすことを含んでなる。
【００１２】更に、実質的に重量％で約２２．０ないし
２２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなるニッ
ケル基超耐熱合金の溶接法であって、溶接前に、前記ニ
ッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ±１５°Ｆで、ガ
ンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後約３°
Ｆ／分以下の速度で約１４５０°Ｆより低い温度まで徐
々に冷却し、それから室温まで冷却し、前記ニッケル基
超耐熱合金を溶接して、そこに変質部を作り出し、前記
溶接したニッケル基超耐熱合金を熱処理し、その際前記
変質部にはひずみ時効割れがあらわれない諸段階を含ん
でなる。
２２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなるニッ
ケル基超耐熱合金の溶接法であって、溶接前に、前記ニ
ッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ±１５°Ｆで、ガ
ンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後約３°
Ｆ／分以下の速度で約１４５０°Ｆより低い温度まで徐
々に冷却し、それから室温まで冷却し、前記ニッケル基
超耐熱合金を溶接して、そこに変質部を作り出し、前記
溶接したニッケル基超耐熱合金を熱処理し、その際前記
変質部にはひずみ時効割れがあらわれない諸段階を含ん
でなる。
【００１３】ガンマ−マトリックスと前記マトリックス
中に分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニッケ
ル基超耐熱合金の溶接法であって：溶接前に、前記ニッ
ケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高く、
合金溶融開始温度より低い温度に、ガンマ一次相が溶解
するまでの時間加熱し、その後、ガンマ一次相の大部分
がガンマ−マトリックスに析出した過時効微細構造を効
果的に作り出すように、約３°Ｆ／分またはそれ以下の
速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも６５０
°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、それか
ら室温にまで冷やし、前記ニッケル基超耐熱合金を溶接
して変質部をそこに作り出し、前記溶接したニッケル基
超耐熱合金を熱処理し、その際前記変質部にはひずみ時
効割れがない諸段階を含んでなる。
中に分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニッケ
ル基超耐熱合金の溶接法であって：溶接前に、前記ニッ
ケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高く、
合金溶融開始温度より低い温度に、ガンマ一次相が溶解
するまでの時間加熱し、その後、ガンマ一次相の大部分
がガンマ−マトリックスに析出した過時効微細構造を効
果的に作り出すように、約３°Ｆ／分またはそれ以下の
速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも６５０
°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、それか
ら室温にまで冷やし、前記ニッケル基超耐熱合金を溶接
して変質部をそこに作り出し、前記溶接したニッケル基
超耐熱合金を熱処理し、その際前記変質部にはひずみ時
効割れがない諸段階を含んでなる。
【００１４】実質的に、重量％で約２２．０ないし２
２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなり、ひ
ずみ時効割れのない溶接変質部を含む、溶接され、熱処
理された。
２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなり、ひ
ずみ時効割れのない溶接変質部を含む、溶接され、熱処
理された。
【００１５】ガンマ−マトリックスと、前記ガンマ−マ
トリックスに分散したガンマ一次強化相とを有する、溶
接され、熱処理されたニッケル基超耐熱合金部品であっ
て、ひずみ時効割れのない溶接変質部を含む。
トリックスに分散したガンマ一次強化相とを有する、溶
接され、熱処理されたニッケル基超耐熱合金部品であっ
て、ひずみ時効割れのない溶接変質部を含む。
【００１６】
【発明の実施の形態】上述の如く発明したことにより、
溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニッケル
基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金
を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずることなく
容易に溶接できる比較的短時間の溶接前熱処理を提供す
るとともに、溶接困難な、または溶接適性の非常に低い
析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を変更す
