(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
有意なチタン（Ｔｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）含量を有するニッケル（Ｎｉ）ベース超合金の補修の追加的ビルドアップのための方法であって、
ａ）有意なＴｉ及びＡｌ含量を有するＮｉベース超合金粉末を、前記Ｎｉベース超合金粉末と同一又は同様の組成である基板上に事前配置するステップと、
ｂ）第１加熱源を用いて、事前配置された前記粉末を１２００℃を超える温度まで事前加熱するステップと、
ｃ）方向付けされたエネルギービーム第２加熱源の１以上のパスを用いて、１００ミクロン未満の幅を有する熱影響部を作り出すように事前配置された前記粉末を融解し、融解が完了したときに前記第２加熱源を除去するステップと、
ｄ）前記第１加熱源を用いて、融解された事前配置された前記粉末の制御された段階的保持冷却を実施し、既知の比率のγ’相が前記段階的保持冷却の間に形成されるようにするステップと、
ｅ）追加的ビルドアップにおけるγ及びγ’相間のＡｌ及びＴｉの分配がクラッキング感受性の低下をもたらすように、前記段階的保持冷却プロセスを調節するステップと、
を含む方法。
【請求項２】
前記段階的保持冷却プロセスが、２０重量パーセント以下のγ’相を作り出す、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記追加的ビルドアップの厚さが、１ミリメートルから１０ミリメートルの範囲である、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
事前配置された前記粉末が、１０ミクロンから１００ミクロンの範囲の粒径を有する、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
前記ニッケルベース超合金部品の超合金は、７１３Ｃ、２４７、ＰＷ１４８０、ＭＡＲＭ２００、Ｒ７７、ＰＷ１４８３、Ｒ８０、Ｕ７２０、７３８、又はその混合物からなる群から選択される、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
初期温度Ｔ１から室温への前記制御された段階的保持冷却は、以下の複数のステップ：
ａ）１分から３分の範囲の時間にわたってＴ１で保持するステップと、
ｂ）Ｔ１より低い温度Ｔ２に冷却し、２分から１５分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｃ）Ｔ２より低い温度Ｔ３に冷却し、２分から３０分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｄ）Ｔ３より低い温度Ｔ４に冷却し、６分から１２０分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｅ）Ｔ４から室温までの複数の冷却ステップにおいて室温に冷却し、ここで各ステップにおける温度は１時間から２０時間にわたって維持され、２０重量パーセント未満のγ’を作り出すステップと、
からなる、請求項１に記載の方法。
【請求項７】
基板上での追加的ビルドアップ方法によって製造された、有意なチタン（Ｔｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）含量を有するニッケル（Ｎｉ）ベース超合金材料であって、
ａ）Ｎｉベース超合金粉末を、同一又は同様の組成を有する基板上に配置すること；
ｂ）第１加熱源を用いて、事前配置された前記粉末を１２００℃を超える温度まで事前加熱すること；
ｃ）第２移動レーザー加熱源の単一のパスを用いて、１００ミクロン未満の幅を有する熱影響部を作り出すように事前配置された前記粉末を融解し、さらに、前記第２移動レーザー加熱源の前及び後ろに粉末を同時に事前配置すること；
ｃ−１）前記第２移動レーザー加熱源をスキャンして、前記材料の所望の厚さが達成されるまで粉末の同時事前配置を複数回繰り返し、
ｃ−２）前記第２移動レーザー加熱源を止めること；
ｄ）前記第１加熱源を用いて、融解された事前配置された前記粉末の制御された段階的保持冷却を実施し、既知の比率のγ’相が前記段階的保持冷却の間に形成されるようにすること；
ｅ）追加的ビルドアップにおけるγ及びγ’相間のＡｌ及びＴｉの分配がクラッキング感受性の低下をもたらすように、前記段階的保持冷却プロセスを調節すること；
ｆ）追加的ビルドアップにおけるγ及びγ’相間のＡｌ及びＴｉの分配がクラッキング感受性の低下をもたらすように、前記段階的保持冷却プロセスを調節すること；
を含む、材料。
【請求項８】
前記段階的保持冷却プロセスが、２０重量パーセント以下のγ’相を作り出す、請求項７に記載の材料。
【請求項９】
前記追加的ビルドアップの厚さが、１ミリメートルから５０ミリメートルの範囲である、請求項７に記載の材料。
【請求項１０】
事前配置された前記粉末が、１０ミクロンから１００ミクロンの範囲の粒径を有する、請求項７に記載の材料。
【請求項１１】
前記ニッケルベース超合金部品の超合金は、７１３Ｃ、２４７、ＰＷ１４８０、ＭＡＲＭ２００、Ｒ７７、ＰＷ１４８３、Ｒ８０、Ｕ７２０、７３８、又はその混合物からなる群から選択される、請求項７に記載の材料。
【請求項１２】
初期温度Ｔ１から室温への前記制御された段階的保持冷却は、以下の複数のステップ：
ａ）１分から３分の範囲の時間にわたってＴ１で保持するステップと、
ｂ）Ｔ１より低い温度Ｔ２に冷却し、２分から１５分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｃ）Ｔ２より低い温度Ｔ３に冷却し、２分から３０分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｄ）Ｔ３より低い温度Ｔ４に冷却し、６分から１２０分の範囲の時間にわたって保持し、２０重量パーセント未満のγ’相を作り出すステップと、
ｅ）Ｔ４から室温までの複数の冷却ステップにおいて室温に冷却し、ここで各ステップにおける温度は１時間から２０時間にわたって維持され、２０重量パーセント未満のγ’を作り出すステップと、
からなる、請求項７に記載の材料。
【請求項１３】
有意なチタン（Ｔｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）含量を有するニッケル（Ｎｉ）ベース超合金の追加的ビルドアップの方法であって、
ａ）Ｎｉベース超合金粉末を、同一又は同様の組成を有する基板上に配置するステップと、
ｂ）第１加熱源を用いて、事前配置された前記粉末を１２００℃を超える温度まで事前加熱するステップと、
ｃ）方向付けされたエネルギービーム第２加熱源の１以上のパスを用いて、１００ミクロン未満の幅を有する熱影響部を作り出すように事前配置された前記粉末を融解し、融解が完了したときに前記第２加熱源を除去するステップと、
ｄ）前記第１加熱源を用いて、融解された事前配置された前記粉末の制御された段階的保持冷却を実施し、既知の比率のγ’相が前記段階的保持冷却の間に形成されるようにするステップと、
ｅ）追加的ビルドアップにおけるγ及びγ’相間のＡｌ及びＴｉの分配がクラッキング感受性の低下をもたらすように、前記段階的保持冷却プロセスを調節するステップと、
を含む方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願は、米国特許法第１１１条（ａ）（３５  Ｕ．Ｓ．Ｃ．  §１１１（ａ））に従って出願された一般の特許出願であり、米国特許法第１１９条（３５  Ｕ．Ｓ．Ｃ．  §１１９）に従って２０１２年５月１１日に出願された仮特許出願番号６１／６４５，８６３からの優先権を主張する。本願は、２０１２年６月６日に出願された出願番号１３／４８９，８６３の継続出願である（２０１１年１１月７日に出願された仮特許出願６１／５５６，３９５からの優先権を主張し、米国特許法第１２０条及び／又は第３６５条（３５  Ｕ．Ｓ．Ｃ．  §１２０及び／又は§３６５）に従ってそれからの優先権を主張している）。本願はまた、共同所有された２０１２年９月１２日に出願された出願番号１３／６１１，０３４を参照によって組み込む。上記米国出願の全内容は、全ての目的のために参照によってここに組み込まれる。
【０００２】
本発明は、超合金部品の補修、再成形、及びクラッディングに関し、より具体的には、相対的に多量のアルミニウム及び／又はチタンを含み、クラッキング感受性を低下させるために保持及び冷却プロセスを採用するニッケルベースの超合金部品の溶接ビルドアップ（ｗｅｌｄ  ｂｕｉｌｄｕｐ）に関し、且つそうして製造された材料に関する。
【背景技術】
【０００３】
ニッケルベース（ｎｉｃｋｅｌ  ｂａｓｅ）超合金（ニッケルベース（ｎｉｃｋｅｌ  ｂａｓｅｄ）又はニッケル−ベース（ｎｉｃｋｅｌ−ｂａｓｅｄ）としても知られる）は、温度がその材料の融点に接近したときでさえ機械的及び化学的特性低下に対して優れた耐性を示す高温材料である。Ｎｉベース超合金はニッケル（Ｎｉ）をベースとし、特にクロム（Ｃｒ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、タングステン（Ｗ）、コバルト（Ｃｏ）、タンタル（Ｔａ）、カーボン（Ｃ）などの数多くの他の元素を典型的に含む。このような高温超合金には、航空機用タービンエンジンにおける早期応用が見出された。より高い操作温度は典型的に、燃料効率を上昇させ且つカーボン放出を低下させるため、これにより超合金に対して、地上用のタービンシステムにおいての使用もますます見出されている（例えば、非特許文献１参照）。この文献の内容は全て、全ての目的のために参照することによって本明細書に組み込まれる。
【０００４】
Ｎｉベース超合金のＡｌ及びＴｉ含量は典型的に、高温強度を向上させるために増加されるが、それは、このような材料の溶接又は溶接ビルドアップに対して課題を導入するという犠牲を払う。通常、Ｎｉベース超合金のＡｌ及び／又はＴｉ含量の増加により、溶接又は溶接ビルドアップの間に材料のクラッキング感受性（ｔｈｅ  ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙ  ｏｆ  ｔｈｅ  ｍａｔｅｒｉａｌ  ｔｏ  ｃｒａｃｋｉｎｇ）が向上する。上記で引用した本分野における我々の既存の研究では、このような超合金の溶接補修の改善に取り組んできた。本研究では、そうして構築された材料のクラッキング感受性を低下させながら材料の溶接ビルドアップをするという関連する課題について取り組む。
【０００５】
従って、本分野では、特に相対的に多量のＡｌ及び／又はＴｉを含むこれらの超合金に対する、溶接ビルドアッププロセス、典型的にはレーザー追加的補修プロセスによってＮｉベース超合金材料をビルドアップするための改善された方法の必要性が存在する。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｒｏｇｅｒ  Ｃ．  Ｒｅｅｄによる「Ｔｈｅ  Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ」（Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  Ｐｒｅｓｓ，２００６，特にＣｈａｐｔｅｒ  １）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本明細書に記載のプロセスの１つの目的は、プロセスの任意の単一の冷却及び保持部分において略２０％以下のγ’相を作り出し、且つ最終的な室温材料において略２０％以下のγ’相を作り出すための、材料の加熱及び制御された段階的冷却によって粉末からＮｉベース超合金材料をビルドアップするためのプロセスを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
多量のＡｌ及びＴｉ含量を有するニッケルベース超合金は、溶接ビルドアップし難いと知られている。超合金のＡｌ及びＴｉ含量が部品の高温強度を向上させるように増加されると、その部品の溶接性は劇的に低下する。本発明の幾つかの実施形態は、制御された段階的冷却及び保持プロセスによる、γ及びγ’へのＡｌ及びＴｉの元素分配を採用する。段階的冷却及び保持プロセスの時間−温度プロトコルは、溶接性を向上させるために、Ａｌ及びＴｉからγを消耗させる（ｄｅｐｌｅｔｅ）ように選択される。溶接ビルドアップにおけるγのＡｌ及びＴｉ含量が略２０％以下のγ’の溶接可能領域に低減されると、制御された段階的冷却及び保持プロセスは通常の溶接アルゴン冷却に置き換えられる。
【０００９】
本明細書に記載のプロセスは、Ａｌ及びＴｉからγを消耗させ、且つこうして製造された材料のクラッキング感受性を低下させるように、保持及び冷却プロセスの間のＡｌ及びＴｉの元素分配を提供する。
【００１０】
従って且つ有利には、以下において詳細に説明されるような本発明に従って、これらの及び他の利点が達成される。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】Ｔｉ及びＡｌ含量に応じた幾つかの超合金の溶接性を示すグラフである。
【図２】本発明の幾つかの実施形態に従った保持及び冷却プロセスの詳細を示すグラフである：  （２Ａ）Ｎｉ−Ａｌ疑似二成分相ダイアグラムからの完全相平衡における元素分配  （２Ｂ）段階的冷却及び保持プロセスによるＴＴＴ（時間−温度−変換（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ））ダイアグラムにおけるシフト  （２Ｃ）Ａｌ及びＴｉの分配の間の各保持温度における溶接界面の予期される応力緩和  （２Ｄ）分配によるクラックフリー領域への合金２４７の組成のシフト。
【図３】事前に配置された粉末を有する本発明の幾つかの実施形態に従った保持及び冷却プロセスを実施するための典型的な装置の概略図である。
【図４】同時に（ｃｏｎｃｕｒｒｅｎｔｌｙ）配置された粉末を有する本発明の幾つかの実施形態に従った保持及び冷却プロセスを実施するための典型的な装置の概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本明細書に提示される全ての百分率は、他に特に規定がなければ重量百分率である。
【００１３】
Ｔｉ及びＡｌは典型的に、部品の高温強度を増加させるためにＮｉベース超合金に添加されるが、十分な溶接又は溶接ビルドアップを作り出す困難性を劇的に増加させるという欠点を有する。言葉の効率性のために、以下では相対的に高いＡｌ、Ｔｉ含量を有するＮｉベース超合金を単に「Ｎｉベース超合金」又は「Ｎｉ超合金」と呼ぶ。このようなＮｉ超合金で典型的に作られた溶接部又は溶接ビルドアップは、溶接若しくはビルドアッププロセスの間、又は後続のこれらの材料に関わる補修ステップの何れかにおいて、クラッキングの影響を受けやすい。（上記で引用された）本発明者らによる既存の研究は、Ｎｉベース超合金の溶接性及びそれらのクラッキング感受性に影響を与える因子の詳細な研究に関するが、一般的に略２０重量パーセント未満の量で存在するγ’相が容認できないクラッキング感受性なしに溶接性を示す、という結論を本発明者らにもたらした。略６０％を超えるγ’含量は通常、非溶接性（つまり、歪時効クラッキング（ｓｔｒａｉｎ  ａｇｅ  ｃｒａｃｋｉｎｇ）感受性）を示すが、一方で、中間的なγ’値は典型的に、困難且つ費用の高い溶接を示す。実質的に同一の結論が、追加的又は溶接ビルドアッププロセスに対して導かれ得る。つまり、略２０重量パーセント未満の量で存在するγ’相は、容認できないクラッキング感受性のない溶接ビルドアップを示す。略６０％を超えるγ’は通常、容認できないクラッキング感受性を有する溶接ビルドアップを示す。
【００１４】
レーザービーム溶接ビルドアップ（ビルドアップ（ｂｕｉｌｄ−ｕｐ）溶接又はビルドアップ（ｂｕｉｌｄ  ｕｐ）溶接とも呼ばれる）による追加的製造は、プラズマビルドアップ溶接並びにプラズマ溶射に匹敵する。本明細書において具体的にするために、レーザービームが所望の材料を加熱するための方向付けされたエネルギーを提供するという重要な実際的事例についてここで説明する。本分野における当業者にとって明らかであるように、これは、特にプラズマ、第２レーザー、電子ビームなどの方向付けされたエネルギーの他の源を排除しない。しかしながら、言葉の効率性のために、全てのこのような追加的ビルドアップのプロセスをレーザー追加的プロセス又はレーザー溶接ビルドアップ又は等価の言葉で呼ぶ。
【００１５】
（上記で引用された）本発明者による既存の研究では、Ｎｉベース超合金の溶接におけるクラッキングを低下させることに注目した。本明細書に記載の研究は、材料（典型的には略１ミリメートル（ｍｍ）から略５０ｍｍの厚さである）の層の追加的ビルドアップに関する。本説明は、好ましい溶接特性、つまり低下されたクラッキング感受性を有する（典型的に１−５０ｍｍの厚さの）補修ビルドアップを対象とする。従って本説明は、好ましい溶接特性を有するＮｉベース超合金材料又は部品の製造に関する。このような材料又は部品は本分野における当業者には明らかである多種多様な用途で使用するために製造され得ると予想される。
【００１６】
図１は、Ａｌ及びＴｉ含量に応じた典型的なＮｉベース超合金の溶接性を示すグラフである。図１において線１００の上に存在するそれらの合金は通常、溶接可能とは見なされず、故に溶接ビルドアップに修正できない。実際には、これは典型的に、線１００上にある組成を有する材料が融合部（ＦＺ）において歪時効クラッキング感受性を有する材料を作り出すことを意味する。従って、業務用設備におけるこのような部品が補修を必要とするときはいつでも、それらは典型的に補修されるよりはむしろ置き換えられるが、それは、クラッキング感受性が失敗補修の大部分をもたらすからである。
【００１７】
存在する様々な相比率への図１に提示される組成の変換は、溶接可能でない合金が通常それらの最終構造において略６０％未満のγ’相を有することを示す。対照的に、図１に示される溶接可能なＮｉベース超合金は通常、図１の線１０１より下で、最終構造において略２０％未満のγ’相を有する。従って、略２０％未満のγ’を有するＮｉベース超合金がＦＺにおいて有害量の歪時効クラッキングなしに溶接可能であることが予想される。
【００１８】
高強度Ｎｉベース超合金における熱影響部（ＨＡＺ）クラッキングは、低融点元素を含む粒界の存在により生じる。レーザービルドアップの間の大きな熱入力は故に、大きなＨＡＺを作り出し、粒界での融解により多量のＨＡＺクラッキングを結果としてもたらす。これは、レーザービームが典型的に粉末堆積の間にベース金属と相互作用するという、過去のビルドアッププロセスにおける一般的な問題である。従って、超合金の追加的ビルドアップの分野における重要な問題は、特にガスタービン部品に対する超合金の重要な商業的使用の際に、クラックフリー、１００％に近いベース金属レーザービルドアップを作り出すことである。本明細書において詳細に説明したように、本プロセスの１つの利点は、相対的に小さいＨＡＺ、典型的には略１００μｍ（μｍ＝ミクロン＝１０−６メートル）以下のＨＡＺを作り出すことに関する。
【００１９】
本発明の溶接装置２００の典型的実施形態は、図３に概略的に示すように、不活性雰囲気２２０を含むチャンバー２１０内に部品基板２０１を配置する段階と、移動レーザー２４０の前で融解される粉末２３０を、粉末２３０と実質的に同一の組成を有する基板２０１上に事前堆積する段階と、を含む。他の実施形態は、図４に示すように、レーザー２４０エネルギーｄＱの適用前及び／又は後の粉末２３０の同時堆積を含む。本説明において具体的にするために、図３に示される事前配置された粉末の一例であって、同時の粉末配置を扱うための変更（図４）は本分野における当業者には明らかなように事前配置された粉末のために記載された技術の変更であると理解される一例が、より詳細に説明される。
【００２０】
典型的な溶接ビルドアッププロセスとは対照的に、本明細書に記載のプロセスは、以下のステップの幾つか又は全てを含む：
ａ）部品基板又は基板２０１上に粉末２３０を事前配置するステップであって、同一組成のビルドアップが望ましく、また粉末及び基板の両方が実質的に同一の組成を有するステップ（図３）、又は図４に示すように、移動レーザービーム２４２（若しくは他の方向付けされたエネルギービーム）の前及び後ろに粉末を配置するステップ；
ｂ）略１２００℃を超えるまで事前配置された粉末２３０を加熱するステップ；
ｃ）事前配置された粉末２３０をレーザー２４０で融解して、略１００ミクロン程度未満である熱影響部（ＨＡＺ）を作り出すようにするステップ；
ｄ）固化された粉末２５０の冷却の際の各冷却ステップの間に、既知の比率のγ’を作り出すステップ；結果として、
ｅ）γ及びγ’間でＡｌ及びＴｉを分配し、溶融部（ＦＺ）クラッキング感受性を低下させるステップ。
【００２１】
これらの手順は、通常歪時効クラッキング及び初期融解の除去に完全には成功しない超合金に対して、従来のビルドアップ技術と比較した改善を示す。クラッキングを回避するために、幾つかの過去の技術はろう付けなどの低温方法を採用するが、これは典型的に、強度を低下させるという欠点を有する。
【００２２】
ほぼ全ての通常使用されるレーザービルドアッププロセスは、レーザービームとベース材料との相互作用を含む。このプロセスは、ＨＡＺを大きくし、且つベース金属の粒界クラッキング感受性を増加させる。本発明の幾つかの実施形態では、部品と同一又は同様の組成を有する粉末をその部品の表面上に事前配置するが、ここでビルドアップには、略１．０ｍｍから５０ｍｍ（ミリメートル）の厚さが必要とされる。粉末サイズは典型的に、略１０ミクロンから略１００ミクロンの範囲である。
【００２３】
この事前配置された粉末は、第１加熱源を用いて、略１２００℃まで不活性雰囲気下で加熱され、その温度で最短で５分間保持され、実質的に全てのγ’相を分解する。図３に示すように、誘導コイル２６０が有利には、この第１加熱源として使用され得る。これは例示の目的で制限するものではなく、本分野における当業者には明らかであるように、他の第１加熱源もまたは採用され得る。
【００２４】
レーザービーム２４２を生じるレーザー２４０又は他の方向付けされたエネルギー源などの第２加熱源が、事前配置された粉末をスキャンし、その粉末を加熱する。図３Ａに示すように、粉末２３０はこうして、一定の第１深さ２５０まで融解され且つ固化される。過度に大きいＨＡＺの生成を回避するために、レーザーパワーｄＱは有利には、１を超えるレーザースキャンが典型的に事前配置された粉末の融解及び固化に必要とされるように調節される。つまり、レーザーパワーｄＱは、事前配置された粉末２３０の融解プロセスが完了したときにベース金属での相対的に少量の希釈（ここで少量の希釈は小さいＨＡＺを意味すると理解される）が生じるように調節される。
【００２５】
図３は、事前配置された粉末２３０のための（図３）、且つ同時配置された粉末２３０のための（図４）典型的融解装置２０１を示す図面である。事前配置された粉末２３０は、十分に集中したレーザービーム２４２が基板２０１のベース金属と相互作用し、大きなＨＡＺをもたらすことを防止する。粉末２３０の事前加熱は、ＦＺクラックを低下させることを目的とする。粉末２３０の事前配置は、レーザービーム２４２が基板２０１のベース金属と相互作用することを防止し、且つ粒界クラッキングを低下させることを目的とする。
【００２６】
図４において、事前配置された粉末２３０の薄層が、誘導プレヒーターによって略１２００℃まで加熱され、一旦レーザーがスキャニングを開始すると、事前配置された粉末のさらなる加熱が生じる。レーザービーム２４２は移動してこの事前配置された粉末２３０を融解し、それをベース金属に融合させ、さらに追加的粉末２３２が、移動するレーザーの前及び後ろに連続して事前配置される。そのプロセスは、所望の多くの粉末の層に対して繰り返される。図４に概略的に示されたこの実施形態は同様に、基板ではなく粉末２３０に衝突するレーザービーム２４２の概念を採用する。
【００２７】
事前配置された粉末２３０上の第１パスにおいて（図３）、事前配置された粉末の上部分のみが融解され２５０、それは典型的にパス毎に数ミクロンのみである。基板２０１のベース金属に接触する最終層が融解して融合が達成されるまで、後続のパスが同様の厚さを有して層２５２を融解する。この方法は顕著にＨＡＺ厚を低下させるが、それは、レーザービーム２４２の基板２０１のベース金属との直接接触が実質的に低減されるからである。
【００２８】
一旦事前配置された粉末２３０に対する融解プロセスが完了し、溶融した粉末が１２００℃以上の温度に固化されると、固化された粉末２５０が最短で１分間その温度で保持され、保持及び冷却プロセスがそれに続く。
【００２９】
保持及び冷却プロセスは、完全熱力学相平衡におけるＡｌ及びＴｉのγ及びγ’への元素分配を採用し、接合及びビルドアッププロセスの間にいつでも、２０％以下のγ’形成を達成する。そのプロセスは、Ａｌ及びＴｉからγを消耗させる。最終的なγ組成は、図２に示すように、ＳＣＨ（段階的保持及び冷却）プロセスの最後に溶接可能領域に移動し、歪時効クラッキング（ＦＺクラッキング）を防止する。
【００３０】
図２は、本明細書に記載のプロセスでレーザービルドアップされた高強度Ｎｉベース超合金のための冶金反応の概略図である。レーザー融解運転が完了したとき、加熱源（例えば、図３における誘導コイル２６０、又は同様の加熱源）が運転可能となり、以下のプロセスが使用される。
ａ）Ｔ１で１〜３分間保持する。
ｂ）Ｔ２に冷却し、２〜１５分間保持する：２０％未満のγ’を作り出す。
ｃ）Ｔ３に冷却し、２〜３０分間保持する：２０％未満のγ’を作り出す。
ｄ）Ｔ４に冷却し、０．１〜２時間保持する：２０％未満のγ’を作り出す。
・・・
Ｔｎに冷却し、１〜２０時間保持する（ｎ＝１〜２０）：２０％未満のγ’を作り出す。
室温に冷却し、略２０％未満である最終的なγ’含量を作り出す。
【００３１】
本発明の幾つかの実施形態は、それらの室温構造において典型的に略２０％を超えるγ’を有するが、本発明の幾つかの実施形態に従って各保持及び冷却ステップにおいて略２０％未満のγ’をもたらす、高温ニッケルベース超合金のレーザービルドアップに使用され得ると予想される。これらの溶接可能でない超合金は、図１における溶接可能でない線１００の上に掲載された各超合金を含むが、本発明の幾つかの実施形態に従って改善されて、溶接可能領域付近に位置する。
【００３２】
本発明の幾つかの実施形態は有利には、２つの加熱源を採用する。第１加熱源は、事前配置された粉末を融解するために使用され、図３に概略的に示すように、典型的にはレーザービーム２４０又は他の方向付けされたエネルギービームである。第２加熱源は、堆積された粉末の事前加熱及びそのプロセスの制御された冷却及び保持部分のために使用される。この第２加熱源は便宜上、図３及び４に示すような誘導コイル２６０とされるが、他の加熱源も排除されない。この誘導コイル２６０又は他の第２加熱源は、任意の保持温度においてγから２０％以下のγ’を作り出すために、溶接ビルドアップの温度を調節する。γ及びγ’へのＡｌ及びＴｉの元素分配は、利用可能な熱力学的データを利用する際に採用されるプロセス条件から計算される。任意の保持温度において最大２０％のγ’形成を作り出すように条件が選択される。２０％のγ’に到達する保持時間は、Ｓｅｎｔｅ  Ｓｏｆｔｗａｒｅ社（ピッツバーグ、ＰＡ）から入手可能なＪＭａｔＰｒｏ熱力学ソフトウェアから得られるものなど、γ−γ’系の既知の相変換速度から計算される。
【００３３】
従って、簡潔に述べたように、本発明の幾つかの実施形態は、例えばガスタービン部品での実質的にクラックフリーのビルドアップ、１００％に近いベース金属ビルドアップに有益であるような、通常溶接可能でないと見なされるＮｉベース超合金材料のレーザービルドアップに関する。
【００３４】
本明細書に記載の溶接プロセスは、段階的冷却及び保持プロセスによるγ及びγ’相へのＡｌ及びＴｉの元素分配を利用する。このことは、制御された方法でＡｌ及びＴｉからγ相を消耗させ、溶接性を改善し、典型的に低重量％のγ’を達成する。接合部における応力緩和されたγのＡｌ及びＴｉ含量が溶接可能な値まで低減されたとき、段階的冷却及び保持プロセスは終結し、従来の溶接アルゴン冷却に置き換えられる。
【００３５】
本発明の典型的な実施形態は、２つの加熱源を使用する。１つの加熱源（第１）は、従来の溶接プロセスなどの場合に融解／接合に使用される。レーザー加熱源２４０が有利には、この第１加熱源として使用されるが、特にアーク、放電、電子ビーム、粒子ビームなどの他の加熱源も本質的に排除されない。
【００３６】
他の（第２）加熱源が、事前配置された粉末の初期加熱並びにプロセスの保持及び冷却部分のために使用される。この第２加熱源は、任意の等温保持温度において略２０％以下のγ’を作り出すように、接合部の等温保持温度を調節する。誘導加熱源２６０が有利には、この第２加熱源として使用されるが、他の加熱源も本質的に排除されない。もちろん、例えば図４に示すように粉末２３０が融解ステップと同時に堆積される場合、事前加熱温度は正確には知られていない。しかしながら、粉末を同時に堆積する場合であっても、事前配置された粉末は素早く基板２０１の裸金属（ｂａｒｅ  ｍｅｔａｌ）の温度に到達する。
【００３７】
図４に示すような粉末の同時堆積の１つの重要な目的は、レーザービーム２４２の裸金属基板２０１との直接的な相互作用を防止することである。しかしながら、そのステップの成功のためには、保持及び冷却プロセスが略１２００℃以上の温度で開始されることが重要である。同時堆積プロセスは、誘導ヒーター２６０の使用並びに隣接するレーザー生成融解プール２５０による粉末の加熱によって、この開始温度を達成する。
【００３８】
Ａｌ及びＴｉの元素分配は、任意の等温保持温度において最大２０％のγ’形成を許容する利用可能な熱力学的データから計算される。２０％のγ’を達成するのに必要とされる保持時間は、γ−γ’系の既知の相変換速度から計算される。ここで特に興味深い合金は、図１に示されるものを含む。
【００３９】
その融解温度からのＮｉベースγ’超合金の冷却は結果として、このような超合金のγ相からγ＋γ’相への変換をもたらす。本明細書に記載の保持及び冷却プロセスは、完全熱力学相平衡におけるＡｌ及びＴｉのγ及びγ’相への元素分配を採用し、保持及び冷却プロセスの間の任意の保持時間において２０％以下のγ’を作り出す。このことは、Ａｌ及びＴｉからγ相を消耗させ、図１に示すような溶接可能領域内に最終γ組成を移動させる。
【００４０】
図２に示されるようなこのプロセスにおいて、その最終組成が図２Ｄにおける溶接可能線１００下に低減されるまで、元素分配を介してγがＡｌ及びＴｉから消耗される。γの組成変化は、図２Ａにおいて点Ｔ１〜Ｔｎで示される。図２Ｂ及び図２Ｃは、冷却曲線、並びに、各保持ステップにおける溶接の応力緩和による各保持ステップ後の応力ｖｓ．時間の曲線の予想シフトを示す。
【００４１】
本明細書に記載の通常の保持及び冷却プロセスは、歪時効クラッキングを経るほぼ全ての超合金において使用され得ることが期待される。プロセスの保持部分の間のＡｌ及びＴｉの元素分配は、歪時効クラッキング及び高温クラッキングの可能性を低下させる。このような分配はまた、後の溶接加熱処理の間の歪時効クラッキングの傾向も大幅に低下させるが、それは、保持及び冷却プロセスの各ステップにおいて、γが実質的にＡｌ及びＴｉから消耗され、応力が緩和されるからである。
【００４２】
本発明の教示を組み込む様々な実施形態が示され、本明細書において詳細に説明されたが、当業者ならばこれらの教示を依然として組み込む多くの他の様々な実施形態を容易に考案することができるであろう。
【符号の説明】
【００４３】
２００  溶接装置
２０１  部品基板
２１０  チャンバー
２２０  不活性雰囲気
２３０  粉末
２４０  移動レーザー
２４２  レーザービーム
２５０  固化された粉末
２６０  誘導コイル
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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