JPS5982190A - ニツケル基耐熱合金の溶接用溶加材 - Google Patents
ニツケル基耐熱合金の溶接用溶加材Info
- Publication number
- JPS5982190A JPS5982190A JP19372882A JP19372882A JPS5982190A JP S5982190 A JPS5982190 A JP S5982190A JP 19372882 A JP19372882 A JP 19372882A JP 19372882 A JP19372882 A JP 19372882A JP S5982190 A JPS5982190 A JP S5982190A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- creep
- metal
- welding
- weld metal
- resistant alloy
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550°C
- B23K35/3033—Ni as the principal constituent
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は１０−００℃附近までの高温で使用するＮ１基
耐熱合金の溶接用溶加材に関する。゛゛近近年火力発電
設備化化学工業反応装置、ガスタービンあるいは原子力
機器など高温度で運転される装置又は機器類が増加する
とともに、それらの構成材料として用いられる耐熱金属
材料の重要性も一段と認識が深められている。これらの
装置又は機器類に用いられる金属材料は、１０００°Ｃ
の高温度で敵方時間あるいはそれ以−ヒの長時間にわた
る使用に堪えることが要求されるが、その際周知のよう
（・こ、高温では小さな外力によっても金属の変形が刻
々に進行し、遂には破断に至るというクリープ現象があ
り、耐熱金属材料としては高温における大きな強さ２じ
ん往がその材料の具備すべき最も重要な性質となってい
る１）シかも上述の高温で使用される装置又は機器ｉｊ
は、溶接構造になることが避けられないために、溶接継
手のクリープ強度も母材の耐熱金属材料と同等もしくは
それ以上であることが好ましい。クリープ強度を表わす
要因にはクリープ速度、クリープ破断時間。
耐熱合金の溶接用溶加材に関する。゛゛近近年火力発電
設備化化学工業反応装置、ガスタービンあるいは原子力
機器など高温度で運転される装置又は機器類が増加する
とともに、それらの構成材料として用いられる耐熱金属
材料の重要性も一段と認識が深められている。これらの
装置又は機器類に用いられる金属材料は、１０００°Ｃ
の高温度で敵方時間あるいはそれ以−ヒの長時間にわた
る使用に堪えることが要求されるが、その際周知のよう
（・こ、高温では小さな外力によっても金属の変形が刻
々に進行し、遂には破断に至るというクリープ現象があ
り、耐熱金属材料としては高温における大きな強さ２じ
ん往がその材料の具備すべき最も重要な性質となってい
る１）シかも上述の高温で使用される装置又は機器ｉｊ
は、溶接構造になることが避けられないために、溶接継
手のクリープ強度も母材の耐熱金属材料と同等もしくは
それ以上であることが好ましい。クリープ強度を表わす
要因にはクリープ速度、クリープ破断時間。
・クリープ破断延性の三つの材料特性が重要であり、溶
接構造物では、溶接金属が４’Ｊ材金属に対して同等又
はそれ以上に前記三特性を満足しているのがＪ”１」想
的と言える。一般的には溶接金属のクリープ破断時間が
母材金屑以上に大きいか、あるいは溶接金Ｆｉのクリー
プ速度が母材金属に比べで小さく、母料金属のみが変形
して破断するのがよい乏されている。
接構造物では、溶接金属が４’Ｊ材金属に対して同等又
はそれ以上に前記三特性を満足しているのがＪ”１」想
的と言える。一般的には溶接金属のクリープ破断時間が
母材金屑以上に大きいか、あるいは溶接金Ｆｉのクリー
プ速度が母材金属に比べで小さく、母料金属のみが変形
して破断するのがよい乏されている。
しかしながら、溶接継手を形成する溶接金属は、溶接施
工に際して浴融ｂＪｔ固したものであるから、金属組織
的に見れば凝固組織きなり、母材金属の加工組織とは異
なり、金属学的には安定な組織とは言えず、その、ｊこ
めたとえ溶加材に母材と同一の金属材料を用いたとして
もなお溶接金属のクリープ挙動性は母材金属とはかけ離
れたものになるのが普通である。すなわち溶接構造物に
あっては母材金属と溶接金属とのクリープ挙動のくい違
いがその部材の強度や信頼性を著しく低下させるのであ
る。以下この例を実験結果について説明り−る。
工に際して浴融ｂＪｔ固したものであるから、金属組織
的に見れば凝固組織きなり、母材金属の加工組織とは異
なり、金属学的には安定な組織とは言えず、その、ｊこ
めたとえ溶加材に母材と同一の金属材料を用いたとして
もなお溶接金属のクリープ挙動性は母材金属とはかけ離
れたものになるのが普通である。すなわち溶接構造物に
あっては母材金属と溶接金属とのクリープ挙動のくい違
いがその部材の強度や信頼性を著しく低下させるのであ
る。以下この例を実験結果について説明り−る。
第１表は商品名をハステロイＸと称するＮｉ基耐熱合金
の化学成分を示したものである。このハス第１表 第１図の如き試験片をＴＩＧ溶接して作製した。第１図
においてａは母材金回、ｂは溶接金属を表イ）ず。これ
から中央部に溶接金属を有する試験片Ｃを切り出し、９
００ ’Ｃ’Ｔ！ ４．５ ｋｇｆ ／ｍｒｌ ノ負荷
ヲ弓、工”’Ｃクリープ試験を行なったが、同時に溶接
継手のない母材金ｈ１だけの同一条件における試験片と
のクリープ試験の比較をした。その結果を第２図１こ示
す。第２図における曲線ｌは溶接継手のある試験片の性
状を示し、曲線２は溶接継手のない場合を表わす。溶接
継手のある場合には溶接金属のクリープ速度が小さいの
で試験１ｖ全体のクリープひずみ量は母材だけの試験片
に比べて少なくなっているがクリープ破断は溶接金！４
で起ることも母第４で起ることもあり、クリープ（σり
断寿命は両試験片ともほとんど変らない。
の化学成分を示したものである。このハス第１表 第１図の如き試験片をＴＩＧ溶接して作製した。第１図
においてａは母材金回、ｂは溶接金属を表イ）ず。これ
から中央部に溶接金属を有する試験片Ｃを切り出し、９
００ ’Ｃ’Ｔ！ ４．５ ｋｇｆ ／ｍｒｌ ノ負荷
ヲ弓、工”’Ｃクリープ試験を行なったが、同時に溶接
継手のない母材金ｈ１だけの同一条件における試験片と
のクリープ試験の比較をした。その結果を第２図１こ示
す。第２図における曲線ｌは溶接継手のある試験片の性
状を示し、曲線２は溶接継手のない場合を表わす。溶接
継手のある場合には溶接金属のクリープ速度が小さいの
で試験１ｖ全体のクリープひずみ量は母材だけの試験片
に比べて少なくなっているがクリープ破断は溶接金！４
で起ることも母第４で起ることもあり、クリープ（σり
断寿命は両試験片ともほとんど変らない。
一方９１ハステロイＸを用いて第３図に示すような円筒
状試験体ｄを製作しこれと同じ組成の溶加材を用いて試
験体ｄの中央ｅで突合わぜＴＩＧ溶接を行なった形状の
ものについて−１これを９００℃で内圧負荷４．５ ｋ
ｇ ｆ ／ｍｌを加えたクリープ試艙を実施したが、同
時に溶接継手を形成しない母材金属のみで同一形状の円
筒試験体も製作し、前述の条件で内圧クリープ試験を行
なって、溶接継手の有無によるクリープ特性を比較した
。その結果を第４図に示す。第４図はクリープひずみと
試験時間の関係を表わし、曲線３は’Ｉ’ＩＧｉ接を行
なった試験体２曲＃４は母材金へのみの試験体の内圧ク
リープ試験におけるそれぞれの性状を示している。第４
図かられかるように溶接゛施工円筒試験体は溶接金属で
短時間に破断し、溶接金属を持たないＮｉ基耐熱合金母
材のみの円筒試験一体に比べてクリープ強さ、クリープ
伸びともに非常に小さい。これは溶接金属のクリープ速
度が小さいのに対し、クリープ速度の大きい周囲の母料
金属が無理に溶接金属を引張るためであり、−溶接金属
は元来破断伸びが小さく、短時間に許容伸びに達してし
まうからである。
状試験体ｄを製作しこれと同じ組成の溶加材を用いて試
験体ｄの中央ｅで突合わぜＴＩＧ溶接を行なった形状の
ものについて−１これを９００℃で内圧負荷４．５ ｋ
ｇ ｆ ／ｍｌを加えたクリープ試艙を実施したが、同
時に溶接継手を形成しない母材金属のみで同一形状の円
筒試験体も製作し、前述の条件で内圧クリープ試験を行
なって、溶接継手の有無によるクリープ特性を比較した
。その結果を第４図に示す。第４図はクリープひずみと
試験時間の関係を表わし、曲線３は’Ｉ’ＩＧｉ接を行
なった試験体２曲＃４は母材金へのみの試験体の内圧ク
リープ試験におけるそれぞれの性状を示している。第４
図かられかるように溶接゛施工円筒試験体は溶接金属で
短時間に破断し、溶接金属を持たないＮｉ基耐熱合金母
材のみの円筒試験一体に比べてクリープ強さ、クリープ
伸びともに非常に小さい。これは溶接金属のクリープ速
度が小さいのに対し、クリープ速度の大きい周囲の母料
金属が無理に溶接金属を引張るためであり、−溶接金属
は元来破断伸びが小さく、短時間に許容伸びに達してし
まうからである。
このように溶接構造物の高温におけるクリープ／１〒性
はｆ１接金属に支配されるから、溶接施工の避りられな
いｔ／１造物に用いる耐熱金属月利の′高温強度及びじ
ん性を向上させるためには溶接用の溶加材の改良が必安
すなる。
はｆ１接金属に支配されるから、溶接施工の避りられな
いｔ／１造物に用いる耐熱金属月利の′高温強度及びじ
ん性を向上させるためには溶接用の溶加材の改良が必安
すなる。
本発明の目的はＮｉ基耐熱合金における上述の７１１１
き欠点を除き、高温クリープ特性を改善した溶→斥金ｊ
５鳴が得られる溶加材を提供することにある。
き欠点を除き、高温クリープ特性を改善した溶→斥金ｊ
５鳴が得られる溶加材を提供することにある。
しかして不発ｒＪＩＪはＮｉ基耐熱合金の溶ゴ映用溶加
利としで、これと同じ組成を有する合金に微耽のＩ３及
びＺｒを添加しかつ両者の添加量の合Ｎ１が０．０１５
〜０１５重緻チとしたものを用いることによって達成さ
れる。
利としで、これと同じ組成を有する合金に微耽のＩ３及
びＺｒを添加しかつ両者の添加量の合Ｎ１が０．０１５
〜０１５重緻チとしたものを用いることによって達成さ
れる。
以下Ｂ及びＺｒの微量添加の有効性を実施例に基いて説
明する。
明する。
第１表に示したＮｉ基耐熱合金吉同じ組成を有する合金
にＢ及びＺｒを種々の添加量に含有させたものを溶加材
きして溶製した。その代表的なものとしてＢを０００４
重ｔ％、Ｚｒを０．０１３重量係及びＢをｏ、ｏｏ８重
９％、Ｚｒを０．０１８重曖係添加したものについて以
下の実験を行なった。溶接施工はＴＩＧ溶接により被溶
接材を第１表のＮｉ基耐熱合金とし、上記２種類の溶加
材を用いて酊１図及び第５図の如き試験片を作製した。
にＢ及びＺｒを種々の添加量に含有させたものを溶加材
きして溶製した。その代表的なものとしてＢを０００４
重ｔ％、Ｚｒを０．０１３重量係及びＢをｏ、ｏｏ８重
９％、Ｚｒを０．０１８重曖係添加したものについて以
下の実験を行なった。溶接施工はＴＩＧ溶接により被溶
接材を第１表のＮｉ基耐熱合金とし、上記２種類の溶加
材を用いて酊１図及び第５図の如き試験片を作製した。
第５図においてａ゛は母材金屑、 ｂ’は溶接金属を表
わす。この溶接金属ｂ１から第５図に示すようにクリー
プ試験片Ｃ°と第１図に図示した中央部に溶接金属を有
するようなりリープ試験片Ｃの２種類のクリープ試シ、
α片を採取し、それぞれ９００℃で４．５ ｋｇｆＡＡ
の工（荷を力えてクリープ試験を実施した。この結果試
験片中央に本発明による溶加材を設けた試験片Ｃは全て
母利部で破断し、１７１利よりも溶接金属の方がクリー
プ強度が大きいこ（ｊ−がわかったが、さらに溶接金属
から採取した試酌ハＣ゛について（引溶接金属自体のク
リープ特性を求め、従来の溶加材による溶接金属のクリ
ープ１Ｉ１１′件と比較し、その結果を第６図及び第７
図に示した。
わす。この溶接金属ｂ１から第５図に示すようにクリー
プ試験片Ｃ°と第１図に図示した中央部に溶接金属を有
するようなりリープ試験片Ｃの２種類のクリープ試シ、
α片を採取し、それぞれ９００℃で４．５ ｋｇｆＡＡ
の工（荷を力えてクリープ試験を実施した。この結果試
験片中央に本発明による溶加材を設けた試験片Ｃは全て
母利部で破断し、１７１利よりも溶接金属の方がクリー
プ強度が大きいこ（ｊ−がわかったが、さらに溶接金属
から採取した試酌ハＣ゛について（引溶接金属自体のク
リープ特性を求め、従来の溶加材による溶接金属のクリ
ープ１Ｉ１１′件と比較し、その結果を第６図及び第７
図に示した。
第６図はクリープ破断時間の比較を棒グラフで表わした
ものであり、同図中５ζ」亀１表に示したＮｉ基耐熱合
金をこれＬ同−月丁・［を溶方Ｉ＋ ４！とじて用いた
場合の従来技術におりる溶接金１４のクリープ破断時間
であり、６及び７は本発明による溶加材を用いたときの
それぞれクリープ６＋；断時間を示Ｏ，θ／３ している。６は前記Ｉ３をＱ、（１０４重（，１％、Ｚ
ｒを−Ｈ重欧チ添加し、７はＢを０．＋１０１３重）４
チ、 Ｚｒ７ｉ：０．ｆ）］ ８重量％添加した本発明
による／１’ｒ ／−ＩＩＩ利を用いた、場合である。
ものであり、同図中５ζ」亀１表に示したＮｉ基耐熱合
金をこれＬ同−月丁・［を溶方Ｉ＋ ４！とじて用いた
場合の従来技術におりる溶接金１４のクリープ破断時間
であり、６及び７は本発明による溶加材を用いたときの
それぞれクリープ６＋；断時間を示Ｏ，θ／３ している。６は前記Ｉ３をＱ、（１０４重（，１％、Ｚ
ｒを−Ｈ重欧チ添加し、７はＢを０．＋１０１３重）４
チ、 Ｚｒ７ｉ：０．ｆ）］ ８重量％添加した本発明
による／１’ｒ ／−ＩＩＩ利を用いた、場合である。
第６図かられかるようにＩ３ 、 Ｚ ｒの添加量の多
い７の方かクリーブイボ直前１，６はＪそく７は従来技
術の５に比べて約８倍のクリープ破ｊυ１寿昂を有する
。次に第７図は従来のｆδ加杓と本発明ｌこよる溶加材
を用いて作製した溶接金属から採取した試、１険片Ｃ°
についてクリープひづ”み９：と試験時間の関係を比較
したものである。第７図において曲線８は従来の溶加材
を用いた溶接金属を表わし、曲線９ではＢを０（１（１
４爪閉幅、 Ｚ ｒ ０．０１３重慣爆添加し四Ｍｌ（
ｌはＢが０．００８重量％ 、 ７１ ｒ ０．０１８
ｉ喰％添加された本発明による溶加材を用いた溶接金属
の場合である。ε１４７図から曲線８の従来の溶加材は
クリープひイ゛み量と時間の関係は直線状となり、しか
もクリープひｌ”み隈が約１ ％にも達ぜ４゛に破断じ
てしま・うことがわかる。これに対し７て不発１！１」
による溶υ１１月を用いた曲線９及び１０の場合は初１
ｔ１１におけるクリープひずみｈ１′が小さく、Ｂ。
い７の方かクリーブイボ直前１，６はＪそく７は従来技
