WO1997010368A1 - Alliage a base de cobalt, buse de turbine a gaz et materiau de soudure fabriques avec cet alliage - Google Patents

Alliage a base de cobalt, buse de turbine a gaz et materiau de soudure fabriques avec cet alliage Download PDF

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WO1997010368A1
WO1997010368A1 PCT/JP1996/002542 JP9602542W WO9710368A1 WO 1997010368 A1 WO1997010368 A1 WO 1997010368A1 JP 9602542 W JP9602542 W JP 9602542W WO 9710368 A1 WO9710368 A1 WO 9710368A1
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alloy
gas turbine
based alloy
welding
nozzle
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Application number
PCT/JP1996/002542
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French (fr)
Inventor
Masami Yada
Takao Funamoto
Hiroshi Wachi
Yutaka Fukui
Tsuyoshi Shibata
Takamitsu Nakazaki
Kei Kobayashi
Takeo Kurokawa
Norio Yokoba
Kazuhiko Kumata
Nobuyuki Iizuka
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Hitachi, Ltd.
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3046—Co as the principal constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/005—Repairing methods or devices
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion

Definitions

  • the present invention relates to a Co-based alloy, and more particularly to a Co-based alloy suitable as a body material of a gas turbine nozzle and as a welding material for repairing cracks or the like generated in the nozzle.
  • Gas turbine nozzles are manufactured by precision fabrication because they have a complicated shape, for example, as shown in FIG. 8 described below.
  • the defects or nozzles generated during this precision fabrication are exposed to high combustion gas flow and are subject to strong restraining force due to their structure, which may cause cracks during operation.
  • Such defects at the time of gun making or cracks generated during operation are caused by a welding material (weld metal formed by melting the welding material by a heat source such as an arc). Repaired by tungsten, inert gas, and arc welding (T1G welding) using the metal added to the weld.
  • the repaired weld should have the same high temperature characteristics as the nozzle.
  • Hei 7-316293 C: 0.05 to 0.45%, Cr: 23 to 30%, Ni: 9.5 to 11.5%, W: 5 to 10% %, Ta: 0.04 to 0.44%, Zr: 0.2 to 1%, and an aged alloy C-based alloy consisting of the balance Co and a gas turbine vane using the same.
  • JP-A-7-224337 discloses that C: 0.05 to 0.45%, Cr: 15 to: 30%, Ni: 5 to 15%, W: 3 to 10%, A heat-resistant structure Co-based alloy comprising Ta: 1 to 5%, Zr: 0.01 to 1%, and the balance Co, and a gas turbine vane using the same are disclosed.
  • the repair welding material for the nozzle has a high-temperature characteristic at the base metal level.
  • a wire rod considering the use of a wire rod as a filler rod, it must be an alloy composition that allows forging, and the weldability is also high.
  • L alloy or M alloy has been used as the welding material for F alloy nozzles as described above.
  • the conventional L-alloy of the filler rod has a high stress and a short time side of the rupture time of the clip is equivalent to that of the F alloy of the nozzle material.
  • the composite intermetallic compound ((N i, C o) 3 T a) which precipitates at around 800 ° C in the M alloy, exceeds 85 ° C, it agglomerates and coarsens and the creep strength decreases. There were problems such as a decrease. Further, the compositions disclosed as nozzle alloys in JP-A-61-546 and JP-A-7-316293 not only make it difficult to form a wire, but also have a problem of weld cracking. Further, the alloys of JP-A-61-546 and JP-A-7-224337, which have lower Ta and Ni contents than the present invention, show sufficient strength in the conventional creep test at about 800 ° C. However, there is a concern that the creep strength may be insufficient under the high temperature condition of 900 ° C or more, especially in the composition with a low C content.
  • An object of the present invention is to be able to be used both as a body material of a gas turbine nozzle and as a filler repair material for a nozzle, and to have a sufficient creep strength even under a condition of 900 ° C or more.
  • Another object of the present invention is to provide a Co-based alloy having excellent thermal fatigue resistance and corrosion resistance. Disclosure of the invention
  • C 0.11 to 0.20, Ni: 15 to 22, Cr: 20 to 30, W: 5 by weight%.
  • the present invention provides a Co-based alloy containing 10, Ta: 5 to 15, Zr: 0.05 to 0.7. 2.
  • the amount of Ta is 5 to 15 which is higher than that of conventional alloys. This is because, as will be described later, the effect of improving high-temperature strength and thermal fatigue resistance can be obtained by densely depositing (Ni, Co) 3 Ta of the composite intermetallic compound in the matrix.
  • -Based alloy that has sufficient cleave strength even at a high temperature of 900 ° C or higher while maintaining high properties, and also has the desirable properties of a nozzle body and a weld metal that has high-temperature strength and high thermal fatigue resistance. Is provided.
  • the creep strength is preferably higher.
  • C: 0.11 to 0.20, Ni: 15 to 22, Cr: 20 to 30, W: 5 to 10, Ta: 5 to 15, Z r: 0.0 comprises from 5 to 0.7, and, S i ⁇ l, M n ⁇ 1, a 1 ⁇ 1, F e ⁇ 2 ⁇ remainder C o and C o based alloy consisting of unavoidable impurities is preferred.
  • S i, M n, A 1, and Fe are necessary elements in the melting stage, but do not significantly affect the properties of the Co-based alloy as the final product. However, if the content is higher than specified above, the high temperature strength will decrease and the material will become brittle. It is preferred that the amount be within the above range.
  • C 0. 1 1 ⁇ 0 2 0, N i:. 1 5 ⁇ 2 2, C r: 2 0 ⁇ 3 0, W: 5 ⁇ 1 0, T a: 5 ⁇ 15, Zr: Includes 0.05 to 0.7, and Ti: 0.05 to 1.0, Nb: 0.05 to 0.5, Hf: 0.05 to 0,5 , B: preferably a Co-based alloy containing at least one of 0.05 to 0.01. T i, N b, H f , although B causes each improve high-temperature strength by forming a carbide or the like, the effect is small compared to the effect of precipitation of (N i, C o) 3 T a. Each element exhibits its effect within the above composition range.
  • C 0.11 to 0.20, Ni: 15 to 22; Cr: 20 to 30; W: 5 to 10; Ta: 5 to 15, Zr: 0.05 to 0.7 are essential components, and Ti: 0.05 to 1.0, Nb: 0.05 to 0.5, Hf: 0.05 to 0.5, B: contains at least one selected from 0.005 to 0.01 as a selected component, and S i ⁇ l, M n ⁇ 1, A 1 ⁇ 1, F e ⁇ 2, the remainder C o
  • the C 0 -based alloy composed of and unavoidable impurities includes all of the above-mentioned constituent features, and is a C 0 -based alloy having the most desirable composition.
  • the Co-based alloy of the present invention described above is suitable as a gas turbine nozzle and a welding material for the gas turbine nozzle because of its high cleave strength and excellent effects on thermal fatigue resistance and corrosion resistance.
  • FIG. 14 is a partial sectional view of a rotating part of the gas turbine device.
  • 30 is a turbine bin stub shaft
  • 33 is a turbine blade
  • 43 is a Durbin stacking bolt
  • 38 is a turbine spacer
  • 39 is a distance piece
  • 40 is a turbine nozzle
  • 36 is a compressor disk
  • 3 7 is a complex Reference numeral 48 denotes a compressor stacking bolt
  • 39 denotes a compressor stub shaft
  • 34 denotes a turbine disk.
