(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、３．６ないし３．８％Ｔｉ、１．８ないし２．０％Ａｌ、１．８ないし２．２％Ｗ、０．９ないし１．１％Ｎｂ、１．３ないし１．５％Ｔａ、０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残部Ｎｉ及び不可避不純物からなるニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって：
前記ニッケル基超耐熱合金を１１６０°Ｃ±９．４４４°Ｃで、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後ガンマ−マトリックス中にガンマ一次相が析出した過時効微細構造を生成する速度で７８７．８°Ｃまで徐々に冷却し、室温まで冷却して三相熱処理を行い、
前記ニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、
前記ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥を融接にて修復する段階を含んでなるニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項２】
前記ニッケル基超耐熱合金を１１６０°Ｃ±９．４４４°Ｃに４時間±１５分間加熱する請求項１記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項３】
前記ニッケル基超耐熱合金を１６．１１°Ｃ／分以下の速度で６７６．７°Ｃより低い温度まで徐々に冷却する請求項１記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項４】
前記ニッケル基超耐熱合金を１７．２２°Ｃ／分以下の速度で徐々に冷却する請求項３記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項５】
ガンマ−マトリックスと、前記マトリックスに分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって、
前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高く、合金溶融開始温度より低い温度でガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後１６．１１°Ｃ／分またはそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも３４３．３°Ｃ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、ガンマ一次相がガンマ−マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に生成し、その後室温にまで冷やして三相熱処理を行い、
前記ニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、
前記ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥を融接にて修復する段階を含んでなるニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項６】
前記析出硬化性ニッケル基超耐熱合金の溶接前に、
前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高く、合金溶融開始温度より低い温度に、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後、ガンマ一次相の大部分がガンマ−マトリックスに析出した過時効微細構造を効果的に作り出すように、１６．１１°Ｃ／分またはそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも３４３．３°Ｃ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、それから室温にまで冷やして三相熱処理を行い、
前記ニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、
前記ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥を融接にて修復する段階を含んでなる請求項５記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項７】
前記ニッケル基超耐熱合金を１１４９°Ｃより高い温度まで加熱してガンマ一次相を溶解する請求項５記載のニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理。
【請求項８】
ガンマ−マトリックスと、前記ガンマ−マトリックスに分散したガンマ一次強化相とを有する、三相熱処理してニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥が融接にて修復されたニッケル基超耐熱合金部品であって、
融接による修復によってひずみ時効割れのない溶接変質部を含むニッケル基超耐熱合金。
【請求項９】
質量％で２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、３．６ないし３．８％Ｔｉ、１．８ないし２．０％Ａｌ、１．８ないし２．２％Ｗ、０．９ないし１．１％Ｎｂ、１．３ないし１．５％Ｔａ、０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残部Ｎｉ及び不可避不純物からなり、三相熱処理され、融接による修復によってひずみ時効割れのない溶接変質部を含む請求項８記載のニッケル基超耐熱合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を溶接前に熱処理して溶接性を改良することに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ガンマ−ガンマ一次タイプの析出硬化性ニッケル基超耐熱合金はガスタービンエンジン部品に広く使用される。
これらのニッケル基超耐熱合金の多くは、合金の機械的特性を作り出すために後で行われる熱処理中に卑金属変質部に亀裂（すなわちひずみ時効割れ）が起きるため、融接は困難である。
このような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金の一つは、公称組成（質量％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、２．００％Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、３．７５％Ｔｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａおよび残部Ｎｉ及び不可避不純物からなるＩＮ９３９として知られており、その後の溶接に続く熱処理中にガンマ相マトリックス中にガンマ一次相が析出することによって強化される。
この合金は溶接適性が小さく、ひずみ時効割れを非常に受け易く、このため合金の機械的特性を作り出すための熱処理中に、溶接後卑金属熱変質部に好ましくない亀裂が発生すると考えられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ＩＮ９３９インベストメント鋳造においてひずみ時効割れを避けるためにこれまでに開発された溶接前熱処理は、１１６０°Ｃに４時間加熱し、その後１７．１１°Ｃ／分以下の低速で１０００°Ｃまで冷やし、その温度に６時間保持し、その後１７．１１°Ｃ／分以下の低速で６４８．９°Ｃより低い温度にまで冷やし、最後に室温までガスファンで冷却することを含んでなる。
しかしこの溶接前熱処理は開始から完了までに３２時間を要し、インベストメント鋳物ＩＮ９３９部品の製造コストおよび製造の複雑さを増加させ、長いリードタイムおよび炉の高能力を必要とする。
【０００４】
本発明の目的は、溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずることなく容易に溶接できる比較的短時間の溶接前熱処理を提供することである。
【０００５】
本発明のまた別の目的は、溶接困難なまたは溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を変更することなく、その他の一般的融接法に代える必要もなく、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶接前熱処理を提供することである。
【０００６】
本発明の一実施態様は、前記のＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のための比較的短時間の溶接前熱処理であって、溶接適性の非常に低い合金微細構造を溶接可能の微細構造状態―これは一般的にその後の溶接後熱処理中に不都合なひずみ時効割れを起こすことなく融接し、合金の機械的特性を作り出す―に変換する溶接前熱処理を提供する。
上記熱処理はインベストメント鋳物ＩＮ９３９部品（これに制限するものではない）を熱処理してこれに溶接適性を与えるのに特に適しており、不都合なひずみ時効割れを発生することなく鋳造欠陥をフィラーメタル融接によって修復することができる。
【０００７】
本発明の特殊実施態様において、溶接前熱処理は、ＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金を１１６０°Ｃ±９．４４４°Ｃに４時間±１５分加熱してガンマ一次相を溶解し、その後１６．１１°Ｃ／分以下、より好適には１７．２２°Ｃ／分の速度で７８７．８°Ｃより低い温度、好適には６７６．７°Ｃまで徐々に冷やす。
この方法はガンマ一次相がガンマ−マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に生成する。
その後上記超耐熱合金を室温まで冷やす。
例えば冷却段階をスピードアップするために流動アルゴンガスを用いるガスファン冷却（ＧＦＣ）によって室温にまで冷やす。
ただし本発明の実施においてはより緩徐に室温まで冷却することができる。
この方法で溶接前熱処理されたＩＮ９３９インベストメント鋳物は、一般的に、フィラーメタル融接して［例えばタングステン不活性ガス（ＴＩＧ）溶接］鋳造欠陥または、熱クラック等の使用時欠陥を修復し得るのが普通であり、その際合金の機械的特性を作り出すための熱処理中にひずみ時効割れを発生しない。
【０００８】
本発明の溶接前熱処理はＩＮ９３９析出硬化性ニッケル基超耐熱合金における使用に限らず、その他の溶接困難または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金に実施し、使用できるように適応させることができ、これら超耐熱合金に改良溶接適性を与えるという観点から、これら超耐熱合金に利益をもたらすものである。
【０００９】
本発明の上記の目的および利点は下記の図の詳細な説明によってより容易に明らかになる。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
そこで、この発明は、上述不都合を除去するために、質量％で２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、３．６ないし３．８％Ｔｉ、１．８ないし２．０％Ａｌ、１．８ないし２．２％Ｗ、０．９ないし１．１％Ｎｂ、１．３ないし１．５％Ｔａ、０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残部Ｎｉ及び不可避不純物からなるニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって：
前記ニッケル基超耐熱合金を１１６０°Ｃ±９．４４４°Ｃで、ガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後ガンマ−マトリックス中にガンマ一次相が析出した過時効微細構造を生成する速度で７８７．８°Ｃまで徐々に冷却し、室温まで冷却して三相熱処理を行い、
前記ニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、
前記ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥を融接にて修復する段階を含んでなる。
【００１１】
また、ガンマ−マトリックスと、前記マトリックスに分散したガンマ一次相とを有する析出硬化性ニッケル基超耐熱合金のための溶接前熱処理であって、
前記ニッケル基超耐熱合金をガンマ一次ソルバス温度より高く、合金溶融開始温度より低い温度でガンマ一次相が溶解するまでの時間加熱し、その後１６．１１°Ｃ／分またはそれ以下の速度で、ガンマ一次ソルバス温度より少なくとも３４３．３°Ｃ低い比較的低温まで徐々に連続的に冷やし、ガンマ一次相がガンマ−マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に生成し、その後室温にまで冷やして三相熱処理を行い、
前記ニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、
前記ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥を融接にて修復する段階を含んでなる。
【００１２】
更に、ガンマ−マトリックスと、前記ガンマ−マトリックスに分散したガンマ一次強化相とを有する、三相熱処理してニッケル基超耐熱合金にひずみ時効割れの発生をなくし、ニッケル基超耐熱合金の鋳造欠陥が融接にて修復されたニッケル基超耐熱合金部品であって、
融接による修復によってひずみ時効割れのない溶接変質部を含む。
【００１３】
【発明の実施の形態】
上述の如く発明したことにより、溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずることなく容易に溶接できる比較的短時間の溶接前熱処理を提供するとともに、溶接困難な、または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を変更することなく、その他の一般的融接法に代える必要もなく、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶接前熱処理を提供している。
【００１４】
【実施例】
以下図面に基づいてこの発明の実施例を詳細に説明する。
【００１５】
本発明の溶接前熱処理を、合金組成（質量％）：２２．０ないし２２．８％Ｃｒ、１８．５ないし１９．５％Ｃｏ、３．６ないし３．８％Ｔｉ、１．８ないし２．０％Ａｌ、１．８ないし２．２％Ｗ、０．９ないし１．１％Ｎｂ、１．３ないし１．５％Ｔａ、０．１３ないし０．１７％Ｃ、および残部Ｎｉ及び不可避不純物を有するＩＮ９３９析出硬化性ニッケル基超耐熱合金に関連づけて以下に説明する。
表Ｉは合金に存在する典型的範囲の不純物元素を含む合金組成物を示す。
ここで数字は特定元素の重量パーセントである。
表Ｉ
元素  最小値  最大値
クロム  ２２．０ ２２．８
コバルト １８．５ １９．５
チタン    ３．６   ３．８
アルミニウム   １．８   ２．０
タングステン   １．８   ２．２
ニオブ    ０．９   １．１
タンタル   １．３   １．５
ニッケル      バランス量      バランス量
炭素    ０．１３   ０．１７
ジルコニウム     ０．１４
ホウ素      ０．０１４
鉄      ０．５
硫黄      ０．００５
銀      ０．０００５
ビスマス     ０．００００５
珪素      ０．２
マンガン     ０．２
鉛      ０．００５０
窒素      ０．００５
【００１６】
本発明はＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金に関して説明されるが、本発明は他の溶接困難な、または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金でも実施し、応用することができ、溶接性を改良するという観点からこれら超耐熱合金に利益をもたらす。
このようなニッケル基超耐熱合金は、ジュラニッケル３０１、ウディメット（Ｕｄｉｍｅｔ）５００、ウディメット７００、レーン（Ｒｅｎｅ）４１およびＧＭＲ２３５を含むが、これらに制限するものではない。
【００１７】
一般に本発明の溶接前熱処理は、ニッケル基超耐熱合金を、ガンマ一次ソルバス（ｓｏｌｖｕｓ）温度より高く、合金溶融開始温度より低い、１１６０°Ｃより高い温度で、ガンマ一次相が完全に溶解するまでの時間加熱し、その後１６．１１°Ｃ／分以下の速度、より好適には１７．２２°Ｃ／分以下の速度でガンマ一次ソルバス温度より少なくとも３４３．３°Ｃ低い比較的低温まで徐々に冷やして、ガンマ一次相がガンマ−マトリックス中に析出した過時効微細構造を効果的に作り出すことを含む。
その後、超耐熱合金を室温まで冷やす。
本発明において室温まで緩徐に冷却することもできるとはいえ、例えば冷却段階をスピードアップするために、流動アルゴンガスを用いる一般的ガスファン冷却（ＧＦＣ）によって上記超耐熱合金を室温まで冷やすことができる。
【００１８】
上記のＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金では、溶接前熱処理はＩＮ９３９超耐熱合金を１１６０°Ｃ±９．４４４°Ｃで４時間±１５分間加熱してガンマ一次相を溶解し、その後７８７．８°Ｃより低い温度まで徐々に冷却して、ガンマ−マトリックス中にガンマ一次相が析出した過時効微細構造を効果的に生成する。
それから上記超耐熱合金を室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）する。１１６０°Ｃの溶解温度までの加熱速度は一般的には１０°Ｃ／分である。
ただしその他の加熱速度も本発明の実施に用いることができる。
【００１９】
その後溶接前熱処理ニッケル基超耐熱合金を、例えばＴＩＧおよびその他の融接技術を用いる一般的方法で融接する。
例えばニッケル基超耐熱合金インベストメント鋳物の修復または再仕上げは、注型時（ａｓ−ｃａｓｔ）の欠陥、またはタービンエンジンに使用した結果起きる熱クラック等の欠陥の修復を含むことができる。
インベストメント鋳造は一般的にはフィラーメタル融接し、修復すべきまたは再仕上げすべき特定のニッケル基超耐熱合金に組成的に適合するように選択したフィラーでこのような欠陥を修復する。
【００２０】
非金属封入または微孔質等の注型時欠陥のあるＩＮ９３９インベストメント鋳物では、それらの鋳物を上記のように溶接前熱処理し、ニモニック（Ｎｉｍｏｎｉｃ）２６３（公称組成（質量％）：２０％Ｃｒ、２０％Ｃｏ、２．１５％Ｔｉ、５．９％Ｍｏ、０．４５％Ａｌ、０．０６％Ｃ、残部Ｎｉ及び不可避不純物）をフィラーワイヤーおよび標準ＴＩＧ（タングステン不活性ガス）溶接パラメーターを用いて溶接修復する。
しかし本発明は特定のフィラーワイヤーまたは特定の溶接法に制限するものではない。
【００２１】
融接後、普通は、溶接されたニッケル基超耐熱合金を一般的方法で熱処理し、所望の合金機械的特性を作り出す。
例えばＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金では、溶接した超耐熱合金を１１６０°Ｃの温度で４時間加熱し、１０００°Ｃまでガスファン冷却する。
その超耐熱合金を１０００°Ｃに６時間保持し、その後流動アルゴンガスを用いて８０１．７°Ｃまでガスファン冷却し、そのまま１６時間保持し、その後室温までガスファン冷却する。
【００２２】
説明の目的で、非制限的に、本発明を公称組成（質量％）：０．１４％Ｃ、２２．５８％Ｃｒ、２．００％Ｗ、１９．００％Ｃｏ、１．９０％Ａｌ、３．７５％Ｔｉ、１．００％Ｎｂ、１．４０％Ｔａ、および残部Ｎｉ及び不可避不純物を示すＩＮ９３９インベストメント鋳物の溶接前熱処理に関して説明する。
【００２３】
最初の溶接試験は、各々長さ８インチ（２０．３ｃｍ）および幅３インチ（７．６ｃｍ）の寸法を有し、１．５インチ（３．８ｃｍ）離れた位置の０．１２５インチ（０．３１８ｃｍ）、０．２５インチ（０．６４ｃｍ）、０．５インチ（１．２７ｃｍ）および０．７５インチ（１．９１ｃｍ）高さの４段階の表面を有する２枚のＩＮ９３９試験材を用いて行われた。
これらの試験材は等軸微細構造を有するようにＩＮ９３９合金からインベストメント鋳造したものである。
試験材は、くぼみをつけた（ｄｉｓｓｈｅｄ  ｏｕｔ）溶接部位に合う０．１２５インチ（０．３１８ｃｍ）、０．２５０インチ（０．６４ｃｍ）、０．５００インチ（１．２７ｃｍ）および０．７５０インチ（１．９１ｃｍ）厚さの階段を含んでいた。
各試験材を１１６０°Ｃで４時間溶接前熱処理してガンマ一次相を溶解し、その後ガンマ−マトリックス中にガンマ一次相が析出した過時効微細構造を効果的に生成するように、１７．２２°Ｃ／分の速度で６７６．７°Ｃより低い温度まで徐々に冷やす。
それから上記超耐熱合金試験材を室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）した。
試験材をその後ニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標準溶接パラメーターを用いてＴＩＧ溶接した。
溶接後、試験材を、１１６０°Ｃに４時間加熱し、１０００°Ｃにまでガスファン冷却し、６時間保持し、それから８０１．７°Ｃまでガスファン冷却し、１６時間そのまま保持し、それから室温までガスファン冷却するという三相熱処理にかけ、合金の機械的特性を作り出した。
【００２４】
図１は、本発明の溶接前熱処理後で溶接前のＩＮ９３９片の微細構造の顕微鏡写真（５００倍）である。
微細構造はマトリックス全体に析出した粗いガンマ一次相を有するガンマ−マトリックスを含む過時効溶接可能微細構造を含む。
全部と言わないまでも大部分（例えば最低９０％）のガンマ一次相がそのマトリックス中に析出している。
【００２５】
図２〜図９は、フィラーワイヤーを用いて融接した後および三相加熱処理して合金の機械的特性を作り出した後の試験材の異なる大きさの溶接（すなわち０．１２５インチ、０．２５０インチ、０．５００インチ、および０．７５０インチ溶接）のＩＮ９３９溶接変質部の微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
溶接／三相熱処理試験材の全てにおいて、溶接変質部にひずみ時効割れや他の溶接欠陥がないことは明白である。
【００２６】
さらに説明の目的で、非制限的に、上に示した公称組成を有するＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金から鋳造したガスタービンエンジン羽根部分の溶接修復に関して本発明を述べる。
上に試験材について述べたように、羽根部分を溶接前熱処理した。
それから羽根部分をニモニック２６３フィラーワイヤーおよび標準ＴＩＧ溶接パラメーターを用いて溶接修復した。
次の部分の溶接修復が行われた：図１０のＡ領域に示されるへこみ中子押え；図１１のＢ領域に示されるＬＥ（前縁）すみ肉；やはり図１１のＣ領域に示されるような多量の素材付加；そして図１２のＤ領域に示されるような凸側板（ｃｏｎｖｅｘ  ｓｈｒｏｕｄ）修復；やはり図１２のＥ領域に示される凸すみ肉；図３ＣのＦ領域に示される凸中子押え；外側側板のｔｈｉｎｋ−ｔｏ−ｔｈｉｎすみ肉溶接（示されず）；および外側側板等量すみ肉（示されず）。
溶接修復後、上記羽根部分を試験材について上に述べた三相熱処理にかけた。
【００２７】
図１３、図１４は、三相熱処理を行って合金の機械的特性を作り出した後の、へこみ中子押え溶接修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の５０および２００倍のそれぞれの顕微鏡写真である。
溶接／三相熱処理試験材の全てにおいて、卑金属溶接変質部にひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥がないことは明白である。
図１５、１６は三相熱処理して合金の機械的特性を作り出した後の、前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の顕微鏡写真（それぞれ５０および２００倍）である。
全ての溶接／三相熱処理試験材において、卑金属溶接変質部にひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥がないことは明白である。
【００２８】
図１７、図１８は三相熱処理後の多量素材付加溶接修復領域におけるＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造の顕微鏡写真（それぞれ５０および２００倍）である。
全ての溶接／三相熱処理試験材において、卑金属溶接変質部にはひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥がないのは明らかである。
２つの羽根部分のその他の溶接修復部位の変質部にも同様に、ひずみ時効割れおよびその他の溶接欠陥はない。
本発明はＩＮ９３９インベストメント鋳造羽根部分の溶接修復に効果的であり、その際上記溶接修復は一般的フィラーメタル融接を用い、合金の機械的特性を作り出すための三相熱処理中にひずみ時効割れを発生することなく、本発明を特殊の実施態様に関して説明したが、本発明はこれに制限されるものではなく、下記の請求に示される範囲によってのみ制限されるものとする。
【００２９】
【発明の効果】
以上詳細に説明した如くこの本発明によれば、溶接困難な、または溶接適性が低いＩＮ９３９ニッケル基超耐熱合金のような析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、溶接後熱処理中に溶接に伴う割れを生ずることなく容易に溶接できる。
【００３０】
また、溶接困難な、または溶接適性の非常に低い析出硬化性ニッケル基超耐熱合金を、合金組成を変更することなく、その他の一般的融接法に代える必要もなく、容易に溶接できるようにする比較的短時間の溶接前熱処理を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の溶接前熱処理後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５００倍）である。
【図２】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図３】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図４】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図５】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図６】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図７】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図８】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図９】  異なる溶接サイズを有する２枚の試験材で、フィラーワイヤーを用いた融接後、および三相熱処理して機械的特性を作り出した後のＩＮ９３９微細構造の顕微鏡写真（５０倍）である。
【図１０】  本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する見取り図である。
【図１１】  本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する見取り図である。
【図１２】  本発明の実施態様に従うフィラーワイヤー溶接によって修復された羽根部分の種々の領域を説明する見取り図である。
【図１３】  三相熱処理によって合金の機械的特性を作り出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１４】  三相熱処理によって合金の機械的特性を作り出した後のへこみ中子押え溶接修復領域の、ＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１５】  三相熱処理により合金の機械的特性を作り出した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１６】  三相熱処理により合金の機械的特性を作り出した後の前縁（ＬＥ）すみ肉溶接修復箇所のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１７】  三相熱処理を行って合金の機械的特性を作り出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【図１８】  三相熱処理を行って合金の機械的特性を作り出した後の大きいフィラー付加（１ｇ素材付加）溶接修復領域のＩＮ９３９溶接／卑金属微細構造のそれぞれ５０倍および２００倍の顕微鏡写真である。
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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