JP2011530409A - 耐熱超合金から成るワークを溶接する方法と装置 - Google Patents

Abstract

本発明は耐熱超合金から成るワーク（９）を溶接する溶接装置に関する。この装置は、ワーク表面（１０）に入熱領域（１１）を発生するための熱源（３）と、入熱領域に溶加材（１３）を供給するための供給装置（５）と、熱源（３）と一方では供給装置（５）との、他方ではワーク表面（１０）との相対運動を発生するための移送装置（１５）とを有している。この溶接装置はさらに、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように溶接出力並びに入熱領域（１１）の直径が調整されるように相対運動を実施する制御プログラムを備えた制御装置（１７）を有している。
【選択図】図４

Description

本発明はワーク特にガスタービン部材例えばガスタービン翼を溶接する方法と装置に関する。

ガスタービンの動翼は運転中に高い温度と強い機械的負荷に曝される。従ってかかる部品に対して好適にはγ′相の析出によって強化されるニッケル基超合金が利用されている。それでも動翼には時間の経過と共にクラックが生じ、そのクラックは時間の経過と共にさらに広がる。かかるクラックは例えばガスタービンの運転中に極めて大きな機械的負荷に基づいて生ずるが、製造過程中に既に生ずることもある。かかる超合金から成るタービン翼および他の部材の製造は手間がかかり高価であるので、製造における不良品をできるだけ少なくし、製造された製品の長い寿命を保証するように努めている。

稼動中のガスタービン翼は定期的に点検され、場合によっては運転上の負荷に基づき十分な機能がもはやそのままではないときには交換される。交換されたタービン翼の継続使用を可能とするために、これはできる限り再加工される。そしてこのタービン翼はあらためてガスタービンに使用される。かかる再加工に際して例えば本来の壁厚を回復するために損傷部位における肉盛り溶接が必要である。

製造過程中に既にクラックを有するタービン翼も、例えば製造の際における不良品が減少されるように肉盛り溶接により使用に適するようにされる。

しかしγ′相強化ニッケル基耐熱合金は今日では通常の溶接法によって同種の溶加材を使用して溶接することが難しい。その原因は、溶融物のミクロ偏析即ち微視的解離が回避されねばならないことにある。また溶接過程自体が溶接された部位にその後の熱処理中にクラックを生じさせることがある。その原因は、溶接時における入熱中の塑性変形による溶接残留応力にある。

γ′相強化ニッケル基耐熱合金の溶接の困難さを回避するために、しばしば延性溶加材例えばγ′相硬化無しニッケル基合金で溶接される。かかるγ′相硬化無しニッケル基合金の代表的なものは例えばＩＮ６２５（登録商標）である。γ′相硬化無し溶加材の延性は溶接後におけるはじめての熱処理中の塑性変形による溶接応力の低減を可能にする。一般に未硬化合金はγ′相強化ニッケル基耐熱合金に比べて低い高温強度（小さな引張り強度並びに小さなクリープ強度）を有する。従って、延性溶加材無しの溶接法が利用されるのが好ましい。この方法は２つの部類に分けることができる。即ち、γ′相の粗大化により延性を高めるために母材の過エージングが行われる方法と、予熱された基材において溶接過程が実施される方法とに分けられる。予熱された基材における溶接過程の実施は、溶接過程中における回復によって溶接残留応力を減少する。上述の過エージング式溶接過程は例えば特許文献１に記載され、予熱されたワークに実施される溶接過程は例えば特許文献２に記載されている。

しかし延性溶加材無しの上述した両溶接法にもまた欠点がある。即ち、例えば溶接過程前に実施される過エージングにおいて、γ′相の過エージングを実現するために溶接前にγ′相硬化可能ニッケル基耐熱合金の相応した熱処理が実施される。その場合母材の延性が著しく高められる。この延性増大は材料を常温において溶接することを可能とする。またその材料は冷間ひずみ取りされる。さらにかかる熱処理は溶加材として例えばＲｅｎｅ４１やＨａｙｎｅｓ２８２（いずれも登録商標）のようなニッケル基耐熱合金の採用を可能とする。これらは確かに微細構造内にγ′相を形成するが、今日における例えばガスタービン翼のような高温燃焼ガスに曝されるガスタービン構成要素に利用される典型的なγ′相含有ニッケル基耐熱合金（例えばＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ９３９、Ｒｅｎｅ８０、ＩＮ６２０３ＤＳ、ＰＷＡ１４８３ＳＸ、Ａｌｌｏｙ２４７等（いずれも登録商標））より大幅に少ない容積含有率で生ずる。従って、溶接過程前に過エージングが行われた場合でも構造的に完全な溶接が行えない。