ることなく、その他の一般的融接法に代える必要もな
く、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶接前
熱処理を提供している。
溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニッケル
基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金
を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずることなく
容易に溶接できる比較的短時間の溶接前熱処理を提供す
るとともに、溶接困難な、または溶接適性の非常に低い
析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を変更す
ることなく、その他の一般的融接法に代える必要もな
く、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶接前
熱処理を提供している。
【００１７】
【実施例】以下図面に基づいてこの発明の実施例を詳細
に説明する。
に説明する。
【００１８】本発明の溶接前熱処理を、実質的合金組成
（重量％）：約２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、約１
８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約３．６ないし３．８％
Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａｌ、約１．８ないし
２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１％Ｎｂ、約１．３な
いし１．５％Ｔａ、約０．１３ないし０．１７％Ｃ、お
よび残りの主成分Ｎｉを有するＩＮ９３９析出硬化性ニ
ッケル基超耐熱合金に関連づけて以下に説明する。表Ｉ
は合金に存在する典型的範囲の不純物元素を含む合金組
成物を示す。ここで数字は特定元素の重量パーセントで
ある。 表Ｉ 元素 最小値 最大値 クロム ２２．０ ２２．８ コバルト １８．５ １９．５ チタン ３．６ ３．８ アルミニウム １．８ ２．０ タングステン １．８ ２．２ ニオブ ０．９ １．１ タンタル １．３ １．５ ニッケル バランス量 バランス量 炭素 ０．１３ ０．１７ ジルコニウム ０．１４ ホウ素 ０．０１４ 鉄 ０．５ 硫黄 ０．００５ 銀 ０．０００５ ビスマス ０．００００５ 珪素 ０．２ マンガン ０．２ 鉛 ０．００５０ 窒素 ０．００５
（重量％）：約２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、約１
８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約３．６ないし３．８％
Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａｌ、約１．８ないし
２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１％Ｎｂ、約１．３な
いし１．５％Ｔａ、約０．１３ないし０．１７％Ｃ、お
よび残りの主成分Ｎｉを有するＩＮ９３９析出硬化性ニ
ッケル基超耐熱合金に関連づけて以下に説明する。表Ｉ
は合金に存在する典型的範囲の不純物元素を含む合金組
成物を示す。ここで数字は特定元素の重量パーセントで
ある。 表Ｉ 元素 最小値 最大値 クロム ２２．０ ２２．８ コバルト １８．５ １９．５ チタン ３．６ ３．８ アルミニウム １．８ ２．０ タングステン １．８ ２．２ ニオブ ０．９ １．１ タンタル １．３ １．５ ニッケル バランス量 バランス量 炭素 ０．１３ ０．１７ ジルコニウム ０．１４ ホウ素 ０．０１４ 鉄 ０．５ 硫黄 ０．００５ 銀 ０．０００５ ビスマス ０．００００５ 珪素 ０．２ マンガン ０．２ 鉛 ０．００５０ 窒素 ０．００５
【００１９】本発明はＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金
に関して説明されるが、本発明は他の溶接困難な、また
は溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合
金でも実施し、応用することができ、溶接性を改良する
という観点からこれら超耐熱合金に利益をもたらす。こ
のようなニッケル基超耐熱合金は、ジュラニッケル３０
１、ウディメット（Ｕｄｉｍｅｔ）５００、ウディメッ
ト７００、レーン（Ｒｅｎｅ）４１およびＧＭＲ２３５
を含むが、これらに制限するものではない。
に関して説明されるが、本発明は他の溶接困難な、また
は溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合
金でも実施し、応用することができ、溶接性を改良する
という観点からこれら超耐熱合金に利益をもたらす。こ
のようなニッケル基超耐熱合金は、ジュラニッケル３０
１、ウディメット（Ｕｄｉｍｅｔ）５００、ウディメッ
ト７００、レーン（Ｒｅｎｅ）４１およびＧＭＲ２３５
