用于镍基超合金的焊前热处理的制作方法
【专利说明】用于镇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] 本发明一般地设及用于儀基超合金铸件的焊前热处理的方法或技术。更具体地， 本发明设及由儀基超合金构成的燃气轮机部件的运种焊前热处理。
【背景技术】
[0003] 许多超合金是丫'强化儀基超合金，并被广泛用于高溫满轮机部件，例如叶 片和环形段。一种运样的超合金是因科儀合金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A1，约 1.8-2. 2 %的W，约0.9-1. 1%的佩，约1.3-1. 5 %的化，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W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，W通过在T相基质的T'相析出强化合金和部 件。虽然加强丫'相赋予期望的高溫机械特性，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，诸如满轮叶片和环形段使用烙模铸造工艺制备；但是，在后诱铸制造操作 期间和维修期间经常必需焊接运些部件。然而，在标准溶液和老化条件下时，一些儀基超合 金例如IN939合金，在不造成开裂的情况下难W焊接。也就是说，焊接工艺可在焊接位置放 置应力，运可能在焊接期间或在上述后诱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，W减轻在焊接期间或在使丫'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。运样的焊前热处理导致"过时 效"（生长）的丫'相，W产生粗丫'结构。虽然运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W有效地实现超合金的期望的延展性W避免应变时效裂纹，由于升溫加热 和冷却阶段W及保持阶段，运些步骤可能会非常耗时。因此，焊前热处理通常增加满轮机部 件制造过程的复杂性和成本。
【附图说明】
[0006] 本发明中在W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，W展示与按照本发明的焊 前热处理中获得的相一致的丫'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。
[001引图9A和图9B样品焊接取样片的横截面的显微照化其已经经历根据本发明的焊 前热处理，与满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儀基超合金铸件，W确保（1)该合金充分均质 化；和（2)产生所期望的过时效丫'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W用于热处理因科儀合金939 (IN939)儀基超合金。该儀基超合金的焊前热处理 被执行用于过时效超合金的Y'相，W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丫'相，然后通过过时效热处理析出丫' 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，其具有低于丫'溶线溫度的缓慢热升溫速 率，W减小局部初烙的可能性，并提供超合金显微结构的均质化。此外，缓慢冷却和保持时 间促进丫'粗化。在高达1650°F(±25°巧的溫度下，缓慢冷却可W终止，同时仍实现所 期望的过时效丫'结构。
[0018] 按照本发明中，儀基超合金的焊前热处理可W包括：
[0019] W每分钟约2 °F的速度加热儀基超合金（例如IN939)铸件到 2120°F(±25。巧；
[0020] 在2120。F(±25。巧下，浸泡铸件约一小时；
[0021] W每分钟约rF的速度缓慢冷却该铸件至约1900。F(±25。巧，并在该溫度下 保持约10分钟；
[0022] W每分钟约rF的速度缓慢冷却该铸件至约1800。F(±25。巧，并在该溫度下 保持约10分钟讯
[002引 W每分钟约1。F的速度冷却该铸件到从约1650。F(±25。巧至约 1450。F(±25。巧的溫度。
[0024] 在缓慢冷却该铸件到从约1650。F(±25。巧至约1450。F(±25。巧的溫度 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 溫。此外，焊前热处理可任选地包括在缓慢加热铸件到2120°F(±25°巧之前，W每分钟 50°F的速度加热铸件到约1850。F(±25。巧的步骤。
[00巧]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溫度，本发明并不局限 于此。例如，儀基超合金铸件可W首先W每分钟约rF的速度被加热至期望的溫度，该期 望的溫度在低于丫'相的溶线溫度约20°F到高达初烙溫度的范围内。通过W每分钟约 2°F的速率使该溫度缓慢升溫至所期望的溫度，焊前热处理促进了合金的均质化（即，减 少偏析），并允许该丫'相完全（或几乎完全）溶解。本发明人已发现，W运些速率执行的 缓慢冷却步骤和在运样的溫度下保持停留时间促进了粗T'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丫'的扩散，并鼓励先前成核的丫'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丫'颗粒的形成。粗丫'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W每分钟约50°F的速率被加热到约2120°F(±25°巧的溫度。然后儀基超合金在 2120°F的溫度下被保持约四小时，运是足够长W完成丫'相的溶解的浸泡时间。然后，儀 基超合金W每分钟约rF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W冷却铸件至室溫，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W及在最高溫度下的浸泡时间期间，发生该丫'相的均质化。运种方法 减少了局部初烙的倾向。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溫度1900°F和 1800°F下保持10分钟。运种方法允许丫'相的增加的粗化。丫'粗化主要发生在高溫 下，在高溫下扩散机制活跃。在1800°F溫度下，预测存在约20重量百分比的丫'。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o相溶线溫度（约1650°F)，W避免0析出。在从1800°F缓慢冷却期间，丫'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 溫度是非常重要的。实验研究已经表明，即使当从1800。F缓慢冷却终止于1650。F的溫 度下，仍可W实现所期望的过时效丫'。显示丫'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样品的丫'结构的显微照片示于图6A和图她。在该处理循环过程中， 样品铸件W每分钟rF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，丫'颗粒尺寸比图1A至图5B中所示的按照本发明处理的那些丫'相的颗粒 尺寸小。
[0034] 在样品铸件热处理HT#1-HT#5上在800°C下进行了拉伸测试，并且运些试验的结 果在下表II中被阐明。HT#1-HT#5,运些热处理按照本发明被执行。
[0035] 表II:在800°C下的拉伸试验W及在室溫下的硬度（HRC)
[0036]
脚)37] 林拉伸试验在过时效+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