JP2779166B2 - 合金処理用合金粉混合物 - Google Patents
合金処理用合金粉混合物Info
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の背景 （１） 発明の分野 本発明は主として合金物品の補修に係わり、そして更
に詳しくはコバルト基及びニッケル基超合金補修用の粉
末混合物及び補修された物品に係わる。
に詳しくはコバルト基及びニッケル基超合金補修用の粉
末混合物及び補修された物品に係わる。
（２） 先行技術の説明 高温用コバルト基及びニッケル基超合金は、とりわけ
燃焼室、タービンの羽根及び翼などを含む高温操作のガ
スタービンエンジン部品の製造に使用される。上記部品
の過酷な高温操作条件下での操作の間に、種々の類型の
損傷や劣化が生起する。例えば、き裂が熱サイクルや外
部物体の衝撃等によって与えられる。このほか、上記部
品は製造の間にき裂や混在物等の損傷を受ける。上記高
温用コバルト基及びニッケル基超合金部品の値段が、比
較的高いことがよく知られている。従って、上記部品の
新品に交換するよりも補修する方が望ましい。
燃焼室、タービンの羽根及び翼などを含む高温操作のガ
スタービンエンジン部品の製造に使用される。上記部品
の過酷な高温操作条件下での操作の間に、種々の類型の
損傷や劣化が生起する。例えば、き裂が熱サイクルや外
部物体の衝撃等によって与えられる。このほか、上記部
品は製造の間にき裂や混在物等の損傷を受ける。上記高
温用コバルト基及びニッケル基超合金部品の値段が、比
較的高いことがよく知られている。従って、上記部品の
新品に交換するよりも補修する方が望ましい。
ある種の超合金物品の、例えばフツ化物イオンを用い
る補修及び洗浄法が、1978年７月４日付で発行された、
本願と同一の譲受人に譲渡されたケラーら（Keller et
al）の米国特許第4,098,450号明細書に記載されてい
る。コバルト基合金に関して特に有用な他の方法は、最
初に物品を例えば水素ガス等の還元雰囲気中で洗浄する
か、あるいは損傷部分を機械的に取り除くこと、及び次
に損傷又はき裂部分を真空ろう付の類型の技法によって
補修することを含む。
る補修及び洗浄法が、1978年７月４日付で発行された、
本願と同一の譲受人に譲渡されたケラーら（Keller et
al）の米国特許第4,098,450号明細書に記載されてい
る。コバルト基合金に関して特に有用な他の方法は、最
初に物品を例えば水素ガス等の還元雰囲気中で洗浄する
か、あるいは損傷部分を機械的に取り除くこと、及び次
に損傷又はき裂部分を真空ろう付の類型の技法によって
補修することを含む。
上記方法は、例えば1973年９月18日付で特許されたゼ
ラーイ（Zelahy）の米国特許第3,759,692号明細書に記
載された粉末、又は1983年５月３日付で特許されたスミ
ス・ジュニアら（Smith Jr.et al）の米国特許第4,381,
944号及び1984年10月23日付で特許されたスミス・ジュ
ニアらの米国特許第4,478,638号各明細書に記載された
粉末混合物等の合金粉末又は粉末混合物を利用してい
る。
ラーイ（Zelahy）の米国特許第3,759,692号明細書に記
載された粉末、又は1983年５月３日付で特許されたスミ
ス・ジュニアら（Smith Jr.et al）の米国特許第4,381,
944号及び1984年10月23日付で特許されたスミス・ジュ
ニアらの米国特許第4,478,638号各明細書に記載された
粉末混合物等の合金粉末又は粉末混合物を利用してい
る。
より最近の、高強度で高度に合金化された超合金の採
用によって、前記の公知に合金系又は粉末混合物がき裂
や欠陥を適正に充填し又は補修し得ないか、所望される
材料特性を下回るか、あるいは母材又は基体合金に著し
い悪影響を及ぼすことが分った。
用によって、前記の公知に合金系又は粉末混合物がき裂
や欠陥を適正に充填し又は補修し得ないか、所望される
材料特性を下回るか、あるいは母材又は基体合金に著し
い悪影響を及ぼすことが分った。
発明の概要 本発明の主な目的は、高強度で高度に合金化されたコ
バルト基及びニッケル基超合金の補修に使用され得る改
良された合金粉混合物を提供することにある。
バルト基及びニッケル基超合金の補修に使用され得る改
良された合金粉混合物を提供することにある。
本発明のもう１つの目的は、高強度であり、そして補
修された合金のミクロ構造と適合した独特のミクロ構造
を有する補修された部分を含む改良された超合金物品を
提供することにある。
修された合金のミクロ構造と適合した独特のミクロ構造
を有する補修された部分を含む改良された超合金物品を
提供することにある。
更にもう１つの目的は、超合金の補修に上記粉末混合
物を使用する改良された方法を提供することにある。
物を使用する改良された方法を提供することにある。
これらの及びそのほかの目的及び効果は、その全てに
亘り本発明の範囲を限定するよりもむしろ例示すること
が意図されている以下の詳細な説明及び実施例から更に
十分に理解される。
亘り本発明の範囲を限定するよりもむしろ例示すること
が意図されている以下の詳細な説明及び実施例から更に
十分に理解される。
要約すると、本発明は予め定量された組成範囲の予め
選択されたニッケル基又はコバルト基の物品の合金をこ
の合金物品の融解開始温度より低い温度で処理するのに
使用される改良された合金粉混合物を提供する。前記混
合物は、総合して混合物の組成範囲を限定する少なくと
も３つの異なる合金粉の群を含む。前記群の各合金粉
