JPH08127833A - 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 - Google Patents
溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金Info
- Publication number
- JPH08127833A JPH08127833A JP26711194A JP26711194A JPH08127833A JP H08127833 A JPH08127833 A JP H08127833A JP 26711194 A JP26711194 A JP 26711194A JP 26711194 A JP26711194 A JP 26711194A JP H08127833 A JPH08127833 A JP H08127833A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- point
- alloy
- weldability
- amount
- base heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
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
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- 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
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ガスタービンのタービン静翼およびその他の
高温部品の形成材料として使用されるＮｉ基耐熱合金を
提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．２５％，Ｃｒ：１８〜２
５％，Ｃｏ１５〜２５％，Ｍｏ≦３．５％，Ｗ：５〜１
０％，Ｗ＋１／２Ｍｏ：５〜１０％，Ｔｉ：１．０〜
５．０％，Ａｌ：１．０〜４．０％，Ｔａ：０．５〜
４．５％，Ｎｂ：０．２〜３．０％，Ｚｒ：０．００５
〜０．１０％，Ｂ：０．００１〜０．０１％，残Ｎｉで
図１のＡＢＣＤＥの範囲内のもの、あるいは上記におい
て、Ｃｒが１０〜２０％の場合には図１のＡＢＣＦＧＨ
Ｅの範囲内のもの。 【効果】 従来のＮｉ基耐熱合金よりも高温強度が高
く、溶接性の優れたＮｉ基耐熱合金が得られる。
高温部品の形成材料として使用されるＮｉ基耐熱合金を
提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．２５％，Ｃｒ：１８〜２
５％，Ｃｏ１５〜２５％，Ｍｏ≦３．５％，Ｗ：５〜１
０％，Ｗ＋１／２Ｍｏ：５〜１０％，Ｔｉ：１．０〜
５．０％，Ａｌ：１．０〜４．０％，Ｔａ：０．５〜
４．５％，Ｎｂ：０．２〜３．０％，Ｚｒ：０．００５
〜０．１０％，Ｂ：０．００１〜０．０１％，残Ｎｉで
図１のＡＢＣＤＥの範囲内のもの、あるいは上記におい
て、Ｃｒが１０〜２０％の場合には図１のＡＢＣＦＧＨ
Ｅの範囲内のもの。 【効果】 従来のＮｉ基耐熱合金よりも高温強度が高
く、溶接性の優れたＮｉ基耐熱合金が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ガスタービンのタービ
ン静翼およびその他の高温部品の形成材料として使用さ
れるニッケル基耐熱合金に関するものである。
ン静翼およびその他の高温部品の形成材料として使用さ
れるニッケル基耐熱合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ガスタービンのタービン静翼等の高温部
品の材料として従来使用されている耐熱合金には、金属
間化合物Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）すなわちγ’相による析
出強化とＭｏ、Ｗ等による固溶強化を兼備えるＮｉ基合
金および炭化物によって析出強化しているＣｏ基合金が
ある。Ｎｉ基合金では、一般にγ’相の析出量を多くす
ると高温強度が向上するものの、溶接性は低下する傾向
にあり、例えばγ’相の析出量を多くして高温強度を改
良した合金（特公昭５４−６９６８号）は溶接性が非常
に悪く、γ’相を少なくして溶接性を改良した合金（特
開平１−１０４７３８号）は高温強度が著しく低いこと
からも明らかである。一方、Ｃｏ基合金は一般に溶接性
は良いが、高温強度が低く著しい改善は見込めない。以
上のことから、Ｃｏ基合金の高温強度には限界があるの
で、Ｎｉ基合金の高温強度を損なうことなく、その溶接
性を改良しなければならない。
品の材料として従来使用されている耐熱合金には、金属
間化合物Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）すなわちγ’相による析
出強化とＭｏ、Ｗ等による固溶強化を兼備えるＮｉ基合
金および炭化物によって析出強化しているＣｏ基合金が
ある。Ｎｉ基合金では、一般にγ’相の析出量を多くす
ると高温強度が向上するものの、溶接性は低下する傾向
にあり、例えばγ’相の析出量を多くして高温強度を改
良した合金（特公昭５４−６９６８号）は溶接性が非常
に悪く、γ’相を少なくして溶接性を改良した合金（特
開平１−１０４７３８号）は高温強度が著しく低いこと
からも明らかである。一方、Ｃｏ基合金は一般に溶接性
は良いが、高温強度が低く著しい改善は見込めない。以
上のことから、Ｃｏ基合金の高温強度には限界があるの
で、Ｎｉ基合金の高温強度を損なうことなく、その溶接
性を改良しなければならない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ基合金における高
温強度を損なわず同時に溶接性を改良するために、Ａ
ｌ、Ｔｉなどγ’相の生成元素の含有量を低下すること
なく、更にＷ、Ｃ、Ｚｒなど他の元素を調整して、所期
の目的例えば溶接構造物であり、かつ高温で使用される
ガスタービンの静翼・溶接構造機器等に使用できる合金
を得る。かかる合金の性能は、９００℃×２０ｋｇｆ／
ｍｍ2のクリープ破断時間が１１０時間以上かつ５×６
０×１００ｍｍの試験片を用いて溶接電流１００Ａ、溶
接電圧１２Ｖ、溶接速度１．６７ｍｍ／Ｓの溶接条件で
ＴＩＧ溶接し、付加ひずみ量（全歪量）０．２５％ある
いは０．７７％でバレストレイン試験をしたときの最大
割れ長さが０．８ｍｍ以下であることを特徴とする。
温強度を損なわず同時に溶接性を改良するために、Ａ
ｌ、Ｔｉなどγ’相の生成元素の含有量を低下すること
なく、更にＷ、Ｃ、Ｚｒなど他の元素を調整して、所期
の目的例えば溶接構造物であり、かつ高温で使用される
ガスタービンの静翼・溶接構造機器等に使用できる合金
を得る。かかる合金の性能は、９００℃×２０ｋｇｆ／
ｍｍ2のクリープ破断時間が１１０時間以上かつ５×６
０×１００ｍｍの試験片を用いて溶接電流１００Ａ、溶
接電圧１２Ｖ、溶接速度１．６７ｍｍ／Ｓの溶接条件で
ＴＩＧ溶接し、付加ひずみ量（全歪量）０．２５％ある
いは０．７７％でバレストレイン試験をしたときの最大
割れ長さが０．８ｍｍ以下であることを特徴とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは鋭意研究の
結果、後述の合金組成のように、σ相，μ相等の有害相
が生成しない範囲で、Ｃｒ，Ｃｏを添加し、γ’相の生
成元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａなどの添加と固溶
強化元素のＷ，Ｍｏなどの添加によって高温強度を高く
し、一方、粒界に偏析し易いＣ，Ｚｒ，Ｂを適量添加し
て溶接性を改良することによって、高温強度と溶接性に
優れた合金とした。さらに、重油等の低級燃料下で使用
される高温部品の材料としても使用できる、すなわち、
耐酸化性、耐食性にも優れたＮｉ基合金を調整できるこ
とを見出し、本発明に至った。
結果、後述の合金組成のように、σ相，μ相等の有害相
が生成しない範囲で、Ｃｒ，Ｃｏを添加し、γ’相の生
成元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａなどの添加と固溶
強化元素のＷ，Ｍｏなどの添加によって高温強度を高く
し、一方、粒界に偏析し易いＣ，Ｚｒ，Ｂを適量添加し
て溶接性を改良することによって、高温強度と溶接性に
優れた合金とした。さらに、重油等の低級燃料下で使用
される高温部品の材料としても使用できる、すなわち、
耐酸化性、耐食性にも優れたＮｉ基合金を調整できるこ
とを見出し、本発明に至った。
【０００５】すなわち、本発明は、重量％で、０．０
５〜０．２５％のＣ、１８〜２５％のＣｒ、１５〜２５
％のＣｏ、Ｗ＋１／２Ｍｏの値が５〜１０％である量の
３．５％までのＭｏおよび５〜１０％までのＷの一種又
は二種、１．０〜５．０％のＴｉ、１．０〜４．０％の
Ａｌ、０．５〜４．５％のＴａ、０．２〜３．０％のＮ
ｂ、０．００５〜０．１０％のＺｒと０．００１〜０．
０１％のＢを含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物
元素からなり、（Ａｌ＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ）量が図１において点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋
１／２Ｍｏ：５％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：５％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／
２Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内
の組成を有することを特徴とするニッケル基耐熱合金、
並びに、重量％で、０．０５〜０．２５％のＣ、１０
〜２０％のＣｒ、１５〜２５％のＣｏ、Ｗ＋１／２Ｍｏ
の値が０．５〜１０％である量の３．５％までのＭｏお
よび０．５〜１０％までのＷの一種又は二種、１．０〜
５．０％のＴｉ、１．０〜４．０％のＡｌ、０．５〜
４．５％のＴａ、０．２〜３．０％のＮｂ、０．００５
〜０．１０％のＺｒと０．００１〜０．０１％のＢを含
有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物元素からなり、
（Ａｌ＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量が、図１
において、点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：
１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：
７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：５％）、点Ｆ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：５％）、点Ｇ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：０．５％）、点Ｈ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：０．５％）点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の
組成を有することを特徴とするニッケル基耐熱合金であ
る。
５〜０．２５％のＣ、１８〜２５％のＣｒ、１５〜２５
％のＣｏ、Ｗ＋１／２Ｍｏの値が５〜１０％である量の
３．５％までのＭｏおよび５〜１０％までのＷの一種又
は二種、１．０〜５．０％のＴｉ、１．０〜４．０％の
Ａｌ、０．５〜４．５％のＴａ、０．２〜３．０％のＮ
ｂ、０．００５〜０．１０％のＺｒと０．００１〜０．
０１％のＢを含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物
元素からなり、（Ａｌ＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ）量が図１において点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋
１／２Ｍｏ：５％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１
／２Ｍｏ：５％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／
２Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内
の組成を有することを特徴とするニッケル基耐熱合金、
並びに、重量％で、０．０５〜０．２５％のＣ、１０
〜２０％のＣｒ、１５〜２５％のＣｏ、Ｗ＋１／２Ｍｏ
の値が０．５〜１０％である量の３．５％までのＭｏお
よび０．５〜１０％までのＷの一種又は二種、１．０〜
５．０％のＴｉ、１．０〜４．０％のＡｌ、０．５〜
４．５％のＴａ、０．２〜３．０％のＮｂ、０．００５
〜０．１０％のＺｒと０．００１〜０．０１％のＢを含
有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物元素からなり、
（Ａｌ＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量が、図１
において、点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：
１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：
７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：５％）、点Ｆ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：５％）、点Ｇ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：０．５％）、点Ｈ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：０．５％）点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の
組成を有することを特徴とするニッケル基耐熱合金であ
る。
【０００６】次に本発明のＮｉ基耐熱合金の合金組成に
おける各元素の作用と添加量（重量基準）についての限
定理由を述べる。Ｃは炭化物を形成し、特に結晶粒界、
樹枝状晶境界に析出して、粒界や樹脂状晶境界を強化す
る。０．０５％未満ではその強化効果がなく、０．２５
％を超えると延性およびクリープ強さが低下する。特に
好ましい範囲は０．０９〜０．２３％である。Ｃｒは請
求項１では１８〜２５％、請求項２では１０〜２０％と
したが、Ｃｒは高温における耐酸化性および耐食性を付
与する元素であり、それぞれ下限未満ではその効果が少
なく、一方、それぞれ上限を超えると、長時間の高温に
おける供用に際してσ相生成の危険がある。尚、請求項
１の合金は耐食性及び耐酸化性を、請求項２は高温強度
をそれぞれ特に配慮したものである。
おける各元素の作用と添加量（重量基準）についての限
定理由を述べる。Ｃは炭化物を形成し、特に結晶粒界、
樹枝状晶境界に析出して、粒界や樹脂状晶境界を強化す
る。０．０５％未満ではその強化効果がなく、０．２５
％を超えると延性およびクリープ強さが低下する。特に
好ましい範囲は０．０９〜０．２３％である。Ｃｒは請
求項１では１８〜２５％、請求項２では１０〜２０％と
したが、Ｃｒは高温における耐酸化性および耐食性を付
与する元素であり、それぞれ下限未満ではその効果が少
なく、一方、それぞれ上限を超えると、長時間の高温に
おける供用に際してσ相生成の危険がある。尚、請求項
１の合金は耐食性及び耐酸化性を、請求項２は高温強度
をそれぞれ特に配慮したものである。
【０００７】Ｃｏはγ’相を生成するＴｉ，Ａｌ等を高
温で基質に固溶させる限度（固溶限）を大きくする作用
があり、本発明による合金のＡｌ，Ｔｉ量では、Ｃｏ量
は１５．０％以上を採用することが必要である。一方、
σ相生成の危険を避けるため２５．０％以下とした。Ｔ
ｉは高温強度を上げるためのγ’相の析出に必要な元素
であり、１．０％未満では要求強度を満足することがで
きず、又、あまり多量に添加し過ぎると延性および溶接
性を阻害するので、５．０％以下とした。ＡｌはＴｉと
同様に、γ’相を生成し、高温強度を上げると共に、高
温での耐酸化性、耐食性の付与に寄与する。その量は
１．０％以上であることが必要であり、あまり多量に添
加し過ぎると延性および溶接性を阻害するため４．０％
以下とした。特にＡｌ＋Ｔｉは３．０〜７．０％の範囲
が好ましい。ＷとＭｏは固溶強化と弱析出強化の作用が
あり、高温強度の付与に寄与する。その効果を得るため
には、Ｗ＋１／２Ｍｏが０．５％以上必要であり、添加
し過ぎると延性を阻害するのでＷを１０％以下、Ｍｏを
３．５％以下、Ｗ＋１／２Ｍｏを１０％以下とした。
温で基質に固溶させる限度（固溶限）を大きくする作用
があり、本発明による合金のＡｌ，Ｔｉ量では、Ｃｏ量
は１５．０％以上を採用することが必要である。一方、
σ相生成の危険を避けるため２５．０％以下とした。Ｔ
ｉは高温強度を上げるためのγ’相の析出に必要な元素
であり、１．０％未満では要求強度を満足することがで
きず、又、あまり多量に添加し過ぎると延性および溶接
性を阻害するので、５．０％以下とした。ＡｌはＴｉと
同様に、γ’相を生成し、高温強度を上げると共に、高
温での耐酸化性、耐食性の付与に寄与する。その量は
１．０％以上であることが必要であり、あまり多量に添
加し過ぎると延性および溶接性を阻害するため４．０％
以下とした。特にＡｌ＋Ｔｉは３．０〜７．０％の範囲
が好ましい。ＷとＭｏは固溶強化と弱析出強化の作用が
あり、高温強度の付与に寄与する。その効果を得るため
には、Ｗ＋１／２Ｍｏが０．５％以上必要であり、添加
し過ぎると延性を阻害するのでＷを１０％以下、Ｍｏを
３．５％以下、Ｗ＋１／２Ｍｏを１０％以下とした。
【０００８】ＴａとＮｂは固溶強化およびγ’相析出強
化により高温強度の向上に寄与し、Ｔａは０．５％以上
でＮｂは０．２％以上でその効果がある。一方、添加し
過ぎると延性を低下するので、Ｔａは４．５％以下，Ｎ
ｂは３．０％以下とした。特にＴａは１．０〜４．２％
の範囲が、Ｎｂは０．５〜１．５％の範囲が好ましい。
Ｚｒは結晶粒界における結合力を増して粒界を強化する
効果があるが、０．００５％未満ではクリープ強さの向
上は見られなく、また、０．１０％を超えると溶接性が
逆に低下するので、０．００５〜０．１０％の範囲内で
存在しなければならない。特に好ましい範囲は０．０１
〜０．１０％である。ＢはＺｒと同様に結晶粒界の結合
力を増して粒界を強化するが、０．００１％未満ではク
リープ強さの向上が見られなく、また０．０１％を超え
ると溶接性が逆に低下するので、Ｂ含有量は０．００１
〜０．０１％の範囲とした。
化により高温強度の向上に寄与し、Ｔａは０．５％以上
でＮｂは０．２％以上でその効果がある。一方、添加し
過ぎると延性を低下するので、Ｔａは４．５％以下，Ｎ
ｂは３．０％以下とした。特にＴａは１．０〜４．２％
の範囲が、Ｎｂは０．５〜１．５％の範囲が好ましい。
Ｚｒは結晶粒界における結合力を増して粒界を強化する
効果があるが、０．００５％未満ではクリープ強さの向
上は見られなく、また、０．１０％を超えると溶接性が
逆に低下するので、０．００５〜０．１０％の範囲内で
存在しなければならない。特に好ましい範囲は０．０１
〜０．１０％である。ＢはＺｒと同様に結晶粒界の結合
力を増して粒界を強化するが、０．００１％未満ではク
リープ強さの向上が見られなく、また０．０１％を超え
ると溶接性が逆に低下するので、Ｂ含有量は０．００１
〜０．０１％の範囲とした。
【０００９】図１の線で囲んだ範囲内に限定した理由は
下記のとおりである。Ａｌ，ＴｉはＮｉ基合金の強化因
子であるγ’相すなわちＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）を析出さ
せて高温強度を高めるが、過剰に添加すると溶接性と延
性を低下させるのでＡｌ＋Ｔｉは７％以下とした。添加
量が少ないと高温強度を高める効果が小さくなるので、
同図に示すように３％以上とした。なお、高温強度には
Ｃｒ量も影響するので、Ｃｒ量を考慮に入れてＡｌ＋Ｔ
ｉの下限は同図に示すように４％とした。Ｗ，Ｍｏは固
溶強化と炭化物による析出強化の作用があり、高温強度
を高める効果がある。その効果を得るためにはＷ＋１／
２Ｍｏは０．５％以上が必要であり、添加し過ぎると、
σ相等の有害相の析出を助長し、延性と強度を低下させ
るのでＷ＋１／２Ｍｏの上限は１０％とした。
下記のとおりである。Ａｌ，ＴｉはＮｉ基合金の強化因
子であるγ’相すなわちＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）を析出さ
せて高温強度を高めるが、過剰に添加すると溶接性と延
性を低下させるのでＡｌ＋Ｔｉは７％以下とした。添加
量が少ないと高温強度を高める効果が小さくなるので、
同図に示すように３％以上とした。なお、高温強度には
Ｃｒ量も影響するので、Ｃｒ量を考慮に入れてＡｌ＋Ｔ
ｉの下限は同図に示すように４％とした。Ｗ，Ｍｏは固
溶強化と炭化物による析出強化の作用があり、高温強度
を高める効果がある。その効果を得るためにはＷ＋１／
２Ｍｏは０．５％以上が必要であり、添加し過ぎると、
σ相等の有害相の析出を助長し、延性と強度を低下させ
るのでＷ＋１／２Ｍｏの上限は１０％とした。
【００１０】
【実施例】次に具体的な実施例によって本発明をさらに
詳述する。 実施例１ 表１と表２に代表的なガスタービン静翼に発明した合金
の化学組成（重量％）を示す。又、表３と表４には従来
合金である比較合金の化学組成を示す。各組成のものは
真空高周波溶解炉で各２０ｋｇの鋼塊を溶製した。試料
はそれらをマスターインゴットとしてロストワックス精
密鋳造し、１１６０℃×４ｈｒ＋１０００℃×６ｈｒ＋
８００℃×４ｈｒの熱処理を施した。その後機械加工に
より、平行部６．２５φ×２５ｍｍのクリープ破断試験
片、５×６０×１００ｍｍのバレストレイン試験片など
を作製した。表１のＮo.１〜１８は本発明合金で、Ｎo.
Ｘ，Ｙ，Ｚ，１９〜３６は比較合金である。なお、Ｘ，
Ｙは前述の特公昭５４−６９６８号の一例であり、Ｚは
特開平１−１０４７３８号の一例である。
詳述する。 実施例１ 表１と表２に代表的なガスタービン静翼に発明した合金
の化学組成（重量％）を示す。又、表３と表４には従来
合金である比較合金の化学組成を示す。各組成のものは
真空高周波溶解炉で各２０ｋｇの鋼塊を溶製した。試料
はそれらをマスターインゴットとしてロストワックス精
密鋳造し、１１６０℃×４ｈｒ＋１０００℃×６ｈｒ＋
８００℃×４ｈｒの熱処理を施した。その後機械加工に
より、平行部６．２５φ×２５ｍｍのクリープ破断試験
片、５×６０×１００ｍｍのバレストレイン試験片など
を作製した。表１のＮo.１〜１８は本発明合金で、Ｎo.
Ｘ，Ｙ，Ｚ，１９〜３６は比較合金である。なお、Ｘ，
Ｙは前述の特公昭５４−６９６８号の一例であり、Ｚは
特開平１−１０４７３８号の一例である。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】
【表３】
【００１４】
【表４】
【００１５】図１は、各試料についての（Ａｌ＋Ｔｉ）
量と（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量との関係を示し、併せて、各
試料番号の（ ）内には、９００℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ
2のクリープ破断時間を示す。なお、図１において本発
明合金は白丸（○）で、比較合金は黒丸（●）で示し
た。点ＡＢＣＤＥを結ぶ線内にあるＡｌ＋ＴｉおよびＷ
＋１／２Ｍｏの高い本発明合金（１，４，１１，１２，
１３，１４，１５，１６）はいずれも高い強度を示し、
特にＮo.１１が高い強度を示す。又、Ａｌ＋Ｔｉ，Ｗ＋
１／２Ｍｏが点ＦＧＨＤを結ぶ線内にあり、Ｃｒ量が低
い本発明合金（２，３，５，６，７，８，９，１０，１
７，１８）は特に高い強度を示す。図２は各代表的な試
料である表２の比較合金Ｙ，Ｚ，２０および表１の本発
明合金９，１１の９００℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ2と９８
０℃、１０ｋｇｆ／ｍｍ2のクリープ破断強度の比較を
示す。横軸にはラーソンミラーパラメーターＰ＝Ｔ
k（２０＋ｌｏｇｔ）×１０-3、Ｔk：試験温度（°
Ｋ）、ｔ：破断時間（Ｈｒ）を使っている。９００℃と
９８０℃の試験結果は縦軸の応力がそれぞれ２０ｋｇｆ
／ｍｍ2，１０ｋｇｆ／ｍｍ2の点である。横軸のパラメ
ーターＰが大きいほど強度が大きいことを示す。本発明
合金のＮo.９，１１は比較合金Ｎo.Ｙ，ＺやＮo.２０に
比べて同じ試験応力でラーソンミラーパラメータが大き
い値になる。これはＡｌ＋Ｔｉ量とＷ＋１／２Ｍｏ量を
多くし、Ｃｒ量を低くした効果（Ｎo.１１）である。一
方、Ａｌ＋Ｔｉ量はＮo.９よりやや多いがＣｒ量も多い
比較合金Ｎo.Ｙ、Ａｌ＋Ｔｉ量は低いがＷ＋１／２Ｍｏ
量が多い比較合金Ｎo.２０、Ａｌ＋Ｔｉ量、Ｗ＋１／２
Ｍｏ量とも低い比較合金Ｎo.Ｚなどのラーソンミラーパ
ラメータは、同じ試験応力で本発明合金のそれより低い
側にある。
量と（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量との関係を示し、併せて、各
試料番号の（ ）内には、９００℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ
2のクリープ破断時間を示す。なお、図１において本発
明合金は白丸（○）で、比較合金は黒丸（●）で示し
た。点ＡＢＣＤＥを結ぶ線内にあるＡｌ＋ＴｉおよびＷ
＋１／２Ｍｏの高い本発明合金（１，４，１１，１２，
１３，１４，１５，１６）はいずれも高い強度を示し、
特にＮo.１１が高い強度を示す。又、Ａｌ＋Ｔｉ，Ｗ＋
１／２Ｍｏが点ＦＧＨＤを結ぶ線内にあり、Ｃｒ量が低
い本発明合金（２，３，５，６，７，８，９，１０，１
７，１８）は特に高い強度を示す。図２は各代表的な試
料である表２の比較合金Ｙ，Ｚ，２０および表１の本発
明合金９，１１の９００℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ2と９８
０℃、１０ｋｇｆ／ｍｍ2のクリープ破断強度の比較を
示す。横軸にはラーソンミラーパラメーターＰ＝Ｔ
k（２０＋ｌｏｇｔ）×１０-3、Ｔk：試験温度（°
Ｋ）、ｔ：破断時間（Ｈｒ）を使っている。９００℃と
９８０℃の試験結果は縦軸の応力がそれぞれ２０ｋｇｆ
／ｍｍ2，１０ｋｇｆ／ｍｍ2の点である。横軸のパラメ
ーターＰが大きいほど強度が大きいことを示す。本発明
合金のＮo.９，１１は比較合金Ｎo.Ｙ，ＺやＮo.２０に
比べて同じ試験応力でラーソンミラーパラメータが大き
い値になる。これはＡｌ＋Ｔｉ量とＷ＋１／２Ｍｏ量を
多くし、Ｃｒ量を低くした効果（Ｎo.１１）である。一
方、Ａｌ＋Ｔｉ量はＮo.９よりやや多いがＣｒ量も多い
比較合金Ｎo.Ｙ、Ａｌ＋Ｔｉ量は低いがＷ＋１／２Ｍｏ
量が多い比較合金Ｎo.２０、Ａｌ＋Ｔｉ量、Ｗ＋１／２
Ｍｏ量とも低い比較合金Ｎo.Ｚなどのラーソンミラーパ
ラメータは、同じ試験応力で本発明合金のそれより低い
側にある。
【００１６】溶接性に関しては、バレストレイン試験
（図６）により評価した。すなわち、溶接電流１００
Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１．６７ｍｍ／ｓの溶接
条件でＴＩＧ溶接し、０．２５％あるいは０．７７％の
全ひずみを負荷し、そのときに発生する溶接時の脆化領
域の指標となる最大割れの長さを測定した。この最大割
れ長さとクリープ破断時間（９００℃×２０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2）の関係を図３に示す。同図の縦軸はこれが小さい
ほど溶接性が良いことを示す。したがって、同図の右下
にあるほど溶接性が良く、高温強度が高いことになる。
Ｚｒを０．１％以下、Ｂを０．０１％以下にした本発明
合金Ｎo.３，７，９，１０，１１，１２，１５のバレス
トレイン最大割れ長さはいずれも小さい。特にＮo.９，
１１，１２のそれは目標の０．３ｍｍ以下で、クリープ
破断時間は１８５時間以上であり優れた特性を有してい
る。一方比較合金ではＮo.Ｘ，Ｙ，２５，２７，２８，
３３及び３５が１１０時間以上のクリープ破断時間を示
したが、いずれもバレストレイン最大割れの長さが０．
８ｍｍ以上で目標を満足しなかった。以上の結果からＺ
ｒ量とＢ量を低くしても、Ａｌ＋ＴｉとＷ＋１／２Ｍｏ
の関係をＡＢＣＤＥの範囲あるいはＣｒ量を低くしてＡ
ｌ＋ＴｉとＷ＋１／２Ｍｏの関係をＡＢＣＦＧＨＥの範
囲にすれば、溶接性を良好にし、クリープ強度を高くす
ることが可能である。
（図６）により評価した。すなわち、溶接電流１００
Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１．６７ｍｍ／ｓの溶接
条件でＴＩＧ溶接し、０．２５％あるいは０．７７％の
全ひずみを負荷し、そのときに発生する溶接時の脆化領
域の指標となる最大割れの長さを測定した。この最大割
れ長さとクリープ破断時間（９００℃×２０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2）の関係を図３に示す。同図の縦軸はこれが小さい
ほど溶接性が良いことを示す。したがって、同図の右下
にあるほど溶接性が良く、高温強度が高いことになる。
Ｚｒを０．１％以下、Ｂを０．０１％以下にした本発明
合金Ｎo.３，７，９，１０，１１，１２，１５のバレス
トレイン最大割れ長さはいずれも小さい。特にＮo.９，
１１，１２のそれは目標の０．３ｍｍ以下で、クリープ
破断時間は１８５時間以上であり優れた特性を有してい
る。一方比較合金ではＮo.Ｘ，Ｙ，２５，２７，２８，
３３及び３５が１１０時間以上のクリープ破断時間を示
したが、いずれもバレストレイン最大割れの長さが０．
８ｍｍ以上で目標を満足しなかった。以上の結果からＺ
ｒ量とＢ量を低くしても、Ａｌ＋ＴｉとＷ＋１／２Ｍｏ
の関係をＡＢＣＤＥの範囲あるいはＣｒ量を低くしてＡ
ｌ＋ＴｉとＷ＋１／２Ｍｏの関係をＡＢＣＦＧＨＥの範
囲にすれば、溶接性を良好にし、クリープ強度を高くす
ることが可能である。
【００１７】実施例２ 実施例１の表１に示すＮo.１１の合金を用い、図４に示
すガスタービン用静翼をロストワックス精密鋳造法によ
り製造し、１１６０℃×４ｈｒの溶体化を行ったのち溶
接試験を行った。この静翼は翼部の幅が約２００ｍｍ、
高さ約２００ｍｍであり、内部は冷却のための空気通路
を備えた中空構造の鋳物である。図４に示す翼部腹側の
１，２，３，４の各位置およびリーディングエッジの各
位置５，６とトレーリングエッジの位置７には肉盛溶
接、インナーシュラウド８には図５に示すようにシュラ
ウド部８（本発明合金Ｎo.１１）と蓋板１０（ハステロ
イＸ合金）をハステロイＷ合金１１で角肉溶接をＴＩＧ
で行った。溶接後、各位置の外観検査、蛍光浸透深傷試
験、図５に示すような位置の断面のミクロ組織観察など
を行ったが、いずれの位置にも割れは認められなかっ
た。なお、比較合金Ｙ（特公昭５４−６９６８）を用い
上記と同一のガスタービン用静翼を製造し、溶接試験を
行った結果、蛍光浸透探傷試験では割れが多数認めら
れ、断面ミクロ組織観察では長さ約１ｍｍの割れが認め
られた。
すガスタービン用静翼をロストワックス精密鋳造法によ
り製造し、１１６０℃×４ｈｒの溶体化を行ったのち溶
接試験を行った。この静翼は翼部の幅が約２００ｍｍ、
高さ約２００ｍｍであり、内部は冷却のための空気通路
を備えた中空構造の鋳物である。図４に示す翼部腹側の
１，２，３，４の各位置およびリーディングエッジの各
位置５，６とトレーリングエッジの位置７には肉盛溶
接、インナーシュラウド８には図５に示すようにシュラ
ウド部８（本発明合金Ｎo.１１）と蓋板１０（ハステロ
イＸ合金）をハステロイＷ合金１１で角肉溶接をＴＩＧ
で行った。溶接後、各位置の外観検査、蛍光浸透深傷試
験、図５に示すような位置の断面のミクロ組織観察など
を行ったが、いずれの位置にも割れは認められなかっ
た。なお、比較合金Ｙ（特公昭５４−６９６８）を用い
上記と同一のガスタービン用静翼を製造し、溶接試験を
行った結果、蛍光浸透探傷試験では割れが多数認めら
れ、断面ミクロ組織観察では長さ約１ｍｍの割れが認め
られた。
【００１８】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、従
来のＮｉ基耐熱合金よりも高温強度が高く、溶接性の優
れたＮｉ基耐熱合金が得られる。このＮｉ基耐熱合金
は、ガスタービンの高温化に伴い信頼性が要求されるガ
スタービン静翼材に特に好適である。
来のＮｉ基耐熱合金よりも高温強度が高く、溶接性の優
れたＮｉ基耐熱合金が得られる。このＮｉ基耐熱合金
は、ガスタービンの高温化に伴い信頼性が要求されるガ
スタービン静翼材に特に好適である。
【図１】本発明の合金の範囲とクリープ破断時間の試験
結果を示す図である。
結果を示す図である。
【図２】供試合金のクリープ破断強度の比較を示す図で
ある。
ある。
【図３】バレストレイン試験における最大割れ長さとク
リープ破断時間の関係を示す図である。
リープ破断時間の関係を示す図である。
【図４】本発明合金を適用し、溶接試験を実施したガス
タービン静翼の斜視図である。
タービン静翼の斜視図である。
【図５】溶接試験における溶接部の説明図である。
【図６】本発明合金及び比較合金の溶接性評価のために
実施したバレストレイン試験の要領の説明図である。
実施したバレストレイン試験の要領の説明図である。
１〜７ 溶接ビード ８ インナーシュラウド ９ アウターシュラウド １０ 蓋板 １１ ハステロイＷ合金 １２ バレストレイン試験片（曲げ歪付加前） １３ ヨーク １４ ビード １５ 溶接トーチ １６ バレストレイン試験片（曲げ歪付加後） １７ ベンディングブロック
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川端 隆史 栃木県宇都宮市平出工業団地１ 三菱製鋼 株式会社宇都宮製作所内 (72)発明者 国分 剛己 栃木県宇都宮市平出工業団地１ 三菱製鋼 株式会社宇都宮製作所内 (72)発明者 望月 俊男 栃木県宇都宮市平出工業団地１ 三菱製鋼 株式会社宇都宮製作所内 (72)発明者 坂下 修一 栃木県宇都宮市平出工業団地１ 三菱製鋼 株式会社宇都宮製作所内 (72)発明者 河合 久孝 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂研究所内 (72)発明者 岡田 郁生 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂研究所内 (72)発明者 辻 一郎 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂製作所内 (72)発明者 高橋 孝二 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂製作所内 (72)発明者 鳥越 泰治 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂製作所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、０．０５〜０．２５％のＣ、
１８〜２５％のＣｒ、１５〜２５％のＣｏ、Ｗ＋１／２
Ｍｏの値が５〜１０％である量の３．５％までのＭｏお
よび５〜１０％までのＷの一種又は二種、１．０〜５．
０％のＴｉ、１．０〜４．０％のＡｌ、０．５〜４．５
％のＴａ、０．２〜３．０％のＮｂ、０．００５〜０．
１０％のＺｒと０．００１〜０．０１％のＢを含有し、
残部がＮｉおよび不可避的不純物元素からなり、（Ａｌ
＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量が図１において
点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：１０％）、
点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：７．５
％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：５
％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：５
％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２Ｍｏ：１０
％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の組成を有す
ることを特徴とする溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合
金。 - 【請求項２】 重量％で、０．０５〜０．２５％のＣ、
１０〜２０％のＣｒ、１５〜２５％のＣｏ、Ｗ＋１／２
Ｍｏの値が０．５〜１０％である量の３．５％までのＭ
ｏおよび０．５〜１０％までのＷの一種又は二種、１．
０〜５．０％のＴｉ、１．０〜４．０％のＡｌ、０．５
〜４．５％のＴａ、０．２〜３．０％のＮｂ、０．００
５〜０．１０％のＺｒと０．００１〜０．０１％のＢを
含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物元素からな
り、（Ａｌ＋Ｔｉ）量および（Ｗ＋１／２Ｍｏ）量が、
図１において、点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：５％）、点Ｆ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：５％）、点Ｇ（Ａｌ＋Ｔｉ：４％、Ｗ＋１／２Ｍ
ｏ：０．５％）、点Ｈ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：０．５％）点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２
Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の
組成を有することを特徴とする溶接性にすぐれたニッケ
ル基耐熱合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6267111A JP2862487B2 (ja) | 1994-10-31 | 1994-10-31 | 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 |
| CA 2146534 CA2146534C (en) | 1994-10-31 | 1995-04-06 | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| EP19950114242 EP0709477B1 (en) | 1994-10-31 | 1995-09-11 | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| DE1995602680 DE69502680T2 (de) | 1994-10-31 | 1995-09-11 | Schweissbare und hitzebeständige Legierung auf Nickelbasis |
| US08/899,587 US5882586A (en) | 1994-10-31 | 1997-07-24 | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6267111A JP2862487B2 (ja) | 1994-10-31 | 1994-10-31 | 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08127833A true JPH08127833A (ja) | 1996-05-21 |
| JP2862487B2 JP2862487B2 (ja) | 1999-03-03 |
Family
ID=17440220
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6267111A Expired - Lifetime JP2862487B2 (ja) | 1994-10-31 | 1994-10-31 | 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0709477B1 (ja) |
| JP (1) | JP2862487B2 (ja) |
| CA (1) | CA2146534C (ja) |
| DE (1) | DE69502680T2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000160313A (ja) * | 1998-06-30 | 2000-06-13 | Howmet Res Corp | ニッケル基超耐熱合金とこのニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理及び溶接法 |
| US6132535A (en) * | 1999-10-25 | 2000-10-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a Ni-base heat-resisting alloy |
| JP2003510459A (ja) * | 1999-08-11 | 2003-03-18 | シーメンス ウエスチングハウス パワー コーポレイション | 溶接性に優れた高温用途用超合金 |
| JP2009013450A (ja) * | 2007-07-03 | 2009-01-22 | Hitachi Ltd | Ｎｉ基合金 |
| JP2009228024A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Daido Steel Co Ltd | Ｃｏ基合金 |
| US8042723B2 (en) | 2007-10-15 | 2011-10-25 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd | Method of repair |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4382244B2 (ja) * | 2000-04-11 | 2009-12-09 | 日立金属株式会社 | 耐高温硫化腐食性に優れたＮｉ基合金の製造方法 |
| US6696176B2 (en) | 2002-03-06 | 2004-02-24 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Superalloy material with improved weldability |
| JP3842717B2 (ja) * | 2002-10-16 | 2006-11-08 | 株式会社日立製作所 | 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法 |
| US6866727B1 (en) * | 2003-08-29 | 2005-03-15 | Honeywell International, Inc. | High temperature powder metallurgy superalloy with enhanced fatigue and creep resistance |
| US20110062220A1 (en) * | 2009-09-15 | 2011-03-17 | General Electric Company | Superalloy composition and method of forming a turbine engine component |
| JP5657964B2 (ja) * | 2009-09-15 | 2015-01-21 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 高強度Ｎｉ基鍛造超合金及びその製造方法 |
| JP5296046B2 (ja) | 2010-12-28 | 2013-09-25 | 株式会社日立製作所 | Ｎｉ基合金、及びそれを用いたガスタービンのタービン動・静翼 |
| EP3572540B1 (en) | 2018-05-23 | 2024-07-10 | Rolls-Royce plc | Nickel-base superalloy |
| CN112981186B (zh) * | 2021-04-22 | 2021-08-24 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 低层错能的高温合金、结构件及其应用 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1367661A (en) * | 1971-04-07 | 1974-09-18 | Int Nickel Ltd | Nickel-chromium-cobalt alloys |
| US4039330A (en) * | 1971-04-07 | 1977-08-02 | The International Nickel Company, Inc. | Nickel-chromium-cobalt alloys |
| JPS546968A (en) | 1977-06-13 | 1979-01-19 | Unitika Ltd | Sewing process |
| US4810467A (en) | 1987-08-06 | 1989-03-07 | General Electric Company | Nickel-base alloy |
| JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
| EP0561179A3 (en) * | 1992-03-18 | 1993-11-10 | Westinghouse Electric Corp | Gas turbine blade alloy |
-
1994
- 1994-10-31 JP JP6267111A patent/JP2862487B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-04-06 CA CA 2146534 patent/CA2146534C/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-09-11 EP EP19950114242 patent/EP0709477B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-09-11 DE DE1995602680 patent/DE69502680T2/de not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000160313A (ja) * | 1998-06-30 | 2000-06-13 | Howmet Res Corp | ニッケル基超耐熱合金とこのニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理及び溶接法 |
| JP2003510459A (ja) * | 1999-08-11 | 2003-03-18 | シーメンス ウエスチングハウス パワー コーポレイション | 溶接性に優れた高温用途用超合金 |
| US6132535A (en) * | 1999-10-25 | 2000-10-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a Ni-base heat-resisting alloy |
| EP1096033A1 (en) * | 1999-10-25 | 2001-05-02 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a Ni-base heat-resisting alloy |
| JP2009013450A (ja) * | 2007-07-03 | 2009-01-22 | Hitachi Ltd | Ｎｉ基合金 |
| US8042723B2 (en) | 2007-10-15 | 2011-10-25 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd | Method of repair |
| JP2009228024A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Daido Steel Co Ltd | Ｃｏ基合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2862487B2 (ja) | 1999-03-03 |
| CA2146534C (en) | 2001-10-02 |
| CA2146534A1 (en) | 1996-05-01 |
| EP0709477A1 (en) | 1996-05-01 |
| DE69502680D1 (de) | 1998-07-02 |
| DE69502680T2 (de) | 1998-09-24 |
| EP0709477B1 (en) | 1998-05-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3842717B2 (ja) | 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法 | |
| JP3629920B2 (ja) | ガスタービン用ノズル，発電用ガスタービン，Ｃｏ基合金及び溶接材料 | |
| JP4484093B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金 | |
| US8444778B2 (en) | Low-thermal-expansion Ni-based super-heat-resistant alloy for boiler and having excellent high-temperature strength, and boiler component and boiler component production method using the same | |
| EP2902516B1 (en) | A weld filler for nickel-base superalloys | |
| KR101809360B1 (ko) | Ni기 내열합금 용접 조인트의 제조 방법 및 그것을 이용하여 얻어지는 용접 조인트 | |
| US9238853B2 (en) | Nickel-base casting superalloy and cast component for stream turbine using the same as material | |
| KR102228130B1 (ko) | 고 감마 프라임 니켈계 초합금 및 터빈 엔진 부품의 제조방법 | |
| JP2862487B2 (ja) | 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 | |
| EP1338663A1 (en) | Ni-base heat-resistant alloy and weld joint using the same | |
| US11459640B2 (en) | High gamma prime nickel based superalloy, its use, and method of manufacturing of turbine engine components | |
| WO2007119847A1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金溶接用ワイヤー | |
| EP2677053A1 (en) | Ni-based alloy for welding material and welding wire, rod and powder | |
| US5882586A (en) | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability | |
| JP2003013161A (ja) | オーステナイト系低熱膨張Ｎｉ基超合金およびその製造方法 | |
| WO1997010368A1 (fr) | Alliage a base de cobalt, buse de turbine a gaz et materiau de soudure fabriques avec cet alliage | |
| JP4635065B2 (ja) | 蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金および蒸気タービンのタービンロータ | |
| JP3912815B2 (ja) | 耐高温硫化腐食性Ｎｉ基合金 | |
| JPH07238349A (ja) | 耐熱鋼 | |
| WO2016111249A1 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 | |
| WO2022251781A2 (en) | A nickel based superalloy weld filler | |
| JPS59232247A (ja) | ガスタービン用溶接構造ノズルの製造方法 | |
| JP2003117687A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金用の溶加材及びＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法 | |
| JPH0211292A (ja) | Ｃｏ基精密鋳造部品の溶接補修用溶接材料 | |
| Stephenson | Paper 10: Cast High Temperature Materials |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19981117 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071211 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081211 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081211 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091211 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101211 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101211 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111211 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111211 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121211 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121211 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131211 Year of fee payment: 15 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |