JPH0356289B2 - - Google Patents
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- JPH0356289B2 JPH0356289B2 JP62091971A JP9197187A JPH0356289B2 JP H0356289 B2 JPH0356289 B2 JP H0356289B2 JP 62091971 A JP62091971 A JP 62091971A JP 9197187 A JP9197187 A JP 9197187A JP H0356289 B2 JPH0356289 B2 JP H0356289B2
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- Japan
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- nickel
- bonding
- diffusion bonding
- phase
- alloy
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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、高温部品用材料であるニツケル基超
合金の接合に用いる接合用合金の製造方法に関す
る。
合金の接合に用いる接合用合金の製造方法に関す
る。
ガスタービン動翼等の高温部品用材料であるニ
ツケル基超合金の接合技術が近年その重要性が高
まつている。
ツケル基超合金の接合技術が近年その重要性が高
まつている。
従来ニツケル基超合金の接合に関しては特開昭
47−33850号公報に記載の液相拡散接合が主に用
いられている。この接合方法は、ニツケル基超合
金である被接合物の接合面間に被接合物より融点
の低いNi−ＢあるいはNi−Ｂ−Ｘ系（ここでＸ
はNi、Ｂ以外の合金元素を示す）組成の合金薄
板、コーテイング層又はスパツタ層等を有する接
合用合金層を配置し、被接合物の有点より低く接
合用合金層の融点より高い温度範囲にて、接合応
力を与えて、真空中あるいは不活性ガス雰囲気中
等で被接合物を接合する方法である。
47−33850号公報に記載の液相拡散接合が主に用
いられている。この接合方法は、ニツケル基超合
金である被接合物の接合面間に被接合物より融点
の低いNi−ＢあるいはNi−Ｂ−Ｘ系（ここでＸ
はNi、Ｂ以外の合金元素を示す）組成の合金薄
板、コーテイング層又はスパツタ層等を有する接
合用合金層を配置し、被接合物の有点より低く接
合用合金層の融点より高い温度範囲にて、接合応
力を与えて、真空中あるいは不活性ガス雰囲気中
等で被接合物を接合する方法である。
この接合方法の特徴は接合用合金層にボロン等
の融点降下元素を含んだ低融点合金組成材を用い
ることにあり、接合時に接合用合金層を溶融する
とともに被接合物の接合界面を部分溶融させて接
合する。その結果として接合部分は被接合物より
融点の低い合金組成で形成されることになる。高
温強度と融点とは一般に比例する傾向があり、こ
の方法における接合部分の高温強度は被接合物よ
り弱くなつている。
の融点降下元素を含んだ低融点合金組成材を用い
ることにあり、接合時に接合用合金層を溶融する
とともに被接合物の接合界面を部分溶融させて接
合する。その結果として接合部分は被接合物より
融点の低い合金組成で形成されることになる。高
温強度と融点とは一般に比例する傾向があり、こ
の方法における接合部分の高温強度は被接合物よ
り弱くなつている。
その対策として、接合後に熱処理を施し、接合
部の融点降下元素を接合母材全体に拡散させて接
合部分の融点降下元素料を少なくすることによつ
て接合部分の融点を上げることが提案されてい
る。
部の融点降下元素を接合母材全体に拡散させて接
合部分の融点降下元素料を少なくすることによつ
て接合部分の融点を上げることが提案されてい
る。
しかしこの方法に於ける接合用合金層は、融点
を降下させる必要があるためボロンやシリコン等
の合金元素を必ず含む必要がある。また、ニツケ
ル基超合金において高温強度を高めるのに最も重
要なアルミニウムやアルミニウムと同様の効果が
あるチタン、ニオビウム、タンタル等の合金は、
接合用合金層の融点を高めるという理由で接合用
合金層には実質的に含めることができない。
を降下させる必要があるためボロンやシリコン等
の合金元素を必ず含む必要がある。また、ニツケ
