JPS63259043A - 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 - Google Patents
拡散接合用ニッケル基合金の製造方法Info
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- JPS63259043A JPS63259043A JP9197187A JP9197187A JPS63259043A JP S63259043 A JPS63259043 A JP S63259043A JP 9197187 A JP9197187 A JP 9197187A JP 9197187 A JP9197187 A JP 9197187A JP S63259043 A JPS63259043 A JP S63259043A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、高温部品用材料であるニッケル基超合金の接
合に用いる接合用合金とその製造方法に係わり、特に拡
散接合用ニッケル基合金及びその製造方法に関する。
合に用いる接合用合金とその製造方法に係わり、特に拡
散接合用ニッケル基合金及びその製造方法に関する。
ガスタービン動翼等の高温部品用材料であるニッケル基
超合金の接合技術が近年その重要性が高まっている。
超合金の接合技術が近年その重要性が高まっている。
従来ニッケル基超合金の接合に関しては特開昭４７−３
３８５０号公報に記載の液相拡散接合が主に用いられて
いる。この接合方法は、ニッケル基超合金である被接合
物の接合面間に被接合物より融点の低いＮ１−Ｂあるい
はＮ１−Ｂ−Ｘ系（ここでＸはＮｉ、Ｂ以外の合金元素
を示す）組成の合金薄板、コーティング層又はスパッタ
層等を有する接合用合金層を配置し、被接合物の融点よ
り低く接合用合金層の融点より高い温度範囲にて、接合
応力を与えて、真空中あるいは不活性ガス雰囲気中等で
被接合物を接合する方法である。
３８５０号公報に記載の液相拡散接合が主に用いられて
いる。この接合方法は、ニッケル基超合金である被接合
物の接合面間に被接合物より融点の低いＮ１−Ｂあるい
はＮ１−Ｂ−Ｘ系（ここでＸはＮｉ、Ｂ以外の合金元素
を示す）組成の合金薄板、コーティング層又はスパッタ
層等を有する接合用合金層を配置し、被接合物の融点よ
り低く接合用合金層の融点より高い温度範囲にて、接合
応力を与えて、真空中あるいは不活性ガス雰囲気中等で
被接合物を接合する方法である。
この接合方法の特徴は接合用合金層にボロン等の融点降
下元素を含んだ低融点合金組成材を用いることにあり、
接合時に接合用合金層を溶融するとともに被接合物の接
合界面を部分溶融させて接合する。その結果として接合
部分は被接合物より融点の低い合金組成で形成されるこ
とになる。高温強度と融点とは一般鳴比例する傾向があ
り、この方法における接合部分の高温強度は被接合物よ
り弱くなっている。
下元素を含んだ低融点合金組成材を用いることにあり、
接合時に接合用合金層を溶融するとともに被接合物の接
合界面を部分溶融させて接合する。その結果として接合
部分は被接合物より融点の低い合金組成で形成されるこ
とになる。高温強度と融点とは一般鳴比例する傾向があ
り、この方法における接合部分の高温強度は被接合物よ
り弱くなっている。
その対策として、接合後に熱処理を施し、接合部の融点
降下元素を接合母材全体に拡散させて接合部分の融点降
下元素量を少なくすることによって接合部分の融点を上
げることが提案されている。
降下元素を接合母材全体に拡散させて接合部分の融点降
下元素量を少なくすることによって接合部分の融点を上
げることが提案されている。
しかしこの方法に於ける接合用合金層は、融点を降下さ
せる必要があるためにボロンやシリコン等の合金元素を