  • Some gas turbines have 17 stages of compressor disks 36 and two to four stages of turbine blades 33.
  • FIG. 15 is an enlarged view of the turbine section shown in FIG.
  • the gas turbine has a three-stage nozzle and a blade.
  • the first stage nozzle 40a and the first stage blade 33a have the same blade length along the combustion gas flow on both the inlet and outlet sides. Both the nozzles and blades after the eye have a longer blade length at the outlet than at the inlet.
  • the 2-stage nozzle 40b is 1.25-1.45 times
  • the 2-stage blade 33b is 1.0-1.2 times
  • the 3-stage nozzle 40c is 1.1-1.3 times.
  • the three-stage blade 33c is 1.00 to 1.05 times
  • the outlet side is longer than the inlet side in each case.
  • the first stage of the turbine nozzle 40 is provided with cooling holes so that the cooling medium exits to the outside at the leading edge on the blade section and at the trailing edge so that the laminar flow of the cooling medium can be obtained on the surface of the blade section.
  • the second stage is provided with cooling holes so that the refrigerant flows out to the trailing edge. Although no cooling holes are provided in the third stage, it is preferable to provide cooling holes as in the second stage when the combustion gas temperature exceeds 1300 ° C.
  • Cr is a major element that forms a dense oxide film on the alloy surface at high temperatures and contributes to the corrosion resistance of the alloy. Therefore, in a corrosive environment where high temperature components of industrial gas turbines are exposed, it is essential to add 20% or more. However, adding more than 30% impairs the stability of the mother phase. At the same time, Cr combines with C to form a large amount of chromium carbide, and the fine chromium carbide of about 0.5 ⁇ m or less contributes to the improvement of high-temperature strength. On the other hand, a size larger than 0.5 ⁇ They aggregate and coarsen at high temperatures, adversely affecting both strength and corrosion resistance. In the alloy of the present invention, the Cr content is preferably in the range of 20 to 30%. ⁇ ; 25 to 30% is preferred.
  • C forms carbides with Cr described above, and also forms stable MC carbides with Ta, Zr, Nb, Ti and Hf, etc.
  • the fine ones of these carbides have a creep strength and other properties. At high temperature strength. In general, the strength increases with an increase in the amount of C added.However, in the alloy of the present invention in which Ta is added in an amount of 5 to 15%, as the amount of C added increases, Ta-rich carbides excessively precipitate at the grain boundaries. However, creep strength is reduced. Therefore, the upper limit of the amount of C was set to 0.20%.
  • Ni is an element generally required to maintain the stability of the alloy matrix.
  • (Ni, C) of a composite intermetallic compound that improves high-temperature strength and thermal fatigue resistance is used.
  • the feature is that 3 Ta is deposited densely in the parent phase. For this reason, the amount of Ni added must be at least 15%, but the effect cannot be expected if it is more than 22%.
  • Ta is an element forming MC carbides.
  • an intermetallic compound (Ni, Co) a Ta is formed to improve high-temperature strength and thermal fatigue resistance. It is an important element. However, if it is added in a large amount, MC carbides excessively precipitate at the crystal grain boundaries, and consequently there are problems such as a decrease in the creep strength and the occurrence of weld cracks. Therefore, the upper limit was set at 15%. On the other hand, if the Ta amount is less than 5%, the precipitation amount of the intermetallic compound (Ni, Co) 3 Ta is small, and the effect cannot be expected. In the alloy of the present invention The amount of Ta is in the range of 5 to 15%, but is desirably Ta; 5.5 to 8%.
  • W forms a solid solution in the matrix to improve creep strength.
  • the content is less than 5%, the effect cannot be obtained. If the content is more than 10%, precipitates combined with Ta precipitate at the crystal grain boundaries and creep strength decreases. Therefore, the upper limit of the amount of W was set to 10%.
  • Zr is an element necessary as a grain boundary strengthening element.
  • the precipitation of the intermetallic compound (N i, C o) 3 Ta is made more dense, and the creep strength and heat It is an essential element because it contributes to the improvement of fatigue properties. The effect is small when the added amount is less than 0.05%. Further, when the addition amount of Zr is set to 0.70% or more, the weldability is reduced. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.7%, and Zr is preferably set to 0.1 to 0.5%.
  • Ti is a carbide-forming element, and fine carbides are precipitated to improve high-temperature strength.
  • the content is less than 0.05%, the effect cannot be obtained, and even if added more than 1%, the effect is small.
  • Nb combines with C to form MC carbides to improve high-temperature strength, but when added alone, carbides precipitate at grain boundaries and reduce high-temperature strength.
  • Hf is known as a carbide-forming element and at the same time as a grain boundary strengthening element, but in the alloy of the present invention, its effect is not expected if it exceeds 0.5%.
  • B is added as a grain boundary strengthening element and improves high-temperature ductility.However, if it is less than 0.005%, it has no effect, and if it exceeds 0.01%, it not only causes embrittlement of the grain boundary, but also adversely affects weldability. Therefore, the upper limit is 0.01%.
  • A1 has the effect of forming a dense oxide film on the alloy surface and improving the corrosion resistance at a high temperature of 950 ° C or higher, but at 950 ° C or lower, a stable film is not formed. Deteriorates corrosion resistance. In addition, harmful inclusions are easily formed during solidification, and if added in excess of 1%, not only the formability but also the weldability will be deteriorated, so the added amount is 1% or less.
  • Fe alloys such as Fe-C and Fe-B become melting raw materials.
  • the yield of these light elements can be improved by adding them as Fe alloys. Therefore, Fe is contained in the alloy, but if added at 2% or more, the high-temperature strength decreases, so it is necessary to adjust the added amount to 2% or less.
  • Si and Mn have been conventionally added as deoxidizers, but they do not need to be actively added at present due to advances in vacuum melting technology. If added in excess of 1%, not only will harmful inclusions be formed during fabrication and strength will be reduced, but if used for a long time, the material will be embrittled, so both elements must be 1% or less.
  • FIG. 1 is a diagram showing the ingots of the Co-based alloy and the sampling positions for various high-temperature property test specimens.
  • Fig. 2 shows the results of creep test and ripening fatigue test.
  • FIG. 3 is a graph showing the effect of the amount of Ta on creep strength.
  • FIG. 4 is a diagram showing the effect of the amount of Zr on creep strength.
  • FIG. 5 is a diagram showing creep strength test results at 900 ° C.
  • Fig. 6 shows the metallographic structure after the creep test.
  • FIG. 7 shows the results of the corrosion resistance evaluation test.
  • FIG. 8 is a perspective view of a gas turbine nozzle.
  • FIG. 9 is a view showing a manufacturing process of a filler rod.
  • FIG. 10 is a view showing a forging test result.
  • FIG. 11 is a perspective view of bead-on welding to a gas turbine nozzle.
  • FIG. 12 is a diagram showing cracks in a weldability evaluation test.
  • Fig. 13 shows the manufacturing process of a welding wire with a composite structure.
  • FIG. 14 is a schematic sectional view of a gas turbine device.
  • Fig. 15 is an enlarged view of the rotor blade and stationary blade (nozzle) part of Fig. 14. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • Table 1 shows the chemical components (wt%) of the ingots that were smelted in order to study the appropriate range of alloying elements that affect the creep strength and thermal fatigue properties. Alloy number ⁇ CS i Mn N i C r Ta WZ r T i Nb H f A 1 B Co Remarks
  • Alloy Nos. 1 and 2 are new alloy compositions. Among them, Alloy Nos. 9 to 12 are the present invention alloys, which are particularly superior in creep strength and thermal fatigue resistance compared to conventional alloys.