術の５に比べて約８倍のクリープ破ｊυ１寿昂を有する
。次に第７図は従来のｆδ加杓と本発明ｌこよる溶加材
を用いて作製した溶接金属から採取した試、１険片Ｃ°
についてクリープひづ”み９：と試験時間の関係を比較
したものである。第７図において曲線８は従来の溶加材
を用いた溶接金属を表わし、曲線９ではＢを０（１（１
４爪閉幅、 Ｚ ｒ ０．０１３重慣爆添加し四Ｍｌ（
ｌはＢが０．００８重量％ 、 ７１ ｒ ０．０１８
ｉ喰％添加された本発明による溶加材を用いた溶接金属
の場合である。ε１４７図から曲線８の従来の溶加材は
クリープひイ゛み量と時間の関係は直線状となり、しか
もクリープひｌ”み隈が約１ ％にも達ぜ４゛に破断じ
てしま・うことがわかる。これに対し７て不発１！１」
による溶υ１１月を用いた曲線９及び１０の場合は初１
ｔ１１におけるクリープひずみｈ１′が小さく、Ｂ。
Ｚｒの添加風が多い曲線１０では低クリープひずみ鼠が
長時間持続し、クリープの後半になると、ひずみ肘か次
シ０に増大し遂には破断に至るが曲線１（）は図示して
／Ｓい母材の曲線と近似づ−るようになる。しかも１３
、、 Ｚ ｒの添加量の多い曲線ｌＯはクリープひ４
゛み：ｉ−が従来の溶加材を用いた曲線８のｌ ｆｌ
（（ｑ以−にの大きさに達する。
長時間持続し、クリープの後半になると、ひずみ肘か次
シ０に増大し遂には破断に至るが曲線１（）は図示して
／Ｓい母材の曲線と近似づ−るようになる。しかも１３
、、 Ｚ ｒの添加量の多い曲線ｌＯはクリープひ４
゛み：ｉ−が従来の溶加材を用いた曲線８のｌ ｆｌ
（（ｑ以−にの大きさに達する。
以上は溶接金属の単軸クリープ試験の結果であるが本発
明による溶加材を用いる、にきζ」溶４唖金川の強度が
著しく向上したこＪ：により、山川クリープ試験が適用
されるよう１．．１′溶Ｊ埼ｔＩ’ｆ 亨古′１勿１・
仁１９いては溶接金属の周りの母イ調のクリープス（］
［ヲに２上、って溶接金属が引張られても、それに十分
λＪ抗しむしろ母材のクリープ変形を抑制して１容）、
’４ ｆｌ、千のｆ、（（１）、’場合よりもクリープ
寿命が伸びるこ吉が刈侍できる。
明による溶加材を用いる、にきζ」溶４唖金川の強度が
著しく向上したこＪ：により、山川クリープ試験が適用
されるよう１．．１′溶Ｊ埼ｔＩ’ｆ 亨古′１勿１・
仁１９いては溶接金属の周りの母イ調のクリープス（］
［ヲに２上、って溶接金属が引張られても、それに十分
λＪ抗しむしろ母材のクリープ変形を抑制して１容）、
’４ ｆｌ、千のｆ、（（１）、’場合よりもクリープ
寿命が伸びるこ吉が刈侍できる。
なお第６図〜第７図におけるり１１−グ試ｊ・、へ条訃
は温度９００ ’（１、自画応力４５ｋｉｄ／、→であ
る。
は温度９００ ’（１、自画応力４５ｋｉｄ／、→であ
る。
しかしながら溶加材への１３１７ Ｚ ｒの重加が余り
に多すぎるとＢ及びＺｒの金ｌ・）１間化合ｉ゛；ηの
ｊ＼゛乙界溶融を生じて溶接割れのｊ東１．＝、１吉１
よるからＢ 、 Ｚ ｒはなるべく少瞼にするのがよい
。）１ｔ８閂の曲、、；、＋ ｉＪ） ｌ（。
に多すぎるとＢ及びＺｒの金ｌ・）１間化合ｉ゛；ηの
ｊ＼゛乙界溶融を生じて溶接割れのｊ東１．＝、１吉１
よるからＢ 、 Ｚ ｒはなるべく少瞼にするのがよい
。）１ｔ８閂の曲、、；、＋ ｉＪ） ｌ（。
Ｚｒの添加風とクリープ破断時間の１４、ｉ係を示しｌ
こものであり、１３とＺｒの添加；Ｉ４が約０１５市旨
係に達すると溶接割れか起り、便用にｎ１ｉ１えられ／
λぐなる。したがってＩＪ （！： Ｚ ｒの添加の年
６４４ｉ ０．１５重量製以下にしなりれはｆ、〔ら）
４′い。一方１３とＺｒの添加緒晴が＋１． （１１５
％以下ではｌｊｌ： ｌｌ゛４のクリーフ強度より低く
なりその効果が認められない。母材のクリープ破断時間
は３０ ｉ１時間であり、Ｉｎ８図の曲線で１３ 、
Ｚ ｒ添加量の略０（口５係に相当する。
こものであり、１３とＺｒの添加；Ｉ４が約０１５市旨
係に達すると溶接割れか起り、便用にｎ１ｉ１えられ／
λぐなる。したがってＩＪ （！： Ｚ ｒの添加の年
６４４ｉ ０．１５重量製以下にしなりれはｆ、〔ら）
４′い。一方１３とＺｒの添加緒晴が＋１． （１１５
％以下ではｌｊｌ： ｌｌ゛４のクリーフ強度より低く
なりその効果が認められない。母材のクリープ破断時間
は３０ ｉ１時間であり、Ｉｎ８図の曲線で１３ 、
Ｚ ｒ添加量の略０（口５係に相当する。
才ｆ、Ｔ ＩＪを単独に０．（ｌ １．２係添加する表
溶接割れが生でゝ 。
溶接割れが生でゝ 。
しるのでこＩＪ、を（１，ｆｌ １％に制限した。それ
火も３（１ｔ１１ｙは認められるかＺ ｒを添加するこ
よによって溶接割れの危１金は大＋１Ｊに低減し、かつ
クリープ強Ｌ１（づ：向上させるこ吉ができる。しかし
この、１局合でもン）「が（１，ｆｌ ｌ係以トでは溶
接１牛に明１１ｔ、’ｊな効用が認７Ｙ′）られ、１．
ＣいのでＺ＋吉しては（ＩＩＪＩチを下限顧吉し７、”
。
火も３（１ｔ１１ｙは認められるかＺ ｒを添加するこ
よによって溶接割れの危１金は大＋１Ｊに低減し、かつ
クリープ強Ｌ１（づ：向上させるこ吉ができる。しかし
この、１局合でもン）「が（１，ｆｌ ｌ係以トでは溶
接１牛に明１１ｔ、’ｊな効用が認７Ｙ′）られ、１．
ＣいのでＺ＋吉しては（ＩＩＪＩチを下限顧吉し７、”
。
ｒｒｔ ９１＞＜ｌはｊ１３１表屹示ずＮｉ茫ｕ熱合金
を本発明による溶加口を用いて溶接した吉きの溶接金属
のクリープ試験後の破断部近傍の倍率２００倍で表わし
た顕微鏡組ｔｒ＆写真であり、比較のために第１゜図に
は回じ＜ｖＣ来の溶加材を用いた溶接金夙の１（）。
を本発明による溶加口を用いて溶接した吉きの溶接金属
のクリープ試験後の破断部近傍の倍率２００倍で表わし
た顕微鏡組ｔｒ＆写真であり、比較のために第１゜図に
は回じ＜ｖＣ来の溶加材を用いた溶接金夙の１（）。
培で表わした顕微鏡組織写真を示した。本発明による溶
加材を用いた第９図はＢ及びＺｒを添加するこ吉によっ
てＮｊ結晶粒界存在する不純物元素の融点を旨め、また
粒界に析出する炭化物の粗大化を抑制して不連続にさせ
る等の効果によって結晶粒界を著しく強くし、一方りリ
ープ進行中Ｉ与結晶が起り、和犬な結晶が微ｎ（１かっ
安定な結晶イ５１１織に変るために破断の形態（、を結
晶わ１．６”ビにおける空孔１１が連って破断に至っ°
Ｃい乙。このこ２二はこＮに図示していないが１υ材金
属のイ（つ断の形、暢１こよく似ている。これに対しＣ
円’Ｉｌｌ用のｊｉｌ゛う１（の溶ＪＩｌｌイ゛（では
溶接したま才の状朗吉同様の゛（′１１人１４′柱状＃
ＩＩ １丸であり、表面に多数発生したき七・ｌｉ、１
２が結晶゛１″Ｉ′ｌｙ￥にｊ１νつてｉμ線上に進展
しており、このき裂の；ＩＱ ｉ＋ｔｊによって非常に
短時間て破ｉ１：ｌｉに至り、６：４！ｉｌｈ Ｉ’ｌ
’ Ｕ モ小すいことが容易に理）すγできる。・（１
，９１Ｒ＜ｌ 、第１０１・１の結晶組織の比較からも
ＩＪ及びＺｒの＋Ｐ ：、ｉ 添加が溶接金属の結晶組
織を改１衛しクリーブ４＋、フ件づ一向−１−させてい
ることかメ）かる。
加材を用いた第９図はＢ及びＺｒを添加するこ吉によっ
てＮｊ結晶粒界存在する不純物元素の融点を旨め、また
粒界に析出する炭化物の粗大化を抑制して不連続にさせ
る等の効果によって結晶粒界を著しく強くし、一方りリ
ープ進行中Ｉ与結晶が起り、和犬な結晶が微ｎ（１かっ
安定な結晶イ５１１織に変るために破断の形態（、を結
晶わ１．６”ビにおける空孔１１が連って破断に至っ°
Ｃい乙。このこ２二はこＮに図示していないが１υ材金
属のイ（つ断の形、暢１こよく似ている。これに対しＣ
円’Ｉｌｌ用のｊｉｌ゛う１（の溶ＪＩｌｌイ゛（では
溶接したま才の状朗吉同様の゛（′１１人１４′柱状＃
ＩＩ １丸であり、表面に多数発生したき七・ｌｉ、１
２が結晶゛１″Ｉ′ｌｙ￥にｊ１νつてｉμ線上に進展
しており、このき裂の；ＩＱ ｉ＋ｔｊによって非常に
短時間て破ｉ１：ｌｉに至り、６：４！ｉｌｈ Ｉ’ｌ
’ Ｕ モ小すいことが容易に理）すγできる。・（１
，９１Ｒ＜ｌ 、第１０１・１の結晶組織の比較からも
ＩＪ及びＺｒの＋Ｐ ：、ｉ 添加が溶接金属の結晶組
織を改１衛しクリーブ４＋、フ件づ一向−１−させてい
ることかメ）かる。
以上説明した如（ＩＮ ｉ ４，１、ｎｎｔ ルノ（ハ
・消θ）ｈｉ ４問、Ｊ、 ｉイー平凹し材料の溶加材
を用いて１１１１上されてきたが、１′１．′１温クリ
ープ特性を向上させるために、詐）鴫す」で（」Ｂ及び
Ｚｒを微開添加するこ、１によって泊１妾乍ス・ｔの組
織を改Ｙｆシ、溶接後もＩ＋ｊイイくクシ・１未々回−
’＞ 、１；Ｊ 、 ｌ−の高温シ・１１度を、ｆ１シ
、溶接台ｎに起因する欠点の発生を抑制した所に本発明
のｆｌれた点がある。
・消θ）ｈｉ ４問、Ｊ、 ｉイー平凹し材料の溶加材
を用いて１１１１上されてきたが、１′１．′１温クリ
ープ特性を向上させるために、詐）鴫す」で（」Ｂ及び
Ｚｒを微開添加するこ、１によって泊１妾乍ス・ｔの組
織を改Ｙｆシ、溶接後もＩ＋ｊイイくクシ・１未々回−
’＞ 、１；Ｊ 、 ｌ−の高温シ・１１度を、ｆ１シ
、溶接台ｎに起因する欠点の発生を抑制した所に本発明
のｆｌれた点がある。
本発明に」：る溶加材はＮ１基耐熱合金の溶接施工１・
二際して１１１に溶接方法が限定されるものではなく、
ｉ’ Ｉ （Ｊ溶４．＼’ｊ 、 Ｍ Ｉ （）溶接の
みならず、例えば’＋ｔＬ子ビーノ、溶接、拡７Ｘ、（
、溶接等の場合には、溶加材４′−板状又は箔状として
溶接物の間に挿入するインーリ゛−ト利吉しても使用で
きるし、あるいは溶接性をＪ！！、 ＜ ４−る）５・
めにフラックスと一体にした溶加利ルタつくることも簀
３５゛Ｃある。又基合金にＢとＺｒを少［１１含７：ｔ
ｉ−たものは高温強度に優れた構造材料きしても利用づ
−ることかできる０ ４．１７１面のｆ′３１ｊ）ヘ シー゛ハＩＩ） リ「
１亀】［ヱＩ ＋ Ｐｊ′Ｇ ５０目、を単軸クリープ
試験片の採取個所を着わず１１“Ｌ全図 Ｐｌ”Ｉ ２
図は溶接継手の有無によるクリーブ試Ｐ′＞の比較を示
す線図、第３１ン１は中央にイ１′Ｆ接畔手を有する円