必ず含む必要がある。また、ニッケル基超合金において
高温強度を高めるのに最も重要なアルミニウムやアルミ
ニウムと同様の効果があるチタン、ニオビウム、タンタ
ル等の合金は、上に必要な元素を含んでいないことによ
り接合部の高温強度が低下するという問題があった。
せる必要があるためにボロンやシリコン等の合金元素を
必ず含む必要がある。また、ニッケル基超合金において
高温強度を高めるのに最も重要なアルミニウムやアルミ
ニウムと同様の効果があるチタン、ニオビウム、タンタ
ル等の合金は、上に必要な元素を含んでいないことによ
り接合部の高温強度が低下するという問題があった。
さらに、−製品において接合面積が多くある場合、ボロ
ン等を多く含んだ接合用合金層を多量用いることになる
ため、ボロン等の融点降下元素が製品使用中に製品全体
に拡散していき、製品の中に含まれるボロン等の平均濃
度を高める。そのため製品を構成している材料の融点が
下がり、製品自体の高温強度を低下させるという問題も
あった。
ン等を多く含んだ接合用合金層を多量用いることになる
ため、ボロン等の融点降下元素が製品使用中に製品全体
に拡散していき、製品の中に含まれるボロン等の平均濃
度を高める。そのため製品を構成している材料の融点が
下がり、製品自体の高温強度を低下させるという問題も
あった。
これらの問題の対策としては、被接合物の接合界面に液
相を生成しない固相拡散接合方法を適用する必要がある
。
相を生成しない固相拡散接合方法を適用する必要がある
。
しかしながら、この固相拡散接合方法では被接合物の接
合面同志を直接、あるいは接合用合金層を介して接触さ
せ、原子面間に凝集力が働く距離まで密着させる必要が
あり、そのためには大きな接合応力を必要とするという
問題があった。
合面同志を直接、あるいは接合用合金層を介して接触さ
せ、原子面間に凝集力が働く距離まで密着させる必要が
あり、そのためには大きな接合応力を必要とするという
問題があった。
本発明の目的は、前記の問題点を解消し、ニッケル基超
合金の拡散接合時に高い接合応力を必要としない拡散接
合用ニッケル基合金およびその製造方法を提供すること
にある。
合金の拡散接合時に高い接合応力を必要としない拡散接
合用ニッケル基合金およびその製造方法を提供すること
にある。
本発明の目的は、ニッケル基超合金からなる被接合物の
接合面間に挿入して拡散接合を行う拡散接合用ニッケル
基合金において、アルミニウム。
接合面間に挿入して拡散接合を行う拡散接合用ニッケル
基合金において、アルミニウム。
チタン、ニオビウムおよびタンタルの含有量の合計が１
６〜２２ａ ｔ％であるとともに、チタン。
６〜２２ａ ｔ％であるとともに、チタン。
ニオビウムおよびタンタルのうちいずれがの含有量、あ
るいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム含有量
の１７４以下であり、さらにタングステンを０．５〜５
ａｔ％含有し残部がニッケルからなる組成を有する溶融
したニッケル基合金を急速に冷却して凝固させたことを
特徴とする拡散接合用ニッケル基合金と、ニッケル基超
合金からなる被接合物の接合面間に挿入して拡散接合を
行う拡散接合用ニッケル基合金の製造方法において。
るいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム含有量
の１７４以下であり、さらにタングステンを０．５〜５
ａｔ％含有し残部がニッケルからなる組成を有する溶融
したニッケル基合金を急速に冷却して凝固させたことを
特徴とする拡散接合用ニッケル基合金と、ニッケル基超
合金からなる被接合物の接合面間に挿入して拡散接合を
行う拡散接合用ニッケル基合金の製造方法において。
アルミニウム、チタン、ニオビウムおよびタンタルの含
有量の合計が１６〜２２ａｔ％であるとともに、チタン
