JPH0613743B2 - ニッケル基超合金の固相接合法 - Google Patents
ニッケル基超合金の固相接合法Info
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- JPH0613743B2 JPH0613743B2 JP62290716A JP29071687A JPH0613743B2 JP H0613743 B2 JPH0613743 B2 JP H0613743B2 JP 62290716 A JP62290716 A JP 62290716A JP 29071687 A JP29071687 A JP 29071687A JP H0613743 B2 JPH0613743 B2 JP H0613743B2
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Classifications
-
- 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
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
-
- 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
- B23K35/001—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces
- B23K35/004—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces at least one of the workpieces being of a metal of the iron group
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、γ′相析出強化型ニッケル（Ｎｉ）基超合金
固相接合法に係り、特に高い接合強度を得るのに好適な
Ｎｉ基超合金接合法に関する。
固相接合法に係り、特に高い接合強度を得るのに好適な
Ｎｉ基超合金接合法に関する。
超合金の接合に関する従来技術としては、Ｎｉ−Ｂ系の
インサート材あるいはスパッタ膜を利用した液相拡散接
合があり、例えば特公昭49-6470号公報，特開昭47-3385
0号公報に示されている。この方法では接合応力が小さ
いという欠点がある。
インサート材あるいはスパッタ膜を利用した液相拡散接
合があり、例えば特公昭49-6470号公報，特開昭47-3385
0号公報に示されている。この方法では接合応力が小さ
いという欠点がある。
しかしながら、上記従来技術は接合強度の点について配
慮がなされていない。耐熱強度に優れるＬ12（γ′）析
出強化型Ｎｉ基超合金の接合に対してはインサート材組
成は、接合面を溶融させる必要から融点が母材であるＮ
ｉ基超合金より低いＮｉ−Ｂ系等のものに限定される。
その結果、接合部組成は母材組成と大きく異なるために
接合部の強度低下が懸念される。また、酸化物分散型超
合金の接合に対しては接合部溶融による材料強化分散粒
子の凝集も問題になり、その結果、接合強度が低下する
と考えられる。
慮がなされていない。耐熱強度に優れるＬ12（γ′）析
出強化型Ｎｉ基超合金の接合に対してはインサート材組
成は、接合面を溶融させる必要から融点が母材であるＮ
ｉ基超合金より低いＮｉ−Ｂ系等のものに限定される。
その結果、接合部組成は母材組成と大きく異なるために
接合部の強度低下が懸念される。また、酸化物分散型超
合金の接合に対しては接合部溶融による材料強化分散粒
子の凝集も問題になり、その結果、接合強度が低下する
と考えられる。
それに対して、母材に匹敵する強度を有するとともに接
合プロセスに対して適合する組成を有するインサート材
を用いて固相接合を行えば、接合強度の低下は解決でき
る。
合プロセスに対して適合する組成を有するインサート材
を用いて固相接合を行えば、接合強度の低下は解決でき
る。
本発明の目的は、高い接合強度を得るのに好適なγ′相
析出強化型Ｎｉ基超合金固相接合法を提供することにあ
る。
析出強化型Ｎｉ基超合金固相接合法を提供することにあ
る。
本発明はニッケルを主成分とするγ′相析出強化型ニッ
ケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量で炭
素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チタ
ン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０％
以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及びニ
オビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％、及
び残部が実質的にニッケルであるニッケル基合金からな
り、該ニッケル基合金の結晶粒径が１０μｍ以下である
インサート材を設け、加圧下で前記ニッケル基超合金の
融点以下の温度で真空中にて加熱して固相接合すること
を特徴とするニッケル基超合金の固相接合法にある。
ケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量で炭
素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チタ
ン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０％
以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及びニ
オビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％、及
び残部が実質的にニッケルであるニッケル基合金からな
り、該ニッケル基合金の結晶粒径が１０μｍ以下である
インサート材を設け、加圧下で前記ニッケル基超合金の
融点以下の温度で真空中にて加熱して固相接合すること
を特徴とするニッケル基超合金の固相接合法にある。
更に、本発明に係るインサート材はクロム５％以下、コ
バルトとジルコニウムの少なくとも１つを５％以下、タ
ングステンとモリブデンの少なくとも１つを１％以下を
含むことができる。
バルトとジルコニウムの少なくとも１つを５％以下、タ
ングステンとモリブデンの少なくとも１つを１％以下を
含むことができる。
本発明のインサート材においては、炭素は好ましくな
い。０．０２８原子％を越える炭素は接合時に接合面に
おける自由界面に制限なく移動が生じるためその界面が
炭化物として形成され、接合強度を低めるので、固溶炭
素として０．０２８原子％未満とすべきである。
い。０．０２８原子％を越える炭素は接合時に接合面に
おける自由界面に制限なく移動が生じるためその界面が
炭化物として形成され、接合強度を低めるので、固溶炭
素として０．０２８原子％未満とすべきである。
これは、耐熱強度に優れるＬ12（γ′）析出強度型Ｎｉ
基超合金では、強度を向上させるためにアルミニウム５
〜２５原子％含め、耐食性を向上させるためにクロムを
含有させている。そのために、Ｌ12（γ′）析出強化型
Ｎｉ基超合金の接合は真空中で行う必要がある。真空中
で固相接合する場合には接合面に炭素が移動し、炭化物
を形成する。その結果として接合強度を低下させる。そ
のために炭素を０．０２８原子％未満にすべきである。
この範囲なら生成炭化物は有害な作用を示さない。
基超合金では、強度を向上させるためにアルミニウム５
〜２５原子％含め、耐食性を向上させるためにクロムを
含有させている。そのために、Ｌ12（γ′）析出強化型
Ｎｉ基超合金の接合は真空中で行う必要がある。真空中
で固相接合する場合には接合面に炭素が移動し、炭化物
を形成する。その結果として接合強度を低下させる。そ
のために炭素を０．０２８原子％未満にすべきである。
この範囲なら生成炭化物は有害な作用を示さない。
接合部強度を向上させるためにインサート材組成におけ
るアルミニウムの他，チタン，タンタル及びニオビウム
の少なくとも一つを２０原子％以下含み、これらの合計
量を原子百分率で５〜２５％にする。アルミニウムと、
チタン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つはい
ずれもＬ12（γ′）析出物形成元素であり、析出強化に
より接合強度を向上させる。これらの元素の合計量がこ
の範囲にはいっていれば元素の違いによる影響は小さ
い。アルミニウム又はアルミニウムとチタン，タンタル
及びニオビウムの１種以上との合計量が５原子％ではい
ずれも母材破断を有する接合強度が得られず、逆に２５
原子％を越えるといずれの元素においても有害な相が形
成され同様に母材破断する接合強度が得られない。
るアルミニウムの他，チタン，タンタル及びニオビウム
の少なくとも一つを２０原子％以下含み、これらの合計
量を原子百分率で５〜２５％にする。アルミニウムと、
チタン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つはい
ずれもＬ12（γ′）析出物形成元素であり、析出強化に
より接合強度を向上させる。これらの元素の合計量がこ
の範囲にはいっていれば元素の違いによる影響は小さ
い。アルミニウム又はアルミニウムとチタン，タンタル
及びニオビウムの１種以上との合計量が５原子％ではい
ずれも母材破断を有する接合強度が得られず、逆に２５
原子％を越えるといずれの元素においても有害な相が形
成され同様に母材破断する接合強度が得られない。
更に、クロムは５原子％以下で耐食性に、コバルト，ジ
ルコニウムは５原子％以下で靱性に効果を示し、タング
ステン，モリブデンは１原子％以下で強度向上に効果を
示す。しかし、いずれもこれの含有量を超えてもより大
きな効果が得られない。また、インサート材の結晶粒径