１１ｊ状りＩＪ−ブ試験体の外観１゛ごイ１、ＦＱ ４
ｐ）ｊに↑４°ｉ接継手の有無による内圧クリープｉ
ｔＩ： ｉ；’ｉの比較を示ずり１１図、第６図は従来
技術と本発明による溶加ｔ」を用いたクリープ破断時間
の比較を壱わずｐ１図、第７図は従来枝術吉本発明に、
Ｌる溶加材を用いた溶接金屑のクリープひずみの比軸を
表わす線図、第８図はＢ、Ｚｒの添加量によるクリープ
破断時間の変化を示す縮図、第９図は本発明による溶加
材を用いた溶接台Ｐｉのクリープ破断後の顕微鏡組織、
第１０図は同じ〈従来技術の溶接台に１の顕微鏡組織で
ある。
二際して１１１に溶接方法が限定されるものではなく、
ｉ’ Ｉ （Ｊ溶４．＼’ｊ 、 Ｍ Ｉ （）溶接の
みならず、例えば’＋ｔＬ子ビーノ、溶接、拡７Ｘ、（
、溶接等の場合には、溶加材４′−板状又は箔状として
溶接物の間に挿入するインーリ゛−ト利吉しても使用で
きるし、あるいは溶接性をＪ！！、 ＜ ４−る）５・
めにフラックスと一体にした溶加利ルタつくることも簀
３５゛Ｃある。又基合金にＢとＺｒを少［１１含７：ｔ
ｉ−たものは高温強度に優れた構造材料きしても利用づ
−ることかできる０ ４．１７１面のｆ′３１ｊ）ヘ シー゛ハＩＩ） リ「
１亀】［ヱＩ ＋ Ｐｊ′Ｇ ５０目、を単軸クリープ
試験片の採取個所を着わず１１“Ｌ全図 Ｐｌ”Ｉ ２
図は溶接継手の有無によるクリーブ試Ｐ′＞の比較を示
す線図、第３１ン１は中央にイ１′Ｆ接畔手を有する円
１１ｊ状りＩＪ−ブ試験体の外観１゛ごイ１、ＦＱ ４
ｐ）ｊに↑４°ｉ接継手の有無による内圧クリープｉ
ｔＩ： ｉ；’ｉの比較を示ずり１１図、第６図は従来
技術と本発明による溶加ｔ」を用いたクリープ破断時間
の比較を壱わずｐ１図、第７図は従来枝術吉本発明に、
Ｌる溶加材を用いた溶接金屑のクリープひずみの比軸を
表わす線図、第８図はＢ、Ｚｒの添加量によるクリープ
破断時間の変化を示す縮図、第９図は本発明による溶加
材を用いた溶接台Ｐｉのクリープ破断後の顕微鏡組織、
第１０図は同じ〈従来技術の溶接台に１の顕微鏡組織で
ある。
ａ 、 ａ’・・・・・・ＩＪ材金川用Ｉ） 、 ｌ）
’・・・・・溶４゛３金属、Ｃ１Ｃ１・・・・・・クリ
ープ試験片、ｄ・・・・・・円筒ｊ・（験体、ｅ・・・
・・溶接部。
’・・・・・溶４゛３金属、Ｃ１Ｃ１・・・・・・クリ
ープ試験片、ｄ・・・・・・円筒ｊ・（験体、ｅ・・・
・・溶接部。
２１図
′１−２（２）
日シト ｒＵｈ）
才５閃
オフｒ￥Ｊ
「
オフ（３）
ｌｌｌ今閉
ヤｂ図
Ｂ＋ｒｒ量
番１号株式会社富士電機総合研
究所内
手続補正書動・幻
特許片長−官 若杉和夫殿
■、小事件表示 特願昭（７−／？、３７．ｒδ２
− 発明（１） 名称 乏、リブ＞’ｖｆｉｒ？ｆ
？−’ｈＪｈ、挟装の４ｘｚｑンを榎ｉ４ ８ ７ σ」；伽・し粁ソＶグ′、σ、ノし
イ戒１（ｌ癩ヒ住 所 川崎市川崎区田辺新］■１
１番１−号５、補正指令の１」伺 昭和４δ年Ｚ月Ｘ
Ｉ： １ｇ１６、補正により増加する発明の数
− 発明（１） 名称 乏、リブ＞’ｖｆｉｒ？ｆ
？−’ｈＪｈ、挟装の４ｘｚｑンを榎ｉ４ ８ ７ σ」；伽・し粁ソＶグ′、σ、ノし
イ戒１（ｌ癩ヒ住 所 川崎市川崎区田辺新］■１
１番１−号５、補正指令の１」伺 昭和４δ年Ｚ月Ｘ
Ｉ： １ｇ１６、補正により増加する発明の数
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）ニッケル（Ｎｉ）基耐熱合金にボロン（Ｂ）及ヒジ
ルコニウム（Ｚｒ ）を含有せしめたことを特徴とする
ニッケル（Ｎｉ）基耐熱合金の溶接用溶加材。 ２、特許請求の範囲第１項起載の溶加材において、ボａ
ｙ（Ｂ）を０．００３〜０．０１重量％及びジルコニウ
ム（Ｚ”ｒ ）を０．０１〜０．１５重量％含有せしめ
たことを特徴とするニッケル％に％％基耐熱合金の溶接
用溶加材。 ３）特許請求の範囲第１項又は第２項のいずれかに記載
の溶加材において、ボロン（Ｂ）及びジルコニウム（Ｚ
ｒ）含有量の総和が０．０１５〜０．１５重ｉ％である
ことを特徴とするニッケル％４−１ｓｋ基耐熱合金の溶
接用溶加材。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19372882A JPS5982190A (ja) | 1982-11-04 | 1982-11-04 | ニツケル基耐熱合金の溶接用溶加材 |
| DE19833336221 DE3336221A1 (de) | 1982-10-06 | 1983-10-05 | Fueller fuer gegen schweisshitze bestaendige legierungen auf nickelbasis |
| US06/731,614 US4673123A (en) | 1982-10-06 | 1985-05-07 | Filler for welding a heat resistant nickel-base alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19372882A JPS5982190A (ja) | 1982-11-04 | 1982-11-04 | ニツケル基耐熱合金の溶接用溶加材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5982190A true JPS5982190A (ja) | 1984-05-12 |
Family
ID=16312811
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19372882A Pending JPS5982190A (ja) | 1982-10-06 | 1982-11-04 | ニツケル基耐熱合金の溶接用溶加材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5982190A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51134341A (en) * | 1975-05-17 | 1976-11-20 | Nippon Steel Corp | Welding wire for heat resistant alloy |
| JPS51139537A (en) * | 1975-05-28 | 1976-12-01 | Nippon Steel Corp | Welding rod for heat resistant alloy |
| JPS5326221A (en) * | 1976-08-24 | 1978-03-10 | Daido Steel Co Ltd | Nickel based alloy suitable for cores of gas shielded welding rods |
-
1982
- 1982-11-04 JP JP19372882A patent/JPS5982190A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51134341A (en) * | 1975-05-17 | 1976-11-20 | Nippon Steel Corp | Welding wire for heat resistant alloy |
| JPS51139537A (en) * | 1975-05-28 | 1976-12-01 | Nippon Steel Corp | Welding rod for heat resistant alloy |
| JPS5326221A (en) * | 1976-08-24 | 1978-03-10 | Daido Steel Co Ltd | Nickel based alloy suitable for cores of gas shielded welding rods |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Velu et al. | Metallurgical and mechanical examinations of steel–copper joints arc welded using bronze and nickel-base superalloy filler materials | |
| Peng et al. | Interfacial microstructure evolution and formation process of the joints prepared by diffusion bonding on DD6 nickel-based single crystal superalloy | |
| Taheri et al. | Effect of pre-and post-weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of GTD-111 superalloy welds | |
| EP2781612B1 (en) | Seamless austenite heat-resistant alloy tube | |
| Zhang et al. | Effect of Nd: YAG pulsed laser welding process on the liquation and strain-age cracking in GTD-111 superalloy | |
| Zhang et al. | Multiscale microstructural consideration of enhanced shear strength in TiAl intermetallic/K4169 alloy composite joints prepared by vacuum brazing with (Ti, Zr)-Ni-based amorphous filler metal | |
| US3700433A (en) | Enhancement of transverse properties of directionally solidified superalloys | |
| JP2586894B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
| KR20160118980A (ko) | Ni기 내열합금 용접 조인트의 제조 방법 및 그것을 이용하여 얻어지는 용접 조인트 | |
| Taheri et al. | Hot cracking of GTD-111 nickel-based superalloy welded by pulsed Nd: YAG laser | |
| US5882586A (en) | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability | |
| Liu et al. | Effect of Cr addition on microstructure and welding solidification cracking susceptibility of Co-Al-W based superalloys | |
| US20210395869A1 (en) | Iron-based superalloy for high temperature 700 c with coherent precipitation of cuboidal b2 nanoparticles | |
| Hajitabar et al. | The effect of FexNby (x= 2, 7 and y= 1, 6) intermetallics on microstructure and mechanical properties of electron beam welded Nb-1Zr refractory alloy | |
| Ren et al. | Fast epitaxial brazing of DD6 single crystal superalloy using novel NiCoCrAlNbTi high entropy filler alloy | |
| Lee et al. | Effect of microstructure on low cycle fatigue behavior of Inconel 706 at 650° C | |
| Li et al. | Achieving high precipitation phase proportion and mechanical properties of vacuum electron beam oscillation welded joints of near β titanium alloy thick plates by the interlayer addition | |
| Zhan et al. | A study of microstructures and mechanical properties of laser welded joint in GH3030 alloy | |
| US3649252A (en) | Steels resistant to stress corrosion cracking | |
| Dong et al. | Hot corrosion behavior and mechanical properties degradation of a Ni–Cr–W‐based superalloy | |
| JP2021167439A (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接継手 | |
| Cornish et al. | Overview of the development of new Pt-based alloys for high temperature application in aggressive environments | |
| Wen et al. | Enhancement of multi-pass weld-crack resistance of Co-based superalloys by B-doping | |
| Jeong et al. | Effect of initial base metal microstructure on weld hot cracking susceptibilities of Alloy 718 forgings | |
| Han et al. | Effect of partial and full post-weld heat treatments on microstructure and mechanical properties of IN738LC joint by electron beam welding |