、ニオビウムおよびタンタルのうちいずれかの含有量、
あるいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム含有
量の１／４以下であり、さらにタングステンを０．５〜
５ａｔ％含有し残部がニッケルからなる組成を有する溶
融したニッケル基合金を急速に冷却して凝固させること
を特徴とする拡散接合用ニッケル基合金の製造方法とを
提供することにより達成される。
有量の合計が１６〜２２ａｔ％であるとともに、チタン
、ニオビウムおよびタンタルのうちいずれかの含有量、
あるいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム含有
量の１／４以下であり、さらにタングステンを０．５〜
５ａｔ％含有し残部がニッケルからなる組成を有する溶
融したニッケル基合金を急速に冷却して凝固させること
を特徴とする拡散接合用ニッケル基合金の製造方法とを
提供することにより達成される。
拡散接合用ニッケル基合金に含まれるアルミニウムは平
衡相としてＮ１５ＡＱ の組成、ＬＩ！構造を有するガ
ンマプライム相となって析出し、高温強度を強化する。
衡相としてＮ１５ＡＱ の組成、ＬＩ！構造を有するガ
ンマプライム相となって析出し、高温強度を強化する。
チタン、ニオビウム、タンタルはＮ ｉ ａＡ Ｑ
のＡＱと同等の作用を示し、Ｎ１ａＡｆｌ のＡＱ部
分に一部誼換して入ることにより、ガンマプライム相と
なって析出し、高温強度を強化する。しかし、前記アル
ミニウム、チタン、ニオビウムあるいはタンタルを含有
する拡散接合用ニッケル基合金にタングステンを添加し
た溶融ニッケル基合金を急速に冷却して凝固することに
よりニッケル基合金の結晶粒が微細になり、かつ非平衡
相を形成し前記ガンマプライム相を析出させない。
のＡＱと同等の作用を示し、Ｎ１ａＡｆｌ のＡＱ部
分に一部誼換して入ることにより、ガンマプライム相と
なって析出し、高温強度を強化する。しかし、前記アル
ミニウム、チタン、ニオビウムあるいはタンタルを含有
する拡散接合用ニッケル基合金にタングステンを添加し
た溶融ニッケル基合金を急速に冷却して凝固することに
よりニッケル基合金の結晶粒が微細になり、かつ非平衡
相を形成し前記ガンマプライム相を析出させない。
結晶粒が微細になることにより高温強度が低下し、更に
非平衡相を形成することから平衡相としてのガンマプラ
イム相を析出せず、そのため高温強度が低下する。従っ
て、拡散接合用ニッケル基合金の高温強度の低下は、拡
散接合時の接合応力を大巾に低下させる。
非平衡相を形成することから平衡相としてのガンマプラ
イム相を析出せず、そのため高温強度が低下する。従っ
て、拡散接合用ニッケル基合金の高温強度の低下は、拡
散接合時の接合応力を大巾に低下させる。
本発明の実施例では、拡散接合用ニッケル基合金として
、Ｎ ｉ−１５ａ ｔ％〜２２．５ａｔ％Ａ１２合金材
とＮｉ−２０ａｔ％Ａｆｌ−０，５〜５ａｔ％Ｗ合金材
を試作し、試験調査を行った。
、Ｎ ｉ−１５ａ ｔ％〜２２．５ａｔ％Ａ１２合金材
とＮｉ−２０ａｔ％Ａｆｌ−０，５〜５ａｔ％Ｗ合金材
を試作し、試験調査を行った。
合金の溶解は、所定の組成に配合した材料をアルゴンガ
ス雰囲気下で溶解し、凝固は急速凝固法の一種である双
ロール法により、ロール周速１５ｍ／ ｓｅｃの速度で
回転している双ロール間に溶融した合金を石英製ノズル
から噴出させて凝固させた。
ス雰囲気下で溶解し、凝固は急速凝固法の一種である双
ロール法により、ロール周速１５ｍ／ ｓｅｃの速度で
回転している双ロール間に溶融した合金を石英製ノズル
から噴出させて凝固させた。
作成されたニッケル基合金は、巾１０ｍｍ、厚さＱ 、
１ ｍｍの薄帯状の形状をしており、走査型顕微拡散
接合を行う場合は、上記の如くにして作成されたニッケ
ル基合金の薄帯をニッケル基超合金である被接合物の接
