KR100391184B1 - 고온내식성단결정니켈계초내열합금 - Google Patents

Abstract

본 발명은 다음의 원소들을 포함하고, 상 안정성 값(N_V3B)이 약 2.45 미만인 고온 내식성 니켈-기본 초내열합금에 관한 것이다: 크롬 약 14.2 내지 약 15.5중량%, 코발트 약 2.0 내지 약 4.0중량%, 몰리브덴 약 0.30 내지 약 0.45중량%, 텅스텐 약 4.0 내지 약 5.0중량%, 탄탈 약 4.5 내지 약 5.8중량%, 콜룸븀 약 0.05 내지 약 0.25중량%, 알루미늄 약 3.2 내지 약 3.6중량%, 티탄 약 4.0 내지 약 4.4중량%, 하프늄 약 0.01 내지 약 0.06중량% 및 잔여량의 니켈과 부수적인 불순물 본 발명의 초내열합금으로부터 단결정 제품이 적절히 제조될 수 있다. 이 제품은 가스 터빈 엔진용 부품이 될 수 있으며, 보다 특히, 이 부품은 가스 터빈 블레이드 또는 가스 터빈 베인이 될 수 있다.

Description

고온 내식성 단결정 니켈계 초내열합금

본 발명은 단결정 니켈계 초내열합금(superalloy)에 관한 것이며, 보다 특별히, 단결정 니켈계 초내열합금 및 가스 터빈 엔진에 사용하기 위해 이로부터 제조된 고온 부식에 대한 내성을 향상시킨 제품에 관한 것이다.

단결정 제품의 금속 온도 및 응력 성능에서의 최근 몇년간의 발전은 단결정 초내열합금의 지속적인 개발 및 주조공정과 엔진 적용 기술의 향상에 의한 결과이다. 이러한 단결정 초내열합금 제품은 가스 터빈 엔진의 고온 영역에서 발견되는 회전식 및 고정식 터빈 블레이드와 베인을 포함한다. 가스 터빈 엔진의 설계 목표는 지난 수십년 동안 동일하게 지속되어 왔다. 이러한 목표는 엔진 작동 온도, 회전 속도, 연료 효율 및 엔진 부품의 내구성과 신뢰도를 향상시키고자 하는 소망을 포함한다.

선행 기술은, 크롬 8.0 내지 14.0중량%, 코발트 1.5 내지 6.0중량%, 몰리브덴 0.5 내지 2.0중량%, 텅스텐 3.0 내지 10.0중량%, 티탄 2.5 내지 7.0중량%, 알루미늄 2.5 내지 7.0중량%, 탄탈 3.0 내지 6.0중량% 및 잔여량의 니켈을 기본 구성으로 하는 니켈계 단결정 합금 조성에 대해 기술하고 있는 피들러(Fiedler)의 미국특허 제4,677,035호를 포함하여, 산업용 가스 터빈 엔진 적용에 대한 상기와 같은 설계 목표를 달성하기 위한 합금을 제공하고자 시도하여 왔다. 그러나, 상기 참고문헌에 교시된 합금 조성물은 지속적인 또는 반복적인 고온의 노출에도 비교적 고강도를 지니는 반면, 가스 터빈에 사용할 경우 합금으로부터 제조된 부품이 노출되는 고온 기체 환경에 의해 부식 작용이 가속되기 쉽다.

또한, 영국 공개특허공보 제2153848A호에는 탄소, 붕소 또는 지르코늄의 의도적 첨가없이, 크롬 13 내지 15.6중량%, 코발트 5 내지 15중량%, 몰리브덴 2.5 내지 5중량%, 텅스텐 3 내지 6중량%, 티탄 4 내지 6중량%, 알루미늄 2 내지 4중량% 및 잔여량의 니켈을 기본 구성으로 하는 조성을 지닌, 단결정으로 형성되는 니켈계 합금이 기술되어 있다. 비록 상기 참고문헌에 교시된 합금이 크리이프 파열(creep rupture) 특성의 향상에 의해 고온 내식성 향상이 이루어진다고 주장하고 있지만, 당해 기술분야에 있어, 고온 내식성, 내산화성, 기계적 강도, 대형 부품의 주조능 및 적합한 열처리 반응의 향상들의 매우 우수한 조합을 지닌 산업용 가스 터빈 엔진에 적용하기 위한 단결정 초내열합금에 대한 필요성은 계속 요구되어 있다.

단결정 제품은 일반적으로 수지상 성장 패턴(dendritic growth pattern) 또는 블레이드 적층축 부품에 평행한 저 모듈러스 결정 배향(001)을 지니도록 제조된다. 상기 배향(001)으로 성장한 면심 입방(FCC) 초내열합금 단결정은 통상적으로 주조된 다결정성 제품에 비해서 매우 우수한 내열피로성을 제공한다. 이러한 단결정 제품은 결정 입계가 없기 때문에, 탄소, 붕소, 지르코늄과 같은 결정 입계 보강제 없이 합금 설계를 할 수 있다. 이러한 원소는 합금 융점 강하제로서, 합금 설계로부터 이의 필수적인 제거는 고온의 기계적 강도 획득을 위한 보다 큰 잠재능을 제공하는데, 그 이유는 높은 초기 용융 온도에 의해 가능한, 감마 프라임 용체(gamma prime solution) 및 미세구조의 균일화가 일방향 응고(DS)된 원주상 결정 및 통상적으로 주조된 물질에 비해 보다 완전하게 성취될 수 있기 때문이다.

이러한 공정의 잇점은 다면 합금 설계 시도를 하지 않는다면 반드시 인식되지는 않는다. 합금은, 특히 대형 주조 부품을 사용할때 얼룩(fleckle), 쪼개짐(sliver), 허위 입자(spurious grains) 및 재결정화와 같은 주조 결함이 생성되는 경향을 피할 수 있도록 설계되어야만 한다. 이외에, 합금은 거의 완전한 감마 프라임 용체화가 이루어지도록 적합한 열처리 "윈도우"[합금의 감마 프라임 솔버스(gamma prime solvus)와 초기 융점 사이의 수적 차이]를 제공해야만 한다. 동시에, 합금 조성의 균형은 가스 터빈 엔진을 작동하는데 필요한 공학적 특성의 적합한 조합을 제공하도록 설계되어야만 한다. 일반적으로, 가스 터빈 엔진 설계자에 의해 중요하게 고려되는 선택적 특성으로는 다음의 특성들이 포함된다: 승온 크리이프-파열 강도, 열-기계적 내피로성, 내충격성, 고온 내식성 및 내산화성, 피복성능. 특히, 산업용 터빈 설계자는 고온 내식성, 내산화성, 및 우수한 장기간의 기계적 특성(long-term mechanical properties)의 특유한 조합을 필요로 한다.

합금 설계자는 공지된 초내열합금 조성의 균형을 조정하여 상기 설계 특성의 1 또는 두 가지가 향상되도록 시도할 수 있다. 그러나, 나머지 일부 특성에 현저하거나 매우 심각한 손상을 주지 않으면서 설계 특성을 1 또는 두 가지 이상 향상시키는 것은 매우 어렵다. 본 발명의 특유한 초내열합금은 산업용 및 선박용 가스터빈 엔진의 고온 부분에서 작동시키기 위한 단결정 제품 제조에 사용되기 위하여 필요한 특성의 뛰어난 조합을 제공한다.

본 발명은 다음 원소들을 포함하는 고온 내식성 니켈계 초내열합금에 관한것이다: 크롬 약 14.2 내지 약 15.5중량%, 코발트 약 2.0 내지 4.0중량%, 몰리브덴 약 0.30 내지 약 0.45중량%, 텅스텐 약 4.0 내지 5.0중량%, 탄탈 약 4.5 내지 약 5.8중량%, 콜룸븀 약 0.05 내지 약 0.25중량%, 알루미늄 약 3.2 내지 약 3.6중량%, 티탄 약 4.0 내지 약 4.4중량%, 하프늄 약 0.01 내지 약 0.06중량% 및 잔여량의 니켈과 부수적인 불순물. 본 초내열합금의 상 안정성값(N_V3B)은 약 2.45 미만이다.

본 초내열합금 조성물중의 알루미늄과 티탄의 합은 약 7.2 내지 8.0중량%가 유용하다. 또한, 본 발명의 조성물에서 Ti:Al비는 1을 초과하고 Ta:W비도 1을 초과하는 것이 유용하다. 비록 부수적인 불순물은 가능한 최소량으로 존재하지만, 또한 초내열합금은 탄소 약 0 내지 약 0.05중량%, 붕소 약 0 내지 약 0.03중량%, 지르코늄 약 0 내지 약 0.03중량%, 레늄 약 0 내지 약 0.25중량%, 실리콘 약 0 내지 약 0.10중량% 및 망간 약 0 내지 약 0.10%을 포함할 수 있다. 모든 경우에 있어서, 기본 원소는 니켈이다. 본 발명은 고온 부식에 대해 향상된 내성, 산화에 대해 향상된 내성 및 향상된 크리이프-파열 강도를 지니는 단결정 초내열합금을 제공한다.

단결정 제품은 본 발명의 초내열합금으로부터 적합하게 제조될 수 있다. 제품은 가스 터빈 엔진용 부품일 수 있으며, 보다 특히 이 부품은 가스 터빈 블레이드 또는 가스 터빈 베인일 수 있다.

본 발명의 초내열합금 조성물은 특히 산업용 및 선박용 가스 터빈 적용에 적합하며, 고온 부식에 대한 향상된 내성을 포함하는 바람직한 특성의 특유한 조합을 이루는 정밀하게 균형잡힌 합금 화학 조성을 지닌다. 이러한 특성은 다음 특성들을포함한다: 우수한 고온 내식성 및 크리이프-파열 강도; 우수한 내산화성; 우수한 단결정 부품, 특히 대형 블레이드 및 베인 부품 주조성; 우수한 고용화 열처리 반응; 주조 부품 재결정화에 대한 적합한 내성; 적합한 부품 피복능 및 미세구조안정성[예: 위상 조밀(TCP) 상으로 불리는 바람직하지 않은, 취성(brittle phase) 상 형성에 대한 장기간의 내성].

따라서, 본 발명의 목적은 초내열합금 조성물과 향상된 고온 내식성을 포함하는 바람직한 특성의 특유한 조합을 지니는 이로부터 제조된 단결정 제품을 제공하는 것이다. 본 발명의 또 다른 목적은 초내열합금, 및 산업용과 선박용 가스 터빈 엔진에 사용하기 위한 이로부터 제조되는 단결정 제품을 제공하는 것이다. 이 목적 및 다른 목적과 본 발명의 잇점은 바람직한 실시양태의 다음 설명을 참고로 하여 당해 기술 분야의 숙련자들에게는 명백할 것이다.

본 발명의 고온 내식성 니켈-기본 초내열합금은 다음의 원소들을 포함한다:

또한, 이러한 초내열합금 조성물은 약 2.45 미만의 상 안정성 값 N_V3B을 지닌다. 추가로, 본 발명은 산업용 및 선박용 가스 터빈 엔진 적용에 유용한 바람직한 특성의 특유한 조합을 이루는 정밀하게 균형잡힌 합금 화학 조성을 지닌다. 이러한 특성은, 산업용 및 선박용 가스 터빈 적용을 위한 선행 기술의 단결정 초내열합금에 비해 우수한 고온 내식성과 크리이프-파열 강도, 내산화성, 단결정 부품의 주조성 및 미세구조 안정성[예: 고응력, 고온 조건하에서 형성된 TCP 상에 대한 내성]의 조합을 포함한다.

초내열합금 크롬 함량은 초내열합금 고온 내식성을 획득하기 위한 주요 공헌물질이다. 본 발명의 초내열합금은, 합금의 고온 내식성이 이러한 합금의 개발에서 주요한 설계 기준의 하나이기 때문에 비교적 고함량의 크롬을 함유한다. 크롬은 약 14.2 내지 15.5중량%이다. 유용하게는, 크롬 함량은 14.3% 내지 15.0중량%이다. 크롬은 고온 내식성을 제공하지만, 또한 합금의 산화능에 유용하다. 이외에, 본 발명의 초내열합금의 탄탈 및 티탄 함량과 1을 초과하는 Ti:Al비도 고온 내식성 획득에 유익하다. 그러나, 감마 프라임 솔버스의 저하외에, 크롬은 Cr 및 W이 풍부한 TCP 상의 형성에 기여하므로 이들 조성물에서 균형을 이루어야 한다.

본 발명의 한가지 실시양태에서, 코발트 함량은 약 2.0 내지 4.0중량%이다. 본 발명의 다른 실시양태에서, 코발트 함량은 2.5중량% 내지 3.5중량%이다. 이러한 초내열합금에서 크롬과 코발트의 수준은, 이 두 원소가 합금의 감마 프라임 솔버스를 저하시키는 경향이 있기 때문에, 초내열합금 고용화 열처리를 가능케하는데 도움이 된다. 본 발명에서 이러한 원소와 텅스텐과 탄탈같은 합금의 초기 용융 온도를 증가시키는 경향을 지니는 원소들과의 적당한 균형을 통해 바람직한 고용화 열처리 윈도우(합금의 초기 용융 온도와 이의 감마 프라임 솔버스 사이의 수적 차이)를 지님으로써 완전한 감마-프라임 용체화를 촉진하는, 초내열합금 조성물이 생성된다. 또한, 코발트 함량은 초내열합금의 고체 용해도에도 유익하다.

텅스텐 함량은 약 4.0 내지 5.0중량%이고, 유용하게는 텅스텐 양은 4.2중량% 내지 4.8중량%이다. 효과적인 고용체 보강제이며, 감마 프레임 보강에 기여할 수있기 때문에 텅스텐을 이러한 조성물에 첨가한다. 이외에도, 텅스텐은 합금의 초기 용융 온도를 높이는데 효과적이다.

텅스텐과 유사하게, 탄탈은 이러한 조성물에서 우수한 고용체 보강제이며, 또한 감마 프라임 입자 강도 및 용적 분율을 향상시키는데 기여한다. 탄탈의 함량은 약 4.5 내지 5.8중량%이고, 유용하게는, 탄탈 함량은 4.8중량% 내지 5.4중량%이다. 이러한 조성물에서, 탄탈은 고온 내식성, 내산화성, 및 알루미나이드 피복 내구성의 제공에 유용하기 때문에 유익하다. 이외에, 탄탈은, 특히 텅스텐보다 많은 비율로 존재하는 경우(즉, Ta:W비가 1을 초과하는 경우) 단결정 주조 공정 동안 "얼룩" 결손 형성을 방지하기 때문에 이러한 조성물에서 유용한 단결정 합금 첨가제이다. 더군다나, 탄탈은 TCP 상 형성에 직접 관여하지 않는 것으로 믿어지기 때문에 이러한 합금에서 강도 획득의 유용한 수단이다.

몰리브덴 함량은 약 0.30 내지 약 0.45중량%이다. 유용하게는, 몰리브덴은 0.35중량% 내지 0.43중량%의 양으로 존재한다. 몰리브덴은 우수한 고용체 보강제이지만 텅스텐과 탄탈만큼 효과적인 것은 아니며, 고온 부식성에 대한 부정적인 인자로서 작용하는 경향이 있다. 그러나, 합금의 밀도는 항상 설계 고려 대상이고, 몰리브덴 원자는 다른 고용체 보강제보다 가볍기 때문에, 몰리브덴의 첨가는 본 발명의 조성물에서 전반적인 합금 밀도를 조절하는 수단이다. 비교적 적은 몰리브덴 함량은 이러한 부류의 고온 내식성 니켈-기본 단결정 초내열합금에서 특유한 것으로 믿어진다.

알루미늄 함량은 약 3.2 내지 3.6중량%이다. 추가로, 당해 조성물에 존재하는 알루미늄의 양은 3.3중량% 내지 3.5중량%이 유용하다. 알루미늄과 티탄은 감마 프라임 상을 포함하는 주요 원소이며, 본 발명에서 알루미늄과 티탄의 합은 7.2중량% 내지 약 8.0중량%이다. 이러한 원소는, 합금 주조성, 고용화 열처리성, 상 안정성, 및 높은 기계적 강도 및 고온 내식성의 목적하는 조합을 달성하는데 적합한 비율 및 비로 본 조성물에 첨가된다. 또한, 알루미늄은 내산화성을 충분히 제공할 수 있는 비율로 본 합금에 첨가된다.

티탄의 함량은 약 4.0 내지 4.4중량%이다. 유용하게는, 본 조성물에 존재하는 티탄은 4.1중량% 내지 4.3중량%의 양이다. 이러한 합금의 티탄 함량은 비교적 높은 것이며 합금의 고온 내식성에 유익하다. 그려나, 이는 또한 내산화성, 합금주조성 및 고용화 열처리에 대한 합금 반응에 부정적인 영향을 끼칠 수 있다. 따라서, 본 조성물의 설정 범위 내에서 티탄 함량을 유지하는 것이 중요하며, 전술한 원소 성분의 적당한 균형이 유지된다. 더군다나, 합금의 Ti:Al비가 1을 초과하도록 유지하는 것은 본 조성물에서 목적하는 고온 내식성을 달성하는데 중요하다.

콜룸븀 함량은 약 0.05중량% 내지 0.25중량%이고, 유용하게는, 콜룸븀 함량은 0.05중량% 내지 0.12중량%이다. 콜룸븀은 감마 프라임 형성 원소이고, 본 발명의 니켈-기본 초내열합금에서 효과적인 보강제이다. 그러나, 일반적으로 콜룸븀은 합금 산화 및 고온 부식 특성에 손상을 끼치므로 본 발명의 조성물에 이의 첨가는 최소화한다. 또한, 콜룸븀은 비최적 진공 고용화 열처리 공정 동안 성분 표면에 화학적으로 흡수될 수 있는 탄소를 얻고자 하는 목적을 위하여 본 발명의 조성물에 첨가한다. 수득된 탄소는 탄화 티탄 또는 탄탈 대신에 탄화 콜룸븀을 형성하는 경향이 있으므로, 본 발명의 합금에서 감마 프라임 및/또는 고용체 보강을 위한 티탄 및/또는 탄탈의 가장 큰 비율이 유지된다. 더우기, 본 발명의 초내열합금의 강도를 향상시키기 위해, 본 조성물중의 콜룸븀과 하프늄의 합은 0.06 내지 0.31중량%인 것이 중요하다.

하프늄 함량은 약 0.01중량% 내지 0.06중량%이고, 유용하게는, 하프늄은 0.02중량% 내지 0.05중량%의 양으로 존재한다. 하프늄은 피복 가공 및 접착성을 향상시기키 위하여 본 조성물에 적은 비율로 첨가된다. 일반적으로 하프늄은 감마 프라임 상을 분할한다.

본 발명의 초내열합금 조성물의 잔여량은 니켈 및 소량의 부수적인 불순물로 이루어진다. 일반적으로, 이러한 부수적인 불순물은 산업상의 제조 공정으로부터 유발되며, 초내열합금의 유용한 측면에 영향을 주지 않기 위해서 조성물에서 가능하면 극히 소량이어야 한다. 예를 들면, 이러한 부수적인 불순물은 약 0.05% 이하의 탄소, 약 0.03% 이하의 붕소, 약 0.03% 이하의 지르코늄, 약 0.25% 이하의 레늄, 약 0.10% 이하의 규소 및 약 0.10% 이하의 망간을 포함할 수 있다. 설정한 양을 초과하는 이러한 불순물의 양은 생성된 합금의 특성에 역효과를 줄 수 있다.

본 발명의 초내열합금은 상기의 특정 범위내의 조성을 지닐뿐아니라, 약 2.45 미만의 상 안정성 값 N_V3B을 갖는다. 당업계의 숙련인들에 의해 인지될 수 있는 바와 같이, N_V3B는 니켈-기본 합금 전자 공격자점(electorn vacancy) TPC 상 조절인자 계산의 PWA N-35법에 의해 정의된다. 이 계산은 하기와 같다:

등식 1

원자 %로의 중량%의 전환 :

원소 i의 원자 %

여기서, Wi = 원소 i의 중량%

Ai = 원소 i의 원자 중량

등식 2

연속 매트릭스에 존재하는 각 원소의 양에 대한 계산 :

원소 Rii 잔류 원자량

등식 3

상기의 등식 1 및 2로부터 원자 인자를 사용한 N_V3B의 계산 :

그리고

여기서, i = 차례로 각각 독립적인 원소

N_ii = 매트릭스 중의 각 원소의 원자 인자

(N_V)i = 각각의 원소의 전자 공격자점 수

이 계산은 본원에 참고로 기술된 기술지에서 상세하게 증명된다[참조:"PHACOMP Revisited", by H. J. Murphy, C. T. Sims and A. M. Beltran, published in Volume 1 of International Symposium on Structural Stability in Superalloys (1968)]. 당해 기술 분야의 숙련인들에 의해 인지될 수 있는 바와 같이, 본 발명의 초내열합금의 상 안정성 값은 중요하며, 고온, 고응력조건하에서 목적하는 특성을 위한 안정한 미세구조 및 적응성을 제공하기 위하여는 제시된 최고값 미만이어야 한다. 상 안정성 값은, 일단 현 당면 과제를 인지하고 있는 당해 기술 분야의 숙련된 종사자에 의해 경험적으로 측정될 수 있다.

본 발명의 초내열합금은 산업용 및 선박용 가스 터빈 엔진용 부품과 같은 단결정 제품을 적합하게 제조하는데 사용될 수 있다. 바람직하게는, 이러한 초내열 합금은 고응력, 고온 조건하에서, 특히 황, 나트륨 및 바나듐 오염물을 함유하는 부식성 환경을 포함하는 고온 조건, 약 1922˚F(1050℃) 이하의 이러한 조건하의 고온 부식성(황화)에 대한 내성이 향상되는 특징의 단결정 주물을 제조하는데 이용한다. 이러한 초내열합금은 단결정으로 제조된 고강도 주물이 요구되는 어떤 목적을 위하여 사용될 수 있으며, 이의 특별한 용도는 산업용 및 선박용 가스 터빈 엔진용 단결정 블레이드 및 베인의 주조이다.

본 발명의 조성물로부터 제조된 단결정 부품은 당해 기술 분야에서 공지된 단결정 주조 기술의 하나에 의해 제조될 수 있다. 예를 들면, 시드(seed) 결정법 및 초우크법(Choke process)같은 단결정 일방향 응고 공정이 이용될 수 있다.

본 발명의 초내열합금으로부터 제조된 단결정 주물은 약 1시간 내지 50시간 동안 약 1800˚F(982℃) 내지 약 2125˚F(1163℃)의 온도에서 시효(aging)시킬 수 있다. 그러나, 당해 기술 분야의 숙련인들에 의해 인지될 수 있는 바와 같이, 최적 시효 온도 및 시효 시간은 초내열합금의 정확한 조성에 따른다.

본 발명은 바람직한 특성의 특유한 조합을 지닌 초내열합금 조성물을 제공한다. 이러한 특성에는 다음 특성들이 포함된다 : 우수한 고온 내식성 및 크리이프-파열 강도, 우수한 내산화성; 우수한 단결정 부품, 특히 대형 블레이드 및 베인 부품 주조성; 우수한 고용화 열처리 반응; 주조 부품 재결정화에 대한 적합한 내성; 적합한 부품 피복능 및 미세구조 안정성[예: 위상 조밀(TCP) 상으로 불리는 바람직하지 않은, 취성 상의 형성에 대한 장기간의 내성). 앞서 지적한 것처럼, 본 발명의 초내열합금은, 특유한 조합의 특성이 유지될 수 있다면 임의의 한 원자에서 소량의 변화만이 허용되는 정확한 조성을 지닌다.

본 발명을 보다 분명하게 예증하고 본 발명의 청구 영역을 벗어나는 대표적인 초내열합금과의 비교를 제공하기 위해서, 하기의 네 가지 실시예를 나타내었다. 하기의 실시예는 본 발명의 예증 및 다른 초내열합금 및 제품에 대한 이의 관계를 포함하며, 본 발명의 영역을 제한하지는 않는다.

실시예

본 발명의 초내열합금에 대한 조성의 변화 및 범위를 연구하기 위한 시험 재료를 준비한다. 하기 시험되어 보고된 합금 조성물의 하나는 본 발명의 청구 영역을 벗어나지만, 본 발명의 이해를 돕기 위한 비교 목적으로 포함되었다. 시험 재료의 대표적인 합금의 목적하는 화학조성은 하기의 표 1에 기재되어 있다.

표 1

주의 : 화학조성은 중량%이다

표 1에 명시된의 목적하는 화학조성에 의해 정의되는 시험 재료는, 신재료 8 lb와 히트 R2D2 합금(참조: 표 2) 15 1b를 혼합하고 용융시킨 후 용융물을 세라믹 쉘 금형에 붓는 방법으로 처음으로 제조되었다(CMSX는 본 출원의 양수인인 캐논-머스케곤 코포레이션의 등록 상표다).

생성된 혼합 생성물을 사용하여, 각각 3/8 "직경 x 6" 길이인 시험 막대 19개와 각각의 고형 터빈 블레이드 3개를 인베스트먼트 주조한다. 견본 검사에 따르면, 단지 하나의 시험 막대만이 잘못된 배향(misorientation)으로 인해 불합격되는 만족스러운 입자 수율(grain yield)이 나타난다. 얼룩은 명백히 없다. 더구나, 시험 막대의 화학 조성 점검에 따르면, CMSX-11C의 목적하는 조성이 달성되었음을 알 수 있다.

추가의 시험 재료는 250∼270 lb.(113∼122Kg.)로 제조된 VIM인 합금 생성물을 수득한다. 제조된 VIM 히트(VIM heat) 및 이의 각각의 화학조성은 하기의 표 2에 수록되어 있다.

표 2

이러한 재료의 소량을 재용융시켜서 막대 및 블레이드의 두 형태로 정밀하게 인베스트먼트 주조한다.

인베스트먼트 주조된 생성물의 입자 및 배향 검사는 만족스러운 결과를 나타낸다. 일반적으로, 표 2에 수록된 제품의 생성을 초래하는, 앞의 표 1에 수록된 목적하는 조성물은, 허위 입자 및/또는 슬라이버(sliver) 표시가 없고 얼룩이 없는 단결정의 SX 주품을 수득케하며, 일반적으로 목적하는 1차(001)결정 배향의 10˚이내의 배향을 지니고, 조성물의 요구 조건을 충족시킨다.

제조한 시험 견본의 일부는 적합한 고용화 열처리 공정을 개발하는데 사용되며, 결과는 하기의 표 3에 수록하였다. 완전한 조야의 γ' 및 공정(eutectic)의 γ -γ' 용체화는 2309˚F(1265℃)의 최대 용체 온도의 적용으로 달성된다. 그러나, 다양한 수준의 시험 견본의 재결정화가 고용화 열처리 동안 관찰된다. 이 문제는 CMSX-11C 합금 최대 용체 온도를 완전한 γ' 용체화가 여전히 우세한 2289˚F(1254℃)로 감소시킴으로써 완화된다.

유사하게, 표 1에 수록된 두개의 다른 조성물의 변형물(CMSX-IIC' 및 CMSX-11C")을 2289˚F(1254℃)의 최대 온도로 고용화 처리하면, 유사한 결과가 수득된다.

추가로, 모든 시험 견본을, 목적하는 γ' 형태 및 분포를 촉진시키기 위하여 2050˚F(1121℃)에서 초기 시효화로, 이어서 각각 1600˚F(871℃) 및 1400˚F(760℃)에서 2차 시효화로 열처리한다(참조: 표 3).

표 3

주의 : * 고용화 열처리 동안 SX 주조 생성물의 재결정화 경향을 감소시키기 위하여 선택된 보다 낮은 용체 온도.

VlM 히트(상기 표 2에 수록)의 시차 열분석(DTA)은 각각의 합금 솔리더스(Solidus)와 리퀴더스(Iiquidus) 데이터를 제공한다. DTA의 세부 사항은 하기의 표 4에 수록하였다.

표 4

열처리 다음에, 시험 막대를, ASTM 표준 비례 견본 치수로 가공하고 저-응력 분쇄한 후, 표준 ASTM법에 따라 다양한 조건 온도 및 응력에서 연속 응력- 및 크리이프-파열 시험을 수행한다. 고체 터빈 블레이드로부터 제거한 견본을 유사하게 제조한다.

하기의 표 5에 CMSX-11C 합금 견본을 사용하여 수행한 응력- 및 크리이프-파열 시험의 결과를 나타내었다. 시험을 1400 내지 1900˚F(760 내지 1038℃) 범위의 조건에서 수행하였다.

표 5에 수록된 시험의 대부분은, 히트 VF 998의 제품과 혼합한 앞서 상술한히트 R2D2/신재료로부터 제조된 합금을 사용하여 수행하였다. 히트 VG 33 제품으로 생성된 재료에 대한 시험 결과는 표 5에서 강조되었다. 상기 표 2에 수록된 나머지 VIM 히트로부터 제조된 생성물에 대하여는 파열 시험을 수행하지 않았다.

표 5

선택된 파열 시험 견본을 다음의 시험에 따라 금속조직에 대해 검사한다. 검사한 파열 견본은, 바람직하지 않은 미세구조 불안정성[즉, 시그마(Sigma), 뮤(mu) 등과 같은 위상 조밀(TCP) 상의 형성]이 관찰될 수 있는 징조를 전혀 나타내지 않았다.

이외에, 2개의 시험 막대를 200 시간 동안 1600˚F/39.2ksi(870℃/270MPa)조건에 노출시킨다. 각각의 막대 게이지 부분을 검사한 결과, 유해한 상 형성의 징조가 관찰되지 않았다.

초기 저 사이클 피로(LCF) 시험 결과는 하기의 표 6에 수록하였다. 1112˚F(600℃)에서 수행한 변형-조절 시험의 결과가, 선택된 다른 합금(예: 단결정 CMSX-2 합금, DS 및 등방상 CM합금 및 DS 르네(Rene) 80 H 합금)의 일반적인 성능과 비교되었다.

표 6

앞서의 상세한 평가와 동시에, 완전히 열 처리한 CMSX-11C 시험 견본을 내산화성 및 고온 내식성 시험에 적용한다.

수행한 고온 부식성 시험의 결과는 하기의 표 7에 수록하였다. 시험은 인공회분과 SO₂를 이용하여 실험용 노에서 1292˚F(700℃) 및 1472˚F(800℃)로 수행한다. 금속 손실 데이타는 평균값과 최고값, 및 사용된 시험 핀(test pin)의 백분율 손실로서 기재되었다. 데이타는 1292˚F(700℃) 시험에 대하여 100, 576 및 1056 시간 간격으로, 1472˚F(800℃) 시험에 대하여 100, 576, 1056 및 5000 시간 간격으로 기재되었다.

표 7

유사하게, 제1도는 합성 슬랙(GTV 유형)과 공기중의 0.03 체적% SOx에 CMSX-11C 합금 및 다른 합금을 500시간 노출시켜 수행한 추가의 고온 부식성 시험결과를 나타내고 있다. 1382, 1562, 1652˚F(750, 850 및 900℃)에서 500시간 시험을 수행하였다. 결과는, CMSX-11C 합금이 세가지 시험 온도 모두에서 매우 우수한 내식성을 제공함을 나타낸다.

이어서, 1472˚F 및 1652˚F(800, 900℃)의 시험 온도에서 선택적인 슬랙, FVV 유형을 이용한 시험을 수행하였다. 500시간 시험 결과는 하기의 표 8에 기재하였으며, 12.5%을 함유하는 CMSX-11B 합금에 비해 보다 높은 크롬 함량을 지닌 CMSX-11C 합금으로부터 유도된 수행의 잇점을 보여준다.

표 8

추가의 실험용 노, 도가니 유형, 인공 회분 고온 부식성 시험을 수행하였다. 1350˚F(732℃) 및 1650˚F(899℃)에서 수행한, 이러한 시험 결과는 각각 제2도 및 제3도에 나타내었다. 이러한 시험에서, 견본을 매 100사이클마다, Na₂SO₄로 1mg/cm²로 피복하며, 3시간/1일 주기로 반복한다. 두 시험을 약 2400 시간에 이를 때까지 수행한다. 이러한 결과는, CMSX-11C 합금 대 CMSX-11B 재료로 수득한 고온 내식성의 향상된 정도를 추가로 입증한다.

추가의 고온 부식성 시험을 비교 목적용의 다른 재료와 함께 CMSX-11C 합금을 사용하여 수행하였다. 앞서 언급한 시험과 대조적으로, 이러한 고온 부식성 평가를 버어너 장치에서 수행하는데, 이러한 시험 방법이 일반적으로 바람직한 이유는 버어너 장치 시험에서 달성된 결과가 일반적으로 가스 터빈 엔진에서 수행될 재료의 보다 대표적인 지시 방법을 제공하기 때문이다.

버어너 장치 시험을 1652˚F(900℃) 및 1922˚F(1050℃)에서 수행하며, 시험결과는 각각 하기의 표 9와 표 10에 기재하였다. 사용된 0.35in(9mm)직경x3.9in.(100mm) 길이의 시험 핀은 회전식 원통 모양의 지그에 설치되며 고속 가스 스팀에 노출된다. 다른 시험 조건은 각 표에 명시하였다.

표 9

표 10

시험 결과는, 두 시험 온도에서 IN 738 LC 합금 보다 CMSX-11C 합금이 훨씬 우수한 고온 내식성을 제공하며, CMSX-11B 합금보다도 우수하게 수행됨을 나타낸다. 게다가, 제4도는 CMSX-11C 합금이 1922˚F(1050℃)에서 고온 내식성과 강도의 뛰어난 조합을 제공하며, 특히 상업적으로 널리 사용되는 DS 르네 80H 합금 보다도 성능이 뛰어남을 보여주고 있다. 900℃에서의 유사한 분석은 훨씬 우수한 성능의 조합을 보여줄 수 있을 것으로 확신된다.

CMSX-11C 합금 산화 시험을 고온 내식성 시험과 동시에 수행하였다. 하기의 표 11은 실험용 노내에서 1000시간 동안 1742˚F(950℃)에서 수행한 도가니 산화시험의 결과를 수록하였다. 100 및 500시간 간격에서 뿐만 아니라 시험 종결에서 기록된 평균 및 최대 산화 정도와 중량 입자 측정을 수록하였다.

표 11

약간의 보다 높은 온도에서의 산화 시험 결과는 제5도에 나타내었다. 예시된 데이타는 1832˚F(1000℃)에서 3000시간의 장기간 동안 수행한 산화 시험의 결과이다. 시험은 대기중에서 수행하였으며, 시험 견본 중량 변화를 시간의 함수로서 측정하였다. 시험 온도는 1회/1시간 기준으로 실온으로 순환되었다. 시험 결과는, CMSX-11C 합금이 산업용 터빈 분야에서 널리 사용되는 합금인 1N 738LC 보다 훨씬 우수한 내산화성을 제공함을 나타낸다.

추가의 산화 시험 결과는 제6도에 제시되었다. 이 특별한 시험에서, 상기 핀은 1850˚F(1010℃)의 시험 온도로부터 실온으로지 3회/1일의 주기로 반복처리하며, 중량 변화는 시간의 함수로서 측정하였다. 시험을 약 2400시간에 이르기까지수행하였으며, 시험 결과는 CMSX-11C 재료가 합금 1N 738LC 보다 훨씬 우수한 내산화성을 제공함을 나타낸다.

버어너 장치 산화 시험을 2192˚F(1200℃)에서 수행하였으며, 하기의 표 12에 나타난 결과가 수득되었다. 다양한 합금을 동일한 회전 캐러셀(carousel)내에서 시험하였다. 견본의 중량 손실을 100, 200, 300, 400 및 500시간의 간격으로 측정하였다. 추가의 시험 조건은 표에 기재하였다.

표 12

버어너 장치 산화 시험 결과는, CMSX-11C 재료가 폭넓게 사용되는 산업용 터빈 블레이드 및 베인 재료와 비교하여 2192˚F(1200℃)에서 매우 우수한 내산화성을 제공함을 보여주고 있다.

합금 강도 및 2192˚F(1200℃) 산화 비교는 제7도에 제시되었다. 제7도는 CMSX-11C 합금의 조합된 성능이 일방향 응고 합금(예: Rene 80 H, FSX 414, 1N 939 및 1N 738 LC 합금) 보다 우수함을 보여주고 있다.

본 발명이 이의 특별한 실시양태에 대하여 기재된 반면, 본 발명의 수많은 다른 형태 및 수정이 당해 기술 분야의 숙련인들에게 분명히 인식될 것임이 확실하다. 첨부된 청구항 및 본 발명은 일반적으로 본 발명의 진정한 취지 및 영역내에 있는 모든 이러한 명백한 형태 및 수정을 포함하는 것으로 받아들여 질것이다.

제1도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 네 가지 다른 합금에 대한 세 가지 노출온도에서 수행된 고온 부식성 시험 결과의 도표이다.

제2도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 두 가지 다른 합금에 대한 732℃(1350˚F)에서 수행된 시험으로부터 수득된 고온 부식 데이타의 비교 그래프이다.

제3도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 두 가지 다른 합금에 대한 899℃(1650˚F)에서 수행된 시험으로부터 수득된 고온 부식 데이타의 비교 그래프이다.

제4도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 여섯 가지 다른 합금에 대하여 수행된 시험으로부터 수득된 합금 강도 및 고온 부식 데이타의 비교 그래프이다.

제5도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 두 가지 다른 합금에 대한 1000℃(1832˚F)에서 수행된 시험으로부터 수득된 산화 데이타의 비교 그래프이다.

제6도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 두 가지 다른 합금에 대한 1010℃(1850˚F)에서 수행된 시험으로부터 수득된 산화 데이타의 비교 그래프이다.

제7도는 본 발명의 한 가지 실시양태와 여섯 가지 다른 합금에 대하여 수행된 시험으로부터 수득된 합금 강도 및 산화 데이터의 비교 그래프이다.

Claims (15)

1. 다음의 원소들을 포함하고, 상 안정성 값(N_V3B)이 2.45 미만인 고온 내식성 니켈계 초내열합금(superalloy).

   크롬 14.2 내지 15.5중량%,

   코발트 2.0 내지 4.0중량%,

   몰리브덴 0.30 내지 0.45중량%,

   텅스텐 4.0 내지 5.0중량%,

   탄탈 4.5 내지 5.8중량%,

   콜룸븀 0.05 내지 0.25중량%,

   알루미늄 3.2 내지 3.6중량%,

   티탄 4.0 내지 4.4중량%,

   하프늄 0.01 내지 0.06중량% 및

   니켈 + 부수적 불순물 잔여량.
2. 제1항에 있어서, 콜룸븀과 하프늄의 합이 0.06중량% 내지 0.31중량%인 초내열합금.
3. 제1항에 있어서, Ti:Al 비가 1을 초과하는 초내열합금.
4. 제1항에 있어서, 알루미늄과 티탄의 합이 7.2중량% 내지 8.0중량%인 초내열합금.
5. 제1항에 있어서, Ta:W 비가 1을 초과하는 초내열합금.
6. 제1항의 초내열합금으로부터 제조된 단결정 제품.
7. 제6항에 있어서, 터빈 엔진용 부품인 단결정 제품.
8. 제7항에 있어서, 부품이 가스 터빈 블레이드 또는 가스 터빈 베인(vane)인 제품.
9. 다음의 원소들을 함유하고, 상 안정성 값(N_V3B)이 2.45 미만인 니켈계 초내열합금으로부터 제조되는, 향상된 고온 내식성을 특징으로 하는 단결정 주물.

   크롬 14.3 내지 15.0중량%,

   코발트 2.5 내지 3.5중량%,

   몰리브덴 0.35 내지 0.43중량%,

   텅스텐 4.2 내지 4.8중량%,

   탄탈 4.8 내지 5.4중량%,

   콜룸븀 0.05 내지 0.12중량%,

   알루미늄 3.3 내지 3.5중량%,

   티탄 4.1 내지 4.3중량%

   하프늄 0.02 내지 0.05중량% 및

   니켈 + 부수적 불순물 잔여량.
10. 제9항에 있어서, 콜룸븀과 하프늄의 합이 0.06중량% 내지 0.31중량%인 단결정 주물.
11. 제9항에 있어서, 알루미늄과 티탄의 합이 7.2중량% 내지 8.2중량%인 단결정 주물.
12. 제9항에 있어서, Ti:Al 비와 Ta:W 비가 둘 다 1을 초과하는 단결정 주물.
13. 다음의 원소들을 포함하고, 상 안정성 값(N_V3B)이 2.45 미만인 니켈계 초내열합금으로부터 제조된, 향상된 고온 내식성을 특징으로 하는 단결정 주물.

    브롬 14.5중량%,

    코발트 3.0중량%,

    몰리브덴 0.40중량%,

    텅스텐 4.4중량%,

    탄탈 4.95중량%,

    콜룸븀 0.10중량%,

    알루미늄 3.40중량%,

    티탄 4.2중량%,

    하프늄 0.04중량%,

    니켈 잔여량.

    (여기서, 콜룸븀과 하프늄의 합은 0.06중량% 내지 0.31중량%이고, 알루미늄과 티탄의 합은 7.2중량% 내지 8.0중량%이며, Ti:Al 비는 1을 초과하고, Ta:W 비는 1을 초과한다)
14. 제9항에 따르는 단결정 주물을 사용하여 제조된 가스 터빈 블레이드 또는 가스 터빈 베인.
15. 제13항에 따르는 단결정 주물을 사용하여 제조된 가스 터빈 블레이드 또는 가스 터빈 베인.