を含むが、これらに制限するものではない。
【００２０】一般に本発明の溶接前熱処理は、ニッケル
基超耐熱合金を、ガンマ一次ソルバス（ｓｏｌｖｕｓ）
温度より高く、合金溶融開始温度より低い、約２１００
°Ｆより高い温度で、ガンマ一次相が完全に溶解するま
での時間加熱し、その後約３°Ｆ／分以下の速度、より
好適には１°Ｆ／分以下の速度でガンマ一次ソルバス温
度より少なくとも６５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に
冷やして、ガンマ一次相の大部分または全部がガンマ−
マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に作
り出すことを含む。その後、超耐熱合金を室温まで冷や
す。本発明において室温まで緩徐に冷却することもでき
るとはいえ、例えば冷却段階をスピードアップするため
に、流動アルゴンガスを用いる一般的ガスファン冷却
（ＧＦＣ）によって上記超耐熱合金を室温まで冷やすこ
とができる。
基超耐熱合金を、ガンマ一次ソルバス（ｓｏｌｖｕｓ）
温度より高く、合金溶融開始温度より低い、約２１００
°Ｆより高い温度で、ガンマ一次相が完全に溶解するま
での時間加熱し、その後約３°Ｆ／分以下の速度、より
好適には１°Ｆ／分以下の速度でガンマ一次ソルバス温
度より少なくとも６５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に
冷やして、ガンマ一次相の大部分または全部がガンマ−
マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に作
り出すことを含む。その後、超耐熱合金を室温まで冷や
す。本発明において室温まで緩徐に冷却することもでき
るとはいえ、例えば冷却段階をスピードアップするため
に、流動アルゴンガスを用いる一般的ガスファン冷却
（ＧＦＣ）によって上記超耐熱合金を室温まで冷やすこ
とができる。
【００２１】上記のＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金で
は、溶接前熱処理はＩＮ９３９超耐熱合金を約２１２０
°Ｆ±１５°Ｆで約４時間±１５分間加熱してガンマ一
次相を溶解し、その後約１４５０°Ｆより低い温度まで
徐々に冷却して、ガンマ−マトリックス中にガンマ一次
相の大部分が析出した過時効微細構造を効果的に生成す
る。それから上記超耐熱合金を室温までガスファン冷却
（ＧＦＣ）する。２１２０°Ｆの溶解温度までの加熱速
度は一般的には５０°Ｆ／分である、ただしその他の加
熱速度も本発明の実施に用いることができる。
は、溶接前熱処理はＩＮ９３９超耐熱合金を約２１２０
°Ｆ±１５°Ｆで約４時間±１５分間加熱してガンマ一
次相を溶解し、その後約１４５０°Ｆより低い温度まで
徐々に冷却して、ガンマ−マトリックス中にガンマ一次
相の大部分が析出した過時効微細構造を効果的に生成す
る。それから上記超耐熱合金を室温までガスファン冷却
（ＧＦＣ）する。２１２０°Ｆの溶解温度までの加熱速
度は一般的には５０°Ｆ／分である、ただしその他の加
熱速度も本発明の実施に用いることができる。
【００２２】その後溶接前熱処理ニッケル基超耐熱合金
を、例えばＴＩＧおよびその他の融接技術を用いる一般
的方法で融接する。例えばニッケル基超耐熱合金インベ
ストメント鋳物の修復または再仕上げは、注型時（ａｓ
−ｃａｓｔ）の欠陥、またはタービンエンジンに使用し
た結果起きる熱クラック等の欠陥の修復を含むことがで
きる。インベストメント鋳造は一般的にはフィラーメタ
ル融接し、修復すべきまたは再仕上げすべき特定のニッ
ケル基超耐熱合金に組成的に適合するように選択したフ
ィラーでこのような欠陥を修復する。
を、例えばＴＩＧおよびその他の融接技術を用いる一般
的方法で融接する。例えばニッケル基超耐熱合金インベ
ストメント鋳物の修復または再仕上げは、注型時（ａｓ
−ｃａｓｔ）の欠陥、またはタービンエンジンに使用し
た結果起きる熱クラック等の欠陥の修復を含むことがで
きる。インベストメント鋳造は一般的にはフィラーメタ
ル融接し、修復すべきまたは再仕上げすべき特定のニッ
ケル基超耐熱合金に組成的に適合するように選択したフ
ィラーでこのような欠陥を修復する。
【００２３】非金属封入または微孔質等の注型時欠陥の
あるＩＮ９３９インベストメント鋳物では、それらの鋳
物を上記のように溶接前熱処理し、ニモニック（Ｎｉｍ
ｏｎｉｃ）２６３（公称組成（重量％）：２０％Ｃｒ、
２０％Ｃｏ、２．１５％Ｔｉ、５．９％Ｍｏ、０．４５
％Ａｌ、０．０６％Ｃ、残りＮｉ）をフィラーワイヤー
および標準ＴＩＧ（タングステン不活性ガス）溶接パラ
メーターを用いて溶接修復する。しかし本発明は特定の
フィラーワイヤーまたは特定の溶接法に制限するもので
はない。
あるＩＮ９３９インベストメント鋳物では、それらの鋳
物を上記のように溶接前熱処理し、ニモニック（Ｎｉｍ
ｏｎｉｃ）２６３（公称組成（重量％）：２０％Ｃｒ、
２０％Ｃｏ、２．１５％Ｔｉ、５．９％Ｍｏ、０．４５
％Ａｌ、０．０６％Ｃ、残りＮｉ）をフィラーワイヤー
および標準ＴＩＧ（タングステン不活性ガス）溶接パラ
メーターを用いて溶接修復する。しかし本発明は特定の
フィラーワイヤーまたは特定の溶接法に制限するもので
はない。
【００２４】融接後、普通は、溶接されたニッケル基超
耐熱合金を一般的方法で熱処理し、所望の合金機械的特
性を作り出す。例えばＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金
では、溶接した超耐熱合金を２１２０°Ｆの温度で４時
間加熱し、１８３２°Ｆまでガスファン冷却する。その
超耐熱合金を１８３２°Ｆに６時間保持し、その後流動
アルゴンガスを用いて１４７５°Ｆまでガスファン冷却
し、そのまま１６時間保持し、その後室温までガスファ
ン冷却する。
耐熱合金を一般的方法で熱処理し、所望の合金機械的特
性を作り出す。例えばＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金
では、溶接した超耐熱合金を２１２０°Ｆの温度で４時
間加熱し、１８３２°Ｆまでガスファン冷却する。その
超耐熱合金を１８３２°Ｆに６時間保持し、その後流動
アルゴンガスを用いて１４７５°Ｆまでガスファン冷却
し、そのまま１６時間保持し、その後室温までガスファ
ン冷却する。
【００２５】説明の目的で、非制限的に、本発明を公称
組成（重量％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、
２．００％Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、
３．７５％Ｔｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａ、お
よび残りの主成分Ｎｉを示すＩＮ９３９インベストメン
ト鋳物の溶接前熱処理に関して説明する。
組成（重量％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、
２．００％Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、
３．７５％Ｔｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａ、お
よび残りの主成分Ｎｉを示すＩＮ９３９インベストメン
ト鋳物の溶接前熱処理に関して説明する。
【００２６】最初の溶接試験は、各々長さ８インチ（２
０．３ｃｍ）および幅３インチ（７．６ｃｍ）の寸法を
有し、１．５インチ（３．８ｃｍ）離れた位置の０．１
２５インチ（０．３１８ｃｍ）、０．２５インチ（０．
６４ｃｍ）、０．５インチ（１．２７ｃｍ）および０．
７５インチ（１．９１ｃｍ）高さの４段階の表面を有す
る２枚のＩＮ９３９試験材を用いて行われた。これらの
試験材は等軸微細構造を有するようにＩＮ９３９合金か
らインベストメント鋳造したものである。試験材は、く
ぼみをつけた（ｄｉｓｓｈｅｄ ｏｕｔ）溶接部位に合
う０．１２５インチ、０．２５０インチ、０．５００イ
ンチおよび０．７５０インチ厚さの階段を含んでいた。
各試験材を２１２０°Ｆで４時間溶接前熱処理してガン
マ一次相を溶解し、その後ガンマ−マトリックス中にガ
ンマ一次相の大部分が析出した過時効微細構造を効果的
に生成するように、１°Ｆ／分の速度で１２５０°Ｆよ
り低い温度まで徐々に冷やす。それから上記超耐熱合金
試験材を室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）した。試験
材をその後ニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標
準溶接パラメーターを用いてＴＩＧ溶接した。溶接後、
試験材を、２１２０°Ｆに４時間加熱し、１８３２°Ｆ
にまでガスファン冷却し、６時間保持し、それから１４
７５°Ｆまでガスファン冷却し、１６時間そのまま保持
し、それから室温までガスファン冷却するという三相熱
処理にかけ、合金の機械的特性を作り出した。
０．３ｃｍ）および幅３インチ（７．６ｃｍ）の寸法を
有し、１．５インチ（３．８ｃｍ）離れた位置の０．１
２５インチ（０．３１８ｃｍ）、０．２５インチ（０．
６４ｃｍ）、０．５インチ（１．２７ｃｍ）および０．
７５インチ（１．９１ｃｍ）高さの４段階の表面を有す
る２枚のＩＮ９３９試験材を用いて行われた。これらの
試験材は等軸微細構造を有するようにＩＮ９３９合金か
らインベストメント鋳造したものである。試験材は、く
ぼみをつけた（ｄｉｓｓｈｅｄ ｏｕｔ）溶接部位に合
う０．１２５インチ、０．２５０インチ、０．５００イ
ンチおよび０．７５０インチ厚さの階段を含んでいた。
各試験材を２１２０°Ｆで４時間溶接前熱処理してガン
マ一次相を溶解し、その後ガンマ−マトリックス中にガ
ンマ一次相の大部分が析出した過時効微細構造を効果的
に生成するように、１°Ｆ／分の速度で１２５０°Ｆよ
り低い温度まで徐々に冷やす。それから上記超耐熱合金
試験材を室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）した。試験
材をその後ニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標
準溶接パラメーターを用いてＴＩＧ溶接した。溶接後、
試験材を、２１２０°Ｆに４時間加熱し、１８３２°Ｆ
にまでガスファン冷却し、６時間保持し、それから１４
７５°Ｆまでガスファン冷却し、１６時間そのまま保持
し、それから室温までガスファン冷却するという三相熱