タービン翼の予熱が行われる場合、タービン翼の溶接箇所と残部との間の温度差およびそれにより生ずる応力勾配が減少され、これによって、ニッケル基耐熱合金から成る部品における溶接クラックの発生が減少される。しかし誘導コイルによって９００℃〜１０００℃の温度にタービン翼の予熱が行われるような方法は保護ガス中で実施されねばならず、これは溶接過程を複雑化し高価にする。また、この方法は保護ガス容器内に存在するワークに接近し難いためにワークの全部位について実施できない。

米国特許第６１２０６２４号明細書 米国特許第５３１９１７９号明細書 欧州特許出願公告第１２０４７７６号明細書 欧州特許第１３０６４５４号明細書 欧州特許出願公開第１３１９７２９号明細書 国際公開第９９／６７４３５号パンフレット 国際公開第００／４４９４９号パンフレット 欧州特許出願公告第０４８６４８９号明細書 欧州特許出願公告第０７８６０１７号明細書 欧州特許出願公告第０４１２３９７号明細書 米国特許第６０２４７９２号明細書 欧州特許出願公開第０８９２０９０号明細書

従って、特にγ′相強化ニッケル基耐熱合金に適し、上述の欠点が全く存在しないかほんの僅かしか存在しない肉盛り溶接するための溶接法が必要とされる。本発明のもう１つの課題は、本発明に基づく方法を実施するために適した溶接装置を提供することにある。

第１の課題は請求項１に記載の肉盛り溶接法によって解決され、第２の課題は請求項１０に記載の溶接装置によって解決される。従属請求項に本発明の有利な実施態様が記載されている。

耐熱性超合金から成るワークを溶接するための本発明に基づく方法において、ワーク表面への溶加材の付着が入熱領域および該入熱領域に溶加材を供給するための供給領域によって行われる。入熱領域および供給領域は溶接中にワーク表面にわたって動かされる。その運動は溶接方向に沿って例えば直線状軌道上あるいは溶接方向を中心に振動する軌道上で行われる。本発明に基づく方法において溶接パラメータは、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒（Ｋ／ｓ）であるように選定されている。

材料の凝固時に少なくとも８０００ケルビン温度／秒の冷却速度を生じさせるために利用される主パラメータは、例えばレーザ出力およびレーザビームの直径としての溶接出力並びに入熱領域の直径についての運転パラメータ、送り（プロセス速度）および場合によっては供給される溶加材の流れである。利用されるレーザ源の様式に応じてこれらのパラメータの適切な適合によって、被溶接材料に対する必要な冷却速度が調節できる。この場合、プロセス速度は少なくとも２５０ｍｍ／分であり、特に５００ｍｍ／分より大きい。例えば５００ｍｍ／分より大きなプロセス速度の場合、溶接出力並びに入熱領域の直径についての運転パラメータは、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように調節することができる。

高い冷却速度および高い凝固速度によって分配係数が、溶融物のミクロ偏析即ち微視的分離が十分に回避されるほどに高められる。溶接品における溶融物はデンドライト凝固し、即ち、樹枝状結晶構造に凝固し、その場合、デンドライト結晶の成長方向は、デンドライト結晶の起こり得る成長方向の向きが凝固フロントにおける温度勾配に対して変化するので、溶接軌道に沿って変化する。その成長方向は温度勾配に対して最小勾配で、ないしは最小成長速度で広がる。さらに、複数の結晶核が凝固フロントの前に生じ、凝固中に凝固フロントに取り込まれる。この結晶核はランダムに分布されたデンドライト結晶成長方向を発生する。

本発明に基づく方法は例えばγ′相含有ニッケル基耐熱合金から成るワークをγ′相形成ニッケル基耐熱合金材料である溶加材により溶接するために適用される。その場合、同種の溶加材の利用に基づく溶接品における高い強度および容認できる溶接品質が得られ、即ち、極めて少数のクラックおよび極めて小さな平均クラック長が得られる。

溶接浴に局所的に存在する保護ガス雰囲気のもとで常温において溶接過程ができることにより、本発明に基づく溶接法は高い経済性を達成する。

この方法は特に溶加材の付着が層毎に行われる肉盛り溶接法として行なうことができる。この場合、相前後する層の溶接方向を相互に回転し、特に９０°回転することができる。異なった層の溶接方向の回転によって、特に入熱領域および供給領域が溶接方向に沿って溶接方向を中心に振動する軌道上をワーク表面にわたって動かされるときに、層間の結合欠陥が防止できる。

