JP3842717B2

JP3842717B2 - 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法

Info

Publication number: JP3842717B2
Application number: JP2002301549A
Authority: JP
Inventors: 晋也今野; 裕之土井; 国弘市川; 秀亮石井
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2002-10-16
Filing date: 2002-10-16
Publication date: 2006-11-08
Anticipated expiration: 2022-10-16
Also published as: DE60309266D1; US20070054147A1; DE60309266T2; EP1410872B1; US20040076540A1; EP1410872A1; JP2004136301A; US7165325B2

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱合金の溶接補修に用いられる溶接材料組成物、それを用いた溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
１０００℃を超える環境で使用される部品では、高温強度に優れた合金が使用される。近年、特に厳しい環境で使用されるガスタービン動翼においては、一方向凝固Ｎｉ基合金や単結晶合金が使用されている。また、優れた冷却技術が開発され、平均的にはメタル温度は抑えられているものの、局所的には、メタル温度が１０００℃を超える場合がある。高温腐食あるいは酸化を防ぐために、高温部品にはＭＣｒＡｌＹなどのコーティングがなされるが、メタル温度が１０００℃を超えると、コーティング中の耐酸化元素が消耗し、酸化減肉が発生する。また、熱応力によるクラックも発生し、高温部品の延命化のためには、酸化減肉部および疲労クラックについて補修を行う必要がある。
【０００３】
ガスタービン初段動翼などに用いられている高強度Ｎｉ基合金は、溶接性が悪く、溶接補修が困難であったが、新しい溶接技術、溶接材料が開発され、酸化減肉部について肉盛補修が行われるようになった。溶接方法としては、棒材あるいはワイヤ溶接材を用いたＴＩＧ溶接および粉末溶接材を用いたＰＴＡ（プラズマ・トランスファー・アーク）溶接が一般的である。ＴＩＧ溶接では、溶接材料を線材化あるいは棒材化することが必要であり、溶接材は熱間加工および冷間加工が可能でなくてはならない。しかし、酸化減肉部の温度は極めて高く、熱間加工性と高温強度を両立する溶接材料を提供することは困難である。また、酸化減肉部の補修材料には、耐酸化性が求められる。高温耐酸化性に対して有効であるＡｌは、Ｎｉ基超合金の強化相であるＮｉ₃Ａｌを安定化する元素であるが、Ｎｉ₃Ａｌの析出量が増えると冷間加工性が損なわれるため、冷間加工性と耐酸化性を両立させることは困難である。粉末を用いたＰＴＡ溶接では、真空アトマイズ法等、機械加工を必要としないプロセスで粉末を作製できるため、加工性を考慮せずに材料選定ができる。しかし、粉末の場合、表面積が大きいため、粉末作製時あるいは溶接施工時に混入する酸素の量がＴＩＧ溶接に比べて多く、これによって、結晶粒界の酸化割れが発生しやすくなる。結晶粒界の酸化割れについては、ＴＩＧ溶接材においても、上記のように耐酸化元素であるＡｌを増やせないため問題となる。
【０００４】
以上述べたように、従来の溶接技術および溶接材料では、肉盛補修後の寿命が十分ではなく、酸化減肉に対してより長寿命な溶接構造物の開発が必要である。
【０００５】
特開平６−２１２３２５号には高温において高度な熱安定性及び微小構造安定性を有するニッケル・コバルト合金が開示されている。この文献に開示された内容はボルト、ナット、リベット、ピン、カラーなどのタービンエンジン等の部品として用いられる部品であって、これらは主として冷間加工により作られる。この文献には当該合金を溶接材料として用いることは記載されていない。
特開２００１−１２３２３７号には溶接補修によってガスタービンの動翼を補修することが記載されている。この文献に記載されている合金はＣｏを１０〜１５重量％、Ｃｒを１８〜２２重量％、Ａｌを０．５〜１．３重量％、Ｗを１３〜１７重量％、その他の元素を含むＮｉ基合金が開示されている。
特開２００１−１５８９２９号には特開２００１−１２３２３７号と類似の溶接技術及びそれによって作られた溶接構造物が開示されているがＣｏの上限値は１０重量％、Ａｌの上限値は０．７重量％である。
【０００６】
【特許文献１】
特開平６−２１２３２５号（要約、請求項２７）
【特許文献２】
特開２００１−１２３２３７号（要約）
【特許文献３】
特開２００１−１５８９２９号（要約）
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、１０００℃を超える環境下で使用される耐熱部品、溶接構造物を製造するのに用いられる溶接材料を提供するものであって、酸化減肉環境で用いられる高温部品の延命化をはかることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、肉盛溶接材料について１０００℃以上の高温下で応力を付加した際に発生する粒界酸化割れを抑制するという観点から、Ｎｉ基合金溶接金属の改良を行った。その結果、溶接構造物の長寿命化を達成することができた。粒界酸化割れを抑制するためには、耐酸化性を向上させることに加えて、結晶粒界そのものを割れにくくすることが重要である。本発明はとくに粒界腐食割れを抑制するために、Ｃｏを増やしたものである。そして、溶接材料が粉末の場合にはＡｌを多くしＷ量を比較的低くした。溶接材料がワイヤの場合には、Ａｌ量を比較的低くし、Ｗ量を増やした。
【０００８】
本発明の態様によれば、酸化減肉部あるいは酸化減肉が予測される部位に、１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５．０〜１４．０重量％のＷ、０．５〜０．１５重量％のＣならびに残部のＮｉおよび通常の不純物を含み、Ｃｏ，Ａｌ，Ｗの量的関係を特定範囲に定めた溶接材料が提供される。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明が適用される高温機器の構成部品は、その一部あるいは部品全体が１０００℃を超える高温に曝される火力プラント、化学プラントである。特に酸化減肉やクラックが発生する部位について、補修あるいは予防のために、特性に優れた材料を用いて肉盛溶接を施し、酸化やクラックの進行を抑制し部品を延命化する技術に関する。本発明は特に産業用ガスタービンの高温部品たとえばガスタービンの動翼、ノズル（静翼）に適用することが特に効果的である。とりわけ動翼及び／又は静翼の酸化減肉部の補修や酸化減肉が予想される部分に予め肉盛り溶接、整形加工によって耐酸化減肉部を形成することにより、動翼や静翼の寿命を著しく延長することができる。
【００１０】
本発明の１態様によれば、１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０〜０．０２重量％のＢ，０〜１重量％のＴａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｒｅ，Ｆｅの少なくとも１つ、０〜０．５重量％のＶ，Ｚｒ，希土類元素およびＹの少なくとも１つ、０〜１重量％のＭｎ，０〜０．５重量％のＳｉを含み、残部Ｎｉである、γ’相およびＣｒ炭化物が析出したＮｉ基超合金であって、Ａｌ量、Ｗ量及びＣｏ量（重量％）の間に次の関係式が成立する組成を有する溶接材料組成物が提供される。
（ＧＰ×０．１３９＋１１）＜［Ｗ］＜（ＧＰ×０．１３９＋１６）
ここでＧＰ＝（９０［Ａｌ］−５［Ｃｏ］）である。
【００１１】
Ｗは厚温において有効な固溶強化元素であるが過剰に添加すると、有害相であるσ相が析出する。γ’相が析出するとσ相を安定にするＣｒがγ’相から母相に吐き出され、σ相の析出を容易にすると考えられる。したがって、γ’相の析出量が多くなれば有効な固溶強化元素であるＷの添加量を少なくしなければならない。γ’相の析出量は本発明の合金系ではＡｌとＣｏの添加量の影響が大きく、γ’相の析出量の目安であるγ’相の固溶温度は次式で近似できる。
［γ’相固溶温度］＝６９０＋（９０［Ａｌ］―５［Ｃｏ］／℃）
ここで［Ａｌ］と［Ｃｏ］はＡｌとＣｏの含有量（重量％）である。
【００１２】
本発明では、ＧＰをパラメータとし、Ｗ添加の上限を検討した。また、Ｗの添加量が少ないと、著しく強度が低下するので、Ｗの添加量を以下のように設定する。これにより、有効な強度を持つ溶接構造物が得られる。
【００１３】
γ’相が」析出したＮｉ基超合金であって、そのＡｌ量、Ｗ量及びＣｏ量（重量％）の間に次の関係式が成立する。これをグラフで示せば図６のとおりである。
（ＧＰ×０．１３９＋１１）＜［Ｗ］＜（ＧＰ×０．１３９＋１６）
希土類元素はミッシュメタルとして、またはＬａ，Ｃｅなどを単体であるいは混合して添加する。溶接材料が粉末状のものである場合は、１７〜１９重量％のＣｏ，４．５〜５．５重量％のＡｌ，１７〜１９重量％のＣｒ，６〜８重量％のＷ、０．００５から０．０１５重量％のＢ，０．０５〜０．１５重量％のＣ、必要に応じその他の元素を含み、残部はＮｉである。上記合金は平均粒径８０〜１７０μｍの粉末である。また、この溶接材料はワイヤ形状であってもよい。
【００１４】
本発明によれば上記溶接材料を用いて母材金属に溶接した溶接構造物が提供される。また、特に有用な本発明の適用例として、上記Ｎｉ基超合金からなる溶接材料組成物をガスタービン動翼又は静翼の先端部に溶接したガスタービン動翼が提供される。また、本発明の溶接材料をガスタービン動翼の先端部に溶接し、必要な加工たとえばグラインダのような機械加工または放電加工などにより溶接部を整形するガスタービン動翼又は静翼の補修方法が提供される。
【００１５】
ガスタービン動翼又は静翼などでは、高強度γ’相強化型合金を精密鋳造することにより形成される。精密鋳造あるいは一方向凝固法における凝固時の冷却速度が遅いため、デンドライト境界あるいは結晶粒界に偏析を生じる。超合金における偏析元素としてはＴｉが代表例である。Ｔｉは、γ’相あるいはＭＣ炭化物を安定にする元素であるため、偏析部であるデンドライト境界や結晶粒界には、ＭＣ炭化物およびγ’相が多く形成される。これらの析出物は、結晶粒界をピン止めし、結晶粒界の移動を阻止し高温においても凝固時に形成される樹枝状の形状を維持する。
【００１６】
高強度γ’相強化型合金に肉盛溶接を行う場合、溶接割れ防止のため、特に入熱量を小さくして溶接が行われるため、溶接金属の凝固速度が速く、凝固偏析は精密鋳造材と比べて生じにくくなる。このため、結晶粒界にＭＣ炭化物が少なくなり、高温にさらされると結晶粒界が移動し、平滑な粒界が形成されやすくなる。平滑な粒界は樹枝状のジグザクな粒界と比べてクラックの進展が容易である。ＭＣ炭化物は、偏析が無い場合、粒内に均質に析出してしまうが、超合金の代表的炭化物であるＣｒ₂₃Ｃ₆型炭化物は偏析がなくても結晶粒界に析出する特性がある。しかし、高強度γ’相強化型合金では、γ’相強化元素であるＴｉが多く添加されているため、１０００℃を超える高温ではＭＣ型が安定となり、Ｃｒ₂₃Ｃ₆炭化物を結晶粒界に析出させることはできない。
【００１７】
γ’相は高温強度を向上させるのに有効な析出強化相であるが、１０００℃を超えるとオストワルト成長により析出物の粒径が大きくなり、析出強化能力の低下が顕著となる。１０００℃を超える部位に限定するのであれば、γ’相による析出強化よりも、ＷやＭｏによる固溶強化が有利である。また、γ’相は、Ａｌを多く含むため、γ’相が析出すると合金中のＡｌがγ’相に取られてしまい母相のＡｌ濃度が低下してしまうため、耐酸化性という観点からは析出させ無いほうが良い。Ｔｉは、非保護性の酸化皮膜を形成し耐酸化性を悪化させるため、γ’相を強化相としないのであれば添加量は少ない方が良い。Ｔｉの添加量を０．５重量％以下にするとＣｒを主成分としたＣｒ₂₃Ｃ₆型炭化物を１０００℃以上まで安定化できる。このためには、ＣｒおよびＣをそれぞれ、１５〜２３，０．０５〜０．１５重量％添加する必要がある。Ｃｒの過剰な添加は有害相であるσ相を析出させ、過剰なＣの添加は、炭化物量増加による延性低下を招く。本発明合金において、溶接材料が粉末状である場合、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｗ，Ｃを主成分とし、Ａｌ量が３．５重量％以上かつγ’相固溶温度が１０５０℃以下であり（すなわち、この温度ではγ’層は基地中に固溶しているので、溶接金属の耐クラック性がきわめて高い）、１０５０℃以上でＣｒ₂₃Ｃ₆炭化物が安定に存在するが、それよりも十分に低い温度たとえば常温ではγ’相が析出した組織を有する。また溶接材料がワイヤである場合、その溶接材料はＮｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｗ，Ｃを主成分とし、Ａｌ量が１．５重量％以上かつγ’相固溶温度が９００℃以下であり、１０５０℃以上でＣｒ₂₃Ｃ₆炭化物が安定に存在する組織である。
【００１８】
固溶強化元素としては、Ｗ，Ｒｅ、Ｔａ、ＮｂおよびＭｏが代表的であるが、Ｍｏは揮発性の酸化皮膜を形成し高温耐酸化性に悪影響を与えるため、固溶強化元素としてはＷを選択することが好ましい。Ｍｏ、Ｒｅ，Ｎｂ，Ｔａなどの耐火性元素は１重量％以下に抑える。同様にＦｅが含まれてもよいが１重量％以下に抑える。Ｗを過剰に添加すると有害相であるσ相が析出する。Ｗの添加量は５〜１４重量％がより望ましい。
【００１９】
耐酸化性を向上させるためには、Ａｌ量を多くする必要があるが、前述のように、γ’相は、使用温度即ち、１０００℃において存在しないことが望ましい。したがって、γ’相は低温では析出していてもよいが、このような高温ではγ’相が基地中に溶解する必要がある。また、ＴＩＧ溶接用の棒材を作成するためには、冷間加工性を損ねるγ’相は好ましくなく、その析出温度を９５０℃程度以下にする必要がある。このような理由から、Ａｌの添加量を増やしながらも、γ’相の析出温度を下げることが必要であり、γ’相を安定化するＴａ，Ｎｂ，Ｔｉの添加量は少ないことが望ましい。一方、高温でのγ’相を不安定にする元素の添加は有効であり、特にＣｏの添加により、γ’相の析出温度を低くしながら高Ａｌ化が可能となる。Ｃｏを過剰に添加するとσ相が析出するため、Ｃｏの添加量は１８〜２５重量％が望ましい。Ａｌの添加量は、Ｃｏの添加量増加により、粉末材においては４．５〜５．５重量％の添加が可能となり、ＴＩＧワイヤ材においては２〜３重量％の添加が可能となる。Ａｌの添加量は、加工コストなどを考慮し，２〜５．５重量％が望ましい。以上のような合金組成を選択することにより、炭化物の析出により結晶粒界平滑化を抑制するとともに、耐酸化性が向上し、粒界酸化割れを抑制することが可能となる。上記組成においても、粉末材としてはＡｌおよびＷの添加量はそれぞれ４．５〜５．５重量％，６〜８重量％が有効である。また、ＡｌおよびＷの添加量をそれぞれ１．５〜３重量％，８〜１４重量％とすることにより、製造性および高温特性に優れたＴＩＧ溶接材が提供できる。
【００２０】
固溶強化型合金を肉盛金属に用いる公知例としては、特開２００１−１５８９２９号などがあるが、耐酸化元素であるＡｌの添加量が少ない。本発明では、Ｃｏの添加量が多く、これによってＡｌの添加量を増やし、耐酸化性を向上させている。
【００２１】
上記発明は、結晶粒界にＣｒ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させ、結晶粒界の平滑化を防ぐとともに耐酸化性を向上させるという発想に基づくものである。本発明者らは、Ｎｉ基合金の有害相として知られるη相を有効に使い、結晶粒界の平滑化を防ぐ方法についても、検討を行った。η相はγ’相と組成が近く、η相が析出すると強化相であるγ’相が減少し、強度が低下する。このため、η相は有害相とされているが、１０００℃以上では、γ’相の強化能力は低いため、大きな障害はない。また、実験的な検討の結果、本発明者らは、η相は結晶粒界を起点として層状に析出するため、結晶粒界をジグザグ化し、層状組織がクラック進展の障害となり、粒界割れの進行を抑制する効果があることを見出した。η相を１０００℃以上まで安定に析出させるためには、η相を安定にするＴｉ，Ｔａを多く添加する必要がある。Ａｌはγ’相を安定化し、η相の析出量を減らすため、多く添加することはできない。η相を析出させるためには、Ａｌの添加量が増やせず、Ｔｉが減量できないため、耐酸化性は、Ｃｒ₂₃Ｃ₆を析出させる合金に及ばない。しかしこの合金を、耐クラック性が高く酸化減肉が軽微であるが、疲労クラックが発生しやすい部位に施工することが有効である。
【００２２】
本発明において、Ｃｏ量、Ａｌ量及びＷ量の関係を決めることは重要である。これらの量的関係が適切でないと、使用温度で溶接材料が割れたりクラックが入る。また溶接材料であるワイヤの製造が不可能または困難になることがある。本発明においてＣｏ，Ａｌ、Ｗの関係は以下の式で表される範囲になるように選択される。前記特開２００１−２１２３２５号においてはＣｏが２０〜３５重量％、Ａｌが０〜５重量％、Ｗが０〜６重量％を含む冷間加工Ｎｉ基合金が開示されているが、具体的に開示された合金組成は、（Ａ）Ｃｏ約２５重量％、Ａｌ約１重量％、Ｗ約２重量％を含む合金と、（Ｂ）Ｃｏ約３０から３５重量％、Ａｌ約１重量％、Ｗ約２重量％を含む合金である。したがって、この公知文献には本発明のＮｉ基合金のＣｏ，Ａｌ，Ｗの含有量の量的関係を満足する合金は記載されていない。
本発明の合金組成物は、通常含まれ得る不純物たとえば、銅は０．１重量％以下、リンは０．０２重量％以下、硫黄は０．０２重量％以下、窒素は０．０３重量％以下、酸素は０．０２重量％以下含まれてもよい。
【００２３】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００２４】
（実施例１）
以下、ガスタービン動翼材Ａの板材上に、溶接肉盛りし、肉盛金属から試験片を採取し、酸化試験およびクリープ試験を行った結果を示す。表１に試験を行った肉盛合金の組成を示した。肉盛合金は真空ガスアトマイズ法あるいは真空溶解・熱間鍛造・冷間線引きにより作製した。真空ガスアトマイズにより作製した粉末は、粉末粒度が１５０μｍ前後であり、粉末ＰＴＡ法により板材上に施工した。真空溶解、熱間鍛造及び冷間線引き材は、１．５ｍｍΦのワイヤ材であり、ＴＩＧ溶接により、同じく板材上に施工した。発明合金２および発明合金４は、真空溶解により作製した１０ｋｇインゴットを熱間加工により１５ｍｍφまで加工したのち、冷間加工により約１．５ｍｍφのワイヤとした。発明合金２および発明合金４は、熱間加工性および冷間加工性ともに良好であった。動翼材Ａは、熱間加工が困難であったため、精密鋳造インゴットから約１．５ｍｍ角の棒材を放電加工により切り出し、ＴＩＧ溶接用の棒材とした。
【００２５】
酸化と応力の重畳効果下での耐クラック性を評価するため、クリープ試験を酸化が顕著に起こる１０５０℃において実施し、クリープ中断材および破断材の粒界割れの状況および破断時間を評価した。なお、応力を１９．６ＭＰａとした。図１は、中断時間とクラック密度の関係である。発明材である発明合金１，発明合金２及び発明合金３のクラック密度は、動翼材ＡのＰＴＡ材と比較して小さく、動翼材ＡのＴＩＧ材と比較しても小さくなっている。なお、図１，２，３における比較例は公知材という意味ではなく、本発明の合金組成から外れる合金という意味である。
