JP6463373B2 - 超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料 - Google Patents

Description

本発明の溶接ワイヤ及び粉体状の材料は、析出強化型ニッケル及びコバルト系超合金の、レーザビーム溶接（ＬＢＷ）、プラズマ溶接（ＰＷ）、マイクロプラズマ溶接（ＭＰＷ）、電子ビーム溶接（ＥＢＷ）及びガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）を含む溶融溶接に使用可能である。

米国特許第３６１５３７６号による、５〜１５重量％のＣｏ、１３〜１５．６重量％のＣｒ、２．５〜５重量％のＭｏ、３〜６重量％のＷ、４〜６重量％のＴｉ、２〜４重量％のＡｌ、０．１５〜０．３重量％のＣ、０．００５〜０．０２重量％のＢ、最大０．１重量％のＺｒ、及び残部の不純物を含むニッケルからなる析出強化型ニッケル系超合金は、この数十年間、タービンエンジン用途に幅広く使用されてきた。この超合金は、機械的特性、１７４２°Ｆまでの酸化耐性及び溶接性の組み合わせが良好である。９．５重量％のＣｏ、１４重量％のＣｒ、４重量％のＭｏ、４重量％のＷ、５重量％のＴｉ、３重量％のＡｌ、０．１７重量％のＣ、０．０１５重量％のＢ、０．０３重量％のＺｒ、及び残部のニッケルからなる、溶接ワイヤ及び粉体状の、Ｒｅｎｅ８０超合金としても公知であるこの合金の実施形態は、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＧＴＤ２２２、Ｒｅｎe７７多結晶材料並びにＣＭＳＸ−４、ＲｅｎeＮ５及びその他の単結晶材料の溶接に使用されてきた。ガンマプライム相含有量が高い析出強化型ニッケル系超合金の溶接は、熱影響部（ｈｅａｔ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の厳しい液化割れをもたらす。液化割れに対するインコネル７３８超合金の感受性は、固化及び熱応力によって悪化し、これにより、公知の溶接材料を用いて割れのない溶接部を環境温度で製造することは、ほとんど不可能となる。Ｍ．Ｍｏｎｔａｚｅｒｉ，Ｆ．Ｍａｌｅｋ Ｇｈａｉｎｉ及びＯ．Ａ．Ｏｊｏ「Ｈｅａｔ Ｉｎｐｕｔ ａｎｄ ｔｈｅ Ｌｉｑｕａｔｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ ｏｆ Ｌａｓｅｒ Ｗｅｌｄｅｄ ＩＮ７３８ＬＣ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ」，Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ，２０１３，Ｖｏ．９２，２０１３，ｐｐ．：２５８−２６４」を参照されたい。

割れのない良好な溶接部を製造するために、米国特許第５８９７８０１号及び米国特許第６６５９３３２号のように、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１及びその他の高ガンマプライム超合金で製作されたエンジン構成部品を、溶接前に高温に予備加熱する必要がある。しかし、予備加熱は、生産性を低下させ、コストを上昇させ、健康及び安全性条件に影響を与える。

以上に加えて、溶接後のタービン羽根の補修は、酸化を加速させる傾向があり、これはタービン羽根とステータ組立体との間のクリアランスを増大させ、効率を低下させ、燃料消費及び温室効果ガスの放出を増大させる。

溶接部の酸化耐性を上昇させるために、米国特許第４１６９７４２号による、１０〜１３重量％のＣｏ、３〜１０重量％のＣｒ、０．５〜２重量％のＭｏ、３〜７重量％のＷ、０．５〜１０重量％のＲｅ、５〜６重量％のＡｌ、５〜７重量％のＴａ、０．５〜２重量％のＨｆ、０．０１〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０５重量％のＢ、０〜０．１重量％のＺｒ及び残部のニッケルからなる、レニウム担持Ｒｅｎe１４２溶接ワイヤが業界に導入された。しかし、レニウムのコストが高いため、Ｒｅｎe１４２溶接ワイヤは、極めて高価である。また、Ｒｅｎe１４２合金の割れに対する感受性がＲｅｎe８０に比べて高いため、Ｒｅｎe１４２溶接ワイヤを用いて製造された溶接部の品質は、予備加熱温度に対して大幅に敏感である。

ＨＡＺ割れを防止するために、米国特許第５８９７８０１号及び米国特許第６６５９３３２号で議論されているようにエンジン構成部品を高温まで予備加熱することによって残留応力を最小化するか、又は米国再発行特許第２９９２０号及び米国再発行特許第２８６８号に従って、ホウ素等の融点降下剤を用いて溶接材料をさらに合金化することによって、溶接材料の融点を低下させてＨＡＺの過熱を防止する必要がある。これらのニッケル系合金は、０．０５〜０．３重量％のＢ、最大０．３５重量％のＣ、５〜２２重量％のＣｒ、それぞれ最大８重量％及び最大３重量％のＮｂ及び残部のニッケルからなる。

