RU2625921C2 - Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля - Google Patents

Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля Download PDF

Info

Publication number
RU2625921C2
RU2625921C2 RU2015135328A RU2015135328A RU2625921C2 RU 2625921 C2 RU2625921 C2 RU 2625921C2 RU 2015135328 A RU2015135328 A RU 2015135328A RU 2015135328 A RU2015135328 A RU 2015135328A RU 2625921 C2 RU2625921 C2 RU 2625921C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
temperature
cooling
heat treatment
per minute
component
Prior art date
Application number
RU2015135328A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2015135328A (ru
Inventor
Равишанкар П. АНГАЛ
Аллистер Уилльям ДЖЕЙМС
Original Assignee
Сименс Акциенгезелльшафт
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Сименс Акциенгезелльшафт filed Critical Сименс Акциенгезелльшафт
Publication of RU2015135328A publication Critical patent/RU2015135328A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2625921C2 publication Critical patent/RU2625921C2/ru

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K1/00—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering
    • B23K1/20—Preliminary treatment of work or areas to be soldered, e.g. in respect of a galvanic coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C21D9/505—Cooling thereof

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к предсварочной термообработке компонента турбины. Способ предварительной термообработки перед сваркой компонента турбины из никелевого сплава Inconel 939 включает нагрев компонента турбины до первой температуры в диапазоне от температуры на 35°F (19,4°C) ниже температуры растворения фазы γ' и до температуры начала плавления сплава и выдержку при этой температуре, охлаждение со скоростью 1°F (0,56°C) в минуту до температуры 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдержку при этой температуре, охлаждение со скоростью 1°F в минуту до температуры 1800°F(±25°F) (982±15°C) и выдержку при этой температуре. Затем проводят охлаждение компонента со скоростью 1°F в минуту до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) до 1450°F(±25°F) ((899-788)±15)°C. Уменьшается растрескивание при деформационном старении во время сварки и последующей термообработки. 3 н. и 7 з.п. ф-лы, 9 ил., 2 табл.

Description

Настоящая заявка испрашивает приоритет предварительной заявки на патент США номер 61/767830, поданной 22 февраля 2013, содержание которой включено в настоящий документ ссылкой.
Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится в целом к способам или технологиям предсварочной термообработки отливок из суперсплава на основе никеля. Более конкретно, изобретение относится к такой предсварочной термообработке компонентов газовой турбины, состоящих из суперсплава на основе никеля.
Уровень техники
Ряд суперсплавов, являющихся суперсплавами на основе никеля, упрочненными фазой γ', широко используются для жаропрочных компонентов турбины, таких как лопатки и сегменты кольца. Одним таким суперсплавом является Inconel 939 (IN939), который, как известно, имеет следующий состав (в вес. %): примерно 22,0-22,8% Cr, примерно 18,5-19,5% Co, примерно 3,6-3,8% Ti, примерно 1,8-2,0% Al, примерно 1,8-2,2% W, примерно 0,9-1,1% Nb, примерно 1,3-1,5% Ta, примерно 0,13-0,17% C, остальное в основном Ni. После изготовления или отливки компонента из суперсплава он может подвергаться нескольким термообработкам, таким как термообработка на твердый раствор, стабилизирующая термообработка и старение, чтобы упрочнить сплав и компонент путем выделения γ'-фазы в матрице γ-фазы. Хотя упрочняющая фаза γ' придает желательные высокотемпературные механические свойства, такие как высокий предел прочности на разрыв и сопротивление ползучести, она также снижает свариваемость.
Новые компоненты турбины, такие как лопатки и сегменты кольца, получают, применяя способ литья по выплавляемым моделям, однако часто требуется сваривать эти компоненты как при производственных операциях после литья, так и во время ремонта. Однако некоторые суперсплавы на основе никеля, такие как сплав IN939, сложно сваривать без образования трещин в стандартных условиях растворения и старения. Таким образом, процесс сварки может создавать напряжения в местах сварки, которые могут вызвать образование трещин при сварке или во время вышеуказанных термообработок отливки после литья.
Соответственно, литые изделия из суперсплавов часто обрабатывают перед сваркой, чтобы ослабить потенциальное растрескивание, которое может произойти во время сварки или во время термообработок, необходимых, чтобы вызвать выделение фазы γ' и упрочнить суперсплав. Такие предсварочные термообработки приводят к "перестариванию" (росту) γ'-фазы, получая крупную γ'-структуру. Хотя эти обработки могут ухудшить механические свойства отливки или компонента, они снижают также склонность сплава к проявлению растрескивания при деформационном старении во время сварки и во время термообработок после сварки. Хотя предсварочные термообработки прежнего уровня могут эффективно достигать желаемой пластичности суперсплава, чтобы не допустить растрескивания при деформационном старении, эти процессы могут требовать очень много времени из-за поэтапного нагревания и охлаждения и нескольких периодов выдержки. Таким образом, предсварочные термообработки обычно повышают сложность и затраты на изготовление деталей турбины.
Краткое описание чертежей
Изобретение поясняется на следующем описании с учетом чертежей, на которых:
фиг. 1A и 1B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 4000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#1 (см. таблицу I) в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 2A и 2B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 5000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#2 (см. таблицу I) в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 3A и 3B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 5000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#3 (см. таблицу I) в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 4A и 4B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 5000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#4 (см. таблицу I) в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 5A и 5B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 5000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#5 (см. таблицу I) в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 6A и 6B являются микрофотоснимками при увеличениях 1000X и 5000X, соответственно, микроструктуры IN939 после предсварочной термообработки HT#6 (см. таблицу I), описанной в патенте US 6120624,
фиг. 7A и 7B являются микрофотоснимками сечения образца для испытания сварного шва, демонстрирующими микроструктуру γ'-фазы, соответствующую микроструктуре, полученной при предсварочной термообработке в соответствии с настоящим изобретением,
фиг. 8A и 8B являются схематическими иллюстрациями образца для испытания сварного шва, включающего сварку после предсварочной термообработки согласно настоящему изобретению,
фиг. 9A и 9B являются микрофотоснимками сечения образца для испытания сварного шва, подвергавшегося предсварочной термообработке согласно настоящему изобретению, сварке и термообработкам после сварки, таким как термообработка на твердый раствор, стабилизация и старение, соответствующим изготовлению компонента турбины.
Подробное описание изобретения
Была разработана оптимизированная предсварочная термообработка отливки из суперсплава на основе никеля, чтобы одновременно обеспечить, что (1) сплав надлежащим образом гомогенизирован и что (2) образована желательная перестаренная структура γ' без выделения нежелательных фаз. В одном варианте осуществления предсварочная термообработка может применяться для термообработки суперсплава на основе никеля инконель-939 (IN 939). Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля проводится для перестаривания фазы γ' суперсплава, чтобы ослабить растрескивание при деформационном старении во время сварки и термообработках после сварки. Таким образом, благодаря предсварочной термообработке согласно настоящему изобретению достигается достаточная пластичность для сварки в первую очередь путем растворения γ'-фазы и затем выделения γ'-фазы в виде крупных частиц в процессе перестаривающей термообработки.
Предсварочная термообработка включает цикл обработки при температуре выше температуры растворимости с медленным скоростями изменения температуры до температуры ниже точки растворения γ'-фазы, чтобы уменьшить вероятность локализованного начального плавления и обеспечить гомогенизацию микроструктуры суперсплава. Кроме того, медленное охлаждение и периоды выдержки способствуют укрупнению γ'-фазы. Медленное охлаждение может быть прекращено при температурах на уровне 1650°F(±25°F) (899±15°C), при этом все еще достигая желаемой перестаренной γ'-структуры.
В соответствии с настоящим изобретением, предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля может включать:
- нагревание отливки из суперсплава на основе никеля (например, IN939) до 2120°F(±25°F) (1160±15°C) со скоростью примерно 2°F (1,1°C) в минуту;
- томление отливки примерно один час при 2120°F(±25°F);
- медленное охлаждение отливки со скоростью примерно 1°F (0,56°C) в минуту до примерно 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдерживание при этой температуре примерно 10 минут;
- медленное охлаждение отливки со скоростью примерно 1°F в минуту до примерно 1800°F(±25°F) (982,2±15°C) и выдерживание при этой температуре примерно 10 минут; и
- охлаждение отливки со скоростью примерно 1°F в минуту до температуры, лежащей в интервале от примерно 1650°F(±25°F) до примерно 1450°F(±25°F) (899-788°C)(±15°C).
После вышеописанной ступени охлаждения или стадии медленного охлаждения отливки до температуры с примерно 1650°F(±25°F) до примерно 1450°F(±25°F) отливку можно быстро охладить до комнатной температуры, предпочтительно продувая отливку инертным газом. Кроме того, предсварочная термообработка может факультативно включать этап нагревания отливки до примерно 1850°F(±25°F) (1010°C±15°C) со скоростью 50°F (28°C) в минуту перед медленным нагревом до 2120°F(±25°F) (1160°C±15°C).
Хотя вышеописанная термообработка перечисляет желаемые температуры на разных ступенях нагревания и охлаждения, изобретение этим не ограничивается. Например, отливку из суперсплава на основе никеля можно сначала нагреть со скоростью примерно 1°F в минуту до желаемой температуры, лежащей в диапазоне от температуры, которая примерно на 20°F (11°C) ниже температуры растворения γ'-фазы, до температуры начала плавления. При медленном линейном изменении температуры до желательного значения со скоростью примерно 2°F (1,1°C) в минуту, предсварочная термообработка способствует гомогенизации сплава (т.е. уменьшает ликвацию) и позволяет полностью (или почти полностью) растворить γ'-фазу. Авторы изобретения обнаружили, что ступени медленного охлаждения, осуществляемые с указанными скоростями, и выдержка при таких температурах надлежащее время пребывания способствует выделению и укрупнению частиц γ'-фазы. Медленные скорости охлаждения и периоды выдержки позволяют осуществиться диффузии элементов, образующих γ'-фазу, и способствуют росту частиц γ'-фазы, зародившихся ранее. Напротив, более высокие скорости охлаждения облегчают образование большего числа более мелких частиц γ'-фазы. Присутствие крупных частиц γ'-фазы придает повышенную пластичность обработанной отливке из сплава.
Согласно таблице I ниже, было проведено пять термообработок (HT#1-HT#5) согласно настоящему изобретению на отливке размером 1 кубический дюйм (16,4 см3), состоящей из сплава IN939, в соответствии с описанными в таблице разными ступенями медленного и быстрого охлаждения. Кроме того, как следует из таблицы I, была также проведена предсварочная термообработка HT#6, которая осуществлялась в соответствии с термообработкой, описанной в патенте US 6120624. Более конкретно, отливку из IN939 нагревали до температуры примерно 2120°F(±25°F) (1160±15°C) со скоростью примерно 50°F (28°C) в минуту. Затем суперсплав на основе никеля выдерживали при температуре 2120°F примерно четыре часа, это время томления достаточно для полного растворения фазы γ'. Затем суперсплав на основе никеля медленно охлаждали с 2120°F (1160°C) до 1200°F (649°C) со скоростью примерно 1°F в минуту и после достижения 1200°F проводили быстрое охлаждение, чтобы охладить отливку до комнатной температуры, как определено ниже в таблице I.
Таблица I
Экспериментальные циклы нагревания и охлаждения
Образец Детали
HT#1 Нагрев до 1850°F со скоростью 50°F/мин, затем нагрев до 2120°F при 2°F/мин и томление при 2120°F 1 час. Затем медленное охлаждение до 1900°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение до 1800°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение при 1°F/мин до 1450°F. После 1450°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
HT#2 Нагрев до 1850°F при 50°F/мин; затем нагрев до 2120°F при 2°F/мин и томление при 2120°F 1 час. Затем медленное охлаждение до 1900°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение до 1800°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение при 1°F/мин до 1500°F. После 1500°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
HT#3 Нагрев до 1850°F при 50°F/мин; затем нагрев до 2120°F при 2°F/мин и томление при 2120°F 1 час. Затем медленное охлаждение до 1900°F, выдержка 10 мин, затем медленное охлаждение до 1800°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение при 1°F/мин до 1550°F. После 1550°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
HT#4 Нагрев 1850°F при 50°F/мин; затем нагрев до 2120°F при 2°F и томление при 2120°F 1 час. Затем медленное охлаждение до 1900°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение до 1800°F, выдержка 10 мин: затем медленное охлаждение при 1°F/мин до 1600°F. После 1600°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
HT#5 Нагрев до 1850°F при 50°F/мин; затем нагрев до 2120°F при 2°F и томление при 2120°F 1 час. Затем медленное охлаждение до 1900°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение до 1800°F, выдержка 10 мин; затем медленное охлаждение при 1°F/мин до 1650°F. После 1650°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
HT#6 Термообработка согласно патенту US 6,120,624.
Нагрев до 2120°F при скорости 50°F/мин + томление при 2120°F 4 часа + после томления медленное охлаждение при 1°F/мин до 1200°F. После 1200°F быстрое охлаждение или продувка аргоном до температуры окружающей среды
Ступенчатый нагрев согласно настоящему изобретению отличается от способа нагрева, описанного в патенте US 6120624, тем, что гомогенизация γ'-фазы происходит на конечном периоде нагрева, а также во время томления при максимальной температуре. Этот способ снижает склонность к локализованному начальному плавлению. Полная длительность цикла ступенчатого нагрева и томления меньше продолжительности цикла непрерывного нагрева и томления.
Цикл многоступенчатого охлаждения включал выдержку в течение десяти минут при температурах 1900°F и 1800°F (1038°C и 982°C, соответственно) в сочетании с низкой скоростью охлаждения 1°F (0,56°C) в минуту. Этот подход позволяет сильней укрупнить γ'-фазу. Укрупнение γ'-фазы происходит главным образом при высоких температурах, когда активны диффузионные механизмы. Рассчитано, что при температуре 1800°F будет иметься около 20 вес. % γ'-фазы. По меньшей мере для термообработки HT#5 время выдерживания в цикле охлаждения выше температуры растворения фазы сигма (приблизительно 1650°F=899°C), чтобы избежать выделения сигма-фазы. Фаза γ' продолжает укрупняться в течение медленного охлаждения с 1800°F.
С точки зрения промышленности желательно свести к минимуму суммарное время термообработки. Следовательно, очень важно определить максимальную температуру, при которой можно повысить скорость охлаждения. Экспериментальные исследования показали, что желаемая перестаренная γ'-фаза может быть получена, даже когда медленное охлаждение с 1800°F завершается при температуре 1650°F. Микрофотоснимки, показывающие структуру γ', образованную в результате различных циклов термообработки согласно настоящему изобретению, показаны на приложенных фигурах с 1A, 1B по 5A, 5B.
Микрофотоснимок структуры γ' для образца HT#6 показан на фигурах 6A и 6B. В этом цикле термообработки образец отливки охлаждали со скоростью 1°F в минуту до примерно 1200°F (649°C). Как показано на фиг. 6A и 6B и на основании визуального сравнения микрофотоснимков, размер частиц фазы γ' меньше, чем размер частиц γ'-фазы, показанных на фиг. 1A-5B, которые были обработаны согласно настоящему изобретению.
Испытание на растяжение проводили на образцах отливок с номерами термообработок HT#1-HT#5 при 800°C, результаты этих испытаний приведены ниже в таблице II. Термообработки HT#1-HT#5 осуществлялись в соответствии с настоящим изобретением.
Таблица II
Испытание на растяжение при 800°C и твердость (HRC, твердость по шкале C Роквелла) при комнатной температуре
№ термообработки UTS (предел прочности при растяжении) Предел текучести 0,2% %E %RA Твердость 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 33,0
**Испытание на растяжение проводили в условиях перестаривающей термообработки + термообработки для получения диффузионного покрытия, а твердость указана для условий перестаривающей термообработки.
Каждая из термообработок HT#1-HT#5 дает преимущества по сравнению с предсварочными термообработками предшествующего уровня, которые требуют медленных скоростей охлаждения 1-3°F/мин, предпочтительно 1°F/мин, до температуры ниже 1450°F (788°C) (предпочтительно ниже 1250°F=677°C). Более точно, предсварочная термообработка согласно настоящему изобретению может быть более эффективной экономически с точки зрения экономии времени и производственных расходов, так как можно сэкономить примерно 5-8 часов, позволяя более высокую скорость охлаждения после достижения температуры примерно 1650°F-1450°F (899-788°C) по сравнению с предсварочной термообработкой, описанной в патенте US 6120624.
Проводились дополнительные испытания, чтобы оценить наличие или отсутствие растрескивания при деформационном старении во время сварки образца отливки и во время термообработок после сварки, типично применяющихся при производстве компонентов турбины из суперсплавов. Брали равноосный сляб из IN939, отлитый прецизионной отливкой, размерами 8''×4''×1/2'' (20,32×10,16×1,27 см3) и разрезали на три более мелких сегмента. Затем эти три сегмента обрабатывали механически, чтобы ввести множество искусственных дефектов различной формы и размеров, имитирующих дефекты отлитого компонента, который требовал сварки. Каждый из обработанных так сегментов будет называться образцом для испытания сварного шва. Область исследования сварки на образцах для испытаний сварного шва включала искусственные дефекты сварки диаметром 0,5'' и 0,25'' (1,27 и 0,635 см) и глубиной 6 мм и 5 мм (соответственно A и B на фиг. 8A и 8B), вырез C (ширина 5 мм и глубина 6 мм), углового сварного шва D1, D2 (длиной, равной ширине образца) на стороне образца и наплавки E (шириной 2,5 мм), как показано на фиг. 8A и 8B.
Каждый из образцов для испытания сварного шва подвергали затем предсварочной термообработке в соответствии с вышеописанной термообработкой HT#5. После завершения термообработки, включая стадии или ступени охлаждения, с каждого образца для испытания сварного шва делали тонкий концевой срез и осматривали. Было определено, что рост частиц γ'-фазы в каждом из образцов на испытание сварного шва соответствовал росту, демонстрируемому в отлитом образце, который подвергали предсварочной термообработке HT#5, как показано на фиг. 5A и 5B. Микрофотоснимки срезов с образцов для испытания сварного шва показаны на фиг. 7A и 7B, они указывают на соответствие роста частиц с предсварочной термообработкой HT#5.
Затем каждый из образов для испытания сварного шва подвергали процессу обработки отливки, включая термообработку во время сварки и после сварки (обработка на твердый раствор, стабилизационная обработка и старение), чтобы в целом воспроизвести технологические стадии изготовления компонента турбины из суперсплава. На каждом образце для испытания сварного шва заваривали каждый из совокупности вырезов или искусственных дефектов, используя присадочную сварочную проволоку Nimonic 263. Другой сварочный аппарат производил сварку каждого соответствующего образца, чтобы воспроизвести реалистический сценарий производства.
После сварки образцов проводили следующие виды термообработки. Термообработку на твердый раствор проводили при температуре 1160°C±15°C (2120°F±25°F) в вакууме в течение 4 часов (240+15/-0 минут). Затем каждый образец быстро охлаждали (за 3 минуты или меньше) до 1000°C (1832°F) и затем газом (инертным газом) охлаждали до комнатной температуры. Образцы быстро охлаждали с 1000°C до 540°C за 20 минут или меньше. После 540°C их охлаждали до комнатной температуры.
Стабилизационную термообработку проводили на каждом образце для испытания сварного шва при 1000°C±15°C (1832°F±25°F) в вакууме в течение 6 часов (360+15/-0 минут). Затем каждый образец охлаждали газом (инертным газом) до комнатной температуры. Скорость охлаждения соответствовала охлаждению с 1000°C до 540°C за 20 минут или меньше. Допускалось воздушное охлаждение с температуры 540°C до комнатной температуры.
Наконец, проводили старящую термообработку при 800°C±15°C (1472°F±25°F) в вакууме в течение 16 часов (960±15 минут) для каждого образца для испытания сварного шва, который затем быстро охлаждали газом (инертным газом) до комнатной температуры. Допускалось воздушное охлаждение с 540°C до комнатной температуры.
Визуальный осмотр и обследование методом флуоресцентной дефектоскопии (FPI) проводились на каждом образце после стадии сварки и после каждой из вышеописанных послесварочных термообработок. Эти осмотры не дали прямых указаний на обнаружение трещин. После завершения сварки и всех визуальных и FPI осмотров каждый из образцов разрезали вдоль, образуя продольные сечения. Делали микрофотоснимки сечений, чтобы обследовать образцы для испытания сварного шва на растрескивание мест сварки при деформационном старении. Ни на одном из трех образцов не наблюдалось растрескивания при деформационном старении. Один из двух образцов не имел дефектов сварки, тогда как у двух других были обнаружены такие признаки дефектов сварки, как подплыв металла шва, не связанные с растрескиванием при деформационном старении. Согласно фиг. 9A и 9B, микрофотоснимки сечений 12A и 12B образца для испытания сварного шва, подвергнутого предсварочной термообработке по настоящему изобретению, не имеют признаков растрескивания при деформационном старении или дефектов сварки в местах сварки A, B, C, D1, D2 и E. Таким образом, была протестирована предсварочная термообработка, которая показала, что она позволяет достичь желаемой пластичности отливки из суперсплава IN939, предотвращающей растрескивание при деформационном старении, которое может случаться во время сварки и при термообработках отливки после сварки.
Хотя здесь были проиллюстрированы и описаны различные варианты осуществления настоящего изобретения, очевидно, что такие варианты осуществления были приведены лишь в качестве примера. Не выходя за объем настоящего изобретения, можно внести многочисленные модификации, изменения и замены. Соответственно, подразумевается, что изобретение ограничено только сущностью и объемом приложенной формулы.

Claims (26)

1. Способ предварительной термообработки перед сваркой компонента турбины из никелевого сплава Inconel 939, включающий:
- нагрев компонента турбины до первой температуры в диапазоне от температуры, на 35°F (19,4°C) ниже температуры растворения фазы γ', и до температуры начала плавления сплава;
- выдержку компонента в течение 1 часа при первой температуре;
- охлаждение компонента со скоростью 1°F (0,56°C) в минуту до температуры 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут;
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры 1800°F(±25°F) (982±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут; и
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) до 1450°F(±25°F) ((899-788)±15)°C.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после охлаждения компонента турбины до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) до 1450°F (±25°F) дополнительно проводят охлаждение компонента до комнатной температуры.
3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что нагрев компонента до первой температуры включает нагрев до температуры 2120°F(±25°F) (1160±15°C).
4. Способ по п. 3, отличающийся тем, что перед нагревом до температуры 2120°F(±25°F) (1160±15°C) дополнительно осуществляют нагрев компонента до температуры 1850°F(±25°F) (1010±15°C) со скоростью 50°F (28°C) в минуту.
5. Способ предварительной термообработки перед сваркой компонента турбины из никелевого сплава Inconel 939, включающий:
- нагрев компонента турбины до температуры 1850°F(±25°F) (1010±15°C) со скоростью 50°F (28°C) в минуту;
- нагрев компонента турбины до температуры 2120°F(±25°F) со скоростью 2°F (1,1°C) в минуту;
- выдержку компонента турбины в течение 1 часа при температуре 2120°F(±25°F);
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F (0,56°C) в минуту до температуры 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут;
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры 1800°F(±25°F) (982±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут; и
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) до 1450°F(±25°F) ((899-788)±15)°C.
6. Способ по п. 5, отличающийся тем, что после охлаждения до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) до 1450°F(±25°F) ((899-788)±15)°C дополнительно осуществляют охлаждение компонента турбины до комнатной температуры.
7. Способ предварительной термообработки перед сваркой компонента турбины из никелевого сплава Inconel 939, включающий:
- нагрев компонента турбины до первой температуры в диапазоне от температуры, на 35°F ниже температуры растворения γ'-фазы, и до температуры начала плавления сплава;
- выдержку компонента турбины в течение 1 часа при первой температуре;
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F (0,56°C)в минуту до температуры 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут;
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры 1800°F(±25°F) (982±15°C) и выдержку при этой температуре в течение 10 минут; и
- охлаждение компонента турбины со скоростью 1°F в минуту до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) (899±15°C) до 1450°F(±25°F) (788±15°C), соответственно.
8. Способ по п. 7, отличающийся тем, что после охлаждения компонента турбины до температуры в диапазоне от 1650°F(±25°F) (899±15°C) до 1450°F(±25°F) (788±15°C) дополнительно осуществляют охлаждение до комнатной температуры.
9. Способ по п. 7, отличающийся тем, что нагрев компонента турбины до первой температуры включает нагрев до температуры 2120°F(±25°F) (1160±15°C).
10. Способ по п. 9, отличающийся тем, что перед нагревом до температуры 2120°F(±25°F) (1160°C±15°C) дополнительно осуществляют нагрев компонента турбины до температуры 1850°F(±25°F) (1010°C±15°C) со скоростью 50°F (28°C) в минуту.
RU2015135328A 2013-02-22 2014-02-18 Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля RU2625921C2 (ru)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201361767830P 2013-02-22 2013-02-22
US61/767,830 2013-02-22
US14/062,066 2013-10-24
US14/062,066 US9528175B2 (en) 2013-02-22 2013-10-24 Pre-weld heat treatment for a nickel based superalloy
PCT/US2014/016868 WO2014130441A1 (en) 2013-02-22 2014-02-18 Pre-weld heat treatment for a nickel based superalloy

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015135328A RU2015135328A (ru) 2017-03-28
RU2625921C2 true RU2625921C2 (ru) 2017-07-19

Family

ID=51386922

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015135328A RU2625921C2 (ru) 2013-02-22 2014-02-18 Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9528175B2 (ru)
EP (1) EP2959026B1 (ru)
JP (1) JP6312157B2 (ru)
CN (1) CN105026581B (ru)
RU (1) RU2625921C2 (ru)
WO (1) WO2014130441A1 (ru)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI412416B (zh) * 2006-02-15 2013-10-21 Jfe Steel Corp 鐵基質混合粉末暨鐵基質粉末成形體及鐵基質粉末燒結體之製造方法
JP6390723B2 (ja) * 2015-02-12 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法
DE102015205080A1 (de) * 2015-03-20 2016-09-22 Siemens Aktiengesellschaft Verstärkte Korngrenzen in einem aufgeschweißten Bereich, Verfahren und Bauteil
JP6439579B2 (ja) * 2015-05-19 2018-12-19 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手
CN106425021A (zh) * 2016-05-13 2017-02-22 上海万泽精密铸造有限公司 一种适于镍基铸造高温合金铸件的焊补工艺
CN107470766B (zh) * 2016-06-07 2020-01-03 中国科学院金属研究所 一种通过晶界锯齿化处理改善铁镍基合金焊接性的方法
US20200080183A1 (en) * 2016-12-15 2020-03-12 General Electric Company Treatment processes for superalloy articles and related articles
US10946476B2 (en) 2017-05-11 2021-03-16 Raytheon Technologies Corporation Heat treatment and stress relief for solid-state welded nickel alloys
US10786878B2 (en) * 2017-07-24 2020-09-29 General Electric Company Method of welding with buttering
EP3461571A1 (de) 2017-10-02 2019-04-03 Siemens Aktiengesellschaft Verfahren zum bestrahlen einer pulverschicht in der additiven herstellung mit kontinuierlich definierten herstellungsparametern
GB2571280A (en) * 2018-02-22 2019-08-28 Rolls Royce Plc Method of manufacture
CN110257743B (zh) * 2019-03-15 2020-07-31 西北工业大学 一种gh4169合金钎焊后热处理的方法
CN113293344B (zh) * 2021-06-04 2021-12-14 航天特种材料及工艺技术研究所 一种gh4099镍基高温合金的钎焊时效一体化处理工艺
CN113547188B (zh) * 2021-08-11 2023-03-31 湘潭大学 一种高Al、Ti含量高温合金的焊接工艺
CN115094288A (zh) * 2022-04-25 2022-09-23 西北工业大学 通过调控碳组分含量制备的改性的高温合金及方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5509980A (en) * 1994-08-17 1996-04-23 National University Of Singapore Cyclic overageing heat treatment for ductility and weldability improvement of nickel-based superalloys
US6120624A (en) * 1998-06-30 2000-09-19 Howmet Research Corporation Nickel base superalloy preweld heat treatment
US6171417B1 (en) * 1998-02-23 2001-01-09 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Property recovering method for Ni-base heat resistant alloy
RU2265505C2 (ru) * 2000-03-17 2005-12-10 Хромэллой Гэз Тербайн Корпорейшн Сварка изделий из суперсплавов
EP1867835A1 (en) * 2006-06-05 2007-12-19 United Technologies Corporation Enhanced weldability for high strength cast and wrought nickel superalloys

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3741824A (en) 1970-10-29 1973-06-26 United Aircraft Corp Method to improve the weldability and formability of nickel-base superalloys
US3753790A (en) * 1972-08-02 1973-08-21 Gen Electric Heat treatment to dissolve low melting phases in superalloys
US3871928A (en) 1973-08-13 1975-03-18 Int Nickel Co Heat treatment of nickel alloys
US4336312A (en) 1980-01-30 1982-06-22 The Garrett Corporation Weldable nickel base cast alloy for high temperature applications and method
US5328659A (en) 1982-10-15 1994-07-12 United Technologies Corporation Superalloy heat treatment for promoting crack growth resistance
US5100484A (en) 1985-10-15 1992-03-31 General Electric Company Heat treatment for nickel-base superalloys
JPH01107973A (ja) 1987-10-21 1989-04-25 Hitachi Ltd 翼の製作方法
US6696176B2 (en) 2002-03-06 2004-02-24 Siemens Westinghouse Power Corporation Superalloy material with improved weldability
US7896986B2 (en) 2004-09-02 2011-03-01 Siemens Energy, Inc. Heat treatment of superalloy components
JP4167242B2 (ja) 2005-04-11 2008-10-15 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基耐熱合金の性能回復処理方法
US7653995B2 (en) 2006-08-01 2010-02-02 Siemens Energy, Inc. Weld repair of superalloy materials
US8561298B2 (en) 2007-03-01 2013-10-22 Siemens Energy, Inc. Superalloy component welding at ambient temperature
US8519866B2 (en) 2007-11-08 2013-08-27 Siemens Energy, Inc. Wireless telemetry for instrumented component
US8313593B2 (en) 2009-09-15 2012-11-20 General Electric Company Method of heat treating a Ni-based superalloy article and article made thereby

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5509980A (en) * 1994-08-17 1996-04-23 National University Of Singapore Cyclic overageing heat treatment for ductility and weldability improvement of nickel-based superalloys
US6171417B1 (en) * 1998-02-23 2001-01-09 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Property recovering method for Ni-base heat resistant alloy
US6120624A (en) * 1998-06-30 2000-09-19 Howmet Research Corporation Nickel base superalloy preweld heat treatment
RU2265505C2 (ru) * 2000-03-17 2005-12-10 Хромэллой Гэз Тербайн Корпорейшн Сварка изделий из суперсплавов
EP1867835A1 (en) * 2006-06-05 2007-12-19 United Technologies Corporation Enhanced weldability for high strength cast and wrought nickel superalloys

Also Published As

Publication number Publication date
RU2015135328A (ru) 2017-03-28
EP2959026A1 (en) 2015-12-30
EP2959026B1 (en) 2018-10-10
JP2016513183A (ja) 2016-05-12
US20140238559A1 (en) 2014-08-28
CN105026581B (zh) 2017-11-17
CN105026581A (zh) 2015-11-04
JP6312157B2 (ja) 2018-04-18
US9528175B2 (en) 2016-12-27
WO2014130441A1 (en) 2014-08-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2625921C2 (ru) Предсварочная термообработка суперсплава на основе никеля
US10384316B2 (en) Method of repairing and manufacturing of turbine engine components and turbine engine component repaired or manufactured using the same
RU2684989C2 (ru) Способ послепроизводственной термической обработки аддитивно изготовленных изделий из упрочненных гамма-прим-фазой суперсплавов
EP2902516B1 (en) A weld filler for nickel-base superalloys
KR102228130B1 (ko) 고 감마 프라임 니켈계 초합금 및 터빈 엔진 부품의 제조방법
Smith et al. M echanical properties and microstructural evolution of in-service Inconel 718 superalloy repaired by linear friction welding
Taheri et al. Effect of pre-and post-weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of GTD-111 superalloy welds
JP2000160313A (ja) ニッケル基超耐熱合金とこのニッケル基超耐熱合金の溶接前熱処理及び溶接法
Zhang et al. Effect of Nd: YAG pulsed laser welding process on the liquation and strain-age cracking in GTD-111 superalloy
JP2007277721A (ja) ニッケル系合金
JP2586894B2 (ja) ニッケル基超合金
KR101593299B1 (ko) Ｎｂ이 함유된 니켈기 초내열합금의 용접부 고인성을 위한 열처리 방법 및 그에 의한 용접부를 갖는 초내열합금
CA3048051C (en) High gamma prime nickel based weldable superalloy and method of repairing and manufacturing of turbine engine components using the same
Raza et al. Experimental investigation into microstructure, mechanical properties, and cracking mechanism of IN713LC processed by laser powder bed fusion
EP3815816A1 (en) High gamma prime nickel based superalloy, its use, and method of manufacturing of turbine engine components
US20170002449A1 (en) Precipitation hardening nickel-base alloy, part made of said alloy, and manufacturing method thereof
US7959748B2 (en) Method of manufacturing Ni-based superalloy component for gas turbine using one-step process of hot isostatic pressing and heat treatment and component manufactured thereby
Bridges et al. Metallurgical Evaluation of an Additively Manufactured Nickel-Base Superalloy for Gas Turbine Guide Vanes
JP6721289B2 (ja) 物品及び物品の製造方法
Osoba et al. Cracking susceptibility after post-weld heat treatment in Haynes 282 nickel based superalloy
Sjöberg et al. Evaluation of the in 939 alloy for large aircraft engine structures
JPS6362582B2 (ru)
US9095923B2 (en) Method of welding alloy articles
JPH0375619B2 (ru)

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20210219