修复和制造涡轮发动机部件的方法及涡轮发动机部件技术领域
本发明涉及熔焊并且可用于利用气体保护钨极电弧焊(GTAW)、激
光焊(LBW)、电子束焊(EBW)、等离子焊(PAW)和微束等离子焊
(MPW)手动和自动焊接来修复和制造由镍、钴和铁基超级合金制成的涡
轮发动机部件。
背景技术
本发明涉及熔焊并且可用于修复和制造各种涡轮发动机部件，更具体
地利用包覆和熔焊工艺修复和制造由等轴多晶、单晶和定向凝固的超级合
金制造的涡轮叶片。
在熔焊中，两个或多个制品之间的聚结或连结是通过在引入或不引入
填料的情况下熔化基体材料、然后冷却和结晶焊接熔池来进行的。熔焊可
以产生在宽泛的温度和条件下与该基体材料的性能相等的性能。然而，凝
固和残余应力的留存往往导致裂纹，难以焊接Inconel713、Inconel738、
Rene77、Rene80、Rene142、CMSX-4、ReneN4、ReneN5以及具有低延
展性的其它高γ'超级合金并且容易发生液化热影响区(Heat Affected
Zone，HAZ)开裂。
钎焊(brazing)可以产生无裂纹接头，因为其不需要熔化基体材料以
获得聚结。钎焊是通过仅将钎焊材料熔化和凝固而进行的。然而，在高温
下，钎焊接头处的机械性能通常比基体材料的机械性能低50-75％。
由大部分镍和钴钎焊材料形成的钎焊接头处的不良机械性能与这些材
料中的硼含量高有关并且不允许涡轮叶片的大尺寸恢复和其它发动机部件
的结构修复。
因此，尽管有开裂倾向，但是焊接往往比钎焊更经常用于制造和修复
不同制品，包括涡轮发动机部件。然而，根据US 5897801，为了在熔焊过
程中避免开裂，由具有低延展性的材料制成的涡轮叶片在焊接之前被预热
到超过900℃的温度。通过在预选区域中引弧以局部熔化母体材料，提供
具有与该制品的镍基超级合金相同组成的填料金属，并将填料金属供给入
电弧，电弧导致填料金属熔化并与母体材料熔合，凝固时形成焊缝熔敷，
从而完成焊接。
类似方案也用于US 6659332中公开的方法。通过去除存在于缺陷区域
的受损材料，然后在容纳有保护气体的腔室中将制品预热到基体材料固相
线温度的60-98％的温度然后焊接来修复制品。
为了使叶片中由于在熔焊过程中施用大量热能而产生的焊接应力最
低，根据CA 1207137所述的方法，使叶片在焊接修复之前经历受控加热
并且在焊接修复之后控制冷却。
涡轮叶片的预热增加了修复成本，并且因为由沉淀硬化超级合金制造
的部件的低延展性而不能保证无裂纹焊接。
因此，目前仅预热至温度超过900℃，允许在沉淀硬化等轴多晶和定
向凝固的高γ'相超级合金上进行无裂缝焊接。
因此，本发明的主要目的之一是开发一种新的成本有效的方法来通过
在环境温度下在多晶、定向凝固和单晶超级合金上焊接和包覆来修复发动
机部件。
发明内容
我们发现本发明的修复和制造涡轮发动机部件的方法的优选实施方案
包括：去除受损材料和污染物以露出无缺陷基体材料的焊接前准备步骤；
利用选自激光、微束等离子、等离子、电子束和气体保护钨极电弧焊的熔
焊工艺通过优选两种异种填料来焊接修复受损区域，其中，第一异种填料
选自有延展性的镍基和钴基合金，包括高温枝晶和低温枝晶间共晶，由于
0.05wt.％-1.2wt.％硼添加剂，其固相线温度低于基体材料的固相线温度；
然后在施加过渡层之后在温度超过基体材料时效温度(aging temperature)
但低于基体材料的初熔温度的情况下进行扩散热处理约30分钟到约24小
时；利用熔焊工艺和第二异种填料施加顶部抗氧化层，该第二异种填料包
含约5至12wt.％Co、约12至25wt.％Cr、约痕量至5wt.％Mo、约痕量到
5wt.％W、约1wt.％至5wt.％Ti、约痕量至0.1wt.％Zr、约痕量至约
1.5wt.％Hf、约痕量至0.2wt.％B、约3至6wt.％Al、约0.5wt.％至约
6wt.％Si、约痕量至约5.5wt.％Re、约痕量至约4wt.％Ta以及镍和余量的
杂质；在基体材料的选自热等静压、退火、时效和应力消除的焊后热处理
之后再通过选自机加工、打磨和抛光的方法恢复发动机部件的初始几何形
状；非破坏性检验；和尺寸检验，以及本发明下文讨论的其它实施方案；
在环境温度下在各种高的γ'沉淀硬化镍基超级合金上产生无缺陷焊缝及
HAZ。
根据另一实施例，用于向包含约痕量至约3.5wt.％铝的基体材料施加
过渡层的填料选自包含约0.05wt.％至约0.6wt.％硼的镍基合金。
根据另一实施例，用于向包含约3wt.％至约8.0wt.％铝的基体材料施
加过渡层的填料选自包含约0.4wt.％至约1.2wt.％硼的镍基合金。
另一优选实施例包括将过渡层机加工成均匀厚度为0.3mm或以上的
附加步骤。
根据另一优选实施例，为了恢复基体材料，改进焊缝处的机械性能，
被修复的发动机部件根据基体材料的状态在焊接之前或者施加过渡层之后
或者施加顶部耐氧化层之后中的任一情况下经受热等静压处理。
根据另一优选实施例，为了改进可焊接性和执行真空清洁，涡轮发动
机部件在施加过渡层之前在真空或保护气体、优选氢气中经受退火热处理。
为了简化使用自动焊接和包覆以及允许直接向修复区域施加顶部耐氧
化性层，通过在涡轮叶片的典型可修复破损的下方切下叶片尖端至少
0.25mm来去除尖端的缺陷材料，从而允许在随后的对先前施加的过渡层
进行修复的过程中直接施加顶部耐氧化层。
根据旨在提高基体和焊接材料的性能的优选实施例，涡轮叶片经受焊
接后热处理，该焊接后热处理选自退火、基体材料沉淀硬化或两者兼有或
使用选自那些规定用于基体材料的参数中的参数进行应力消除。
根据本发明的优选实施例，熔焊过程在环境温度下进行。
然而，如果有必要，基于根据另一实施例的基体材料的可焊接性和废
品率统计数据，熔焊过程可以通过预热至约600℃至约1100℃的温度来
进行。
本发明的优选实施方案可以用于修复和制造由单晶、定向凝固、等轴
镍、钴和铁基超级合金制成的涡轮发动机部件。
所有的优选实施方案都可用于修复和制造选自航空和工业涡轮发动机
的喷嘴导向叶片(NGV)、压气机静叶片、压气机叶片、高压压气机(HPC)
叶片、高压涡轮(HPT)叶片、低压涡轮(LPT)叶片、罩环、密封段、
壳体、导流盘、燃烧室、火焰筒、燃料喷嘴、歧管的涡轮发动机部件。
本发明是基于使用Liburdi Engineering Ltd的在审的专利申请
WO2015095949,CA2850698(CN104511702(A)),PCT/CA2014/000752 and
WO2014063222中描述的焊接材料对涡轮发动机部件的修复的进一步改
进，含硼易延展的焊接材料用于过渡层、随后进行扩散热处理和施加含硅
顶部耐氧化层的组合是生产无裂纹的具有优良耐氧化性的部件并且使本发
明区别于现有技术的关键步骤。
根据本发明，可以观察到以下优点：
该方法已被发现能在环境温度下在具有高含量γ'相的大多数多晶、定
向凝固和单晶超级合金上进行无裂纹焊接，其降低了成本，提高了生产率
和改进了工作条件的健康性和安全性。
由于硅的添加和Al-Si-Cr比率的优化，被修复的发动机部件表现出超
过大部分基体材料的优异的耐氧化性能。
附图说明
图1是具有利用第一异种填料合金3669-6B通过GTAW-MA焊接形
成的过渡层的、由IN738制成的测试样本的熔合区域的显微图，示出在焊
池凝固过程中通过低枝晶间共晶进行的HAZ液化裂纹愈合。
图2示出由GTD111DS超级合金制造的IGT叶片的尾缘的无裂缝热
影响区、邻近基体材料使用第一异种填料合金3687B通过GTAW-MA焊
接产生的过渡层和使用第二异种填料合金3667S产生的顶部耐氧化层的微
观结构。
图3以x500的放大率示出使用第二异种填料合金3667S产生的顶部耐
氧化层的无缺陷的显微结构。
图4是使用GTAW-MA和第一异种填料合金3669-6B产生的无裂纹
HAZ和过渡层的显微图。
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)
OEM-原始设备制造商
NDT–非破坏性试验
PWHT-焊后热处理
HAZ-热影响区
IGT-工业涡轮发动机
LPT-低压涡轮
HPT-高压涡轮
HPC-高压压气机
NGV–喷嘴导向叶片
GTAW–气体保护钨极电弧焊
PAW-等离子电弧焊
MPW-微束等离子焊
LBW-激光束焊/激光焊
EBW-电子束焊
HIP-热等静压
EDM-电火花加工
EM-发动机手册
SPM-标准实用手册
UTS-极限抗拉强度
DS-定向凝固(合金或材料)
TE–喷嘴导向叶片和叶片尾缘
LE–喷嘴导向叶片和叶片前缘
DTA-差热分析
EDS-能量色散X射线光谱
EPMA-电子探针显微分析
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。
镍基超级合金-镍含量超过其它合金元素的含量的材料。
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。
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。
基体金属或材料–要焊合在一起以形成接头的两种以上金属中的一
种。
开裂–在焊接熔池完成固化期间或之后在焊缝中形成的破裂。
延展性–金属和合金在不断裂的情况下被拉伸、伸长或成形的能力。
硬度-金属和合金对抗印压、渗透和刮痕的能力。
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。
固溶热处理–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。
时效或硬化-从过饱和固溶体中一成分的析出所导致的硬化。
时效或沉淀硬化热处理-人工老化，其中由于加热和暴露于高温而从
过饱和固溶体中析出一组分/成分。
多级时效热处理–是其中在热处理期间热处理温度逐步下降以实现
期望的析出形态和超级合金特性的工艺。
首次时效-多级时效热处理的第一个高温阶段。
二次时效-多级时效热处理的第二阶段，其在比针对所选定的超级合
金的首次时效温度低的温度下进行。
热等静压(HIP)-是向金属和其它材料同时施加高温和高压持续一
个特定的时间量从而提高其机械性能。
过时效–在时间和温度都大于所需的条件下时效，以获得某些性能的
最大变化，使得该性能在初始值的方向上被改变，这特别适用于改变在由
沉淀硬化的超级合金制成的涡轮发动机部件的工作条件下暴露至高温的涡
轮发动机部件的性能。
扩散热处理-加热以在固体、特别是基体材料中传播一种成分、特别
是硼，意在使所有部分、特别是发动机部件的焊缝和基体材料的组成成分
均匀。
氩气淬火–在退火温度下将氩气引入真空热处理室中，使得合金快速
冷却至环境温度。
焊接性能–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。
不可焊材料-不能在环境温度下使用熔焊工艺焊接的材料。
焊粉–粉末形式的焊接材料，其在形成焊接接头或包覆焊缝的过程中
添加。
焊丝–丝线形式的焊接材料，其在形成焊接接头或包覆焊缝的过程中
添加。
焊条–切割成标准长度的焊丝。
包覆–应用相对厚的(>0.5mm(0.02in.))焊接材料层和/或复合焊粉以
最小渗入基材的方式改进耐磨性和/或耐腐蚀性或其它性能和/或将部件复
原至所需尺寸的工艺。
焊缝–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结
合。
焊道–由一道次产生的焊缝。
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。
稀释–通过在焊道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，其测量为焊道中基体金属或先前的焊接金属的百分比。
焊接–在制造焊缝的过程中所用的材料连接工艺。
熔焊-用基体金属的熔融来形成焊缝的焊接工艺。
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结合的
电弧焊接工艺。屏蔽从气体或气体混合物获得。可以使用或不使用压力，
可以使用或不使用填充金属。
等离子电弧焊(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)或通过电极与收缩喷嘴之间的
电弧(也称为非转移弧)来加热金属而产生金属结合的电弧焊接工艺。
激光焊和包覆(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头或基材而获得的热量来产生材料结合的焊接工艺。
焊接道次–沿着接头、焊缝沉积或基底进行焊接或包覆操作的单独进
程。焊道道次的结果就是焊道、焊接层或喷雾附着。
多道包覆和焊接–通过两个以上的道次形成的焊接/焊缝。
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中断/不连续点。
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。
线状间断–长宽比为3：1以上的焊接缺陷。
裂纹–破裂型间断，特征在于具有锐利尖端和高长宽比，通常超过三。
凝固收缩–固化期间金属的体积收缩。
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。
焊接熔池–焊缝中熔融金属在其固化之前的局部体积。
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、钨及其它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具有极高的硬度和
耐高温性。
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。
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。
奥氏体–面心立方相中一种以上元素的固溶体。
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基质中一致沉淀的化合物。
极限拉伸强度(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。
屈服强度-金属忍耐渐进力而不永久变形的能力。
蠕变(性)-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。
断裂试验–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。
断裂强度–材料断裂时产生的公称应力，其不一定等于极限强度。
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。
无裂纹焊缝-焊道不含长度与宽度比例等于或大于3：1的线状标示，
所述线状标示通过用放大至高达100的焊缝非破坏性试验或金相检查来发
现。
差热分析(DTA)-是一种热分析技术，类似于差示扫描量热法，其
中，被研究样品和惰性参照样品经受相同的热循环，同时记录样品与参照
物之间的任何温差。然后，该差分温度对时间作图，或者对温度作图(DTA
曲线，或温谱图)。样品的变化，无论是放热或吸热，都能够相对于所述
惰性参照被检测到。
DTA曲线-是一条曲线，将提供有关发生在样品中的转变如熔融、
凝固、相变和升华的数据。DTA峰值下面的面积是焓变，并且不受到样品
热容量的影响。
能量色散X射线谱(EDS)-是用于样品的元素分析或化学特征的分
析技术。
电子微探针分析仪(EMPA)-是用于非破坏性地确定小体积固体材
料的化学成分的分析工具。
具体实施方式
航空和IGT发动机的HPT和LPT叶片以及其它涡轮发动机部件由具
有低延展性的超级合金、定向凝固材料和单晶材料制造，以保证高的蠕变
性能和耐久性能。然而，低延展性增加了这些材料的开裂的倾向性，阻止
通过塑性变形适应残余应力。除了上述，大多数等轴和定向凝固的超级合
金，包括最常见的GTD111和IN738，都很容易沿着熔合线在HAZ处发
生液化开裂。
本发明的方法通过施加第一异种含硼延展性填料的过渡层而解决了基
体材料的开裂问题，同时增强了所修复的涡轮叶片的耐氧化性，所述填料
的固相线温度通过硼下降至低于基体材料的固相线温度，从而防止基体材
料过热并借助于毛细管力通过枝晶间共晶的再分配使裂纹能够自愈合。在
施加过渡层之后进行的扩散热处理导致硼沿熔合线扩散到基体材料内，从
而增加了基体材料的抗裂性。顶部耐氧化层的施加使用具有硅添加剂并优
化了Al-Si-Cr比例的第二异种填料，从而确保被修复的部件的优良耐氧化
性。选自HIP、退火和时效或上述全部的组合以及PWHT的涡轮发动机部
件热处理方法恢复了基体材料的初始性能。
通过修复由GTD111等轴超级合金制成的涡轮叶片的实施例，然后通
过修复由等轴且定向凝固(DS)的GTD111和IN738超级合金的实际的发
动机部件的实施例来公开了本发明的方法。选择这些材料进行说明是由于
它们对过热具有高灵敏度、容易出现HAZ液化开裂以及这些超级合金在
IGT发动机的HPT叶片和NGV的制造中的广泛使用。
在焊接修复之前，根据相关标准操作对涡轮叶片进行保护涂层/镀层的
剥离和清洗。
清洗后，涡轮叶片根据AMS2647进行荧光渗透(FPI)和尺寸检查，
随后磨削尖端以去除有缺陷的材料并露出无缺陷的基体材料。对于自动焊
接，有缺陷的材料通过磨削到最大裂纹深度或比典型裂纹深度低至少
0.25mm而被均匀地去除，从而能够在后续的修复过程中使用第二异种填
料直接焊接修复。对于手工焊接，可以接受的是通过去除表皮来去除单个
裂纹。
对基体材料的状况的评估通过应力-断裂试验进行，这旨在优化修复作
业范围和操作顺序。根据ASTM E-8，每一组中的至少一个叶片被切成机
器应力断裂试样。这些样品的应力断裂试验根据ASTM E-139进行。
如果基体材料的性能——特别是延展性——由于暴露至高应力和温度
的发动机部件中的蠕变和微隙的形成而严重恶化，在焊接之前进行HIP。
涡轮叶片在惰性气体、通常为氩气中被加热，其在所有方向均匀地施加等
静压力。这导致该材料成为“塑料”，其允许空隙在差压下塌陷。空隙扩
散的表面结合在一起以有效消除缺陷，实现接近理论密度，同时提高叶片
的机械性能。用于HIP处理的参数通常在各种手册和相关OEM规格书以
及众多出版物中规定。例如，根据《金属、材料和矿物》(Metals,Materials
and Minerals)期刊在2007年第17卷第1期第87-92页中的Panyawat
Wangyao，Viyaporn Krongtong，Weerasak Homkrajai等人的“HIP和热
处理对微结构的影响的OM研究(OM Study of Effect of HIP and Heat
Treatments on Microstructural)”，GTD111超级合金的HIP在高于退火
温度的温度下进行4小时。
为了在HIP之后进行真空清洗，对由GTD111超级合金制造的涡轮叶
片的退火热处理在1000℃的温度下进行1小时。HIP之后退火，可以使基
体材料的延展性恢复到一个水平，基体材料在该水平能够承受由使用具有
降低的固相线温度和高延展性的第一异种填料材料焊接所产生的热应力而
不开裂。
至少过渡层的施加通过选自激光、微束等离子、等离子、电子束和气
体保护钨极电弧焊的熔焊工艺以及第一异种填料来进行，所述第一异种填
料根据优选实施例包含约10至25wt.％Cr、约痕量至10wt.％Co、约痕量
至1.5wt.％Al、约痕量至20wt.％Fe、约痕量至1wt.％Si、约痕量至
0.2wt.％C、约痕量至约3.5wt.％Ti、约0.05wt.％至约1.2wt.％B、总量约
2wt.％至25wt.％的选自铌、钼和钨中的至少一个元素，镍和余量的杂质。
第一填料中的硼含量取决于基体材料中的铝含量。GTD111合金包含
3.5wt.％铝。因为它是由试验确定的，为了消除GTD111在HAZ中的液化
裂纹和通过手工GTAW焊接产生延展性足够的焊缝，允许通过焊接金属
的塑性变形适应残余应力，所述第一异种填料应包含约0.4wt.％至
1.2wt.％B和特别的21.5wt.％Cr-9wt.％Mo-3.7wt.％Nb-0.5wt.％B以及镍
和余量的杂质(如PCT/CA2014/000752中所述)，其进一步被指定为合金
3698-6B。焊丝形式的用于手动和自动GTAW和LBW的另一个突出的第
一异种填料是镍基合金3687B，其化学组成如WO2014063222中所述，包
含0.5wt.％B、0.2wt.％C及其他合金元素。
为了改善基体材料的焊接性，进行应力消除和使硼从过渡层到顶部耐
氧化层的扩散最小化，在施加过渡层之后，该部件在超过基体材料时效热
处理温度、但低于基体材料初熔温度的温度下经受扩散热处理，或者经受
扩散与首次时效热处理的组合。通过试验发现，在1205-1220℃的温度下
进行两小时可观察到硼在基体材料内充分扩散到0.3-1mm的深度，然后对
由GTD111超级合金(类似于IN738，如Matthew J.Donachie and Stephen
J.Donachie,《超级合金》,“技术指南(A Technical Guide)”,第二版,ASM
国际,2002年第141页所述)制成的叶片首次时效。在扩散和首次时效热
处理后，叶片的尖端被加工以使过渡层的厚度接近均匀，随后进行焊缝和
HAZ的荧光渗透(FPI)。第一填料包含0.5wt.％B。硼是一种熔点抑制剂
并且由于焊接熔池的凝固导致形成包含高温枝晶和低温枝晶间共晶的高温
互连构架的复合状结构。
根据DTA，合金3669-6B的固相线温度为1201.45℃，其远低于IN738
的约1284℃的固相线温度，而包含约0.03wt％B的高温枝晶的固相线温
度为1295.4℃。根据EDS分析，枝晶间共晶和硼化物中的硼含量在焊接条
件下是约0.9wt.％并且在扩散循环和首次时效后高达9.5wt.％。
枝晶的固相线温度超过甚至基体材料的固相线温度，这使得使用第一
异种填料形成的焊缝在高温下极其稳定。焊池凝固过程中大量低温共晶允
许熔融微裂纹沿着熔合线通过毛细作用自愈合，如图1所示。因此，尽管
在枝晶的高固相线温度下形成焊接金属，焊接金属和基体材料的HAZ两
者都由于焊池的凝固而无裂纹。此外，如实施例1中所示，过渡层的材料
具有优良的延展性，其提高了对焊接金属内塑性变形产生的凝固和热应力
的适应性。
首次时效不降低过渡层的延展性，因为在第一异种填料中γ'相形成元
素如铝和钛的含量可以忽略。首次时效进行两小时，随后用氩气淬火至环
境温度。
FPI之后，涡轮叶片正在根据相关标准规范经历剧烈脱脂、视觉和尺
寸检验。
对于顶部耐氧化层的施加，使用自动LBW或MPW与粉末形式的第
二异种填料的组合。GTAW-MA手工焊接通过焊丝而更技术化和成本有
效。由于高强度γ'超级合金很难挤出，焊粉形式的填料与激光或微束等离
子焊接的组合更具成本效益。
已经发现，为了维持焊粉和焊丝形式的第二异种填料合金3669-B的合
理成本，该焊粉和焊丝应包含约3.5wt.％Al，其它合金元素的含量为约
14wt.％Cr、10wt.％Co、3.5wt.％Mo、4.5wt.％W、0.15wt.％C、0.02wt.％B
和1.1wt.％Si以及Ni和余量的杂质(如WO2015095949中所述)。使用
这种填料在995℃的温度下所产生的抗氧化性为实施例1所示的GTD111
合金的4-5倍。对于自动LBW或MPB或EBW焊接修复，使用包含约
0.01wt.％B、1.8wt.％Si(也称为合金3667S)的第二异种镍基填料粉末将
产生更好的结果，该合金是用于热和苛刻环境的优选选择，并且填料粉末
合金3653BS包含0.2wt.％B、1.2wt.％Si以及镍和余量的杂质，以用于修
复结构部件如HPT、LPT、NGV组件。
利用基于工作条件、基体材料的焊接性和对焊缝的机械性能和耐氧化
性能的要求而选择的第二异种填料施加顶部耐氧化层之后，涡轮发动机部
件使用选自为基体材料制定的参数进行二次时效热处理。GTD111超级合
金的二次时效热处理在真空或保护气体中在845℃的温度下进行二十四小
时，然后氩气淬火。在845℃的温度下的时效热处理不会导致来自过渡层
的硼显著扩散到顶部耐氧化层，这保证了暴露至高温的叶片尖端的优异性
能。
热处理之后，通过使用电火花、常规的研磨或手动打磨，然后对叶面
抛光和超精加工而使修复区域被机加工到要求的尺寸。
使用根据相关EM标准的涡轮叶片尺寸检验，以及根据AMS2647的
FPI和根据ASTM E192-04或相关修复说明书的射线检验，以确保所有修
复的发动机部件已经符合特定的要求。
实施例1
涡轮叶片由等轴GTD111超级合金制造，该超级合金极其容易在HAZ
处产生液化裂纹。叶面的凹侧和凸侧由耐氧化涂层保护并能承受工作条件
而不会对基体材料造成显著损坏。然而，叶片的未受保护的尖端出现严重
氧化。涡轮叶片根据本发明的优选实施例使用手动GTAW-MA通过约
60-80A的焊接电流和12-14V的电弧电压以及两个异种材料来修复。氩气
用于保护焊接区域。
使用相同的焊接参数、焊丝形式的包含0.4wt.％B的第一异种延展性
填料合金3698-6B和焊丝形式的具有通过铝、铬和硅含量的优化而提高的
耐氧化性的第二异种填料合金3669-S1来生产用于机械试验的样品。
由基体材料、过渡层和顶部耐氧化层制造的拉伸样品的试验在20℃和
982℃下进行，以评估该过渡层适应由焊接过程中塑性变形造成的残余应
力以及在工作条件下抗核化和耐热疲劳裂纹扩展的能力。样品的拉伸试验
根据ASTM E-8在室温下进行，根据ASTM E-21在982℃进行。
使用从焊缝提取的直径5mm和长度25mm的样品进行循环氧化试验。
在空气中将样品加热到995℃，随后在该温度下保温50分钟，空气冷却至
400℃以下进行500次循环。在试验之前和之后测量样品的重量。
机械性能的评估确认了基体材料可以承受在环境温度下通过标准
GTAW-MA焊接使用第一异种填料合金3698-6B施加过渡层。因此，HIP
和退火热处理两者都不需要。
扩散热处理在基体材料的退火温度下进行两小时，随后用氩气淬火并
施加约3mm厚的过渡层之后在真空中首次时效。
在首次时效后，部件经受FPI，过渡层机加工成约1.6mm厚并标准脱
脂。使用直径1.14mm的焊丝形式的第二异种填料合金3669-S1通过两道
GTAW-MA焊接来施加约2.5mm厚的耐氧化层，然后在845℃的温度下
在真空中二次时效二十四小时。顶部耐氧化层的焊接也在环境温度下完成。
焊接质量通过包括标准FPI和射线检验的NDT评估。核查用样本(测
试样品)和该组中的一个叶片也通过从尖端的尾缘和中部提取约18–22mm
长的用于金相检验的两个样品以经受破坏性测试。核查用样品通过金相检
验。焊缝和HAZ没有裂纹并且符合验收标准。
在修复的最后阶段，涡轮叶片经受尖端机加工和尺寸检验。核查用样
品经受拉伸试验以证明修复程序合格。
如下面的表1，过渡层在室温下具有高的延展性，在982℃具有显著
超过基体材料延展性的优异的延展性。顶部氧化层在20℃和982℃具有
优异的拉伸强度和延展性，以及优异的耐氧化性，超过了基体材料在995℃
的温度下的耐氧化性，如表2所示。
表1过渡层和顶部耐氧化层的机械性能
表2基体材料和顶部耐氧化层的抗氧化性，在995℃下500次循环后
的质量损失。
材料
质量损失，克
GTD 111基体材料
0.213
使用第二异种填料合金3669-S1生产的焊接金属
0.058
根据NDT，焊缝已经达到验收标准。
修复的叶片在发动机条件下的试验表明，由于过渡层的高延展性和顶
层的高耐氧化性，修复区具有优良的耐热疲劳开裂性能——这通过优化
Al-Si-Cr比例而增强。
实施例2
新一代IGT发动机的涡轮叶片由更先进的定向凝固GTD111DS超级
合金制造，其在径向方向上具有更好的强度并且更耐轴向开裂，作为优选
实施例，允许使用第一填料合金3687B，合金3687B包含0.5wt.％B、
0.2wt％C以及其他合金元素，呈焊丝形式，以用于通过GTAW施加过渡
层。
本组的基体材料受长期暴露至工作条件下而超出标准可维修限制的影
响。因此，为了恢复基体材料，在尖端做好准备之后焊接之前进行叶片的
HIP处理然后真空退火。过渡层的施加使用焊丝形式的第一异种填料合金
3687B、GTAW-MA焊接以及实施例1中描述的焊接参数进行。焊接之后，
过渡层被加工平坦，以用于通过LBW利用第二异种填料粉末施加顶部耐
氧化层。施加过渡层之后，进行叶片的扩散和首次时效热处理，排除在最
终PWHT过程中硼向顶部耐氧化层中的扩散。
为了施加顶部耐氧化层，使用粉末形式的第二异种填料合金3667S。
顶部耐氧化层的施加通过Liburdi LAWS 500系统上的三道LBW焊接进
行，焊接速度为1.5mm/s，激光束功率为420W，送粉速度为6.5g/min，激
光束振动速度为20mm/s和氩气保护。用于机械试验的核查用实验样品使
用相同的焊接和热处理参数以及填料来制造。在环境温度下进行焊接修复。
施加顶部耐氧化层之后，叶片和核查用样品在845℃的温度下经受二
次时效热处理二十四(24)小时，然后通过机加工、EDM和打磨来恢复叶
片尖端。
进行最终的FPI、射线和尺寸检验以核实已修复的叶片符合相关规范。
核查用样品在20℃和982℃经受拉伸试验。加速的循环氧化试验通过将
从焊接金属提取的直径5mm和长25mm的样品加热至1120℃，在该温度
下保温60分钟，随后空气冷却到400℃以下而进行。样品的耐氧化性与具
有比CDT111 DS更优异的耐氧化性的高级航空涡轮发动机材料(AATEM)
制的涡轮叶片的耐氧化性相比拟。
一个随机选择的叶片也经受破坏性试验。纵向样品从尾缘提取。横向
样品从前缘提取。两个样品都抛光至0.5μm的粗糙度，并使用标准蚀刻剂
Marble’s进行蚀刻。图2中示出无缺陷焊缝和基体材料的结构，示出基体
材料、过渡层和顶部耐氧化层的DS结构。图3以较高的放大率示出无缺
陷顶部耐氧化层的显微结构。
表3过渡层和顶部耐氧化层的机械性能
表4AATEM和顶部耐氧化层的抗氧化性，在1120℃下100次循环
后的质量损失
材料
质量损失，克
AATEM
-0.0376
3667S
-0.0002
实施例3
对由难以焊接的IN738制成的NGV进行修复，以说明本发明方法对
非旋转部件的翼面进行恢复的适用性。在工作条件下，由于侵蚀和热循环，
NGV发生开裂和尾缘(TE)显著变薄。
在修复之前，从NGV剥离渗铝镀层，然后化学清洗和FPI检验。裂
纹和缺陷材料通过对尾缘的表皮去除来去除，然后进行FPI以验证裂纹去
除。
为了在焊接之前改善基体材料的焊接性和清洁部件，该NGV与IN738
合金一样进行真空退火。
考虑到尾缘(TE)的小额定厚度，使用第一异种填料3698-6B产生过
渡层，然后使用作为优选实施例仅包含0.2wt.％B和1.2wt.％Si的第二异
种填料合金3653BS施加高强度和良好的耐氧化层。由于顶部耐氧化层中
的硼含量升高以及向包括TE的NGV施加保护性铝镀层，扩散热处理与焊
后退火、首次和二次时效组合成一个周期，旨在降低成本并提高生产效率。
合并成一个周期的扩散、退火和首次时效热处理在真空中进行，使用
如针对IN738一样标准热处理周期。施加保护性铝镀层通过用标准铝基涂
料根据相关的发动机手册程序在845℃下进行24小时的二次时效期间进
行。在这次热处理期间，铝扩散到基体材料中，产生在工作条件下保护基
体材料和修复区域以防止氧化的铝镀层。
修复后，NGV经受标准FPI和尺寸检验以符合相关维修标准。除上述
外，用于金相评定的样品从修复区域提取。金相检测确认FPI结果，焊缝
和HAZ中没有发现裂纹。图4中示出显示熔合线、基体材料和焊缝的显
微图。
HAZ和焊缝的开裂由于使焊缝中在焊池凝固过程中形成的枝晶间共
晶的固相线温度降低到IN738的固相线温度以下(分别为1201.45℃和
1284.53℃)而消除，这允许液化裂纹沿着熔合区自愈合，如图1中所示。
通过与高γ'的IN738相比具有优异延展性的过渡层适应残余应力而消除
了应力应变裂纹。优良的耐氧化性通过优化顶部耐氧化层中的合金元素而
实现。组合使用第一和第二异种填料允许在环境温度下焊接，这使优选实
施例与现有技术区分开，简化了技术并降低了修复成本。