【００２６】
図２は各合金のクリープ破断時間を示している。発明合金１，発明合金２，発明合金３及び発明合金４のクリープ破断時間は、動翼材ＡのＰＴＡ材と比較して長く、動翼材Ａの精密鋳造材と同等以上である。図３は、各合金の耐酸化試験結果である。耐酸化試験は、繰り返し酸化試験であり、保持温度および保持時間がそれぞれ１０９２℃，１０ｈであり、冷却温度は２００℃である。試験片の初期表面積は１５０ｍｍ²であった。本発明材であり、粉末ＰＴＡ溶接により施工される発明合金１および発明合金２は５０サイクルの試験においても、殆ど重量変化が見られない。本発明の成分から外れる比較例２は、発明合金１および発明合金２と同量すなわち５重量％のＡｌを含むにもかかわらず、発明合金１および発明合金２と比較して耐酸化性が劣っている。本発明材であり、熱間加工および冷間加工が可能であり、ＴＩＧ溶接用の棒材およびワイヤの作製が可能である発明合金２および発明合金４の耐酸化性は、冷間加工が困難である動翼材ＡのＴＩＧ溶接材を上回っている。動翼材ＡのＡｌ含有量は３重量％であるが、２重量％のＡｌを含む発明合金２が動翼材Ａの耐酸化性を上回っている。以上の結果から本発明材が１０００℃をこえる環境下において耐酸化性および耐クラック性において、基材である動翼材Ａを上回ることが確認できた。
【００２７】
（実施例２）
図４−（ａ）は、実機において約２０，０００ｈ使用したガスタービン初段動翼（動翼Ａ）に、実施例１における発明材により補修溶接を施工したガスタービン動翼の側面平面図である。クラック発生部及び酸化減肉部に発明材をいずれも粉末ＰＴＡ法によって施工した。図４−（ｂ）は、図４−（ａ）に示した初段動翼と同様な損傷形態の翼に発明材を溶接施工した例である。本翼（動翼ｂ）は先端損傷部を切断後、ＴＩＧ溶接により溶接施工を行った。溶接方法については特開２００１−１２３２３７号及び特開２００１−１５８９２９号に記載されている。これらの文献における溶接方法の記述は本明細書の一部となる。
【００２８】
図５は、未使用のガスタービン初段動翼について、酸化減肉しやすい部位を切断し、耐酸化性に優れた発明材（発明合金１）を肉盛溶接した例（動翼ｃ）である。
【００２９】
動翼ａ〜ｃでは、肉盛溶接後のＦＰＴ検査において割れ等の欠陥が検出されず、切断調査による組織観察においても、微細クラックは観察されなかった。動翼ａ〜ｃを用いることにより、高温部品の延命化が可能となった。以上の実施例で用いられた溶接材料の組成を表１に示す。
【００３０】
【表１】

【００３１】
【発明の効果】
本発明により、実機使用時に発生する酸化減肉およびクラックの補修が可能となり、補修後の肉盛金属が酸化およびクラックに対して優れた耐久性があるため、部品の延命化が可能となる。また、酸化減肉が予想される部位にあらかじめ本発明材を施工することにより、酸化減肉の予防が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明合金と比較合金についてのクラック密度測定結果を示すグラフ。
【図２】本発明合金と比較合金についてのクリープ破断試験結果を示すグラフ。
【図３】本発明合金と比較合金についての繰り返し酸化試験結果を示すグラフ。
【図４】ガスタービン補修翼を示す側面平面図。
【図５】耐酸化肉盛を施工したガスタービン翼を示す側面平面図。
【図６】本発明合金におけるＷ，Ａｌ及びＣｏ含有量の関係を示すグラフ。
【符号の説明】

Claims

１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０〜０．０２重量のＢを含み、残部Ｎｉである、γ'相およびＣｒ炭化物が析出したＮｉ基超合金であって、Ａｌ量、Ｗ量及びＣｏ量（重量％）の間に次の関係式が成立する組成を有する溶接材料組成物。
（ＧＰ×０．１３９＋１１）＜［Ｗ］＜（ＧＰ×０．１３９＋１６）
ここでＧＰ＝（９０［Ａｌ］−５［Ｃｏ］）である。
１７〜１９重量％のＣｏ，４．５〜５．５重量％のＡｌ，１７〜１９重量％のＣｒ，６〜８重量％のＷ、０．００５から０．０２重量％のＢ，０．０５〜０．１５重量％のＣを含み、上記合金は粒径８０〜１７０μｍの粉末である請求項１記載の溶接材料組成物。
２０〜２４重量％のＣｏ、１７〜１９重量％のＣｒ、２〜３重量％のＡｌ、１０〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０２重量％のＢを含み、溶接ワイヤ形状の請求項１記載の溶接材料組成物。
１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０〜０．０２重量のＢを含み、残部Ｎｉである、γ'相およびＣｒ炭化物が析出したＮｉ基超合金であって、Ａｌ、Ｗ及びＣｏの含有量（重量％）に以下の関係が成立する組成を有する溶接材料組成物を母材金属に溶接した溶接構造物。
（ＧＰ×０．１３９＋１１）＜［Ｗ］＜（ＧＰ×０．１３９＋１６）
ここでＧＰ＝（９０［Ａｌ］−５［Ｃｏ］）である。
１７〜１９重量％のＣｏ，４．５〜５．５重量％のＡｌ，１７〜１９重量％のＣｒ，６〜８重量％のＷ、０．００５から０．０２重量％のＢ，０．０５〜０．１５重量％のＣを含み、上記合金は粒径８０〜１７０μｍの粉末である請求項１記載の溶接材料組成物を用いた溶接構造物。
２０〜２４重量％のＣｏ、１７〜１９重量％のＣｒ、２〜３重量％のＡｌ、１０〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０２重量％のＢを含み、溶接ワイヤ形状の請求項１記載の溶接材料組成物を用いた溶接構造物。
１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０〜０．０２重量のＢを含み、残部Ｎｉである、γ'相およびＣｒ炭化物が析出したＮｉ基超合金であって、Ａｌ、Ｗ及びＣｏの含有量（重量％）に以下の関係が成立する組成を有する溶接材料組成物をガスタービン動翼の先端部に溶接したガスタービン動翼。
（ＧＰ×０．１３９＋１１）＜［Ｗ］＜（ＧＰ×０．１３９＋１６）
ここでＧＰ＝（９０［Ａｌ］−５［Ｃｏ］）である。
１７〜１９重量％のＣｏ，４．５〜５．５重量％のＡｌ，１７〜１９重量％のＣｒ，６〜８重量％のＷ、０．００５から０．０２重量％のＢ，０．０５〜０．１５重量％のＣを含み、残部Ｎｉであって、上記合金は粒径８０〜１７０μｍの粉末である請求項１記載の溶接材料組成物を動翼の先端部に溶接したガスタービン動翼。
２０〜２４重量％のＣｏ、１７〜１９重量％のＣｒ、２〜３重量％のＡｌ、１０〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０２重量％のＢを含み、溶接ワイヤ形状の請求項１記載の溶接材料組成物を動翼の先端部に溶接したガスタービン動翼。
１８〜２５重量％のＣｏ、１５〜２０重量％のＣｒ、１．５〜５．５重量％のＡｌ、５〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０〜０．０２重量のＢを含み、残部Ｎｉである、γ'相およびＣｒ炭化物が析出したＮｉ基超合金からなる溶接材料組成物をＮｉ基超合金からなるガスタービン動翼又は静翼の先端部に溶接し、必要な加工により溶接部を整形するガスタービン動翼又は静翼の補修方法。
１７〜１９重量％のＣｏ，４．５〜５．５重量％のＡｌ，１７〜１９重量％のＣｒ，６〜８重量％のＷ、０．００５から０．０２重量％のＢ，０．０５〜０．１５重量％のＣを含み、上記合金は粒径８０〜１７０μｍの粉末である請求項１記載の溶接材料組成物を用いるガスタービン動翼又は静翼の補修方法。
２０〜２４重量％のＣｏ、１７〜１９重量％のＣｒ、２〜３重量％のＡｌ、１０〜１４重量％のＷ、０．０５〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０１５重量％のＢを含み、溶接ワイヤ形状の請求項１記載の溶接材料組成物を用いるガスタービン動翼又は静翼の補修方法。