  • the alloy numbers 13 to 15 are conventional alloys, which are F alloy, L alloy and M alloy, respectively. F alloy is a nozzle alloy, and L alloy and M alloy are commercially available as welding materials.
  • Fig. 1 shows the shape of the ingot of the alloy of the present invention and the sampling positions of various test pieces for evaluating the high-temperature characteristics from the ingot.
  • Figure 3 shows the composition based on C: 0.03 to 0,04, Ni: 15.5 to 19.7, and Cr: 24.2 to 29.5%.
  • the changes in creep rupture time for the alloys with the amounts of 3%, 6.3%, and 14.7%, respectively, are shown.
  • Click Li - flop test conditions, 8 1 6 ° C, which is a ratio 1 7. 6 kg f / thigh 2. From this figure, the fracture time becomes longer as the Ta amount increases, but the fracture time is shorter in Alloy No. 3 where the Ta amount is further increased to 14.7%. In other words, the creep strength has no effect even if the amount of Ta is small, and the creep strength is not preferable if it is too large. You can see that.
  • the Ta amount was set to an appropriate amount of 5 to 15% by weight from this figure. Further, from this figure, a more preferable Ta amount was set to 5.5 to 8% by weight at which the creep rupture time becomes 400 hours or more.
  • the effect of the present invention is mainly obtained by a composite intermetallic compound (Ni, CoTa is precipitated in an appropriate amount in the mother phase.
  • the effect of the present invention can be obtained when a specific quantitative relationship exists in the amount of Ta. Needless to say, the effect of the present invention cannot be obtained even if only Ta has the above relationship. Nor.
  • Figure 4 shows the effect on creep rupture time when the amount of added Zr was changed.
  • the rupture time was 800 hours or more when the amount of addition was 0.05% by weight or more. From this figure, it can be seen that the creep strength is further increased when the amount of added Zr is 0.1 to 0.5% by weight.
  • B was not confirmed in this example, it is easily speculated that the addition of a small amount of B contributes to the improvement of high-temperature characteristics as described in the effect of alloying elements.
  • the combustion temperature has been increasing in recent years to increase the gas turbine inlet temperature for high efficiency, and the metal temperature of the nozzle is higher than in the past.
  • the intermetallic compound of the alloy of the present invention exhibits a very dense distribution despite the fact that the rupture time of the alloy of the present invention is as long as 300 h, whereas the rupture time of the conventional alloy No. 15 is 8 hours. I understand that there is. That is, the alloy of the present invention has an excellent clip strength as a result of maintaining a stable structure even at a high temperature. Next, the results of the corrosion resistance evaluation test are shown.
  • the nozzle body and its welded part are required to have corrosion resistance in addition to the above-mentioned high creep strength and excellent ripening fatigue properties.
  • the corrosion resistance of the alloy was evaluated using a Burnerige hot corrosion tester. In the test, salt oil (0.15% NaC1 aqueous solution) was sprayed into the combustion flame to burn the light oil in the combustion cylinder using a combustion parner, hold the test specimen in the cylinder, and further promote the hot corrosion. Corrosion resistance was evaluated by exposing a test piece of 9 dragons in diameter and 50 thighs in length with the temperature of the combustion atmosphere maintained at 850 ° C for 0 hours to reduce the weight of the test piece. Fig. 7 shows the results. The corrosion loss of the alloy of the present invention (No.) 0, 12) was 1 to 2 or less than that of the conventional alloy (No. 13, 15), indicating extremely excellent corrosion resistance.
  • a gas turbine nozzle shown in Fig. 8 was manufactured using No. 10 ⁇ gold to confirm the precision gun formability of the nozzle of the alloy of the present invention.
  • a wing 8 is formed in the body between the outer side wall 6 and the inner side wall 7, and the wing 8 has a hollow groove 9 for cooling air from the inner surface. 8 and side walls 6 and 7 are provided with a large number of cooling holes 10 serving as cooling air outlets.
  • a plurality of nozzles with the shape shown in FIG. 8 are connected to form a gun, or a hollow structure for cooling is used. It does not limit the omission or change of the number and position of the cooling holes.
  • corrosion-resistant coatings or heat-shielding coatings suitable for wings and sidewalls depending on the environment in which they are used. It is also possible to further improve various characteristics by applying a coating.
  • FIG. 10 In order to confirm the effectiveness of the alloy of the present invention as a welding material, using a No. 10 alloy, a round bar cut from the center of the ingot shown in Fig. 1 was used as a filler rod through a process such as swaging. The weldability was examined.
  • Figure 9 shows the manufacturing process of the filler rod. Swaging was performed in an electric furnace to 117-120 (TC and then processed to a diameter of 1.6 mm. A single processing rate was set to approximately 20%, and processing was repeated to a diameter of 16 mm. After swaging, the wire was further drawn to a diameter of 1.7 to 1.8 mm, and finally a targetless 1.6 mm long, 500 mm filler rod was formed by centerless processing.
  • the core wire can also be formed by molding such as hot extrusion.
  • FIG. 10 shows the results of the forgeability evaluation test of the alloy of the present invention.
  • the forgeability was measured using a hammer with an energy of 5 kg i m while a rod-shaped test specimen with a diameter of 1 5 ⁇ ⁇ and a length of 15 mm was fixed to the anvil and kept at a temperature of 100 to 1200 ° C.
  • the change in the height of the test piece after hitting was evaluated using an index as a rate of change.
  • the rate of change of the alloy of the present invention is not inferior to that of the conventional filler rod (Comparative alloy No. 1: L alloy). Wire drawing is easier than using nozzle alloy No. 13 (F alloy) as the filler rod. It can be seen that When nozzle alloy No.
  • Weldability was measured using bead-on welding and comparative alloy No. 13 (F alloy) as the base metal on the surface of side wall 7 of the nozzle of the newly developed alloy shown in Example 2.
  • Two types of overlay welding on the front face were evaluated.
  • the welding method was T1G, and the welding current was 80 A, which was the conventional result without preheating, and the welding current was also 120 A, which was relatively large.
  • the bead * on welding to the former nozzle was a bead length of 30 (the welding position is shown in Fig. 11).
  • the latter overlay welding was carried out on a groove with a diameter of 5 mm and a depth of 7.5 thigh.
  • a metal sheet was bent into a tube, filled with metal powder inside the tube, formed, and drawn to produce a filler wire (Metaj Powder-Cored Wire).
  • the thickness of the steel strip is 0.4 mm, and the diameter of the molded body is 2.4. This is drawn to a diameter of 1 mm and used as a welding wire.
  • the processing conditions should be such that the wire does not crack during processing.
  • the Co-based alloy of the present invention has better workability and is less likely to crack than conventional materials, but has a high possibility of cracking at a high working rate and drawing speed.
  • a tubular molded body called a hoop is manufactured from a component of the C 0 — Ni alloy having good workability, and a welding wire in which the remaining alloy component is filled inside the tube is provided.
  • the processing rate and processing speed can be increased.
  • the hoop is made of a steel strip made of a Co-Ni alloy so that the balance is Co and unavoidable impurities.
  • the composition of the rest-this way the properties of the weld are The same characteristics as when using wires can be obtained, and wires without cracks can be manufactured efficiently.

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Description

明 細 書
C 0基合金、 それを用いたガスタービンノズル及び溶接材料 技術分野
本発明は C o基合金に係わり、 特にガスタービンノズルの本体材料と して、 またノズルに発生したクラック等の補修用の溶接材料として好適 な C o基合金に関する。 背景技術
ガスタービンのノズル （静翼） は、 例えば後述の第 8図に示すように 複雑な形状を有していることから精密錶造によって製造される。 しかし この精密铸造時に生じる欠陥あるいはノズルは高い燃焼ガス流に曝され るほか、 構造上強い拘束力を受けることから稼働中にクラックが生じる ことがある。 このような銃造時の欠陥あるいは稼働中に生じたクラック は、 所定の溶接金属 （溶接材料がアーク等の熱源によって溶融し形成さ れた溶着金属） の組成になるような溶接材料 （溶接時に溶接部に添加さ れる金属） を用いタングステン · イナ一 卜ガス · アーク溶接 （T 1 G溶 接） で修復される。 この修復された溶接部はノズルと同一の高温特性で あることが望ましい。
従来のノズル用合金としては、 重量％で C : 0. 2 0〜 0. 3 0 , S i ： 0. 7 5〜 1 . 0 , M n ： 0.4 0〜 1 . 0， C r ： 2 4. 5〜 3 0. 5 , N i : 9. 5〜 1 1 . 5， W : 6. 5〜 8. 0† F e : 2以下， B : 0.005 〜 0. 0 1 5 を含み残部は C 0よりなる合金が多く用いられてきている ( F合金と称する） 。 更に、 高温での諸特性を改良するため、 多種の合 金組成についての発明がなされている。 例えば、 特開昭 61— 546 号公報 には重量0 /。で C ： 0. 0 1〜 1 % , C r ： 1 5〜 4 0 % , N i ： 5〜 1 5 %， W : 2〜 1 2 %, T a : 0.0 1〜 5 %， Z r : 0.0 0 5〜 0. 1 % 、 残部 C oからなるガスタービン用高強度 C o基耐熟合金が開 示されている。 この合金は、 材料の高温強度と耐酸化性を同時に向上す る目的で W, M o , A l， H f , T a， N b等の成分を調整したもので ある。 また、 特開平 7— 316293 号公報には、 C ： 0.0 5〜 0.4 5 %， C r ： 2 3〜 3 0 %， N i ： 9. 5〜 1 1. 5 %， W： 5〜 1 0 %、 T a ： 0.04〜 0.4 4 % , Z r ： 0.2〜 1 % 、 残部 C oからなる耐熟鎵 造 C o基合金およびそれを用いたガスタービン静翼が開示されている。 また同様に特開平 7— 224337 号公報には、 C ： 0.0 5〜 0.4 5 %， C r ： 1 5〜： 3 0 % , N i ： 5〜 1 5 % , W ： 3〜 1 0 % , T a ： 1〜 5 %, Z r ： 0.0 1〜 1 % 、 残部 C oからなる耐熱铸造 C o基合金お よびそれを用いたガスタービン静翼が開示されている。 しかし、 これら ノズルと同一組成の合金を溶接材料として用いた場合（以下共金と呼ぶ） は、 鍛造がほとんど出来ない合金組成のため伸線化が困難であるばかり でなく、 共金溶接では溶接部に割れが発生する問題があった。 このため 従来の溶接材料は、 ノズル本体と同一の高温特性を有することは多少犠 牲にしても、 鍛造性及び溶接性を重視した組成の合金を用いていた。 例 えば鍛鍊用 C C)基合金 [重量％で〇 : 0. 1 0 , C r : 2 0 , N i : 1 0， W： 1 5 , 残 C 0 ( L合金と称する） 〕 あるいは [重量％でじ ： 0.0 5 , C r ： 2 0， N i ： 2 0， T a ： 7. 5 , 残 C o (M合金と称 する） 〕 が用いられている。
近年発電効率の向上を目的として、 ガスタービンの入口温度を上昇さ せるため燃焼温度は高くなりノズルは従来以上に厳しい温度に曝される こと、 またコンバイ ン ドサイ クル発電では起動 · 停止の繰返しによ リ熱 応力と運転中の定常応力が重畳する過酷な履歴を受ける。 従って、 ノズ ル材及びその溶接材料は、 従来以上の高いク リープ強度と優れた熱疲労 特性を有する合金が要求されている。 しかし、 従来の C o基合金製ノズ ル及びその溶接材料の高温特性は一長一短があり更に新しい合金の開発 が望まれてきている。 特にノズルの補修溶接材料は母材レベルの高温特 性であることが望ましいが、 溶加棒とするための線材化を考えると鍛造 が可能な合金組成でなければならず、 また溶接性にも優れていなければ ならないことから、 前述したように F合金のノズルの溶接材料としては L合金あるいは M合金が使用されてきた。 しかしながら、 従来の溶加棒 の L合金では高応力、 短時間側でのク リ一プ破断時間はノズル材の F合 金と同等であるが結晶粒界に脆弱な異相が生成し耐熱疲労性が低下する こと、 M合金では 8 0 0 °C前後で析出する複合金属間化合物 [ ( N i , C o ) 3 T a ] が 8 5 0 °Cを越えると凝集 · 粗大化しク リーブ強度が低下 することなど問題があった。 更に特開昭 61— 546 号， 特開平 7— 316293 号にノズル合金として開示されている組成では線材化が困難であるばか りでなく、 溶接割れの問題がある。 また、 T a及び N i 量が本発明より 低い特開昭 61— 546 号及び特開平 7— 224337 号の合金は、 従来の 8 0 0 °C程度でのク リープ試験では十分な強度を示しているが、 特に C量が低 い組成では 9 0 0 °C以上の高温条件ではク リ一ブ強度が不十分であるこ とが懸念される。
本発明の目的は、 ガスタービンのノズルの本体材料としても、 またノ ズルの補修用溶加材料としても使用でき、 かつ 9 0 0 °C以上の条件下で も十分なク リーブ強度を有し、 耐熱疲労性及び耐食性にも優れる C o基 合金を提供することにある。 発明の開示
上記目的を達成するため、 本発明によれば、 重量％で、 C ： 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i ： 1 5〜 2 2， C r ： 2 0〜 3 0 , W ： 5〜 1 0， T a ： 5〜 1 5， Z r ： 0.0 5〜 0.7 を含む C o基合金が提供される, 本発明の C o基合金の組成の特徴は、 1量が 1 5〜 2 2、 T a量が 5 〜 1 5と従来の合金に比べて多いことである。 これは、 後述するように 複合金属間化合物の （N i， C o)3 T aを母相に緻密に析出させること によって、 高温強度及び耐熱疲労性を向上させる効果が得られるからで ある。 換言すれば、 本発明においては （N i， C o)3丁 aが母相中に一 定量以上緻密に析出していることが必須である。
上記構成により、 溶加材料としてワイヤ、 棒の形状に加工した場合で も十分な加工性を有し、 かつ溶接時に溶接金属に割れ （高温割れと称し ている） が発生しないという溶接材料として好適な特性を保持しつつ、 更に 9 0 0 °C以上の高温でも十分なクリーブ強度を有し、 かつ高温強度 及び耐熱疲労性の大きいというノズル本体及び溶接金属として望ましい 特性を兼ね備えた C o基合金が提供される。
上記組成で、 T a : 5. 5〜 8 , Z r : 0. 1〜 0.5の範囲であれば、 よリク リープ強度が大きくなリ好ましい。
更に、 重量％で、 C : 0. 1 1〜 0.2 0， N i ： 1 5〜 2 2， C r ： 2 0〜 3 0 , W： 5〜 1 0， T a ： 5〜 1 5 , Z r ： 0.0 5〜 0.7 を 含み、 かつ、 S i ^ l , M n≤ 1 , A 1 ≤ 1 , F e≤ 2 χ 残部 C oと不 可避不純物からなる C o基合金が好ましい。 S i , M n , A 1 , F eは 溶解段階で必要な元素であるが、 最終製品としての C o基合金の特性に はあま り大きな影響を及ぼさない。 ただし、 上記で規定している以上の 量が含有されている場合は、 高温強度の低下、 材料の脆化をまねくので 上記量の範囲内にすることが好ましい。
また、 重量0 /0で、 C : 0. 1 1〜0. 2 0， N i ： 1 5〜 2 2， C r ： 2 0〜3 0， W： 5〜 1 0， T a ： 5〜 1 5， Z r ： 0. 0 5〜 0. 7 を 含み、 かつ T i ： 0. 0 5〜 1 . 0， N b ： 0. 0 5〜0. 5， H f ： 0.05 〜0， 5 ， B : 0. 0 0 5〜 0. 0 1 の少なく とも一種以上を含む C o基 合金とすることが好ましい。 T i， N b , H f ， Bはそれぞれ炭化物等 を形成して高温強度を向上させるが、 その効果は （N i , C o )3 T aの 析出による効果に比べれば小さい。 各元素は、 上記組成範囲内でその効 果を発揮する。
上記構成により、 よリ高温強度の高い C o基合金が提供される。
また、 重量0 /。で、 C : 0. 1 1〜0. 2 0， N i ： 1 5〜2 2， C r ： 2 0〜3 0 , W : 5〜 1 0 , T a : 5〜 1 5， Z r : 0. 0 5〜0. 7 を 必須成分とし、 更に T i ： 0. 0 5〜 1 . 0， N b ： 0. 0 5〜0. 5 , H f ： 0. 0 5〜0. 5 , B ： 0. 0 0 5〜 0. 0 1 の中から選ばれた一種 以上を選択成分として含み、 かつ S i ^ l， M n≤ 1 , A 1 ≤ 1 , F e ≤ 2 , 残部 C o と不可避不純物からなる C 0基合金は上記した構成要件 を全て含むものであり、 最も望ましい組成の C 0基合金である。
上記本発明の C o基合金はクリーブ強度が大きく且つ耐熱疲労性及び 耐食性に優れた効果を発揮することからガスタービンノズル及びその溶 接材料として適している。
まず、 本発明合金を適用するガスタービン装置について説明する。 第 1 4図は、 ガスタービン装置の回転部分の部分断面図である。 3 0はタ 一ビンスタブシャフ ト、 3 3はタービンブレー ド、 4 3はダービンスタ ッキングボル卜、 3 8はタービンスぺーサ、 3 9はディスタン 卜ピース, 4 0はタービンノズル、 3 6はコンプレッサディスク、 3 7はコンプレ ッサブレー ド、 4 8はコンプレッサスタツキングボル卜、 3 9はコンプ レッサスタブシャフ ト、 3 4はタービンディスクである。 ガスタービン はコンプレッサディスク 3 6が 1 7段あり、 またタービンブレー ド 3 3 が 2段〜 4段のものがある。 第 1 5図は第 1 4図のタービン部の拡大図 である。 ガスタービンは 3段のノズルとブレー ドとを有し、 初段ノズル 4 0 a , 初段ブレー ド 3 3 aは燃焼ガス流に沿った翼部長さが入口及び 出口側ともに同じである力 \ 2段目以降のノズル及びブレー ドともに翼 部長さが入口側より出口側が長くなる。 2段ノズル 4 0 bは 1 . 2 5〜 1 . 4 5倍 、 2段ブレー ド 3 3 bは 1 . 0〜 1 . 2倍、 3段ノズル 4 0 c は 1 . 1 〜 1 . 3倍、 3段ブレー ド 3 3 cは 1 . 0 0〜 1 . 0 5倍といずれ も出口側が入口側よリ長くなる。 タービンノズル 4 0は初段が翼部にリ —ディ ングエツジ、 ト レーリングエツジに冷却媒体が外部に出るように 冷却孔が設けられ、 翼部表面に冷却媒体による層流が得られるように設 けられる。 2段目には卜レーリングエツジに冷媒が出るように冷却孔が 設けられる。 3段目には冷却孔は設けていないが、 燃焼ガス温度が 1300 °Cを越える場合には 2段目と同様に冷却孔を設けるのが好ましい。
次に、 本発明の C o基合金及び溶接材料に含まれる各元素の作用につ いて説明する。 なお、 質量は全て重量％で示す。
C r ； 2 0〜 3 0 % ：
C rは高温下で合金表面にち密な酸化皮膜を形成させて、 合金の耐食 性をになう主要な元素である。 従って、 産業用ガスタービンの高温部品 が曝される腐食環境下では 2 0 %以上の添加が必須である。 但し 3 0 % 以上添加すると母相の安定性を損なう。 また同時に、 C rは Cと結合し て多量のクロム炭化物を形成しそのクロム炭化物で約 0 . 5 μ m 以下の 微細なものは高温強度の向上に寄与する。 一方、 0 . 5 μ ιη 以上の大き なものは高温下で凝集 · 粗大化して強度と耐食性の両者に悪影響を与え る。 本発明の合金において C r量は 2 0〜3 0 %の範囲の添加量となる が望ましくは〇 ！~ ; 2 5〜3 0 %が好ましい。
C ； 0. 1 1 ~ 0. 2 0 % ：
Cは前述の C rと炭化物を形成する他、 T a， Z r， N b， T i及び H f 等と安定な MC炭化物を形成し、 これらの炭化物の微細なものはク リープ強度をはじめとする高温強度を著しく向上させる。 一般に C添加 量の増加とともに強度は向上するが、 T aを 5〜 1 5 %添加する本発明 の合金では Cの添加量が多くなると T a リ ツチな炭化物が結晶粒界に過 剰に析出しク リープ強度は低下してしまう。 従って、 C量の上限は 0.20 %とした。
N i ； 1 5〜 2 2 % ：
N iは一般に合金母相の安定性を維持するために必須とされている元 素であるが、 特に本発明合金では高温強度及び耐熱疲労性を向上させる 複合金属間化合物の （N i， C 0 )3 T aを母相に緻密に析出させること が特徴である。 このため N iの添加量は少なく とも 1 5 %を含有させる 必要があるが、 2 2 %より多く してもその効果は期待できない。
T a ； 5〜 1 5 % ：
T aは前述したように MC炭化物の形成元素であるが、 特に本発明合 金においては （N i， C o)a T aなる金属間化合物を生成し高温強度及 び耐熱疲労性を向上させる重要な元素である。 しかし、 多量に添加する と MC炭化物が結晶粒界に過剰に析出するため逆にクリ一プ強度が低下 し、 また溶接割れが発生する等の問題がある。 従って上限は 1 5 %とし た。 一方、 T a量が 5 %より少ないと （N i， C o)3 T aなる金属間化 合物の析出量が少なくその効果は期待できない。 本発明の合金において T a量は 5〜 1 5 %の範囲の添加量となるが望ましくは T a ； 5. 5〜 8 %が好ましい。
W ； 5〜 1 0 % ：
Wは母相に固溶してク リープ強度を改善する。 しかしながら 5 %以下 ではその効果は得られずまた 1 0 %を越えると T aと結合した析出物が 結晶粒界に析出しク リープ強度は低下してしまう。 従って、 W量の上限 は 1 0 %とした。
Z r ； 0. 0 5〜 0. 7 0 % ：
Z rは粒界強化元素として必要な元素であるが、 特に本発明合金にお いては （N i， C o )3 T aなる金属間化合物の析出を一層緻密とさせ、 ク リープ強度及び熱疲労特性の向上に寄与することから必須の元素であ る。 添加量は 0. 0 5 % 以下ではその効果が少ない。 また、 Z rの添加 量を 0. 7 0 %以上にすると溶接性を低下させるためその上限を 0. 7 % とした望ましくは Z r ； 0. 1 〜 0. 5 %が好ましい。
T i ； 0. 0 5〜 1 . 0 % ：
T i は炭化物形成元素であり、 微細な炭化物が析出し高温強度を向上 させる。 また一部前述の （N i , C o )3 T aの金属間化合物と同様な (N i， C o )3 T i を形成し高温強度の向上に役立つ。 しかしながら 0. 0 5 % 以下ではその効果は得られずまた 1 %以上添加しても効果は 少ない。
N b ； 0. 0 5〜 0. 5 % ：
N bは Cと結合して M C炭化物を形成して高温強度を向上させるが単 独で過剰に添加すると炭化物が粒界に析出し高温強度を低下させる。
T i及び H f 等と共に微量添加することによってその効果を発揮する c H f ； 0. 0 5〜 0. 5 % ： H f は炭化物形成元素であると同時に粒界強化元素として知られてい るが本発明合金では 0. 5 %を越えるとその効果は期待されない。
B ; 0.0 0 5〜 0.0 1 0 % :
Bは粒界強化元素として添加され高温延性を向上させるが、 0.005% 以下では効果がなく、 また 0.0 1 % を越えると逆に粒界の脆化を招く ばかりでなく、 溶接性にも悪影響を及ぼすことからその上限は 0.0 1 %である。
A 1 ≤ 1 % ：
A 1は 9 5 0 °C以上の高温下では合金表面に緻密な酸化皮膜を形成し 耐食性を向上させる効果があるが、 9 5 0 °C以下では安定な皮膜が形成 されないばかリでなく逆に耐食性を悪化させる。 また凝固時に有害な介 在物を作り易く、 1 %を越えて添加すると铸造性ばかりでなく、 溶接性 をも劣化させることからその添加量は 1 %以下である。
F e≤ 2 % ：
C及び Bなどを添加する場合、 F e— C, F e— B等の F e合金が溶 解原料になる。 F e合金として添加することによってこれら軽元素の歩 留ま りは向上する。 従って、 F eは合金中に含まれることになるが、 2 %以上添加されると高温強度は低下するため添加量は 2 %以下となるよ うに調整する必要がある。
S i , M n ； ≤ 1 % ：
S i及び Mnは、 脱酸剤として従来から添加されてきたが真空溶解技 術の進歩により現在では積極的に添加する必要はない。 1 %を越えて添 加すると铸造時に有害な介在物を形成し強度を低下するばかりでなく、 長時間使用すると材料の脆化を招く ことから両元素とも 1 %以下としな ければならない。 図面の簡単な説明
第 1 図は、 C o基合金のインゴッ ト及び各種高温特性評価試験片採取 位置を示す図。
第 2図は、 ク リープ試験結果及び熟疲労試験結果を示す図。
第 3図は、 T a量によるク リープ強度への影響を示す図。
第 4図は、 Z r量によるク リープ強度への影響を示す図。
第 5図は、 9 0 0 °Cでのク リープ強度試験結果を示す図。
第 6図は、 ク リープ試験後の金属組織を示す図。
第 7図は、 耐食性評価試験結果を示す図。
第 8図は、 ガスタービンノズルの斜視図。
第 9図は、 溶加棒の作製工程を示す図。
第 1 0図は、 鍛造試験結果を示す図。
第 1 1 図は、 ガスタービンノズルへのビー ド · オン溶接の斜視図。 第 1 2図は、 溶接性評価試験による割れを示す図。
第 1 3図は、 複合構造の溶接ワイヤの製造工程。
第 1 4図は、 ガスタービン装置の概略断面図。
第 1 5図は、 第 1 4図の動翼， 静翼 （ノズル） 部分の拡大図。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明の実施例を用いて具体的に説明する。 ただし、 本発明は 以下の実施例に限定されるものではない。
(実施例 1 )
第 1表にク リーブ強度及び熱疲労特性に及ぼす合金元素の適正範囲を 検討するために溶製したインゴッ トの化学成分 （w t % ) を示す。 合金番^ C S i Mn N i C r Ta W Z r T i Nb H f A 1 B Co 備考
1 纖例 0.03 0.39 0.57 19.7 29.5 3.0 Bal.
2 ,, 0.03 0.42 0.77 19.7 29.2 6.3 〃
3 〃 0.04 0.35 0.65 15.5 24.2 14.7 〃
4 ,, 0.12 0.12 0.41 20.29 30.34 6.80
5 ,, 0.22 0.12 0.40 20.18 30.23 6.98 〃
6 ,/ 0.11 0.10 0.41 19.87 25.61 6.61 3.11
7 0.12 0.09 0.42 20.05 26.98 6.74 4.98
8 0.11 0.08 0.42 20.16 25.53 6.96 7.88
9 0.11 0.09 0.42 20.04 25.53 6.91 5.05 0.14 本発明合金
10 0.12 0.09 0.42 20.01 25.63 6.87 4.98 0.48
11 0.13 0.13 0.39 20.22 26.44 6.99 4.94 0.31 0.2
12 0.11 0.11 0.40 20.10 25.40 6.88 5.03 0.25 0.6 0.10 0.35 0.10
13 比較合金 0.25 0.38 0.58 10.0 29.0 7.0 0.010 F合金
14 0.08 0.47 0.73 9.7 20.1 15.1 し合金
15 0.05 0.40 0.80 20 20 7.5 Μ合金
合金番号 1 〜 2までが新しい合金組成であり、 このうち合金番号 9 〜 1 2が従来合金よりも特にク リープ強度及び耐熱疲労性に優れた本発 明合金である。 なお、 合金番号 1 3〜 1 5は従来合金であり、 それぞれ F合金， L合金， M合金と した。 F合金はノズル用合金であり、 L合金 及び M合金は溶接材料として市販されているものである。
第 1 図に実施例合金のインゴッ 卜形状とそのイ ンゴッ 卜から高温特性 を評価するための各種試験片の採取位置を示す。 合金は真空高周波溶解 炉で造塊された重量 5kgのィ ンゴッ 卜に所定の熟処理 （溶体化 ： 1150=C 4 h , 時効 ： 9 8 2 °CX 4 h ) を与えた後、 高温特性評価用試験片に それぞれ機械加工した。
第 2図一 （ a ) に 8 1 6 °C， σ = 1 7. 6 kg f /mm2でのク リ一プ破断 時間を示す。 また第 2図 （ b ) に 2 0 0〜 9 0 0 °C間の熱サイクルでの クラック発生までの回数を示す。 本実施例合金のなかで No. 9から 1 2 までの合金はク リ一プ破断時間が長く、 またクラック発生までの繰返し 回数は大きい。 即ち、 本発明合金はク リープ強度及び熱疲労特性に優れ ていることが分かる。 これらの合金は C : 0. 1 1 〜 0. 1 2， N i ： 2 0， C r ： 2 5 , W ： 5 , T a : 7及び Z r : 0. 1 4 を基本組成と し他に T i , N bあるいは H f を微量添加したものである。
第 3図に C : 0. 0 3〜 0, 04 , N i ： 1 5. 5〜 1 9. 7， C r ： 2 4. 2〜 2 9. 5 %とした組成を基本とし、 T a量をそれぞれ 3 %, 6. 3 %, 1 4. 7 %とした合金のク リープ破断時間の変化を示す。 ク リ —プ試験条件は、 8 1 6 °C， ひ = 1 7. 6 kg f /腿2である。 この図から 破断時間は T a量が増加するに従い長くなるが、 更に T a量を 1 4. 7 %と多くさせた合金 No. 3では破断時間は逆に短い。 即ち、 ク リープ強 度は T a量が少なくても効果が得られず、 逆に多すぎても好ましくない ことが分かる。 従って本発明では、 この図よ り T a量を 5〜 1 5重量％ を適量とした。 更にこの図から、 より好ましい T a量としてク リープ破 断時間が 4 0 0時間以上となる 5. 5 〜 8重量％とした。 なお、 本発明 の効果は主に複合金属間化合物である （N i， C o T aが適切な量だ け母相中に析出していることにより得られる。 従って、 N i ， C o と T aの量に特定の量的関係が存在する時に、 本発明の効果が得られるの であって、 T aのみが上記関係にあっても、 本発明の効果は得られない ことはいうまでもない。
第 4図は Z rの添加量を変えたときのク リープ破断時間への影響を示 したものである。 添加量が 0. 0 5 重量％以上で破断時間が 8 0 0時間 以上となっている。 この図から Z rの添加量が 0. 1〜 0. 5重量％のと き、 よりク リープ強度が大きくなることがわかる。 なお、 本実施例では Bの効果については確認してないが、 合金元素の作用で述べたように微 量の Bの添加は高温特性の向上に寄与することは容易に推察される。 前述の本発明の解決しょうとする課題の中で述べたように、 近年高効 率のためガスタービンの入口温度を上昇させるため燃焼温度は高くなつ てきており、 ノズルのメタル温度は従来より高温となることが予想され る。 そこで、 本発明合金の第 2図一 （ a ) で示した試験温度より高温の 9 0 ◦ °Cでク リープ試験を実施した。 第 5図に 9 0 0 °C, σ = 1 2 kg f /mm2 でのク リープ破断時間を示す。 本発明合金 （No. 1 0 ) の破断時 間は従来合金の No. 1 3及び No. 1 5よりも長くなつておリ、 9 0 0 °C でも優れたク リープ強度を示すことが分かる。 第 6図に試験後の代表的 な組織を示す。 第 6図一 （ a ) に本開発合金の No. 1 0の組織を、 第 6 図一（ b )に本開発合金と同様な T a量を含む従来合金 No. 1 5の組織を 示す。 第 6図一 （ a ) 及び （ b ) の写真中見られる針状の析出物が金属 間化合物の （Γ\' ι , C o)a T aである。 本発明合金の金属間化合物は従 来合金の合金番号 1 5の破断時間の 8時間に対し本発明合金の破断時間 は 3 0 0 h と長時間にもかかわらず非常に密な分布を呈していることが 分かる。 即ち、 本発明合金は高温でも安定した組織が維持される結果、 優れたク リ一プ強度を有する。 次に耐食性評価試験結果を示す。
ノズル本体及びその溶接部は上述した高いク リープ強度及び優れた熟 疲労特性のほか耐食性が要求される。 本 ¾明合金の耐食性をバーナリ ゲ 高温腐食試験装置を用いて評価した。 試験は燃焼パーナで軽油を燃焼筒 中で燃焼させ試験片を筒中に保持し更に ^温腐^を促進させるため燃焼 炎中に塩水 （ 0. 1 5 % N a C 1 水溶液） 噴霧した。 耐食性は燃焼雰囲 気の温度を 8 5 0 °Cに保持した直径 9龍， 長さ 5 0腿の試験片を ： 0時 間暴露させ試験片重量の減量で評価した。 その結果を第 7図に示す。 本 発明合金 （No. 】 0， 1 2 ) の腐食減量は従来合金 （No. 1 3 , 1 5 ) の 1ノ 2以下であり、 非常に優れた耐食性が示された。
(実施例 2 )
本発明合金のノズルへの精密銃造性を確認するため No. 1 0の^金を 用い第 8図に すガスタ一ビン用ノズルを製造した。 第 8図に示すよう に外側サイ ドウオール 6 と内側サイ ドウオール 7の間に翼部 8がー体に 形成され、 翼部 8は内面からの空気冷却のために中空溝 9 を有し、 翼部 8及びサイ ドウオール 6及び 7には冷却空気出口となる冷却孔 1 0が多 数設けられている。 但し、 本実施例はガスタービン本体の設計上あるい は製造上の要請から第 8図に示した形状のノズルを複数連結して 体と して銃造したり、 冷却のための中空構造を省略したり冷却孔の数及び位 置を変更することを制限するものでない,. また使用する環境に応じて翼 部及びサィ ドウオールに適当な耐食性コ一ティ ング又は熱遮蔽コ一ティ ングを施工し各種特性のさらなる向上を図ることも可能である。
該ノズルの製造に当たっては、 ロス 卜ヮックス法を用いた真空精密铸 造法によるのが好適である。
(実施例 3 )
本発明合金の溶接材料としての有効性を確認するため No. 1 0の合金 を用い、 第 1 図に示したインゴッ 卜中央から切り出した丸棒をスエージ ング等の工程を経て溶加棒とし、 その溶接性を検討した。 第 9図に溶加 棒の製造工程を示す。 スエージングは電気炉中で 1 1 7 0〜 1 2 0 (TC に加熱後、 直径 1 . 6 mm まで加工した。 一回の加工率をほぼ 2 0 %と し 直径 1 6 mmまで繰返し加工した。 スエージング後に更に熟問で直径 1.7 〜 1 . 8 mmまで線引きし最後にセンタ レス加工によって目標の直径 1 . 6 mm, 長さ 5 0 0 の溶加棒とした。 なお、 溶加棒は熱間押出し等の成形 によっても芯線とすることが可能である。
第 1 0図に本発明合金の鍛造性評価試験結果を示す。 鍛造性は直径 1 Ο Ι Ι, 長さ 1 5 mmの棒状の試験片をアンビルに固定し 1 0 0 0〜1200 °Cの温度に保持した状態で容量 5 kg i · mのエネルギーのハンマーで叩 いた後の試験片の高さの変化を変化率とした指標で評価した。 本発明合 金の変化率は従来の溶加棒 （比較合金 No. 1 ： L合金） と遜色なく ノ ズル合金 No. 1 3 ( F合金） を溶加棒とするよ り伸線化が容易であるこ とが分かる。 なお、 ノズル合金 No. 1 3 ( F合金） を溶加棒とする場合 は芯線化が困難であるばかりでなく次に示すように溶接時に割れを起こ す問題がある。 次に本発明の溶加棒による溶接性評価結果について述べ る。
溶接性は実施例 2に示した本開発合金のノズルのサイ ドウオール 7の 表面にビー ド · オン溶接と比較合金 No. 1 3 ( F合金） を母材とした開 先面に肉盛溶接する 2種類の場合について評価した。 溶接法は T 1 Gと し、 予熱は行わずに溶接電流を従来実績の 8 0 Aで、 他に比較的入熟の 大きな 1 2 0 Aでも実施した。 前者のノズルへのビー ド * オン溶接はビ ー ド長 3 0匪とした （第 1 1 図に溶接位置を示す） 。 後者の肉盛溶接は 直径 】 5 隱， 深さ 7 . 5 腿 の半球とした開先で実施した。 なお、 後者の 溶接では比較の母材の組成を溶加棒としたいわゆる共金溶接も実施した 溶接性の判定は溶接部表面の染色探傷試験及び溶接断面観察による割 れ発生の有無の調査から判定した。 第 2表に溶接性評価結果を示す。