しかし、実験で分かっているように、最大０．３重量％のホウ素は、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ２４７超合金の、環境温度での溶接中のＨＡＺ微小亀裂を防止しない。これに加えて、ホウ素は、溶接部の酸化耐性を有意に低下させる。

別の公知の融点降下剤としてケイ素がある。Ｓｉは、３７重量％のＮｉ、２９重量％のＣｏ、２８重量％のＣｒ、２重量％のＦｅ、２．７５重量％のＳｉ、０．５重量％のＭｎ、０．５重量％のＴｉ、０．０５重量％のＣ、１重量％のＷ、１重量％のＭｏ、１重量％のＮｂからなるＨａｙｎｅｓＨＲ−１６０（ＵＮＳ番号Ｎ１２１６０）等の溶接ワイヤの製作に使用されてきた。しかし、１８００°Ｆ超の温度におけるこれら溶接部の機械的特性は極めて低い。結果として、ケイ素は、ニッケル系超合金の機械的特性に悪影響を与えるため、ニッケル系超合金の製作に関して考慮されてこなかった。

例えばＲｏｂｅｒｔ Ｖ．Ｍｉｎｅｒ，Ｊｒによれば、ニッケル系インコネル７１３Ｃ及びＭａｒＭ２００超合金に０．５重量％及び１重量％のＳｉを添加すると、これらの合金の高温における機械的特性は極めて強い影響を受ける。Ｒｏｂｅｒｔ Ｖ．Ｍｉｎｅｒ，Ｊｒ．「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｓｉｌｉｃｏｎ ｏｎ ｔｈｅ Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ， Ｈｏｔ−Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ， ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ Ｔｗｏ Ｃａｓｔ Ｎｉｃｋｅｌ−Ｂａｓｅ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ」，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，Ｖｏｌｕｍｅ ８Ａ，Ｄｅｃｅｍｂｅｒ １９７７，ａｎｄ ｐｐ．１９４９−１９５４を参照されたい。さらに、この劣化は、析出物のフェーズコンパッション（phase compassion）又はモルホロジー(morphologies)、並びに他の合金形成元素及びＮｉとの高温での反応の明白な変化によって説明することはできなかった。

結果として、Ｓｉは殆ど：３．１重量％のＢ及び４重量％のＳｉを含むＡＭＳ４７７５；３．１重量％のＢ及び４．５重量％のＳｉからなるＡＭＳ４７７７；１．８５重量％のＢ及び３．５重量％のＳｉを含むＡＭＳ４７７９；２重量％のＢ及び２重量％のＳｉを含むＡｍｄｒｙ７８８；並びに米国特許第２８６８６６７号に開示されている、２．５〜４．５重量％のＢ及び３．５〜５．５重量％のＳｉからなる特別なニッケル系合金といった、高温でのコバルト及びニッケル系ろう付け材料の製作に使用されてきた。

従来技術において説明されているろう付け合金を用いて製造された接合部は、高温ろう付けプロセスの特性から、割れを有さない。上記高温ろう付けプロセスは、真空炉内で部品を等温加熱することによって実行され、これは残留応力を最小化する。しかし、ろう付けされた接合部の機械的特性は母材よりも有意に低い。これにより、高い応力がかかるタービンエンジンの回転構成部品及び構造的構成部品の製作及び補修のためのろう付けの使用は大幅に制限される。

従って、環境温度において析出強化型超合金上に割れのない溶接部を製造できるガンマプライムニッケル超合金系の、高い酸化耐性、高い強度及び高い展性を有する新規の溶接材料の開発が、業界において強く必要とされている。

５〜１５重量％のＣｏ、５〜２５重量％のＣｒ、１〜６重量％のＡｌ、０．０５〜０．２重量％のＣ、０．０１５〜０．４重量％のＢ、１〜３重量％のＳｉ、約１〜２０重量％のタングステン及びモリブデンから選択された化学元素、約１〜１８重量％のチタン、ジルコニウム、ハフニウム、タンタル及びレニウムから選択された化学元素、並びに残部のニッケル及び不純物からなる、溶接ワイヤ及び粉体状の析出強化型ニッケル系溶接材料が、析出強化型超合金及び単結晶材料上に、高い強度及び高い酸化耐性を有する良好な割れのない溶接部を製造することを、本発明者らは発見した。

開発された溶接材料の利点は、以下の通りである。第１に、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ００２、ＭａｒＭ２７７及びその他の高ガンマプライムニッケル系多結晶超合金を、環境温度においてＨＡＺ割れなしに溶融溶接できる。第２に、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ００２、ＭａｒＭ２７７及びその他の高ガンマプライムニッケル系多結晶超合金上に、高い強度と高い酸化耐性との独自の組み合わせを有する割れのない溶接部を製造する。第３に、溶融ラインに沿ったＨＡＺにおける単結晶材料の再結晶化を最小化するか又は排除する。

別の好ましい実施形態では、この溶接材料は、８〜１０重量％のＣｏ、１４〜１８重量％のＣｒ、３〜５重量％のＭｏ、３〜５重量％のＷ、３〜６重量％のＴｉ、０．０４〜０．０６重量％のＺｒ、２〜４重量％のＡｌ、０．０５〜０．１重量％のＣ、０．１〜０．３５重量％のＢ、１〜３重量％のＳｉ、及び残部の不純物を有するニッケルからなる。

極めて高い温度、応力及び熱間腐食に曝露されるエンジン構成部品の溶接のための溶接材料の好ましい最も先進的な実施形態は、１１〜１３重量％のＣｏ、６〜８重量％のＣｒ、１〜３重量％のＭｏ、４〜６重量％のＷ、０．０１〜０．０３重量％のＺｒ、５〜７重量％のＡｌ、０．１〜０．１５重量％のＣ、１〜３重量％のＲｅ、５〜７重量％のＴａ、０．０１５〜０．３重量％のＢ、１．２〜１．８重量％のＳｉ、及び残部の不純物を有するニッケルからなる。

別の好ましい実施形態では、ホウ素の含有量は、ケイ素の含有量が約１重量％から約３重量％に上昇するにつれて、約０．４重量％から約０．１重量％へと比例して減少し、これによりホウ素及びケイ素の合計含有量は約１．４重量％〜約３．１重量％となり、溶接部の機械的特性又は酸化耐性を、特定の用途のために必要に応じて向上させることができ、同時に多結晶超合金のＨＡＺ割れ及び単結晶材料の再結晶化を回避できる。

好ましい実施形態は、溶接ワイヤ若しくは溶接粉体、又はこれらのワイヤ若しくは粉体を用いて補修されるタービンエンジン構成部品である。

図１は、アニールされた状態のＧＴＤ１１１超合金上に標準的なＲｅｎe８０を用いて製造されたクラッド溶接部の顕微鏡写真であり、ＨＡＺ及び溶接部の割れを示している。 図２は、アニールされた状態のＧＴＤ１１１超合金上に粉体状の溶接材料ＦＭ４を用いて製造されたレーザクラッド溶接部の長手方向断面の顕微鏡写真であり、割れのない溶接部及びＨＡＺを示している。 図３は、時効熱処理された状態のＩＮ７３８超合金上に粉体状の溶接材料ＦＭ３を用いて製造されたレーザクラッド溶接部の溶融領域の顕微鏡写真であり、割れのない溶接部及びＨＡＺを示している。 図４は、溶接後時効熱処理された状態のＭａｒＭ２４７超合金で製作されたノズル案内翼上に溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ３を用いて製造されたＧＴＡＷ−ＭＡクラッド溶接部の顕微鏡写真であり、割れのない溶接部及びＨＡＺを示している。 図５は、ＧＴＤ１１１超合金上に粉体状の溶接材料ＦＭ８を用いて製造されたレーザクラッド溶接部の顕微鏡写真であり、ホウ化物及び珪化物の粒間析出を示している。 図６は、溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ８を用いて製造された、Ｒｅｎe７７のＧＴＡＷ−ＭＡ突合せ溶接接合部の顕微鏡写真である。 図７は、単結晶材料ＲｅｎeＮ５上に溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ７を用いて製造されたＧＴＡＷ−ＭＡクラッド溶接部の顕微鏡写真であり、割れのない溶接部、及び再結晶化の形跡が全くないＨＡＺを示している。 図８は、単結晶材料ＣＭＳＸ−４材料上に溶接材料ＦＭ９を用いて製造されたＧＴＡＷ−ＭＡクラッド溶接部の顕微鏡写真であり、割れのない溶接部、及び再結晶化の形跡が全くないＨＡＺを示している。 図９は、ＧＴＡＷ−ＭＡと、標準的なＲｅｎe８０溶接材料（１００及び１０１）並びに溶融材料ＦＭ３（２００及び２０１）とを用いて製造した溶接部サンプルを示し、１００及び２００はサンプルの上面図であり、１０１及び２０１は３００時間に亘って２０１２°Ｆで試験した後のサンプルの側面図であり、溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ４を用いて製造した溶接部の優れた酸化耐性を示している。 図１０は、時効熱処理された状態のインコネル７３８超合金上に、溶接粉体状の溶接合金ＦＭ８及びレーザビーム溶接を用いて製造した溶接金属の顕微鏡写真である。 図１１は、ＧＴＡＷ−ＭＡ及び溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ７（溶接実施例１５）を用いて製造された航空機用エンジンの、単結晶ＲｅｎeＮ５超合金で製作された高圧タービン（Ｈｉｇｈ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｔｕｒｂｉｎｅ：ＨＰＴ）羽根の、先端及び径方向割れの補修を示し、２５０はＨＰＴ羽根、２５１及び２５２は径方向割れ溶接部、２５３は先端溶接部、２５４は径方向割れの良好な補修の程度を実証するノギスである。 図１２は、自動レーザクラッディング及び溶接粉体状の溶接材料ＦＭ１１（溶接実施例１６）を用いて製造された産業用ガスタービンエンジンの、ＧＴＤ１１１多結晶超合金で製作された高圧タービン（ＨＰＴ）動翼の、先端の補修を示し、３００はＨＰＴ動翼、３０１はレーザ溶接部である。

標準的な頭字語
ＡＭＳ：米国航空宇宙材料仕様書（規格）
ＡＳＴＭ：米国材料試験協会（規格）
ＡＷＳ：米国溶接協会（規格）
ＨＡＺ：熱影響部
ＨＰＴ：高圧タービン
ＩＧＴ：産業用ガスタービンエンジン
ＬＰＴ：低圧タービン
ＮＤＴ：非破壊検査
ＮＧＶ：ノズル案内翼
ＯＥＭ：原機製造方式
ＰＷＨＴ：溶接後熱処理
ＵＮＳ：統一番号システムは、北米で広く受容されている合金表示システムである。
ＵＴＳ：最終引張強度

用語集
合金：２つ以上の材料の混合物からなる金属化合物。
オーステナイト：面心立方構造内の１つ又は複数の元素の固溶体。
基材金属又は基材：１つに溶接されて接合部を形成する２つ以上の金属のうちの１つ。
ホウ化物：２つの元素からなり、これら２つの元素のうちホウ素がより電気的に陰性である、化合物。ホウ素は金属元素及び非金属元素とホウ化物を形成する。
炭化物：炭素及び炭素よりも電気的に陰性である元素からなる化合物。炭素は金属（例えばクロム、ニオブ、モリブデン、タンタル、チタン、タングステン及びＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ群のその他の金属）並びに非金属（例えばホウ素、カルシウム又はケイ素）と炭化物を形成できる。金属炭化物は、その極めて高い硬度及び高温に対する耐性を特徴とする。
クラッディング：耐摩耗性及び／若しくは耐食性若しくは他の特性の改善を目的とした、並びに／又は基材への溶け込みを最小としながら部品を所望の寸法に復元するための、溶接材料及び／又は複合溶接粉体の比較的厚い層（＞０．５ｍｍ（０．０２インチ））の塗布プロセス。
冷間圧延：合金の再結晶温度未満の温度で実行されるプロセス。
冷間加工：実質的に再結晶点未満の温度での金属の成形。冷間加工は強度及び硬度を付加する。
割れ：鋭い先端及び幅に対する長さの高い比（通常３超）を特徴とする、欠損型の不連続。
割れ形成：溶接プールの固化中又は固化完了後に溶接部で成長する破損
クリープ（特性）：固体材料が、応力の影響下でゆっくり移動するか又は恒常的に変形する傾向。
クリープ及び破断試験：ＡＳＴＭ Ｅ１３９に従って、一定の温度に維持された引張試験片に対して一定の付加を印加することによって実行される試験。破断試験はクリープ試験と同様の様式で、ただしより高い応力レベルで、試験片が破壊されるまで実行され、破損時点を測定する。所定の負荷における破壊前の時間を用いて、材料の破断特性を決定する。
希釈：溶接ビード中の基材又は溶接前金属の百分率によって測定される、溶接ビード中の基材又は溶接前金属の混合によって発生した溶接材料の化学的組成の変化。
不連続：基材金属又は溶接金属の機械的、冶金的又は物理的特性の均質性の損失といった、溶接金属の典型的構造の中断。
展性：金属及び合金の、破壊することなく牽引、引き伸ばし又は成形できる能力。
押出：単一のダイ又は複数の一連のダイを通して棒材を押し込むことによる成形プロセス。
亀裂：破損表面のごくわずかな分離（開口変位）を伴う小さな割れ状の不連続。大型（ｍａｃｒｏ）又は微小（ｍｉｃｒｏ）という接頭辞は相対的なサイズを表す。
溶融溶接：溶接部を形成するために基材金属の溶融を使用する溶接プロセス。
ガンマ（γ）相：連続マトリクス（ガンマと呼ばれる）は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の固溶体元素を高い割合で含有するのが普通である面心立方（ｆｃｃ）構造ニッケル系オーステナイト相である。
ガンマプライム（γ’）相：ニッケル系超合金の一次強化相は、オーステナイトγマトリクス中に凝集して析出する、ニッケル及びアルミニウム又はチタンからなる化合物であるＮｉ３Ａｌ又はＮｉ３Ｔｉである。
ガス噴霧法：オリフィスを通して溶融金属流を押し出し、これを不活性ガス噴射によって噴霧して微細な金属滴とし、その後急速に冷却することによって、高品質金属粉体を製作するためのプロセス。
ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）：ＡＷＳの定義によると、これはタングステン（非消耗）電極と基材としても公知である加工対象物との間で金属を加熱することによって、金属のコアレッセンスを製造する、アーク溶接プロセスである。ガス又はガス混合物からの遮蔽が得られる。圧力を使用してもしなくてもよく、また溶加材を使用してもしなくてもよい。
硬度：金属及び合金の、圧入、貫入及び引っ掻きに対して抵抗する能力。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）−まだ融解していないが、溶接の熱によって機械的特性又は微小構造が変化している基材の部分。
熱処理：材料の構造を変化させ、材料の物理的及び機械的特性を変化させるために使用される、制御された加熱及び冷却プロセス。
熱間圧延：合金の再結晶温度を超える温度で実行されるプロセス。
誘導溶融：渦電流としても公知である誘導電流によって金属及び合金を加熱して溶融するプロセス。
反比例：ある数が減少するにつれて別の数が増加する、又はある数が増加するにつれて別の数が減少する関係。反比例は正比例の逆である。
レーザビーム溶接及びクラッディング（ＬＢＷ）：ＡＷＳの定義によると、これは
接合部又は基材に衝突する集束したコヒーレント光の適用によって得られる熱により、材料のコアレッセンスを製造する、溶接プロセスである。
線形不連続：長さと幅との比が３：１以上の溶接部欠陥。
液化割れ：低融点粒界構成要素の溶融によって引き起こされる、固化中に発生する溶接部の割れ。
マルチパスクラッディング及び溶接：２つ以上のパスによって形成される溶接部。
ニッケル系超合金：ニッケルの含有量が他の合金形成元素の含有量を超える材料。
プラズマアーク溶接（ＰＡＷ）：ＡＷＳの定義によると、これは、拘束アークを用いて電極と加工対象物（基材）との間（変換アークとしても公知）又は電極と拘束ノズルとの間（非変換アークとしても公知）で金属を加熱することによって金属のコアレッセンスを製造する、アーク溶接プロセスである。
析出熱処理又は硬化：特定の元素が析出する温度まで合金を加熱し、より硬い構造を形成し、その後ある速度で冷却して元の構造に戻るのを防止するプロセス。
再結晶化：通常は熱処理中の粒子成長によって発生する既存の粒子構造からの、新規の緊張のない粒子構造の形成。
再結晶温度：既存の粒子構造の再結晶化が特定の時間内に起こるおおよその温度。
圧延：複数の機械的に駆動されているローラに金属の素材を通すプロセス。
破断強度：破断時に材料中に発現する公称応力であり、これは最終強度とは必ずしも一致しない。
固化収縮：固化中の金属の容積収縮。
溶体化熱処理：１つ又は複数の合金形成元素を固溶体に溶解できる期間に亘って、合金を特定の温度まで加熱し、その後迅速に冷却するために使用される、熱処理方法。
超合金：高温での実使用のための酸化耐性及び機械的特性を有する、金属材料。
最終引張強度（ＵＴＳ）：材料を破断させるのに必要な長手方向応力の最小量によって測定された、長手方向応力に対する材料の耐性。
溶接及びクラッドビード：圧力を印加しながら若しくは印加せずに材料を溶接温度まで加熱することによって、又は溶接材料を使用して若しくは使用せずに圧力のみを印加することによって製造される、金属又は非金属の局所的なコアレッセンス。
溶接部欠陥：それ自体によって、又は影響の集積によって、部品又は製品が、最低限の適用可能な合格基準又は仕様を満たすことができなくなるような不連続。
溶接パス：接合部、溶着物又は基板に沿った溶接又はクラッディング作業の単一の進行。パスの結果として溶接ビード、層又は噴霧溶着物が得られる。
溶接プール：溶接部の溶融金属の、溶接材料として固化する前の局所的な容積。
溶接：溶接部を作製において使用される、材料接合プロセス。
溶接材料：溶接接合部、ろう付け接合部又はハンダ付け接合部の作製のために添加される材料。
溶接粉体：溶接接合部又はクラッド溶接部の作製において添加される、粉体状の溶接材料。
溶接ワイヤ：溶接接合部又はクラッド溶接部の作製において添加される、ワイヤ状の溶接材料。
降伏強度：金属の、恒久的に変形することなく漸進的な力に耐えることができる能力。

本発明の合金は、鋳物、展伸材、プレート、ストリップ、シート、粉体及びその他の溶接材料の形態で使用できる。しかし、溶接ワイヤ及び粉体状の溶接材料が主な用途である。

溶接ワイヤ及び粉体は、標準的な誘導溶融技術及び設備又はその他の溶融プロセスを用いて真空中又はアルゴン中で製造された、ビレットとしても公知であるインゴットで製作される。

溶接ワイヤの製作のために、ビレットは通常、直径０．７５インチ超のロッドの形態で製造され、高温での圧延又は押出によって０．５０インチまで直径を減少され、その後標準的な表面仕上げを施される。

本発明の概念によると、ニッケル系合金は１６００°Ｆ超の温度において展性を有する。熱間圧延中、初期直径０．５０インチのロッドは０．０２０〜０．０６２インチまで直径を減少される。圧延によって溶接ワイヤの降伏強度及び硬度が上昇する。従って、展性を上昇させるために、溶接ワイヤを時折アニーリング熱処理に供し、加工性を復元できるようにする。

最終加工中、溶接ワイヤを、溶接部が汚染されていないことを保証する標準的な精密洗浄
手順に供する。

直径約４５〜７５μｍの溶接粉体を、標準的なガス噴霧プロセスで製作する。このプロセス中、好ましい実施形態による化学的組成を有する溶融した超合金を不活性ガス噴射によって噴霧して微細な金属滴とし、この金属滴を噴霧タワー内で落下する間に冷却する。

ガス噴霧法によって得られた金属粉体は完全な球形であり、高い清浄レベルを有する。溶接粉体は、プラズマ、マイクロプラズマ及びレーザ溶接及びクラッディングに使用され、これらは溶融溶接及びクラッディングプロセスとしても公知である。

溶融溶接中、標準的な給粉装置を用いて、粉体をアルゴンと共に溶接プールに供給する。固化後、溶接粉体は溶接金属を形成する基材と溶融する。過熱を低減してＨＡＺ割れを防止するために、溶接及びクラッディングは最小限の希釈で実行される。クラッディングにおいては、５〜１５％の希釈で最良の結果が得られた。

溶接プール内において、ホウ素及びケイ素を好ましい実施形態において開示する他の合金形成元素及び基材と組み合わせ、以下の有益な効果を生成する。

第１に、ホウ素及びケイ素は融点降下剤として、溶接プールの温度及びＨＡＺの過熱を低減して、図２〜６に示すようなインコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ００２及びＭａｒＭ２４７超合金上での良好な割れのない溶接部の形成を増進し、図７、８に示すようなＣＭＳＸ−４及びＲｅｎeＮ５単結晶材料の再結晶化を排除する。これらの溶接部の固相線温度は、ホウ素及びケイ素の量が少ないためろう付け材料よりも大幅に高いものの、基材の融点よりも低い。その結果として、ＰＷＨＴ中、約２２００°Ｆの温度においてろう付けされた接合部が完全に溶融する一方で、溶接部は所望のジオメトリを維持できる。

第２に、ホウ素は、粒界に沿った連続的な珪化物フィルムの分離及び析出を防止し、粒子マトリクス内における図５に示す高強度の立方体状ホウ化物及び珪化物の析出を増進し、これは図１０に示す微細な立方体状ガンマプライム相の形成と併せて、溶接部の高温機械的特性を公知の溶接材料を用いて製造された溶接部と比べて大幅に改善する。

最後に、ケイ素は、酸化耐性に対するホウ素の悪影響を補償し、表４、５に示すような標準的なＲｅｎe８０及びＲｅｎe１４２を用いて製造した溶接部と比べても、溶接部の酸化耐性を大幅に改善する。

インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ００２、ＭａｒＭ２４７、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎeＮ５超合金及び単結晶材料の溶接の実施例
溶接実験１〜１６を実施して、開発された溶接材料の、航空機用エンジン及びＩＧＴエンジンのＨＰＴ羽根の補修に関する産業利用可能性を実証するために、表１に示す好ましい実施形態による化学的組成を有する溶接ワイヤ及び粉体を公知の方法を用いて製作した。

インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ２４７、Ｒｅｎe７７、ＭａｒＭ００２多結晶超合金及びＲｅｎeＮ５、ＣＭＳＸ−４単結晶材料に対してマルチパスレーザクラッディングを実施した。これらの材料は、産業用及び航空機用タービンエンジン用のＨＰＴ及びＬＰＴタービン羽根並びにＮＧＶの製作に広く使用されており、従って実用面での重要性が極めて高い。またインコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ２４７は、溶接中にＨＡＺ割れが極めて発生しやすい。ＲｅｎeＮ５、ＣＭＳＸ−４単結晶材料は、ＨＡＺの再結晶化が発生しやすく、これは実使用条件におけるタービン羽根の割れにつながる場合がある。

表３に示す粉体状の本発明の溶接材料（ＦＭ）と、割れに対する溶接部の感受性の比較のために標準的なＲｅｎe８０溶接粉体とを用いて、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１超合金上にレーザクラッド溶接部を作製した。