処理にかけ、合金の機械的特性を作り出した。
【００２７】図１は、本発明の溶接前熱処理後で溶接前
のＩＮ９３９片の微細構造の顕微鏡写真（５００倍）で
ある。微細構造はマトリックス全体に析出した粗いガン
マ一次相を有するガンマ−マトリックスを含む過時効溶
接可能微細構造を含む。全部と言わないまでも大部分
（例えば最低９０％）のガンマ一次相がそのマトリック
ス中に析出している。
のＩＮ９３９片の微細構造の顕微鏡写真（５００倍）で
ある。微細構造はマトリックス全体に析出した粗いガン
マ一次相を有するガンマ−マトリックスを含む過時効溶
接可能微細構造を含む。全部と言わないまでも大部分
（例えば最低９０％）のガンマ一次相がそのマトリック
ス中に析出している。
【００２８】図２〜図９は、フィラーワイヤーを用いて
融接した後および三相加熱処理して合金の機械的特性を
作り出した後の試験材の異なる大きさの溶接（すなわち
０．１２５インチ、０．２５０インチ、０．５００イン
チ、および０．７５０インチ溶接）のＩＮ９３９溶接変
質部の微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。溶接／
三相熱処理試験材の全てにおいて、溶接変質部にひずみ
時効割れや他の溶接欠陥がないことは明白である。
融接した後および三相加熱処理して合金の機械的特性を
作り出した後の試験材の異なる大きさの溶接（すなわち
０．１２５インチ、０．２５０インチ、０．５００イン
チ、および０．７５０インチ溶接）のＩＮ９３９溶接変
質部の微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。溶接／
三相熱処理試験材の全てにおいて、溶接変質部にひずみ
時効割れや他の溶接欠陥がないことは明白である。
【００２９】さらに説明の目的で、非制限的に、上に示
した公称組成を有するＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金
から鋳造したガスタービンエンジン羽根部分の溶接修復
に関して本発明を述べる。上に試験材について述べたよ
うに、羽根部分を溶接前熱処理した。それから羽根部分
をニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標準ＴＩＧ
溶接パラメーターを用いて溶接修復した。次の部分の溶
接修復が行われた：図１０のＡ領域に示されるへこみ中
子押え；図１１のＢ領域に示されるＬＥ（前縁）すみ
肉；やはり図１１のＣ領域に示されるような多量の素材
付加；そして図１２のＤ領域に示されるような凸側板
（ｃｏｎｖｅｘ ｓｈｒｏｕｄ）修復；やはり図１２の
Ｅ領域に示される凸すみ肉；図３ＣのＦ領域に示される
凸中子押え；外側側板のｔｈｉｎｋ−ｔｏ−ｔｈｉｎす
み肉溶接（示されず）；および外側側板等量すみ肉（示
されず）。溶接修復後、上記羽根部分を試験材について
上に述べた三相熱処理にかけた。
した公称組成を有するＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金
から鋳造したガスタービンエンジン羽根部分の溶接修復
に関して本発明を述べる。上に試験材について述べたよ
うに、羽根部分を溶接前熱処理した。それから羽根部分
をニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標準ＴＩＧ
溶接パラメーターを用いて溶接修復した。次の部分の溶
接修復が行われた：図１０のＡ領域に示されるへこみ中
子押え；図１１のＢ領域に示されるＬＥ（前縁）すみ
肉；やはり図１１のＣ領域に示されるような多量の素材
付加；そして図１２のＤ領域に示されるような凸側板
（ｃｏｎｖｅｘ ｓｈｒｏｕｄ）修復；やはり図１２の
Ｅ領域に示される凸すみ肉；図３ＣのＦ領域に示される
凸中子押え；外側側板のｔｈｉｎｋ−ｔｏ−ｔｈｉｎす
み肉溶接（示されず）；および外側側板等量すみ肉（示
されず）。溶接修復後、上記羽根部分を試験材について
上に述べた三相熱処理にかけた。
【００３０】図１３、図１４は、三相熱処理を行って合
金の機械的特性を作り出した後の、へこみ中子押え溶接
修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の５０およ
び２００倍のそれぞれの顕微鏡写真である。溶接／三相
熱処理試験材の全てにおいて、卑金属溶接変質部にひず
み時効割れおよびその他の溶接欠陥がないことは明白で
ある。図１５、１６は三相熱処理して合金の機械的特性
を作り出した後の、前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復領域の
ＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の顕微鏡写真（それぞ
れ５０および２００倍）である。全ての溶接／三相熱処
理試験材において、卑金属溶接変質部にひずみ時効割れ
およびその他の溶接欠陥がないことは明白である。
金の機械的特性を作り出した後の、へこみ中子押え溶接
修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の５０およ
び２００倍のそれぞれの顕微鏡写真である。溶接／三相
熱処理試験材の全てにおいて、卑金属溶接変質部にひず
み時効割れおよびその他の溶接欠陥がないことは明白で
ある。図１５、１６は三相熱処理して合金の機械的特性
を作り出した後の、前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復領域の
ＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の顕微鏡写真（それぞ
れ５０および２００倍）である。全ての溶接／三相熱処
理試験材において、卑金属溶接変質部にひずみ時効割れ
およびその他の溶接欠陥がないことは明白である。
【００３１】図１７、図１８は三相熱処理後の多量素材
付加溶接修復領域におけるＩＮ９３９溶接／卑金属微細
構造の顕微鏡写真（それぞれ５０および２００倍）であ
る。全ての溶接／三相熱処理試験材において、卑金属溶
接変質部にはひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥が
ないのは明らかである。２つの羽根部分のその他の溶接
修復部位の変質部にも同様に、ひずみ時効割れおよびそ
の他の溶接欠陥はない。本発明はＩＮ９３９インベスト
メント鋳造羽根部分の溶接修復に効果的であり、その際
上記溶接修復は一般的フィラーメタル融接を用い、合金
の機械的特性を作り出すための三相熱処理中にひずみ時
効割れを発生することなく、本発明を特殊の実施態様に
関して説明したが、本発明はこれに制限されるものでは
なく、下記の請求に示される範囲によってのみ制限され
るものとする。
付加溶接修復領域におけるＩＮ９３９溶接／卑金属微細
構造の顕微鏡写真（それぞれ５０および２００倍）であ
る。全ての溶接／三相熱処理試験材において、卑金属溶
接変質部にはひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥が
ないのは明らかである。２つの羽根部分のその他の溶接
修復部位の変質部にも同様に、ひずみ時効割れおよびそ
の他の溶接欠陥はない。本発明はＩＮ９３９インベスト
メント鋳造羽根部分の溶接修復に効果的であり、その際
上記溶接修復は一般的フィラーメタル融接を用い、合金
の機械的特性を作り出すための三相熱処理中にひずみ時
効割れを発生することなく、本発明を特殊の実施態様に
関して説明したが、本発明はこれに制限されるものでは
なく、下記の請求に示される範囲によってのみ制限され
るものとする。
【００３２】
【発明の効果】以上詳細に説明した如くこの本発明によ
れば、溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニ
ッケル基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐
熱合金を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずるこ
となく容易に溶接できる。
れば、溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニ
ッケル基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐
熱合金を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずるこ
となく容易に溶接できる。
【００３３】また、溶接困難な、または溶接適性の非常
に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を
変更することなく、その他の一般的融接法に代える必要
もなく、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶
接前熱処理を提供できる。
に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を
変更することなく、その他の一般的融接法に代える必要
もなく、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶
接前熱処理を提供できる。
【図１】本発明の溶接前熱処理後のＩＮ９３９微細構造
の顕微鏡写真（５００倍）である。
の顕微鏡写真（５００倍）である。
【図２】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図３】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図４】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図５】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図６】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図７】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図８】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図９】異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フ
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
ィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して
機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微
鏡写真（５０倍）である。
【図１０】本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
【図１１】本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
【図１２】本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する
見取り図である。
【図１３】三相熱処理によって合金の機械的特性を作り
出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
【図１４】三相熱処理によって合金の機械的特性を作り
出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
【図１５】三相熱処理により合金の機械的特性を作り出
した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
【図１６】三相熱処理により合金の機械的特性を作り出
した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９
溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍
の顕微鏡写真である。
【図１７】三相熱処理を行って合金の機械的特性を作り
出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修
復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５
０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修
復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５
０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１８】三相熱処理を行って合金の機械的特性を作り
出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修
復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５
０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修
復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５
０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｍ ６３０Ｋ ６５０ ６５０Ａ ６５１ ６５１Ｂ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ (72)発明者 マイケル ジー． ランスバッハ アメリカ合衆国 23601 ヴァージニア州 ニューポート ニューズ チャッツワー ス ドライヴ 842番地 (72)発明者 ジョン コリガン アメリカ合衆国 23693 ヴァージニア州 ヨークタウン リヴァーポイント ドラ イヴ 121番地
Claims (17)
- 【請求項１】 実質的に、重量％で約２２．０ないし２
２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなるニッ
ケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって：前記
ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ±１５°Ｆで、
ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後ガン
マ−マトリックス中に大部分のガンマ一次相が析出した
過時効微細構造を生成する速度で約１４５０°Ｆまで徐
々に冷却し、室温まで冷却することを含んでなるニッケ
ル基超耐熱合金の溶接前熱処理。 - 【請求項２】 前記ニッケル基超耐熱合金を２１２０°
Ｆ±１５°Ｆに４時間±１５分間加熱する請求項１記載
のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。 - 【請求項３】 前記ニッケル基超耐熱合金を約３°Ｆ／
分以下の速度で約１２５０°Ｆより低い温度まで徐々に
冷却する請求項１記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前
熱処理。 - 【請求項４】 前記ニッケル基超耐熱合金を約１°Ｆ／
分以下の速度で徐々に冷却する請求項３記載のニッケル
基超耐熱合金の溶接前熱処理。 - 【請求項５】 ガンマ−マトリックスと、前記マトリッ
クスに分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニッ
ケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって、 前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度よ
り高く、合金溶融開始温度より低い温度でガンマ一次相
が溶解するまでの時間加熱し、その後約３°Ｆ／分また
はそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少な
くとも６５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷
やし、ガンマ一次相の大部分がガンマ−マトリックス中
に析出した過時効微細構造を効果的に生成し、その後室
温にまで冷やすことを含んでなるニッケル基超耐熱合金
の溶接前熱処理。 - 【請求項６】 前記ニッケル基超耐熱合金を約２１００
°Ｆより高い温度まで加熱してガンマ一次相を溶解する
請求項５記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。 - 【請求項７】 実質的に重量％で約２２．０ないし２
２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなるニッ
ケル基超耐熱合金の溶接法であって、 溶接前に、前記ニッケル基超耐熱合金を約２１２０°Ｆ
±１５°Ｆで、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱
し、その後約３°Ｆ／分以下の速度で約１４５０°Ｆよ
り低い温度まで徐々に冷却し、それから室温まで冷却
し、 前記ニッケル基超耐熱合金を溶接して、そこに変質部を
作り出し、 前記溶接したニッケル基超耐熱合金を熱処理し、その際
前記変質部にはひずみ時効割れがあらわれない諸段階を
含んでなるニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項８】 前記ニッケル基超耐熱合金を２１２０°
Ｆ±１５°Ｆに４時間±１５分間加熱する請求項７記載
のニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項９】 前記ニッケル基超耐熱合金を約１°Ｆ／
分以下の速度で約１２５０°Ｆより低い温度まで徐々に
冷却する請求項７記載のニッケル基超耐熱合金の溶接
法。 - 【請求項１０】 鋳造部品の鋳造欠陥を修復する請求項
７記載のニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項１１】 ガンマ−マトリックスと前記マトリッ
クス中に分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニ
ッケル基超耐熱合金の溶接法であって：溶接前に、前記
ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高
く、合金溶融開始温度より低い温度に、ガンマ一次相が
溶解するまでの時間加熱し、その後、ガンマ一次相の大
部分がガンマ−マトリックスに析出した過時効微細構造
を効果的に作り出すように、約３°Ｆ／分またはそれ以
下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも６
５０°Ｆ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、そ
れから室温にまで冷やし、 前記ニッケル基超耐熱合金を溶接して変質部をそこに作
り出し、 前記溶接したニッケル基超耐熱合金を熱処理し、その際
前記変質部にはひずみ時効割れがない諸段階を含んでな
るニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項１２】 前記ニッケル基超耐熱合金を約２１０
０°Ｆより高い温度にまで加熱してガンマ一次相を溶解
する請求項１１記載のニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項１３】 鋳造部品の鋳造欠陥を修復する請求項
１１記載のニッケル基超耐熱合金の溶接法。 - 【請求項１４】 実質的に、重量％で約２２．０ないし
２２．８％Ｃｒ、約１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、約
３．６ないし３．８％Ｔｉ、約１．８ないし２．０％Ａ
ｌ、約１．８ないし２．２％Ｗ、約０．９ないし１．１
％Ｎｂ、約１．３ないし１．５％Ｔａ、約０．１３ない
し０．１７％Ｃ、および残りの主成分Ｎｉからなり、ひ
ずみ時効割れのない溶接変質部を含む、溶接され、熱処
理されたニッケル基超耐熱合金。 - 【請求項１５】 鋳造され、ひずみ時効割れのない溶接
変質部を含む、修復溶接を含む請求項１４記載のニッケ
ル基超耐熱合金。 - 【請求項１６】 ガンマ−マトリックスと、前記ガンマ
−マトリックスに分散したガンマ一次強化相とを有す
る、溶接され、熱処理されたニッケル基超耐熱合金部品
であって、ひずみ時効割れのない溶接変質部を含むニッ
ケル基超耐熱合金。 - 【請求項１７】 ひずみ時効割れのない溶接変質部を含
む修復溶接を含む、鋳造された請求項１６記載のニッケ
ル基超耐熱合金。
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