ル基超合金において高温強度を高めるのに最も重
要なアルミニウムやアルミニウムと同様の効果が
あるチタン、ニオビウム、タンタル等の合金は、
接合用合金層の融点を高めるという理由で接合用
合金層には実質的に含めることができない。
その結果、接合用合金層はボロンやシリコンの
添加により融点を下げることと、高温強度向上に
必要な元素を含んでいないことにより接合部の高
温強度が低下するという問題があつた。
添加により融点を下げることと、高温強度向上に
必要な元素を含んでいないことにより接合部の高
温強度が低下するという問題があつた。
さらに、一製品において接合面積が多くある場
合、ボロン等を多く含んだ接合用合金層を多量用
いることになるため、ボロン等の融点降下元素が
製品使用中に製品全体に拡散していき、製品の中
に含まれるボロン等の平均濃度を高める。そのた
め製品を構成している材料の融点が下がり、製品
自体の高温強度を低下させるという問題もあつ
た。これらの問題の対策としては、被接合物の接
合界面に液相を生成しない固相拡散接合方法を適
用する必要がある。
合、ボロン等を多く含んだ接合用合金層を多量用
いることになるため、ボロン等の融点降下元素が
製品使用中に製品全体に拡散していき、製品の中
に含まれるボロン等の平均濃度を高める。そのた
め製品を構成している材料の融点が下がり、製品
自体の高温強度を低下させるという問題もあつ
た。これらの問題の対策としては、被接合物の接
合界面に液相を生成しない固相拡散接合方法を適
用する必要がある。
しかしながら、この固相拡散接合方法では被接
合物の接合面同志を直接、あるいは接合用合金層
を介して接触させ、原子面間に凝集力が働く距離
まで密着させる必要があり、そのためには大きな
接合応力を必要とするという問題があつた。
合物の接合面同志を直接、あるいは接合用合金層
を介して接触させ、原子面間に凝集力が働く距離
まで密着させる必要があり、そのためには大きな
接合応力を必要とするという問題があつた。
本発明の目的は、前記の問題点を解消し、ニツ
ケル基超合金の拡散接合時に高い接合応力を必要
としない拡散接合用ニツケル基合金の製造方法を
提供することにある。
ケル基超合金の拡散接合時に高い接合応力を必要
としない拡散接合用ニツケル基合金の製造方法を
提供することにある。
本発明は、ニツケル基超合金からなる被接合物
の接合面間に挿入して拡散接合を行う拡散接合用
ニツケル基合金の製造方法において、アルミニウ
ム16〜22原子％、タングステン0.5〜５原子％及
び残部ニツケルからなる組成を有する溶湯を102
〓／秒以上の冷却速度で寒冷凝固させることを特
徴とする拡散接合用ニツケル基合金の製造方法に
ある。
の接合面間に挿入して拡散接合を行う拡散接合用
ニツケル基合金の製造方法において、アルミニウ
ム16〜22原子％、タングステン0.5〜５原子％及
び残部ニツケルからなる組成を有する溶湯を102
〓／秒以上の冷却速度で寒冷凝固させることを特
徴とする拡散接合用ニツケル基合金の製造方法に
ある。
拡散接合用ニツケル基合金に含まれるアルミニ
ウムは平衡相としてNi3Alの組成、L12構造を有
するガンマプライム相となつて析出し、高温強度
を強化する。
ウムは平衡相としてNi3Alの組成、L12構造を有
するガンマプライム相となつて析出し、高温強度
を強化する。
しかし、アルミニウムを含有する拡散接合用ニ
ツケル基合金にタングステンを添加した溶融ニツ
ケル基合金を急速に冷却して凝固することにより
ニツケル基合金の結晶粒が微細になり、かつ非平
衡相を形成し前記ガンマプライマ相を析出させな
い。
ツケル基合金にタングステンを添加した溶融ニツ
ケル基合金を急速に冷却して凝固することにより
ニツケル基合金の結晶粒が微細になり、かつ非平
衡相を形成し前記ガンマプライマ相を析出させな
い。
結晶粒が微細になることにより高温強度が低下
し、更に非平衡相を形成することから平衡相とし
てのガンマプライマ相を析出せず、そのため高温
強度が低下する。従つて、拡散接合用ニツケル基
合金の高温強度の低下は、拡散接合時の接合応力
を大巾に低下させる。
し、更に非平衡相を形成することから平衡相とし
てのガンマプライマ相を析出せず、そのため高温
強度が低下する。従つて、拡散接合用ニツケル基
合金の高温強度の低下は、拡散接合時の接合応力
を大巾に低下させる。
本発明の実施例では、拡散接合用ニツケル基合
金として、Ni−15at％〜22.5at％Al合金材とNi
−20at％Al−0.5〜5at％Ｗ合金材を試作し、試験
調査を行つた。
金として、Ni−15at％〜22.5at％Al合金材とNi
−20at％Al−0.5〜5at％Ｗ合金材を試作し、試験
調査を行つた。
合金の溶解は、所定の組成に配合した材料をア
ルゴンガス雰囲気下で溶解し、凝固は急速凝固法
の一種である双ロール法により、ロール周速15
ｍ／secの速度で回転している双ロール間に溶解
した合金を石英製ノズルから噴出させて凝固させ
た。
ルゴンガス雰囲気下で溶解し、凝固は急速凝固法
の一種である双ロール法により、ロール周速15
ｍ／secの速度で回転している双ロール間に溶解
した合金を石英製ノズルから噴出させて凝固させ
た。
作成されたニツケル基合金は、巾10mm、厚さ
0.1mmの薄帯状の形状をしており、操作型顕微鏡
で合金組織中の二次デンドラアイトアーム間隔を
測定したところ0.5μｍ程度であり、102K／sec以
上の冷却速度で凝固していることが確認できた。
0.1mmの薄帯状の形状をしており、操作型顕微鏡
で合金組織中の二次デンドラアイトアーム間隔を
測定したところ0.5μｍ程度であり、102K／sec以
上の冷却速度で凝固していることが確認できた。
拡散接合を行う場合は、上記の如くにして作成
されたニツケル基合金の薄帯をニツケル基超合金
である被接合物の接合面間に挿入し、１×
10-4Torr以下の高真空雰囲気下で、1000℃以上
の温度で拡散接合するのが好ましい。なおその時
の接合応力としては0.5〜3Kgf／mm2が適当な範囲
であり、その接合時間は0.5〜２時間で十分であ
る。
されたニツケル基合金の薄帯をニツケル基超合金
である被接合物の接合面間に挿入し、１×
10-4Torr以下の高真空雰囲気下で、1000℃以上
の温度で拡散接合するのが好ましい。なおその時
の接合応力としては0.5〜3Kgf／mm2が適当な範囲
であり、その接合時間は0.5〜２時間で十分であ
る。
上記の如く、本実施例で作成された拡散接合用
のニツケル基合金の高温強度について調査した結
果を第１図に示す。
のニツケル基合金の高温強度について調査した結
果を第１図に示す。
第１図は引張り試験での歪速度を変化させて、
拡散接合時の接合温度領域である1100℃で高温引
張り試験を行つた場合の歪速度と最大真応力の関
係を示す。
拡散接合時の接合温度領域である1100℃で高温引
張り試験を行つた場合の歪速度と最大真応力の関
係を示す。
まず、前記ニツケル基合金中のアルミニウムの
効果について説明すると、第１図に示すように、
Ni−17.5at％Al、Ni−20at％Alを102K／sec以上
の冷却速度で凝固させた材料の試験結果は商用ニ
ツケル基超合金であるRene80やIN738LCと同等
の最大真応力で表わされる応力で変形しているこ
とがわかる。前記の最大真応力は、引張試験にお
いて試験片の各瞬間の断面積でその時の外力を割
つた値、即ち真応力のうち最大の値を示すもの
で、最大真応力の低い程低い応力で変形すること
を表わす。
効果について説明すると、第１図に示すように、
Ni−17.5at％Al、Ni−20at％Alを102K／sec以上
の冷却速度で凝固させた材料の試験結果は商用ニ
ツケル基超合金であるRene80やIN738LCと同等
の最大真応力で表わされる応力で変形しているこ
とがわかる。前記の最大真応力は、引張試験にお
いて試験片の各瞬間の断面積でその時の外力を割
つた値、即ち真応力のうち最大の値を示すもの
で、最大真応力の低い程低い応力で変形すること
を表わす。
Rene80やIN738LCに含まれているガンマプラ
イム相の量はアルミニウム量にして約15at％であ
ることから、それ以上のアルミニウム量にして高
温強度が更に高くなる組成にしても、102K／sec
以上の冷却速度で凝固させることにより低応力化
させることが出来ることがわかる。
イム相の量はアルミニウム量にして約15at％であ
ることから、それ以上のアルミニウム量にして高
温強度が更に高くなる組成にしても、102K／sec
以上の冷却速度で凝固させることにより低応力化
させることが出来ることがわかる。
これは上記の冷却速度で凝固されたため結晶粒
が微細になり、そのため高温強度が低下したもの
である。結晶粒を微細化できるのはアルミニウム
量が16〜22at％の組成範囲であつて、ガンマプラ
イム相の量が64〜88vol％の範囲である。
が微細になり、そのため高温強度が低下したもの
である。結晶粒を微細化できるのはアルミニウム
量が16〜22at％の組成範囲であつて、ガンマプラ
イム相の量が64〜88vol％の範囲である。
第４ａ図〜第４ｄ図に、ニツケルに、アルミニ
ウムを15〜22.5at％含んだものを102K／sec以上
の冷却速度で凝固し、接合温度に対応する1100℃
で30分間加熱した場合のミクロ組織を示すが、ア
ルミニウムが15at％と22.5at％のものでは結晶粒
が粗粒化していることが認められる。そのため、
第１図で示したNi−15at％Alの応力は、小さい
歪速度範囲ではRene80やIN738LCより高くなつ
ているのである。
ウムを15〜22.5at％含んだものを102K／sec以上
の冷却速度で凝固し、接合温度に対応する1100℃
で30分間加熱した場合のミクロ組織を示すが、ア
ルミニウムが15at％と22.5at％のものでは結晶粒
が粗粒化していることが認められる。そのため、
第１図で示したNi−15at％Alの応力は、小さい
歪速度範囲ではRene80やIN738LCより高くなつ
ているのである。
一般にニツケル基超合金において強度、特に高
温強度に最も大きな効果を示すのはNi3Alで示さ
れ、L12構造をもつガンマプライム相である。
温強度に最も大きな効果を示すのはNi3Alで示さ
れ、L12構造をもつガンマプライム相である。
また、通常のニツケル基超合金ではガンマプラ
イム相が40〜80vol％含まれる。この量のガンマ
プライム量を形成するのに必要なアルミニウムは
10〜20at％となる。ニツケル基超合金では一般に
ガンマプライム相が多くなる程強度は高くなり、
そのためアルミニウム量が多くなる程強度上有利
となる。
イム相が40〜80vol％含まれる。この量のガンマ
プライム量を形成するのに必要なアルミニウムは
10〜20at％となる。ニツケル基超合金では一般に
ガンマプライム相が多くなる程強度は高くなり、
そのためアルミニウム量が多くなる程強度上有利
となる。
ニツケル基超合金の拡散接合を考える場合、被
接合物のアルミニウム量が10〜20at％であること
から、それより高いアルミニウム量として16〜
22at％を試験の対象範囲とした。その理由はアル
ミニウム量が16at％より少ない場合は接合部の高
温強度が低下するため接合部としては好ましくな
く、22at％よりも多い場合は接合部が脆くなる傾
向を有するからである。
接合物のアルミニウム量が10〜20at％であること
から、それより高いアルミニウム量として16〜
22at％を試験の対象範囲とした。その理由はアル
ミニウム量が16at％より少ない場合は接合部の高
温強度が低下するため接合部としては好ましくな
く、22at％よりも多い場合は接合部が脆くなる傾
向を有するからである。
次に、ニツケル基合金中のタングステンの効果
について説明すると、第１図に示すように
102K／sec以上の冷却速度で凝縮したNi−20at％
Al−1at％Ｗは、Rene80やIN738LCと比べて試
験温度1100℃で1/5の応力で変形可能であり、ま
たタングステンを添加しないNi−20at％Alと比
べても約1/3以下で変形可能になつていることが
わかる。これはタングステン添加により非平衡相
が形成されたため大巾な応力低下が実現したもの
である。
について説明すると、第１図に示すように
102K／sec以上の冷却速度で凝縮したNi−20at％
Al−1at％Ｗは、Rene80やIN738LCと比べて試
験温度1100℃で1/5の応力で変形可能であり、ま
たタングステンを添加しないNi−20at％Alと比
べても約1/3以下で変形可能になつていることが
わかる。これはタングステン添加により非平衡相
が形成されたため大巾な応力低下が実現したもの
である。
ニツケル基合金にタングステンを添加して
102K／sec以上の冷却速度で凝固させると非平衡
相が形成されることについて、第２図、第３ａ図
〜３ｄ図により説明する。
102K／sec以上の冷却速度で凝固させると非平衡
相が形成されることについて、第２図、第３ａ図
〜３ｄ図により説明する。
ニツケル基合金では、アルミニウムが含有され
ている場合Ni3Alで示されるガンマプライム相が
析出するが、通常5at％以上アルミニウムが含有
されている場合はＸ線回折でガンマプライム相の
ピークを認めることが出来る。なおＸ線回折は物
質にＸ線を通すとその物質の結晶によりＸ線が散
乱されて回折され、その干渉効果により回折Ｘ線
の強度が変化するという現象を応用して、試料を
回転させ異なつた角度で回折する回折Ｘ線の強度
を計測することにより特定物質の存在の有無を知
