专利名称：镍基超耐热硬质合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及在燃气轮机、喷气式发动机等的高温部件，特别是在转动叶片或静子叶片中使用的Ni基超耐热硬质合金。
另外，由该Ni基铸造合金或锻造合金构成且在高温下使用的已有的部件，可以说其高温强度是优异的，但是当成为长时间处于高温环境下的状态时，与高温气体直接接触的部分等由于热疲劳，在运转中受损伤。这类损伤，在定期点检等中被发现时，要对该损伤部分局部地进行修复，故要进行焊接或钎焊等。
但是，在进行用焊接修复的场合，发生焊接裂纹之类的缺陷。另外，在进行用钎焊修补的场合，其蠕变强度和热疲劳强度不充足的同时，由于钎焊料与被修补的部件材料不同，所以与该修补部分的界面部分的结合强度差。而且，由于钎焊料粘性低，所以在修补部分大的场合，存在钎焊料流失之类的问题。
为了达到上述目的，权利要求1中所述的Ni基超耐热硬质合金，是用于高温气体环境下使用的高温部件中的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，该合金是通过使熔点不同的2种Ni合金粉末混合、加热构成的。
此时，如权利要求2中所述，作为上述2种Ni合金粉末，由于使用具有比进行烧结处理时的加热温度高的熔点的高熔点Ni合金粉末，和具有比进行烧结处理的加热温度低的熔点的低熔点Ni合金粉末，在为进行烧结而加热时，只使低熔点Ni合金粉末熔化，并使之熔化了的低熔点Ni合金粉末埋入高熔点Ni合金粉末的间隙内，同时相互扩散。由此，使低熔点Ni合金粉末与高熔点Ni合金粉末混合，从而可以获得强度强的Ni基超耐热硬质合金。
该场合，使上述低熔点Ni合金粉末的配比，达到上述高熔点Ni合金粉末与上述低熔点Ni合金粉末混合后的Ni合金粉末总量的30～60重量％。这是因为，若不足30重量％时，熔化的低熔点合金粉末的量少，则得不到充分的烧结作用，但是，若超过60重量％时，熔化的低熔点合金粉末的量多，液相部分所占比例变大，结果则不能获得充分的强度。
此外，如权利要求3中所述，优选的是，要将上述高熔点Ni合金粉末和上述低熔点Ni合金粉末的组成设定成，烧结后生成的Ni基超耐热硬质合金的组成与作为上述高温部件的母材而使用的Ni合金的组成大致相同。因此，由于生成的Ni基超耐热硬质合金与高温部件母材的组成是等同的，故在其界面处容易溶合为一，从而可以提高结合强度。
另外，如权利要求6、7中所述，上述高熔点Ni合金粉末，作为组成至少含有Ni、Cr，同时，作为其组成还含有Co、W、Ta中的至少一种，上述低熔点Ni合金粉末，作为组成至少含有Ni、Cr、Co、Ta、Ti、Al、B。
此外，如权利要求8、9中所述，作为上述高温部件的母材而使用的Ni基合金是IN738LC时，上述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-16～18Cr-0～5Co-0.0～3.5W-0.0～1.0Ta-0.0～1.0Ti-0.0～1.0Al-0.15～0.3C-0.01～0.03B-0.0～0.1Zr，上述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-8～12Cr-16～20Co-2.0～3.5Mo-1.5～2.5W-5～9Ta-7.5～10Ti-8.5～10.5Al-1～3Nb-0.5～3.5B-0.00～0.35Zr。
又如权利要求10、11中所述，用作上述高温部件母材而使用的Ni基合金是MGA1400时，上述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-10～20Cr-0～7Co-0～2Mo-0～9W-0.0～0.3C-0.00～0.03B，上述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-3～13Cr-14～24Co-1.5～7.5Mo-0.5～11W-5～9Ta-4～9Ti-7.5～11.5Al-0.00～0.02C-0.5～3.5B。
权利要求2～7的任一项中所述的Ni基超耐热硬质合金中，如权利要求12～17中所述，作为上述高温部件母材而使用的Ni基合金是IN738LC时，使上述高熔点Ni合金粉末的熔点为1300℃以上，使上述低熔点Ni合金粉末的熔点为1200℃以下。另外，如权利要求18～23中所述，作为上述高温部件母材而使用的Ni基合金是MGA1400时，使上述高熔点Ni合金粉末的熔点为1300℃以上，使上述低熔点Ni合金粉末的熔点为1250℃以下。
为生成上面所述的各Ni基超耐热硬质合金，如权利要求24中所述，在1150～1250℃，且2～12小时的条件下，对上述高熔点Ni合金粉末和上述低熔点Ni合金粉末进行加热烧结。而且该条件(温度、时间)也可以适用于权利要求3～23中的任一项的Ni基超耐热硬质合金的场合。
下面，对本发明进行更详细地说明。本发明的基本说明本发明是将熔点不同的2种Ni合金粉末，例如具有高熔点的Ni合金粉末(以下称作“高熔点Ni合金粉末”)和具有低熔点的Ni合金粉末(以下称作“低熔点Ni合金粉末”)进行混合、加热，但是，只有低熔点Ni合金粉末，或者也有一部分高熔点Ni合金粉末进行熔融反应从而使之液相烧结。
图1A、B中示出使高熔点Ni合金粉末(H)与低熔点Ni合金粉末(L)混合、加热的状态。此时，加热前，如图1A所示，将Ni合金粉末(H)、(L)两者进行混合，成为低熔点Ni合金粉末(L)配置在高熔点Ni合金粉末(H)之间的状态。
然后，通过在比低熔点Ni合金粉末(L)的熔点高且比高熔点Ni合金粉末(H)的熔点低的温度下进行加热，使低熔点Ni合金粉末(L)熔融，熔融的低熔点Ni合金粉末(L)作为熔融Ni合金部分1，如图1B所示，使高熔点Ni合金粉末(H)间的间隙的大部分通过毛细管现象成为掩埋状态。其结果，可以获得由液相烧结导致的强度强的合金。
这样，混合了高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末的Ni合金粉末(下面，把该混合Ni合金粉末叫作“Ni基超耐热硬质合金粉末”)被用于烧结的场合，要使低熔点Ni合金粉末的配比成为Ni基超耐热硬质合金粉末总量的30～60重量％。这里，低熔点Ni合金粉末的配比若不足30重量％时，由于不能充分的扩散，所以烧结不能充分地进行。另外，若超过60重量％时，相对于高熔点Ni合金粉末间的间隙，熔融Ni合金部分1所占的部分变大，液相部分变多，故不能得到足够的强度。
作为该Ni基超耐热硬质合金粉末中所含的高熔点Ni合金粉末，可以使用至少含有Ni、Cr，同时作为组成还含有Co、W、Ta中的至少1种的Ni合金。另外，作为低熔点Ni合金粉末，可以使用作为组成至少含有Ni、Cr、Co、W、Ti、Al、B的Ni合金。
Ni基超耐热硬质合金粉末中含有的各Ni合金粉末的合金成分的组成范围，通过其熔点调整的同时，使以规定配比配合得到的Ni基超耐热硬质合金粉末反应之后，能发挥各合金成分的添加效果即可，另外，调整到δ相等的有害的脆化相不发生的程度。还有，要将该Ni基超耐热硬质合金粉末中所含的各Ni合金粉末的合金粉末的组成范围设定成为，Ni基超耐热硬质合金粉末被烧结之后的各合金的组成比，接近用于母材中使用的Ni基合金中所含的各合金的组成比。
而且，加热烧结这样的Ni基超耐热硬质合金粉末时，将该加热温度定为1150～1250℃，同时将该加热时间定为2～12小时。这里，加热温度不满1150℃，低熔点Ni合金粉末不能充分熔化，所以不能产生利用毛细管现象的液相。另外，加热温度超过1250℃时，母材容易熔化。而且，在进行为如此烧结的加热处理之后，优选再进行阶段性的加热处理，具体地说，在1120℃±10℃下进行2～4小时加热(以下称作“烧结后的固溶处理”)，再于850℃±10℃下进行16～24小时加热(下面称作“烧结后的时效处理”)。
在该阶段性的加热处理中，实施烧结后的固溶处理，是为了上述烧结的加热处理中的冷却过程析出的母材中的γ′相(Ni3Al金属互化物)固溶。此时，由于不发生γ′相的固溶或初期熔化，将该温度定为1120℃，还为了使各合金成分的扩散充分进行，将处理时间定为2～4小时。另外，烧结后的时效处理是为了使γ′相均匀析出进行的。这时，为了使γ′相的析出状态均匀、微细，将该温度定为850℃，还为了让合金组成进行适宜的析出，将该时间定为16～24小时。
这样一来，进行为烧结的加热处理之后，或进行烧结后的加热处理之后，由Ni基超耐热硬质合金粉末生成的Ni基超耐热硬质合金中的气孔面积率，优选是全体的0～5％。这是因为，进行这种烧结时气孔的发生不可避免，但是超过5％时，会给Ni基超耐热硬质合金的强度和延展性带来不良的影响。
如上所述，由Ni基超耐热硬质合金粉末生成的Ni基超耐热硬质合金，例如，可用于整体成型、涂覆、局部修复。此处，整体成型，是对叶片材料形式的Ni基超耐热硬质合金粉末加压成型后，进行烧结。另外，涂覆，是利用，例如，低压等离子体喷镀法、高速火焰喷镀法将Ni基超耐热硬质合金粉末喷镀涂覆到高温氧化等的减薄部分后，再进行加热烧结。还有，局部修复，是将Ni基超耐热硬质合金粉末，补到龟裂部分等的修复对象部分后，再进行烧结。
按照本发明，由于Ni基超耐热硬质合金是将熔点不同的2种Ni合金粉末混合后，再加热生成的，所以可以不要焊接。因此，可避免因焊接引起的焊接缺陷的发生，同时可以提供能消除强度不足的Ni基超耐热硬质合金。另外，由于可以使生成的Ni基超耐热硬质合金的组成与高温部件的母材的组成大致相同，故母材与Ni基超耐热硬质合金的界面容易溶合为一，从而可以消除修复后的结合强度的不足。
图2是采用第1实施方案的实施例1中的Ni基超耐热硬质合金的叶轮机的说明图。
图3A、B是采用第1实施方案的实施例2中的Ni基超耐热硬质合金的叶轮机的说明图。
图4A、B是采用第1实施方案的实施例3中的Ni基超耐热硬质合金的叶轮机的说明图。
下面说明实施发明的最佳方案。
<第1实施方案>
下面对本发明的第1实施方案进行说明。在本实施方案中，作为母材，使用IN738LC。IN738LC的组成是，Ni-15.7～16.3Cr-8～9Co-1.5～2.0Mo-2.4～2.8W-1.5～2.0Ta-3.2～3.7Ti-3.2～3.7Al-1.5～2.0Nb-0.09～0.13C-0.007～0.012B-0.03～0.08Zr。
作为本实施方案的Ni基超耐热硬质合金粉末中的高熔点Ni合金粉末，使用其熔点为1300℃以上的。作为该高熔点Ni合金粉末的组成的一例，可举出Ni-16～18Cr-0～5Co-0.0～3.5W-0.0～1.0Ta-0.0～1.0Ti-0.0～1.0Al-0.15～0.3C-0.01～0.03B-0.0～0.1Zr。此时，Ni中添加的各合金成分的效果如下所述。
首先，Cr，是赋予合金耐氧化性和耐蚀性的合金成分。Co，对于在形成γ′相(Ni3Al)中作为改善高温强度有效的合金成分的Al和Ti，增大高温下这些成分的固溶限度，结果有助于提高高温强度。W，具有固溶强化的效果，和有助于高温强度的提高。Ta，通过固溶强化和由于γ′相的析出强化而有助于高温强度的提高。
Ti和Al，通过取决于γ′相的析出强化而有助于高温强度的提高。C，形成碳化物，主要强化晶界有助于高温强度的提高。B和Zr，增加晶界结合力提高高温强度。
另一方面，作为本实施方案的Ni基超耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末，使用其熔点为1120～1200℃的。而且，作为低熔点Ni合金粉末的组成的一例，可举出Ni-8～12Cr-16～20Co-2.0～3.5Mo-1.5～2.5W-5～9Ta-7.5～10Ti-8.5～10.5Al-1～3Nb-0.5～3.5B-0.00～0.35Zr。
而且，各合金成分的添加效果，与高熔点Ni合金粉末相同。另外，高熔点Ni合金粉末中未含有的Mo，与W相同，有固溶强化的效果，有助于高温强度的提高。此外，Nb，与Ti一样，与Al一起对于形成γ′相有助于提高高温强度。还有，该低熔点Ni合金粉末中，可比具有高熔点的Ni合金粉末中添加更多的Co、Mo、Ta、Ti、Al和B。其目的在于，可使低熔点Ni合金粉末的熔点下降。尤其是B的效果更大。但是，B在烧结时，使合金变脆，所以有必要控制其含量。
在使用，由这样的合金组成构成的高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末混合并使低熔点Ni合金粉末的配比为30～60重量％作成的Ni基超耐热硬质合金粉末，进行上述的整体成型或涂覆或局部贴补增厚时，通过于1150～1250℃的温度下，2～12小时之间加热进行烧结。结束该烧结用的加热处理，进行母材和Ni基超耐热硬质合金的冷却时，如上所述，也可以进行采用1120℃±10℃下的2～4小时的加热和850℃±10℃下的16～24小时的加热的阶段性的加热处理。
下面，对使用本实施方案中的Ni基超耐热硬质合金粉末的烧结处理进行说明。而且，在下述实施例中所述的各部分的数值等只表示一例，并不限定本发明的权利范围。
(实施例1)在本实施例中，参考图2，对整体成型进行说明。首先，将Ni基超耐热硬质合金粉末中的2种Ni合金粉末作成下述组成的粉末。
低熔点Ni合金粉末Ni-10.7Cr-17.2Co-2.6Mo-2.0W-5.8Ta-8.6Ti-8.7Al-2.6Nb-1.2B-0.27Zr高熔点Ni合金粉末Ni-17.1Cr-3.1W-0.19C将这样组成的低熔点Ni合金粉末按45重量％、高熔点Ni合金粉末按55重量％的配比，用球磨机等进行混合，由此构成Ni基超耐热硬质合金粉末。将这样的Ni基超耐热硬质合金粉末按照叶片材料的形式压粉成型后，在1215℃、8小时的条件下进行加热烧结。接着，为了提高强度，进行相当于固溶处理和时效处理的、1120℃×2小时+850℃×24小时的阶段性的热处理，成型出了如图2所示的叶轮机的转动叶片11。
按照本实施例1，由于通过混合加热2种Ni基合金成型转动叶片11，所以在低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末之间发生上述的毛细管现象(参见图1)，从而可以得到强度充分的转动叶片11。另外，在为烧结的加热之后，进行阶段性的热处理，再进行固溶处理和时效处理，由此均匀地在母材中析出γ′相，从而可以更进一步提高转动叶片11的强度。
而且，在本实施例1中，烧结时也可以进行更高温静水压(HIP)处理。此时，例如，在1200℃×1500Kg/cm2×4小时的条件下进行HIP处理。而且，通过并用该HIP处理，可以得到减少或消灭烧结后产生的气孔的效果。
(实施例2)在本实施例2中，参考图3A、B，对涂覆进行说明。其中，图3A示出涂覆前的转动叶片的略图，图3B示出涂覆后的转动叶片的略图。另外，作为用于本实施例2中的Ni基超耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末，使用与实施例1中的Ni基超耐热硬质合金粉末具有相同组成的。
首先，用球磨机将低熔点Ni合金粉末(粒径75μm以下)按45重量％、高熔点Ni合金粉末(粒径150μm以下)按55重量％的配比进行混合，生成Ni基超耐热硬质合金粉末。接着，例如，用低压等离子喷涂法，将该Ni基超耐热硬质合金粉末喷涂到图3A中的转动叶片11的减薄部位12上，再于1215℃、8小时的条件下进行加热烧结。然后，与实施例1同样，进行相当于固溶处理和时效处理的、1120℃×2小时+850℃×24小时的热处理，如图3B所示，形成了牢固地涂覆了减薄部位12的涂层部分13。这样一来，成型成具有涂层部分13的转动叶片11，并将转动叶片11修复。
另外，在本实施例2中，与实施例1同样，在烧结时，例如，将1200℃×1500Kg/cm2×4小时条件下的HIP处理并入一起进行，也可以减少或消灭烧结后发生的气孔。
(实施例3)在本实施例3中，参照图4A、B，对局部的修复进行说明。其中，图4A示出局部修复前的转动叶片的略图，图4B示出局部修复后的略图。另外，作为用于本实施例3中的Ni基超耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末，使用与实施例1中的Ni基超耐热硬质合金粉末是相同组成的。
实施例3示出以转动叶片11作为修复对象，例如发生龟裂部位14，将其修复的场合。同实施例3的场合，首先，如图4A所示，将龟裂部位14的点线所示的龟裂周边部分15用砂轮机等切除。然后，在球磨机中，将低熔点Ni合金粉末按45重量％、高熔点Ni合金粉末按55重量％的配比进行混合，生成Ni基超耐热硬质合金粉末，同时还用有机溶剂(例如Uolukoromonoi社制的商品名Mikurobarishi#510)进行混炼作成粘土状。
接着，将含有Ni基超耐热硬质合金粉末的粘土状混合物，修复去除了龟裂周边部分15的部位之后，在与实施例1相同条件下进行烧结和其后的加热处理，由此形成了相当于图4B所示的龟裂周边部位15的修复部分16。这样一来，成型出有龟裂部位14的转动叶片11，并进行了转动叶片11的修复。
另外，在本实施例3中，与实施例1同样，在烧结时，例如，并入1200℃×1500Kg/cm2×4小时条件下的HIP处理一起进行，也可以降低或消灭烧结后发生的气孔。
<第2实施方案>
下面，对本发明的第2实施方案进行说明。在本实施方案中，作为母材，使用MGA1400。MGA1400的组成是，Ni-13.1～15.0Cr-8.5～10.5Co-1.0～3.5Mo-3.5～4.5W-3.0～5.5Ta-2.2～3.2Ti-3.5～4.5Al-0.06～0.12C-0.005～0.025B-0.01～0.05Zr。
作为本实施方案的Ni基超耐热硬质合金粉末中的高熔点Ni合金粉末，使用其熔点为1300℃以上的。作为该高熔点Ni合金粉末的组成的一例，可举出，Ni-10～20Cr-0～7Co-0～2Mo-0～9W-0～3Ta-0.0～0.3C-0.00～0.03B。而且，Ni中添加的各合金成分的效果与第1实施方案相同。
另一方面，作为本实施方案2的Ni基超耐热硬质合金粉末中的低熔点Ni合金粉末，使用其熔点为1250℃以下的(特别是1215℃以下的)。而且，作为低熔点Ni合金粉末组成的一例，可举出，Ni-3～13Cr-14～24Co-1.5～7.5Mo-0.5～11W-5～9Ta-4～9Ti-7.5～11.5Al-0.00～0.02C-0.5～3.5B。另外，Ni中添加的各合金成分的效果，与第1实施方案相同。
使用由这样的合金组成构成的高熔点Ni合金粉末和低熔点Ni合金粉末进行混合并且低熔点Ni合金粉末的配比为30～60重量％的Ni基超耐热硬质合金粉末，完成上述整体成型或涂覆或局部贴补增厚时，通过在1150～1250℃的温度下2～12小时之间加热进行烧结。结束该烧结用的加热处理，再进行母材和Ni基超耐热硬质合金的冷却时，如上所述，也可以进行通过1120℃±10℃下的2～4小时的加热和850℃±10℃下的16～24小时的加热的阶段性的加热处理。
这样，相对于母材MGA1400，使用Ni基超耐热硬质合金粉末烧结时生成的Ni基超耐热硬质合金的组成的重量％示于下述表1、表2中。表1中，将低熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-4.81Cr-22.05Co-5.29Mo-8.94W-7.93Ta-6.94Ti-9.47Al-0.02C-1.53B。另外，将高熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-18.35Cr-1.62Ta-0.10C-0.017B。将由这样的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末形成的Ni基超耐热硬质合金粉末，在1215℃×8小时的条件下进行加热和烧结处理。
此时，设定低熔点Ni合金粉末为55重量％、50重量％、45重量％的配比时，形成的Ni基超耐热硬质合金的组成，分别成为下述的1)、2)、3)。
1)Ni-10.90Cr-12.13Co-2.91Mo-4.92W-5.09Ta-3.82Ti-5.21Al-0.06C-0.85B2)Ni-11.58Cr-11.03Co-2.65Mo-4.47W-4.78Ta-3.47Ti-4.74Al-0.06C-0.77B3)Ni-12.26Cr-9.92Co-2.38Mo-4.02W-4.46Ta-3.12Ti-4.26Al-0.07C-0.70B另外，在表2中，将低熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-11.71Cr-15.09Co-2.28Mo-1.90W-7.98Ta-5.72Ti-7.89Al-0.009C-1.96B。另外，将高熔点Ni合金粉末的组成定为Ni-13.21Cr-5.01Co-0.99Mo-7.50W-0.13C。将由这样的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末构成的Ni基超耐热硬质合金粉末，在1215℃×8小时的条件下进行加热和烧结处理。
这时，将低熔点Ni合金粉末设定为55重量％、50重量％、45重量％的配比时，所形成的Ni基超耐热硬质合金的组成，分别为下述4)、5)、6)。
4)Ni-12.39Cr-10.55Co-1.70Mo-4.42W-4.39Ta-3.15Ti-4.34Al-0.065C-1.08B
5)Ni-12.46Cr-10.05Co-1.64Mo-4.7W-3.99Ta-2.86Ti-3.95Al-0.072C-0.98B6)Ni-12.54Cr-9.55Co-1.57Mo-4.98W-3.59Ta-2.57Ti-3.55Al-0.078C-0.88B表1
表2
这样，使用将表1、表2所示组成的低熔点Ni合金粉末和高熔点Ni合金粉末，按上述配比配合构成的Ni基超耐热硬质合金粉末，采用第1实施方案的实施例1～3相同的方法进行烧结，则可形成与母材MGA1400的组成相近的Ni基超耐热硬质合金。尤其是，通过进行第1实施方案中的实施例2的涂覆和实施例3的局部修复，可以使形成的涂层部分13(图3A、B)和修复部分16(图4A、B)的组成比达到与转动叶片11的母材的组成相近的水平，从而可增强其结合强度。
权利要求
1.一种Ni基超耐热硬质合金，该合金是用于在高温气体环境下使用的高温部件的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，是通过混合、加热熔点不同的2种Ni合金粉末构成的。
2.按照权利要求1所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述2种Ni合金粉末，使用具有比进行烧结处理时的加热温度高的熔点的高熔点Ni合金粉末和具有比进行烧结处理时的加热温度低的熔点的低熔点Ni合金粉末。
3.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，所述具有低熔点的Ni合金粉末的配比，是混合了所述具有高熔点的Ni合金粉末和所述低熔点Ni合金粉末得到的Ni合金粉末全体的30～60重量％。
4.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，使烧结后生成的Ni基超耐热硬质合金的组成与作为所述高温部件的母材使用的Ni合金的组成大致等同地设定所述高熔点Ni合金粉末和所述低熔点Ni合金粉末的组成。
5.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，使烧结后生成的Ni基超耐热硬质合金的组成与作为所述高温部件的母材使用的Ni合金的组成大致等同地设定所述高熔点Ni合金粉末和所述低熔点Ni合金粉末的组成。
6.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，所述高熔点Ni合金粉末，至少含有Ni、Cr作为组成，同时还含有Co、W、Ta中至少1种作为组成，所述低熔点Ni合金粉末，至少含有Ni、Cr、Co、Ta、Ti、Al、B作为组成。
7.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，所述高熔点Ni合金粉末，至少含有Ni、Cr作为组成，同时还含有Co、W、Ta中至少1种作为组成，所述低熔点Ni合金粉末，至少含有Ni、Cr、Co、Ta、Ti、Al、B作为组成。
8.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-16～18Cr-0～5Co-0.0～3.5W-0.0～1.0Ta-0.0～1.0Ti-0.0～1.0Al-0.15～0.3C-0.01～0.03B-0.0～0.1Zr，所述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-8～12Cr-16～20Co-2.0～3.5Mo-1.5～2.5W-5～9Ta-7.5～10Ti-8.5～10.5Al-1～3Nb-0.5～3.5B-0.00～0.35Zr。
9.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-16～18Cr-0～5Co-0.0～3.5W-0.0～1.0Ta-0.0～1.0Ti-0.0～1.0Al-0.15～0.3C-0.01～0.03B-0.0～0.1Zr，所述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-8～12Cr-16～20Co-2.0～3.5Mo-1.5～2.5W-5～9Ta-7.5～10Ti-8.5～10.5Al-1～3Nb-0.5～3.5B-0.00～0.35Zr。
10.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-10～20Cr-0～7Co-0～2Mo-0～9W-0～3Ta-0.0～0.3C-0.00～0.03B，所述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-3～13Cr-14～24Co-1.5～7.5Mo-0.5～11W-5～9Ta-4～9Ti-7.5～11.5Al-0.00～0.02C-0.5～3.5B。
11.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-10～20Cr-0～7Co-0～2Mo-0～9W-0～3Ta-0.0～0.3C-0.00～0.03B，所述低熔点Ni合金粉末的组成是，Ni-3～13Cr-14～24Co-1.5～7.5Mo-0.5～11W-5～9Ta-4～9Ti-7.5～11.5Al-0.00～0.02C-0.5～3.5B。
12.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
13.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
14.按照权利要求4所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
15.按照权利要求5所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
16.按照权利要求6所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
17.按照权利要求7所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是IN738LC时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1200℃以下。
18.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
19.按照权利要求3所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
20.按照权利要求4所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
21.按照权利要求5所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
22.按照权利要求6所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
23.按照权利要求7所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，作为所述高温部件母材使用的Ni基合金是MGA1400时，所述高熔点Ni合金粉末的熔点是1300℃以上，所述低熔点Ni合金粉末的熔点是1250℃以下。
24.按照权利要求2所述的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，所述高熔点Ni合金粉末和所述低熔点Ni合金粉末是通过在1150～1250℃、且2～12小时的条件下加热烧结生成的。
全文摘要
一种Ni基超耐热硬质合金，该合金是用于在高温气体环境下使用的高温部件的Ni基超耐热硬质合金，其特征在于，是通过混合、加热熔点不同的2种Ni合金粉末构成的。
文档编号F02C7/00GK1464912SQ02802350
公开日2003年12月31日 申请日期2002年7月23日 优先权日2001年7月24日
发明者冈田郁生, 大泽圭, 小熊英隆, 高桥孝二, 恩田雅彦, 濑渡健 申请人:三菱重工业株式会社