(57)【要約】    【課題】  本発明の目的は、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、疲労強度の高いNi基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することにある。    【解決手段】  本発明は、Ni基合金からなる無処理領域と溶接修復領域とを含み、前記修復領域が層状のη相(Ni-Ti化合物)が析出したTiを含有するNi基合金からなることを特徴とするNi基合金部材にある。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ni基合金からなる無処理領域と溶接修復領域とを含み、前記修復領域が層状のη相(Ni-Ti化合物)が析出したTiを含有するNi基合金からなることを特徴とするNi基合金部材。
【請求項２】
請求項１において、前記修復領域が、重量で、Cr 13〜15%、Al 1.5〜2.5%、Co 5〜15%、Ti 4.5〜5.5%、Ta 4.5〜5.5%、W 3〜5%、B O.O05〜O.03%、C O.02〜O.15%以下を含み、主成分がNiであることを特徴とするNi基合金部材。
【請求項３】
請求項１又は２において、前記無処理領域が、重量で、Cr 14〜18%、Al 2.5〜4.5%、Co 7〜11%、Mo 1.0〜2.5、Ti 2.5〜6.0%、Ta 1.0〜4.0%、B O.O05〜O.003%及びC O.05〜O.15%以下を含み、主成分がNiであることを特徴とするNi基合金部材。
【請求項４】
Ni基合金部材の一部に、Tiを含むNi基合金によって肉盛溶接層を形成した後、1100〜1150℃で時効処理を行い、次いで825〜875℃で時効処理を行うことを特徴とするNi基合金部材の製造法。
【請求項５】
請求項４において、前記Ni基合金部材を予熱し、次いで前記肉盛溶接層を形成することを特徴とするNi基合金部材の製造法。
【請求項６】
請求項４又は５において、前記溶接は、プラズマアーク溶接又はレーザー溶接であることを特徴とするNi基合金部材の製造法。
【請求項７】
請求項４〜６のいずれかにおいて、Ni基合金部材の一部を除去した後、該除去した部分を前記肉盛溶接によって補修することを特徴とするNi基合金部材の製造法。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載のNi基合金部材からなることを特徴とするタービンエンジン部品。
【請求項９】
請求項８において、前記Ni基合金部材が翼部と植え込み部を有する発電ガスタービン用ブレードであり、前記修復領域が前記翼部の先端であることを特徴とするタービンエンジン部品。
【請求項１０】
請求項８又は９において、前記Ni基合金部材は、前記翼部から植え込み部に亘って一方向凝固された柱状晶を有することを特徴とするタービンエンジン部品。
【請求項１１】
請求７において、前記Ni基合金部材が翼部と該翼部の両端に設けられたサイドウォールとを有する発電用ガスタービン用ノズルであり、前記修復領域が前記翼部の前縁領域であることを特徴とするタービンエンジン部品。
【請求項１２】
請求項８〜１１のいずれかにおいて、前記発電用ガスタービン用ブレード及びノズルの少なくとも一方は、少なくとも前記翼部にセラミック遮熱コーティングを有することを特徴とするタービンエンジン部品。
【請求項１３】
重量で、Cr 13〜15%、Al 1.5〜2.5%、Co 5〜15%、Ti 4.5〜5.5%、Ta 4.5〜5.5%、W 3〜5%、B O.O05〜O.03%、C O.02〜O.15%以下を含み、主成分がNiであるNi基合金からなることを特徴とする溶接材料。
【請求項１４】
請求項１３において、前記Ni基合金は、粒径が5〜200μｍである粉末からなることを特徴とする溶接材料。
【請求項１５】