不規則に分布されたデンドライト結晶向きは主に溶接軌道の上半部に存在する。従って本発明に基づく方法において有利なことに、先に着けられた層においてその層厚さの半分以下が再溶融される。その場合、再溶融部位における結晶構造は凝固時に吸収される。この僅かな再溶融深さにより、凝固フロントが不規則に分布されたデンドライト結晶向きを有する領域の上にかぶさることが保証される。これは多層肉盛り溶接時に、平均直径が非常に小さな複数の粒子による多結晶を発生させる。一般に結晶粒界は溶接過程中あるいはこれに続く熱処理中における遷移応力時のクラック発生に関して弱点箇所となる。本発明に基づく方法で溶接された溶接品の平面における結晶粒界の小さな広がりおよびその不規則な向きによって、この溶接品はクラックが発生しにくく、これによって、この溶接過程は室温で実施できる。

本発明に基づく方法は多結晶基材並びに一方向凝固基材あるいは単結晶基材に利用できる。上述のすべての場合において、溶加材としてγ′相含有ニッケル基耐熱合金が利用できる。

本発明に基づく溶接法において溶加材の付着に続いて熱処理が行われる。そのようにして、溶接品に合わされた熱処理によって所望のγ′相形態が形成される。これは溶接品の強度の一層向上のために役立つ。

本発明に基づく方法を実施するために適した耐熱超合金を溶接するための本発明に基づく溶接装置は、ワーク表面に入熱領域を発生するための熱源と、熱源に溶加材を供給するための供給装置と、入熱領域と一方では供給装置との、他方ではワーク表面との相対運動を発生するための移送装置とを有している。その移送装置は相対運動を引き起こすために熱源と供給装置を動かすために、有利には熱源および溶加材の供給装置に接続されている。これは一般にワークを動かすより煩雑でない。本発明に基づく溶接装置において熱源として特にレーザが利用される。本発明に基づく溶接装置はさらに、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように溶接パラメータを調整する制御プログラムを備えた制御装置を有している。特にその制御装置は溶接出力並びに入熱領域の直径についての溶接パラメータを、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように調整する。この場合、溶接は少なくとも２５０ｍｍ／分のプロセス速度で実施され、特に５００ｍｍ／分より大きなプロセス速度で実施することができる。

相対運動は特に、入熱領域および供給領域が溶接方向に沿って溶接方向を中心に振動する軌道上をワーク表面にわたり動かされるように制御される。さらに制御装置は、互いに連続する層における溶接方向が例えば９０°相互に回転されるように、振動付きあるいは振動無しの相対運動を実施する。

本発明に基づく溶接装置は本発明に基づく溶接法の実施を、本方法において記載した例えば熱源と一方では供給装置並びに他方ではワークとの相対運動の軌道、プロセス速度、レーザ出力、ビーム直径等の溶接パラメータを含む制御プログラムの利用によって可能としている。本方法において記載した運転パラメータおよびメカニズムは、母材および溶融物における凝固クラックや再溶融クラックのようなクラック発生を抑えるために役立つ。これは特に、母材並びに溶加材がγ′相形成ニッケル基耐熱合金である場合においても成り立つ。その結果、本発明に基づく方法および本発明に基づく装置で得られる溶接の品質は、例えばタービン翼あるいは他の部材の大きく負荷される部位における修繕や接合の目的における構造的な溶接に対して受け入れられる品質である。

本発明の他の特徴、特性および利点が図に示した実施例を参照した以下の説明から理解できる。

ガスタービンの縦断面図。 タービン翼の斜視図。 タービン燃焼器の一部断面斜視図。 本発明に基づく溶接装置の概略図。 溶加材における第１層に対する溶接軌道図。 溶加材における第２層に対する溶接軌道図。

図１は例としてガスタービン１００を縦断面図で示している。

ガスタービン１００は内部に回転軸線１０２を中心に回転可能に支持された軸１０１付きロータ１０３を有し、このロータ１０３はタービンロータとも呼ばれる。

ロータ１０３に沿って順々に、吸込み室１０４、圧縮機１０５、トーラス状燃焼器特に同軸的に配置された複数のバーナ１０７を備えた環状燃焼器１１０、タービン１０８および排気室１０９が続いている。

環状燃焼器１１０は例えば環状燃焼ガス路１１１に連通している。そこで例えば直列接続された４つのタービン段１１２がタービン１０８を形成している。

各タービン段１１２は例えば２つの翼輪で形成されている。作動媒体１１３の流れ方向に見て、燃焼ガス路１１１内において各静翼列１１５に続いて、多数の動翼１２０から成る翼列１２５が続いている。

静翼１３０はステータ１４３の内部車室１３８に固定され、これに対して、翼列１２５の動翼１２０は例えばタービン円板１３３によってロータ１０３に設けられている。

ロータ１０３に発電機あるいは作業機械（図示せず）が連結されている。

ガスタービン１００の運転中に圧縮機１０５によって吸込み室１０４を通して空気１３５が吸い込まれて圧縮される。圧縮機１０５のタービン側端に用意された圧縮空気はバーナ１０７に送られ、そこで燃料と混合される。その混合気は燃焼器１１０で燃焼されて作動媒体１１３を発生する。この作動媒体１１３はそこから燃焼ガス路１１１に沿って静翼１３０および動翼１２０を洗流して流れる。作動媒体１１３は膨張して動翼１２０に衝撃伝達し、これによって、動翼１２０がロータ１０３を駆動し、これに連結された作業機械を駆動する。

ガスタービン１００の運転中に高温作動媒体１１３に曝される部品は熱負荷を受ける。環状燃焼器１１０に内張りされた遮熱要素のほかに、作動媒体１１３の流れ方向に見て最初のタービン段１１２の静翼１３０と動翼１２０が最も強く熱負荷される。

これらの遮熱要素はそこで生ずる温度に耐えるために冷却材によって冷却される。

また部品の基材は方向性凝固構造を有し、即ち、単結晶粒構造（ＳＸ構造）あるいは柱状結晶粒構造（ＤＳ構造）を有する。

部品特にタービン翼１２０、１３０の材料としておよび燃焼器１０の部品の材料として例えば鉄基、ニッケル基あるいはコバルト基耐熱合金が利用されている。

かかる耐熱合金は例えば特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７で知られている。これらの文献に合金の化学組成が開示されている。

同様に翼１２０、１３０は防食被覆ＭＣｒＡｌＸ層（ここで、Ｍは鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）の群における少なくとも１つの元素、Ｘは活性元素でありイットリウム（Ｙ）および／又は珪素、スカンジウム（Ｓｃ）および／又は少なくとも１つの希土類元素ないしハフニウムである）を有する。かかる合金は、それら合金の化学組成について開示する特許文献８、特許文献９、特許文献１０あるいは特許文献４で知られている。

ＭＣｒＡｌＸ層の上に断熱層を被着させることも可能であり、これは例えばＺｒＯ₂、Ｙ₂Ｏ₃−ＺｒＯ₂から成り、即ち、酸化イットリウムおよび／又は酸化カルシウムおよび／又は酸化マグネシウムにより、全く安定化されていないか、部分安定化あるいは完全安定化されている。

例えば電子ビーム蒸着法（ＥＢ−ＰＶＤ）のような適当な被覆方法によって、断熱層内に複数の柱状粒子が発生されている。

静翼１３０は、タービン１０８の内部車室１３８の側の静翼脚（図示せず）と、この静翼脚とは反対の側の静翼先端とを有している。この静翼先端はロータ１０３の側に面し、ステータ１４３の取付け輪１４０に固定されている。

図２は流体機械の動翼１２０あるいは静翼１３０を斜視図で示し、これらの翼１２０、１３０は長手軸線１２１に沿って延びている。

その流体機械は航空機や発電所のガスタービン、蒸気タービンあるいは圧縮機である。

翼１２０、１３０は長手軸線１２１に沿って順々に、取付け部４００とこれに続く翼台座４０３と翼形部（羽根部）４０６と翼先端４１５とを有している。

翼１３０は静翼１３０としてその先端４１５にもう１つの翼台座（図示せず）を有することもある。

ロータ軸あるいはタービン円板（図示せず）に動翼１２０、１３０を取り付けるために用いる翼脚１８３が取付け部４００に形成されている。

翼脚１８３は例えば断面ハンマ状に形成されている。断面クリスマスツリー状脚あるいはダブテール状脚として形成することもできる。

翼１２０、１３０は、翼形部４０６を洗流する媒体に対して、翼前縁（入口縁）４０９と翼後縁（出口縁）４１２を有している。

通常の翼１２０、１３０の場合、翼１２０、１３０の全部位４００、４０３、４０６に例えば中実金属材料特に耐熱合金が利用されている。

かかる合金は例えば特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７で知られている。これらの文献に合金の化学組成が開示されている。

この場合、翼１２０、１３０は、一方向性凝固による鋳造法、鍛造法、切削加工法あるいはそれらの組合せで製造される。

運転中に大きな機械的、熱的および／又は化学的負荷を受ける機械における部品として、１つあるいは複数の単結晶構造の部材が利用される。

かかる単結晶構造のワークの製造は、例えば溶融物からの一方向性凝固によって行われる。それは、液状金属合金が単結晶構造の形に、即ち、単結晶部材に凝固されるか一方向凝固される鋳造法である。

そのデンドライト結晶（樹枝状結晶）は、熱流束に沿って方向づけられ、柱状結晶粒構造（柱状構造（Columnar）、即ち、部材の全長にわたって延び、ここでは一般的に一方向凝固と呼ばれる結晶粒）を形成するか、あるいは単結晶構造を形成し、即ち、部材全体が単結晶から成っている。この方法において、無指向性成長によって必然的に一方向凝固部品あるいは単結晶部品の良好な特性を無に帰する横方向粒界と縦方向粒界が生ずるので、球状（多結晶）凝固への移行は避けねばならない。

従って、一般に一方向凝固構造について述べるとき、それは、粒界が存在しないかたかだか小角粒界（Kleinwinkelkorngrenzen）しか存在しない単結晶と、縦方向に延びる粒界が存在するが横方向に延びる粒界が存在しない柱状結晶粒構造とを意味する。後者の結晶構造の場合、一方向凝固構造（directionally solidified structures）とも呼ばれる。

かかる方法は特許文献８および特許文献９で知られている。これらの文献に凝固方法が開示されている。

同様に翼１２０、１３０は防食被覆あるいは酸化防止被覆例えばＭＣｒＡｌＸ層（ここで、Ｍは鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）の群における少なくとも１つの元素、Ｘは活性元素でありイットリウム（Ｙ）および／又は珪素および／又は少なくとも１つの希土類元素ないしハフニウム（Ｈｆ）である）を有することができる。かかる合金は特許文献１０、特許文献１１、特許文献１２あるいは特許文献４で知られている。これらの文献に合金の化学組成が開示されている。

その密度は好適には理論密度の９５％にある。

ＭＣｒＡｌＸ層の上に（中間層あるいは最外層として）防護酸化アルミニウム層（ＴＧＯ＝熱成長酸化物層）が生ずる。

その層組成は好適にはＣｏ−３０Ｎｉ−２８Ｃｒ−８Ａｌ−０．６Ｙ−０．７Ｓｉ又は
Ｃｏ−２８Ｎｉ−２４Ｃｒ−１０Ａｌ−０．６Ｙを有している。またこのコバルト基保護被覆のほかに、好適にはＮｉ−１０Ｃｒ−１２Ａｌ−０．６Ｙ−３ＲｅやＮｉ−１２Ｃｏ−２１Ｃｒ−１１Ａｌ−０．４Ｙ−２ＲｅやＮｉ−２５Ｃｏ−１７Ｃｒ−１０Ａｌ−０．４Ｙ−１．５Ｒｅのようなニッケル基保護層も利用できる。

ＭＣｒＡｌＸ層の上に更に断熱層を存在させることもでき、これは好適には最外層であり、例えばＺｒＯ₂、Ｙ₂Ｏ₃−ＺｒＯ₂から成り、即ち、酸化イットリウムおよび／又は酸化カルシウムおよび／又は酸化マグネシウムにより、全く安定化されていないか、部分安定化あるいは完全安定化されている。この断熱層はＭＣｒＡｌＸ層全体を覆っている。

例えば電子ビーム蒸着法（ＥＢ−ＰＶＤ）のような適当な被覆方法によって、断熱層内に柱状粒子が発生されている。

他の被覆方法も考えられ、例えばエアプラズマ溶射（ＡＰＳ）、ＬＰＰＳ（低圧プラズマ溶射）、ＶＰＳ（真空プラズマ溶射）あるいはＣＶＤ（化学気相蒸着法）が考えられる。断熱層は良好な熱衝撃強度のために多孔質、ミクロクラックあるいはマクロクラックを有する結晶粒を有することができる。即ち、その断熱層は好適にはＭＣｒＡｌＸ層よりも高い多孔性を有する。

再生処理（修繕）は、部品１２０、１３０がその使用後に、場合によっては保護層を（例えばサンドブラストで）除去されねばならないことを意味する。その後、腐食層および／又は酸化層ないし酸化生成物の除去が行われる。場合によっては部品１２０、１３０のクラックも修繕される。その後、部品１２０、１３０の再被覆が行われ、その部品１２０、１３０が再利用される。

翼１２０、１３０は空洞あるいは中実に形成することができる。翼１２０、１３０はこれが冷却されるようにするとき空洞とされ、場合によっては膜冷却用孔４１８（破線で図示）を有する。

図３はガスタービンの燃焼器１１０を示している。燃焼器１１０は例えばいわゆる環状燃焼器として形成され、回転軸線１０２を中心として円周方向に分布して複数のバーナ１０７が火炎１５６を発生する共通燃焼室１５４に連通している。そのために燃焼器１１０は全体として回転軸線１０２の周りに位置された環状構造物として形成されている。

高い効率を得るために、燃焼器１１０は作動媒体Ｍの例えば１０００℃〜１６００℃の非常に高い温度に対して設計されている。材料に対して不利なこの運転パラメータにおいても長い寿命を可能とするために、燃焼器壁１５３はその作動媒体Ｍの側の面に遮熱要素１５５で形成された内張りが設けられている。

合金から成る各遮熱要素１５５はその作動媒体側が特別な耐熱保護層（ＭＣｒＡｌＸ層および／又はセラミック被膜）で形成され、あるいは耐熱性材料（中実レンガ）で作られている。

この保護層はタービン翼に類似し、即ち、例えばＭＣｒＡｌＸ層である。ここで、Ｍは鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）の群における少なくとも１つの元素、Ｘは活性元素でありイットリウム（Ｙ）および／又は珪素および／又は少なくとも１つの希土類元素ないしハフニウム（Ｈｆ）である。かかる合金は特許文献１０、特許文献１１、特許文献１２あるいは特許文献４で知られている。これらの文献に合金の化学組成が開示されている。

ＭＣｒＡｌＸ層の上に更に例えばセラミック断熱層を存在させることができ、これは例えばＺｒＯ₂、Ｙ₂Ｏ₃−ＺｒＯ₂から成り、即ち、酸化イットリウムおよび／又は酸化カルシウムおよび／又は酸化マグネシウムにより、全く安定化されていないか、部分安定化あるいは完全安定化されている。

例えば電子ビーム蒸着法（ＥＢ−ＰＶＤ）のような適当な被覆方法によって、この断熱層内に柱状粒子が生成されている。

他の被覆方法も考えられ、例えばエアプラズマ溶射（ＡＰＳ）、ＬＰＰＳ（低圧プラズマ溶射）、ＶＰＳ（真空プラズマ溶射）あるいはＣＶＤ（化学気相蒸着法）が考えられる。断熱層は良好な熱衝撃強度のために多孔質、ミクロクラックあるいはマクロクラックを有する結晶粒を有している。

再生処理（修繕）は、遮熱要素１５５がその使用後に場合によっては保護層を（例えばサンドブラストで）除去されねばならないことを意味する。その後、腐食層および／又は酸化層ないし酸化生成物の除去が行われる。場合によっては遮熱要素１５５のクラックも修繕される。その後、遮熱要素１５５の再被覆が行われ、その遮熱要素１５５が再利用される。

また燃焼器１１０の内部における高温のために、遮熱要素１５５ないしその保持要素に対して冷却系を設けることができる。その場合、遮熱要素１５５は例えば空洞にされ、場合によっては燃焼室１５４に開口する冷却孔（図示せず）も有する。

図４は本発明に基づく溶接装置１を概略図で示している。これはレーザ３および粉末供給装置５を有し、その供給装置５によって粉末状溶加材がワーク９の被溶接部位に着けられる。レーザ照射によってワーク表面に入熱領域１１が形成され、この入熱領域１１に粉末供給装置５によって粉末１３も運び入れられる。

レーザ３および粉末供給装置５は走査装置１５に配置され、この走査装置１５はレーザ３および粉末供給装置５を被溶接部位７においてワーク表面に沿って二次元方向（図４のｘ方向とｙ方向）に移動することを可能としている。またこの実施例の走査装置５はレーザ３および粉末供給装置５をワーク表面に対して垂直（図４のｚ方向）に移動することを可能としている。従って、入熱領域および粉末衝突領域が走査装置１５によって所定の軌道に沿って移動される。走査装置として例えばロボットアームを利用することができる。

走査装置１５で仲介される動きの制御は制御装置１７によって行われ、この制御装置１７は溶接過程のそのほかのパラメータも制御する。しかし溶接過程のそのパラメータ制御はこの実施例とは異なって補助制御でも行うことができ、即ち、運動過程制御と別に行うこともできる。また図示された実施例と異なって、レーザ３および粉末供給装置５を動かすために走査装置１５の代わりに可動部品ホルダを利用することもできる。本発明においては、レーザ３と一方では粉末供給装置５との、他方ではワーク９との相対運動だけが重要である。

ワーク表面に肉盛り溶接するための本発明に基づく方法は、ワーク９の被溶接部位７に材料盛り特に多層材料盛りするために利用することができる。その場合、部品９は予熱される必要がなく、熱処理によって過エージングされる必要もない。

次にこの方法をワークとしてのタービン翼９の表面１０への肉盛り溶接をもとに説明する。この実施例のタービン翼はγ′相強化ニッケル基耐熱合金から成り、例えばＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ９３９、Ｒｅｎｅ８０、ＩＮ６２０３ＤＳ、ＰＷＡ１４８３ＳＸ、Ａｌｌｏｙ２４７などから成っている。タービン翼９の表面１０における被溶接部位７は層毎に肉盛り溶接され、その入熱領域は粉末１３の衝突部位と共に溶接方向に沿ってタービン翼９の被溶接部位７にわたって動かされる。この場合において粉末１３はγ′相含有ニッケル基耐熱合金から成る粉末、例えばＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ９３９、Ｒｅｎｅ８０、ＩＮ６２０３ＤＳ、ＰＷＡ１４８３、Ａｌｌｏｙ２４７などから成る粉末である。

被溶接部位７における第１層の肉盛り溶接時に入熱領域１１並びに粉末１３の衝突部位がたどる軌道Ｐ１が図５に概略的に示されている。この図はタービン翼９を被溶接部位７および第１層１９の肉盛り溶接時の溶接方向Ｓ１を付して示している。粉末１３の衝突部位を同時に表す入熱領域１１は溶接方向Ｓ１に沿って直線的には移動されず、溶接方向に沿った移動中に同時に溶接方向に対して垂直に振動する。これによって、入熱領域１１並びに粉末１３の衝突部位は被溶接部位７にわたり蛇行軌道Ｐ１に従って移動する。

第２層２１（図４）の肉盛り溶接のためにレーザ３および粉末供給装置５が走査装置１５のｚ方向に沿って僅かに移動される。またこの実施例において溶接方向Ｓ２は第１層の溶接方向Ｓ１に対して９０°回転されている。第２層２１の肉盛り溶接時における入熱領域１１並びに粉末１３の衝突部位の軌道Ｐ２が図６に示されている。第２層２１の肉盛り溶接時も入熱領域１１は粉末１３の衝突部位と共に溶接方向Ｓ２に対して垂直に振動する。従って全体として、被溶接部位７にわたり入熱領域１１並びに粉末１３の衝突部位の蛇行軌道Ｐ２が生ずる。

実施例において記載した軌道は考え得る種々の実施例のうちの一例に過ぎない。基本的には多くの溶接実施方式が存在し、即ち、１．一方向性肉盛り溶接、あるいは２．二方向性（例えば蛇行）肉盛り溶接が存在する。これらの各溶接様式において、第２層の軌道は第１層の軌道に対して平行にずらしてあるいは垂直に溶接される。これらすべての様式は本発明に基づく方法の枠内において利用できる。

レーザおよび粉末供給装置の運転中、振動は図５に示されているように、唯一の軌道で溶接方向に沿って被溶接部位７全体がカバーされるように選定されるか、図６に示されているように、被溶接部位７の一部しかカバーされず、被溶接部位全部を肉盛り溶接するために溶接方向Ｓ２において並行する複数の軌道Ｐ２が走行されるように選定されることができる。

軌道Ｐ１ないしＰ２に沿った入熱領域１１および粉末１３の衝突部位の移動は、この実施例において少なくとも５００ｍｍ／ｍｉｎのプロセス速度で行われる。レーザ出力、ビーム直径および粉末流は、肉盛り済み部位の凝固時における冷却速度が８０００ケルビン温度／秒（Ｋ／ｓ）より大きいように選定されている。また第２層２１の肉盛り時のレーザ出力およびビーム直径についてのプロセスパラメータは、第１層１９が再び溶融されるまでの再溶融深さが第１層１９の軌道高さの５０％以下であるように選定される。その再溶融深さは図４に破線で示されている。基本的にはこの実施例で挙げたプロセス速度と異ならせることもでき、その場合、そのほかのパラメータ、レーザ出力、ビーム直径および粉末流はそれに合わされねばならない。

高い冷却速度および高い凝固速度によって分布係数が、ミクロ偏析が十分に防止されるほどに高められる。入熱領域１１によって引き起これる溶融物は樹枝状に凝固し、その結晶構造は再溶融された部位に存在する結晶構造に吸収される。その場合、デンドライト結晶の成長方向は軌道Ｐ１、Ｐ２に沿って変化する。その原因は、デンドライト結晶の起こり得る成長方向の向きが温度勾配に対して変化していることにあり、その成長方向は温度勾配に対して最小勾配で、ないしは最小成長速度で広がる。また凝固フロントの前に生じ凝固中に凝固フロントによりたぐり込まれる結晶核がランダムに分布されたデンドライト結晶成長方向を発生する。この不規則に分布されたデンドライト結晶向きはここでは主に層１９の上半部に存在する。従って、僅かな再溶融深さにより、凝固フロントが不規則に分布されたデンドライト結晶向きを有する部位にかぶさることが保証され、これは多層肉盛り溶接時に、平均直径が非常に小さな粒子による多結晶を発生させる。これによって、タービン翼９の溶接部位はクラックが発生し難くなる。

必要数の層１９、２１の肉盛りが行われた後、タービン翼９は熱処理され、この熱処理は所望のγ′相形態を発生させる。これはタービン翼９の溶接部位の強度を一層向上するために役立つ。

本発明に基づく方法によって、肉盛り溶接は室温で且つ被溶接部品の前述の過エージングなしに行うことができ、その場合、凝固クラックおよび再溶融クラックの発生が抑制される。その結果、特にガスタービン翼あるいは他の部品の高負荷部位の構造的な溶接に対して受容可能な溶接の質を生ずる。同時に小さな入熱領域（予熱が行われないので）および入熱領域における再溶融クラックの抑制に基づき基材にほんの僅かしか入熱が行われないので、母材はほんの僅かしか影響を受けない。

１：溶接装置、３：レーザ、５：粉末供給装置、７：被溶接部位、９：ワーク、１０：ワークの表面、１１：入熱領域、１３：粉末（溶加材）、１５：走査装置、１７：制御装置、１９：第１層、２１：第２層、Ｐ１，Ｐ２：軌道、Ｓ１，Ｓ２：溶接方向。

本発明に基づく方法を実施するために適した耐熱超合金を溶接するための本発明に基づく溶接装置は、ワーク表面に入熱領域を発生するための熱源と、前記入熱領域に溶加材を供給するための供給装置と、熱源と一方では供給装置との、他方ではワーク表面との相対運動を発生するための移送装置とを有している。その移送装置は相対運動を引き起こすために熱源と供給装置を動かすために、有利には熱源および溶加材の供給装置に接続されている。これは一般にワークを動かすより煩雑でない。本発明に基づく溶接装置において熱源として特にレーザが利用される。本発明に基づく溶接装置はさらに、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように溶接パラメータを調整する制御プログラムを備えた制御装置を有している。特にその制御装置は溶接出力並びに入熱領域の直径についての溶接パラメータを、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように調整する。この場合、溶接は少なくとも２５０ｍｍ／分のプロセス速度で実施され、特に５００ｍｍ／分より大きなプロセス速度で実施することができる。

ロータ軸あるいはタービン円板（図示せず）に動翼１２０を取り付けるために用いる翼脚１８３が取付け部４００に形成されている。

Claims (15)

1. ワーク表面（１０）への溶加材（１３）の付着が入熱領域（１１）および該入熱領域に溶加材を供給するための供給領域によって行われ、その入熱領域（１１）と一方では供給領域とが、他方ではワーク表面（１０）とが相対運動される耐熱超合金から成るワーク（９）を溶接する方法であって、
   複数の溶接パラメータが、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように選定されていることを特徴とする耐熱超合金から成るワーク（９）を溶接する方法。
2. 溶接出力並びに入熱領域の直径についての複数の溶接パラメータが、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように調整されていることを特徴とする請求項１に記載の方法。
3. プロセス速度が少なくとも２５０ｍｍ／分であることを特徴とする請求項１又は２に記載の方法。
4. 溶加材（１３）の付着が層毎に行われることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１つに記載の方法。
5. 先に肉盛りされた層（１９）の少なくともその層厚さの半分以下が再溶融されることを特徴とする請求項４に記載の方法。
6. 各層（１９、２１）に対して入熱領域（１１）および供給領域が溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）に沿ってワーク表面（１０）に対して相対運動され、相前後する層（１９、２１）の溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）が相対的に回転されていることを特徴とする請求項２又は５に記載の方法。
7. 入熱領域（１１）および供給領域が溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）に沿って溶接方向を中心に振動する軌道（Ｐ１、Ｐ２）上をワーク表面（１０）に対して相対運動されることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１つに記載の方法。
8. ワーク（９）がγ′相含有ニッケル基超合金から成り、溶加材（１３）がγ′相形成ニッケル基超合金であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１つに記載の方法。
9. 溶加材（１３）の付着に続いて熱処理が行われることを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１つに記載の方法。
10. ワーク表面（１０）に入熱領域（１１）を発生するための熱源（３）と、
    入熱領域（１１）に溶加材（１３）を供給するための供給装置（５）と、
    熱源（３）と一方では供給装置（５）との、他方ではワーク表面（１０）との相対運動を発生するための移送装置（１５）と、
    を備えた耐熱超合金から成るワーク（９）を溶接するための溶接装置であって、
    材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように複数の溶接パラメータを調整する制御装置（１７）が設けられていることを特徴とする耐熱超合金から成るワーク（９）を溶接するための溶接装置。
11. 制御装置（１７）が溶接出力並びに入熱領域（１１）の直径についての複数の溶接パラメータを、材料の凝固時における冷却速度が少なくとも８０００ケルビン温度／秒であるように調整することを特徴とする請求項１０に記載の溶接装置。
12. 制御装置（１７）が相対運動を少なくとも２５０ｍｍ／分のプロセス速度で実施することを特徴とする請求項１０又は１１に記載の溶接装置。
13. 制御プログラムが入熱領域（１１）および供給領域を溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）に沿って溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）を中心に振動する軌道（Ｐ１、Ｐ２）上をワーク表面（１０）にわたり動かすことを特徴とする請求項１０ないし１２のいずれか１つに記載の溶接装置。
14. 熱源（３）がレーザであることを特徴とする請求項１０ないし１３のいずれか１つに記載の溶接装置。
15. 制御プログラムが層毎の溶接時に相前後する層（１９、２１）の溶接方向（Ｓ１、Ｓ２）を相対的に回転することを特徴とする請求項１０ないし１４のいずれか１つに記載の溶接装置。

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