は、他の合金粉及び前記物品の合金と異なる組成及び融
解範囲によって特徴づけられる。第１の群は、各々他の
群に属する合金の融解範囲よりも高い融解範囲を有する
少なくとも１種の合金から成る。第１の群の合金は、こ
のほかＷ及びMoから選ばれる元素の実質的に全部、混合
物の組成に包含される全てのＣの実質的に全部及びコバ
ルト基の態様において第２の群と比較して少ない総重量
パーセントのＢ及びSiから選ばれる融点降下剤によって
特徴づけられる。第２の群は、各々第１の群に属する合
金よりも低い融解範囲を有する少なくとも１種の合金を
含む。第２の群は、このほかＷ及びMoから成る群から選
ばれる元素及びＣの実質的な不在によって特徴づけられ
る。第２の群の合金は、Cr、Al、並びにNi及びCoのうち
少なくとも１種の元素を含む。第３の群は少なくとも１
種の共晶合金を含み、第３の群の各合金は第２の群の合
金よりも低い融解範囲を有する。第３の群の合金は、こ
のほかＣの実質的な不在によって特徴づけられる。混合
物の組成範囲は、物品合金の強化及び硬化元素と共に、
Ｂ及びSiの総量２重量％未満、炭素１重量％未満を含
む。好適な混合物の組成範囲は、Cr15乃至30重量％、W
1.5乃至6.5重量％、Al0.4乃至４重量％、Ti1乃至11重量
％、Ta1乃至６重量％、B1.5重量％まで、Si0.5重量％ま
で、Zr0.2重量％まで、Mo3重量％まで、Hf0.3重量％ま
で、Nb6重量％まで、Re2重量％まで、並びにNi及びCoか
ら選ばれる残部及び付随的な不純物を含む。
選択されたニッケル基又はコバルト基の物品の合金をこ
の合金物品の融解開始温度より低い温度で処理するのに
使用される改良された合金粉混合物を提供する。前記混
合物は、総合して混合物の組成範囲を限定する少なくと
も３つの異なる合金粉の群を含む。前記群の各合金粉
は、他の合金粉及び前記物品の合金と異なる組成及び融
解範囲によって特徴づけられる。第１の群は、各々他の
群に属する合金の融解範囲よりも高い融解範囲を有する
少なくとも１種の合金から成る。第１の群の合金は、こ
のほかＷ及びMoから選ばれる元素の実質的に全部、混合
物の組成に包含される全てのＣの実質的に全部及びコバ
ルト基の態様において第２の群と比較して少ない総重量
パーセントのＢ及びSiから選ばれる融点降下剤によって
特徴づけられる。第２の群は、各々第１の群に属する合
金よりも低い融解範囲を有する少なくとも１種の合金を
含む。第２の群は、このほかＷ及びMoから成る群から選
ばれる元素及びＣの実質的な不在によって特徴づけられ
る。第２の群の合金は、Cr、Al、並びにNi及びCoのうち
少なくとも１種の元素を含む。第３の群は少なくとも１
種の共晶合金を含み、第３の群の各合金は第２の群の合
金よりも低い融解範囲を有する。第３の群の合金は、こ
のほかＣの実質的な不在によって特徴づけられる。混合
物の組成範囲は、物品合金の強化及び硬化元素と共に、
Ｂ及びSiの総量２重量％未満、炭素１重量％未満を含
む。好適な混合物の組成範囲は、Cr15乃至30重量％、W
1.5乃至6.5重量％、Al0.4乃至４重量％、Ti1乃至11重量
％、Ta1乃至６重量％、B1.5重量％まで、Si0.5重量％ま
で、Zr0.2重量％まで、Mo3重量％まで、Hf0.3重量％ま
で、Nb6重量％まで、Re2重量％まで、並びにNi及びCoか
ら選ばれる残部及び付随的な不純物を含む。
特にコバルト基超合金用の好適な態様において、混合
物の組成範囲はCr15乃至30重量％、W2乃至７重量％、Al
0.4乃至1.5重量％、Ti1乃至４重量％、Ta2乃至６重量
％、B0.5乃至２重量％、Si0.5重量％まで、Zr0.2重量％
まで、Ni9乃至15重量％、並びに残部Co及び付随的な不
純物から本質的に成る。特にニッケル基超合金用の好適
な態様において、混合物の組成範囲はCr15乃至25重量
％、W1.5乃至４重量％、Al0.5乃至４重量％、Ti2乃至11
重量％、Ta1乃至４重量％、Ｂ約１重量％まで、Co2乃至
30重量％、Mo1乃至３重量％、Hf0.1乃至0.3重量％、Nb
0.5乃至６重量％まで、Re2重量％まで、並びに残部Ni及
び付随的な不純物から本質的に成る。
物の組成範囲はCr15乃至30重量％、W2乃至７重量％、Al
0.4乃至1.5重量％、Ti1乃至４重量％、Ta2乃至６重量
％、B0.5乃至２重量％、Si0.5重量％まで、Zr0.2重量％
まで、Ni9乃至15重量％、並びに残部Co及び付随的な不
純物から本質的に成る。特にニッケル基超合金用の好適
な態様において、混合物の組成範囲はCr15乃至25重量
％、W1.5乃至４重量％、Al0.5乃至４重量％、Ti2乃至11
重量％、Ta1乃至４重量％、Ｂ約１重量％まで、Co2乃至
30重量％、Mo1乃至３重量％、Hf0.1乃至0.3重量％、Nb
0.5乃至６重量％まで、Re2重量％まで、並びに残部Ni及
び付随的な不純物から本質的に成る。
本発明に係わる方法は、特に補修される区域において
合金物品を洗浄すること、前記補修区域で前記粉末混合
物を配置すること、物品又は補修区域を例えば華氏約21
75乃至2225度等華氏約2125乃至2275度の範囲など物品の
合金の融解開始温度より低い第１の温度範囲で前記補修
区域で前記粉末混合物の少なくとも一部が流動するのに
十分な時間加熱すること、及びその後前記粉末混合物の
少なくとも一部を前記コバルト基構造体及びそれ自体と
拡散させるために例えば華氏約2000乃至2125度の範囲等
好ましくは前記第１の温度範囲より低い範囲の第２の温
度で少なくとも約８時間加熱することを含む。
合金物品を洗浄すること、前記補修区域で前記粉末混合
物を配置すること、物品又は補修区域を例えば華氏約21
75乃至2225度等華氏約2125乃至2275度の範囲など物品の
合金の融解開始温度より低い第１の温度範囲で前記補修
区域で前記粉末混合物の少なくとも一部が流動するのに
十分な時間加熱すること、及びその後前記粉末混合物の
少なくとも一部を前記コバルト基構造体及びそれ自体と
拡散させるために例えば華氏約2000乃至2125度の範囲等
好ましくは前記第１の温度範囲より低い範囲の第２の温
度で少なくとも約８時間加熱することを含む。
本発明方法の実施及び本発明の粉末混合物の使用によ
って得られる補修された物品は、第２相ホウ化物もしく
は炭化物又はこれら両方の微細で離散した分散物によっ
て特徴づけられる独特のミクロ構造及び少なくとも補修
された超合金の強度に到達している強度特性を有する補
修区域を含む。
って得られる補修された物品は、第２相ホウ化物もしく
は炭化物又はこれら両方の微細で離散した分散物によっ
て特徴づけられる独特のミクロ構造及び少なくとも補修
された超合金の強度に到達している強度特性を有する補
修区域を含む。
好適な態様の説明 ある種の比較的高い機械的強度特性を有する最近のコ
バルト基合金に対する公知の補修合金系及び補修方法の
使用が、ミクロ構造及び機械的強度の観点から満足され
得ないことが分った。例えば、マール・エム 302合金
（Mar M 302alloy）として確認され、比較的高い機械的
強度特性を有し、そしてある種の高圧タービン羽根を製
造するための合金として最近使用されている市場入手可
能なコバルト基合金の使用が、新しい補修合金系及び補
修方法を必要とすることが確認された。マール・エム
302合金の公称（nominal）組成は、Cr21.5重量％、W10
重量％、Ta9重量％、Ti0.75重量％、C1重量％、Si1重量
％（最大）、残部Co及び付随的な不純物である。マール
・エム 302合金の融解範囲は、華氏約2400乃至2450度
である。上記一般用途で産業上使用されているもう１つ
の合金は、ダブリュウ・アイ52（WI 52）として確認さ
れ、そしてCr21重量％、W11重量％、Nb2重量％、Fe2重
量％、C0.45重量％、残部Co及び付随的な不純物の公称
組成を有する合金である。ダブリュウ・アイ52合金の融
解範囲は、華氏約2400乃至2450度である。より新規で、
高強度で、そしてより高度に合金化された超合金の採用
によって、現存する合金系及び方法が補修に適さない、
合金系が欠陥を適正に充填しないかあるいは不所望な物
質相互作用をもたらすことが明らかとなった。
バルト基合金に対する公知の補修合金系及び補修方法の
使用が、ミクロ構造及び機械的強度の観点から満足され
得ないことが分った。例えば、マール・エム 302合金
（Mar M 302alloy）として確認され、比較的高い機械的
強度特性を有し、そしてある種の高圧タービン羽根を製
造するための合金として最近使用されている市場入手可
能なコバルト基合金の使用が、新しい補修合金系及び補
修方法を必要とすることが確認された。マール・エム
302合金の公称（nominal）組成は、Cr21.5重量％、W10
重量％、Ta9重量％、Ti0.75重量％、C1重量％、Si1重量
％（最大）、残部Co及び付随的な不純物である。マール
・エム 302合金の融解範囲は、華氏約2400乃至2450度
である。上記一般用途で産業上使用されているもう１つ
の合金は、ダブリュウ・アイ52（WI 52）として確認さ
れ、そしてCr21重量％、W11重量％、Nb2重量％、Fe2重
量％、C0.45重量％、残部Co及び付随的な不純物の公称
組成を有する合金である。ダブリュウ・アイ52合金の融
解範囲は、華氏約2400乃至2450度である。より新規で、
高強度で、そしてより高度に合金化された超合金の採用
によって、現存する合金系及び方法が補修に適さない、
合金系が欠陥を適正に充填しないかあるいは不所望な物
質相互作用をもたらすことが明らかとなった。
その１つの態様において、本発明はある種の前記比較
的高強度で、高度に合金化された超合金及びそれから製
造される物品の補修に有用な改良された合金粉混合物を
提供する。本発明の評価の過程で、前記高強度材料用に
使用される補修合金において、補修される物品の強化及
び硬化元素を含めること、そしてしかもなお補修法の実
行の間に所望の位置での補修合金系の配置及び埋込みを
促すために適切な流動特性を付与することが必要である
ことが分った。加えて、修復完了後に物品の合金のミク
ロ構造と融和し、そして好ましくは密接に適合したミク
ロ構造を生起せしめることが望ましい。
的高強度で、高度に合金化された超合金及びそれから製
造される物品の補修に有用な改良された合金粉混合物を
提供する。本発明の評価の過程で、前記高強度材料用に
使用される補修合金において、補修される物品の強化及
び硬化元素を含めること、そしてしかもなお補修法の実
行の間に所望の位置での補修合金系の配置及び埋込みを
促すために適切な流動特性を付与することが必要である
ことが分った。加えて、修復完了後に物品の合金のミク
ロ構造と融和し、そして好ましくは密接に適合したミク
ロ構造を生起せしめることが望ましい。
本発明は、前記の可能性を改良された混合物になる様
混合された、改良された異なる合金粉末の混合物によっ
て付与する。前記群の各々は、少なくとも１種の合金粉
を含む。