合面間に挿入し、ｌＸｌ０−’Ｔｏｒｒ以下の高真空雰
囲気下で、１０００’Ｃ以上の温度で拡散接合するのが
好ましい。なおその時の接合応力としては０ 、５ ”
３ ｋｇｆ／ ｌ１ｆｆｌ”が適当な範囲であり、そ
の接合時間は０．５〜２時間で十分である。
１ ｍｍの薄帯状の形状をしており、走査型顕微拡散
接合を行う場合は、上記の如くにして作成されたニッケ
ル基合金の薄帯をニッケル基超合金である被接合物の接
合面間に挿入し、ｌＸｌ０−’Ｔｏｒｒ以下の高真空雰
囲気下で、１０００’Ｃ以上の温度で拡散接合するのが
好ましい。なおその時の接合応力としては０ 、５ ”
３ ｋｇｆ／ ｌ１ｆｆｌ”が適当な範囲であり、そ
の接合時間は０．５〜２時間で十分である。
上記の如く、本実施例で作成された拡散接合用のニッケ
ル基合金の高温強度について調査した結果を第１図に示
す。
ル基合金の高温強度について調査した結果を第１図に示
す。
第１図は引張り試験での歪速度を変化させて、拡散接合
時の接合温度領域である１１００℃で高温引張り試験を
行った場合の歪速度と最大真応力の関係を示す。
時の接合温度領域である１１００℃で高温引張り試験を
行った場合の歪速度と最大真応力の関係を示す。
まず、前記ニッケル基合金中のアルミニウムの効果につ
いて説明すると、第１図に示すように、真応力で表わさ
れる応力で変形していることがわかる。前記の最大真応
力は、引張試験において試験片の各瞬間の断面積でその
時の外力を割った値、即ち真応力のうち最大の値を示す
もので、最大真応力の低い程低い応力で変形することを
表わす。
いて説明すると、第１図に示すように、真応力で表わさ
れる応力で変形していることがわかる。前記の最大真応
力は、引張試験において試験片の各瞬間の断面積でその
時の外力を割った値、即ち真応力のうち最大の値を示す
もので、最大真応力の低い程低い応力で変形することを
表わす。
Ｒｅｎｅ８０やｌＮ７３８ＬＣに合まれでいるガンマプ
ライム相の量はアルミニウム量にして約１５ａｔ％であ
ることから、それ以上のアルミニウム量にしてか微細に
なり、そのため高温強度が低下したものである。結晶粒
を微細化できるのはアルミニウム。
ライム相の量はアルミニウム量にして約１５ａｔ％であ
ることから、それ以上のアルミニウム量にしてか微細に
なり、そのため高温強度が低下したものである。結晶粒
を微細化できるのはアルミニウム。
チタン、ニオビウム、タンタルの各含有量の合計量が１
６〜２２ａｔ％の組成範囲であって、ガンマプライム相
の量が６４〜８８ｖｏ １％の範囲である。
６〜２２ａｔ％の組成範囲であって、ガンマプライム相
の量が６４〜８８ｖｏ １％の範囲である。
第４ａ図〜第４ｄ図に、ニッケルに、アルミニウムを１
５〜２２．５ ａｔ％含んだものを１０２、？、−Ｊ
： 口組織を示すが、アルミニウムが１５ａ ｔ％と２２．
５ ａｔ％のものでは結晶粒が粗粒化していることが
認められる。そのため、第１図で示したＮｉ−１５ａｔ
％Ａｆｌの応力は、小さい歪速度範囲ではＲｅｎｅ８０
やｌＮ７３８ＬＣより高くなっているのである。ここで
チタン、ニオビウム、タンタルはその各含有量の合計量
がアルミニウム含有量の１／４以下であれば、Ｎ ｉａ
Ａ Ｑ の中のＡＱの一部を置換するのでアルミニ
ウムの場合と全く同等の効果を示す。
５〜２２．５ ａｔ％含んだものを１０２、？、−Ｊ
： 口組織を示すが、アルミニウムが１５ａ ｔ％と２２．
５ ａｔ％のものでは結晶粒が粗粒化していることが
認められる。そのため、第１図で示したＮｉ−１５ａｔ
％Ａｆｌの応力は、小さい歪速度範囲ではＲｅｎｅ８０
やｌＮ７３８ＬＣより高くなっているのである。ここで
チタン、ニオビウム、タンタルはその各含有量の合計量
がアルミニウム含有量の１／４以下であれば、Ｎ ｉａ
Ａ Ｑ の中のＡＱの一部を置換するのでアルミニ
ウムの場合と全く同等の効果を示す。
一般にニッケル基超合金において強度、特に高温強度に
最も大きな効果を示すのはＮ ｉ ａ Ａ ｎ で示
され、Ｌｚｚ構造をもつガンマプライム相である。
最も大きな効果を示すのはＮ ｉ ａ Ａ ｎ で示
され、Ｌｚｚ構造をもつガンマプライム相である。
Ｎ ｘ ａ ＡΩ の中のＡＱと同等の効果を示し、Ｎ
１ａＡＩ２ のＡＱ部分に一部置換して入ることが出
来る元素とし゛てチタン、ニオビウム、タンタルがある
。チタン、ニオビウム、タンタルはＮ１ａＡ Ｑにおけ
るアルミニウム量に対して最大１／４まで置換すること
が出来る。それ以上に多くチタン。
１ａＡＩ２ のＡＱ部分に一部置換して入ることが出
来る元素とし゛てチタン、ニオビウム、タンタルがある
。チタン、ニオビウム、タンタルはＮ１ａＡ Ｑにおけ
るアルミニウム量に対して最大１／４まで置換すること
が出来る。それ以上に多くチタン。
ニオビウム、タンタルが加わると結晶構造Ｌｚｚ構造か
ら他の結晶構造に変化し、結果的に高温強度を低下させ
るので好ましくない。
ら他の結晶構造に変化し、結果的に高温強度を低下させ
るので好ましくない。
また、通常のニッケル基超合金ではガンマプライム相が
４０〜８０ｖｏ １％含まれる。この量のガンマプライ
ム量を形成するのに必要なアルミニウムは１０〜２０ａ
ｔ％となる。ニッケル基超合金では一般にガンマプライ
ム相が多くなる程強度は高くなり、そのためアルミニウ
ム量が多くなる程強度上有利となる。
４０〜８０ｖｏ １％含まれる。この量のガンマプライ
ム量を形成するのに必要なアルミニウムは１０〜２０ａ
ｔ％となる。ニッケル基超合金では一般にガンマプライ
ム相が多くなる程強度は高くなり、そのためアルミニウ
ム量が多くなる程強度上有利となる。
ニッケル基超合金の拡散接合を考える場合、被接合物の
アルミニウム量が１０〜２０ａ ｔ％であることから、
それより高いアルミニウム量として１６〜２２ａｔ％を
試験の対象範囲とした。その理由はアルミニウム量が１
６ａｔ％より少ない場合は接合部の高温強度が低下する
ため接合部としては好ましくなく、２２ａｔ％より多い
場合は接合部が脆くなる傾向を有するからである。
アルミニウム量が１０〜２０ａ ｔ％であることから、
それより高いアルミニウム量として１６〜２２ａｔ％を
試験の対象範囲とした。その理由はアルミニウム量が１
６ａｔ％より少ない場合は接合部の高温強度が低下する
ため接合部としては好ましくなく、２２ａｔ％より多い
場合は接合部が脆くなる傾向を有するからである。
次に、ニッケル基合金中のタングステンの効果ａｔ％Ａ
Ｑ−ｆａｔ％Ｗは、Ｒａｎｅ８０やｌＮ７３８ＬＣと比
べて試験温度１１００℃で約１１５の応力で変形可能で
あり、またタングステンを添加しないＮｉ−２０ａｔ％
ＡＱと比べても約１７３以下で変形可能になっているこ
とがわかる。これはタングステン添加により非平衡相が
形成されたため大３ｄ図により説明する。
Ｑ−ｆａｔ％Ｗは、Ｒａｎｅ８０やｌＮ７３８ＬＣと比
べて試験温度１１００℃で約１１５の応力で変形可能で
あり、またタングステンを添加しないＮｉ−２０ａｔ％
ＡＱと比べても約１７３以下で変形可能になっているこ
とがわかる。これはタングステン添加により非平衡相が
形成されたため大３ｄ図により説明する。
ニッケル基合金では、アルミニウムが含有されている場
合Ｎ１ａＡｆｌ で示されるガンマプライム相が析出
するが、通常５ａｔ％以上アルミニウムが含有されてい
る場合はＸ線回折でガンマプライム相のピークを認める
ことが出来る。なおＸ線回折は物質にＸ線を通すとその
物質の結晶によりＸ線が散乱されて回折され、その干渉
効果により回折Ｘ線の強度が変化するという現象を応用
して、の強度を計測することにより特定物質の存在の有
ａｔ％ＡＱ−２ａｔ％ＷおよびＮｉ−２０ａｔ％Ａｌ２
−５ａｔ％Ｗには、２θ＝２４．８’ の所にガンマ
プライム相の生成を示すピークが現われていない。この
ことは上記のニッケル基合金にタングステンが添加され
たことにより非平衡相が形成されていることを意味して
いる６ 変形可能であり、またタングステンを添加しないＮ ｉ
−２Ｑ ａ ｔ％ＡＩ２と比べても約１／３以下で変
形可能になっていることがわかる。
合Ｎ１ａＡｆｌ で示されるガンマプライム相が析出
するが、通常５ａｔ％以上アルミニウムが含有されてい
る場合はＸ線回折でガンマプライム相のピークを認める
ことが出来る。なおＸ線回折は物質にＸ線を通すとその
物質の結晶によりＸ線が散乱されて回折され、その干渉
効果により回折Ｘ線の強度が変化するという現象を応用
して、の強度を計測することにより特定物質の存在の有
ａｔ％ＡＱ−２ａｔ％ＷおよびＮｉ−２０ａｔ％Ａｌ２
−５ａｔ％Ｗには、２θ＝２４．８’ の所にガンマ
プライム相の生成を示すピークが現われていない。この
ことは上記のニッケル基合金にタングステンが添加され
たことにより非平衡相が形成されていることを意味して
いる６ 変形可能であり、またタングステンを添加しないＮ ｉ
−２Ｑ ａ ｔ％ＡＩ２と比べても約１／３以下で変
形可能になっていることがわかる。
以上の如く、タングステンを添加したＮｉ −高温強度
の高い組成材でもガンマプライム相が形成されないため
高温強度が極めて低くなり、低い接合応力でニッケル基
合金の拡散接合が可能となる。なお、タングステン添加
により形成された非平衡相は接合後の熱処理で平衡相に
戻るが、その場合には平衡相として高強度を示すように
なる。
の高い組成材でもガンマプライム相が形成されないため
高温強度が極めて低くなり、低い接合応力でニッケル基
合金の拡散接合が可能となる。なお、タングステン添加
により形成された非平衡相は接合後の熱処理で平衡相に
戻るが、その場合には平衡相として高強度を示すように
なる。
タングステンもニッケル基合金においては固溶強化をは
かる代表的元素であるため、タングステン添加による強
度低下あるいは融点降下による強用いた拡散接合は同相
での拡散接合に主眼を置い′″″−たものであるが、被
接合物の接合面間に挿入された前記ニッケル基合金が接
合温度の高温域で溶融して液相拡散接合の状態になった
場合においても、１６〜２２ａｔ％含むとともに、チタ
ン、ニオビウム、およびタンタルのうちいずれかの含有
量、あるいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム
含有量の１／４以下の量を含んでいて、接合部が被接合
物と同等あるいはそれ以上の量のガンマプライム相を析
出する組成となっているので、接合部の高温強度が被接
合物より低下することがなく、更に同時に、固溶強化を
はかる主要元素でもあるタングステンも含んでいるので
接合部の高温強度は更に高くなる。
かる代表的元素であるため、タングステン添加による強
度低下あるいは融点降下による強用いた拡散接合は同相
での拡散接合に主眼を置い′″″−たものであるが、被
接合物の接合面間に挿入された前記ニッケル基合金が接
合温度の高温域で溶融して液相拡散接合の状態になった
場合においても、１６〜２２ａｔ％含むとともに、チタ
ン、ニオビウム、およびタンタルのうちいずれかの含有
量、あるいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム
含有量の１／４以下の量を含んでいて、接合部が被接合
物と同等あるいはそれ以上の量のガンマプライム相を析
出する組成となっているので、接合部の高温強度が被接
合物より低下することがなく、更に同時に、固溶強化を
はかる主要元素でもあるタングステンも含んでいるので
接合部の高温強度は更に高くなる。
従って、本発明による拡散接合用ニッケル基合金を、上
述の如く液相における拡散接合に用いることも本発明の
技術範囲に含まれる。
述の如く液相における拡散接合に用いることも本発明の
技術範囲に含まれる。
本発明の構成によれば、平衡相においてガンマプライム
相を生成して高強度を示す組成を有するニッケル基合金
を、被接合物の接合面間に挿入して拡散接合することに
より、低い接合応力で接合することができ、かつ、接合
部を熱処理により平衡相に戻すことにより被接合物と同
等あるいはそれ以上の高温強度を有する接合部を得るこ
とができる。
相を生成して高強度を示す組成を有するニッケル基合金
を、被接合物の接合面間に挿入して拡散接合することに
より、低い接合応力で接合することができ、かつ、接合
部を熱処理により平衡相に戻すことにより被接合物と同
等あるいはそれ以上の高温強度を有する接合部を得るこ
とができる。
また、非平衡相形成に効果を示したタングステンは、平
衡相では固溶強化元素として高温強度の。
衡相では固溶強化元素として高温強度の。
向上に役立っている。
従って、本発明の拡散接合用ニッケル基合金を使用して
ニッケル基超合金の拡散接合を行うことにより、高温で
稼動するタービン等の運転温度の上昇が可能となり、よ
り高い運転効率が得られる。
ニッケル基超合金の拡散接合を行うことにより、高温で
稼動するタービン等の運転温度の上昇が可能となり、よ
り高い運転効率が得られる。
第１図は１１００℃における本発明のニッケル基合金と
商用ニッケル基超合金を含む比較材との０．５ ａ ｔ
％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第３ｂ図は本発明
によるＮｉ−２０ａｔ％ＡＱ−１ａｔ％ＷのＸ線回折結
果を示す図であり、第３ｃ図は本発明°によるＮｉ−２
０ａｔ％ＡＱ−２ａｔ％ＷのＸ線回折結果を示す図であ
り、第３ｄ図は本発明によるＮｉ−２０ａｔ％Ａ Ｑ
−５ａ ｔ％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第４ａ
図は／ｓｅｅ以上の冷却速度で凝固し１１００℃で３０
特許出願人 工業技術院長 飯塚幸三 〜 Ｘ痺兎友 （ＣＰＳ） 第３＾図 第３ト関 ｎｔ−；ｚｏ ｔｘｔ ｚ ｓ１２− ／ 、Ｌｔ
Ｘ ｙｙｎＸｆ％Ｍ＃ＢＬ第３Ｃ図 ／Ｖ／ −２０Ｌもｙ＃−２ｃＬｔ ７． Ｗ ／）
Ｘ 委果０’ｍ ｋＷ第３ＬＯＬ凹 Ｎｉ−２０ａ、ｔ７ｏ −５０Ｌｔ’／、ＷｑＸ殊跳醋
果市４久回 第４１図 拠４Ｃ（２） 第４ｄ、図
商用ニッケル基超合金を含む比較材との０．５ ａ ｔ
％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第３ｂ図は本発明
によるＮｉ−２０ａｔ％ＡＱ−１ａｔ％ＷのＸ線回折結
果を示す図であり、第３ｃ図は本発明°によるＮｉ−２
０ａｔ％ＡＱ−２ａｔ％ＷのＸ線回折結果を示す図であ
り、第３ｄ図は本発明によるＮｉ−２０ａｔ％Ａ Ｑ
−５ａ ｔ％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第４ａ
図は／ｓｅｅ以上の冷却速度で凝固し１１００℃で３０
特許出願人 工業技術院長 飯塚幸三 〜 Ｘ痺兎友 （ＣＰＳ） 第３＾図 第３ト関 ｎｔ−；ｚｏ ｔｘｔ ｚ ｓ１２− ／ 、Ｌｔ
Ｘ ｙｙｎＸｆ％Ｍ＃ＢＬ第３Ｃ図 ／Ｖ／ −２０Ｌもｙ＃−２ｃＬｔ ７． Ｗ ／）
Ｘ 委果０’ｍ ｋＷ第３ＬＯＬ凹 Ｎｉ−２０ａ、ｔ７ｏ −５０Ｌｔ’／、ＷｑＸ殊跳醋
果市４久回 第４１図 拠４Ｃ（２） 第４ｄ、図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、ニッケル基超合金からなる被接合物の接合面間に挿
入して拡散接合を行う拡散接合用ニッケル基合金におい
て、 アルミニウム、チタン、ニオビウムおよびタンタルの含
有量の合計が１６〜２２ａｔ％であるとともに、チタン
、ニオビウムおよびタンタルの少なくとも１つ含有量の
合計が前記アルミニウム含有量の１／４以下であり、さ
らにタングステンを０．５〜５ａｔ％含有し残部がニッ
ケルからなる組成を有する溶融したニッケル基合金を急
速に冷却して凝固させることを特徴とする拡散接合用ニ
ッケル基合金。 ２、ニッケル基超合金からなる被接合物の接合面間に挿
入して拡散接合を行う拡散接合用ニッケル基合金の製造
方法において、 アルミニウム、チタン、ニオビウムおよびタンタルの含
有量の合計が１６〜２２ａｔ％であるとともに、チタン
、ニオビウムおよびタンタルのうちいずれかの含有量、
あるいはそれらの含有量の合計が前記アルミニウム含有
量の１／４以下であり、さらにタングステンを０．５〜
５ａｔ％含有し残部がニッケルからなる組成を有する溶
融したニッケル基合金を急速に冷却して凝固させること
を特徴とする拡散接合用ニッケル基合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9197187A JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9197187A JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63259043A true JPS63259043A (ja) | 1988-10-26 |
| JPH0356289B2 JPH0356289B2 (ja) | 1991-08-27 |
Family
ID=14041418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9197187A Granted JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63259043A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01132730A (ja) * | 1987-11-19 | 1989-05-25 | Agency Of Ind Science & Technol | ニツケル基超合金固相接合用インサート材及び固相接合法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50148222A (ja) * | 1974-05-04 | 1975-11-27 | ||
| JPS5891144A (ja) * | 1974-08-07 | 1983-05-31 | アライド・コ−ポレ−シヨン | 高い結晶化温度および高い硬度を有する非晶質金属合金 |
-
1987
- 1987-04-16 JP JP9197187A patent/JPS63259043A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50148222A (ja) * | 1974-05-04 | 1975-11-27 | ||
| JPS5891144A (ja) * | 1974-08-07 | 1983-05-31 | アライド・コ−ポレ−シヨン | 高い結晶化温度および高い硬度を有する非晶質金属合金 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01132730A (ja) * | 1987-11-19 | 1989-05-25 | Agency Of Ind Science & Technol | ニツケル基超合金固相接合用インサート材及び固相接合法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0356289B2 (ja) | 1991-08-27 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |