发明内容
本发明的目的在于提供一种Ni基耐热硬质合金,该合金是通过使熔点不同的2种Ni合金粉末混合、加热构成的,并且不要焊接,故避免了由此造成的焊接缺陷的发生,同时,也可以消除强度的不足。
为了达到上述目的,本发明的Ni基耐热硬质合金,是用于高温气体环境下使用的高温部件中的Ni基耐热硬质合金,该合金是通过使熔点不同的2种Ni合金粉末混合、加热构成的,作为所述2种Ni合金粉末,使用具有比进行烧结处理时的加热温度高的熔点的高熔点Ni合金粉末和具有比进行烧结处理时的加热温度低的熔点的低熔点Ni合金粉末,其特征在于,高熔点Ni合金粉末至少含有Ni和Cr以及Co、W与Ta中的至少1种作为合金组成,低熔点Ni合金粉末至少含有Ni、Cr、Co、Mo、Ta、Ti、Al和B作为合金组成,在低熔点Ni合金粉末中添加的Co、Mo、Ta、Ti、Al和B的量大于在高熔点合金粉末中添加的Co、Mo、Ta、Ti、Al和B的量。
此时,作为上述2种Ni合金粉末,由于使用具有比进行烧结处理时的加热温度高的熔点的高熔点Ni合金粉末,和具有比进行烧结处理的加热温度低的熔点的低熔点Ni合金粉末,在为进行烧结而加热时,只使低熔点Ni合金粉末熔化,并使之熔化了的低熔点Ni合金粉末埋入高熔点Ni合金粉末的间隙内,同时相互扩散。由此,使低熔点Ni合金粉末与高熔点Ni合金粉末混合,从而可以获得强度强的Ni基耐热硬质合金。
该场合,使上述低熔点Ni合金粉末的配比,达到上述高熔点Ni合金粉末与上述低熔点Ni合金粉末混合后的Ni合金粉末总量的30~60重量%。这是因为,若不足30重量%时,熔化的低熔点合金粉末的量少,则得不到充分的烧结作用,但是,若超过60重量%时,熔化的低熔点合金粉末的量多,液相部分所占比例变大,结果则不能获得充分的强度。
此外,优选的是,要将上述高熔点Ni合金粉末和上述低熔点Ni合金粉末的组成设定成,烧结后生成的Ni基耐热硬质合金的组成与作为上述高温部件的母材而使用的Ni合金的组成大致相同。因此,由于生成的Ni基耐热硬质合金与高温部件母材的组成是等同的,故在其界面处容易溶合为一,从而可以提高结合强度。
另外,上述高熔点Ni合金粉末,作为组成至少含有Ni和Cr,同时,作为其组成还含有Co、W与Ta中的至少一种,上述低熔点Ni合金粉末,作为组成至少含有Ni、Cr、Co、Ta、Ti、Al和B。
此外,作为上述高温部件的母材而使用的Ni基合金是IN738LC时,上述高熔点Ni合金粉末的组成是,Ni-16~18Cr-0~5Co-0.0~3.5W-0.0~1.0Ta-0.0~1.0Ti-0.0~1.0Al-0.15~0.3C-0.01~0.03B-0.0~0.1Zr,上述低熔点Ni合金粉末的组成是,Ni-8~12Cr-16~20Co-2.0~3.5Mo-1.5~2.5W-5~9Ta-7.5~10Ti-8.5~10.5Al-1~3Nb-0.5~3.5B-0.00~0.35Zr。
用作上述高温部件母材而使用的Ni基合金是MGA1400时,上述高熔点Ni合金粉末的组成是,Ni-10~20Cr-0~7Co-0~2Mo-0~9W-0.0~0.3C-0.00~0.03B,上述低熔点Ni合金粉末的组成是,Ni-3~13Cr-14~24Co-1.5~7.5Mo-0.5~11W-5~9Ta-4~9Ti-7.5~11.5Al-0.00~0.02C-0.5~3.5B。
本发明的Ni基耐热硬质合金中,作为上述高温部件母材而使用的Ni基合金是IN738LC时,使上述高熔点Ni合金粉末的熔点为1300℃以上,使上述低熔点Ni合金粉末的熔点为1200℃以下。另外,作为上述高温部件母材而使用的Ni基合金是MGA1400时,使上述高熔点Ni合金粉末的熔点为1300℃以上,使上述低熔点Ni合金粉末的熔点为1250℃以下。
为生成上面所述的各Ni基耐热硬质合金,在1150~1250℃,且2~12小时的条件下,对上述高熔点Ni合金粉末和上述低熔点Ni合金粉末进行加热烧结。而且该条件(温度、时间)也可以适用于上述的任一项的Ni基耐热硬质合金的场合。
下面,对本发明进行更详细地说明。
本发明的基本说明
本发明是将熔点不同的2种Ni合金粉末,例如具有高熔点的Ni合金粉末(以下称作“高熔点Ni合金粉末”)和具有低熔点的Ni合金粉末(以下称作“低熔点Ni合金粉末”)进行混合、加热,但是,只有低熔点Ni合金粉末,或者也有一部分高熔点Ni合金粉末进行熔融反应从而使之液相烧结。图1A、B中示出使高熔点Ni合金粉末(H)与低熔点Ni合金粉末(L)混合、加热的状态。此时,加热前,如图1A所示,将Ni合金粉末(H)、(L)两者进行混合,成为低熔点Ni合金粉末(L)配置在高熔点Ni合金粉末(H)之间的状态。
然后,通过在比低熔点Ni合金粉末(L)的熔点高且比高熔点Ni合金粉末(H)的熔点低的温度下进行加热,使低熔点Ni合金粉末(L)熔融,熔融的低熔点Ni合金粉末(L)作为熔融Ni合金部分1,如图1B所示,使高熔点Ni合金粉末(H)间的间隙的大部分通过毛细管现象成为掩埋状态。其结果,可以获得由液相烧结导致的强度强的合金。
这样,混合了高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末的Ni合金粉末(下面,把该混合Ni合金粉末叫作“Ni基耐热硬质合金粉末”)被用于烧结的场合,要使低熔点Ni合金粉末的配比成为Ni基耐热硬质合金粉末总量的30~60重量%。这里,低熔点Ni合金粉末的配比若不足30重量%时,由于不能充分的扩散,所以烧结不能充分地进行。另外,若超过60重量%时,相对于高熔点Ni合金粉末间的间隙,熔融Ni合金部分1所占的部分变大,液相部分变多,故不能得到足够的强度。
作为该Ni基耐热硬质合金粉末中所含的高熔点Ni合金粉末,可以使用至少含有Ni和Cr,同时作为组成还含有Co、W与Ta中的至少1种的Ni合金。另外,作为低熔点Ni合金粉末,可以使用作为组成至少含有Ni、Cr、Co、W、Ti、Al和B的Ni合金。
Ni基耐热硬质合金粉末中含有的各Ni合金粉末的合金成分的组成范围,通过其熔点调整的同时,使以规定配比配合得到的Ni基耐热硬质合金粉末反应之后,能发挥各合金成分的添加效果即可,另外,调整到δ相等的有害的脆化相不发生的程度。还有,要将该Ni基耐热硬质合金粉末中所含的各Ni合金粉末的合金粉末的组成范围设定成为,Ni基耐热硬质合金粉末被烧结之后的各合金的组成比,接近用于母材中使用的Ni基合金中所含的各合金的组成比。
而且,加热烧结这样的Ni基耐热硬质合金粉末时,将该加热温度定为1150~1250℃,同时将该加热时间定为2~12小时。这里,加热温度不满1150℃,低熔点Ni合金粉末不能充分熔化,所以不能产生利用毛细管现象的液相。另外,加热温度超过1250℃时,母材容易熔化。而且,在进行为如此烧结的加热处理之后,优选再进行阶段性的加热处理,具体地说,在1120℃±10℃下进行2~4小时加热(以下称作“烧结后的固溶处理”),再于850℃±10℃下进行16~24小时加热(下面称作“烧结后的时效处理”)。
在该阶段性的加热处理中,实施烧结后的固溶处理,是为了上述烧结的加热处理中的冷却过程析出的母材中的γ′相(Ni3Al金属互化物)固溶。此时,由于不发生γ′相的固溶或初期熔化,将该温度定为1120℃,还为了使各合金成分的扩散充分进行,将处理时间定为2~4小时。另外,烧结后的时效处理是为了使γ′相均匀析出进行的。这时,为了使γ′相的析出状态均匀、微细,将该温度定为850℃,还为了让合金组成进行适宜的析出,将该时间定为16~24小时。
这样一来,进行为烧结的加热处理之后,或进行烧结后的加热处理之后,由Ni基耐热硬质合金粉末生成的Ni基耐热硬质合金中的气孔面积率,优选是全体的0~5%。这是因为,进行这种烧结时气孔的发生不可避免,但是超过5%时,会给Ni基耐热硬质合金的强度和延展性带来不良的影响。
如上所述,由Ni基耐热硬质合金粉末生成的Ni基耐热硬质合金,例如,可用于整体成型、涂覆、局部修复。此处,整体成型,是对叶片材料形式的Ni基耐热硬质合金粉末加压成型后,进行烧结。另外,涂覆,是利用,例如,低压等离子体喷镀法、高速火焰喷镀法将Ni基耐热硬质合金粉末喷镀涂覆到高温氧化等的减薄部分后,再进行加热烧结。还有,局部修复,是将Ni基耐热硬质合金粉末,补到龟裂部分等的修复对象部分后,再进行烧结。
按照本发明,由于Ni基耐热硬质合金是将熔点不同的2种Ni合金粉末混合后,再加热生成的,所以可以不要焊接。因此,可避免因焊接引起的焊接缺陷的发生,同时可以提供能消除强度不足的Ni基耐热硬质合金。另外,由于可以使生成的Ni基耐热硬质合金的组成与高温部件的母材的组成大致相同,故母材与Ni基耐热硬质合金的界面容易溶合为一,从而可以消除修复后的结合强度的不足。
具体实施方式
下面说明实施发明的最佳方案。
<第1实施方案>
下面对本发明的第1实施方案进行说明。在本实施方案中,作为母材,使用IN738LC。IN738LC的组成是,Ni-15.7~16.3Cr-8~9Co-1.5~2.0Mo-2.4~2.8W-1.5~2.0Ta-3.2~3.7Ti-3.2~3.7Al-1.5~2.0Nb-0.09~0.13C-0.007~0.012B-0.03~0.08Zr。
作为本实施方案的Ni基耐热硬质合金粉末中的高熔点Ni合金粉末,使用其熔点为1300℃以上的。作为该高熔点Ni合金粉末的组成的一例,可举出Ni-16~18Cr-0~5Co-0.0~3.5W-0.0~1.0Ta-0.0~1.0Ti-0.0~1.0Al-0.15~0.3C-0.01~0.03B-0.0~0.1Zr。此时,Ni中添加的各合金 成分的效果如下所述。
首先,Cr,是赋予合金耐氧化性和耐蚀性的合金成分。Co,对于在形成γ′相(Ni3Al)中作为改善高温强度有效的合金成分的Al和Ti,增大高温下这些成分的固溶限度,结果有助于提高高温强度。W,具有固溶强化的效果,和有助于高温强度的提高。Ta,通过固溶强化和由于γ′相的析出强化而有助于高温强度的提高。
Ti和Al,通过取决于γ′相的析出强化而有助于高温强度的提高。C,形成碳化物,主要强化晶界有助于高温强度的提高。B和Zr,增加晶界结合力提高高温强度。
另一方面,作为本实施方案的Ni基耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末,使用其熔点为1120~1200℃的。而且,作为低熔点Ni合金粉末的组成的一例,可举出Ni-8~12Cr-16~20Co-2.0~3.5Mo-1.5~2.5W-5~9Ta-7.5~10Ti-8.5~10.5Al-1~3Nb-0.5~3.5B-0.00~0.35Zr。
而且,各合金成分的添加效果,与高熔点Ni合金粉末相同。另外,高熔点Ni合金粉末中未含有的Mo,与W相同,有固溶强化的效果,有助于高温强度的提高。此外,Nb,与Ti一样,与Al一起对于形成γ′相有助于提高高温强度。还有,该低熔点Ni合金粉末中,可比具有高熔点的Ni合金粉末中添加更多的Co、Mo、Ta、Ti、Al和B。其目的在于,可使低熔点Ni合金粉末的熔点下降。尤其是B的效果更大。但是,B在烧结时,使合金变脆,所以有必要控制其含量。
在使用,由这样的合金组成构成的高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末混合并使低熔点Ni合金粉末的配比为30~60重量%作成的Ni基耐热硬质合金粉末,进行上述的整体成型或涂覆或局部贴补增厚时,通过于1150~1250℃的温度下,2~12小时之间加热进行烧结。结束该烧结用的加热处理,进行母材和Ni基耐热硬质合金的冷却时,如上所述,也可以进行采用1120℃±10℃下的2~4小时的加热和850℃±10℃下的16~24小时的加热的阶段性的加热处理。
下面,对使用本实施方案中的Ni基耐热硬质合金粉末的烧结处理进行说明。而且,在下述实施例中所述的各部分的数值等只表示一例,并不限定本发明的权利范围。
(实施例1)
在本实施例中,参考图2,对整体成型进行说明。首先,将Ni基耐热硬质合金粉末中的2种Ni合金粉末作成下述组成的粉末。
低熔点Ni合金粉末:Ni-10.7Cr-17.2Co-2.6Mo-2.0W-5.8Ta-8.6Ti-8.7Al-2.6Nb-1.2B-0.27Zr
高熔点Ni合金粉末:Ni-17.1Cr-3.1W-0.19C
将这样组成的低熔点Ni合金粉末按45重量%、高熔点Ni合金粉末按55重量%的配比,用球磨机等进行混合,由此构成Ni基耐热硬质合金粉末。将这样的Ni基耐热硬质合金粉末按照叶片材料的形式压粉成型后,在1215℃、8小时的条件下进行加热烧结。接着,为了提高强度,进行相当于固溶处理和时效处理的、1120℃×2小时+850℃×24小时的阶段性的热处理,成型出了如图2所示的叶轮机的转动叶片11。
按照本实施例1,由于通过混合加热2种Ni基合金成型转动叶片11,所以在低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末之间发生上述的毛细管现象(参见图1),从而可以得到强度充分的转动叶片11。另外,在为烧结的加热之后,进行阶段性的热处理,再进行固溶处理和时效处理,由此均匀地在母材中析出γ′相,从而可以更进一步提高转动叶片11的强度。
而且,在本实施例1中,烧结时也可以进行更高温静水压(HIP)处理。此时,例如,在1200℃×1500Kg/cm2×4小时的条件下进行HIP处理。而且,通过并用该HIP处理,可以得到减少或消灭烧结后产生的气孔的效果。
(实施例2)
在本实施例2中,参考图3A、B,对涂覆进行说明。其中,图3A示出涂覆前的转动叶片的略图,图3B示出涂覆后的转动叶片的略图。另外,作为用于本实施例2中的Ni基耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末,使用与实施例1中的Ni基耐热硬质合金粉末具有相同组成的。
首先,用球磨机将低熔点Ni合金粉末(粒径75μm以下)按45重量%、高熔点Ni合金粉末(粒径150μm以下)按55重量%的配比进行混合,生成Ni基耐热硬质合金粉末。接着,例如,用低压等离子喷涂法,将该Ni基耐热硬质合金粉末喷涂到图3A中的转动叶片11的减薄部位12上,再于1215℃、8小时的条件下进行加热烧结。然后,与实施例1同样,进行相当于固溶处理和时效处理的、1120℃×2小时+850℃×24小时的热处理,如图3B所示,形成了牢固地涂覆了减薄部位12的涂层部分13。这样一来,成型成具有涂层部分13的转动叶片11,并将转动叶片11修复。
另外,在本实施例2中,与实施例1同样,在烧结时,例如,将1200℃×1500Kg/cm2×4小时条件下的HIP处理并入一起进行,也可以减少或消灭烧结后发生的气孔。
(实施例3)
在本实施例3中,参照图4A、B,对局部的修复进行说明。其中,图4A示出局部修复前的转动叶片的略图,图4B示出局部修复后的略图。另外,作为用于本实施例3中的Ni基耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末,使用与实施例1中的Ni基耐热硬质合金粉末是相同组成的。
实施例3示出以转动叶片11作为修复对象,例如发生龟裂部位14,将其修复的场合。同实施例3的场合,首先,如图4A所示,将龟裂部位14的点线所示的龟裂周边部分15用砂轮机等切除。然后,在球磨机中,将低熔点Ni合金粉末按45重量%、高熔点Ni合金粉末按55重量%的配比进行混合,生成Ni基耐热硬质合金粉末,同时还用有机溶剂(例如Uolukoromonoi社制的商品名:Mikurobarishi#510)进行混炼作成粘土状。
接着,将含有Ni基耐热硬质合金粉末的粘土状混合物,修复去除了龟裂周边部分15的部位之后,在与实施例1相同条件下进行烧结和其后的加热处理,由此形成了相当于图4B所示的龟裂周边部位15的修复部分16。这样一来,成型出有龟裂部位14的转动叶片11,并进行了转动叶片11的修复。
另外,在本实施例3中,与实施例1同样,在烧结时,例如,并入1200℃×1500Kg/cm2×4小时条件下的HIP处理一起进行,也可以降低或消灭烧结后发生的气孔。
<第2实施方案>
下面,对本发明的第2实施方案进行说明。在本实施方案中,作为母材,使用MGA1400。MGA1400的组成是,Ni-13.1~15.0Cr-8.5~10.5Co-1.0~3.5Mo-3.5~4.5W-3.0~5.5Ta-2.2~3.2Ti-3.5~4.5Al-0.06~0.12C-0.005~0.025B-0.01~0.05Zr。
作为本实施方案的Ni基耐热硬质合金粉末中的高熔点Ni合金粉末,使用其熔点为1300℃以上的。作为该高熔点Ni合金粉末的组成的一例,可举出,Ni-10~20Cr-0~7Co-0~2Mo-0~9W-0~3Ta--0.0~0.3C-0.00~0.03B。而且,Ni中添加的各合金成分的效果与第1实施方案相同。
另一方面,作为本实施方案2的Ni基耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末,使用其熔点为1250℃以下的(特别是1215℃以下的)。而且,作为低熔点Ni合金粉末组成的一例,可举出,Ni-3~13Cr-14~24Co-1.5~7.5Mo-0.5~11W-5~9Ta-4~9Ti-7.5~11.5Al-0.00~0.02C-0.5~3.5B。另外,Ni中添加的各合金成分的效果,与第1实施方案相同。
使用由这样的合金组成构成的高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末进行混合并且低熔点Ni合金粉末的配比为30~60重量%的Ni基耐热硬质合金粉末,完成上述整体成型或涂覆或局部贴补增厚时,通过在1150~1250℃的温度下2~12小时之间加热进行烧结。结束该烧结用的加热处理,再进行母材和Ni基耐热硬质合金的冷却时,如上所述,也可以进行通过1120℃±10℃下的2~4小时的加热和850℃±10℃下的16~24小时的加热的阶段性的加热处理。
这样,相对于母材MGA1400,使用Ni基耐热硬质合金粉末烧结时生成的Ni基耐热硬质合金的组成的重量%示于下述表1、表2中。表1中,将低熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-4.81Cr-22.05Co-5.29Mo-8.94W-7.93Ta-6.94Ti-9.47Al-0.02C-1.53B。另外,将高熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-18.35Cr-1.62Ta-0.10C-0.017B。将由这样的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末形成的Ni基耐热硬质合金粉末,在1215℃×8小时的条件下进行加热和烧结处理。
此时,设定低熔点Ni合金粉末为55重量%、50重量%、45重量%的配比时,形成的Ni基耐热硬质合金的组成,分别成为下述的1)、2)、3)。
1)Ni-10.90Cr-12.13Co-2.91Mo-4.92W-5.09Ta-3.82Ti-5.21Al-0.06C-0.85B
2)Ni-11.58Cr-11.03Co-2.65Mo-4.47W-4.78Ta-3.47Ti-4.74Al-0.06C-0.77B
3)Ni-12.26Cr-9.92Co-2.38Mo-4.02W-4.46Ta-3.12Ti-4.26Al-0.07C-0.70B
另外,在表2中,将低熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-11.71Cr-15.09Co-2.28Mo-1.90W-7.98Ta-5.72Ti-7.89Al-0.009C-1.96B。另外,将高熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-13.21Cr-5.01Co-0.99Mo-7.50W-0.13C。将由这样的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末构成的Ni基耐热硬质合金粉末,在1215℃×8小时的条件下进行加热和烧结处理。
这时,将低熔点Ni合金粉末设定为55重量%、50重量%、45重量%的配比时,所形成的Ni基耐热硬质合金的组成,分别为下述4)、5)、6)。
4)Ni-12.39Cr-10.55Co-1.70Mo-4.42W-4.39Ta-3.15Ti-4.34Al-0.065C-1.08B
5)Ni-12.46Cr-10.05Co-1.64Mo-4.7W-3.99Ta-2.86Ti-3.95Al-0.072C-0.98B
6)Ni-12.54Cr-9.55Co-1.57Mo-4.98W-3.59Ta-2.57Ti-3.55Al-0.078C-0.88B
表1
|
Ni |
Cr |
Co |
Mo |
W |
低熔点Ni合金粉末 |
32.90 |
4.81 |
22.05 |
5.29 |
8.94 |
高熔点Ni合金粉末 |
79.90 |
18.35 |
0.00 |
0.00 |
0.00 |
配合组成 |
55%配合 |
54.05 |
10.90 |
12.13 |
2.91 |
4.92 |
50配合 |
56.40 |
11.58 |
11.03 |
2.65 |
4.47 |
45%配合 |
58.75 |
12.26 |
9.92 |
2.38 |
4.02 |
MGAI400 |
Bal. |
13.1-15.0 |
8.5-10.5 |
1.0-3.5 |
3.5-4.5 |
Ta |
Ti |
Al |
C |
B |
Zr |
7.93 |
6.94 |
9.47 |
0.02 |
1.53 |
0.00 |
1.62 |
0.00 |
0.00 |
0.10 |
0.017 |
0.00 |
5.09 |
3.82 |
5.21 |
0.06 |
0.85 |
0.00 |
4.78 |
3.47 |
4.74 |
0.06 |
0.77 |
0.00 |
4.46 |
3.12 |
4.26 |
0.07 |
0.70 |
0.00 |
3.0-5.5 |
2.2-3.2 |
3.5-4.5 |
0.06-0.12 |
0.005-0.025 |
0.01-0.05 |
表2
|
Ni |
Cr |
Co |
Mo |
W |
低熔点Ni合金粉末 |
45.40 |
11.71 |
15.09 |
2.28 |
1.90 |
高熔点Ni合金粉末 |
73.10 |
13.21 |
5.01 |
0.99 |
7.50 |
配合组成 |
55%配合 |
57.87 |
12.39 |
10.55 |
1.70 |
4.42 |
50配合 |
59.25 |
12.46 |
10.05 |
1.64 |
4.70 |
45%配合 |
60.64 |
12.54 |
9.55 |
1.57 |
4.98 |
MGAI400 |
Bal. |
13.1-15.0 |
8.5-10.5 |
1.0-3.5 |
3.5-4.5 |
Ta |
Ti |
Al |
C |
B |
Zr |
7.98 |
5.72 |
7.89 |
0.009 |
1.96 |
0.00 |
0.00 |
0.00 |
0.00 |
0.134 |
0 |
0.00 |
4.39 |
3.15 |
4.34 |
0.07 |
1.08 |
0.00 |
3.99 |
2.86 |
3.95 |
0.07 |
0.98 |
0.00 |
3.59 |
2.57 |
3.55 |
0.08 |
0.88 |
0.00 |
3.0-5.5 |
2.2-3.2 |
3.5-4.5 |
0.06-0.12 |
0.005-0.025 |
0.01-0.05 |
这样,使用将表1、表2所示组成的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末,按上述配比配合构成的Ni基耐热硬质合金粉末,采用第1实施方案的实施例1~3相同的方法进行烧结,则可形成与母材MGA1400的组成相近的Ni基耐热硬质合金。尤其是,通过进行第1实施方案中的实施例2的涂覆和实施例3的局部修复,可以使形成的涂层部分13(图3A、B)和修复部分16(图4A、B)的组成比达到与转动叶片11的母材的组成相近的水平,从而可增强其结合强度。