CN104511702A - 用于焊接超级合金的焊接材料 - Google Patents

Abstract

用于焊接超级合金的含硼的焊接材料具有0.3-0.8wt.％B、0.2-0.8wt.％C、17-23wt.％Cr、0.35-10wt.％Mo、0.1-4.15wt.％Nb以及余量的镍或铁和杂质，在环境温度下用于焊接修复由具有高含量γ′相的沉淀硬化超级合金制造的发动机组件。

Description

用于焊接超级合金的焊接材料

本申请要求于2013年9月30日由Alexander B.Goncharov、JosephLiburdi和Paul Lowden提交的标题为“用于焊接超级合金的焊接材料”的美国临时申请61/884169的优先权，并将该美国临时专利申请的全部内容并入本申请。

发明背景

包含20-23wt.％Cr、8-10wt.％Mo、3.15-4.15wt.％Nb、0.1wt.％C和镍及余量的杂质的Alloy625，也称为制造成AMS5879的Inconel625，在高至980℃(1800°F)的温度下具有良好的抗氧化性，高至870℃(1598°F)的温度下具有良好的机械性能，并且提供了良好的耐水腐蚀性。因此，数十年来，该合金广泛用于航空航天、化学和发电产业。

而且，由于独特的冶金性能，按照AMS5837制造成焊丝和焊条形式的拥有产权的Inconel625已通过GTAW、激光和等离子焊接及包覆而用于涡轮发动机组件的裂纹修补和空间复原。

Inconel625产生了良好的焊点，但是根据Banerjee K.、RichardsN.L.和Chaturvedi M.C.“Effect of Filler Alloys on Heat Affected ZoneCracking in Pre-weld Heat Treated IN-738LC Gas-Tungsten-Arc Welds”，Metallurgical and Materials Transactions,第36A卷,2005年7月,pp.1881-1890，Inconel738、GTD111、GTD222、Inconel713和其他具有高含量γ′相(γ′)的沉淀硬化超级合金的热影响区(HAZ)趋于微裂纹，也称为微裂隙。

该合金的另一主要缺点是低蠕变性，这限制了它在修复高应力结构发动机组件和外壳发动机组件中的应用。目前，制造成AMS5839的Haynes230焊丝及其他更优良的材料用于代替Alloy625来焊接修复这些发动机组件。然而，将Inconel738和GTD111超级合金与Haynes230焊丝焊接会加剧HAZ开裂。

硼和其他熔点抑制剂用于通过减少焊接熔池的固相线-液相线范围和HAZ过热来防止HAZ开裂。然而，大量的硼进一步降低了使用Inconel625合金产生的焊点的蠕变和断裂特性。

另一方面，在US RE29920和RE28681中描述的镍基合金中硼含量不足不会阻止GTD111合金的HAZ开裂(如通过实验所发现的)，所述镍基合金类似于Inconel625并包含0.05-0.3wt.％B、高至0.35wt.％C、5-22wt.％Cr、高至8wt.％和高至3wt.％Nb。

具有(0.04wt.％-0.8wt.％)的硼含量和(0.12wt.％-1.2wt.％)的碳含量的不含铌的镍-铬-钼基合金(例如US3918964所述的合金以及专利US4363659、US3428442所述的类似合金)主要仅用于表面耐磨堆焊。通常，硬面合金具有低断裂特性和低循环疲劳特性，并且不能用于涡轮发动机组件的结构修复。

因此，需要对Inconel625以及其他镍基和铁基焊接材料进行显著改善以提高Inconel738、GTD111及其他高含量γ′相的超级合金的焊点在高温下的机械性，同时避免HAZ开裂。

发明内容

我们已发现包含0.3-0.8wt.％的硼(B)、0.2-0.8wt.％的碳(C)、17-23wt.％的铬(Cr)、8-10wt.％的钼(Mo)、0.1-4.15wt.％的铌(Nb)及镍或铁和余量的杂质的焊接材料会产生高强度焊接，其使Inconel738、GTD111和其他镍基超级合金的开裂最小化并通常消除所述开裂，而且改善了各种镍基和铁基合金上的焊点的机械性能。

当前(本发明的)合金的优点

1)在高至980℃(1800°F)的温度下产生具有优异机械性能的焊点。焊点在980℃(1800°F)下的断裂特性超过了标准的Inconel625和Haynes230的断裂特性，如表3所示。

2)使Inconel738和GTD111以及其他高γ′镍基超级合金在环境温度下焊接，同时最小化或消除HAZ开裂。

3)在环境温度下产生延性焊点，允许修复部分的冷加工。

4)可以使用标准的低成本拉伸工艺来制造焊丝。

5)具有0.2-0.4wt.％的碳和硼含量的当前合金的优选实施方案可以用于发动机组件的开裂修复，而0.3-0.8wt.％的碳含量的实施方案可以用于表面耐磨堆焊。

镍基焊接材料可以是焊丝。

镍基焊接材料也可以是焊粉。

镍基焊接材料可以是涡轮发动机组件的修复部分，其中具有0.2-0.3wt.％碳含量和0.3-0.4wt.％硼含量的焊接材料代替了发动机组件的开裂部分，并且具有0.3-0.8wt.％碳含量和0.5-0.8wt.％硼含量的焊接材料应用于在工作状态下发动机组件经受磨损和侵蚀的部分。

根据其他优选的实施方案，镍基材料可以是特定发动机组件制品，如护罩、叶片、机壳、护罩支承环、空气密封环。

附图简述

图1是使用本发明的焊接材料通过GTAW-MA焊接而在Inconel738基底上产生的包覆焊点的横截面。

图2是使用包含0.4wt.％B和0.2wt.％C的焊条在GTD111基材上产生的焊点的显微照片，其描绘了底部的无裂纹HAZ及在顶部建立的焊点。

图3a是使用标准Inconel625产生的均匀GTAW焊点的显微照片。

图3b是使用本发明的另外与硼和碳铸成合金的Inconel625焊丝产生的GTAW焊点的显微照片，其描绘了在延性镍基基质中高强度的立方形硼化物和碳化物的沉淀。

图4a是使用标准349不锈钢焊丝产生的均匀GTAW焊点的显微照片。

图4b是使用本发明的另外与硼和碳铸成合金的349铁基焊丝产生的GTAW焊点的显微照片，其描绘了在延性铁基基质中高强度的立方形硼化物和碳化物的沉淀。

图5描绘了退火状态下的本发明的镍基合金的微观结构，具有在碳化物的等轴晶粒和晶粒间沉淀内的高强度立方形硼化物和碳化物的均匀沉淀。

图6是在1200℃温度的PWHT退火及标准老化热处理之后在GTD111镍基超级合金上的焊接金属3的显微照片，其描绘了无裂纹HAZ。

图7是在1200℃温度的PWHT退火和标准老化热处理之后在GTD111基材上的焊接金属2A的显微照片，其描绘了HAZ显微裂纹和蔓延至焊接金属中的一个裂纹。

图8是在1205℃温度的退火热处理之后使用包含0.85wt.％B和1.2wt.％C的焊条在GTD111镍基超级合金上产生的焊点的显微照片，其描绘了不可接受的枝晶间凝固收缩。

图9描绘了由GTD111超级合金制造的1级高压涡轮叶片，其具有使用包含0.25wt.％C和0.4wt.％B的镍基延性焊丝产生的尖端焊点(1)及使用包含0.6wt.％B和0.6％wt.C的表面耐磨堆焊丝产生的耐磨翼片(angel wing)焊点(2)。

具体实施方式

标准首字母缩略词

AMS–太空材料规格(标准)

ASTM-美国试验材料协会(标准)

AWS-美国焊接协会(标准)

HAZ-热影响区

NDT-非破坏性试验

OEM-原始设备制造商

PWHT–焊后热处理

SS–不锈钢

词汇和术语(定义)

合金-由两种以上材料的混合物组成的金属化合物。超级合金-在高温下具有抗氧化性和机械性能的金属材料。

氩气淬火-在退火温度下将氩气引入真空加热处理室中，使得合金快速冷却至环境温度。

奥氏体-面心立方相中一种以上元素的固溶体。

基体金属或材料-要焊合在一起以形成接合点的两种以上金属中的一种。

硼化物-由两种元素组成的化合物，其中硼是更多电负性的一种元素。硼与金属和非金属元素形成硼化物。

碳化物-由碳和较少的电负性元素组成的化合物。碳可以与金属(如铬、铌、钼、钽、钛、钨及其他IVB、VB和VIB族金属)和非金属(如硼、钙或硅)产生碳化物。金属碳化物的特征在于它们极高的硬度和耐高温性。

铸造镍合金-包含镍的合金，其以液体形式被灌注或浇注入模具中并冷却成固体形状。

包覆-应用相对厚层(>0.5mm(0.02in.))的焊接材料和/或复合焊粉以最小渗入基材的方式改进耐磨性和/或耐腐蚀性或其他性能和/或将部件复原至所需尺寸的工艺。

冷轧-在低于合金重结晶温度的温度下进行的工艺。

冷加工-在基本低于重结晶点的温度下使金属成形。冷加工增加强度和硬度。

裂纹-破裂型间断，特征在于锐利尖端和高长宽比，通常超过三(3)。

无裂纹焊点-不含长度等于或大于0.004英寸(0.1mm)的线状标示的焊接，所述线状标示在不进行焊点的放大或金相检验的情况下通过放射线照相或荧光渗透检验而检测得到。

开裂-在焊接熔池完成固化期间或之后在焊点中形成的破裂。

蠕变(性)-其是固体材料在应力影响下缓慢移动或永久变形的趋向。当金属在高温下经受持续拉伸负荷时发生蠕变。

蠕变和断裂试验-其是根据ASTM E139通过向恒温下保持的拉伸试样施加持续负荷而进行的试验。断裂试验以与蠕变试验相似的方式但在更高应力水平下进行，直至试样失效，并测量失效时间。在规定负荷下断裂之前的时间用来表征材料的断裂特性。

稀释-通过在焊珠中混合基材或先前的焊接金属产生的焊接材料化学组分的变化，其测量为焊珠中基体金属或先前的焊接金属的百分比。

间断-焊接金属典型结构的中断，如基体或焊接金属缺乏机械特性、冶金特性或物理特性的均匀性。

拉伸-通过单独的拉伸模或一系列模具来拉丝的工艺。

延性-金属和合金在不断裂的情况下被拉伸、伸长或成形的能力。

裂隙-破裂表面的仅有轻微分离(开口位移)的小裂纹状中断。前缀大-或微-表示相对尺寸。

熔焊-用熔融基体金属来产生焊点的焊接工艺。

γ相-连续基质(称为γ)是面心立方(fcc)的通常包含高比例固溶体元素(如Co、Cr、Mo和W)的镍基奥氏体相。

γ′相-镍基超级合金中的主要强化相，是由镍和铝或钛(Ni3Al或Ni3Ti)组成的在奥氏体γ基质中共格沉淀的化合物。

气体喷雾-通过使熔融金属流通过小孔并使其通过惰性气体喷流而雾化成细金属滴、随后迅速冷却来制造高品质的金属粉的工艺。

气体保护钨极电弧焊(GTAW)-根据AWS定义，其是用钨(非消耗型)电极与工件(也称为基材)之间的电弧加热金属而产生金属合并的电弧焊接工艺。

硬度-金属和合金对抗印压、渗透和刮痕的能力。

热影响区(HAZ)-基体金属未被熔化的部分，但是其机械性能或微观结构被焊接的热量改变。

热处理-受控加热和冷却过程，其用于改变材料结构并改变其物理和机械性能。

热轧-在超过合金的重结晶温度下进行的工艺。

感应熔化-用感应电流(也称为涡电流)加热并熔化金属和合金的工艺。

激光焊接和包覆(LBW)-根据AWS定义，其是使用通过施加的集中相干光束分别轰击接合点或基材而获得的热量来产生材料合并的焊接工艺。

线状间断-长宽比为3:1以上的焊接缺陷。

多道包覆和焊接-通过两个以上的进程形成的焊接。

镍基超级合金-镍含量超过其他合金元素的含量的材料。

等离子电弧焊接(PAW)-根据AWS定义，其是通过电极与工件(基体金属)之间的收缩电弧(也称为转移弧)或通过电极与收缩嘴之间的电弧(也称为非转移弧)来加热金属而产生金属合并的电弧焊接工艺。

沉淀热处理或硬化-将合金加热至某些元素沉淀的温度，形成更硬的结构，然后以防止返回原始结构的速率冷却的工艺。

重结晶-是由现有晶粒结构形成新的无应变的晶粒结构，其通常在加热期间伴有晶粒生长。

重结晶温度-是在规定时间内发生现有晶粒结构完全重结晶的近似温度。

轴轧-使金属原料通过一系列机械驱动的辊的工艺。

断裂强度-材料断裂时产生的公称应力，其不必等于极限强度。

凝固收缩-固化期间金属的体积收缩。

溶体热处理-用来将合金加热至特定温度并保持一段时间以使一种以上的合金元素溶入固溶体中、然后迅速冷却的热处理方法。

极限抗拉强度(UTS)-材料对纵向应力的抵抗力，测量为使材料断裂所需的最小量的纵向应力。

焊接-通过将材料加热至焊接温度并且施加或不施加压力，或通过单独施加压力并且使用或不使用焊接材料而产生的金属或非金属的局部合并。

焊珠-由焊道产生的焊点

焊接缺陷-由自然或累积效应使得部件或产品不能满足最低的可应用的验收标准或规格的间断。

焊道-沿着接合点、焊缝沉积或基底进行焊接或包覆操作的单独进程。焊道的结果就是焊珠、焊接层或喷雾附着。

焊接熔池-焊点中熔融金属在其固化为焊接金属之前的局部体积。

焊接性-在施加的条件下材料被焊接成特定的、合适的结构以及对其意欲用途表现良好的能力。

焊接-制作焊点所用的材料连接工艺。

焊粉-粉末形式的焊接材料，在产生焊缝或包覆焊点中添加。

焊条-切割成标准长度的焊丝。

焊丝-线材形式的焊接材料，在产生焊缝或包覆焊点中添加。

可锻镍合金-已被弯曲、锤打、锻造或物理变形成期望的形状的镍基合金。可锻镍合金通常在与某些类型的钢的相同条件下焊接。

屈服强度-金属忍耐渐进力而不永久变形的能力。

打平-是涉及通过精细成形和修匀金属片来精加工表面的金属加工技术。

本发明的合金可以以下述形式使用：铸件、可锻材料、板、带、片、以及焊丝和焊粉形式的焊接材料。下文更详细地讨论作为本发明合金的主要应用的焊丝、焊条和焊粉形式的焊接材料。

用来制造焊丝和焊粉的铸锭(也称为坯料)采用标准感应熔化技术和设备或其他熔化工艺在真空或氩气中生产。

为制造焊丝，坯料通常以直径超过0.75英寸的棒形式来生产，通过在高温下滚轧或挤压来将该直径减少至0.5英寸直径，随后是标准的表面精加工。

根据用于制造裂纹修复用焊丝的本文概念的具有0.4-0.5wt.％硼含量和0.2-0.4wt.％碳含量的镍基合金，以及具有0.3-0.4wt.％硼含量和0.2-0.3wt.％碳含量的铁基合金，在低于重结晶温度的温度下是可延的。因此，使用低含量硼和碳的合金制造焊丝可以通过冷轧来完成。在冷轧期间，棒原料的初始直径0.5-0.75英寸被降至0.020-0.062英寸。冷轧提高了屈服强度和硬度。因此，为提高延性，偶尔使金属原料进行退火热处理以允许可加工性的恢复。

硼和碳含量分别为0.5-0.8wt.％的高硬度的焊丝(也称为表面耐磨堆焊焊丝)在低温具有低延性。因此，为制造表面耐磨堆焊焊丝，使用标准热轧或挤压工艺。热挤压工艺由组装坯料壳来构成，所述坯料包含期望的化学组分的棒。然后制备坯料以用于挤压。将坯料加热至超过重结晶温度的温度以避免硬化和易于挤压。

在最终加工期间，使线材经过标准的严密清洗程序，其确保焊点不受污染。

在清洗后，将该线材切成用于制造手动GTAW-MA用焊条所需的长度，或者将该线材对接焊接在一起并绕在卷轴上以用于自动GTAW-ME、等离子激光焊接。

通过标准气体喷雾工艺制造直径45-75μm的焊粉。在该过程中熔化的合金通过惰性气体喷流雾化成细金属滴，在它们落入雾化塔期间冷却。通过气体雾化获得的金属粉具有完美的球形和高洁净度水平。焊粉用于等离子、微等离子和激光焊接及包覆。用标准送粉器将焊粉和氩气喷流供给入焊接熔池中。

在固化后，将焊粉与基材融合，生产焊接金属。为降低过热并防止HAZ开裂，通过最小稀释来进行焊接和包覆。包覆的最佳结果是用5-15％的稀释来实现的。

规定范围内的硼和碳为实现本发明的目标产生了两种有益效果。

首先，如图1、2和6所示，硼与镍的组合降低焊接熔池的熔化温度并减少HAZ过热，允许在Inconel738和GTD111上形成无裂纹焊点。

其次，如图3b、4b和5所示，碳和硼与Nb、Mo和Cr在相对延性的Ni和Fe基质中分别形成立方形高强度碳化物和硼化物，其显著提高焊点的极限强度(UTS)和屈服强度、显微硬度以及断裂强度，如表2-6所示。

如图3a所示，使用标准Inconel625产生的焊点的微观结构包括几乎均匀的低强度γ晶粒。如表3和2分别所示，具有该结构的焊接金属显示极低的断裂特性和不足的拉伸特性。

使用本发明的镍基合金产生的焊点在982℃(1800°F)的温度下具有所需的延性、高强度和良好断裂特性的独特组合，其由于形成立方形硼化物和碳化物而明显胜过使用基线Inconel625和更出众的Haynes230合金产生的焊点的特性。在使用包括硼和碳的铁基焊接产生的焊点中也发现了类似的强化效应。标准347SS和349SS焊点在872℃(1600°F)下具有低的机械特性且在室温下具有低的显微硬度，如表5和6所别所示。如图4b所示，立方形硼化物和碳化物在延性奥氏体Fe-Ni基基质中沉淀显著提高了焊接的机械特性。尽管经强化，但这些焊点保持了高延性并在铁基A286合金上产生了无裂纹焊点。

如表4所示，包含0.4-0.5wt.％B和0.2-0.4wt.％C的镍基焊接金属显示出良好的延性，这允许在环境温度或预热下通过打平来再成形发动机组件。

本发明的合金也可以用来制造发动机组件，通过铸造和锻造并随后通过退火，随着立方形碳化物和硼化物在延性Ni基基质中沉淀而形成高强度的等轴结构，如图5所示。

根据AMS2694、AMS2685或相关OEM规格，使用本发明的焊丝、焊条或焊粉形式的合金进行发动机组件的焊接修复，且该焊接修复包括除去缺陷区域或裂纹、清洗发动机组件、焊接、焊后热处理(PWHT)(对于由沉淀硬化超级合金制造的发动机组件的修复，焊后热处理(PWHT)可以指定退火和老化或只是应力消除)、用于恢复发动机组件原始几何形状的机械加工和抛光，随后是焊点的非破坏性试验(NDT)和尺寸检验。标准修复过程是本领域公知的。然而，由GTD111超级合金制造并在环境温度下焊接的涡轮叶片修复的实例示于图9中。

图9示出的尖端焊点1具有对应于焊接金属3的化学组分(包含0.4wt.％B和0.25wt.％C)，其确保高的热疲劳特性，而硼和碳含量分别为0.6wt.％和0.8wt.％的翼片焊点2具有更好的耐磨性。

焊点在焊接条件下及在PWHT之后不含尺寸超过0.002英寸的焊接缺陷，所述PWHT包括在1200℃(2192°F)温度下退火、在1120℃(2048°F)温度下标准两级老化两小时、随后在845℃(1553°F)温度下浸泡二十四(24)小时。

实施例

使用本发明的合金焊接Inconel738、GTD111和Inconel625的实例

具有表1所示的化学组成的总计11种镍基和铁基焊丝是采用标准冶金法通过向标准镍基Inconel625及铁基SS347和SS349合金添加不同量的硼和碳来制造的。

由于对开裂的高敏感性和广泛的工业应用，选择IN738和GTD111镍基沉淀硬化合金、IN625溶体硬化合金和A286铁基合金用于焊接实例。在下述条件下使用GTAW-MA焊接和氩保护气体来产生2-4英寸长、0.35-0.40英寸宽和0.4-0.5英寸高的多通道包覆焊点：对由镍基Inconel738和的GTD111超级合金制造的样品使用Ni基焊丝；以及对由高温铁基合金A289制造的样品使用铁基焊丝。数十年来，IN738和GTD111超级合金已用于制造工业燃气轮机(IGT)发动机的转斗(buckets)(叶片)，并且产生图9所示翼片的尖端热疲劳开裂、氧化和磨损。

通过实验选择焊接参数以产生稀释度为10-15％的包覆焊点。焊点电流从60A至75A式变化，电弧电压在12-14V范围内，并且焊接速率从1.8英寸/分钟至2.2英寸/分钟变化。

焊接前，使由IN738和GDT111制造的样品在1200℃(2192°F)的温度下进行预焊接退火热处理两(2)个小时，随后是氩气淬火。对由A286铁基合金制造的样品进行焊接，而无预焊接热处理。

使用标准Inconel625和Haynes230焊丝在Inconel738和GTD111镍基超级合金上产生包覆焊点，以评价标准的和本发明的焊接材料的HAZ开裂。标准347SS和349SS与本发明的铁基焊丝用于在A286合金上产生包覆焊点，以评价焊点对开裂的机械特性和敏感性。

使在Inconel738和GTD111超级合金上制造的样品进行PWHT，其包括在1200℃(2192°F)温度下退火两(2)小时，随后在1120℃(2048°F)温度下老化两(2)小时，并在845℃(1553°F)温度下老化二十四(24)小时。在A286铁基合金上的焊点的两步老化是在720℃(1328°F)温度下进行16小时，随后在620℃(1148°F)下加热16小时。

除上述以外，采用GTAW-MA以及标准Inconel625(IN625)溶体硬化焊丝和本发明的0.035英寸直径焊条形式的焊接合金，对接焊接尺寸为6×3×0.060英寸的Inconel625样品。

Inconel738和GTD111上的焊接用于评价HAZ开裂。没有观察到裂纹以及超过0.002英寸长的其他线状间断。

使采用镍基焊接材料产生的包覆焊点在982℃(1800°F)温度下分别根据ASTM E21和E139进行拉伸和断裂试验。使采用铁基焊接材料产生的包覆焊点在872℃(1600°F)温度下根据ASTM E21进行拉伸试验，并在室温下根据ASTM E384用300g的负载进行显微硬度试验。

使Inconel625对接接合点在室温下根据ASTM E8进行拉伸试验，并根据ASTM E190-92进行弯曲试验。

镍基焊接材料的可接受组分包括在由沉淀硬化镍基超级金属制造的各种基底上产生无裂纹焊点、长度小于0.004英寸(0.1mm)的枝晶间收缩、以及在982℃(1800°F)温度下拉伸特性和断裂特性分别超过Inconel625和Haynes230的那些组分。铁基焊接材料可接受组分包括在A286合金上产生无裂纹焊点并且在872℃(1600°F)温度下机械特性超过使用标准347和349焊接材料产生的基线焊点的机械性能至少15％的那些组分。

镍基和铁基焊接材料的可接受组分包括产生裂纹、枝晶间收缩以及尺寸超过0.004英寸的其他线性指标的组分。

使用镍基焊接材料产生的包覆焊点在982℃(1800°F)温度下的拉伸特性以及Inconel738和GTD111合金的HAZ开裂总结于表2中。标准Inconel625和Haynes230的断裂特性与拉伸特性之比较示于表3中。

使用标准Inconel625和本发明的焊条在室温焊接条件下产生的Inconel625合金的对接接合点的拉伸特性示于表4中。

在872℃(1600°F)的温度下，使用标准不锈钢347和349铁基焊接材料以及本发明的铁基焊接材料在A286合金上产生的包覆焊点的拉伸特性总结于表5中。

在室温下，使用标准不锈钢347和349铁基焊接材料以及本发明的铁基焊接材料产生的包覆焊点的显微硬度总结于表6中。

如表2所示，使用标准焊丝Inconel625、Haynes230和具有对应于焊接金属1的化学组成的焊丝在Inconel738和GTD111合金上产生的焊点显示出不可接受的HAZ微开裂。包含0.25wt.％B和0.45wt.％C的焊接金属2A的HAZ在焊接和热处理条件下显示出HAZ开裂。此外，如图7所示，由于这些焊点的延性降低，焊接金属2A中碳含量的升高导致裂纹从HAZ蔓延至焊点中。

因此，具有对应于焊接金属1和2A的化学组成(硼含量低于0.25-0.3wt.％)的焊丝不应当用于由具有高含量γ′相的镍基合金(如GTD111和IN738)制造的关键发动机组件的修复。

表1 Ni基和Fe基合金的化学组分Wt.％

表2 982℃(1800°F)下镍基包覆焊点的拉伸特性及HAZ开裂敏感性

注释：将使用标准Inconel625和Haynes230焊丝生产的^1、2焊接金属进行试验以获得用于比较的基线数据。剔除产生HZA或表现出开裂及其他不可接受的焊点间断(例如凝固收缩)的其他焊接合金并因此不进行机械试验。

表3 982℃(1800°F)温度下Inconel625、Haynes230和合金3包覆焊接的断裂特性

材料	应力,KSI	破裂时间,小时
			Inconel625标准基线	8	1.8
Haynes230标准基线	8.0	10
			焊接金属3	8.0	242.8
焊接金属6	8.0	112.3

表4 室温下Inconel625对接接合点的机械特性

焊接金属	极限拉伸强度,KSI	伸长,％	弯曲角度,度	断裂区域
					标准的Inconel625	127	46	180	HAZ
3	129	38.5	180	HAZ

表5 872℃(1600°F)下铁基包覆焊点的拉伸特性

表6 室温下铁基包覆焊点的显微硬度

焊接金属	VHN(300g)
		347SS基线焊接金属	165
9	237
		349SS基线焊接金属	184
10	256

硼含量分别为1.0wt.％和0.85wt.％以及碳含量分别为1.25wt.％和1wt.％的焊接金属7和8的HAZ没有裂纹，但是焊点显示出枝晶间收缩(如图8所示)并且认为是不可接受的。

使用标准347和349焊接材料在铁基A286合金上产生的焊点在872℃(1600°F)下具有低拉伸特性以及硬度，这不允许使用这些材料来分别用于修复机翼或气封翼片。如表5和6分别所示，B和C的添加使包覆焊点的屈服强度提高了30-86％，并且硬度提高大于40％。这些焊接也没有裂纹。

因此，从以上实例所推断，本发明的包含约0.3wt.％-0.8wt.％的B和约0.2wt.％C-0.8wt.％的C的焊接合金在镍基Inconel738和GTD111超级合金以及铁基A286合金上产生无缝焊点。由于分别在镍基和铁基基质中形成立方形硼化物和碳化物，这些焊点具有优异的机械特性，允许制造和修复由各种镍基和铁基超级合金制造的涡轮发动机组件。

Claims (17)

1.焊接材料，其包含以下重量百分比的元素：

a)硼：约0.3-0.8wt.％

b)碳：约0.2-0.8wt.％

c)铬：约17-25wt.％

d)钼：约6-12wt.％

e)铁：约痕量至75wt.％

f)镍及杂质：余量。

2.根据权利要求1所述的焊接材料，其还包含：

g)铌：约0.1-4.5wt.％

并且其中以下元素为：

h)铬：约18-23wt.％

g)钼：约8-10wt.％。

3.根据权利要求2所述的焊接材料，其中铌含量为约3-4.5wt.％。

4.根据权利要求3所述的焊接材料，其还包含约痕量至5wt.％的铁。

5.根据权利要求4所述的焊接材料，其还包含选自硅、锰、钛的微合金元素：总计约0.1-3.5wt.％。

6.根据权利要求1所述的焊接材料，其中以下元素的含量为：

a)硼：约0.3-0.4wt.％

b)碳：约0.2-0.3wt.％

c)钼：约痕量至0.75wt.％

d)铁：约60-75wt.％

并所述焊接材料还包含以下：

e)铌：约0.1-1.4wt.％。

7.根据权利要求6所述的焊接材料，其中

f)铬含量为约17-22wt.％，

并且所述焊接材料还包含：

g)选自硅和锰的微合金元素：总计约1.3-3wt.％。

8.根据权利要求7所述的焊接材料，其中

a)铬含量为约17-20wt.％

b)铁含量为约63-72wt.％

c)铌为约0.1-0.4wt.％

并且所述焊接材料还包含：

d)选自硅和锰的微合金元素：总计约1.3-3wt.％。

9.根据权利要求6所述的焊接材料，其中铁含量为约63-70wt.％，并且铌含量为1-1.4wt.％。

10.根据权利要求9所述的焊接材料，其中铬含量为约19-22wt.％，并且钼含量为约0.35-0.65wt.％。

11.根据权利要求10所述的焊接材料，其还包含选自硅和锰的微合金元素：总计约1.3-3wt.％。

12.根据权利要求1所述的焊接材料，其是焊粉。

13.根据权利要求1所述的焊接材料，其是焊丝。

14.根据权利要求1所述的焊接材料，其是涡轮发动机组件的修复部分。

15.根据权利要求1所述的焊接材料，其是制品。

16.根据权利要求1所述的焊接材料，其具有约0.2-0.5wt.％的碳含量和约0.3-0.4wt.％的硼含量，并且是用于裂纹修复的焊丝或焊粉。

17.根据权利要求1所述的焊接材料，其具有约0.4-0.8wt.％的碳含量和约0.4-0.8wt.％的硼含量，并且是用于表面耐磨堆焊的焊丝或焊粉。