第 2表 溶接性試験結果 溶加棒 溶接電流 割れ発生の有無判定 被溶接材料
合金 No. (A) 染色探傷試験 断面繊観察
4 0 割れなし 割れなし ノズル (No. 1 0：本開発合金）
No. 1 0 8 0 〃
へのビード♦オン溶接
1 2 0 〃
4 0 割れなし 割れなし
No. 1 0 8 0 〃
1 2〇 II
4 0 割れ発生 割れ発生
No. 1 3 ( F合金)への肉盛溶接 No. 3 8 0 〃 〃
1 2 0 If 〃
4 0 割れ発生 割れ発生
No. 1 3 8 0 〃
1 2 0 本発明による溶加棒の溶接ではノズル実体への溶接あるいは比較合金 No. 1 3 ( F合金） を母材と した肉盛溶接のいずれの溶接でも割れなど の欠陥は認められなかった。 これに対し合金 No.3及び合金 No. 1 3
(F合金） をそれぞれ溶加棒とした溶接では入熱の小さい 4 0 Aでも割 れが発生した。 第 1 2図に割れの代表例を示す。 溶接金属全域に縦に黒 く線状に認められるものが割れである。 従って、 本発明合金は溶接材料 としても有効であることが分かった。
(実施例 4 )
第 1 3図に示すように、 金属薄板を管状に曲げ加工し、 管内部に金属 粉末を充填して成形， 伸線を行い溶加ワイヤ（Metaj Powder-Cored Wire) を製造した。 鋼帯の厚さは 0.4丽、 成型体の直径は 2.4匪である。 こ れを直径 1 mmまで伸線して溶接用ワイヤとする。 合金をそのまま線引き 加工する場合、 加工時に線材に割れ等が発生しないように、 加工条件
(加工率， 線引き速度等） を微妙に調整する必要がある。 本発明の C o 基合金は、 従来材に比べて被加工性が良く、 割れが発生しにくいが、 高 い加工率， 線引き速度では、 割れが発生する可能性が大きい。 この場合、 本発明の合金組成のうち、 加工性の良い C 0— N i 合金の成分でフープ と呼ぶ管状の成型体を製造し、 残りの合金成分を管内部に充填した溶接 用ワイヤとすると、 加工率， 加工速度を大きくすることができる。 この ような溶接用ワイヤは、 溶接時に溶けた時点で、 設定した合金成分とな るよ όにフープと合金粉末の成分を調整する。 本実施例では、 フープと 合金粉末が溶けた時点で、 重量％で、 C ： 0. 】 5 , N i : 2 0, C r
: 2 5 , W : 8 , T a : 1 0 , Z r : 0.3 , 残部 C oと不可避不純物 となるように、 フープを C o— N i 合金からなる鋼帯で製造し、 合金粉 末を残部の組成と した- この方法によ り、 溶接部の特性は、 通常の溶接 ワイャを用いた場合と同様の特性を得ることができるとともに、 割れの ないワイャを効率よく製造できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . ガスタービン装置において、 高圧の燃焼ガスを動翼に導くためのガ スタービンノズルの本体及び該ガスタービンノズルの補修部の溶接金属 が、 同一組成の C o基合金からなることを特徴とするガスタービンノズ ル。
2. ガスタービン装置において、 高圧の燃焼ガスを動翼に導くためのガ スタービンノズルに生じた欠陥部分の補修部の溶接金属が、 重量％で、
C ： 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i ： 1 5〜 2 2， C r ： 2 0〜 3 0 , W : 5〜 1 0， T a ： 5〜 1 5， Z r ： 0. 0 5〜 0. 7 を含むことを特徴と するガスタービンノズル。
3. 重量％で、
C : 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i : 1 5〜 2 2 C r ： 2 0〜 3 0 , W ：
5〜 1 0 , T a ： 5〜 1 5 , Z r ： 0. 0 5 - 0. 7 を含むことを特徴と する C 0基合金。
4. 重量％で、
C ： 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i ： 1 5〜 2 2 C r ： 2 5 3 0 , W ： 5〜 1 0 , T a : 5. 5〜 8 , Z r ： 0. 1 - 0. 5 を含む とを特徴と する C o基合金。
5. 重量％で、
C ： 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i ： 1 5〜 2 2 C r : 2 0〜 3 0 , W :
5〜 1 0 , T a ： 5〜 】 5 , Z r ： 0. 0 5〜 0. 7 を含み、 かつ S i ≤ 1， M n 】 ， A 】 ≤ l， F e≤ 2 , 残部 C o と不可避不純物からなる ことを特徴とする C o基合金。
6. 重量。/。で、
C ： 0. 1 1 〜 0. 2 0 , N i ： 1 5〜 2 2， C r ： 2 ()〜 3 ϋ， W ： 5〜 1 0 , T a ： 5〜 1 2， Z r ： 0. 0 5〜 0. 7 を含み、 かつ ： 0. 0 δ〜 1 . 0， N b : 0. 0 5〜0. 5 , H f : 0. 0 5〜0. 5， B ： 0. () 0 5〜 0. 0 1 の少なく とも一種以上を含むことを特徴とする C o 基合金。 .
7. 重量％で、
C ： 0. 1 1〜0. 2 0， N i ： 1 5〜2 2， C r ： 2 0〜3 0， \ ： 5〜 1 0， T a ： 5〜 1 5 , Z r ： 0. 0 5〜0. 7 を必須成分とし、 更 に T i ： 0. 0 5〜 1 . 0 , N b ： 0. 0 5〜0. 5， H f ： 0. 0 5〜0.5, B ： 0. 0 0 5〜 0. 0 1 の中から選ばれた一種以上を選択成分として含 み、 かつ S i ^ l， M n ≤ l， A 1 ≤ 1 , F e ≤ 2 , 残部 C o と不可避 不純物からなることを特徴とする C o基合金。
8. 請求項 3〜 7のいずれかに記載の C o基合金からなることを特徴と するガスタービンノズル。
9. 請求項 3〜 7のいずれかに記載の C o基合金からなることを特徴と する溶接材料。
1 0 . 請求項 9記載の溶接材料がワイヤ状または棒状のいずれかの形状 であることを特徴とする溶接材料。
1 1 . 金属からなる管状部材と、 該管状部材内部に金属粉末を充填した 複合構造の溶接ワイヤにおいて、
前記管状部材の組成と前記金属粉末の組成をあわせた組成が、 請求項 3〜 7のいずれかに記載の C o基合金であることを特徴とする溶接材料,
1 2 . 請求項 3〜 7のいずれかに記載の溶接材料を用いて、 C o基合金 からなるガスタ一ビン装置のノズルに発生した損傷部分を溶接補修する ことを特徴とするガスタ一ビンノズルの補修方法。
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