ることの出来る試験方法である。
ている場合Ni3Alで示されるガンマプライム相が
析出するが、通常5at％以上アルミニウムが含有
されている場合はＸ線回折でガンマプライム相の
ピークを認めることが出来る。なおＸ線回折は物
質にＸ線を通すとその物質の結晶によりＸ線が散
乱されて回折され、その干渉効果により回折Ｘ線
の強度が変化するという現象を応用して、試料を
回転させ異なつた角度で回折する回折Ｘ線の強度
を計測することにより特定物質の存在の有無を知
ることの出来る試験方法である。
第２図は冷却速度102K／sec以上で凝固したNi
−20at％Al材のＸ線回折結果であるが、ピーク
１で示した所（2θ＝24.8゜ガンマプライム相の固
有ピークが現れている。
−20at％Al材のＸ線回折結果であるが、ピーク
１で示した所（2θ＝24.8゜ガンマプライム相の固
有ピークが現れている。
それに対して、下記のいずれも冷却速度
102K／sec以上で凝固した、第３ａ図〜第３ｄ図
に示す、Ni−20at％Al−0.5at％Ｗ、Ni−20at％
WAl−1at％Ｗ、Ni−20at％Al−2at％Ｗおよび
Ni−20at％Al−5at％Ｗには、2θ＝24.8゜の所にガ
ンマプライム相の生成を示すピークが現われてい
ない。このことは上記のニツケル基合金にタング
ステンが添加されたことにより非平衡相が形成さ
れていることを意味している。
102K／sec以上で凝固した、第３ａ図〜第３ｄ図
に示す、Ni−20at％Al−0.5at％Ｗ、Ni−20at％
WAl−1at％Ｗ、Ni−20at％Al−2at％Ｗおよび
Ni−20at％Al−5at％Ｗには、2θ＝24.8゜の所にガ
ンマプライム相の生成を示すピークが現われてい
ない。このことは上記のニツケル基合金にタング
ステンが添加されたことにより非平衡相が形成さ
れていることを意味している。
このタングステン添加により冷却速度102K／
sec以上で凝固したNi−20at％Al1at％Ｗは第１
図に示すようにRene80やIN738LCと比べて1100
℃で約1/5の応力で変形可能であり、またタング
ステンを添加しないNi−20at％Alと比べても約
１／３以下で変形可能になつていることがわかる。
sec以上で凝固したNi−20at％Al1at％Ｗは第１
図に示すようにRene80やIN738LCと比べて1100
℃で約1/5の応力で変形可能であり、またタング
ステンを添加しないNi−20at％Alと比べても約
１／３以下で変形可能になつていることがわかる。
以上の如く、タングステンを添加したNi−
16at％〜22at％合金は、冷却速度102K／sec以上
で凝固させると非平衡相が形成され、アルミニウ
ムの含有量が高くて高温強度の高い組成材でもガ
ンマプライム相が形成されないため高温強度が極
めて低くなり、低い接合応力でニツケル基合金の
拡散接合が可能となる。なお、タングステン添加
により形成された非平衡相は接合後の熱処理で平
衡相に戻るが、その場合には平衡相として高強度
を示すようになる。
16at％〜22at％合金は、冷却速度102K／sec以上
で凝固させると非平衡相が形成され、アルミニウ
ムの含有量が高くて高温強度の高い組成材でもガ
ンマプライム相が形成されないため高温強度が極
めて低くなり、低い接合応力でニツケル基合金の
拡散接合が可能となる。なお、タングステン添加
により形成された非平衡相は接合後の熱処理で平
衡相に戻るが、その場合には平衡相として高強度
を示すようになる。
タングステンもニツケル基合金においては固溶
強化をはかる代表的元素であるため、タングステ
ン添加による強度低下あるいは融点低下による強
度低下は生じない。
強化をはかる代表的元素であるため、タングステ
ン添加による強度低下あるいは融点低下による強
度低下は生じない。
以上の如く、Ｗを含有しないものはガンマプラ
イム相が形成されるが、W0.5〜5at％を含むもの
はいずれにもガンマプライム相は形成されず、そ
のため強度の低下が大きくなることが明らかであ
る。従つて、0.5at％未満ではガンマプライム相
の生成をなくす効果がなく、また5at％を越えて
加えてもガマプライム相の生成を抑制する作用の
他に逆にそれ自身による強化作用が生じるので
5at％以下とすべきである。
イム相が形成されるが、W0.5〜5at％を含むもの
はいずれにもガンマプライム相は形成されず、そ
のため強度の低下が大きくなることが明らかであ
る。従つて、0.5at％未満ではガンマプライム相
の生成をなくす効果がなく、また5at％を越えて
加えてもガマプライム相の生成を抑制する作用の
他に逆にそれ自身による強化作用が生じるので
5at％以下とすべきである。
また、102K／sec以下の冷却速度で凝固させた
場合は非平衡相が形成されなくなると同時に、結
晶粒を微細化させにくくなるためふさわしくな
い。なお本実施例では102K／sec以上の冷却速度
で凝固させる手段として双ロール法を用いたが、
この他にも単ロール法、スパツタ法、溶射法、化
学蒸着法（CDC法）、急速凝固粉末焼結材等を用
いても上記と同様な冷却速度が得られる。
場合は非平衡相が形成されなくなると同時に、結
晶粒を微細化させにくくなるためふさわしくな
い。なお本実施例では102K／sec以上の冷却速度
で凝固させる手段として双ロール法を用いたが、
この他にも単ロール法、スパツタ法、溶射法、化
学蒸着法（CDC法）、急速凝固粉末焼結材等を用
いても上記と同様な冷却速度が得られる。
なお、本実施例で示した前記ニツケル基合金を
用いた拡散接合は固相での拡散接合に主眼を置い
たものであるが、被接合物の接合面間に挿入され
た前記ニツケル基合金が接合温度の高温域で溶融
して液相拡散接合の状態になつた場合において
も、接合応力が更に低くなるのみでなく、その拡
散接合用ニツケル基合金がアルミニム16〜22at％
含むことにより接合部が被接合物と同等あるいは
それ以上の量のガンマプライム相を析出する組成
となつているので、接合部の高温強度が被接合物
より低下することがなく、更に同時に、固溶強化
をはかる主要元素でもあるタングステンも含んで
いるので接合部の高温強度は更に高くなる。
用いた拡散接合は固相での拡散接合に主眼を置い
たものであるが、被接合物の接合面間に挿入され
た前記ニツケル基合金が接合温度の高温域で溶融
して液相拡散接合の状態になつた場合において
も、接合応力が更に低くなるのみでなく、その拡
散接合用ニツケル基合金がアルミニム16〜22at％
含むことにより接合部が被接合物と同等あるいは
それ以上の量のガンマプライム相を析出する組成
となつているので、接合部の高温強度が被接合物
より低下することがなく、更に同時に、固溶強化
をはかる主要元素でもあるタングステンも含んで
いるので接合部の高温強度は更に高くなる。
従つて、本発明による拡散接合用ニツケル基合
金を、上述の如く液相における拡散接合に用いる
ことも本発明の技術範囲に含まれる。
金を、上述の如く液相における拡散接合に用いる
ことも本発明の技術範囲に含まれる。
本発明の構成によれば、平衡相においてガンマ
プライム相を生成して高強度を示す組成を有する
ニツケル基合金を、被接合物の接合面間に挿入し
て拡散接合することにより、低い接合応力で接合
することができ、かつ、接合部を熱処理により平
衡相に戻すことにより被接合物と同等あるいはそ
れ以上の高温強度を有する接合部を得ることがで
きる。
プライム相を生成して高強度を示す組成を有する
ニツケル基合金を、被接合物の接合面間に挿入し
て拡散接合することにより、低い接合応力で接合
することができ、かつ、接合部を熱処理により平
衡相に戻すことにより被接合物と同等あるいはそ
れ以上の高温強度を有する接合部を得ることがで
きる。
また、非平衡相形成に効果を示したタングステ
ンは、平衡相では固溶強化元素として高温強度の
向上に役立つている。
ンは、平衡相では固溶強化元素として高温強度の
向上に役立つている。
従つて、本発明の拡散接合用ニツケル基合金を
使用してニツケル基超合金の拡散接合を行うこと
により、高温で稼働するタービン等の運転温度の
上昇が可能となり、より高い運転効率が得られ
る。
使用してニツケル基超合金の拡散接合を行うこと
により、高温で稼働するタービン等の運転温度の
上昇が可能となり、より高い運転効率が得られ
る。
第１図は1100℃における本発明のニツケル基合
金と商用ニツケル基超合金を含む比較材との高温
引張試験結果を示す図であり、第２図は102K／
sec以上の冷却速度で凝固したNi−20at％Al材の
Ｘ線回折結果を示す図であり、第３ａ図は本発明
によるNi−20at％Al−0.5at％ＷのＸ線回折結果
を示す図であり、第３ｂ図は本発明によるNi−
20at％Al−1at％ＷのＸ線回折結果を示す図であ
り、第３ｃ図は本発明によるNi−20at％Al−2at
％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第３ｄ図は
本発明によるNi−20at％Al−5at％ＷのＸ線回折
結果を示す図であり、第４ａ図は102K／sec以上
の冷却速度で凝固し1100℃で30分間加熱された
Ni−15at％Alのミクロ組織を示す写真であり、
第４ｂ図は102K／sec以上の冷却速度で凝固し
1100℃で30分間加熱されたNi−17.5at％Alのミ
クロ組織を示す写真であり、第４ｃ図は102K／
sec以上の冷却速度で凝固し1100℃で30分間加熱
されたNi−20at％Alのミクロ組織を示す写真で
あり、第４ｄ図は102K／sec以上の冷却速度で凝
固し1100℃で30分間加熱されたNi−22.5at％Al
のミクロ組織を示す写真である。
金と商用ニツケル基超合金を含む比較材との高温
引張試験結果を示す図であり、第２図は102K／
sec以上の冷却速度で凝固したNi−20at％Al材の
Ｘ線回折結果を示す図であり、第３ａ図は本発明
によるNi−20at％Al−0.5at％ＷのＸ線回折結果
を示す図であり、第３ｂ図は本発明によるNi−
20at％Al−1at％ＷのＸ線回折結果を示す図であ
り、第３ｃ図は本発明によるNi−20at％Al−2at
％ＷのＸ線回折結果を示す図であり、第３ｄ図は
本発明によるNi−20at％Al−5at％ＷのＸ線回折
結果を示す図であり、第４ａ図は102K／sec以上
の冷却速度で凝固し1100℃で30分間加熱された
Ni−15at％Alのミクロ組織を示す写真であり、
第４ｂ図は102K／sec以上の冷却速度で凝固し
1100℃で30分間加熱されたNi−17.5at％Alのミ
クロ組織を示す写真であり、第４ｃ図は102K／
sec以上の冷却速度で凝固し1100℃で30分間加熱
されたNi−20at％Alのミクロ組織を示す写真で
あり、第４ｄ図は102K／sec以上の冷却速度で凝
固し1100℃で30分間加熱されたNi−22.5at％Al
のミクロ組織を示す写真である。
Claims (1)
- １ ニツケル基超合金からなる被接合物の接合面
間に挿入して拡散接合を行う拡散接合用ニツケル
基合金の製造方法において、アルミニウム16〜22
原子％、タングステン0.5〜５原子％及び残部ニ
ツケルからなる組成を有する溶湯を102〓／秒以
上の冷却速度で急冷凝固させることを特徴とする
拡散接合用ニツケル基合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9197187A JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9197187A JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63259043A JPS63259043A (ja) | 1988-10-26 |
| JPH0356289B2 true JPH0356289B2 (ja) | 1991-08-27 |
Family
ID=14041418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9197187A Granted JPS63259043A (ja) | 1987-04-16 | 1987-04-16 | 拡散接合用ニッケル基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63259043A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0613743B2 (ja) * | 1987-11-19 | 1994-02-23 | 工業技術院長 | ニッケル基超合金の固相接合法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53925B2 (ja) * | 1974-05-04 | 1978-01-13 | ||
| GB1476589A (en) * | 1974-08-07 | 1977-06-16 | Allied Chem | Amorphous metal alloys |
-
1987
- 1987-04-16 JP JP9197187A patent/JPS63259043A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63259043A (ja) | 1988-10-26 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |