JP2003533354A - ニッケル又はコバルトを主成分とする超合金物品を溶接する方法 - Google Patents
ニッケル又はコバルトを主成分とする超合金物品を溶接する方法Info
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Abstract
Description
。
らのコンポーネントに付加される高温度の要求により、ますますより高い温度に
耐える改良された能力についての継続的な要求がある。今日の高圧タービンブレ
ード及びベーンは、極端に不利な高温(例えば、1093℃(2000°F)以
上)にさらされる。これらのジェットエンジンの部品は、当該コンポーネントを
製作中、又はエンジンの稼動を検分した後、溶接方法を必要とするかもしれない
し、摩耗及び割れの結果として、修理を必要とするかもしれない。
ガンマ・プライム相(gamma−prime phase:ガンマ一次相)を
含む超合金から製作される。R’80のようなガンマ・プライム析出硬化合金に
伴う1つの特別な問題は、割れ及び高い生産不合格に遭遇することなく、これら
の合金をこれらの合金と類似の合金に溶接又は被覆(clad)させることが不
可能であるということである。
なものに遭遇する。これらの特別な超合金を溶接する困難さのため、類似、又は
母材金属合金に割れが生じることなしに、ガンマ・プライム析出硬化合金が安定
して溶接され得るような方法が必要である。米国特許第5,106,010号及
び5,374,319号は、溶接領域及びその溶接領域に隣接する領域を延性温
度(ductile temperature)まで予熱し、溶接及び固化の間
その温度に維持するような方法を開示している。米国特許第5,554,837
号は、溶接されたコンポーネントの処理量を増加させながら、相互レーザー溶接
方法を実施し再生可能性を最大化し、不合格品を最小化することを開示する。
法における改善の必要性がある。
物品を溶接する方法であって、超合金物品の溶接領域全体及び溶接領域に隣接す
る領域を最大延性温度範囲まで予熱し、溶接中及び溶接部の固化する間、その温
度を維持するステップと、溶接された物品の温度を応力除去温度まで上昇させる
ステップとを具備する方法であり、その後、好ましくは、少なくとも毎分100
°Fの速度で溶接された物品をガンマ・プライム析出硬化温度範囲以下まで冷却
し、ガンマ・プライム析出を最小化する。
ビンエンジンのコンポーネントを溶接する方法を提供する。これらの超合金は、
ニッケル及び/又はコバルトを主成分とした超合金であり、従来技術の方法では
溶接することは困難である。これらの超合金は、ニッケルを主成分としたガンマ
・プライム(gamma−prime:ガンマ一次)析出硬化された合金及びカ
ーバイドにより強化されたコバルトを主成分とした合金の、エキオックス(eq
uiax:等軸結晶)の、指向性を持って固化された、単結晶の合金を含む。一
般的に、ガンマ・プライム析出強化(precipitation−stren
gthened)超合金は、チタン及びアルミニウムを合わせて少なくとも約5
%含有する。適当な超合金は、R’80,DSR’80h,R’108,IN7
38LC,R’125Hf,DSR’142,R’N4,R’N5,Mar−M
−247DS,In 792Hf,CMSX−4,及びIn738LCを含む。
これらの超合金のうちいくつかの公称組成割合を表1に示す。
(grain boundary strengtheners)として付加さ
れる。粒界強化物は、典型的にはカーバイド及びホウ酸化物、多くの場合タング
ステン及びタンタルからなる。典型的な方法を使用して、これらの合金をレーザ
ー溶接するとき、粒界に微少なひび割れ(micro−crack)が形成され
るという首尾一貫した問題がある。冶金学上の粒界組成は、その余の主成分材料
よりも低い温度で融解するようになっている。その後の粒界の冷却が急速すぎる
ならば、合金は破断する。溶接サンプルの冶金学上の評価は、典型的なCO2レ
ーザ・パラメータを使用して溶接された部分が、その粒界に微少なひび割れを生
じさせることを示した。いくつかのケースでは、微少なひび割れは、小さいまま
である。その他のケースでは、その割れは、裂けて開がり、新たな溶接により完
全に進行する。より大きな割れは、多くの場合個々に修繕されうる。しかし、経
験によれば、特定の部分により多くの溶接が試みられればられる程、追加の割れ
が生じる蓋然性が高くなる。最初のレーザー溶接方法に起因して割れの蓋然性が
高くなり、粒界に微少な割れが生じる。たとえ、最初は割れが増殖しなくとも、
その割れは、次の溶接又は熱処理操作の間に大きくなる非常に高い可能性を伴っ
て最初の位置に存在したままである。
使用して、予熱される。この予熱段階の間、その超合金物品の溶接領域全体及び
その溶接領域に隣接する領域は、誘導加熱コイルにより加熱され、最大延性温度
範囲まで加熱される。最大延性温度範囲は、特定の合金が最大延性を有する温度
範囲であり時効温度(aging temperature)以上であるが、初
期融解温度(incipient melting temperature)
以下である。最大延性温度範囲は、高温引張試験(hot tensile t
est)のデータを評価することにより、夫々の与合金に対して決定され、周囲
の温度における合金の延性よりもその合金の延性が著しく増大する温度範囲であ
る。そのデータは、エヌ.チェコ(N.Czech)その他の者によって著され
た論文「ガスタービンブレードの材料In738LC及びRene80の溶接可
能性の評価」(1997年9月15乃至18日に開催された、ガス・タービン・
コンポーネントの接合及び修理に関するマテリアル・ソリューション’97の議
事録の7乃至10ページ)に概説されているように、ダイナミック・システム社
によって製作された「グリーブル(Gleeble)」式の試験装置を使用して
測定されてもよい。この方法に対する批判は、当該部分の温度が、溶接方法の間
、この温度範囲に厳密に制御されることである。
980℃〜1040℃(1800°F〜1900°F)であることを示し、図3
中、Rene80の高温張力データは、当該合金の最大延性温度範囲が1050
℃〜1150℃(1925°F〜2100°F)であることを示す。図2及び図
3のデータは、前記エヌ.チェコ(N.Czech)その他の者によって著され
た論文から取られている。図2及び図3の高温張力データが示すように、当該合
金の延性は、この最適条件範囲の上下の温度において著しく減少する。最大延性
温度範囲は、一般的に760℃〜1150℃(1400°F〜2100°F)の
範囲内で発見されるであろう。
を平衡状態に維持しなければならず、溶接箇所/その溶接箇所に隣接する主成分
の金属に亘る温度勾配(thermal gradients)がより重大でな
ければ、残留応力及び続いて生じる割れが減少することである。温度勾配の減少
は、熱の影響を受けた領域(heat affected zone)において
溶接することから温度の衝撃を減少させる。すなわち、この方法は、熱の影響を
受けた領域を融解限度から離れた場所に「移動させる」。溶接領域全体及び隣接
領域は、析出硬化温度以上に予熱されているので、これにより、均一に熱が分配
されて、より弱い熱の影響を受けた領域に通常集中する収縮及びその結果の残留
応力が生じるのを妨げる。溶接領域全体及び隣接領域は、時効による反応の結果
として熱収縮を被り、この時効による反応は、この反応が溶接箇所に集中するだ
けでなく、より大きな領域に分配されることにより生じる残留応力を伴う。
uctile temperature)まで加熱される。溶接領域に隣接する
加熱中の領域は、少なくとも熱の影響を受けた領域を取り囲むのに十分な大きさ
であり、好ましくは、それ以上の大きさである。熱の影響を受けた領域は、融解
していない主成分金属の一部として画成されるが、その機械的特性又は微細構造
は、溶接の熱により変化している(メタル・ハンドブック 第9版 第6巻、エ
ー・エス・エム、1983 参照)。通常、この加熱中の隣接領域は、溶接領域
から、少なくとも0.64cm(0.25インチ)、好ましくは1.27cm(
0.5インチ)乃至2.54cm(1インチ)離間する。
のために使用される。レーザー部からの放射は、そのベース(substrat
e)に小さな融解たまり(pool)を形成し、粉末供給部からの粉末は、融解
たまり上に分散され、レーザービームにより当該部品に対して溶接(被膜)され
る。固化の過程(solidification process)は、ビーム
放射及び誘導コイルにより与えられる加熱エネルギー及びビーム及び物品の相対
移動により正確に制御され、加熱及びその結果から生じるひずみ及び応力を制御
し、固化過程中及び過程後において割れが生じない溶接を形成する。操作の間、
物品の溶接領域は、不活発性ガス(例えば、アルゴン又はヘリウム)におおわれ
、加熱及び溶接過程の間、主成分超合金及び金属合金粉末の充填部の酸化を最小
限に抑える。
ge loop)(下位の計測器)を有する光高温計(optical pyr
ometer)を使用して誘導加熱を制御することにより、レーザービームから
熱が加えられるにもかかわらず、当該過程を通して制御される。当該部品は、最
大延性温度範囲内に予熱され、集中した溶接による熱供給にもかかわらず、溶接
及び固化の間、この範囲内に維持される。加えて、下位計測器(フィードバック
・ループ)は、溶接の前の加熱(ramp up(heat up))、及び一
旦溶接が完了してからの冷却(ramp down(cool down))を
制御する。この予熱過程は、溶接による応力及び割れを減じ、主成分の超合金物
品が、超合金すなわちガンマ・プライム析出硬化された超合金を備える粉末合金
の供給とともにレーザー溶接(被覆)されることを許容する。当該超合金物品の
合金と略同じである粉末合金は、有利に利用されうる。それによる応力及び割れ
の減少は、指向性固化超合金を粒界に沿って割れが生じやすいガンマ・プライム
強化合金に溶接するときに、特に必要となる。
ことを許容するのに十分高い温度まで加熱される。応力除去温度は、典型的には
、1040℃〜1150℃(1900°F〜2100°F)の範囲内にあり、特
定の合金に対して決定される。溶接領域は、溶接による全ての残留応力を消滅さ
せるのに十分な時間の間、当該高温に保持される。
るべく制御される。高温応力除去が完了した後、溶接領域はガンマ・プライム析
出硬化範囲、典型的には815℃〜900℃(1500°F〜1650°F)の
範囲以下の温度まで急速冷却される。この急速冷却は、溶接領域に付加的な応力
を付加するであろう付加的なガンマ・プライム析出を最小化し、及び/又は、防
ぐ。この冷却は、典型的には、少なくとも毎分100°F、好ましくは、少なく
とも毎分毎分46℃(116°F)の速度である。
ime−temperature−transformation curve
)をプロットすることにより、夫々の種類の合金毎に実験により決定されうる。
夫々のサンプルが溶体化処理された状態にある同一材料の多数のサンプルが要求
される。溶体化処理温度は、典型的には1204℃〜1260℃(2200°F
〜2300°F)の範囲にある。サンプルを用意するには、サンプルは、製造業
者によって指定された時間の間、溶解温度に保持される。時間―温度−変態曲線
を作り出すには、夫々のサンプルは、その後、アルゴンの中で、中程度の温度、
典型的には760℃〜1093℃(1400°F〜2000°F)に冷却されな
ければならない。サンプルは、室温に冷却される前に、所定時間その温度に保持
される。多数のサンプルは、異なる中間温度を使用して所定時間保持するこの方
法に従って処理され、これにより夫々の合金毎の「地図(map)」を作る。
に評価される。情報は、温度−時間の図(plot)に変換され、時間―温度−
変態曲線が当該図上の領域間の境界として描かれ、これによりガンマ・プライム
を示したり示さなかったりする。時間―温度−変態曲線は、夫々の合金毎の臨界
冷却速度を決定するのに使用され、この臨界冷却速度は、合金にガンマ・プライ
ム析出が生じる範囲外に保持し、付加的なガンマ・プライム析出に関連する応力
であって合金内に割れを引き起こしうる応力を防ぐするのに要求される。
ーネントが組み立てられていないシステムを図示しており、当該装置は、粉末供
給部12を有するレーザー部11と、誘導加熱コイル14を有する誘導ヒーター
13と、物品20が固定される移動システム15とを具備する。物品(タービン
ブレードが示されている)は、従来技術と同様、クランプを使用してきわめて正
確なやり方で、載物台16上に据え付けられて固定される。高温計17と、不活
性ガス供給ライン19及びガス拡散器21を有する不活性ガス・シールド18と
がまた、図示されている。
制御され、この手段は、レーザー部、粉末供給部、及びその上に物品が固定され
る移動システムを制御する。冶金学的な分析により確立された多数のプログラミ
ング及びパラメーターは、割れを生じさせない強固な融解結合(fusion
bond)するのに要求される。その制御手段は、移動システムを駆動して物品
を焦点が合わせられたレーザー・ビーム及び集中された粉末供給の下方に保持す
るために、物品の形態をデジタル化する観察システムを含む。
法の効率的で経済的な操作を可能にする。使用される観察システムは、溶接され
る特定物品の溶接領域に対して個々に区別されるレーザー溶接システムの正確な
経路を設定する。これは、観察システムにより設定された正確な経路を除いては
、物品のためにプログラムを利用するコンピューター数値制御により遂行される
。物品が固定部に固定された後、その高さは、溶接(被覆)の間、必要とされる
積み重ね(build−up)を確実にすべく点検される。溶接領域のコントラ
ストを設定した後、観察システムのカメラは、溶接領域を見る(すなわち写真を
とる)とともに、多数の点によりその周辺部をトレースすることによりその周辺
部をデジタル化し、これらの点は数値的に変換されて当該物品の特定の溶接領域
についてレーザーがたどるべき正確な経路を描く。
の移動システム上に配置され、当該装置内において、レーザーの経路が当該物品
用に正確に設定される。特定の物品用に当該経路が正確に設定されるため、当該
溶接方法において生じる無駄がより少なくなり、余分な溶接物を取り除くために
溶接方法に続いて必要とされる機械加工(例えば、平削り加工、研削加工)が減
少する。特に有利な点として、レーザー溶接用の観察システムによって最初に調
節された特定の物品用の同一の固定部及び制御パラメーターを使用することによ
り次の機械加工が正確に制御されることも可能である。これは、当該方法の効率
を向上させるための後続の測定及び制御の必要性を減少させる。
くとも3軸、好ましくは4又は5軸の移動システムであり、種々の複雑な溶接領
域の表面に要求される複雑多岐な移動を可能にする。3軸移動は、X、Y、及び
Z方向に沿うものであり、更に複雑な平坦表面用の4軸移動は、X、Y、及びZ
方向と回転とを組み合わせたもの(図1参照)であり、起伏表面用の5軸移動は
、X、Y、及びZ方向と回転及び傾斜とを組み合わせたものであろう。
である。レーザーの出力密度は、6.45cm2(1平方インチ)当たり10の
5乗から10の7乗ワットの間でもよく、このときビーム照射点の大きさは1.
02mm〜3.81mm(0.040〜0.150インチ)の間である。粉末合
金供給部は、毎分5グラムから15グラムの速度で、通常−120から+400
メッシュの合金分子の流れを送り出すよう操作される。毎分25.4cm(10
インチ)以下、好ましくは毎分5.08cm〜10.16cm(2〜4インチ)
のレーザー溶接の速度では、使用されるレーザー出力は1平方インチ当たり10
の4乗から10の6乗ワットであり、粉末合金供給速度は毎分2から6グラムで
ある。 実施例1 第2段高圧タービンブレードが、修理加工された。ブレードは、インコネル7
38LC合金から鋳造された。外面塗装は、化学的に除去され、内部の窪み(c
avity)は清掃された。ブレードは、典型的な真空・前溶接・応力除去サイ
クルに送られた。破壊された材料は、ブレードの先端から研磨され、きれいで平
坦な表面になった。ブレード先端の露出された内部の窪みは、溶接領域の周辺部
に沿って手動のダイス研磨機(die grinders)内にあるカーバイド
の粗砥(burr)を使用して、洗浄研磨された。ブレードは、浄化ボックス(
purge box)内に配置され、保護用アルゴン気体内に完全に入れられた
。誘導加熱コイルは、ブレード先端の周りに配置された。公表されたデータに基
づいて、インコネル738LCの最適溶接予熱範囲は、980℃〜1040℃(
1800°F〜1900°F)の範囲に決定された。この範囲の上下温度は、著
しく合金の延性を低下させるであろう。
5°F)であった。ブレード先端は、1010℃(1850°F)まで熱せられ
、その温度で安定にされた。ブレード先端は、その後、インコネル738LCの
棒を使用して手動でTIG溶接された。溶接が完了した後、ブレード先端の温度
は、溶接部及びその隣接領域の応力除去を完全にするのに十分な温度である11
07℃(2025°F)まで上昇された。ブレード先端は、1107℃(202
5°F)の温度で15分間保持された。ブレード先端は、その後、室温まで冷却
された。1107℃(2025°F)から650℃(1200°F)までの最初
の冷却は、約6分間で達成された。ブレード先端の輪郭は、次に、誘導予熱と相
互に作用するレーザー溶接により元に戻された。最終の後工程の真空熱処理がな
された。ブレード先端のX線検査に加えて、溶接部及びその隣接領域の蛍光性浸
透剤による検査がなされた。ブレード先端は、その後冶金学的に分析するために
切断された。いずれの検査工程の間においても、溶接部又は基礎合金内に割れは
発見されなかった。 実施例2 第1段高圧タービンブレードが、修理加工された。ブレードは、インコネル7
38LC合金から鋳造された。外面被覆は、化学的に除去され、内部の窪みは清
掃された。ブレードは、典型的な真空・前溶接・応力除去サイクルに送られた。
腐食された材料は、ブレードの先端から研磨され、きれいで平坦な表面になった
。ブレード先端におけるエーロフォイル壁上の熱疲労による割れが切り欠かれた
。割れが生じていた領域の蛍光性浸透剤による検査は、割れの除去を確実にする
ために実施された。割れが生じていた領域は、溶接の準備をするために、手動ダ
イス研磨機でカーバイドの粗砥を使用して洗浄された。ブレードは、その後、保
護用アルゴン雰囲気内に完全に浸されるように、浄化ボックス内に配置された。
誘導加熱コイルは、ブレード先端の周りに配置された。公表されたデータに基づ
いて、インコネル738LCの最適溶接予熱範囲は、980℃〜1040℃(1
800°F〜1900°F)の範囲に決定された。この範囲の上方又は下方温度
は、著しく合金の延性を低下させる。サンプルのブレードの設定温度は、101
0℃±15℃(1850°F±25°F)であった。ブレード先端は、1010
℃(1850°F)まで熱せられ、その温度に保持された。ブレード先端は、そ
の後、インコネル738LCの棒を使用して手動でTIG溶接された。溶接が完
了した後、ブレード先端の温度は、溶接部及びその隣接領域の応力除去を完全に
するのに十分な温度である1107℃(2025°F)まで上昇された。ブレー
ド先端は、1107℃(2025°F)の温度で15分間保持された。ブレード
先端は、その後、室温まで冷却された。1107℃(2025°F)から650
℃(1200°F)までの最初の冷却は、約6分間で達成された。ブレード先端
の輪郭は、その後、誘導予熱と相互に作用するレーザー溶接により元に戻され、
その後、典型的な真空後溶接の応力除去サイクルがなされた。ブレード先端のX
線検査に加えて、溶接部及びその隣接領域の蛍光性浸透剤による検査がなされた
。ブレード先端は、その後冶金学的に分析するために切断された。いずれの検査
工程の間にも、溶接部又は基礎合金内に割れは発見されなかった。
図である。
ビンエンジンのコンポーネントを溶接する方法を提供する。これらの超合金は、
ニッケル及び/又はコバルトを主成分とした超合金であり、従来技術の方法では
溶接することは困難である。これらの超合金は、ニッケルを主成分としたガンマ
・プライム(gamma−prime:ガンマ一次)析出硬化された合金及びカ
ーバイドにより強化されたコバルトを主成分とした合金の、エキオックス(eq
uiax:等軸結晶)の、指向性を持って固化された、単結晶の合金を含む。一
般的に、ガンマ・プライム析出強化(precipitation−stren
gthened)超合金は、チタン及びアルミニウムを合わせて少なくとも約5
%含有する。適当な超合金は、R’80,DSR’80h,R’108,IN7
38LC,R’125Hf,DSR’142,R’N4,R’N5,Mar−M
−247DS,In 792Hf,CMSX−4,及びIn738LCを含む。
これらの超合金のうちいくつかの公称組成割合を表1に示す。
Claims (12)
- 【請求項1】 ニッケル又はコバルトを主成分とする超合金物品を溶接する方
法において、 前記超合金物品の溶接領域全体及び前記溶接領域に隣接する領域を、前記超合
金の時効温度以上であって該超合金の初期融解温度以下である最大延性温度範囲
まで予熱するとともに、溶接中及び溶接部が固化する間、当該温度を維持するス
テップと、 該溶接された超合金物品の温度を応力除去温度まで上昇させるステップと、 該溶接された超合金物品を、付加的なガンマ・プライム析出を最小限に抑える
のに効果的な速度で、ガンマ・プライム析出硬化範囲以下まで冷却するステップ
と、 を含む前記方法。 - 【請求項2】 請求項1記載の方法において、 前記超合金物品は、チタン及びアルミニウムを合わせて少なくとも5%を含有
するガンマ・プライム析出強化超合金からなる一群から選択されることを特徴と
する前記方法。 - 【請求項3】 請求項2記載の方法において、 前記超合金物品は、少なくとも毎分37℃の速度で冷却されることを特徴とす
る前記方法。 - 【請求項4】 請求項3記載の方法において、 前記最大延性温度範囲は、760℃〜1150℃の範囲内にあることを特徴と
する前記方法。 - 【請求項5】 請求項4記載の方法において、 前記溶接は、チタン及びアルミニウムを合わせて少なくとも5%を含有するガ
ンマ・プライム析出強化されたニッケルを主成分とする超合金である粉末合金と
ともに実施されることを特徴とする前記方法。 - 【請求項6】 請求項5記載の方法において、 前記超合金物品及び前記粉末合金は、実質的に同一の合金からなることを特徴
とする前記方法。 - 【請求項7】 請求項6記載の方法において、 前記超合金物品は、ガスタービンエンジン用のコンポーネントであることを特
徴とする前記方法。 - 【請求項8】 請求項7記載の方法において、 前記超合金物品は、タービンブレード、タービンベーン、又はタービンロータ
であることを特徴とする前記方法。 - 【請求項9】 請求項8記載の方法において、 溶接された前記超合金物品を機械加工するステップを更に含むことを特徴とす
る前記方法。 - 【請求項10】 請求項5記載の方法において、 前記超合金物品は、少なくとも毎分46℃の速度で冷却されることを特徴とす
る前記方法。 - 【請求項11】 請求項10記載の方法において、 前記超合金は、In738LCであり、前記最大延性温度範囲は980℃〜1
040℃であることを特徴とする前記方法。 - 【請求項12】 請求項10記載の方法において、 前記超合金は、R’80であり、該最大延性温度範囲が1050℃〜1150
℃までであることを特徴とする前記方法。
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