厚さ０．５インチのインコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ００２とＭａｒＭ２４７超合金上のクラッド溶接部との突合せ接合部を、溶接材料ＦＭ２、ＦＭ５で製作された直径０．０３０〜０．０４５インチの溶接ワイヤを用いて、及び比較のために航空機用途ＡＭＳ２６８５のための標準的な溶接手順に従って標準的なＲｅｎｅ８０ワイヤを用いて、マルチパスＧＴＡＷ−ＭＡ溶接を使用して製造した。希釈を制御するために、約１２〜１４Ｖのアーク電圧において、突合せ溶接に関しては１００Ａ、クラッディングに関しては６０Ａに溶接電流を制限した。

幅０．１０〜０．２４インチ、高さ０．１２〜５インチ、長さ２〜６インチのマルチパスレーザクラッド溶接部を製造するために、溶接中に、溶接速度３〜５インチ／分においてレーザヘッドを振幅±（０．０３〜０．０７）インチ、速度約３０インチ／分で振動させた。レーザビーム電力は４００〜４２０Ｗで可変であり、また粉体供給速度は３〜７ｇ／分で可変であった。

溶接前に、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ２４７、Ｒｅｎe７７析出強化型超合金で製作したサンプルを２時間に亘って２１９０±１５°Ｆでの標準的な溶接前アニーリング熱処理に供し、その後アルゴンでクエンチして、溶接性を改善した。

溶接後、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１超合金で製作した全てのサンプルを、２時間に亘る２１９０°Ｆでのアニーリングと、それに続く２時間に亘る２０５０°Ｆでの一次時効化と、さらにこれに続く２４時間に亘る１５５５°Ｆでの二次時効化とからなるＰＷＨＴに供した。

ＭａｒＭ２４７、ＭａｒＭ００２超合金で製作した溶接部サンプルを、４時間に亘る１９７５°Ｆでの一次時効化と、２０時間に亘る１５６０°での二次時効化とからなる標準的なＰＷＨＴに供した。

単結晶ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎeＮ５で製作したサンプルを、２時間に亘って２０５０°Ｆで応力緩和に供した。

機械的試験の前に、溶接部サンプルをＡＳＴＭ Ｅ１２０９−０５による蛍光浸透探傷検査（ＦＰＩ）と、ＡＳＴＭ Ｅ１７４２−０８による放射線検査とに供した。０．００２インチを超えるサイズのひび割れ及びその他の溶接部の不連続は認められなかった。

クラッド溶接金属及び突合せ溶接接合部を、ＡＳＴＭ Ｅ２１による引張試験及びＡＳＴＭ Ｅ１３９による破断試験に供した。引張試験及び破断試験に関する試験結果及びパラメータをそれぞれ表２、３に示す。

直径０．２５インチ、長さ１．０インチのサンプルを、タービンエンジンの許容最高排気ガス温度（ＥＧＴ）に相当する１８２５±１５°Ｆに、２０時間曝露し、その後、４時間に亘って冷却することを繰り返すことにより、繰り返し酸化試験（ｃｙｃｌｉｃ ｏｘｉｄａｔｉｏｎ ｔｅｓｔｉｎｇ）を実施し、最高温度での総試験時間を８２０時間とした。

表面粗度３２ミクロンにまで機械加工した厚さ０．０６０インチの平坦なサンプルを空気中で２０１２±１５°Ｆまで加熱し、その後この温度で１時間に亘ってソーキングして、空気中で急速に冷却することを繰り返すことにより、加速繰り返し酸化試験を実施した。

好ましい実施形態から製作された析出強化型ニッケル系溶接材料の製作及び補修のために、以下の４つの特性を達成することを目的とする。
１．環境温度における、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１、ＭａｒＭ２４７、Ｒｅｎe７７、ＭａｒＭ００２等の析出強化型超合金上の、割れのない溶接部。
２．ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎeＮ５及びその他の単結晶材料の再結晶化及び割れの排除。
３．最低２５ＫＳＩの、１８００°Ｆにおける０．２％オフセット降伏強度と、最低１０時間の、１８００°Ｆにおける１５ＫＳＩの応力への耐性との達成。
４．１８２５±１５°Ｆでの最短５００時間の試験中における、Ｒｅｎe８０を上回る酸化耐性の生成。

低いレベルの機械的特性及び酸化特性並びに割れのない溶接部を製造する能力を有する、本発明の概念に従って製作された溶接材料は、エンジン構成部品の保護コーティングと組み合わせて、エンジン構成部品の寸法的復元及び低応力領域の割れの補修のために使用できる。

表２〜５に、溶接部の機械的特性及び酸化耐性を示す。

表２に示す試験結果から分かるように、１．６〜１．８重量％のＳｉからなりホウ素添加物を有さない溶接材料ＦＭ１を用いて製造された溶接部はＨＡＺ割れを呈した。しかしこのＨＡＺ割れにも関わらず、ケイ素担持溶接金属を破断試験に供し、表３に示すように、溶接部のクリープ特性に対するケイ素の悪影響が立証された。

２．７〜３．０重量％のＳｉ及び少量のホウ素からなる溶接材料ＦＭ２を用いて製造された溶接部は、割れを有さず、低い機械的特性を有した。従って溶接材料ＦＭ２は殆どの場合、エンジン構成部品の寸法的復元に使用できる。

ホウ素及びケイ素の含有量が高い溶接材料ＦＭ５を用いて製造された溶接部は、割れを生じやすく、実用面での重要性がなかった。

ケイ素非含有溶接材料ＦＭ１１を用いて製造された溶接部は割れを有さなかったが、０．３重量％という不十分なホウ素含有量により、インコネル７３８、ＧＴＤ１１１超合金のＨＡＺは微小な割れを呈した。また表４に示すように、ホウ素を有していながらケイ素を有さないことにより、酸化耐性が低下した。

溶接材料ＦＭ３、ＦＭ４、ＦＭ６、ＦＭ７、ＦＭ８、ＦＭ９、ＦＭ１０中でのホウ素、ケイ素及びその他の合金形成元素の組み合わせにより、高い機械的特性と酸化耐性との独自の組み合わせによる良好な割れのない溶接部の形成が達成され、また図８、９に示すＨＡＺにおける単結晶ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎeＮ５単結晶材料の結晶化が排除された。

溶接部の機械的特性は、図１０に示すようなガンマプライム相の形成と、図５に示すような粒子マトリクス内での立方体状のホウ化物及び珪化物の好ましい析出とによって改善された。

単結晶材料上での標準的なＲｅｎe８０溶接合金を用いた溶接は、図１に示すように、ＨＡＺの再結晶化及び高ガンマプライムＧＴＤ１１１合金上に製造された溶接部の割れにつながった。インコネル７３８、ＭａｒＭ２４７、Ｒｅｎe７７超合金において同様の割れが観察された。

ＧＴＡＷ−ＭＡに対する溶接ワイヤ状の、及び自動レーザ溶接に対する粉体状の、本発明において開発された溶接材料の実用上の利用可能性の例証を、図１１に示す溶接実施例１５によって提示する。図１１は、長さ約０．６６インチの溶接部２５１、２５２及び先端溶接部２５３を用いた、長さ０．５インチの割れの径方向補修を例示する。溶接は、手動のＧＴＡＷ−ＭＡ、溶接用の標準的な設備と、溶接ワイヤ状の溶接材料ＦＭ７とを用いて、環境温度で行った。

溶接後、ＨＰＴ羽根を、２０５０°ＦでのＰＷＨＴ応力緩和、羽根の元のジオメトリを復元するための研磨、化学エッチング、ＦＰＩ及び放射線検査に供した。許容できない溶接部の不連続は見つからなかった。

ＩＧＴ動翼の先端復元を例示するために、１ｋＷレーザを備えるＬＡＷＳ１０００レーザ溶接システムにおける、粉体状の溶接材料ＦＭ１１を用いた環境温度での自動マルチパスレーザクラッディングによって、図１２に示す溶接実施例１６を実施した。

溶接後、ＧＴＤ１１１超合金で製作された動翼を、標準的な溶接後時効熱処理、機械加工、研磨、ＦＰＩ及び放射線検査に供した。溶接部は上述の４つの特徴を全て達成しており、合格であった。

Claims (6)

1. 以下の元素：
   コバルト：５〜１５重量％、
   クロム：５〜２５重量％、
   アルミニウム：１〜７重量％、
   炭素：０．０５〜０．２重量％、
   ホウ素：０．０１〜０．４重量％、
   ケイ素：１〜３重量％、
   タングステン及びモリブデンから選択された元素：合計１〜２０重量％、
   チタン、ジルコニウム、ハフニウム、タンタル及びレニウムから選択された元素：合計１〜１８重量％、及び
   不純物を含むニッケル：残部
   の組成からなる超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料。
2. 前記組成は、以下の元素：
   コバルト：８〜１０重量％、
   クロム：１４〜１８重量％、及び
   アルミニウム：２〜４重量％、
   を含む、請求項１に記載の超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料。
3. 前記組成は、以下の元素：
   コバルト：１１〜１３重量％、
   クロム：７〜９重量％、及び
   アルミニウム：５〜６．５重量％、
   を含む、請求項１に記載の超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料からなる溶接粉体。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料からなる溶接ワイヤ。
6. 請求項１〜３のいずれかに記載の超合金溶融溶接用析出強化型ニッケル系溶接材料からなるタービンエンジン構成部品の補修箇所。