用于由γ`强化超合金制成的焊接部件的焊后热处理的方法

摘要

本发明涉及一种用于由基于Ni或Co或Fe或其组合的γ′强化超合金制成的无填充剂材料电子束或激光焊接高强度部件的焊后热处理的方法。所述方法由以下步骤组成：a)提供所述焊接部件，随后b)在从室温直到至少1000℃的温度T1的整个温度范围过程中通过施加在约20至40℃/min的范围中的快速升温速率来加热所述焊接部件，随后c)保持所述焊接部件于T1下并随后通过施加约5℃/min的缓慢升温速率来加热所述部件至最终温度Tf，随后d)使所述焊接部件于Tf下保持时间tf，其中等温停留时间tf足以至少部分地将γ′相溶解于焊缝中以及还溶解于焊缝周围的基础材料中；随后e)以约≥20℃/min的冷却速率冷却所述部件，和f)最后任选地根据已知的现有技术施加析出硬化处理。

权利要求

1.一种用于由基于Ni或Co或Fe或其组合并为基础材料的γ′强化超合金制成的无填充剂材料焊接高强度部件的焊后热处理的方法，所述方法由以下步骤组成：a)通过电子束或激光焊接提供所述焊接部件，随后

b)在从室温直到至少1000℃的温度T1的整个温度范围过程中通过施加在20至40℃/min的范围中的快速升温速率来加热所述焊接部件，随后c)保持所述焊接部件于T1下并随后通过施加5℃/min的缓慢升温速率来加热所述部件至最终温度Tf，Tf略低于所述超合金的固溶温度，随后d)使所述焊接部件于Tf下保持时间tf，其中等温停留时间tf足以至少部分地将所述γ′相溶解于焊缝中以及还溶解于焊缝周围的所述基础材料中；随后e)以≥20℃/min的冷却速率冷却所述部件，和f)最后任选地根据已知的现有技术施加析出硬化处理。

2.根据权利要求1的方法，其特征在于，根据步骤b)的升温速率足够高以至少最大限度地减少所述焊缝中的γ′析出物。

3.根据权利要求2的方法，其特征在于，根据步骤b)的升温速率足够高以至少最大限度地避免所述焊缝中的γ′析出物。

4.根据权利要求2的方法，其特征在于，所述升温速率为25-40℃/min。

5.根据权利要求4的方法，其特征在于，所述升温速率为25-35℃/min。

6.根据权利要求2的方法，其特征在于，所述升温速率为20-30℃/min。

7.根据权利要求1至5中任一项的方法，其特征在于，根据步骤e)的冷却速率与根据步骤b)的升温速率在相同的范围中。

8.根据权利要求1至5中任一项的方法，其特征在于，所述方法用于修复部件。

9.根据权利要求1至5中任一项的方法，其特征在于，所述方法用于接合的新零件/部件。

说明书

用于由γ`强化超合金制成的焊接部件的焊后热处理的方法

技术领域

[0001] 本发明涉及超合金技术。其涉及根据权利要求1的前序部分的用于由γ'强化超合金制成的焊接部件(例如先前在运行中的涡轮中使用并损坏的经修复涡轮件或接合的新涡轮件)的焊后热处理的方法。使用所公开的方法可避免焊接件的焊接区中的裂纹。

背景技术

[0002] 已知高强度镍、钴或铁基超合金(例如与其它元素如铝和钛的镍基超合金)因材料中高程度的γ'相的析出硬化效应而具有高强度特性。还已知这些超合金非常难以成功地焊接。

[0003] 在文献US 2005/0194363 A1中，描述了高强度超合金的多激光束焊接。该方法使用两个或更多个激光的阵列来以几乎同时的操作进行加热、焊接(其中超合金粉末作为填充剂材料加入)和焊后热处理的步骤。第二激光斑加热刚刚焊接的区域，从而减慢焊接处遭遇的冷却速率，这有助于减少或甚至消除热裂纹，但由于焊接过程中使用填充剂材料，故预计该焊接的强度性质将不够。

[0004] 因此，高强度焊接常常通过激光焊接、电子束焊接或可焊接γ'强化超合金的类似方法来进行而不使用填充剂材料。不使用填充剂材料的焊接有着该焊接具有与所接合的基础材料相似的强度的优点。但其具有因焊接过程固有的快速冷却而在焊缝中几乎不存在或不存在γ'析出的缺点。

[0005] 这就是为什么常常需要焊后热处理来调节零件的微结构的原因。在焊后热处理过程中，γ'相也在焊接区中析出。这些析出物引起合金中的结晶学改变，从而在热处理后产生较小的晶格参数。伴随该析出的体积变化可能导致焊接区中的裂纹，该裂纹被称为应变时效裂纹或焊后热处理裂纹。

[0006] 文献US 7854064 B2公开了一种用于修复涡轮发动机部件的方法。所述方法包括以下步骤：提供由铸造或锻造的镍基超合金(包括例如Waspaloy、IN-738、IN-792、IN-939)制成的涡轮部件，从所述部件去除任何缺陷，其中所述去除步骤包括当部件经过1100至1600℉(593-871℃)的范围的温度时用29和40℉/分钟(16-23℃/min)之间的快速加热速率的固溶热处理步骤，其中部件和替代零件在所提及的温度范围中不超过17分钟。在部件达到期望的固溶温度后，在该温度下保持约3至5小时，随后冷却，并随后通过电子束焊接、等离子弧焊或气体钨弧焊(Gas Tungsten Arc Welding, GTAW)进行焊接以实现修复。从固溶温度到低于1250℉(677℃)使用冷却速率为0.5至10℉/分钟(0.3-5.6℃/min)、优选0.5至
1.0℉/分钟(0.3-0.6℃/min)的缓慢的固溶处理后冷却速率以显著防止焊接裂纹并增强可焊性。该缓慢的冷却速率允许冷却过程中有显著的时间来发生γ'析出并显著生长。这降低它们的硬化能力并提高高温延展性。

[0007] 另外，文献US 7854064 B2中公开，可使焊接涡轮部件经受焊后热处理。对该焊后热处理使用与上面提到的焊前热固溶处理相同的加热和冷却速率，这意味着当所述焊接涡轮发动机部件在1100至1600℉(593-871℃)的温度范围中时使用在29℉/分钟至40℉/分钟(16-23℃/min)的范围中的快速加热速率，而所述焊接涡轮发动机部件从最大固溶热处理温度到低于1250℉(677℃)的冷却在0.5至10℉/分钟、优选0.5至1℉/分钟(0.3-5.6℃/min、优选0.3-0.6℃/min)的冷却速率下非常缓慢地进行。应用此改进的焊后热处理以消除焊前固溶处理的缓慢冷却速率所生成的微结构特征并恢复合格的机械性能。

[0008] 虽然US 7854064 B2中公开的方法具有由镍基超合金制成的涡轮部件可有效地被修复例如焊接而不存在微裂纹的优点，但鉴于所描述的焊前和焊后热处理的多个步骤，该方法有着耗时耗成本的缺点。

[0009] 文献US2012/0205014 A1描述了采用增强的焊后热处理的超合金惯性摩擦焊接。摩擦焊接避免了固溶裂纹，但由于摩擦焊接过程中的冷作(沉积物材料和超合金基材中的至少之一的塑性变形)，将引起残余应力。因此，提出进行热处理，该热处理包括焊后中间应力消除(Intermediate Stress-Relief, ISR)处理、随后是固溶处理、随后是析出硬化热处理。对于ISR，渐变至870℃的时间为约102分钟，意味着约8至9℃/min的加热速率，这是相当低的。

发明内容

[0010] 本发明的一个目的是提供用于例如通过电子束焊接或激光焊接来焊接的无填充剂材料焊接部件的热处理的高效方法，其中所述部件由γ'强化超合金制成。所述方法确保可避免焊缝和焊接区中的裂纹。这样的部件优选为涡轮件，且所述方法应可适用于修复运行(服务)过程中损坏的涡轮件以及将涡轮件的新零件接合于一起。

[0011] 根据独立权利要求1的前序部分的方法为用于由基于Ni或Co或Fe或其组合的γ'强化超合金制成的无填充剂材料电子束焊接高强度部件的焊后热处理的方法。

[0012] 所述方法由以下步骤组成：

[0013] a)提供所述焊接部件，随后

[0014] b)在从室温直到至少1000℃的温度T1的整个温度范围过程中通过施加在约20至40℃/min的范围中的快速升温速率来加热所述焊接部件，随后

[0015] c)保持所述焊接部件于T1下并随后通过施加约5℃/min的缓慢升温速率来加热所述部件至最终温度Tf，随后

[0016] d)使所述焊接部件于Tf下保持时间tf，其中等温停留时间tf足以使γ'相至少部分地溶解于焊缝中以及还溶解于焊缝周围的基础材料中；随后

[0017] e)以约≥20℃/min的冷却速率冷却所述部件，和

[0018] f)最后任选地根据已知的现有技术施加析出硬化处理。

[0019] 根据步骤b)的升温速率应足够高以至少最大限度地减少、优选避免焊缝中的γ'析出物。

[0020] 根据步骤e)的约≥20℃/min的快速冷却速率，作为一个优点，产生细小的γ'析出物。

[0021] 所述方法的优选实施方案在从属权利要求中描述。

[0022] 通过焊后处理过程中快速升温速率的施加，实现了焊缝中的γ'析出物可被最大限度地减少或避免。零件的最终热处理随后在足以使得γ'相也至少部分地溶解于焊缝周围的基础材料中的温度和长时间下进行。冷却后，焊缝以及基础材料中均形成γ'析出物。然而，由于停留时间tf过程中γ'相在基础材料中的部分溶解，故冷却过程中在焊缝和基础材料中γ'相的形成速率以及量是相似的，因此，作为一个优点，可避免裂纹。

[0023] 本发明不依赖于特定的焊前热处理，例如US 7854064 B2中所公开的焊前热处理。因此，其更高效得多，因为所提及的US专利中描述的焊前方法步骤在本发明中被舍弃。

[0024] 另外，本方法不仅可用于通过焊接或插入试样(inserting coupon)来修复部件，而且可用于制造新的部件，例如制造焊接于一起的模块化件以形成新的部件。

[0025] 所述方法适用于所有γ'强化超合金(例如但不限于以其商标名例如IN738、Mar-M247、CM247LC、CMSX-4、MK4HC、MD2已知的那些)并且仅与不存在其它裂纹避免措施的情况即无焊接填充剂的焊接过程相结合。使用延展性焊接填充剂也可帮助避免裂纹形成；然而这样的焊接填充剂的使用将削弱焊接连接。

[0026] 根据本发明的一个实施方案，根据步骤b)的升温速率为约25-40℃/min，优选约25-35℃/min。一个优选的范围为20-30℃/min。这取决于所使用的特定的超合金材料。

[0027] 在焊后热处理中，当根据步骤e)的冷却速率与根据步骤b)的升温速率几乎在相同的范围中时将是有利的。

附图说明

[0028] 现在通过不同的实施方案并参考附图更加深入地说明本发明。

[0029] 图1示出了根据本发明公开的方法处理的IN738LC试件在焊后处理的冷却步骤后的金相学切口；

[0030] 图2示出了根据图1的IN738LC试件但在额外的后续析出硬化之后的金相学切口；

[0031] 图3示出了根据已知的“标准”热处理施加的焊后处理的时间-温度曲线图；和[0032] 图4示出了根据本发明的一个实施方案施加的焊后处理的时间-温度曲线图。

具体实施方式

[0033] 通过电子束焊接而不使用任何焊接填充剂来接合处于固溶热处理状态的两块IN738LC试验板。所述两块板可示意性地描述为新的涡轮部件例如涡轮叶片的应接合于一起的两个模块化件。不采用特殊的焊接条件。在无任何焊后热处理时，焊接区中有裂纹(所谓的应变时效裂纹)。

[0034] 图3和图4示出了“标准”热处理(图3)和向该部件施加根据本发明的一个实施方案的焊后热处理(图4)的时间-温度曲线图。

[0035] 对IN738LC进行以下具有不同温度和升温速率的热处理试验：

[0036] 1. 标准热处理：

[0037] 1140℃/0.5h(约5℃/min)+ 1180℃/2h(约5℃/min)

[0038] 2. 根据本发明的改进/优化热处理：

[0039] 1100℃/0.5h(约20-30℃/min)+ 1140℃/2h(约5℃/min)+ 任选地850℃/17h[0040] 图4中未示出最后一步(850℃/17h)。1140℃和850℃之间的平均冷却速率为约20℃/min。

[0041] 在室温到1100℃的范围中以约20-30℃/min的快速升温速率使焊接部件经受根据本发明的焊后热处理(参见图4)，升温速率的精确测量在约400至1100℃的温度范围中进行。随后，在1100℃下0.5小时的停留时间后，以约5℃/min的较低升温速率将部件加热至1140℃(其略低于所用超合金的固溶温度)，并于1140℃下等温停留两小时，随后以约20℃/min冷却(1140℃和850℃之间的平均冷却速率)。

[0042] 从图1(其中示出了所述焊后处理之后焊缝和周围的基础材料的金相学切口)可以看出，未观察到裂纹。

[0043] 通过焊后处理过程中快速升温速率的施加，实现了焊缝中γ'析出物可被最大限度地减少或避免。零件的最终热处理随后在足以使得γ'相也至少部分地溶解于焊缝周围的基础材料中的温度和长时间下进行。冷却后，焊缝以及基础材料中均形成γ'析出物。然而，由于停留时间过程中γ'相在基础材料中的部分溶解，故冷却过程中焊缝和基础材料中γ'相的形成速率以及量是相似的，因此，作为一个优点，可避免裂纹。

[0044] 另外，在约850℃下17小时的后续析出硬化也不导致裂纹的形成(参见图2)。

[0045] 相比之下，当升温速率仅为约5℃/min(参见图3，标准热处理)时，以相同方式加工的焊接连接在初焊条件下未表现出裂纹，但在焊后处理后在焊点表现出裂纹。所述裂纹通过荧光渗透剂检查(Fluorescent Penetrant Inspection, FPI)已可见，因此不必制备金相学切口。

[0046] 甚至更高的升温速率(>30℃/min)对于比IN738LC具有更高的γ'量的合金如CM247LC或CMSX-4是有利的。另外，也可根据合金的固溶温度提高等温停留温度。

[0047] 本发明不限于所描述的实施方案。其可有利地用于其中不存在其它裂纹避免措施的所有γ'强化超合金(即，无焊接填充剂的焊接过程)。