CN104923956A - 用于镍基超合金的焊接填料 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种用于修复镍基超合金物品中的瑕疵的焊接修复。所述焊接修复提供焊成件，所述焊成件包括焊缝、邻近所述焊缝的热影响区以及邻近所述热影响区并且与所述焊缝相对的镍基合金基材。所述焊缝利用镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料具有以下组成，按重量百分比计：0.03％至0.13％C、22.0％至23.0％Cr、18.5％至19.5％Co、1.8％至2.2％W、0.7％至1.4％Nb、2.2％至2.4％Ti、1.3％至2.0％Al、0.005％至0.040％Zr、0.002％至0.008％B、不高于0.15％Mo、不高于0.35％Fe、不高于0.10％Mn、不高于0.10％Cu、不高于0.10％V、不高于0.15％Hf、不高于0.25％Si以及余量Ni和附带杂质。所述焊接填料材料的特征在于不存在Ta。

Description

用于镍基超合金的焊接填料

技术领域

本发明涉及一种用于镍基超合金的焊接填料，并且具体地涉及一种在焊接修复区域中产生高体积率的γ'(gamma prime)相的镍基焊接填料金属。

背景技术

位于燃气涡轮发动机的高温段中的部件典型地由包括镍基超合金的超合金形成。燃气涡轮发动机的高温段包括涡轮段。在一些类型的涡轮发动机中，高温段可包括排气段。发动机的不同热段可经历不同情况，从而要求构成不同段中的部件的材料具有不同性能。

发动机涡轮段中的涡轮轮叶或翼附接至涡轮机叶轮，并且在发动机涡轮段所排出的热燃烧废气中以非常高的速度旋转。涡轮机叶轮与它们的轮叶构成涡轮级，并且从热燃烧废气提取能量。涡轮发动机具有至少一个涡轮级，但更典型地包括各自从热燃烧废气提取能量的多个涡轮级。在经过一个涡轮级之后并且在进入一个下游涡轮级之前，热废气被安排路线通过有时称为叶片的固定喷嘴，所述固定喷嘴重定向废气的流动以便适当地冲击下一个涡轮级。由于这些喷嘴与轮叶或翼型经历相同的环境，这些喷嘴理想地应与轮叶或翼具有许多相同的材料性能。例如，这些部件在燃气涡轮机排气中所经历的升高温度下维持机械性能如抗蠕变性和抗疲劳性的同时，必须同时是抗氧化和抗腐蚀的。因为喷嘴是固定的，它们并不经历涡轮级所经受的所有负载。喷嘴所经历的大部分应力是由于高热应力，并且较小程度地是由于机械应力，如气动负载。因此，喷嘴必须具有对热疲劳的卓越抵抗性以及抗蠕变性，特别是对于它们的大小和重量使得它们易于蠕变的大型多翼后级喷嘴。在操作温度下，喷嘴至少支撑它们自己的重量。

由于镍基超合金能提供满足涡轮段环境的苛刻条件的所需性能，镍基超合金已经典型地被用来生产用于在发动机热段中使用的部件。这些镍基超合金具有耐高温能力，同时由析出强化机制(包括相连贯的γ'析出物的产生)获得强度。合金如 和被用来制造在1500℉和更高温度下工作的后级喷嘴。长期暴露于这些温度和机械力使热位置如喷嘴前缘倾向于蠕变，而在冷却孔附近可能经历热机械疲劳。

这种喷嘴常常包含大量的战略元素，如镍、铬、钴和钽。此外，制造这种喷嘴的成本是高的。所以在缺陷出现之后延长喷嘴的寿命是有成本效益的选项，并且已经展开修复程序以移除缺陷，从而延长喷嘴的寿命同时避免替换成本。当前采用通过使用填料材料来混合以及随后堆焊以移除喷嘴中的缺陷来恢复喷嘴的结构完整性。然而，已经反复证明利用广泛使用的填料如Nimonic 263进行的焊接修复在返回服务后经历过早缺陷。

需要的是一种包含焊接修复合金的焊接修复，所述焊接修复在高温环境下并不同样易于在焊接修复区域中破裂，同时是抗腐蚀和高温氧化的。

发明内容

提出一种镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料在焊接后热处理(PWHT)之后在焊接区中产生至少27％(按体积计)的γ'相。如本说明书使用的焊接修复包括焊接区，在焊接区中，焊接填料材料被沉积并且邻近所沉积焊接填料的一些基材被熔融。焊接修复包括邻近所沉积焊接区的热影响区(HAZ)，以及邻近HAZ的未受影响的基底金属基底金属。焊接区的特征在于从基材延伸至焊件中间的柱状晶粒，其进而在预先确定的PWHT之后析出出最高可达30体积％的γ'相。焊接区微结构的特征进一步在于不存在η(eta)相。像典型的那样，HAZ表现出一些晶粒生长。

本说明书下文称为NiFillerX^TM的镍基焊接填料材料包含按重量百分比计：0.03％至0.13％C、22.0％至23.0％Cr、18.5％至19.5％Co、1.8％至2.2％W、0.7％至1.4％Nb、2.2％至2.4％Ti、1.3％至2.0％Al、0.005％至0.040％Zr、0.002％至0.008％B、不高于0.15％Mo、不高于0.35％Fe、不高于0.10％Mn、不高于0.10％Cu、不高于0.10％V、不高于0.15％Hf、不高于0.25％Si以及余量Ni和附带杂质。镍基焊接填料材料的特征在于不存在Ta。

有利地，镍基焊接填料材料提供即使在高应力区域中也抗破裂的结构焊接修复。

使用镍基焊接填料材料允许修复并且继续使用在延长的服务之后出现缺陷的复杂和昂贵的部分。使用这种镍基焊接填料材料还允许修复在铸造期间但在服务之前、如在喷嘴的薄后缘中出现缺陷的新镍基物品，或允许移除需要堆焊的下游制造操作中的缺陷。

因为镍基焊接填料材料无Ta，所述材料比它所替换的填料材料更便宜，Ta是在北美具有有限可获得性的战略材料。

通过以下对优选实施例的更详细描述并结合附图将清楚地了解本发明的其他特征和优点，附图以实例的方式说明本发明的原理。

附图说明

图1为示例性镍基超合金物品、即涡轮机喷嘴区段的透视图。

图2为在老化后NiFillerX^TM中的γ'形成的显微照片。

图3为在升高温度下的PWHT之后的填料、 填料和NiFillerX^TM的极限抗拉强度的图表。

图4为在升高温度下的PWHT之后的填料、填料和NiFillerX^TM的伸长率的图表。

图5为在升高温度下的PWHT之后的填料、填料和NiFillerX^TM的低循环疲劳(LCF)的图表。

图6为提供在1600℉和14ksi应力下的焊接后热处理之后的填料、填料和NiFillerX^TM的蠕变断裂寿命的蠕变断裂测试的图表。

图7为在蠕变断裂测试后的基底金属中的263焊缝的裂纹尖端附近的微结构的显微照片，示出在焊缝中的沿晶粒边界的针状η相颗粒。

图8为在蠕变断裂测试后的基底金属中的NiFillerX^TM焊缝的裂纹尖端附近的微结构的显微照片，示出焊缝中没有针状η相颗粒。

图9为在基材中的PWHT之后的NiFillerX^TM焊缝和热影响区的低放大倍数显微图片。

图10为在基材中的PWHT之后的NiFillerX^TM焊缝和热影响区的图9的突出显示区域的高放大倍数显微图片。

具体实施方式

提出一种无钽的镍基焊接填料材料。利用无钽(无Ta)焊接填料材料制成的焊缝对于用于某些高温镍基材料的焊接修复是特别有用的，所述某些高温镍基材料由包括γ'形成的析出强化机制获得它们的强度。

γ'是镍基超合金中的主要析出强化相，并且是主要包含Ni₃Al的稳定面心立方(FCC)金属间析出物。它表现出长程序，从而接近它大约2525℉的熔点。铌(Nb)也称为钶(Cb)、钽(Ta)和钛(Ti)，可自动取代铝(Al)最多可达60％。尽管非本发明的范围，基体中的γ'析出物通过以下方式有助于强化以及抗蠕变性和抗疲劳性：限制通过晶粒的位错运动。此外，均匀分布的0.3至1.0微米范围内的γ'颗粒在抗蠕变和抗疲劳方面比更细小的析出物更有效，因为位错不太能够穿透到这些大的γ'颗粒中或绕过这些大的γ'颗粒。

镍基超合金通常用于制造在涡轮发动机热段如涡轮机轮叶和涡轮机喷嘴以及燃烧部件中使用的部分。在经受高温和迅速流动的废气时，后级涡轮机喷嘴、级2以及离涡轮发动机后部更近的后级因为它们的大尺寸和重量而特别受关注。因此，在长时期经受废气的高温时，这些部分必须在高温下维持它们的强度。因为这些部分长时期暴露于高温，这些部分由于高应力而易于蠕变。例如，涡轮机喷嘴、如图1所示的涡轮机喷嘴区段10可出现缺陷，如因为蠕变而沿涡轮机喷嘴的前沿12形成的可修复裂缝。在薄壁位置中、如在喷嘴后缘14(图1)中的冷却孔附近的热机械疲劳也可引起如可修复破裂的缺陷。所以，这些部分必须为抗氧化、抗腐蚀的，同时是抗蠕变和抗疲劳的，从而在高温下维持它们的延展性和强度。

如这些裂缝的可修复缺陷不限于在涡轮机中操作的部件。新制成喷嘴有时在铸造制造期间具有缺陷，如在薄后缘14与侧壁之间的填角中的可修复裂缝。下游制造中的铸造后错误处理和错误机械加工也可导致需要堆焊的缺陷。

因为此类物品中出现缺陷的区域太昂贵，所以非常期望修复所述区域，但修复必须既恢复结构的几何形状又恢复构成结构的材料的机械性能和冶金性能。否则过早缺陷将重新出现。

用于燃气涡轮机中的热燃气路径应用的镍基超合金部分或物品中的修复已经通过焊接、如通过包括但不限于也被称为气体保护钨极弧焊(GTAW)的钨惰性气体(TIG)过程的弧焊过程完成。焊接修复包括焊接填料的添加和邻近基底金属的熔融。明显地重熔基底金属的薄层以更细小的晶粒替换原始粗晶粒，并且因此焊接区中的凝固金属不具有与焊接之前的物品的微结构相同的微结构。此外，完全重熔的基底金属与未受影响的基底金属之间的热影响区(HAZ)将总会经历晶粒生长，最接近焊接区处最大。

用于修复此类镍基材料中的缺陷的广泛使用的填料包括Nimonic263。在表1中提供的组成。Nimonic 263产生约8％的γ'相，而后级喷嘴的基底金属包含至少27体积％的γ'相颗粒。因此，使用Nimonic 263填料的焊接修复区具有比基材更低的抗蠕变能力和抗疲劳能力。此外，其他不需要的相，如η相(Ni₃Ti)和/或其他TCP相容易在焊件中形成，从而进一步降低焊件中的抗蠕变性和抗疲劳性。

表1 NIMONIC 263和GTD-222的组成

使用填料制成的并且被热处理以产生微结构的焊件因为焊缝与邻近基材(如)相比更低的机械性能而经历比所需更短的设计寿命。因此，不是优选的焊接修复材料。

由于蠕变空隙的联接，在升高温度的操作下，缺陷可能出现在具有低体积率的γ'的焊缝中。蠕变空隙通常沿晶粒边界形成，从而导致缺陷形成。此外，具有针状形态的η相可在焊缝中的晶粒边界处或附近产生。η相是Ni₃Ti六角密积(HCP)结构，所述结构是因稳态Ni₃Al(Ti)转换成亚稳态Ni₃Ti造成。避免η相，因为它们使包含γ'的镍基超合金的强度、延展性、抗蠕变能力和抗疲劳能力劣化。

除了之外，已经研发出填料，但它在镍基超合金修复中的使用非常少。这可能与以下事实更相关：填料是更昂贵的替代物，因为它包含Ta作为昂贵添加剂。此外，利用GTD-222填料制成的焊件在PWHT之后产生η相针，η相针使焊件的抗蠕变能力和抗疲劳能力降级。

因此提供一种新填料合金NiFillerX^TM，所述NiFillerX^TM将焊接区的性能提高至即使不好于，也与基底金属相同。在表2中提出NiFillerX^TM的化学组成。填料合金标称地包含0.08％C、22.5％Cr、19.0％Co、2.0％W、1.1％Nb、2.3％Ti、1.8％Al、0.02％Zr、0.005％B、最多0.15％Mo、最多0.35％Fe、最多0.10％Mn、最多0.10％Cu、最多0.10％V、最多0.15％Hf、最多0.25％Si，以及余量基本是Ni和附带杂质。重要地，镍基焊接填料合金的特征进一步在于不存在钽(Ta)。术语“余量基本上是镍”或“合金的余量基本上是镍”用于指除镍之外还包含少量杂质和其他附带元素，其中一些上文已描述，这些是镍基超合金中固有的，它们在特征和/或量上不会影响到超合金的有利方面。

Table 2 NiFillerX^TM组成

组成	NiFillerXTM(标称)	NiFillerXTM(范围)
			C	0.08％	0.03％至0.13％
Cr	22.5％	22.0％至23.0％
			Co	19.0％	18.5％至19.5％
W	2.0％	1.8％至2.2％
			Nb	1.1％	0.7％至1.4％
Ta

Ti	2.3％	2.2％至2.4％
			Al	1.7％	1.3％至2.0％
Zr	0.02％	0.005％至0.040％
			B	0.005％	0.002％至0.008％
Mo	最多0.15％	最多0.15％
			Fe	最多0.35％	最多0.35％
Mn	最多0.10％	最多0.10％
			Cu	最多0.10％	最多0.10％
V	最多0.10％	最多0.10％
			Hf	最多0.15％	最多0.15％
Si	最多0.25％	最多0.25％
			Ni	余量+杂质	余量+杂质

NiFillerX^TM焊条可通过铸锭随后拔丝或通过烧结雾化粉末来制备。合金具有足够的延展性以用于锻造成用于焊接应用的薄丝。

镍基超合金材料(如)中的NiFillerX^TM焊件可在热处理后产生具有按体积计至少27％并且优选30％的大γ'析出物的微结构，同时避免在高温暴露后形成η相。如本说明书中所使用，术语“大γ'析出物”意味着γ'颗粒≥0.3微米，并且理解为与由其他镍基超合金填料材料形成的γ'析出物相关地使用，并且特别是与由263填料形成的γ'析出物相关地使用。

NiFillerX^TM与Nimonic 263填料和填料之间的一个明显差异在于NiFillerX^TM包含更多的铝Al。尽管重量百分比量似乎很小(标称地，按重量计比多0.6％并且比多1.35％)，NiFillerX^TM所包含的Al比多33％并且比263多300％。NiFillerX^TM中Al与Ti的比的增大使它移动远离形成η相的区域；Al+Ti的总量还增加γ'的体积率，从而预期用NiFillerX^TM形成的焊缝的抗蠕变强度和抗疲劳强度在被适当热处理时显著提高。填料与NiFillerX^TM之间的另一关键差异在于后者不包含任何昂贵的元素钽(Ta)，这降低了后者的成本。

需要进行热处理来充分生成NiFillerX^TM焊缝的微结构，其中所述焊缝使用任何析出可硬化镍基超合金填料材料。优选的焊接后热处理将在焊缝中析出并且充分生成γ'。一次PWHT包括：将物品加热至大约2000℉至2100℉的温度持续大约2小时，之后在1400℉至1600℉的温度下老化持续2至8小时范围内的时期，以便产生不小于0.3微米的γ'析出物，从而提供所需的机械性能。应了解，较低老化温度应伴随较长老化时间。优选焊接后热处理是标准真空热处理，所述标准真空热处理包括：将物品加热至2050℉的温度持续两小时，之后是1475℉的老化处理持续4小时。

图2为基底金属中的NiFillerX^TM焊件在焊接后热处理以固溶和老化γ'颗粒之后的显微照片。显微照片显示焊件的γ基体内的大致上均匀分布的γ'颗粒24，所述γ'颗粒具有大于0.3微米并且平均为0.6微米的尺寸。填料在焊缝中产生更细小(<0.3微米)的γ'相。由NiFillerX^TM形成的焊缝中的γ'体积率是按体积计约30％，这明显大于由填料形成的焊缝中的γ'体积率，由填料形成的焊缝中的γ'体积率由于减少的铝含量而受到限制。

现参考图3至图5，提供NiFillerX^TM与其他现有技术镍基超合金焊接填料材料、特别是填料和填料在提供PWHT之后的相关机械性能数据之间的比较。图3为基底金属的焊成件中的和NiFillerX^TM在PWHT之后在升高温度下的极限抗拉强度(UTS)的图表。可以看出，尽管三种焊接合金之间存在轻微差异，但在升高温度下的UTS是相当的。

图4为基底金属的焊成件中的填料、填料和NiFillerX^TM在PWHT之后的在升高温度下的伸长率的图表。三种合金在1200℉下的伸长率是相当的。然而，在1400℉，的伸长率明显较低，特别是与NiFillerX^TM相比。

图5为比较三种不同填料材料在1400℉和0.6％应变下以及在1600℉和0.4％应变下的低循环疲劳(LCF)的图表。超合金基材在这些条件下的基线已经被添加在图表上。如可容易看见，具有填料的焊件和填料的焊件具有相当的LCF寿命，而NiFillerX^TM焊件具有更优越的LCF寿命。事实上，NiFillerX^TM在1600℉下具有与基底金属大约相同的LCF能力，1600℉是在涡轮机操作期间的工作温度范围内。

图6为比较基材中的三种不同填料材料的焊件在PWHT之后在在1600℉下、在14ksi的应力下的蠕变断裂寿命(每种填料材料两次测试)的图表。必须指出，在1950小时时中断用于NiFillerX^TM的一个测试。NiFillerX^TM焊件的平均蠕变断裂寿命大于1920小时。显而易见，使用NiFillerX^TM的焊件的蠕变断裂寿命是使用填料的焊件的两倍长，并且极大地优越于焊成件的蠕变断裂寿命，平均具有的蠕变断裂寿命的至少四倍。

图7和图8分别为在蠕变断裂测试之后焊缝的和NiFillerX^TM焊缝中的裂纹尖端附近的微结构的显微照片，两个焊件均以基底金属制成。在测试之后，图7示出焊缝中的晶粒边界上的η相针，而在NiFillerX^TM焊件中不存在针状η相(图8)。如以上所指出，已知η相由亚稳态γ'形成，并且使结构变弱。由于阻止了如存在于焊缝中的非可变形η相周围的蠕变空隙的成核，在蠕变断裂测试之后，如图8所示，NiFillerX^TM焊缝中不存在η相给予了焊件以图6报告的NiFillerX^TM焊缝的优越蠕变断裂性能。

使用标准无损测试技术(如荧光渗透测试、射线测试和超声波测试)来测试用NiFillerX^TM填料制成的焊件。无损测试技术显露在焊缝中或在HAZ中没有可观测到的缺陷。随后这种焊件被剖开以在不同放大倍数下检查冶金质量。图9为基材中的NiFillerX^TM焊成件的焊缝和HAZ的横截面在PWHT之后的低放大倍数显微照片，并且焊件与基底金属之间不存在裂缝、氧化物夹杂或未熔合。无损测试和有损测试结果证实NiFillerX^TM对后级喷嘴合金(如)的卓越焊接性。

图10为基材中的NiFillerX^TM焊成件的焊缝30和HAZ34的图9的突出显示区域34在PWHT之后的高放大倍数显微图片。熔合线(FL)38表示当熔融金属凝固时熔融金属与基材的熔合线，熔合线(FL)38显示与基底金属的无缺陷结合。此外，在焊件中不存在η相。在HAZ内，邻近焊缝30，再结晶的晶粒是明显的，这是FL附近的普通晶粒结构。

本发明的焊缝通过是优选焊接技术的标准GTAW技术制成。然而，在焊缝中使用填料材料不限于通过GTAW技术来在焊件中应用焊接材料，因为可使用用于修复镍基超合金物品中的缺陷的任何其他焊接技术。因此，例如，取决于物品和所需修复，可使用自动保护金属极电弧焊(SMAW)、激光焊接、气体保护金属极电弧焊(GMAW)和其他技术。

本发明提供一种成本比当前可获得填料金属低的产生具有优越机械性能的焊成件的填料金属。所述填料金属不依赖于有限的战略元素的可获得性。物品中的焊接修复允许物品在被投入服务时具有比由当前可获得的填料材料制成的焊成件更长的服务寿命。

γ'颗粒的尺寸分布和体积率对在涡轮机操作期间的严峻操作条件下给予使用NiFillerX^TM填料的焊成件以优越机械性能和冶金性能是至关重要的。γ'颗粒的颗粒尺寸应不小于0.3微米，并且优选在0.5至1.0微米的范围内。尽管NiFillerX^TM中的元素可在如表2所示的指定范围内变化，所得γ'相按体积计应不低于27.0％，并且按体积计优选在28.0％至30.0％的范围内。

尽管本发明已经参考优选实施例进行了描述，但是本领域的技术人员应理解，在不脱离本发明范围的情况下可以发生各种改变并且可以用等效物来替代各元件。此外，在不脱离本发明的本质范围的情况下，可以进行多种修改，从而使特定情况或材料适应本发明的教示。因此，本发明并不限于作为实施本发明的最佳模式公开的特定实施例，本发明将包括落在随附权利要求书范围内的所有实施例。

Claims (20)

1.一种镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料包含按重量百分比计：

0.03％至0.13％C、22.0％至23.0％Cr、18.5％至19.5％Co、1.8％至2.2％W、0.7％至1.4％Nb、2.2％至2.4％Ti、1.3％至2.0％Al、0.005％至0.040％Zr、0.002％至0.008％B、不高于0.15％Mo、不高于0.35％Fe、不高于0.10％Mn、不高于0.10％Cu、不高于0.10％V、不高于0.15％Hf、不高于0.25％Si以及余量Ni和附带杂质；

并且其中所述焊接填料材料的特征在于不存在Ta。

2.根据权利要求1所述的镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料进一步具有至少0.3微米的γ'析出物尺寸。

3.根据权利要求1所述的镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料进一步包含在γ基体中均匀分布的体积率为至少27％的γ'颗粒。

4.根据权利要求1所述的镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料进一步包含在焊接后热处理之后在γ基体中均匀分布的体积率为至少27％的γ'颗粒。

5.根据权利要求4所述的镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料的特征进一步在于不存在η相。

6.一种焊成件，所述焊成件包括：

焊缝；

邻近所述熔合线的热影响区；以及

邻近所述热影响区并且与所述焊缝相对的镍基合金基材；

其中所述焊缝包含镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料具有以下组成，按重量百分比计：

0.03％至0.13％C、22.0％至23.0％Cr、18.5％至19.5％Co、1.8％至2.2％W、0.7％至1.4％Nb、2.2％至2.4％Ti、1.3％至2.0％Al、0.005％至0.040％Zr、0.002％至0.008％B、不高于0.15％Mo、不高于0.35％Fe、不高于0.10％Mn、不高于0.10％Cu、不高于0.10％V、不高于0.15％Hf、不高于0.25％Si以及余量Ni和附带杂质；

并且其中所述焊接填料材料的特征在于不存在Ta。

7.根据权利要求6所述的焊成件，其中所述镍基合金基材包含选自由GTD-222、GTD-241、GTD-262和Nimonic 263组成的组的合金。

8.根据权利要求6所述的焊成件，其中所述镍基合金基材包含按体积计至少27％的γ'。

9.根据权利要求6所述的焊成件，其中在焊接后热处理之后，所述焊缝包含按体积计至少27％的γ'。

10.根据权利要求9所述的焊成件，其中在焊接后热处理之后，所述焊缝包含按体积计28％至30％的γ'。

11.根据权利要求9所述的焊成件，其中所述焊缝的特征进一步在于不存在η相。

12.根据权利要求6所述的焊成件，其中所述焊缝的特征在于在1600℉下、在14ksi下大于1600小时的蠕变断裂寿命。

13.根据权利要求12所述的焊成件，其中所述焊缝的特征在于在1600℉下、在14ksi下大于1920小时的蠕变断裂寿命。

14.根据权利要求6所述的焊成件，其中所述焊缝的特征在于在1600℉和0.4％应变下大于1000循环的LCF。

15.一种用于修复镍基超合金物品中的缺陷的方法，所述方法包括以下步骤：

提供具有缺陷的镍基超合金物品；

提供镍基焊接填料材料，所述镍基焊接填料材料包含按重量百分比计：

0.03％至0.13％C、22％至23％Cr、18.5％至19.5％Co、1.8％至2.2％W、0.7％至1.4％Nb、2.2％至2.4％Ti、1.3％至2.0％Al、0.005％至0.040％Zr、0.002％至0.008％B、不高于0.15％Mo、不高于0.35％Fe、不高于0.10％Mn、不高于0.10％Cu、不高于0.10％V、不高于0.15％Hf、不高于0.25％Si以及余量Ni和附带杂质，

并且其中所述焊接填料材料的特征在于不存在Ta，

使用预选择的焊接技术将所述镍基焊接填料材料应用至所述镍基超合金物品中的所述缺陷以形成焊成件，所述焊成件具有焊缝、邻近所述焊缝的熔合线的热影响区以及邻近所述热影响区的未受影响的基材，所述焊缝包含所述超合金物品的熔融基材以及熔融焊接填料材料；

焊接后热处理所述焊成件以在所述焊缝中析出和充分生成γ'。

16.根据权利要求15所述的方法，其中所述预选择的焊接技术选自由GTAW、SMAW和GMAW组成的组。

17.根据权利要求16所述的方法，其中所述预选择的焊接技术为GTAW。

18.根据权利要求15所述的焊接后热处理的步骤，其中焊接后热处理进一步包括热处理以提供具有微结构的焊成件，所述微结构具有分布在γ基体中的按体积计至少27％的γ'，所述γ'具有至少0.3微米的尺寸。

19.根据权利要求18所述的焊接后热处理的步骤，所述步骤包括加热至2000℉至2100℉的温度持续足以使所述焊成件固溶的时间，之后在1400℉至1600℉范围内的温度下老化持续2至8小时。

20.根据权利要求19所述的焊接后热处理的步骤，其中加热以固溶为在2050℉的温度下执行持续两小时，之后持续4小时的1475℉老化处理。