を１０μｍ以下にすることで固相接合した場合に原子の
拡散が容易になり、その結果接合強度がさらに向上する
ことを見出した。これは、結晶粒径を１０μｍ以下にす
ることにより超塑性現象が発現するためであり、それに
よって低応力でインサート材が母材面にそって変形し、
原子の拡散がし易くなり、接合がより完全になって結果
として接合強度が向上する。なお、超合金は通常鍛造が
できない鋳造合金である。そのために、加工や加工熱処
理等の方法では結晶粒の微細化は難しい。それに対して
超合金を急速凝固させれば結晶粒は容易に微細化できる
ことを見出した。
ルコニウムは５原子％以下で靱性に効果を示し、タング
ステン，モリブデンは１原子％以下で強度向上に効果を
示す。しかし、いずれもこれの含有量を超えてもより大
きな効果が得られない。また、インサート材の結晶粒径
を１０μｍ以下にすることで固相接合した場合に原子の
拡散が容易になり、その結果接合強度がさらに向上する
ことを見出した。これは、結晶粒径を１０μｍ以下にす
ることにより超塑性現象が発現するためであり、それに
よって低応力でインサート材が母材面にそって変形し、
原子の拡散がし易くなり、接合がより完全になって結果
として接合強度が向上する。なお、超合金は通常鍛造が
できない鋳造合金である。そのために、加工や加工熱処
理等の方法では結晶粒の微細化は難しい。それに対して
超合金を急速凝固させれば結晶粒は容易に微細化できる
ことを見出した。
Ｎｉ基超合金の高接合強度を得る固相接合に対して、固
相接合用インサート材として最適なのは同種Ｎｉ基超合
金を用いることである。この場合、インサート材中に有
害な形として炭素が固溶して存在していることである
が、最も多く固溶しているのは、Ｎｉ基超合金を急速凝
固させた場合である。そこで、インサート材に予め熱処
理を施すことによる急速凝固法の一種である双ロール法
で超合金急速凝固リボンを作製し、熱処理による炭化物
の形成を確認した。用いたＮｉ基超合金はRene８０であ
る。急速凝固したままのリボンは電子顕微鏡組織を見た
ところでは、リボン粒内には炭化物が見られず、炭素が
粒内に固溶していた。これに対して、１０００℃１時間
熱処理した場合のリボンの電子顕微鏡組織は、結晶粒内
に丸い黒色の炭化物が生成することが認められた。この
ように、インサート材中の炭素は固相接合中に炭化物と
して接合面上に有害な形として生成する。その結果、接
合強度の低下が生じる。
相接合用インサート材として最適なのは同種Ｎｉ基超合
金を用いることである。この場合、インサート材中に有
害な形として炭素が固溶して存在していることである
が、最も多く固溶しているのは、Ｎｉ基超合金を急速凝
固させた場合である。そこで、インサート材に予め熱処
理を施すことによる急速凝固法の一種である双ロール法
で超合金急速凝固リボンを作製し、熱処理による炭化物
の形成を確認した。用いたＮｉ基超合金はRene８０であ
る。急速凝固したままのリボンは電子顕微鏡組織を見た
ところでは、リボン粒内には炭化物が見られず、炭素が
粒内に固溶していた。これに対して、１０００℃１時間
熱処理した場合のリボンの電子顕微鏡組織は、結晶粒内
に丸い黒色の炭化物が生成することが認められた。この
ように、インサート材中の炭素は固相接合中に炭化物と
して接合面上に有害な形として生成する。その結果、接
合強度の低下が生じる。
各種温度で１時間熱処理した場合の超合金急速凝固リボ
ン内に現われる生成物を明らかにした結果を第１図に示
す。ここで、ＭＣと記述したものはＭＣ炭化物であり、
γ′と記述したのはニッケルとアルミニウムよりなる化
合物であり、Ｍ23Ｃ６及びＭ６Ｃと記述したものが初期
には結晶粒内に固溶していた炭素が熱処理により炭化物
として生成したものである。
ン内に現われる生成物を明らかにした結果を第１図に示
す。ここで、ＭＣと記述したものはＭＣ炭化物であり、
γ′と記述したのはニッケルとアルミニウムよりなる化
合物であり、Ｍ23Ｃ６及びＭ６Ｃと記述したものが初期
には結晶粒内に固溶していた炭素が熱処理により炭化物
として生成したものである。
このように、１時間の熱処理では８００℃以上で結晶粒
内に炭化物が形成されることがわかる。８００℃１時間
熱処理した場合のリボンの電子顕微鏡組織は、結晶粒内
に丸い黒色の炭化物が生成していた。しかし、７００℃
未満の熱処理では長時間熱処理しても結晶粒内に炭化物
は形成されない。
内に炭化物が形成されることがわかる。８００℃１時間
熱処理した場合のリボンの電子顕微鏡組織は、結晶粒内
に丸い黒色の炭化物が生成していた。しかし、７００℃
未満の熱処理では長時間熱処理しても結晶粒内に炭化物
は形成されない。
本実施例では接合母材として第１表に示すＬ12（γ′）
析出強化型Ｎｉ基超合金Rene８０を用いた。接合用イン
サート材には、液体急速凝固法の一種である双ロール法
即ち高速回転するロールに液体を接触させ凝固させて作
製したリボンを用いた。接合用インサート材に用いた合
金は、比較材としてＬ12（γ′）析出強度型Ｎｉ基超合
金であるＴＭＰ−３，既存Ｌ12（γ′）析出強化型Ｎｉ
基超合金のＩＮ７３８ＬＣ，Rene８０、これらの合金か
らＣを除いたＴＭＰ−３ＦＣ，ＩＮ７３８ＦＣ，Rene８
０ＦＣであり、さらに本発明材としてＬ12（γ′）析出
強化型Ｎｉ基超合金の主要構成元素からなるＮｉ−２０
Ａｌ−５Ｔｉ−５Ｃｒ，Ｎｉ−２−Ａｌ−５Ｎｂ−５Ｃ
ｏ，Ｎｉ−２０Ａｌ−５Ｔａ−１Ｗ，Ｎｉ−１５Ａｌ−
５Ｔｉ，Ｎｉ−１５Ａｌ−５Ｔａ，Ｎｉ−１５Ａｌ−５
Ｎｂ（いずれも原子百分率で表記）のＮｉ−Ａｌ−Ｘ三
元系及び四元系組成のものも用いた。これらのインサー
ト材には炭素は全く添加しておらず、その炭素量は分析
で定量できない程度の非常にわずかなものであり、０．
０１原子％以下と思われる。第１表（原子百分率）に供
試接合用インサート材の化学組成（残部Ｎｉ）を示す。
析出強化型Ｎｉ基超合金Rene８０を用いた。接合用イン
サート材には、液体急速凝固法の一種である双ロール法
即ち高速回転するロールに液体を接触させ凝固させて作
製したリボンを用いた。接合用インサート材に用いた合
金は、比較材としてＬ12（γ′）析出強度型Ｎｉ基超合
金であるＴＭＰ−３，既存Ｌ12（γ′）析出強化型Ｎｉ
基超合金のＩＮ７３８ＬＣ，Rene８０、これらの合金か
らＣを除いたＴＭＰ−３ＦＣ，ＩＮ７３８ＦＣ，Rene８
０ＦＣであり、さらに本発明材としてＬ12（γ′）析出
強化型Ｎｉ基超合金の主要構成元素からなるＮｉ−２０
Ａｌ−５Ｔｉ−５Ｃｒ，Ｎｉ−２−Ａｌ−５Ｎｂ−５Ｃ
ｏ，Ｎｉ−２０Ａｌ−５Ｔａ−１Ｗ，Ｎｉ−１５Ａｌ−
５Ｔｉ，Ｎｉ−１５Ａｌ−５Ｔａ，Ｎｉ−１５Ａｌ−５
Ｎｂ（いずれも原子百分率で表記）のＮｉ−Ａｌ−Ｘ三
元系及び四元系組成のものも用いた。これらのインサー
ト材には炭素は全く添加しておらず、その炭素量は分析
で定量できない程度の非常にわずかなものであり、０．
０１原子％以下と思われる。第１表（原子百分率）に供
試接合用インサート材の化学組成（残部Ｎｉ）を示す。
リボン作製は、７００Torrのアルゴンガス雰囲気下で直
径１５０mmのＣｕ−Ｂｅ製双ロールおよびノズル孔１mm
の石英製ノズルを用いた。作製条件は、ロール周速１０
ｍ／ｓ，ロール押付力７００kgf，溶湯噴出圧３kgf/cm2
である。リボン形状は厚さ約１００μｍ，幅８〜１５mm
である。この条件で作製したリボンの結晶粒は微細化さ
れ、いずれのものも結晶粒径の直径での大きさは約１μ
ｍである。
径１５０mmのＣｕ−Ｂｅ製双ロールおよびノズル孔１mm
の石英製ノズルを用いた。作製条件は、ロール周速１０
ｍ／ｓ，ロール押付力７００kgf，溶湯噴出圧３kgf/cm2
である。リボン形状は厚さ約１００μｍ，幅８〜１５mm
である。この条件で作製したリボンの結晶粒は微細化さ
れ、いずれのものも結晶粒径の直径での大きさは約１μ
ｍである。
接合は、かご型治具を用いて、タングステンメッシュヒ
ーターで試料を加熱し、インストロン型引張試験機で行
った。接合条件は、６×１０-5Torrより高真空雰囲気，
接合温度１０５０〜１２００℃，接合応力３〜７kgf/cm
2，接合時間３０〜９０分である。接合母材は直径８m
m、平均面あらさが１μｍの精密鋳造製品（Rene８０）
である。
ーターで試料を加熱し、インストロン型引張試験機で行
った。接合条件は、６×１０-5Torrより高真空雰囲気，
接合温度１０５０〜１２００℃，接合応力３〜７kgf/cm
2，接合時間３０〜９０分である。接合母材は直径８m
m、平均面あらさが１μｍの精密鋳造製品（Rene８０）
である。
接合強度の評価は引張試験で行った。このときの引張強
度は、０．１mm／分である。試験片は平行部長さ８mm，
平行部直径２mmとし、前述接合試験片（接合後）から切
り出して用いた。接合界面は、引張試験片の中央かつ応
力軸に対し垂直に位置している。ここでは、接合強度が
問題であることから引張試験片の破断部が接合界面か母
材破断かに注目し、接合界面破断したものについては、
その時の引張強さで接合強度を評価した。
度は、０．１mm／分である。試験片は平行部長さ８mm，
平行部直径２mmとし、前述接合試験片（接合後）から切
り出して用いた。接合界面は、引張試験片の中央かつ応
力軸に対し垂直に位置している。ここでは、接合強度が
問題であることから引張試験片の破断部が接合界面か母
材破断かに注目し、接合界面破断したものについては、
その時の引張強さで接合強度を評価した。
接合部の分析はＥＰＭＡ分析で行った。加速電圧は１５
ｋＶ，ビーム電流０．２μＡ，ビーム径１〜２μｍであ
る。ＮｉについてはＫβ線、他元素はｋα線を用いて分
析した。
ｋＶ，ビーム電流０．２μＡ，ビーム径１〜２μｍであ
る。ＮｉについてはＫβ線、他元素はｋα線を用いて分
析した。
第２図に固相接合条件の検討結果として、基準条件を接
合応力５kgf/mm2，接合時間６０分，接合温度１１００
℃とし、応力，時間，温度を変化させて接合した場合の
接合条件と室温引張強さの関係を示す。また、固相接合
に対する液結晶粒インサート材の効果を検討するため
に、接合用インサート材として微細結晶粒ＩＮ７３８Ｌ
Ｃリボンを用いた場合と、接合用インサート材を用いな
いでRene８０母材同志を接合した場合とを比較した。第
２図において、いずれの接合条件においてもリボンを用
いた場合、引張強さが大きくなり接合強度の向上に寄与
していることが認められる。このことから接合用インサ
ート材として微細結晶粒材を用いれば接合強度向上の効
果が理解できる。さらに、第２図に、接合母材に用いた
Rene８０素材、接合用インサート材にＩＮ７３８ＬＣお
よびＴＭＰ−３リボンを用いた接合材、およびリボンを
用いないで母材同志を接合したものの高温引張試験結果
を示す。微細結晶粒リボンを用いて接合したものは、リ
ボンを用いないものよりすべての温度範囲で高い強度を
示す。しかし、母材よりは低い強度であった。
合応力５kgf/mm2，接合時間６０分，接合温度１１００
℃とし、応力，時間，温度を変化させて接合した場合の
接合条件と室温引張強さの関係を示す。また、固相接合
に対する液結晶粒インサート材の効果を検討するため
に、接合用インサート材として微細結晶粒ＩＮ７３８Ｌ
Ｃリボンを用いた場合と、接合用インサート材を用いな
いでRene８０母材同志を接合した場合とを比較した。第
２図において、いずれの接合条件においてもリボンを用
いた場合、引張強さが大きくなり接合強度の向上に寄与
していることが認められる。このことから接合用インサ
ート材として微細結晶粒材を用いれば接合強度向上の効
果が理解できる。さらに、第２図に、接合母材に用いた
Rene８０素材、接合用インサート材にＩＮ７３８ＬＣお
よびＴＭＰ−３リボンを用いた接合材、およびリボンを
用いないで母材同志を接合したものの高温引張試験結果
を示す。微細結晶粒リボンを用いて接合したものは、リ
ボンを用いないものよりすべての温度範囲で高い強度を
示す。しかし、母材よりは低い強度であった。
次に、インサート組成が接合強度に及ぼす影響を検討し
た。第２表に種々組成リボンを接合用インサート材に用
いた接合材の室温引張試験結果を示す。既存合金関連の
リボンでは、リボンを用いない場合よりも高い接合強度
を示すが、いずれも接合界面破断した。しかし、含有Ｃ
を少なくしたＦＣ系合金では三合金ともに接合強度が向
上した。一方、本発明のＮｉ−Ａｌ−Ｘ系リボンを用い
た場合ではいずれも母材破断し、優れた強度を示した。
ここで、Ｎｉ−Ａｌ−Ｘ系リボンには前述のようにＣが
含まれていない。以上の結果から、接合用インサート材
組成に含まれているＣを０．０２８原子％未満にするこ
とによって接合強度が向上することは明らかである。ま
た、他の元素の効果も理解できる。
た。第２表に種々組成リボンを接合用インサート材に用
いた接合材の室温引張試験結果を示す。既存合金関連の
リボンでは、リボンを用いない場合よりも高い接合強度
を示すが、いずれも接合界面破断した。しかし、含有Ｃ
を少なくしたＦＣ系合金では三合金ともに接合強度が向
上した。一方、本発明のＮｉ−Ａｌ−Ｘ系リボンを用い
た場合ではいずれも母材破断し、優れた強度を示した。
ここで、Ｎｉ−Ａｌ−Ｘ系リボンには前述のようにＣが
含まれていない。以上の結果から、接合用インサート材
組成に含まれているＣを０．０２８原子％未満にするこ
とによって接合強度が向上することは明らかである。ま
た、他の元素の効果も理解できる。
第４図は、ＩＮ７３８ＬＣリボンを用いた接合界面のＥ
ＰＭＡ分析結果である。Ｃの大きなピークが見られる。
第５図は、ＦＣ系リボンの一例として、Rene８０ＦＣを
用いた接合界面のＥＰＭＡ分析結果である。ＦＣ系リボ
ンでもＣのピークが現れる。第６図に１２００℃で接合
した場合の加速電圧１ｋＶで観察したＥＰＭＡ分析結果
を示す。接合界面には灰色（Ａ type）と黒色（Ｂ ty
pe）の生成物が線状に連なっており、分析の結果、Ａ
typeの生成物はＴｉ（Ｃ，Ｏ），Ｂ typeの生成物はＡ
ｌ酸化物と考えられる。このように接含強度が低下して
いる場合には接合面に炭化物が生成している。ここで接
合界面近傍に存在するＣの供給物については第２表から
接合用インサート材からであることが容易に理解でき
る。
ＰＭＡ分析結果である。Ｃの大きなピークが見られる。
第５図は、ＦＣ系リボンの一例として、Rene８０ＦＣを
用いた接合界面のＥＰＭＡ分析結果である。ＦＣ系リボ
ンでもＣのピークが現れる。第６図に１２００℃で接合
した場合の加速電圧１ｋＶで観察したＥＰＭＡ分析結果
を示す。接合界面には灰色（Ａ type）と黒色（Ｂ ty
pe）の生成物が線状に連なっており、分析の結果、Ａ
typeの生成物はＴｉ（Ｃ，Ｏ），Ｂ typeの生成物はＡ
ｌ酸化物と考えられる。このように接含強度が低下して
いる場合には接合面に炭化物が生成している。ここで接
合界面近傍に存在するＣの供給物については第２表から
接合用インサート材からであることが容易に理解でき
る。
なお、本実施例ではインサート材としてリボンを用いた
が、急速凝固プロセスを応用して作製した粉末あるいは
それらを固化したもの、また溶射等のプロセスを応用し
て結晶粒を微細化させたもの、スパッタや、ＣＶＤ等の
プロセスを用いたものを使用することができる。
が、急速凝固プロセスを応用して作製した粉末あるいは
それらを固化したもの、また溶射等のプロセスを応用し
て結晶粒を微細化させたもの、スパッタや、ＣＶＤ等の
プロセスを用いたものを使用することができる。
本発明によれば、接合強度を向上させるのに好適な接合
用インサート材組成にすることができるので、耐熱強度
に優れるＬ12（γ′）析出強度化型Ｎｉ基超合金の接合
強度を向上するという効果がある。
用インサート材組成にすることができるので、耐熱強度
に優れるＬ12（γ′）析出強度化型Ｎｉ基超合金の接合
強度を向上するという効果がある。
第１図は各種温度で１時間熱処理した場合の超合金急速
凝固リボン内に表れる生成物を示すグラフ、第２図は固
相接合条件としての応力，時間，温度を変化させて接合
した場合の接合条件と室温引張り強さとの関係を示す特
性図、第３図は高温引張り試験結果を示す特性図、第４
図はＩＮ７３８ＬＣリボンを用いた接合界面のＥＰＭＡ
分析結果を示すグラフ、第５図はRene８０ＦＣリボンを
用いた接合界面のＥＰＭＡ分析結果を示すグラフ、第６
図は１２００℃で接合した場合の加速電圧１ｋＶで観察
したＥＰＭＡ分析結果を示すグラフである。
凝固リボン内に表れる生成物を示すグラフ、第２図は固
相接合条件としての応力，時間，温度を変化させて接合
した場合の接合条件と室温引張り強さとの関係を示す特
性図、第３図は高温引張り試験結果を示す特性図、第４
図はＩＮ７３８ＬＣリボンを用いた接合界面のＥＰＭＡ
分析結果を示すグラフ、第５図はRene８０ＦＣリボンを
用いた接合界面のＥＰＭＡ分析結果を示すグラフ、第６
図は１２００℃で接合した場合の加速電圧１ｋＶで観察
したＥＰＭＡ分析結果を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 諏訪 正輝 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 審判の合議体 審判長 松浦 弘三 審判官 中嶋 清 審判官 須磨 光夫 (56)参考文献 特開 昭58−91144（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−138049（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−82516（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−259043（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】ニッケルを主成分とするγ′相析出強化型
ニッケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量
で炭素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チ
タン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０
％以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及び
ニオビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％、
及び残部が実質的にニッケルであるニッケル基合金から
なり、該ニッケル基合金の結晶粒径が１０μｍ以下であ
るインサート材を設け、加圧下で前記ニッケル基超合金
の融点以下の温度にて真空中で加熱して固相接合するこ
とを特徴とするニッケル基超合金の固相接合法。 - 【請求項２】ニッケルを主成分とするγ′相析出強化型
ニッケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量
で炭素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チ
タン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０
％以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及び
ニオビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％，
クロム５％以下及び残部が実質的にニッケルであるニッ
ケル基合金からなり、該ニッケル基合金の結晶粒径が１
０μｍ以下であるインサート材を設け、加圧下で前記ニ
ッケル基超合金の融点以下の温度にて真空中で加熱して
固相接合することを特徴とするニッケル基超合金の固相
接合法。 - 【請求項３】ニッケルを主成分とするγ′相析出強化型
ニッケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量
で炭素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チ
タン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０
％以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及び
ニオビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％，
コバルトとジルコニウムの少なくとも１つが５％以下及
び残部が実質的にニッケルであるニッケル基合金からな
り、該ニッケル基合金の結晶粒径が１０μｍ以下である
インサート材を設け、加圧下で前記ニッケル基超合金の
融点以下の温度にて真空中で加熱して固相接合すること
を特徴とするニッケル基超合金の固相接合法。 - 【請求項４】ニッケルを主成分とするγ′相析出強化型
ニッケル基超合金からなる被接合材の接合面に、原子量
で炭素０．０２８％未満，アルミニウム５〜２５％，チ
タン，タンタル及びニオビウムの少なくとも１つが２０
％以下で且つ前記アルミニウムとチタン，タンタル及び
ニオビウムの少なくとも１つとの合計量が５〜２５％，
タングステンとモリブデンの少なくとも１つが１％以下
及び残部が実質的にニッケルであるニッケル基合金から
なり、該ニッケル基合金の結晶粒径が１０μｍ以下であ
るインサート材を設け、加圧下で前記ニッケル基超合金
の融点以下の温度にて真空中で加熱して固相接合するこ
とを特徴とするニッケル基超合金の固相接合法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62290716A JPH0613743B2 (ja) | 1987-11-19 | 1987-11-19 | ニッケル基超合金の固相接合法 |
| US07/246,708 US4973366A (en) | 1987-11-19 | 1988-09-20 | Insert material for solid phase diffusion welding for nickel base superalloy and method therefor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62290716A JPH0613743B2 (ja) | 1987-11-19 | 1987-11-19 | ニッケル基超合金の固相接合法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01132730A JPH01132730A (ja) | 1989-05-25 |
| JPH0613743B2 true JPH0613743B2 (ja) | 1994-02-23 |
Family
ID=17759596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62290716A Expired - Lifetime JPH0613743B2 (ja) | 1987-11-19 | 1987-11-19 | ニッケル基超合金の固相接合法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4973366A (ja) |
| JP (1) | JPH0613743B2 (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3291827B2 (ja) * | 1993-03-18 | 2002-06-17 | 株式会社日立製作所 | 羽根車及びディフューザ、並びにその製作方法 |
| US5509980A (en) * | 1994-08-17 | 1996-04-23 | National University Of Singapore | Cyclic overageing heat treatment for ductility and weldability improvement of nickel-based superalloys |
| US5598968A (en) * | 1995-11-21 | 1997-02-04 | General Electric Company | Method for preventing recrystallization after cold working a superalloy article |
| US5902421A (en) * | 1996-04-09 | 1999-05-11 | General Electric Co. | Nickel-base braze material |
| FR2752540B1 (fr) * | 1996-08-22 | 1998-12-04 | Sochata Energy 1 Soc | Procede de realisation d'un apport sur une piece en superalliage a base de nickel ou de cobalt |
| US6210635B1 (en) * | 1998-11-24 | 2001-04-03 | General Electric Company | Repair material |
| US6652677B2 (en) * | 2001-12-04 | 2003-11-25 | General Electric Company | Process of welding gamma prime-strengthened nickel-base superalloys |
| US6755924B2 (en) | 2001-12-20 | 2004-06-29 | General Electric Company | Method of restoration of mechanical properties of a cast nickel-based super alloy for serviced aircraft components |
| US6696176B2 (en) | 2002-03-06 | 2004-02-24 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Superalloy material with improved weldability |
| WO2007001392A2 (en) * | 2004-10-01 | 2007-01-04 | The Regents Of The University Of Michigan | Manufacture of shape-memory alloy cellular meterials and structures by transient-liquid reactive joining |
| US8618440B2 (en) * | 2007-01-04 | 2013-12-31 | Siemens Energy, Inc. | Sprayed weld strip for improved weldability |
| CN112437708A (zh) * | 2018-07-26 | 2021-03-02 | 株式会社Ihi | 金属部件的接合方法及金属部件接合体 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3632319A (en) * | 1969-07-11 | 1972-01-04 | Gen Electric | Diffusion bonding of superalloy members |
| US3700427A (en) * | 1969-07-11 | 1972-10-24 | Gen Electric | Powder for diffusion bonding of superalloy members |
| US3692501A (en) * | 1971-03-26 | 1972-09-19 | Gen Electric | Diffusion bonded superalloy article |
| JPS496470A (ja) * | 1972-05-09 | 1974-01-21 | ||
| JPS5124452B2 (ja) * | 1972-12-14 | 1976-07-24 | ||
| GB1476589A (en) * | 1974-08-07 | 1977-06-16 | Allied Chem | Amorphous metal alloys |
| JPS6030734B2 (ja) * | 1979-04-11 | 1985-07-18 | 健 増本 | 鉄族元素とジルコニウムを含む脆性が小さく熱的安定性に優れる非晶質合金 |
| JPS63259043A (ja) * | 1987-04-16 | 1988-10-26 | Agency Of Ind Science & Technol | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
-
1987
- 1987-11-19 JP JP62290716A patent/JPH0613743B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-09-20 US US07/246,708 patent/US4973366A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4973366A (en) | 1990-11-27 |
| JPH01132730A (ja) | 1989-05-25 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |