JP6312157B2

JP6312157B2 - ニッケル基超合金のための溶接前熱処理

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Publication number: JP6312157B2
Application number: JP2015558904A
Authority: JP
Inventors: ピー．アンガルラヴィシャンカール; ウィリアムジェイムズアリスター
Original assignee: Siemens AG
Current assignee: Siemens AG
Priority date: 2013-02-22
Filing date: 2014-02-18
Publication date: 2018-04-18
Anticipated expiration: 2034-02-18
Also published as: JP2016513183A; CN105026581A; RU2625921C2; CN105026581B; EP2959026A1; US20140238559A1; WO2014130441A1; US9528175B2; EP2959026B1; RU2015135328A

Description

本出願は、２０１３年２月２２日に出願された米国特許仮出願番号６１／７６７，８３０号の利益を主張するものであり、該仮出願は参照をもって本明細書に組込まれたものとする。

発明の分野
本発明は、一般的にニッケル基超合金鋳物の溶接前熱処理のための方法又は技術に関する。より詳述すれば、本発明は、ニッケル基超合金から構成される燃焼タービン部品のかかる溶接前熱処理に関する。

発明の背景
いくつかの超合金は、ガンマプライム強化したニッケル基超合金であり、高温タービン部品、例えば翼及びリングセグメントのために広く使用されている。１つのかかる超合金は、Ｉｎｃｏｎｅｌ９３９（ＩＮ９３９）であり、それは、約２２．０〜２２．８質量％のＣｒ、約１８．５〜１９．５質量％のＣｏ、約３．６〜３．８質量％のＴｉ、約１．８〜２．０質量％のＡｌ、約１．８〜２．２質量％のＷ、約０．９〜１．１質量％のＮｂ、約１．３〜１．５質量％のＴａ、約０．１３〜０．１７質量％のＣ、及び実質的にＮｉを含有する残分、の組成を有することが公知である。超合金部品の鋳物を形成又は開発後に、ガンマ相マトリックスにおけるガンマプライム相の沈澱によって、合金及び構成要素を強化するためにいくつかの熱処理、例えば溶液アニール熱処理、安定化熱処理及び時効熱処理を受けてよい。強化ガンマプライム相は、所望の高温機械特性、例えば良好な引張強度及びクリープ抵抗を付与するが、溶接性も減少させる。

新たな構成要素、例えばタービン翼及びリングセグメントは、インベストメント鋳造法を使用して製造されるが、しばしば、これらの構成要素をポストキャスト（ｐｏｓｔ−ｃａｓｔ）製造の操作中、及び修復中の双方の間にこれらの構成要素を溶接することが必要である。しかしながら、いくつかのニッケル基超合金、例えばＩＮ９３９合金は、標準溶液中で及び時効条件の場合にクラッキングを生じずに溶接することが困難である。すなわち、溶接中又は前記ポストキャスト熱処理中にクラッキングを生じうる溶接プロセスは、溶接位置で歪みをもたらしてよい。

従って、超合金鋳物は、しばしば、ガンマプライム相及び強化した超合金をもたらす必要がある溶接中又は熱処理中に生じうる潜在的なクラッキングを軽減するために、溶接前熱処理プロセスを受ける。かかる溶接前熱処理は、ガンマプライム相の“過時効”（成長）をもたらし、粗いガンマプライム構造を生成する。これらの処理が鋳物又は構成要素の機械的特性を低減する一方で、後処理は、溶接中及び溶接後熱処理中の歪時効クラッキングを有する合金の性質も低減する。先行技術の溶接前熱処理が歪時効クラッキングを避けるために超合金の所望の延性を効率的に得るが、これらの方法は、勾配加熱工程及び勾配冷却工程、並びに保持ステージによって極めて時間を消費しうる。従って、溶接前熱処理は、一般的に、タービン構成要素の複雑さ及び製造プロセスの費用を増加させる。

本発明を、以下で示す図面を考慮して以下で説明する。

図１Ａ及び１Ｂは、１０００Ｘ及び４０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃１の、及び本発明による溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図２Ａ及び２Ｂは、１０００Ｘ及び５０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃２の、及び本発明による溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図３Ａ及び３Ｂは、１０００Ｘ及び５０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃３の、及び本発明による溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図４Ａ及び４Ｂは、１０００Ｘ及び５０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃４の、及び本発明による溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図５Ａ及び５Ｂは、１０００Ｘ及び５０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃５の、及び本発明による溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図６Ａ及び６Ｂは、１０００Ｘ及び５０００Ｘでの、それぞれ、表Ｉにおいて示されるＨＴ＃６の、及び米国特許番号第６，１２０，８２４号において記載されている溶接前熱処理後のＩＮ９３９ミクロ構造の顕微鏡写真である。図７Ａ及び７Ｂは、本発明による溶接前熱処理で得られたものと一致するガンマプライムミクロ構造を証明するための溶接試料片の断面図の顕微鏡写真である。図８Ａ及び８Ｂは、本発明による溶接前熱処理後の溶接に含まれる溶接片の略図である。図９Ａ及び９Ｂは、タービン構成要素の製造に矛盾しない、本発明による溶接前熱処理、溶接、及び溶接後熱処理、例えば溶液アニール、安定化及び時効を受けた溶接試料片の横断面の顕微鏡写真である。

発明の詳細な説明
最適化した溶接前熱処理は、（１）合金が適切に均質化されること、及び（２）所望の過時効したガンマプライム構造を所望でない相の沈澱なしに生じることの双方を確実にするために、ニッケル基超合金鋳物について開発されている。一実施態様において、溶接前熱処理を、Ｉｎｃｏｎｅｌ９３９（ＩＮ９３９）ニッケル基超合金の熱処理において使用してよい。ニッケル基超合金の溶接前熱処理を、超合金のガンマプライム相を過時効するために導入し、溶接及び溶接後熱処理中の歪時効クラッキングを軽減する。すなわち、溶接前熱処理について本発明は、ガンマプライム相を最初に溶解し、そして過時効熱処理を介して粗い粒子としてガンマプライム相を沈澱することにより、溶接に十分な困難性をもたらす。

溶接前熱処理は、ガンマプライムソルバス温度未満の緩やかな熱傾斜率を有するスーパーソルバス熱処理循環（ｓｕｐｅｒｓｏｌｖｕｓｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｃｙｃｌｅ）を含み、局在化した初期の溶解の可能性を低減し、かつ超合金ミクロ構造の均質化を提供する。さらに、ゆっくりとした冷却及び保持時間は、ガンマプライムの粗大化を促進する。所望の過時効したガンマプライム構造をさらに得る間に、ゆっくりとした冷却は、１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）と同様に高い温度で終わってよい。

本発明に従って、ニッケル基超合金の溶接前熱処理は、以下を含んでよい：
− ニッケル基超合金（例えばＩＮ９３９）鋳物を２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）まで、１分間に約２°Ｆの速度で加熱すること；
− 前記鋳物を約１時間２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）で均熱すること；
− 前記鋳物を１分間に約１°Ｆの速度で約１９００°Ｆ（±２５°Ｆ）までゆっくりと冷却し、そして約１０分間この温度で維持すること、
− 前記鋳物を１分間に約１°Ｆの速度で約１８００°Ｆ（±２５°Ｆ）までゆっくりと冷却し、そして約１０分間この温度で維持すること、及び
− 前記鋳物を１分間に約１°Ｆの速度で約１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）から約１４５０°Ｆ（±２５°Ｆ）の温度まで冷却すること。

約１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）から約１４５０°Ｆ（±２５°Ｆ）の温度まで鋳物をゆっくりと冷却する前記冷却段階又は冷却工程の後に、鋳物を室温まで、有利には鋳物に不活性ガスパージを受けさせることによって、急速に冷却してよい。さらに、溶接前熱処理は、場合により、２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）までのゆっくりとした加熱の前に、１分間に５０°Ｆの速度で約１８５０°Ｆ（±２５°Ｆ）まで鋳物を加熱する工程を含んでよい。

前記熱処理が、種々の加熱工程及び冷却工程で所望の温度を上げている一方で、本発明はそのような制限はない。例えばニッケル基超合金鋳物を、最初に１分に約１°Ｆの速度で、初期の溶融温度までのガンマプライム相のソルバス温度の約２０°Ｆ下の範囲である所望の温度に加熱してよい。１分に約２°Ｆの速度で所望の温度まで温度をゆっくりと上げることにより、溶接前熱処理は、合金の均質化を促進し（すなわち、偏析を低減させ）、かつガンマプライム相を完全に（又はほぼ完全に）溶解させる。本発明は、これらの速度で実施され、かつ滞留時間でかかる温度で保持されたゆっくりとした冷却工程が、沈降及び粗いガンマプライム相粒子の成長を促進することを見出している。ゆっくりとした冷却速度及び保持時間は、ガンマプライム形成要素を拡散させ、事前に核形成させたガンマプライム粒子の成長を促進する。反対に、より急速な冷却速度は、増加したより細かいガンマプライム粒子の形成を促進する。粗いガンマプライム粒子の存在は、処理した合金鋳物に増加させた延性を付与する。

以下の表Ｉに関して、５つの熱処理、ＨＴ＃１〜ＨＴ＃５を、ＩＮ９３９から構成される１立方インチの鋳物上で本発明に従って、及びそれらに記載された種々のゆっくりとした及び急速な冷却工程に従って実施した。さらに表Ｉにおいて上げられるように、溶接前熱処理ＨＴ＃６を、米国特許番号第６，１２０，６２４号に開示された熱処理に従って実施した。より詳述すれば、ＩＮ９３９鋳物を、１分間に５０°Ｆの速度で約２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）の温度まで加熱した。そして、ニッケル基超合金を、２１２０°Ｆの温度で、ガンマプライム相の完全な溶液に十分長い均熱時間である約４時間維持した。そして、ニッケル基超合金を、１分間に１°Ｆの速度で２１２０°Ｆから１２００°Ｆまでゆっくりと冷却し、そして１２００°Ｆまで冷却した後に、急冷を、室温まで鋳物を冷却させるために実施した。

本発明の段階的な加熱は、米国特許番号第６，１２０，６２４号において開示された加熱アプローチとは異なり、ガンマプライム相の均質化が、加熱の最終期間中に、及び最大温度での均熱時間中に生じる。このアプローチは、初期融点が局在化する傾向を低減する。段階的な加熱及び均熱サイクルの全体の持続期間は、連続的な加熱及び均熱サイクルよりも低い。

段階的な冷却サイクルは、１分間に１°Ｆのゆっくりとした冷却速度と組み合わせて、１９００°Ｆ及び１８００°Ｆの温度で１０分保持される。このアプローチは、ガンマプライム相の粗大化を増加させる。ガンマプライムの粗大化は、主に、拡散機構が活性化する高温で生じる。１８００°Ｆの温度で、これらは、約２０質量％のガンマプライムであると予測される。少なくとも熱処理ＨＴ＃５に関して、冷却サイクル中の保持時間は、シグマの沈降を避けるためのシグマ相ソルバス温度（約１６５０°Ｆ）より高い。ガンマプライム相は、１８００°Ｆからのゆっくりとした冷却中に粗大化し続ける。

商業上の観点から、合計熱処理時間を最小にする要望がある。従って、冷却速度が上昇しうる最も高い温度を決定することが非常に重要である。実験研究は、所望の過時効したガンマプライムが、１８００°Ｆからのゆっくりとした冷却を１６５０°Ｆの温度で終了する場合にさらに達せられてよいことを示している。本発明による種々の熱処理サイクルから得られた顕微鏡写真を、添付の図１Ａ、１Ｂから図５Ａ、５Ｂにおいて示す。

ＨＴ＃６試料についてのガンマプライム構造の顕微鏡写真を、図６Ａ及び６Ｂにおいて示す。この処理サイクル中に、試料鋳物を、１分間に１°Ｆの速度で約１２００°Ｆまで冷却させた。図６Ａ及び６Ｂにおいて示されるように、及び顕微鏡写真の視覚的比較に基づいて、ガンマプライム粒子サイズは、本発明に従って処理した図１Ａ〜５Ｂにおいて示されたガンマプライム相の粒子サイズと比較して小さい。

引張試験を、８００℃で試料鋳物の熱処理ＨＴ＃１〜ＨＴ＃５に対して実施し、かかる試験の結果を以下の表ＩＩにおいて挙げる。これらの熱処理ＨＴ＃１〜ＨＴ＃５を、本発明に従って実施した。

＊＊引張試験を過時効＋拡散コート熱処理条件で実施し、一方で、硬度を過時効熱処理条件で実施した。

前記熱処理ＨＴ＃１〜ＨＴ＃５のそれぞれは、１４５０°Ｆ未満（有利には１２５０°Ｆ未満）までのゆっくりとした冷却速度１〜３°Ｆ／分及び有利には１°Ｆ／分を要求する先行技術の溶接前熱処理を超えた利点を提供する。より詳述すれば、本発明による溶接前熱処理は、時間節約及び製造費用の点でより費用効果があってよく、それというのも、米国特許番号第６，１２０，６２４号において開示された溶接前熱処理と比較して、約１６５０°Ｆ〜１４５０°Ｆの温度範囲に達した後に冷却速度を増加させることにより、約５〜８時間だけ節約しうるからである。

追加試験を、試料鋳物の溶接中及び超合金タービン構成要素の製造において典型的に含まれる溶接後熱処理中に歪時効クラッキングの不在又は存在を評価するために実施した。８”×４”×１／２”の寸法を有するＩＮ９３９のインベストメント等軸鋳片を提供し、かつ３つの小さな断片に切断した。そして、これらの３つの断片を、機械加工して、溶接に要求される構成要素の鋳物の欠陥を示す種々の形状及びサイズの複数の人工的な欠陥を含ませた。これらの前記のように機械加工下断片のそれぞれを“溶接片”という。溶接片上での溶接領域は、直径０．５”及び０．２５”及び深さ６ｍｍ及び５ｍｍ（図８Ａ及び８ＢにおいてそれぞれＡ、Ｂ）、スロットＣ（幅５ｍｍ及び深さ６ｍｍ）、前記溶接片の側面上での隅肉溶接Ｄ１、Ｄ２（長さが溶接片の深さと同様である）、及び図８Ａ及び８Ｂにおいて示されるような溶接堆積Ｅ（幅２．５ｍｍ）からなった。

そして、それぞれの溶接片を、前記熱処理ＨＴ＃５に従った溶接前熱処理を受けさせた。冷却段階又は冷却工程を含む熱処理の完了後に、それぞれの溶接片の試料端のスライスを取り、そして調べた。それぞれの溶接片のガンマプライム粒子の成長は、図５Ａ及び５Ｂにおいて示されている溶接前熱処理を受けた試料鋳物において示される成長と一致したことが測定された。試料片スライスの顕微鏡写真を、図７Ａ及び７Ｂにおいて示し、溶接前熱処理ＨＴ＃５に一致する粒子成長を示す。

そして、それぞれの溶接片に、溶接を含むポストキャスト法及び溶接後熱処理（溶液アニール、安定化及び時効熱処理）を施して、超合金タービン構成要素の製造工程を一般的に繰り返した。それぞれの溶接片に関して、複数の凹み又は人工の欠陥のそれぞれを、Ｎｉｍｏｎｉｃ２６３溶接フィラーワイヤを使用して溶接した。種々の溶接機で、それぞれの溶接片上での溶接を実施して、実際の製造の概要を示した。

溶接片を溶接した後に、次の溶接後熱処理を実施した。溶液熱処理を、１１６０℃±１５℃（２１２０°Ｆ±２５°Ｆ）で、真空で、４時間（２４０＋１５／−０分）実施した。そして、それぞれの溶接片を、急速に（３分以下で）１０００℃（１８３２°Ｆ）まで冷却させ、そして室温までガス（不活性ガス）冷却させた。溶接片を、２０分以下で１０００℃から５４０℃まで急冷させた。５４０℃の後、溶接片を室温まで冷却させた。

安定化熱処理を、それぞれの溶接片上で、１０００℃±１５℃（１８３２°Ｆ±２５°Ｆ）で、真空で、６時間（３６０＋１５／−０分）実施した。そしてそれぞれの溶接片を室温までガス（不活性ガス）冷却させた。冷却速度は、２０分以下で１０００℃から５４０℃であってよい。空気冷却が、５４０℃から室温まで可能である。

最終的に時効熱処理を、それぞれの溶接片に関して、８００℃±１５℃（１４７２°Ｆ±２５°Ｆ）で、真空で、１６時間（９６０±１５分）実施し、そして急速に室温までガス（不活性ガス）冷却させた。空気冷却が、５４０℃から室温まで可能である。

外観検査及び蛍光浸透探傷検査（ＦＰＩ）を、溶接工程後及びそれぞれの前記溶接後熱処理の後にそれぞれの溶接片で実施した。これらの検査に基づいて、クラッキングに関する線状欠陥磁粉模様は検出されなかった。溶接並びに全ての外観検査及びＦＰＩ検査を完了した後に、それぞれの溶接片を、縦断面を縦方向に形成するように裁断した。顕微鏡写真は、溶接片を溶接領域の歪時効クラッキングについて調べるために断面図を撮った。あらゆる３つの溶接片において歪時効クラッキングが観察されなかった。１つの溶接片は溶接欠陥を示さず、一方で、２つの溶接片は、溶接欠陥、例えば歪時効クラッキングに関連しないアンダーカットの徴候を示した。図９Ａ及び９Ｂに関して、本発明の溶接前熱処理に従って処理した溶接片試料の断面図１２Ａ及び１２Ｂは、溶接部位Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ１、Ｄ２及びＥでの歪時効クラッキング又は溶接欠陥の徴候を示さなかった。前述を考慮して、溶接前熱処理は、溶接中及びポストキャスト熱処理中に生じてよい歪時効クラッキングを除くＩＮ９３９超合金鋳物における所望の延性を達成することが試験され及び証明されている。

本発明の種々の実施態様が本明細書において示され、かつ記載されている一方で、かかる実施態様が、実施例のみにより提供されることが明らかであってよい。多数の変法、変更及び置換は、本明細書において本発明から逸脱しない。従って、本発明は、付属の特許請求の範囲の趣旨及び範囲だけにより制限されることが意図されている。

Claims

ガンマプライム相を過時効させて、溶接中及び溶接後熱処理中の歪時効クラッキングを軽減するための、ニッケル基超合金鋳物の溶接前熱処理であって、以下：
前記鋳物をガンマプライムソルバス温度の３５°Ｆ（１９．４℃）下から合金の初期溶融温度までの範囲内の第一温度まで加熱すること；
前記鋳物を１時間第一温度で均熱すること；
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１９００°Ｆ（±２５°Ｆ）（１０３８℃（±１３．９℃））まで冷却し、そして１０分間この温度で維持すること、
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１８００°Ｆ（±２５°Ｆ）（９８２℃（±１３．９℃））まで冷却し、そして１０分間この温度で維持すること、及び
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（８９９℃（±１３．９℃））から１４５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（７８９℃（±１３．９℃））の温度まで冷却すること
前記鋳物を周囲温度まで１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度より急速に冷却又はアルゴンパージすること
を含み、前記ニッケル基超合金が、２２．０〜２２．８質量％のＣｒ、１８．５〜１９．５質量％のＣｏ、３．６〜３．８質量％のＴｉ、１．８〜２．０質量％のＡｌ、１．８〜２．２質量％のＷ、０．９〜１．１質量％のＮｂ、１．３〜１．５質量％のＴａ、０．１３〜０．１７質量％のＣ、及び残分としてＮｉからなる組成を有する、前記溶接前熱処理。
さらに、前記鋳物を１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（８９９℃（±１３．９℃））から１４５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（７８９℃（±１３．９℃））の温度まで冷却した後に、前記鋳物を室温まで冷却することを含む、請求項１に記載の溶接前熱処理。
前記鋳物をガンマプライムソルバス温度の３５°Ｆ（１９．４℃）下から合金の初期溶融温度までの範囲内の第一温度まで加熱する工程が、ニッケル基超合金を２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１１６０℃（±１３．９℃））まで加熱することを含む、請求項１又は２に記載の溶接前熱処理。
さらに、前記ニッケル基超合金鋳物を、２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１１６０℃（±１３．９℃））まで加熱する前に、１８５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１０１０℃（±１３．９℃））まで１分間に５０°Ｆ（２７．８℃）の速度で加熱することを含む、請求項３に記載の溶接前熱処理。
ガンマプライム相を過時効させて、溶接中及び溶接後熱処理中の歪時効クラッキングを軽減するための、ニッケル基超合金鋳物の溶接前熱処理であって、以下：
ニッケル基超合金鋳物を１分間に５０°Ｆ（２７．８℃）の速度で１８５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１０１０℃（±１３．９℃））まで加熱し；
前記鋳物を１分間に２°Ｆ（１．１℃）の速度で２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１１６０℃（±１３．９℃））まで加熱すること；
前記鋳物を１時間２１２０°Ｆ（±２５°Ｆ）（１１６０℃（±１３．９℃））で均熱すること；
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１９００°Ｆ（±２５°Ｆ）（１０３８℃（±１３．９℃））まで冷却し、そして１０分間その温度で維持すること、
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１８００°Ｆ（±２５°Ｆ）（９８２℃（±１３．９℃））まで冷却し、そして１０分間その温度で維持すること、及び
前記鋳物を１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度で１６５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（８９９℃（±１３．９℃））から１４５０°Ｆ（±２５°Ｆ）（７８９℃（±１３．９℃））の温度まで冷却すること
前記鋳物を周囲温度まで１分間に１°Ｆ（０．５℃）の速度より急速に冷却又はアルゴンパージすること
を含み、前記ニッケル基超合金が、２２．０〜２２．８質量％のＣｒ、１８．５〜１９．５質量％のＣｏ、３．６〜３．８質量％のＴｉ、１．８〜２．０質量％のＡｌ、１．８〜２．２質量％のＷ、０．９〜１．１質量％のＮｂ、１．３〜１．５質量％のＴａ、０．１３〜０．１７質量％のＣ、及び残分としてＮｉからなる組成を有する、前記溶接前熱処理。
さらに、前記鋳物を室温まで冷却することを含む、請求項５に記載の溶接前熱処理。