用于镍基超合金的焊前热处理

摘要

镍基超合金的焊前热处理，其包括：以每分钟2°F的速度将镍基超合金(例如IN939)铸件加热到2120°F，然后在2120°F浸泡所述铸件一小时。所述铸件然后在冷却阶段被冷却，所述冷却阶段包括以每分钟1°F的速率将所述铸件缓慢冷却至约1900°F，并在该温度保持约10分钟。然后所述铸件以每分钟1°F的速率进一步被缓慢冷却至约1800°F，并在该温度被保持约10分钟，并且进一步被缓慢冷却至1650°F至1450°F的温度范围内，然后被快速冷却到室温。焊前热处理可选地包括在缓慢加热至2120°F之前，以每分钟50°F的速率将所述铸件加热至约1850°F的步骤。

权利要求

1.一种镍基超合金铸件的焊前热处理，用于使γ'相过时效以减轻焊接和焊后热处理期间的应变时效裂纹，所述焊前热处理包括：将所述铸件加热到第一温度，所述第一温度在低于γ'溶线温度35°F和所述合金的初熔温度之间的范围内；

在所述第一温度下浸泡所述铸件1小时；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1900°F±25°F，并在该温度下保持10分钟；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1800°F±25°F，并在该温度下保持10分钟；和以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至范围从1650°F±25°F至1450°F±25°F的温度。

2.根据权利要求1所述的焊前热处理，还包括在将所述铸件冷却至范围从1650°F±25°F至1450°F±25°F的温度之后，然后将所述铸件冷却至室温。

3.根据权利要求1所述的焊前热处理，其中加热所述铸件的所述步骤包括将所述镍基超合金加热至2120°F±25°F。

4.根据权利要求2所述的焊前热处理，还包括在加热至2120°F±25°F之前，以每分钟

50°F的速率加热所述镍基超合金铸件至1850°F±25°F。

5.一种镍基超合金铸件的焊前热处理，用于使γ'相过时效以减轻在焊接和焊后热处理期间的应变时效裂纹，所述焊前热处理包括：在缓慢加热至2120°F±25°F之前，以每分钟50°F的速度将镍基超合金铸件加热至

1850°F±25°F；

以每分钟2°F的速度将所述铸件加热到2120°F±25°F；

在2120°F±25°F下，浸泡所述铸件1小时；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1900°F±25°F，并在该温度保持10分钟；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1800°F±25°F，并在该温度保持10分钟；和以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却到从1650°F±25°F至1450°F±25°F的温度。

6.根据权利要求5所述的焊前热处理，还包括将所述铸件冷却至室温。

7.一种镍基超合金铸件的焊前热处理，所述铸件基本包括按重量％计为：22.0-22.8％的Cr，18.5-19.5％的Co，3.6-3.8％的Ti，1.8-2.0％的Al，1.8-2.2％的W，0.9-1.1％的Nb，

1.3-1.5％的Ta，0.13-0.17％的C，和基本包括Ni的余量；用于使γ'相过时效以减轻在焊接和焊后热处理期间的应变时效裂纹，所述焊前热处理包括：将所述铸件加热到第一温度，所述第一温度在低于γ'溶线温度35°F和所述合金的初熔温度之间的范围内；

在所述第一温度浸泡所述铸件1小时；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1900°F±25°F，并在该温度下保持10分钟；

以每分钟1°F的速度将所述铸件冷却至1800°F±25°F，并在该温度下保持10分钟；和以每分钟1°F的速度将所述铸件分别冷却至范围从1650°F±25°F至1450°F±25°F的温度。

8.根据权利要求7所述的焊前热处理，还包括在将所述铸件冷却至范围从1650°F±25°F至1450°F±25°F的温度之后，然后将所述铸件冷却至室温。

9.根据权利要求7所述的焊前热处理，其中加热所述铸件的所述步骤包括将所述镍基超合金加热至2120°F±25°F。

10.根据权利要求9所述的焊前热处理，还包括在加热至2120°F±25°F之前，以每分钟

50°F的速度将所述镍基超合金铸件加热至1850°F±25°F。

说明书

用于镍基超合金的焊前热处理

[0001] 本申请要求提交日为2013年2月22日的美国临时专利申请61/787,830的权益，其通过引用并入本文。

技术领域

[0002] 本发明一般地涉及用于镍基超合金铸件的焊前热处理的方法或技术。更具体地，本发明涉及由镍基超合金构成的燃气轮机部件的这种焊前热处理。

背景技术

[0003] 许多超合金是γ'强化镍基超合金，并被广泛用于高温涡轮机部件，例如叶片和环形段。一种这样的超合金是因科镍合金939(IN939)，其已知具有重量百分比约22.0-22.8％的Cr，约18.5-19.5％的Co，约3.6-3.8％的Ti，约1.8-2.0％的Al，约1.8-2.2％的W，约0.9-1.1％的Nb，约1.3-1.5％的Ta，约0.13-0.17％的C，和主要包括Ni的余量的组成。在超合金部件铸件被形成或开发之后，其可以经受若干种热处理，例如溶液退火热处理、稳定化热处理和时效热处理，以通过在γ相基质的γ'相析出强化合金和部件。虽然加强γ'相赋予期望的高温机械特性，例如良好的拉伸强度和抗蠕变性，它也降低了可焊接性。

[0004] 新部件，诸如涡轮叶片和环形段使用熔模铸造工艺制备；但是，在后浇铸制造操作期间和维修期间经常必需焊接这些部件。然而，在标准溶液和老化条件下时，一些镍基超合金例如IN939合金，在不造成开裂的情况下难以焊接。也就是说，焊接工艺可在焊接位置放置应力，这可能在焊接期间或在上述后浇注热处理期间导致开裂。

[0005] 因此，超合金铸件常常经受焊前热处理工艺，以减轻在焊接期间或在使γ'相析出并强化超合金所必需的热处理期间可能发生的潜在开裂。这样的焊前热处理导致“过时效”(生长)的γ'相，以产生粗γ'结构。虽然这些处理可能降低铸件或部件的机械特性，该处理也降低了在焊接和焊后热处理期间合金表现出应变时效裂纹的倾向。虽然现有技术的焊前热处理可以有效地实现超合金的期望的延展性以避免应变时效裂纹，由于升温加热和冷却阶段以及保持阶段，这些步骤可能会非常耗时。因此，焊前热处理通常增加涡轮机部件制造过程的复杂性和成本。

附图说明

[0006] 本发明中在以下描述中基于附图进行说明，所述附图示出：

[0007] 图1A和图1B分别是在表I中阐明的并且根据本发明的焊前热处理后，HT#1，IN939显微结构在1000X和4000X的显微照片。

[0008] 图2A和图2B分别是在表I中阐明的并且根据本发明的焊前热处理后，HT#2，IN939显微结构在1000X和5000X的显微照片。

[0009] 图3A和图3B分别是在表I中阐明的并且根据本发明的焊前热处理后，HT#3，IN939显微结构在1000X和5000X的显微照片。

[0010] 图4A和图4B分别是在表I中阐明的并且根据本发明的焊前热处理后，HT#4，IN939显微结构在1000X和5000X的显微照片。

[0011] 图5A和图5B分别是在表I中阐明的并且根据本发明的焊前热处理后，HT#5，IN939显微结构在1000X和5000X的显微照片。

[0012] 图6A和图6B分别是在表I中阐明并且如美国专利No.6,120,624中公开的焊前热处理后，HT#6，IN939显微结构在1000X和5000X的显微照片。

[0013] 图7A和图7B是样本焊接取样片的剖视图的显微照片，以展示与按照本发明的焊前热处理中获得的相一致的γ'显微结构。

[0014] 图8A和图8B是在根据本发明的焊前热处理之后的包括焊接点的取样片焊接的示意图。

[0015] 图9A和图9B样品焊接取样片的横截面的显微照片，其已经经历根据本发明的焊前热处理，与涡轮机部件的制造相一致的焊接和焊后热处理，例如溶液退火、稳定化和老化。

具体实施方式

[0016] 优化的焊前热处理已经被研发用于镍基超合金铸件，以确保(1)该合金充分均质化；和(2)产生所期望的过时效γ'结构，而没有不希望相的析出。在一个实施例中，焊前热处理可以用于热处理因科镍合金939(IN939)镍基超合金。该镍基超合金的焊前热处理被执行用于过时效超合金的γ'相，以缓解在焊接和焊后热处理过程中的应变时效裂纹。也就是说，用于焊前热处理的本发明通过首先溶解γ'相，然后通过过时效热处理析出γ'成为粗颗粒，实现足够的焊接延展性。

[0017] 焊前热处理包括超溶线热处理周期，其具有低于γ'溶线温度的缓慢热升温速率，以减小局部初熔的可能性，并提供超合金显微结构的均质化。此外，缓慢冷却和保持时间促进γ'粗化。在高达1650°F(±25°F)的温度下，缓慢冷却可以终止，同时仍实现所期望的过时效γ'结构。

[0018] 按照本发明中，镍基超合金的焊前热处理可以包括：

[0019] 以每分钟约2°F的速度加热镍基超合金(例如IN939)铸件到2120°F(±25°F)；

[0020] 在2120°F(±25°F)下，浸泡铸件约一小时；

[0021] 以每分钟约1°F的速度缓慢冷却该铸件至约1900°F(±25°F)，并在该温度下保持约10分钟；

[0022] 以每分钟约1°F的速度缓慢冷却该铸件至约1800°F(±25°F)，并在该温度下保持约10分钟；和

[0023] 以每分钟约1°F的速度冷却该铸件到从约1650°F(±25°F)至约1450°F(±25°F)的温度。

[0024] 在缓慢冷却该铸件到从约1650°F(±25°F)至约1450°F(±25°F)的温度的上述冷却阶段或步骤之后，优选通过使铸件经受惰性气体吹扫，铸件可被迅速冷却至室温。此外，焊前热处理可任选地包括在缓慢加热铸件到2120°F(±25°F)之前，以每分钟50°F的速度加热铸件到约1850°F(±25°F)的步骤。

[0025] 虽然上述热处理列出了在不同的加热和冷却阶段所期望的温度，本发明并不局限于此。例如，镍基超合金铸件可以首先以每分钟约1°F的速度被加热至期望的温度，该期望的温度在低于γ'相的溶线温度约20°F到高达初熔温度的范围内。通过以每分钟约2°F的速率使该温度缓慢升温至所期望的温度，焊前热处理促进了合金的均质化(即，减少偏析)，并允许该γ'相完全(或几乎完全)溶解。本发明人已发现，以这些速率执行的缓慢冷却步骤和在这样的温度下保持停留时间促进了粗γ'相粒子的析出和生长。缓慢冷却速率和保持时间允许形成元件的γ'的扩散，并鼓励先前成核的γ'颗粒的生长。相反地，更快速的冷却速率促进增加数量的微细γ'颗粒的形成。粗γ'颗粒的存在赋予处理过的合金铸件增加的延展性。

[0026] 对于下面的表I，五个热处理HT#1-HT#5，按照本发明在由IN939构成的一立方英寸铸件上，并根据其中描述的不同缓慢和快速冷却步骤被执行。如进一步于表Ⅰ阐明的，焊前热处理，HT#6，根据在美国专利No.6120624中公开的热处理被执行。更具体地讲，IN939铸件以每分钟约50°F的速率被加热到约2120°F(±25°F)的温度。然后镍基超合金在2120°F的温度下被保持约四小时，这是足够长以完成γ'相的溶解的浸泡时间。然后，镍基超合金以每分钟约1°F的速率从2120°F缓慢冷却到1200°F，并且然后在1200°F之后，执行快速冷却以冷却铸件至室温，如于表I中在下面阐明的。

[0027] 表I：实验加热和冷却循环

[0028]

[0029]

[0030] 本发明的阶梯加热与美国专利6120624中公开的加热方法的不同之处在于，在加热的最后时期期间以及在最高温度下的浸泡时间期间，发生该γ'相的均质化。这种方法减少了局部初熔的倾向。阶梯加热的总持续时间和浸泡周期小于连续加热和浸泡周期。

[0031] 阶梯冷却循环包括与每分钟1°F的缓慢冷却速度结合在温度1900°F和1800°F下保持10分钟。这种方法允许γ'相的增加的粗化。γ'粗化主要发生在高温下，在高温下扩散机制活跃。在1800°F温度下，预测存在约20重量百分比的γ'。至少相对于热处理HT#5，在冷却循环过程中的保持时间超过了σ相溶线温度(约1650°F)，以避免σ析出。在从1800°F缓慢冷却期间，γ'相持续粗化。

[0032] 从商业角度看，希望最小化总的热处理时间。因此，确定冷却速度可被提高的最高温度是非常重要的。实验研究已经表明，即使当从1800°F缓慢冷却终止于1650°F的温度下，仍可以实现所期望的过时效γ'。显示γ'结构的显微照片在附图1A，1B到图5A，5B中被示出，该结构由根据本发明的各种热处理循环得到。

[0033] 用于HT#6样品的γ'结构的显微照片示于图6A和图6B。在该处理循环过程中，样品铸件以每分钟1°F的速度被冷却至约1200°F。如图6A和6B所示并基于显微照片的视觉比较，γ'颗粒尺寸比图1A至图5B中所示的按照本发明处理的那些γ'相的颗粒尺寸小。

[0034] 在样品铸件热处理HT#1-HT#5上在800℃下进行了拉伸测试，并且这些试验的结果在下表II中被阐明。HT#1-HT#5，这些热处理按照本发明被执行。

[0035] 表II：在800℃下的拉伸试验以及在室温下的硬度(HRC)

[0036]热处理# UTS 0.2％Y.S ％E ％R.A. 硬度HRC
1 660 466 22 30.5 31
2 671 474 21 26.5 31.4
3 698 486 23 23 29.8
4 719 493 18 24.5 29.6
5 734 500 15 20 31.6
6** 632 462 28 38 33

[0037] **拉伸试验在过时效+扩散外套热处理条件下进行，同时硬度在过时效热处理条件下条件获得。

[0038] 上述热处理，HT#1-HT#5中的每一个与现有技术焊前热处理相比，提供的优点在于需要1-3°F/分钟，并且优选为1°F/分钟的缓慢冷却速率，到低于1450°F(优选低于1250°F)。更具体地，根据本发明的焊前热处理在时间节约和制造成本方面可能更成本有效，因为与在美国专利号6120624中所公开的焊前热处理相比，通过在达到约1650°F-1450°F的温度范围后允许增大的冷却速率，可以节省多达约5至8小时。

[0039] 在样品铸件焊接和通常包括在超合金涡轮机部件制造中的焊后热处理期间，附加试验被执行以评估应变时效裂纹的缺失或存在。具有8"×4"×1/2"尺寸的IN939的围模等轴铸坯被提供并切成三个较小的部分。这三部分然后被加工以包括多个各种形状和尺寸的人工缺陷，其表示需要焊接的组成铸件的缺陷。这些由此加工的部分中的每一个均将被称为“焊接取样片”。在如图8A和8B所示，焊接取样片上的焊接范围包括直径为0.5"和0.25"，并且深度为6mm和5mm的焊接人工缺陷(在图8A和8B中分别为A，B)，槽C(宽度5mm且深度6mm)，在取样片的侧面上的角焊缝D1，D2(长度与取样片宽度相同)以及堆焊E(2.5mm宽)。

[0040] 焊接取样片中的每个然后经受根据上述热处理的焊前热处理，HT#5。在包括冷却阶段或步骤的热处理完成后，每个焊接取样片的样品端切片被取出并检查。经测定，每个焊接取样片的γ'颗粒生长与经受焊前热处理，HT#5的样品铸件所显示的一致，如图5A和5B所示。焊接取样片切片的显微照片被示于图7A和7B，并且表明与焊前热处理HT#5一致的颗粒生长。

[0041] 然后，每个焊接取样片经受后铸造程序，包括焊接和焊后热处理(溶液退火，稳定化和时效热处理)，以大致重复超合金涡轮机部件的制造步骤。对于每个焊接取样片，多个压痕或人造缺陷中的每一个使用镍铬钛合金(Nimonic)263焊接填充焊丝被焊接。不同的焊机在每个相应的焊接取样片上执行焊接，以便表示现实的制造方案。

[0042] 在焊接取样片后，接下来执行焊后热处理。在1160℃±15℃(2120°F±25°F)下在真空中进行溶液热处理4小时(240+15/-0分钟)。然后每个焊接取样片均被迅速冷却(在3分钟内或更短)至1000℃(1832°F)；并且然后被气体(惰性气体)冷却到室温。焊接取样片在20分钟或更短时间内从1000℃被快速冷却至540℃。在540℃之后，焊接取样片被冷却至室温。

[0043] 在1000℃±15℃(1832°F±25°F)下在真空中在每个焊接取样片上进行稳定化热处理6小时(360+15/-0分钟)。然后每个焊接取样片被气体(惰性气体)冷却到室温。冷却速率可以是在20分钟或更短时间内从1000℃至540℃。从540℃至室温允许空气冷却。

[0044] 最后，相对于每个焊接取样片，在800℃±15℃(1472°F±25°F)在真空中进行时效热处理16小时(960±15分钟)，焊接取样片然后被气体(惰性气体)迅速冷却至室温。从540℃至室温允许空气冷却。

[0045] 在焊接步骤之后和在上述焊后热处理中的每个之后，对每个焊接取样片进行目视检查和荧光渗透检验(FPI)。基于这些检验，没有检测到与开裂相关的线性指示。在焊接和所有的视觉和FPI检查完成之后，焊接取样片中的每个然后被纵向切割，从而形成纵向横截面。横截面的显微照片被拍摄，以检查焊接取样片应变时效裂纹的焊接位置。在三个焊接取样片中任一个中没有观察到应变时效裂纹。其中一个焊接取样片显示没有焊接缺陷，而另外两个焊接取样片显示出焊接缺陷的迹象，例如与应变时效裂纹不相关的底切。关于图9A和图9B，样本焊接取样片的横截面12A和12B的显微照片，其按照本发明的焊前热处理被处理，显示出在焊点A，B，C，D1，D2和E处，没有应变时效裂纹或焊接缺陷的迹象。鉴于上述情况，焊前热处理已经被测试并证明其在IN939超合金铸件内实现所期望的延展性，这消除了可能在焊接和后铸造热处理期间出现的应变时效裂纹。

[0046] 尽管本发明的各种实施例已在本文中被示出和描述，但是很明显，这些实施例仅通过示例的方式被提供。许多变化、改变和替换可以作出而不脱离本发明。因此，本发明仅由所附权利要求的精神和范围限制。