混合された、改良された異なる合金粉末の混合物によっ
て付与する。前記群の各々は、少なくとも１種の合金粉
を含む。
第１の群の各合金は、他の群の合金の融解範囲より高
い融解範囲を有し、そしてＷ及びMoから選ばれる固溶体
強化元素の実質的に全部と、混合物の組成、即ち混合物
全体の総分析組成に包含されるであろう全てのＣの実質
的に全部を含む。第１の群の機能は、物品合金の強化及
び硬化元素の大部分を含み、そしてコバルト基の態様に
おいて第２の群と比較した場合にＢ及びSiから選ばれる
融点降下剤の実質的に全部を排除することにある。この
様にして、第１の群は高強度で物品の補修部分に融和し
得るミクロ構造を与える。
い融解範囲を有し、そしてＷ及びMoから選ばれる固溶体
強化元素の実質的に全部と、混合物の組成、即ち混合物
全体の総分析組成に包含されるであろう全てのＣの実質
的に全部を含む。第１の群の機能は、物品合金の強化及
び硬化元素の大部分を含み、そしてコバルト基の態様に
おいて第２の群と比較した場合にＢ及びSiから選ばれる
融点降下剤の実質的に全部を排除することにある。この
様にして、第１の群は高強度で物品の補修部分に融和し
得るミクロ構造を与える。
合金粉群の第２の群の各合金は、第１の群の合金より
も低い融解範囲を有する。第２の群は、合金系への流動
性の援助と共にそのほか強化及び耐酸化性元素を付与す
る。従って、第２の群の合金はCr、Al、並びにNi及びCo
から選ばれる少なくとも１種の元素を含む。
も低い融解範囲を有する。第２の群は、合金系への流動
性の援助と共にそのほか強化及び耐酸化性元素を付与す
る。従って、第２の群の合金はCr、Al、並びにNi及びCo
から選ばれる少なくとも１種の元素を含む。
合金粉の第３の群は、一般に二元系又は三元系共晶型
の少なくとも１種の共晶合金を含む。本明細書中の合金
粉混合物の例において、「共晶」はろう付温度より低い
表示融点を有する合金を与えるNi又はCoの何れかとの１
種又は２種の元素の混合物を意味する。上記第３の群の
合金粉の各々は、第２の群の合金より低い融解範囲を有
する。これらは、補修される物品の合金の相関的要素と
して選択される予め選択された温度範囲において混合物
に流動性を与え、そして合金添加元素を与えるために機
能する。例えば、本発明のコバルト基の態様において、
Ti等の合金添加元素は、Ｂの温度降下剤としての役割を
除く、例えばＢの物品合金への拡散等について調節のた
めに加えられる。
の少なくとも１種の共晶合金を含む。本明細書中の合金
粉混合物の例において、「共晶」はろう付温度より低い
表示融点を有する合金を与えるNi又はCoの何れかとの１
種又は２種の元素の混合物を意味する。上記第３の群の
合金粉の各々は、第２の群の合金より低い融解範囲を有
する。これらは、補修される物品の合金の相関的要素と
して選択される予め選択された温度範囲において混合物
に流動性を与え、そして合金添加元素を与えるために機
能する。例えば、本発明のコバルト基の態様において、
Ti等の合金添加元素は、Ｂの温度降下剤としての役割を
除く、例えばＢの物品合金への拡散等について調節のた
めに加えられる。
予め選択された物品合金、特にコバルト基合金の処理
用として、本発明の混合物の組成範囲は、Cr15乃至30重
量％、W2乃至７重量％、Al0.4乃至1.5重量％、Ti1乃至
４重量％、Ta2乃至６重量％、B0.5乃至２重量％、Si0.5
重量％まで、Zr0.2重量％まで、Mo3重量％まで、Hf0.3
重量％まで、Nb1重量％まで、並びにCo及びNiから選ば
れる残部及び付随的な不純物から本質的に成る。
用として、本発明の混合物の組成範囲は、Cr15乃至30重
量％、W2乃至７重量％、Al0.4乃至1.5重量％、Ti1乃至
４重量％、Ta2乃至６重量％、B0.5乃至２重量％、Si0.5
重量％まで、Zr0.2重量％まで、Mo3重量％まで、Hf0.3
重量％まで、Nb1重量％まで、並びにCo及びNiから選ば
れる残部及び付随的な不純物から本質的に成る。
本発明の評価の過程において、種々の第１、第２及び
第３の群の合金が種々の組合せで試験された。Co基合金
物品に対して有用な前記の合金のいくつかが、群別に下
記表Ｉに示されている。本発明に関する評価用の合金粉
混合物となる上記個々の合金の組合せが、表IIに示され
ている。
第３の群の合金が種々の組合せで試験された。Co基合金
物品に対して有用な前記の合金のいくつかが、群別に下
記表Ｉに示されている。本発明に関する評価用の合金粉
混合物となる上記個々の合金の組合せが、表IIに示され
ている。
前記マール・エム 302及びダブリュウ・アイ52型の
高強度コバルト基超合金用の前記表Ｉ及びIIに示された
合金の評価の過程で、ある種の元素が接合又は補修部分
での不利な結果を防ぐために本発明の範囲内に維持され
るべきであることが分った。例えば、本発明混合物のコ
バルト基の態様の場合、混合物の組成において約1.5重
量％より多い量のAlがボイド形成を生じ、約１重量％よ
り少ない量のTiが母材又は構造体材料中において大量の
チャイニーズ・スクリプト相（Chinese script phase）
の生成を起し、一方４重量％を超えるTiが多過ぎてろう
付又は接合界面に沿ってTi網状組織を生ずることが分っ
た。チャイニーズ・スクリプト相は、通常ろう材中のCr
xBy相として報告されている巨大な塊状の共晶構造体で
ある。通常この様な相は望ましくない。上記態様におい
て、８重量％未満のNiが上記スクリプト相の生成を促進
し、そして２重量％未満のTa及び30重量％を超えるCrが
極めて速い酸化を助長する。
高強度コバルト基超合金用の前記表Ｉ及びIIに示された
合金の評価の過程で、ある種の元素が接合又は補修部分
での不利な結果を防ぐために本発明の範囲内に維持され
るべきであることが分った。例えば、本発明混合物のコ
バルト基の態様の場合、混合物の組成において約1.5重
量％より多い量のAlがボイド形成を生じ、約１重量％よ
り少ない量のTiが母材又は構造体材料中において大量の
チャイニーズ・スクリプト相（Chinese script phase）
の生成を起し、一方４重量％を超えるTiが多過ぎてろう
付又は接合界面に沿ってTi網状組織を生ずることが分っ
た。チャイニーズ・スクリプト相は、通常ろう材中のCr
xBy相として報告されている巨大な塊状の共晶構造体で
ある。通常この様な相は望ましくない。上記態様におい
て、８重量％未満のNiが上記スクリプト相の生成を促進
し、そして２重量％未満のTa及び30重量％を超えるCrが
極めて速い酸化を助長する。
本発明混合物において重要な元素は、溶体強化剤であ
り、そしてその上Ｂの捕捉を援助するTaである。Taは、
接合又は補修界面を横断するＢの拡散率を変化させる。
表Ｉ及びIIに示されている本発明のコバルト基の態様に
おいて、約1.8重量％未満のTaでは不足し、そしてチャ
イニーズ・スクリプト相の生成に至り、約６重量％を超
えるTaは実施の際に欠陥を適切に充填するには低過ぎる
流動特性を有する混合物を与える。
り、そしてその上Ｂの捕捉を援助するTaである。Taは、
接合又は補修界面を横断するＢの拡散率を変化させる。
表Ｉ及びIIに示されている本発明のコバルト基の態様に
おいて、約1.8重量％未満のTaでは不足し、そしてチャ
イニーズ・スクリプト相の生成に至り、約６重量％を超
えるTaは実施の際に欠陥を適切に充填するには低過ぎる
流動特性を有する混合物を与える。
ホウ素は、混合物中において主要な融点降下剤であ
る。約1.5重量％より多いＢは、融解開始を起し、そし
てホウ素の母材又は構造体物品合金への溶浸をもたら
す。下限は、混合物への適切な流動性を与える様に選択
される。
る。約1.5重量％より多いＢは、融解開始を起し、そし
てホウ素の母材又は構造体物品合金への溶浸をもたら
す。下限は、混合物への適切な流動性を与える様に選択
される。
表Ｉ及びIIに示された本発明の態様において、８乃至
15重量％の範囲のNiはチャイニーズ・スクリプト相と反
応してろう付マトリックスにおいてこの相を微細に保
つ。いくつかの実施例において、元素Ｃが補修区域での
気孔率の減少を促し、そして0.2重量％までの総炭素が
混合物の組成において許容されることが分った。これら
の元素は、耐酸化性付与のためのCr及び固溶体強化のた
めのＷ及び／又はMoと共に本発明の合金混合物を限定す
るのを助ける。本発明の混合物組成において、Crと組合
せたTaとＷの添加は、CrxByスクリプト相の生成の抑制
を助け、そしてその後の拡散過程を通して高度の均質化
を与える。SiとZrは、流動特性を高めるために作用す
る。
15重量％の範囲のNiはチャイニーズ・スクリプト相と反
応してろう付マトリックスにおいてこの相を微細に保
つ。いくつかの実施例において、元素Ｃが補修区域での
気孔率の減少を促し、そして0.2重量％までの総炭素が
混合物の組成において許容されることが分った。これら
の元素は、耐酸化性付与のためのCr及び固溶体強化のた
めのＷ及び／又はMoと共に本発明の合金混合物を限定す
るのを助ける。本発明の混合物組成において、Crと組合
せたTaとＷの添加は、CrxByスクリプト相の生成の抑制
を助け、そしてその後の拡散過程を通して高度の均質化
を与える。SiとZrは、流動特性を高めるために作用す
る。
本発明は、混合物全体に所要濃度の元素をもたらすた
めに、３つの前記合金粉群を相互に混合して本発明の混
合物を形成することを必要とする。合金粉の第１の群
は、強化元素及び母材金属又は物品合金のミクロ構造と
の適合性を与えるために必要な元素の大部分を供給す
る。合金の第２の群は、混合物にNi及び／又はCoを添加
するために機能し、そして強化及び流動特性を助長す
る。合金、即ち共晶合金の第３の群は、流動性及びＢの
制御を助ける追加の合金化を与える。Tiは、Ｂの母材又
は構造体金属中への拡散を阻止するのを助け、Ｂは融点
降下剤として作用し、そして加工の間の適切な流動性を
与れる。例えば、前記ダブリュウ・アイ52合金はその融
解開始温度の低下をもたらすＢの溶浸に対して高い感度
を有する。しかし、本発明混合物におけるＢの減少は、
その流動性を低下させる。従って、本発明に係わる系は
例えば第３の群の共晶合金中でのTiの使用を通して、こ
の様な現象を阻止する様工夫している。本発明の他の態
様において、第３の群の合金中のTaはTiが不在のときに
必要ならば同一の作用をなし得る。
めに、３つの前記合金粉群を相互に混合して本発明の混
合物を形成することを必要とする。合金粉の第１の群
は、強化元素及び母材金属又は物品合金のミクロ構造と
の適合性を与えるために必要な元素の大部分を供給す
る。合金の第２の群は、混合物にNi及び／又はCoを添加
するために機能し、そして強化及び流動特性を助長す
る。合金、即ち共晶合金の第３の群は、流動性及びＢの
制御を助ける追加の合金化を与える。Tiは、Ｂの母材又
は構造体金属中への拡散を阻止するのを助け、Ｂは融点
降下剤として作用し、そして加工の間の適切な流動性を
与れる。例えば、前記ダブリュウ・アイ52合金はその融
解開始温度の低下をもたらすＢの溶浸に対して高い感度
を有する。しかし、本発明混合物におけるＢの減少は、
その流動性を低下させる。従って、本発明に係わる系は
例えば第３の群の共晶合金中でのTiの使用を通して、こ
の様な現象を阻止する様工夫している。本発明の他の態
様において、第３の群の合金中のTaはTiが不在のときに
必要ならば同一の作用をなし得る。
特にNi基超合金物品に関する本発明のそのほかの評価
は、下記表III及び表IVに示された粉末化合金及び粉末
混合物を含んでいた。この態様において、Coは主に高温
γ′（ガンマプライム）強化剤として作用し、そしてAl
とTiは協同してγ′生成剤として作用する。Hfは、少な
くとも一部においてフラックスとして作用し、Nbはγ−
γ′（ガンマ−ガンマプライム）生成剤として作用す
る。Reは高温におけるマトリックス強化剤として添加さ
れ、また応力破断特性を改良するものと思われる。
は、下記表III及び表IVに示された粉末化合金及び粉末
混合物を含んでいた。この態様において、Coは主に高温
γ′（ガンマプライム）強化剤として作用し、そしてAl
とTiは協同してγ′生成剤として作用する。Hfは、少な
くとも一部においてフラックスとして作用し、Nbはγ−
γ′（ガンマ−ガンマプライム）生成剤として作用す
る。Reは高温におけるマトリックス強化剤として添加さ
れ、また応力破断特性を改良するものと思われる。
実施例１ 試験用の切取り試片が、前記マール・エム302合金及
びダブリュウ・アイ52合金のガスタービンエンジンの高
圧タービン羽根の凹凸翼から切取られた。平担化後、切
取り試片が0.015インチの鋸歯切断によって切欠きを付
けられ、そして次いで全ての表面コーティング及び汚染
物質を取除くために洗浄された。切欠きが、表II中にL2
及びL2M1として記載されている粉末化混合物を華氏2175
乃至2225度の範囲で１時間半ろう付することによって合
金化された。このろう付サイクルのあとに、華氏2000乃
至2125度の範囲で８乃至15時間の範囲、この場合は約12
時間の拡散処理が続けられた。引張試験片の形状の切取
り試片が華氏1400乃至1800度の範囲の温度で試験され
た。応力破断試験片の形状の切取り試片が、華氏1400度
/32ksi、華氏1600度/25ksi及び華氏1800度/10ksiで試験
された。上記試験結果のデータを示している下記表は、
本発明に係わる合金及び混合物の使用が、少なくとも試
験された基材合金との使用での所望の機械的特性を満た
していることを示している。
びダブリュウ・アイ52合金のガスタービンエンジンの高
圧タービン羽根の凹凸翼から切取られた。平担化後、切
取り試片が0.015インチの鋸歯切断によって切欠きを付
けられ、そして次いで全ての表面コーティング及び汚染
物質を取除くために洗浄された。切欠きが、表II中にL2
及びL2M1として記載されている粉末化混合物を華氏2175
乃至2225度の範囲で１時間半ろう付することによって合
金化された。このろう付サイクルのあとに、華氏2000乃
至2125度の範囲で８乃至15時間の範囲、この場合は約12
時間の拡散処理が続けられた。引張試験片の形状の切取
り試片が華氏1400乃至1800度の範囲の温度で試験され
た。応力破断試験片の形状の切取り試片が、華氏1400度
/32ksi、華氏1600度/25ksi及び華氏1800度/10ksiで試験
された。上記試験結果のデータを示している下記表は、
本発明に係わる合金及び混合物の使用が、少なくとも試
験された基材合金との使用での所望の機械的特性を満た
していることを示している。
上記表Ｖ及びVI並びにそのほかの記載箇所において、
「UTS」は最大引張強さを意味し、「YS」は耐力を意味
し、「ksi」は1000ポンド／平方インチを意味し、そし
て「ELONG」は伸びを意味する。
「UTS」は最大引張強さを意味し、「YS」は耐力を意味
し、「ksi」は1000ポンド／平方インチを意味し、そし
て「ELONG」は伸びを意味する。
ダブリュウ・アイ52合金の切取り試片とのL2M1混合物
の評価及びマール・エム 302合金の切取り試片との合
金混合物L2M1の試験に関連して、拡散後にろう付接合部
のミクロ構造が試験片の切取り試片物品合金のミクロ構
造と適合し、そして融和するものであった。例えば、上
記ミクロ構造は界面でエピタキシャル結晶化した区域及
びろう成分に富む中央区域から成っていた。拡散サイク
ルが、チャイニーズ・スクリプト相を効果的に離散した
粒子に破壊していた。この本発明のコバルト基の態様で
の補修された区域の至るところに、Ta炭化物、Ti炭化
物、Crホウ化物及びTaホウ化物が微細に分散していた。
ホウ素と基体金属との間には極めて僅かな相互作用しか
認められなかった。
の評価及びマール・エム 302合金の切取り試片との合
金混合物L2M1の試験に関連して、拡散後にろう付接合部
のミクロ構造が試験片の切取り試片物品合金のミクロ構
造と適合し、そして融和するものであった。例えば、上
記ミクロ構造は界面でエピタキシャル結晶化した区域及
びろう成分に富む中央区域から成っていた。拡散サイク
ルが、チャイニーズ・スクリプト相を効果的に離散した
粒子に破壊していた。この本発明のコバルト基の態様で
の補修された区域の至るところに、Ta炭化物、Ti炭化
物、Crホウ化物及びTaホウ化物が微細に分散していた。
ホウ素と基体金属との間には極めて僅かな相互作用しか
認められなかった。
実施例２ 試験用切取り試片が、公称上C0.17重量％、Cr14重量
％、Ti5重量％、B0.015重量％、Al3重量％、W4重量％、
Mo4重量％、Co9.5重量％、Zr0.06重量％、並びに残部Ni
及び付随的な不純物から本質的になるレネー80（Rene′
80）ニッケル基超合金製の鋳造ボックスから切取られ
た。レネー80合金の融解範囲は、華氏約2300乃至2375度
であった。約0.06インチの厚みの平坦ブランクが、1 1/
2インチ×3/4インチの寸法に切断された。試験片の調製
において、一対のブランクが端と端を合せて、テーパ状
のき裂を想定して約0.0030乃至0.010インチから約0.040
インチまでの範囲で位置決めされた割れ目をあけて配置
された。この組が、次いで割れ目を保持するためにブラ
ンクの端で仮付溶接された。例えばSA−813粉末混合物
等の表IVの粉末化混合物がテーパ化された割れ目内に配
置され、そして割れ目内で混合物の少なくとも一部分を
流動させるために華氏約2145乃至2225度の範囲、SA−81
3混合物を用いた特定の実施例においては華氏約2160度
で約10乃至30分間加熱された。ろう付サイクルのあと
に、華氏約2000乃至2125度の範囲の温度で８乃至15時間
の範囲で拡散処理が続けられた。SA−813粉末混合物を
用いた実施例においては、華氏約2050度で８時間と華氏
約2110度で５時間の熱サイクルが用いられた。引張及び
応力破断試験片の形状に切取り試片を切削した後、これ
らがγ′強化のために華氏約1550乃至1600度の温度範囲
で約４乃至８時間時効処理された。
％、Ti5重量％、B0.015重量％、Al3重量％、W4重量％、
Mo4重量％、Co9.5重量％、Zr0.06重量％、並びに残部Ni
及び付随的な不純物から本質的になるレネー80（Rene′
80）ニッケル基超合金製の鋳造ボックスから切取られ
た。レネー80合金の融解範囲は、華氏約2300乃至2375度
であった。約0.06インチの厚みの平坦ブランクが、1 1/
2インチ×3/4インチの寸法に切断された。試験片の調製
において、一対のブランクが端と端を合せて、テーパ状
のき裂を想定して約0.0030乃至0.010インチから約0.040
インチまでの範囲で位置決めされた割れ目をあけて配置
された。この組が、次いで割れ目を保持するためにブラ
ンクの端で仮付溶接された。例えばSA−813粉末混合物
等の表IVの粉末化混合物がテーパ化された割れ目内に配
置され、そして割れ目内で混合物の少なくとも一部分を
流動させるために華氏約2145乃至2225度の範囲、SA−81
3混合物を用いた特定の実施例においては華氏約2160度
で約10乃至30分間加熱された。ろう付サイクルのあと
に、華氏約2000乃至2125度の範囲の温度で８乃至15時間
の範囲で拡散処理が続けられた。SA−813粉末混合物を
用いた実施例においては、華氏約2050度で８時間と華氏
約2110度で５時間の熱サイクルが用いられた。引張及び
応力破断試験片の形状に切取り試片を切削した後、これ
らがγ′強化のために華氏約1550乃至1600度の温度範囲
で約４乃至８時間時効処理された。
引張試験片の形状の切取り試片が華氏1600度で試験さ
れた。応力破断試験片の形状の切取り試片が、華氏1700
度/25ksi及び華氏1600度/25ksiで試験された。下記表VI
I及びVIIIが、レネー80ニッケル基超合金とのSA−813混
合物の試験データを示している。上記データは、約0.02
0インチより狭い試験片の割れ目又はき裂での本発明の
混合物の使用が、少なくとも試験されたニッケル基超合
金との使用のための機械的特性に合格することを示して
いる。
れた。応力破断試験片の形状の切取り試片が、華氏1700
度/25ksi及び華氏1600度/25ksiで試験された。下記表VI
I及びVIIIが、レネー80ニッケル基超合金とのSA−813混
合物の試験データを示している。上記データは、約0.02
0インチより狭い試験片の割れ目又はき裂での本発明の
混合物の使用が、少なくとも試験されたニッケル基超合
金との使用のための機械的特性に合格することを示して
いる。
本実施例で調製され、そして試験されたろう付接合部
のミクロ構造の観察の結果、試験片切取り試片と適合
し、そして融和していた。結合線を横断したエピタキシ
ャル結晶粒成長が認められた。この構造体は切取り試片
の合金よりも僅かに微細な結晶粒を含み、そしてγ′Ni
3（Al,Ti）及びγ−γ′Ni3Nbを伴なうγマトリックス
を含んでいた。拡散処理後にマトリックス中で認められ
た唯一のホウ化物は、柱状のTaホウ化物であり、粒界に
おいて若干の少量のスクリプト相Crホウ化物の混合物を
伴なっていた。補修区域の至るところに、微細に分散し
たTi/Taホウ化物が存在した。ホウ素と基体金属との間
には、極めて僅かな相互作用しか認められなかった。
のミクロ構造の観察の結果、試験片切取り試片と適合
し、そして融和していた。結合線を横断したエピタキシ
ャル結晶粒成長が認められた。この構造体は切取り試片
の合金よりも僅かに微細な結晶粒を含み、そしてγ′Ni
3（Al,Ti）及びγ−γ′Ni3Nbを伴なうγマトリックス
を含んでいた。拡散処理後にマトリックス中で認められ
た唯一のホウ化物は、柱状のTaホウ化物であり、粒界に
おいて若干の少量のスクリプト相Crホウ化物の混合物を
伴なっていた。補修区域の至るところに、微細に分散し
たTi/Taホウ化物が存在した。ホウ素と基体金属との間
には、極めて僅かな相互作用しか認められなかった。
本発明の混合物は、合金物品、特に前記の類型の高強
度コバルト基及びニッケル基超合金を補修する可能性を
与える。本発明が特定の実施例及び態様に関して記載さ
れたが、当該技術分野の熟達者は、特許請求の範囲で示
された様な本発明の範囲から逸脱することなく本発明に
よって可能な変更及び変形を理解するであろう。
度コバルト基及びニッケル基超合金を補修する可能性を
与える。本発明が特定の実施例及び態様に関して記載さ
れたが、当該技術分野の熟達者は、特許請求の範囲で示
された様な本発明の範囲から逸脱することなく本発明に
よって可能な変更及び変形を理解するであろう。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭59−16905（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−16906（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−177992（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B23K 35/30,1/00 B22F 1/00,7/08 C22C 19/05
Claims (6)
- 【請求項１】予め定量された組成範囲の、そしてNi及び
Coから成る群から選ばれる元素を基質とする予め選択さ
れた物品の合金を、該物品の合金の融解開始温度より低
い温度で補修するのに用いられる改良された合金粉混合
物であって、 前記混合物が総合して混合物の組成範囲を限定する少な
くとも３つの異なる合金粉の群を含み、 前記群の各合金粉が他の合金粉及び前記物品の合金と異
なる組成及び融解範囲によって特徴づけられ、 第１の群が各々他の群に属する合金の融解範囲よりも高
い融解範囲を有する少なくとも１種の合金を含みそして
更に ａ） Ｗ及びMoから成る群から選ばれる元素の全部、 ｂ） 混合物の組成に包含される全てのＣの全部、およ
び ｃ） Ni及びCoから成る群から選ばれる少なくとも１種
の基質元素 の存在によって特徴づけられ、 第２の群が各々第１の群に属する合金よりも低い融解範
囲を有する少なくとも１種の合金を含みそして更に ｄ） Ｗ及びMoから成る群から選ばれる元素の不在、お
よび ｅ） Ｃの不在 によって特徴づけられ、 第２の群の合金がCr、Al、並びにNi及びCoから成る群か
ら選ばれる少なくとも１種の基質元素を含み、そして 第３の群が各々第２の群の合金よりも低い融解範囲を有
する少なくとも１種の共晶合金を含み、第３の群の合金
がＣの不在およびNi及びCoから成る群から選ばれる少な
くとも１種の基質元素の存在によって特徴づけられ、 混合物の組成範囲がＢ及びSiから成る群から選ばれる元
素の総量が２重量％未満、Ｃが１重量％未満であるこ
と、そしてCrを15乃至30重量％、Ｗを１乃至７重量％及
びTaを１乃至６重量％含むことで特徴づけられる混合
物。 - 【請求項２】混合物の組成範囲がCr15乃至30重量％、W
1.5乃至6.5重量％、Al0.4乃至４重量％、Ti1乃至11重量
％、Ta1乃至６重量％、B1.5重量％まで、Si0.5重量％ま
で、Zr0.2重量％まで、Mo3重量％まで、Hf0.3重量％ま
で、Nb6重量％まで、Re3重量％まで、並びにNi及びCoか
ら成る群から選ばれる残部及び付随的な不純物を含む請
求項１記載の混合物。 - 【請求項３】第１の群に属する各粉末が混合物の第２の
群に属する各粉末と比較して少ない総重量パーセント
の、Ｂ及びSiから成る群から選ばれる融点降下剤によっ
て特徴づけられ、 混合物の組成範囲がCr15乃至30重量％、W2乃至７重量
％、Al0.4乃至1.5重量％、Ti1乃至４重量％、Ta2乃至６
重量％、B0.5乃至２重量％、Si0.5重量％まで、Zr0.2重
量％まで、Ni9乃至15重量％、並びに残部Co及び付随的
な不純物から成る請求項２記載の混合物。 - 【請求項４】混合物の組成範囲がCr15乃至25重量％、W
1.5乃至４重量％、Al0.5乃至４重量％、Ti2乃至11重量
％、Ta1乃至４重量％、B1重量％まで、Co2乃至30重量
％、Mo1乃至３重量％、Hf0.1乃至0.3重量％、Nb0.5乃至
６重量％まで、Re3重量％まで、並びに残部Ni及び付随
的な不純物から成る請求項２記載の混合物。 - 【請求項５】Ni及びCoから成る群から選ばれる元素を基
質とする合金の物品の補修区域を補修する方法におい
て、 前記補修区域で請求項１記載の粉末混合物を配置する工
程、 前記補修区域を前記合金の融解開始温度より低い温度
で、そして華氏2125乃至2275度の第１の温度範囲で、前
記補修区域で前記粉末混合物の少なくとも一部が流動す
るのに十分な時間加熱する工程、及び 前記粉末混合物の少なくとも一部を前記物品の合金と拡
散させるため、そして前記補修区域に第２相ホウ化物も
しくは炭化物又はこれら両方の微細な分散物を含むミク
ロ構造を付与するために前記補修区域を前記第１の温度
範囲より低い第２の温度範囲で少なくとも８時間加熱す
る工程を含む方法。 - 【請求項６】請求項５記載の方法によって処理された補
修区域を含むニッケル基又はコバルト基超合金の補修さ
れた物品であって、前記補修区域が第２相ホウ化物もし
くは炭化物又はこれら両方の微細で離散した分散物のミ
クロ構造によって特徴づけられ、そして強度特性が少な
くとも前記超合金の強度に到達している物品。
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