(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、３．２０％以上で３．７０％以下、Ａｌを、１．７０％以上で３．２０％未満を含有し、残部がＮｉからなることを特徴とする析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材。
【請求項２】
重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、１．７０％以上で３．２０％未満、Ａｌを、３．２０％以上で３．７０％以下を含有し、残部がＮｉからなることを特徴とする析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材。
【請求項３】
重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、１．７０％以上で３．２０％未満、Ａｌを、１．７０％以上で３．２０％未満を含有し、残部がＮｉからなることを特徴とする析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材。
【請求項４】
さらに、Ｚｒを、0.03％以上で0.08％以下、Ｂを、0.007％以上で０．０１２％以下を含むことを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかのＮｉ基耐熱超合金用の溶加材。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれかのＮｉ基耐熱超合金用の溶加材を用いることを特徴とする析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、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に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｎｉ基耐熱超合金は、耐食性、耐熱性および機械的性質において優れ、各種ジェットエンジンの部品やガスタービンブレード等の高温機器に用いられ、近年では特に需要が多くなっている。そして、一般にＮｉ基耐熱超合金は固溶強化型合金と析出強化型合金とに大別される。
【０００３】
固溶強化型合金は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ等の元素を固溶強化元素として多量に添加され、容体化処理状態で得られる添加元素による固溶強化を主な強化機構とする合金である。これらの元素のうちＣｒはＣｒ２Ｏ３の緻密な保護皮膜を作り、Ａｌは高温でＡｌ２Ｏ３を生成することによって耐酸化性を向上させ、大気中で高温に耐え得るＮｉ基耐熱超合金の特性を担っている。
【０００４】
一方、析出強化型合金はＮｉ基耐熱超合金の大半を占め、時効処理を施すことによってγ相（Ｎｉ固溶体）中にγ’相が微細に析出し、その結果、強化されるものである。Ｎｉ基耐熱超合金において最も典型的なγ’相はＮｉ３Ａｌである。Ｎｉ３Ａｌは立方体の面心にＮｉが位置し、各頂点にＡｌが位置する面心立方構造を有している。このために、同様の結晶構造を有するマトリックスと整合関係を生じ、強化させる作用がある。このγ’相は従来ではその析出率が大きいほど高温強度に優れていると考えられていたが、近年では、γ’相体積率が６５％程度で最大のクリープ強度が得られることが判明した。一方、Ｔｉ、Ｎｂが多量に添加された場合には、Ｎｉ３ＡｌのＡｌと置換することが知られている。また、γ’相は高温下では凝集粗大化するために転移の移動が容易となり、合金の強度を低下させる。しかし、この粗大化はＣｏ、Ｍｏ、Ｗ等の添加により著しく遅らせることができ、この強度の低下を防止することができる。また、このＮｉ３Ａｌは温度が高くなるにしたがって強度が上昇するといった特異な性質を持つことがわかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、Ｎｉ基耐熱超合金は現時点で耐熱超合金中最も優秀な耐熱性を持ち、かつより優れた特性の可能性を秘めた発展途上にある材料といえる。しかしながら、高強度を得るために析出強化元素の添加量を増すと鍛造性が低下し、Ａｌ＋Ｔｉ含有量が大きいＮｉ基合金はそのほとんどが鋳造合金の状態で使用されている。また、析出強化元素の添加量に伴い溶接性の低下が生じ、例えばＡｌ＋Ｔｉ含有量が６％を超えるものは溶接割れが発生しやすく、溶融溶接が極めて困難であることが実用上での大きな問題となっている。
【０００６】
Ｎｉ基耐熱超合金における溶接性の問題として溶接時の高温割れがあげられる。高温割れの代表的なものに、溶融金属の凝縮過程で発生する凝固割れと溶接熱影響部での発生する液化割れがある。凝固割れの発生機構は、一般には次のように考えられている。凝固過程の初期には固相が液相中に分散しており、互いに自由に移動が可能であるため、この段階では歪が付加されたことにより生じる開口部は液相の移動で補填され、割れは発生しない。そして、凝固が進行すると、一部の固相間で連携が生じるようになるが、依然として液相の位置移動が可能な段階であり、歪による開口部が発生しても液相がその割れに充填されるいわゆるヒーリングと呼ばれる現象により割れは発生しない。次に、凝固の最終段階になると固相間の連携が進み、液相が孤立分離した状態になる。この状態において歪が付加されることによって固液共存部において亀裂が発生すると、もはや融液が充填されることなく、凝固割れとなる。凝固の最終過程での融液の存在領域が微小であるほどその部分に歪が集中し、割れが発生しやすいと考えらえる。このため、凝固割れ感受性においては残留融液の凝固温度とマトリックスの凝固温度との関係が大きく影響すると考えている。すなわち、最終残留融液の凝固温度とマトリックスのそれとの差が大きいほど割れが発生しやすなるといえる。
【０００７】
一方、溶接熱影響部（ＨＡＺ）に発生する液化割れは、固相線温度（Ｔｓ）以下の高温に加熱させた粒界において低融点化合物あるいは共晶の生成反応、成分偏析などにより局部的に溶解し、その融液により粒界が液化した部分において収縮歪が作用するために開口し発生するとされている。Ｎｉ基耐熱超合金における液化割れの原因として、代表的な市販材であるHastelloy  ＸではＭ６Ｃが、Inconel６２５ではＮｂＣが、WaspaloyではＴｉＣが結晶粒界上に存在することに起因した局部溶融によるものであると思われる。
【０００８】
また、析出強化型合金においては、γ相とγ’相の共晶が液化割れの原因である。さらに、結晶粒径が大きくなると、単位体積あたりの粒界面積が減少する結果、液膜に覆われる粒界面積が増加し割れ感受性が増大する。このように、液化割れは、合金の組成や偏析の状況、結晶粒径など、その要因が複雑である。
【０００９】
ところで、溶加材を用いるアーク溶接法等では、適切な組成の溶加材を用いることにより溶接金属中の凝固割れを低減することができ、しかも、作業の簡便性とそれに伴う製造コスト削減を図ることが可能となると予想される。しかしながら、析出強化型Ｎｉ基耐熱超合金は、凝固割れ感受性が非常に大きいため、母材と同じ成分系の材料を溶接材料（溶加材）に使用できないという欠点がある。このため、現状では、高温強度を犠牲にして溶接性が良い溶接材料の使用により溶接金属に発生する凝固割れを防止している。この場合、高温環境において溶接金属の強度が低く母材の特性を発揮させることができなかった。
【００１０】
この発明は、上記従来の欠点を解決するためになされたものであって、その一の目的は、高温強度を確保しつつ高温割れ感受性を低減することが可能なＮｉ基耐熱超合金用の共金系溶加材を提供することにあり、他の目的は、凝固割れ感受性が小さくしかも高温強度に優れた溶接部を形成することができるＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
そこで請求項１の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材は、重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、３．２０％以上で３．７０％以下、Ａｌを、１．７０％以上で３．２０％未満を含有し、残部がＮｉからなることを特徴としている。
【００１２】
上記請求項１のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材では、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ｃ量を多くしている。つまりＣを０．１３％を超えて添加させることにより結晶粒界及び樹枝状晶境界においてＴｉ炭化物とγ相との共晶量が増加し、これに伴いγ相とγ’相の共晶相を低減させることができ、結果として凝固脆性温度領域が減少することにより凝固割れ感受性が抑制可能となるのである。一方、０．３０％を超えて添加すると延性を阻害するのでその含有量を０．１３〜０．３０％とした。また、Ａｌが１．７０％以上で３．２０％未満であるというように、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ａｌ量を少なくしているので、凝固割れ感受性を低下させることができる。Ｃｒは耐酸化性及び耐蝕性向上に効果がある。この効果は１５．７％未満では十分でなく、１６．３％を超えると他に添加したＣｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等とのバランスが崩れ有害相が析出するおそれがある。よってＣｒ含有量は１５．７〜１６．３％とした。Ｃｏはγ’形成成元素であるＡｌ、Ｔｉ等を高温環境下で素地に固溶させる限度（固溶限）を大きくさせる作用がある。この作用は８．０％以上で効果が発揮され、９．０％を超えるとＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ等の他の元素とのバランスが崩れ、有害相の析出による延性低下が生じることから、Ｃｏ含有量は８．０〜９．０％とした。Ｔａは固溶強化及びγ’相析出強化により高温強度の向上に寄与し、１．５％以上で効果がある。しかし、２．０％を超えて添加すると延性低下が生じるため、Ｔａの含有量は１．５〜２．０％とした。Ｍｏ及びＷは素地中に固溶して高温強度を上昇させる作用があると同時に、析出強化によって高温強度に寄与する効果があるが、その含有量が１．５％未満では不充分であり、５．０％を超えて添加すると有害相の析出による延性低下が生じるため、Ｍｏ＋Ｗの含有量は１．５〜５．０％とした。
【００１３】
請求項２の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材は、重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、１．７０％以上で３．２０％未満、Ａｌを、３．２０％以上で３．７０％以下を含有し、残部がＮｉからなることを特徴としている。
【００１４】
上記請求項２のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材では、上記請求項１のＮｉ基耐熱超合金と同様に、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ｃ量を多くしているので、凝固割れ感受性が抑制される。また、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満であるというように、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ｔｉ量を少なくしているので、凝固割れ感受性を低下させることができる。
【００１５】
請求項３の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材は、重量比率で、少なくともＣを、０．１３％を超えて０．３０％以下、Ｃｒを、１５．７％以上で１６．３％以下、Ｃｏを、８．００％以上で９．００％以下、Ｔａを、１．５０％以上で２．００％以下、ＭｏとＷの少なくともいずれかを、１．５％以上で５．０％以下、Ｔｉを、１．７０％以上で３．２０％未満、Ａｌを、１．７０％以上で３．２０％未満を含有し、残部がＮｉからなることを特徴としている。
【００１６】
上記請求項３のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材では、上記請求項１のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材と同様に、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ｃ量を多くしているので、凝固割れ感受性が抑制される。また、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満であり、Ａｌが１．７０％以上３．２０％未満であるのというように、被溶接材、例えばInconel７３８ＬＣ材と比較して、Ｔｉ及びＡｌ量を少なくしているので、凝固割れ感受性を低下させることができる。
【００１７】
請求項４のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材は、さらに、Ｚｒを、０．０３％以上で０．０８％以下、Ｂを、０．００７％以上で０．０１２％以下を含むことを特徴としている。
【００１８】
上記請求項４のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材では、Ｚｒ、Ｂが粒界強化元素であるので、粒界強化を達成することができる。Ｚｒは結晶粒界における結合力増加による素地の強化に寄与し、高温強度を上昇させる。この作用は０．０３％以上で効果を発揮する。しかし０．０８％を超えて添加すると延性が阻害される恐れがあるため、Ｚｒの添加量は０．０３〜０．０８％とした。ＢはＺｒと同様に結晶粒界における結合力増加による素地の強化に寄与し、高温強度を上昇させる。この作用は０．００７％以上で効果を発揮する。しかし０．０１２％を超えて添加すると延性を阻害する恐れがあるため、Ｂの含有量は０．００７〜０．０１２％とした。
【００２１】
請求項５の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法は、請求項１〜請求項４のいずれかのＮｉ基耐熱超合金用の溶加材を用いることを特徴としている。
【００２２】
上記請求項５の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法では、Ｃの含有量の増加に伴いγ相とγ’相の共晶相が減少し、凝固脆性温度領域が減少することによって、溶接部における凝固割れ感受性が抑制される。また、ＴｉやＡｌの含有量減少させることによって、溶接部の凝固割れ感受性を低下させることができる。
【００２３】
【発明の実施の形態】
この発明のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材の具体的な実施の形態について、図面を参照しつつ詳細に説明する。図１はこの発明に係るＮｉ基耐熱超合金からなる溶加材１を使用したＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法を示す簡略図である。すなわち、この溶接方法は、例えば、ティグ溶接法であり、ガスノズル２から噴出される不活性ガス（例えば、アルゴンガス）雰囲気中で電極３（例えば、タングステン電極）と母材４間にアークを発生させて、母材４と溶加材１とを溶融させる溶接方法である。
【００２４】
この場合、母材４としては、例えば、Inconel７３８ＬＣ材を使用する。このInconel７３８ＬＣ材は、表１に示す化学組成からなる。そして、溶加材１としては、Inconel７３８ＬＣ材をベースとした共金系溶加材を用いる。なお、以下の記述における成分含有量は、全て重量比率％で示している。
【００２５】
【表１】
0003957261.tif 000002
【００２６】
ところで、Ｎｉ基耐熱超合金において、Ｔｉ、Ａｌの含有量を増加させれば、その高温強度が増加するが、γ相とγ’相の共晶相が多く存在することになって、高温割れが発生し易くなる。また、Ｃの含有量（添加量）を増加させれば、デンドライト境界上においてＴｉ炭化物とγ相の共晶相の晶出量が増加し、これに伴い、γ相とγ’相の共晶相を低減させることができる。このため、Ｃの含有量の増加を増加させれば、Ｔｉの炭化物の共晶が増加するものの、γ相とγ’相の共晶相が減少し、凝固脆性温度領域が減少することになって凝固割れ感受性が抑制されることになる。このように、溶加材１の化学組成としては、高温強度、高温延性、凝固割れ感受性等の評価を考慮して決定する必要がある。
【００２７】
そのため、この実施の形態では、溶加材１として、Inconel７３８ＬＣ材をベースとした共金系溶加材を用いる場合において、Ｃ、Ｔｉ、及びＡｌの成分含有量を調整している。すなわちＣを母材４よりも多く含有させると共に、Ｔｉ及びＡｌを母材４よりも少なく含有させたものを使用する。具体的に言えば、重量比率で、Ｃが０．１３％を超えて０．３０％以下であり、さらに、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満であり、また、Ａｌが１．７０％以上３．２０％未満であるように設定した。この場合、ＴｉとＡｌとは、少なくとも一方が上記含有量であればよい。すなわち、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満であれば、Ａｌが１．７０％以上３．２０％未満でなくてもよく、逆に、Ａｌが１．７０％以上３．２０％未満であれば、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満でなくてもよく、さらに、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満であると共に、Ａｌが１．７０％以上３．２０％未満であるようにしてもよい。
【００２８】
Ｃの含有量を上記のように定めたのは、Ｃが０．１３％未満であれば、表１のＮｉ基耐熱超合金（Inconel７３８ＬＣ材）と同様に、凝固脆性温度領域が大きいので、凝固割れ感受性が低減されず、逆に、Ｃが０．３０％を超えれば、炭化物がより多く析出され、延性が低下するからである。また、Ｔｉ及びＡｌの含有量を上記のように定めたのは、Ｔｉが１．７０％よりも少ない場合やＡｌが１．７０％よりも少ない場合には、充分な高温強度が得られず、逆に、Ｔｉが３．２０％以上の場合やＡｌが３．２０％以上の場合には、表１のＮｉ基耐熱超合金と同様に、高温割れ感受性が高くなるからである。
【００２９】
また、この溶加材１には、表１のＮｉ基耐熱超合金と同様に、重量割合で、Ｃｒを１５．７〜１６．３％、Ｍｏを１．５０〜２．００％、Ｃｏを８．００〜９．００％、Ｗを２．４０〜２．８０％づつ含ませたり、Ｔａを１．５０〜２．００％、Ｚｒを０．０３〜０．０８％、Ｂを０．００７〜０．０１２％づつ含ませたりしている。これは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗは、固溶強化元素であるので、固溶強化を達成して高温強度の向上を図れるからであり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂが粒界強化元素であり、粒界強化を達成することができるからである。なお、ＭｏとＷとの性質は似ているため、Ｍｏ＋Ｗを１．５〜５．０％としてもよい。
【００３０】
上記のような化学成分を有する溶加材１を用いて、溶接を行えば、凝固割れの発生を抑制しつつ、高温環境において溶接金属の強度の低下を招かず、母材４はその特性（耐食性、耐熱性等）を充分に発揮することができる。そのためInconel６２５材のような高温強度が低い溶接材料を用いた場合と比較して、高温強度が向上することから、溶接部の信頼性の向上につながる。このため、従来では、溶接部の補修作業を頻繁に行っていたが、この補修作業の回数を大幅に減少させることができ、コストの低減に寄与する。
【００３１】
以上にこの発明の具体的な実施の形態について説明したが、この発明は上記形態に限定されるものではなく、この発明の範囲内で種々変更して実施することができる。例えば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｆ等を含有していてもよい。この場合、Ｓｉが０．３％以下、Ｍｎが０．２％以下、Ｐが０．０１％以下、Ｓが０．０１％以下、Ｃｕが０．１０％以下、Ｆｅが０．５０％以下の含有量とするのが好ましい。また、溶接方法としては、ティグ溶接法に限るものではなく、レーザ溶接等の他の溶融溶接法であってもよい。
【００３２】
【実施例】
次に、表２に示す化学成分の試料を製造し、引張試験（試験温度：８５０°Ｃ）及びトランスバレストレイン試験を行った。なお、試験に際しては、簡略化のため、各種材料を溶加材として使用するのではなく、母材として使用している。表２において、従来例は上記表１の化学成分を有するInconel７３８ＬＣ材そのものであり、比較例１〜比較例３はＣの含有量をInconel７３８ＬＣ材と同程度にしたものであり、比較例４はＡｌ、Ｔｉの含有量をInconel７３８ＬＣ材と同程度にしたものである。また、比較例１〜比較例４及び実施例１〜実施例６は、従来例と同様に、Ｃｒを１５．７〜１６．３％、Ｍｏを１．５０〜２．００％、Ｃｏを８．００〜９．００％、Ｗを２．４０〜２．８０％、Ｔａを１．５０〜２．００％、Ｚｒを０．０３〜０．０８％、Ｂを０．００７〜０．０１２％の範囲内で含有させている。さらに、Ｓｉが０．３％以下、Ｍｎが０．２％以下、Ｐが０．０１％以下、Ｓが０．０１％以下、Ｃｕが０．１０％以下、Ｆｅが０．５０％以下の含有量でもって残在している。
【００３３】
【表２】
0003957261.tif 000003
【００３４】
また、トランスバレストレイン試験とは、図２に示すような試験片９を形成し、この試験片９を図３に示す試験装置６にて引張歪みを付加して、溶接金属に高温割れを発生させるものである。すなわち、試験片９は、長辺長さＸを１００ｍｍとし、短辺長さＹを５０ｍｍとし、厚さｔを５ｍｍとした板状体であり、その中央部にティグアークによるビードオンプレート溶接を行い、中心線Ｌに沿って溶接部１５（長さを約４５ｍｍとし、幅を約１０ｍｍとする）を形成する。また、試験装置６は、試験片９を載置するブロック体７と、試験片９の端部に荷重を付加するヨーク８、８とを備える。この場合、図２に示すように、ブロック体７はその短辺長さＸ１を３０ｍｍとし、その長辺長さＹ１を１１０ｍｍとしている。なお、セットする場合には、平面視において、試験片９がブロック体７上に載置された際に、中心点が一致すると共に、試験片９とブロック体７とが相互に直交するよう配置する。このため、試験片９は、その短辺１０、１０がブロック体７の長辺１１、１１から突出し、その突出量Ａは３５ｍｍとされる。そして、次の表３は溶接条件を示している。なお、図２において、矢印は溶接方向を示している。
【００３５】
【表３】
0003957261.tif 000004
【００３６】
この場合、ヨーク８、８による荷重付加は、アークの消弧と同時に試験片９両端のヨーク８、８を落下させることによって行う。つまり、試験片９上面に引張り歪みを付与し、溶接部１５に高温割れを発生させるものであり、ヨーク８、８の落下によって、このヨーク８、８に設けたスイッチによりアークが自動的に消弧するように設定した。また、付加歪み量は０．４％を採用した。そして、試験終了後、光学顕微鏡を用いて割れを観察し、最大割れ長さ、総割れ長さによる割れ感受性を定量評価した。その結果を上記表２に示している。最大割れ長さとは、発生した割れの各試験片９毎の最大のものであり、総割れ長さとは、発生した割れの各試験片９毎の合計の長さである。
【００３７】
この結果を検討してみると、従来例及び比較例１〜３はいずれもＣ量の少ないものであるが、これらはいずれも高温強度は高いものの、総割れ長さが著しく長くなっており、凝固割れ感受性の高いことが明らかである。Ｃ量が少ない場合、Ａｌ量を減少させても（比較例１）、Ｔｉ量を減少させても（比較例２）、さらに両者を減少させても（比較例３）、凝固割れ感受性の改善はみられない。またＣ量が多くても、Ａｌ及びＴｉ量が多い場合には（比較例４）、凝固割れ感受性の改善はみられない。これに対して実施例１〜実施例６は最大割れ長さ及び総割れ長さを従来例に比べて充分低く抑えることができ、高温割れ感受性が低減していることがわかる。引張試験と最大割れ長さ評価と総割れ長さ評価とを考慮すれば、特に、実施例１、２、５が優れていることがわかる。また、比較例１及び比較例４は最大割れ長さ及び総割れ長さの両者がいずれの実施例よりも劣っている。なお、実施例６から明らかなように、Ｔｉ及びＡｌ量が少なくなると、高温強度の低下を招くことになるため、Ｔｉ及びＡｌ量は、１．７０％以上は必要である。このように、Ｃが０．１３％を超えて０．３０％以下の範囲に設定されると共に、Ｔｉが１．７０％以上３．２０％未満の範囲、またはＡｌが１．７０％以上３．２０％未満の範囲であるように成分設定することによって、高温強度を確保しつつ高温割れ感受性を低減することができることとなる。なお、これらの結果から、Ｃが０．２７％程度、Ａｌが２．８〜３．０％程度、Ｔｉが２．０％程度の含有量とするのが特に好ましいことがわかる。
【００３８】
【発明の効果】
請求項１〜請求項３のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材によれば、凝固割れ感受性を抑制することができ、そのため高温割れの発生を抑制しつつ、従来のこの種の材料と比較して高温強度が向上して溶接部の信頼性が向上し、溶接部の補修回数を低減させることができ、コストの低減を図ることが可能となる。
【００３９】
請求項４のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材によれば、粒界強化を達成して高温強度の向上を図ることができ、高品質の溶接部を形成することができる。
【００４１】
請求項５の析出硬化型のＮｉ基耐熱超合金用の溶融溶接方法によれば、Ｃの含有量の増加に伴い、溶接部における凝固割れ感受性が抑制され、また、ＴｉやＡｌの含有量減少させることによって、溶接部の高温割れ感受性を低下させることができる。しかも高温環境において溶接金属の強度向上を図ることができて、母材の特性を充分発揮することができる。従って、溶接部の信頼性が向上し、溶接部の補修回数を低減させることができ、コストの低減に寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の溶融溶接方法の実施形態を示す簡略図である。
【図２】この発明のＮｉ基耐熱超合金用の溶加材についてトランス・バレストレイン試験を行うための試験片を示す平面図である。
【図３】上記トランス・バレストレイン試験を行うための試験装置を示す簡略図である。
【符号の説明】
１  溶加材
４  母材
【図１】
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【図２】
0003957261.tif 000006
【図３】
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