重量で、Cr 13〜15%、Al 1.5〜2.5%、Co 5〜15%、Ti 4.5〜5.5%、Ta 4.5〜5.5%、W 3〜5%、B O.O05〜O.03%、C O.02〜O.15%以下を含み、主成分がNiであるNi基合金粉末を真空ガスアトマイズ法によって形成することを特徴とする溶接材料の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、新規なNi基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービン高温部品では、1000℃以上の高温ガスに曝されるため、熱疲労によるクラックや酸化・エロージョン等による減肉が発生する。ガスタービン高温部品に用いられているNi基超合金は、高温強度に優れているものの、溶接性が悪い。特に高い強度を有する動翼材は、補修不可能とされてきたが、近年、特許文献１及び２に記載の溶接材料の改良により、その補修が可能となっている。
【０００３】
特許文献１には、重量で、Cr 18〜22%、Al 0.2〜0.7%、Ta、Mo及びWから選ばれた耐火性元素15〜28%、C 0.09%以下、B 0.015%以下、Mn 0.4〜1.2%、Si 0.2〜0.45%、残部がNiであるNi基合金の溶接材料が示されている。
【０００４】
又、特許文献２には、重量で、Co 10〜15%、Cr 18〜22%、Al 0.5〜1.3%、Ta 3.54.5%、Mo 1〜2%、W 13.5〜17%、Zr 0.06%以下、C 0.08%以下、B 0.015%以下、Mn 0.4〜1.2%、Si 0.1〜0.3%、残部がNiであるNi基合金の溶接材料が示されている。
【０００５】
【特許文献１】特開2001-158929号公報
【特許文献２】特開2001-123237号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ガスタービン動翼で補修が必要となる部位はもともと過酷な環境に曝される部位であり、溶接金属の特性が基材と同等以上でなければ、補修後の寿命が極めて短くなってしまう。しかし、溶接金属の高温強度は精密鋳造材より低いのが一般的である。
【０００７】
本発明者らは、高強度Ni基超合金の溶接材料の金属組織について詳細な調査を行い以下の知見を得た。溶接金属では凝固速度が精密鋳造で作製される動翼材と比べて速いため、組織が異なる。
【０００８】
凝固速度が遅い精密鋳造材では、デンドライト境界や結晶粒界にCやTa、Nb、Tiなどが偏析する。偏析部には、Tiにより安定化されるγ'相(Ni3(Al、Ti))やMC炭化物((Ta、Ti)C)が析出する。結晶粒界に析出したこれらの析出物は、粒界破壊におけるクラック進展の抵抗となる。また、高温に曝された際の結晶粒界の移動の抵抗となり、凝固時に形成されたデンドライト状(樹枝状)の結晶粒界を維持する。デンドライト状の結晶粒界は、直線的な結晶粒界と比較して、粒界破壊に対して高いクラック進展抵抗を示す。
【０００９】
これに対して、溶接材料では、凝固速度が速いため、凝固偏析が小さく、結晶粒界における安定な析出物が出にくく、粒界破壊の抵抗となるものがない。また、高温に曝されると結晶粒界が容易に移動し、直線化するため、精密鋳造材と比較すると粒界破壊におけるクラック進展は非常に容易となる。以上の要因から、特許文献１及び２のいずれにおいても、溶接金属では精密鋳造材と比較して、高温で粒界割れが発生しやすく、疲労強度も低いものである。
【００１０】
本発明の目的は、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、疲労強度の高いNi基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、Tiを多く含むNi基超合金が本来は有害相とされているη相[Ni３(Ti・Ta)]を結晶粒界から析出させることにより、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させることを試み、その結果、耐クラック性及び疲労特性に優れた溶接材料を見出したものである。
【００１２】
即ち、Tiを多く含むNi基超合金は長時間使用した際に有害相として知られているη相(Ni・Ti)が析出する場合がある。η相は、Ni基超合金の析出強化相であるγ'相と成分が類似しているため、η相が析出するとγ'相が消失し、そのため強度が低下するが、延性や靭性、疲労強度の低下は見られず、これらの特性をむしろ向上する傾向を有するものである。そして、η相は、結晶粒界から不連続析出により層状に析出し、そのために、結晶粒界がジグザグ化した構造となる。特に、本発明の溶接材料は、被溶接材料に対して、Ti及びTaがより多く含有させているもので、Tiが１％以上、Taが２％以上多く含有させること、Alは反対に１％以下低く含有させるのが好ましい。
【００１３】
又、η相自身は耐酸化性が悪いが、η相を層状に広範囲に析出させることにより、従来合金で見られる粒界の選択的な酸化が起こらないため、耐粒界酸化割れ特性にも優れている。
【００１４】
本発明材は、従来は超合金の有害相とされてきたη相[Ni３(Ti・Ta)]が900℃以上で安定に析出することであり、最も適切な化学成分範囲は、重量で、Cr 13〜15%、Al 1.5〜2.5%、Co 5〜15%、Ti 4.5〜5.5%、Ta 4.5〜5.5%、W 3〜5%、B O.O05〜O.03%、C O.02〜O.15%以下を含むNi基超合金である。
【００１５】
本発明材は、η相が900℃以上の高温で安定に析出することであり、η相析出を抑制する成分設計を行っている従来の超合金とは異なる。また、一般的な動翼材料と成分が類似していることも特徴であり、動翼材との整合性が良く、希釈部や拡散層において有害相の生成が無く、連続的な組織となる。前述のように、η相は、耐酸化性が悪く、全面酸化となるため酸化量の絶対量は多いが、粒界酸化割れが起こらず、温度の高い部位に使用する際は、セラミック遮熱コーティングを併用することが効果的である。
【００１６】
動翼及び静翼材の適切な化学成分範囲は、重量で、Cr 14〜18%、Al 2.5〜4.5%、Co 7〜11%、Mo 1.0〜2.5、Ti 2.5〜6.0%、Ta 1.0〜4.0%、B O.O05〜O.003%、C O.05〜O.15%以下を含むNi基超合金である。本発明における動翼は、全体が翼部長手方向に沿って形成された柱状晶からなるものが好ましい。
【００１７】
セラミック遮熱コーティングは、温度の絶対値を下げると共に、酸化減肉を抑える効果があるが、温度分布に起因する熱応力を下げるには必ずしも有効ではない。酸化特性は劣るものの耐クラック性に優れた本発明材とセラミック遮熱コーティングの組み合わせは、酸化減肉と疲労によるクラックを抑制する上で極めて効果的である。セラミック遮熱コーティングは、ZrO2系粉末をプラズマ溶射によって動翼及び静翼の翼部に0.2〜0.4mmの厚さに形成するのが好ましい。
【００１８】
本発明は、Ni基合金部材の一部を、Tiを含むNi基合金によって肉盛溶接した後、1100〜1150℃で時効処理を行い、次いで825〜875℃で時効処理を行うことを特徴とするNi基合金部材の製造法にある。その溶接補修法としては、特に、入熱量が小さく、凝固速度が速くなる粉末を用いたPTA(Plasma Transfer Arc)溶接法や加熱源としてレーザー光による溶接法が効果的である。いずれの溶接法においても、溶接材となる本発明に係る合金粉末を非酸化性雰囲気中で補修すべき部分に供給しながらプラズマアーク又はレーザー光によってその粉末を溶融することにより肉盛形成するものである。非酸化性雰囲気として、Ar、He等の不活性ガスが用いられ、レーザー光においては減圧下で形成することができる。Ni基合金部材の一部を、除去した後、該除去した部分を前記肉盛溶接によって補修する。
【００１９】
本発明は、前述のNi基合金部材からなるタービンエンジン部品にあり、具体的には、前記Ni基合金部材が翼部と植え込み部を有する発電ガスタービン用ブレードであり、前記修復領域が前記翼部の先端であること、前記翼部から植え込み部に亘って一方向凝固された柱状晶を有することが好ましい。又、前記Ni基合金部材が翼部と該翼部の両端に設けられたサイドウォールとを有する発電用ガスタービン用ノズルであり、前記修復領域が前記翼部の前縁領域であること、発電用ガスタービン用ブレード及びノズルの少なくとも一方は、少なくとも前記翼部にセラミック遮熱コーティングを有することが好ましい。
【００２０】
本発明は、重量で、Cr 13〜15%、Al 1.5〜2.5%、Co 5〜15%、Ti 4.5〜5.5%、Ta 4.5〜5.5%、W 3〜5%、B O.O05〜O.03%、C O.02〜O.15%以下を含み、主成分がNiであるNi基合金からなることを特徴とする溶接材料にあり、粒径が5〜200μｍである粉末からなることが好ましい。
【００２１】
又、前述のNi基合金粉末を真空ガスアトマイズ法によって形成することを特徴とする溶接材料の製造法にある。
【００２２】
次に、本発明に係る耐クラック性及び疲労特性に優れたNi基超合金からなる溶接材料の限定理由及び好ましい範囲について説明する。
Cr:13.0〜15.0重量％
Crは、合金の高温における耐食性を改善するのに有効な元素であり、その効果がより顕著に現れるのは13.0重量％を超過する添加からである。そして、Cr含有量の増加に伴ってその効果は大きくなるが、多くなると固溶強化元素の固溶限度を下げるとともに、脆化相であるTCP相が析出して高温強度を害するため、その上限を15.0重量％とする。この組成範囲に於いて、強度と耐食性において高いバランスが得られる。
【００２３】
Co:5〜15.0重量％
Coは、γ'相（NiとAlの金属間化合物Ni3Al）の固溶温度を低下させて溶体化処理を容易にするほか、γ相を固溶強化しクリープ強度を高めると共に高温耐食性を向上させる効果を有する。そのような効果が現れるのは、Coの含有量が5重量％以上である。一方、Coの含有量が15.0％を越えると、析出強化相であるγ'相の析出を抑制し、高温強度を低下させてしまうため、15.0重量％以下にする。この組成範囲に於いて、溶体化熱処理の容易性と強度とのバランスを考慮した場合、好ましくは8.5〜10.5重量％の範囲、より好ましくは9〜10重量％の範囲である。
【００２４】
W:3〜5重量％
Wは、マトリックスであるγ相と析出相であるγ'相に固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高めるのに有効な元素である。そして、このような効果を十分に得るためには3重量％以上の含有量である。しかし、Wは比重が大きく、合金の重量を増大するばかりでなく、合金の高温における耐食性を低下させる。また、5重量％を越えると針状のα―Wが析出し、クリープ強度、高温耐食性及び靭性を低下させるため、その上限を5重量％とする。この組成範囲に於いて、高温における強度、耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは3.5〜4.5重量％の範囲である。
【００２５】
Ta:4.5〜5.5重量％
Taは、η相[Ni３(Ti・Ta)]を形成させる元素で、粒界に層状形成させるので、粒界クラックの進展を抑制するものである。この効果を十分に得るためには、4.5重量％以上の含有量であり、5.5重量％を超えると過飽和になって針状のδ相[Ni、Ta]が析出し、クリープ強度を低下させる。従って、その上限を5.5重量％とする。
Ti:4.5〜5.5重量％
Tiは、Taと同様にη相[Ni３(Ti・Ta)] を形成させる元素で、粒界に層状形成させるので、粒界クラックの進展を抑制するが、Taよりその効果は小さい。むしろ、Tiは合金の高温における耐食性を改善する効果があるので、4.5重量％以上の含有量とする。しかし、5.5重量％を越えて添加すると、耐酸化特性が劣化するため、その上限を5.5重量％とする。
Al:1.5〜2.5重量％
Alは、析出強化相であるγ'相[Ni3Al]の構成元素であり、これによりクリープ強度が向上する。また、耐酸化特性の向上にも大きく寄与する。それらの効果が十分発揮されるためには、1.5重量％以上の含有量が必要であるが、2.5重量％を超えると、η相[Ni３(Ti・Ta)]が不安定になり、粒界クラック進展の抑制が得られないことから、1.5〜2.5重量％の範囲とする。
C：0.02〜0.15重量％以下及びB：0.005〜0.03重量％以下
これらの元素は従来の普通鋳造合金及び一方向凝固柱状晶合金において粒界強化元素として用いられた元素である。しかし、単結晶合金では、これらの粒界強化元素は必要なく、むしろその製造の際には有害元素となるが、その後の表面への被覆処理には有効である。そして、これらの元素の含有を避けられないこともあり、極めて僅か含有される。
【００２６】
Cは、炭化物（TiC、TaC等）を形成し、塊状に析出する。この炭化物は、合金の融点に比べ溶融温度が低く、合金の融点直下で行う溶体化処理では局部溶融を起こすため、溶体化処理温度を上げることができず、溶体化温度範囲を狭くする。さらに固溶強化元素であるTaと炭化物を形成することにより、固溶強化のためのTaのみかけの含有量が少なくなり、高温でのクリープ強度を低下させる。そこで、Ｃの上限を0.15重量％とした。特に、0.02〜0.08％が好ましい。
【００２７】
Bは、ホウ化物[（Cr、Ni、Ti、Mo）3B2]を形成し、合金の粒界に析出する。このホウ化物も炭化物と同様に合金の融点に比べ低融点であり、溶体化処理温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Bの上限を0.03重量％とした。特に、0.0005〜0.001％が好ましい。
【００２８】
本発明においては、希土類元素を添加することが好ましく、高温での耐食、耐酸化性を向上させるために、合金表面に形成される保護皮膜（例えば、Cr2O3、Al２O3）の密着性を向上させることが可能である。保護皮膜の密着性を向上させるためには１ppm以上の添加が必要であるが、500ppmを越えるとNi基耐熱超合金の融点を著しく下げてしまい、溶体化処理温度を狭くするため、500ppm以下にすることが好ましい。この組成範囲に於いて、耐食性、耐酸化特性、合金鋳型との反応性、及び合金の熱処理温度範囲のバランスを考慮した場合、より好ましくは10〜50ppmの範囲である。尚、希土類元素はどの元素でも保護皮膜の密着性向上に効果があるが、特にCe、Yの効果が著しい。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、高温強度の高いNi基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
表1は本発明材及び比較材Ａ〜Ｃに係るNi基超合金の供試材の成分である。供試材は、真空ガスアトマイズ法により粒径50〜200μmの合金粉末とし、動翼材の表面にPTA溶接法により肉盛施工した。PTA溶接法は、動翼材を800℃以上に予熱し、合金粉末を供給しながらArガスによるプラズマアークによって加熱溶融し、肉盛り施工後、1125℃において2時間加熱保持した後、引き続き850℃において24時間加熱の2段時効処理を行った。このような熱処理は、基材である動翼材の強度を引き出すために不可欠な熱処理である。動翼材の組成は比較材Aと同じ組成を有する鋳物である。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
図1は、1125℃の時効処理を行った後の供試材の金属組織を示す模式図である。比較材Ａ〜Ｃでは、1125℃までの高温熱処理により、結晶粒界が移動し直線化している。本発明材では、η相の析出により結晶粒界の移動が阻止され、デンドライト組織が崩れていないのに加え、結晶粒界がジグザグ化している。このような本発明材の組織形態は、以下に述べる機械的性質だけでなく、溶接、熱処理プロセス中の粒界割れの発生率にも影響を及ぼし、溶接、熱処理プロセス中の割れが殆ど発生しないものであった。
【００３３】
図2は、1050℃のクリープ試験によるクラック密度と試験時間/破断時間との関係を示す線図である。クリープ試験は、溶接部から板状試験片を採取し、板状で試験を行った。又、クリープ試験は、適時中断し、表面のクラック密度を測定した。従来材では、試験時間の経過と共に、クラック密度が増加している。これらのクラックは、結晶粒界に沿って発生しており、高温において粒界割れが発生していることが明らかである。これに対して、本発明材では、クリープ破断直前の0.88まで、クラックの発生が見られなかった。
【００３４】
図3は、溶接部から採取した試験片を用いて、低サイクル疲労試験を行ったひずみ範囲と破断回数との関係を示す線図である。試験温度は900℃とした。本発明材の疲労強度は、比較材B、Cと比較して高くなっている。しかし、動翼材の典型的な成分である比較材Aは本発明材と同程度の疲労強度を示したが、溶接性がかなり低いものである。また、比較材A〜Cでは、粒界破壊であったが、本発明材では、粒内破壊となっていた。以上の結果から本発明材は、高温における耐クラック性に優れていることが明らかである。
【００３５】
図4は、本発明材を用いて、発電ガスタービン用ブレードの翼先端に発生したクラックを補修した斜視図である。翼部8の先端の前縁側に疲労クラックが発生しており、このクラックの部位をグラインダ、放電加工等により削除した後、そのブレードを800℃以上に予熱し、翼部8の削除した部分にレーザー光を照射し、表１に示す本発明材の合金粉末を供給しながら加熱溶融することによる本発明材の複数層の肉盛溶接を施工した。この施工によって数層が一方向凝固していた。溶接後、1125℃において2時間加熱保持した後、引き続き850℃において24時間加熱の2段時効処理を行い、次いで、所定の形状に切削加工を行った。本実施例の発電ガスタービン用ブレードは前述の比較材Aの合金組成を有するものを用い、翼部8からダブテイル10側へと一方向凝固によって形成した柱状晶を有するものであり、補修部を複数層の肉盛層によって形成したものである。又、本実施例の発電ガスタービン用ブレードは内部にダブテイルから翼部の長手方向に沿ってＭ字型に４本の空気冷却孔が形成され、冷却空気はダブテイルから翼部に入ってダブテイルに戻るようにクローズになっている。
【００３６】
図5は、本発明材を用いて、発電ガスタービン用ブレードの翼先端に発生した酸化減肉部を補修した斜視図である。酸化により翼部8の先端部の角部に深い減肉が発生しており、この部位については、グラインダ、放電加工等により削除した後、そのブレードを800℃以上に予熱し、表１に示す本発明材の合金粉末を供給しながらArガスによるプラズマアークによって加熱溶融するPTA溶接法により複数層の肉盛溶接を施工した。溶接後、1125℃において2時間加熱保持した後、引き続き850℃において24時間加熱の2段時効処理を行い、次いで、所定の形状に切削加工を行った。又、酸化減肉が発生した部位の温度は極めて高いため、本発明材の肉盛溶接では再度減肉が発生するので、施工部が曝される温度を下げる目的で、ZrO2系粉末をプラズマ溶射によってセラミック遮熱コーティングを施工した。本実施例の発電ガスタービン用ブレードにおいても、前述の比較材Aを用い、翼部8からダブテイル10側へと一方向凝固によって形成した柱状晶を有するものであり、複数層の肉盛層によって形成したものであり、その冷却構造は前述と同様である。
【００３７】
又、翼部と、翼部の両端に設けられたサイドウォールとを有する発電用ガスタービン用ノズルに対しても、翼部の前縁領域に、クラック又は減肉が発生するが、これらについても前述と同様にレーザー溶接又はPTA溶接による肉盛溶接によって補修を行うことができる。
【００３８】
以上、本実施例によれば、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、耐クラック性に優れたNi基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】本発明材及び比較材の溶接金属の顕微鏡組織を示す模式図。
【図２】本発明材及び比較材の溶接金属のクリープ試験によるクラック密度と試験時間/破断時間との関係を示す線図。
【図３】本発明材及び比較材の溶接金属の低サイクル疲労試験結果を示す線図。
【図４】発電ガスタービン用ブレードのクラック補修部位を示す斜視図。
【図５】発電ガスタービン用ブレードの酸化減肉補修部位を示す斜視図。
【符号の説明】
【００４０】
8…翼部、9…シャンク、10…ダブテイル、11…フィン。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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