KR101646296B1

KR101646296B1 - 산화 알루미늄 형성 니켈계 합금

Info

Publication number: KR101646296B1
Application number: KR1020117013706A
Authority: KR
Inventors: 토마스 헬란데르; 마트스 룬드베리; 보 옌손
Original assignee: 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비
Priority date: 2008-11-19
Filing date: 2009-11-06
Publication date: 2016-08-05
Also published as: UA100460C2; EP2367963A4; BRPI0922060A8; CA2743129C; AU2009318183A1; RU2011124959A; US20150275334A1; KR20110084535A; CA2743129A1; AU2009318183B2; RU2518812C2; PL2367963T3; JP2012509407A; CN102216479A; EP2367963A1; BRPI0922060A2; JP5596697B2; EP2367963B1; CN102216479B; US20110250463A1

Abstract

고온에서 사용하기 위한 니켈계 합금은, 중량% 로, C 0.05 ~ 0.2, Si 최대 1.5, Mn 최대 0.5, Cr 15 ~ 20, Al 4 ~ 6, Fe 15 ~ 25, Co 최대 10, N 0.03 ~ 0.15, O 최대 0.5, Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소 0.25 ~ 2.2, REM 으로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소 최대 0.5, 잔부의 Ni 및 통상적으로 발생하는 불순물을 포함한다.

Description

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금 {ALUMINIUM OXIDE FORMING NICKEL BASED ALLOY}

본 발명은 고온에서, 예를 들어 900℃ 이상의 온도에서 사용되는 니켈계 합금에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 표면상에 안정적인 산화 알루미늄을 형성할 수 있는, 알루미늄과 합금화된 분산 강화된 니켈계 합금에 관한 것으로, 그럼으로써 이 합금은 양호한 내산화성을 가진다. 더욱이, 본 발명은 니켈계 합금의 분말 및 니켈계 합금의 용도에 관한 것이다.

알루미늄과 합금화된 니켈계 합금은, 표면에 안정적인 보호 산화 알루미늄을 형성하기 때문에, 예를 들어 열처리로 등의 다양한 고온 적용에 사용된다. 산화 알루미늄은 종종 매우 양호한 접착성을 가지고 또한 표면을 깨거나 감소시키지 않는다. 또한, 산화 알루미늄은 고온에서도 낮은 성장률을 가진다. 그리하여, 이러한 종류의 합금은 종종 매우 양호한 내산화성을 가진다.

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금은, 제조, 특히 열간 가공시에 어려운 것으로 알려져 있다. 이에 중요하게 기여하는 요인은, 느린 냉각/가열시, 예를 들어 열처리 동안 또는 열간 가공 동안, 대략 900℃ 이하의 온도에서 형성되는 금속간 상 γ' (Ni₃Al) 이다. 이러한 금속간 상은 합금을 경질 및 취성으로 만들어 결과적으로 가공하기 어렵게 한다. 또한, γ' 의 침전물은 합금에서 알루미늄의 활성을 저감시킴으로써 표면상에 보호 산화 알루미늄을 형성하는 것을 더 어렵게 한다.

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금의 일예로는 미국특허 제 4,882,125 호에 공개되어 있다. 합금은 27 ~ 35% Cr, 2.5 ~ 5% Al 및 2.5 ~ 6% Fe 를 포함한다. 고함량의 알루미늄은 재료의 인성을 감소시키고 또한 Al 함량은 양호한 산화 방지를 형성하도록 적어도 2.75% 이어야 하지만 바람직하게는 연성을 열화하지 않도록 4% 를 초과하지 말아야 한다. 상기 특허문헌에서는, 고함량의 Fe 는 산화 특성을 열화시키고, 그럼으로써 철의 함량은 6% 를 초과하지 말아야 하는 것이 추가로 교시되어 있다.

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금의 다른 예로는 미국특허 제 4,460,542 호에 공개되어 있다. 합금은 14 ~ 18% Cr, 4 ~ 6% Al 및 1.5 ~ 8% Fe 를 포함한다. 상기 특허문헌에서는, 4 ~ 6% 의 Al 의 첨가함으로써 표면에 산화 크롬을 형성하는 니켈계 합금에 비하여 우수한 산화 특성을 형성하는 것이 교시되어 있다. 또한, 상기 특허문헌에서는, Fe 가 산화 특성에 악영향을 주고, 그럼으로써 철의 함량은 최대 8% 이어야 하는 것이 공개되어 있다.

WO 2004/067788 A1 에는, 산화 알루미늄 형성 니켈계 합금의 또 다른 예가 개시되어 있다. 이 경우에, 합금은 15 ~ 40% Cr, 1.5 ~ 7% Al, 및 0.5 ~ 13% Fe 를 포함한다. 최고의 결과는 합금이 최대 26.5% Cr, 최대 11% Fe 및 3 ~ 6% Al 를 포함할 때 달성된다고 할 수 있다.

WO 00/34541 A1 에는 19 ~ 23% Cr, 3 ~ 4.4% Al 및 18 ~ 22% Fe 를 포함하는 니켈계 합금이 개시되어 있다. 이 합금은 고온에서 사용하기 위한 것이다. WO 00/34541 A1 에는 19 ~ 23% Cr 및 3 ~ 4% Al 의 조합이 보호 Al₂O₃-Cr₂O₃ 스케일을 형성하는데 중요한 것으로 개시되어 있다. 니켈계 합금은 24 시간의 열처리에 의해 얻어진다고 하는 1 ~ 5 몰% 입자상 Cr₇C₃ 의 침전에 의해 강화된다. 이 합금은 진공 용융과 같은 용융, 주조 및 로드, 바 등과 같은 표준 엔지니어링 형상으로 가공되어 생성된다. 이 합금은 최대 1000℃ 에서의 양호한 내산화성을 보여준다.

또한, 니켈계 페라이트 산화 알루미늄 형성 합금은 종래에 알려져 있다. 하지만, 이런 종류의 합금은 종종 고온에서 낮은 기계적 강도를 가진다. 따라서, 재료의 크리프 강도를 높이기 위해 작은 입자가 종종 추가된다. 이는 예를 들어 금속 핸드북 제 10 판, 제 2 권, 943 페이지에 기재되어 있다. 이러한 종류의 합금의 다른 문제는, 상온에서 그 연성이 매우 낮아, 종종 용접을 더 어렵게 한다는 것이다. 페라이트 재료에서 신뢰가능한 용접을 수행하기 위해서는 용접할 재료를 적어도 200℃ 까지 예열하는 것이 종종 필요하다. 많은 경우에, 용접 후에, 750 ~ 850℃ 에서 응력-완화 소둔이 또한 필요하다.

본 발명의 목적은, 고온, 특히 약 900℃ ~ 적어도 약 1250℃ 에서 우수한 내산화성을 가지고, 또한 양호한 열간 가공성 및 양호한 크리프 강도를 가진 합금을 얻는 것이다.

전술한 목적은, 이하를 중량% 로 포함하는 분산 강화된 니켈계 합금.

C 0.05 ~ 0.2

Si 최대 1.5

Mn 최대 0.5

Cr 15 ~ 20

Al 4 ~ 6

Fe 15 ~ 25

Co 최대 10

N 0.03 ~ 0.15

O 최대 0.5

Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소

0.25 ~ 2.2

REM 으로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소

최대 0.5

잔부의 Ni 및 통상적으로 발생하는 불순물.

본원에 따른 니켈계 합금은 오스테나이트계이고 또한 특히 고온, 예를 들어 900℃ 이상에서 매우 양호한 내산화성을 갖는다. 이러한 내산화성은 약 1100℃ 의 온도에서도 높다. 본원의 합금은 표면에 안정적인 산화 알루미늄을 형성하기 때문에, 산화 크롬 형성 재료에 강한 산화, 즉 대략 1150℃ 이상에서의 산화를 받는 상기 온도 이상의 온도에서도 사용될 수 있다.

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금에 비교적 고함량의 Fe 를 첨가함으로써, 금속간 상 γ' 의 안정성을 저감시킬 수 있고, 이는 또한 합금을 보다 더 용이하게 제조 및 가공하도록 할 수 있음을 발견하였다. γ' 의 안정성 저감은 주어진 냉각율에 대하여 상기 침전물의 형성을 더 느리게 하고, 이는 합금의 열간 가공을 촉진시킨다. 이는 또한, Al 의 활성을 저감시킬 위험을 저감시키고, 이는 또한 안정적이고 내산화성 산화 알루미늄을 합금의 표면에 형성할 수 있음을 보장한다.

본원에 따른 니켈계 합금은 공지된 페라이트계 산화 알루미늄 형성 합금보다 더 상온에서 연성이다. 그리하여, 용접전에 합금을 따뜻하게 예열 또는 유지하는 것이 불필요하고 또한 후속의 응력-완화 소둔을 피할 수 있다. 그럼으로써, 본원에 따른 니켈계 합금은 페라이트계 산화 알루미늄 형성 합금에 비하여 향상된 용접 과정을 가능하게 한다.

본원에 따른 니켈계 합금은 분산 강화된다. 이는 Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소를 첨가함으로써 달성된다. 이러한 원소는 C 및/또는 N 및 선택적으로 첨가된 O 와 함께 분산 강화된 입자를 형성한다. 이러한 분산은 기계적 응력에 기여하고 또한 합금의 열간 가공성을 손상시키지 않으면서 고온에서도 합금에 우수한 크리프 강도를 부여한다.

니켈계 합금은 분말 야금에 의해 제조된다. 분말 야금 제조 공정은 급속 고화 재료를 유발하고, 여기에서 취성상이 형성할 시간이 없고 또한 분리에 의해 큰 조성 변화가 진전되지 않는다. 그리하여, 급속 고화 분말의 혼합은 본질적으로 균질한 조성 및 매우 적은 분산 입자의 본질적으로 균일한 분포를 가진 금속체를 형성한다.

니켈계 합금으로 제조되는 분말은 전술한 바와 같이 분산 강화된 입자를 포함할 것이고, 이는, 특히 고온에서 기계적 특성이 우수한 분말로 제조되는 생성물을 형성한다. 더욱이, 니켈계 합금의 분말은, 튜브, 로드, 와이어, 플레이트 및 스트립 등의 통상 형태의 제조 이외에도, 복잡한 형상을 가진 고형 구성품의 제조를 가능하게 한다. 게다가, 니켈계 합금이 포함되는 화합물의 재료는, 원한다면, 예를 들어 제 1 부하 지지 구성품 및 제 2 내부식성 구성품을 가진 최종 생성물을 생성하도록 용이하게 제조될 수 있다.

본원에 따른 니켈계 합금은 고온, 예를 들어 900℃ 이상, 최대 적어도 1250℃ 에서 또한 특히 재료에 기계적 부하가 높게 될 수 있는 적용에 사용하기에 특히 적합하다. 더욱이, 본원에 따른 합금은 양호한 내산화성에 대한 요건이 큰 환경에서 사용하기에 적합하다. 적합한 적용의 예로서는, 열처리로용 구성 재료, 롤러 노상로용 롤러, 보호 분위기에서 소둔하기 위한 머플 튜브, 가열 부재용 구성 재료, 가스 터빈의 연소실 재료, 예를 들어 유리 제조업 또는 가스 터빈에서의 가스-가스 열교환기, 열처리로 용도의 와이어로 직조된 운반 벨트, 열처리로의 가열을 위한 복사 튜브 또는 열전대용 보호 튜브로서 사용된다.

도 1a 는 상이한 온도에서 상 안정성에 대한 Ni 함량의 영향을 시뮬레이션 한 결과를 나타내는 도면,
도 1b 는 γ' 의 최소 안정성에 대한 Al 및 Fe 함량의 변화 영향을 나타내는 도면,
도 1c 는 γ' 의 최소 안정성에 대한 Al 및 Cr 함량의 변화 영향을 나타내는 도면,
도 2 는 니켈 알루미나이드의 안정성에 대한 Fe 함량의 영향을 시뮬레이션 한 결과를 나타내는 도면,
도 3 은 니켈 알루미나이드의 안정성에 대한 Al 함량의 영향을 시뮬레이션 한 결과를 나타내는 도면,
도 4 는 니켈 알루미나이드의 안정성에 대한 Co 영향을 시뮬레이션 한 결과를 나타내는 도면,
도 5 는 본원에 따른 합금의 실시예의 인장 시험 결과를 나타내는 도면,
도 6 은 상온, 500℃ 및 600℃ 에서 본원에 따른 6 개의 상이한 가열의 항복 강도를 나타내는 도면,
도 7 은 상온, 500℃ 및 600℃ 에서 본원에 따른 6 개의 상이한 가열의 인장 강도를 나타내는 도면,
도 8 은 상온, 500℃ 및 600℃ 에서 본원에 따른 6 개의 상이한 가열의 파괴까지의 연신을 나타내는 도면,
도 9 는 본원 및 2 개의 비교 재료에 따른 8 개의 상이한 가열의 1000℃ 에서 공기 중에서 산화 시험한 결과를 나타내는 도면,
도 10 은 본원 및 2 개의 비교 재료에 따른 8 개의 상이한 가열의 1100℃ 에서 공기 중에서 산화 시험한 결과를 나타내는 도면,
도 11 은 SEM 에서 찍은 가열 A 의 미세구조 사진,
도 12a 는 가열 A 에서 카보나이트라이드 침전물의 크기 분포를 나타내는 도면,
도 12b 는 가열 A ~ D 에서 침전물의 크기 분포를 나타내는 도면,
도 13 은 분산 강화되지 않은 조성물의 크리프 시험의 결과를 나타내는 도면, 및
도 14 는 분산 강화되지 않은 4 개의 조성물의 1100℃ 에서 공기 중에서 산화 시험한 결과를 나타내는 도면.

전술한 바와 같이, 알루미늄과 합금화된 니켈계 합금은 일반적으로 열간 가공이 어려운 것으로 여겨진다. 중요한 인자는, 합금의 용융과 니켈 알루미나이드와 같은 불필요한 금속간 상의 침전 사이의 오직 한정된 온도 창에 있다. 합금 원소 Al 및 Cr 은 모두 내산화성에 유용하지만, 니켈 알루미나이드의 안정성을 증가시켜 합금의 열간 가공을 위한 온도 창을 저감시키기 때문에 니켈계 합금을 가공하기 어렵게 만든다. 합금의 열간 가공성은, 그 생성물이 용이하고 그리고 경제적으로 생산될 수 있도록 하기 위한 매우 중요한 인자이다. 본 발명에 따른 합금은 합금에 양호한 열간 가공성을 제공하는 조성으로 인해 열간 가공을 위한 증가된 온도 창을 갖는 것을 발견하였다.

본 발명은, 4 ~ 6% Al 및 고함량의 Cr 을 가진 니켈계 합금에 Fe 를 비교적 많이 첨가함으로써 금속간 상 γ' 의 안정성을 저감시키는 발견에 기초로 한다. 상 γ' 의 침전은 저온에서 크리프 강도를 향상하지만 너무 고함량의 γ' 에서는 합금이 경질 및 취성으로 되기 때문에 생성이 더 어렵게 된다. 더욱이, γ' 은 표면상에 보호 산화 알루미늄의 형성을 더 어렵게 만드는 합금의 Al 의 활성을 저감시킨다. 고온, 예를 들어 900℃ 이상에서 사용하기 위한 합금에 대하여, γ' 의 함량을 저감시키는 것이 중요하고, 이는 본 발명에 따른 합금의 조성에 의해 달성된다.

또한, 이미 공지된 산화 알루미늄 형성 니켈계 합금에서 γ' 의 침전은 대략 1000℃ 이상에서 안정적이지 못하고, 그럼으로써 상기 온도 이상에서 이러한 합금을 사용할 시 크리프 강도에 대하여 영향을 주지 못한다. 본 발명에 따른 합금은, 최소 함량의 γ' 을 포함하고 또한 주로 고온에서 사용하기 위한 것이기 때문에, γ' 의 용해 위험이 있다. 그리하여, 크리프 강도를 유지하기 위해서는 합금은 분산 강화된다. 이는, 무엇보다도, 선택된 함량의 Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 와 조합한 선택된 함량의 탄소, 질소, 및 가능하게는 산소에 의해 달성된다. 종래의 용융 제조 공정에 의해 합금을 생성할 수 있지만, 이러한 경우에 분산 강화는 달성되더라도 충분하지 않다. 그리하여, 합금은 분말 야금에 의해 생성된다. 그 후에, 고형 구성성분은, 열간 등방 가압 (HIP) 도는 냉간 등방 가압 (CIP) 등의 종래에 알려진 기술에 따라서 압축됨으로써 생성되는 분말로 제조될 수 있다. 필요하다면, 그 후에 제조된 고형 구성요소는 소망하는 생성물 형태를 얻도록 추가로 가공되는데, 예를 들어 압연, 압출 또는 인발된다. 또한, 소결에 의해 분말로부터 바로 복잡한 형상을 형성할 수 있다.

본원의 합금의 조성 및 분산 강화에 의해 적어도 1100℃ 만큼 높은 온도에서라도 우수한 내산화성을 가진 니켈계 합금을 유발한다는 사실에 의해, 열간 가공이 비교적 용이해지고 또한 양호한 크리프 강도를 가지게 된다.

본원에 따른 분산 강화된 니켈계 합금의 바람직한 실시형태에 따라서, 분산 입자는 1 ㎛ 미만, 바람직하게는 500 ㎚ 미만의 평균 직경을 가진다. 최고의 결과는 분산 입자가 50 ~ 200 ㎚ 의 평균 직경을 가질 때 얻을 수 있다.

본원에 따른 분산 강화된 니켈계 합금의 다른 바람직한 실시형태에 따라서, 85% 이상의 분산 입자는 직경에 있어서 300 ㎚ 이하이어야 한다.

합금의 특성에 대한 다양한 원소의 영향은 이하 설명하고, 모든 주어진 함량은 중량% 이다.

탄소

자유로운 형태의 탄소는, 결정 구조의 중간 위치에 있게 되어, 약 400 ~ 500℃ 까지의 온도에서 전위의 이동성을 잠근다. 탄소는 또한 Ta, Ti, Hf, Zr 및 Nb 등의 합금의 다른 원소와의 탄화물을 형성한다. 탄화물이 미세하게 분산된 미세구조에서, 이러한 탄화물은 전위 이동에 장애물을 제공하며 또한 더 고온에서도 유효하게 된다. 전위 이동이 크리프 연신을 생성하는 메커니즘이기 때문에, 탄소는 합금의 크리프 강도를 개선하는데 필수적인 요소이다. 하지만, C 함량이 너무 높으면, 합금은 저온, 예를 들어 300℃ 이하의 온도에서 열화된 연성으로 인해 냉간 가공을 하기가 어렵게 될 것이다. 그리하여, 합금은 0.05 ~ 0.2% C 를 포함한다.

규소

규소는 1.5% 까지의 함량으로 합금에 존재할 수 있다. 니켈계 합금에서 규소의 함량이 너무 높으면 이러한 유형의 합금에 취화 (embritteling) 영향을 주는 니켈 실리사이드의 침전에 대한 위험을 증가시킨다. 유사한 합금의 크리프 시험 결과에서는, 크리프 수명 시간, 즉 크리프 파괴되기까지의 시간은 Si 함량이 1.5% 근방이면 저감되는 것으로 나타났다. 하지만, 이에 대한 이유는 알려져 있지 않다. 이 때문에, Si 함량은 최대 1% 인 것이 바람직하다. 바람직한 실시형태에 따라서, 합금은 단지 Si 의 불순물 함량, 즉 최대 0.3% 까지 포함한다.

망간

망간은 불순물로 합금에 존재한다. 마찬가지고, 합금의 특성에 악영향을 주지 않으면 최대 0.5% 까지 허용되고, 합금은 최대 0.5% Mn 을 포함한다. 바람직한 실시형태에 따라서, 합금은 단지 Mn 의 불순물 함량, 즉 최대 0.2% 까지 포함한다.

크롬

크롬은, 밀집한 보호 산화 스케일을 형성할 때, 오랜 기간 동안 주도적인 원소이었다. 오스테나이트계 구조에서 15% 미만의 Cr 은 전적으로 표면을 덮지 못하고 또한 밀집하지도 않고 그리하여 합금에 충분한 내산화성을 형성하지 못하는 산화물을 형성하는 경향이 있다. 또한, 산화물에 가장 근접한 재료가 Cr 을 제거하여, 새로운 산화물을 형성하기 위한 충분한 Cr 이 없기 때문에, 산화물에 대한 가능한 손상을 해소할 수 없는 위험이 있다.

하지만, 4% Al 을 포함하는 니켈계 합금은 약 20% 초과의 Cr 을 포함하지 않아야 하며, 함량이 높아지면 γ' 및 β 상의 형성 위험이 높아진다. (예를 들어, 이는 대략 19% Fe 를 포함하는 합금에 대해 산출된 도 1c 를 참조하여 이하 설명됨)

따라서, γ' 과 β 상의 존재를 최소화하기 위해, 합금은 최대 20% Cr 을 포함한다. 또한, Cr 함량이 너무 높으면, 다른 원하지 않는 상, 예를 들어 σ-상 및 크롬 농후 페라이트가 형성될 위험이 있다. 또한, Cr 은 높은 함량에서 니켈 알루미나이드를 안정화시킬 수 있다.

따라서, 합금은 15 ~ 20% Cr, 바람직하게는 17 ~ 20% Cr 을 포함한다. 최고의 결과는 합금이 17 ~ 19% Cr 을 포함할 때 달성된다.

알루미늄

알루미늄은 Cr 에 비하여 더 밀집하고 또한 더 보호 산화물 스케일을 생성하는 원소이다. 하지만, 알루미늄은, 산화 알루미늄의 형성이 저온에서 산화 크롬보다 더 느리기 때문에 Cr 을 대체할 수 없다. 합금은 고온에서 충분한 내산화성을 보장하고 산화물이 완전히 표면을 덮는 적어도 4% Al, 바람직하게는 4% 초과의 Al 를 포함한다. 비교적 고함량의 Al 은 약 1100℃ 의 온도에서도 우수한 내산화성을 제공한다. 6% 초과의 Al 함량에서는, 재료의 연성이 상당히 열화되는 (이는 또한 도 3 을 참조하여 이하 설명됨) 니켈계 매트릭스에 상기 양의 금속간 상을 형성할 위험이 있다. 그리하여, 합금은 4 ~ 6% Al, 바람직하게는 >4 ~ 5.5%, 보다 바람직하게는 >4 ~ 5.2% Al 을 포함해야 한다.

철

산화 알루미늄 형성 니켈계 합금에서 비교적 높은 함량의 Fe 는 긍정적인 영향을 줄 수 있는 것이, 본원에 따라서 도시되어 있다. Fe 를 첨가함으로써, 취화 γ' 의 형성에는 에너지적으로 바람직하지 않는 금속 구조를 형성하고, 이는 또한 합금에서 경질 및 취성을 상당히 저감시키는 위험을 유발한다. 결과적으로, 가공성이 향상된다. 따라서, 합금은 적어도 15% Fe 를 포함한다. 하지만, 고함량의 철은 원하지 않는 상의 형성을 유도할 수 있다. 따라서, 합금은 25% 초과의 Fe 를 포함하지 않는다.

더욱이, 대략 21 ~ 22% 의 Fe 함량에서, 일부 경우에 취화될 수 있는 β-상 (NiAl) 의 형성 위험이 증간한다. (이는, 예를 들어, 도 1b 및 도 2 를 참조하여 이하 설명됨).

바람직하게는, 합금은 16 ~ 21.5% Fe 를 포함하여야 한다. 바람직한 실시형태에 따라서, 합금은 17 ~ 21% Fe 를 포함한다.

니켈

본원에 따른 합금은 니켈계 합금이다. 니켈은,합금에서 오스테나이트계 구조를 안정화하여 σ-상 등의 일부 취성의 금속간 상의 형성에 대항한다. 합금의 오스테나이트계 구조는, 예를 들어 용접할 때 유리하다. 또한, 오스테나이트계 구조는 고온에서 합금의 양호한 크리프 강도에 기여한다. 이는, 예를 들어 페라이트계에서보다 오스테나이트계 구조에서 확산율이 낮은 결과일 수 있다.

일 실시형태에 따르면, 합금은 52 ~ 62% Ni, 바람직하게는 52 ~ 60% Ni 를 포함한다.

코발트

일부 상업용 합금에서, Ni 의 일부는, 본원에 따른 합금에서 실시될 수 있는 합금의 기계적 강도를 증가시키도록 Co 로 대체된다. 합금 중 Ni 의 일부는 동일한 양의 Co 로 대체될 수 있다. 이는, BCC-알루미나이드 NiAl 의 안정성을 증가시키고, 그 후 이는 γ' 의 경비를 증가시키며, 이는 어떠한 온도 범위에서 유리할 수 있다. 하지만, 이러한 Co 첨가는 산화 특성에 대하여 균형을 이루어야 하는데, 이는, NiAl 의 존재가 Al 의 활성을 저감시키고 그럼으로써 산화 알루미늄을 형성하도록 하는 능력을 열화시킨다. Co 의 첨가는 또한 합금의 용융점에 영향을 준다. 예를 들어, 10% Co 의 첨가는, 950℃ 까지 안정적이지만 용융점을 대략 20℃ 로 낮추는 NiAl 의 침전물을 가진 합금을 형성한다. 본 발명의 일 실시형태에 따라서, 니켈은 따라서 부분적으로 Co 로 대체된다. 하지만, Co 함량은 10% 를 초과하지 않아야 한다.

질소

C 와 동일한 방식으로, 자유 N 은 결정 구조의 중간 위치에 있고, 그럼으로써 대략 400 ~ 500℃ 까지의 온도에서 전위 이동을 잠근다. 질소는 또한 Ta, Ti, Hf, Zr 및 Nb 등의 합금의 다른 원소와의 질화물 및/또는 카르보나이트라이드를 형성한다. 이러한 입자가 미세하게 분산되는 미세구조에서, 이들은 특히 고온에서 전위 이동을 위한 장애물을 부여한다. 그리하여, 합금의 크리프 강도를 개선하기 위해서 N 이 첨가된다. 하지만, 알루미늄 합금화된 합금에 N 을 첨가할 때, 이차 질화 알루미늄의 형성 위험이 높고, 그럼으로써 본원의 니켈계 합금은 매우 제한된 N 함량을 가진다. 합금은, 0.03 ~ 0.15% N, 바람직하게는 0.05 ~ 0.15% N, 보다 바람직하게는 0.05 ~ 0.10% N 을 포함한다.

산소

산소는 본원의 합금에서 불순물 형태 또는 최대 0.5% 까지의 활성 첨가물로서 존재할 수 있다. 산소는, 합금에 미세하게 분포될 때 크리프 강도를 향상시키는 Zr, Hf, Ta 및 Ti 와 함께 작은 산화물 분산물을 형성함으로써 합금의 크리프 강도를 증가시키는데 기여할 수 있다. 이러한 산화물 분산물은 대응하는 탄화물 및 질화물 보다 더 높은 용해 온도를 가지고, 그럼으로써 산소는 고온에서 사용하기에 바람직한 첨가물이다. 산소는 또한 Al, 주기율표의 3 그룹의 원소, Sc, Y 및 La 뿐만 아니라 제 14 란탄 계열 원소와 함께 분산물을 형성할 수 있고, 이러한 원소들과 동일한 방식으로 합금의 크리프 강도를 더 높게 하는데 기여한다. 바람직한 실시형태에 따르면, 합금은 200 ~ 2000 ppm O, 바람직하게는 400 ~ 1000 ppm O 를 포함한다.

탄탈륨, 하프늄, 지르코늄, 티타늄과 니오븀

Ta, Hf 및 Zr 로 이루어진 그룹의 원소는 탄소 및 질소로 매우 작고 안정적인 입자를 형성한다. 이러한 입자는, 구조체에 미세하게 분산되면, 전위 이동을 잠그는데 보조하고 그럼으로써 크리프 강도를 증가시키는데, 즉 분산 강화를 제공해준다. 이는, 또한 Ti 를 첨가하여 상기 효과를 얻을 수 있다. 하지만, Ti 의 첨가는, 특히 합금의 분말 야금 제조시 문제를 발생시키는데, 이는 원자화 이전에 용융물에 이미 탄화물 및 질화물을 형성하여, 이는 또한 원자화시 오리피스를 막히게 할 수 있기 때문이다.

니오븀은 또한 C 및/또는 N 과의 안정적인 분산물을 형성하고, 그리하여 본원에 따라서 합금에 적절하게 첨가될 수 있다.

합금은 0.25 ~ 2.2%, 바람직하게는 0.3 ~ 1.5%, 보다 바람직하게는 0.6-1.5% 함량의 Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소를 포함한다.

합금은 바람직하게는 본질적으로 모든 C 및 N 이 상기 원소에 결합되는 상기 양의 Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 원소를 포함한다. 이는, 예를 들어 합금의 고온 사용 중에 탄화 크롬의 형성 위험이 상당히 크게 줄어듬을 보장한다.

바람직한 실시형태에 따르면, 합금은 0.1 ~ 0.5% Hf 를 포함한다. 다른 실시형태에 따르면, 합금은 0.05 ~ 0.35% Zr 을 포함한다. 또 다른 실시형태에 따르면, 합금은 0.05 ~ 0.5% Ta 를 포함한다. 또 다른 실시형태에 따르면, 합금은 0.05 ~ 0.4% Ti 를 포함한다. 또 다른 실시형태에 따르면, 합금은 0.1 ~ 0.8% Nb 를 포함한다.

희토류 금속 (REM)

희토류 금속 (REM) 은, 이와 관련하여, 주기율표의 3 그룹의 원소, Sc, Y 및 La 뿐만 아니라 제 14 란탄 계열과 관련되어 있다. REM 은 형성된 산화물의 도핑에 의해 산화 특성에 영향을 준다. 이러한 원소의 과도한 합금화는, 종종 표면을 깨지게 하는 산화물을 생성하고 또한 이러한 원소의 너무 적은 첨가는 금속 표면에 대한 보다 약한 접착성을 가진 산화물을 생성하게 된다. 합금은 전체적으로 최대 0.5%, 바람직하게는 0.05 ~ 0.25% 함량의 REM 으로 구성되는 그룹으로부터 1 종 이상의 원소를 포함할 수 있다. 바람직한 실시형태에 따르면, 이트륨은 0.05 ~ 0.25% 양으로 합금에 추가된다.

본원에 따른 니켈계 합금은 또한 사용되는 원료 또는 선택한 제조 공정으로 인해 통상적으로 발생하는 불순물을 포함할 수 있다. 불순물의 예로는 Ca, S 및 P 이다.

분산 강화된 니켈계 합금은 무엇보다도 Al 및 Cr 함량으로 인해 매우 양호한 내산화성을 가진다. 이는, 또한 매우 양호한 기계적 특성, 예를 들어 항복 및 인장 강도 뿐만 아니라 연성을 가진다. 이는, 매우 양호한 가공성, 특히 열간 가공성을 가지고, 이는 예를 들어 열간 압출 또는 열간 압연에 의해 생성물을 제조하는 것을 용이하게 해준다.

전술한 니켈계 합금은 먼저 고온에서 사용하기 위한 것이다. 합금이 특히 적합한 적용예로서는, 열처리로용 구성 재료, 롤러 노상로용 롤러, 보호 분위기에서 소둔하기 위한 머플 튜브, 가열 부재용 구성 재료, 가스 터빈의 연소실 재료, 예를 들어 유리 제조업 또는 가스 터빈에서의 가스-가스 열교환기, 고온 공정에서의 관형 반응기, 열처리로 용도의 와이어로 직조된 운반 벨트, 열처리로의 가열을 위한 복사 튜브 또는 열전대용 보호 튜브이다.

시뮬레이션

상이한 합금 조성과 온도에서 상 안정성은 소프트웨어 Thermo-Calc 를 사용하여 열역학적 시뮬레이션에 의해 연구되었다. "NiFe-Super version 4" 라고 하는 니켈계 합금에 대한 열역학적 데이터베이스를 시뮬레이션에 대해 사용하였다. 이는 일반적으로 대부분의 경우에 이러한 유형의 계산은 현실에 잘 대응하는 것으로 알려져 있다.

니켈 알루미나이드 β (NiAl) 및 γ' (Ni₃Al) 의 안정성 및 α (크롬 농후 페라이트) 의 안정성에 대한 철의 영향을 연구하였다. 18 wt% 크롬 함량 및 4.5 wt% 알루미늄 함량에 대해 산출하였다. 온도 및 니켈의 함량이 변경되는 시뮬레이션에 대한 결과는 도 1 에 도시되어 있다. x-축을 따라서 철은 합금에서 니켈로 대체된다.

이러한 시뮬레이션에서는, 4.5 wt% Al 및 18 wt% Cr 을 가진 합금에 대한 영역이 도시되어 있고, 이는 γ' 의 안정성이 최소가 된다. 이러한 최소값은 58 wt% Ni 및 대략 19 wt% 의 철 함량에서 나타나고, 또한 도면에서 점선의 원으로 나타내었다. Fe 의 함량이 낮으면 γ' 의 안정성을 증가시키는 반면, 함량이 높아지면 니켈 알루미나이드 β (NiAl) 을 형성한다.

이러한 최소값 근방의 조성은, 합금의 용융 및 니켈 알루미나이드의 침전 사이에 광범위한 온도 간격을 제공하고, 그럼으로써 전술한 바와 같이 열간 가공성을 용이하게 한다.

전술한 최소값의 Al 및 Cr 함량의 변경에 대한 영향이 또한 연구되었다. γ'-안정성에 있어서 최소값이 얻어지도록 Fe 함량을 조절함과 동시에 Al 함량을 4 ~ 6% 사이에서 변경함으로써, 도 1b 가 산출될 수 있다. 도 1b 에서는 Fe 및 Al 의 함량이 변경될 때 최소값이 이동하는 방법을 보여준다. 최소값은 온도가 변경됨과 동시에 도면에서 선을 따라 이동된다. 도면으로부터, Al 함량의 증가는 최소값을 얻기 위해 필요한 Fe 의 함량을 저감시키는 것을 볼 수 있다. 더욱이, 온도는 최소값에 대해 틱-마크 1 에서 814℃ 에서부터 틱-마크 9 에서 953℃ 까지 상승한다.

도 1c 에서는 도 1b 과 동일한 유형의 산출을 도시하지만, Cr 및 Al 함량은 변경되었고 또한 Fe 함량은 대략 19% 에서 유지된다. 도면으로부터, Al 함량의 증가는 최소값을 얻기 위해 필요한 Cr 양을 저감시킴을 볼 수 있다. 더욱이, 온도는 틱-마크 1 에서 815℃ 에서부터 틱-마크 10 에서 951℃ 까지 상승한다.

도 2 에서, 니켈 알루미나이드, 페라이트 및 오스테나이트의 안정성에 대한 상이한 철 함량의 영향이 도시되어 있다. 이러한 경우에, 조성은 18 wt% Cr, 4.5 wt% Al, 16 wt%, 19 wt% 및 22 wt% 3 개의 상이한 철 함량을 가진 잔부의 Ni 이다. 니켈 알루미나이드에 대한 최저 용해 온도는 19% 함량의 Fe 에 대해 얻어졌다. 최고 함량의 Fe 에서, β 는 안정적인 반면, 최저 함량의 Fe 는 더 큰 용해 온도를 유발하는 γ' 의 안정성을 증가시킨다.

도 3 에서, 니켈 알루미나이드 및 페라이트의 안정성에 대한 상이한 함량의 Al 의 영향이 도시되어 있다. 이러한 경우에, 조성은 18 wt% Cr, 19 wt% Fe, 4 wt%, 4.5 wt%, 5 wt% 및 6 wt% 4 개의 상이한 Al 함량을 가진 잔부의 Ni 이다. Al 함량을 증가시키면 니켈 알루미나이드에 대한 용해 온도를 증가시킨다. 6% 함량의 Al 에서, 금속간 β-상은 최대 1100℃ 근방의 온도까지 안정적이다. Al 함량의 증가시키면 저온 범위, 대략 800℃ 이하에서, 페라이트의 안정성을 증가시킨다.

코발트 첨가 효과의 시뮬레이션

합금에 대한 코발트가 어떠한 효과를 가지는지를 조사하기 위해서, 소프트웨어 Thermo-Calc 를 사용하여 시뮬레이션을 하였다. "NiFe-Super version 4" 라고 하는 니켈계 합금에 대한 열역학적 데이터베이스를 시뮬레이션에 사용하였다. 18% Cr, 19% Fe, 4.5% Al, 잔부의 Ni 의 개시 조성으로 산출을 하였다. 니켈은 개시 조성에서 5, 10 및 15% Co 로 대체되었고, 침전물의 나머지 분율은 온도에 따라서 산출되었다. 니켈 알루미나이드 β (NiAl) 및 γ'(Ni₃Al), α (크롬 농후 페라이트) 뿐만 아니라 σ-상의 안정성에 대한 Co 의 영향을 연구하였다. 그 결과를 도 4 에 도시하였다.

이러한 산출에서는, Co 의 첨가는 니켈 알루미나이드에 대한 용해 온도를 증가시키는 것으로 나타났다. Co 의 첨가는 또한 γ' 에 대한 니켈 알루미나이드 β 의 안정성을 증가시킨다. 2 개의 최고 함량의 Co 에서, 또한 대략 650℃ 이하의 온도에서 σ-상의 침전 위험이 있다. 950℃ 이상의 온도에서 사용하기 위한 합금에는 최대 10 wt% Co 를 사용할 수 있다.

인장 시험

본원에 따른 합금의 다수의 조성은 분말 야금에 의해 생성되고 열간 등방 가압 다음에 열간 압출 및 후속의 물의 급랭에 의해 압축되었다. 상이한 가열 조성물은 표 1 에 주어져 있다.

조성물의 인장 시험은 상온에서 표준 SS-EN 10002-1 에 따라서 실시되었다. 조성물 각각의 3 개의 샘플이 시험되었고, 이 3 개의 샘플의 평균 형태의 인장 시험으로부터의 결과는 표 2 에 주어져 있다. 더욱이, 가열 1 은 HIP 이후에 (즉, 압출 이전에) 바로 시험되었다.

결과에서는 본원에 따른 합금은 상온에서 파괴까지의 양호한 연신을 가지고 이는 냉간 가공시 균열 형성 위험을 저감시켜 주는 것으로 나타났다. 더욱이, 합금은, 일반적으로 대략 200 ~ 300 MPa 의 항복 강도를 가지는 다양한 오스테나이트계 강 및 니켈계 합금보다 더 높은 항복 강도를 가진다. 이러한 결과는, 예를 들어 약 260 MPa 의 항복 강도 Rp_0.2, 약 600 MPa 의 인장 강도 R_m 및 약 35% 의 파괴까지의 연신을 가진, 0.07 wt% C, 1.6 wt% Si, 1.5 wt% Mn, 25 wt% Cr, 35 wt% Ni, 0.16 wt% N, 0.05 wt% Ce 및 잔부의 Fe (UNS S35315 에 대응) 의 공칭 조성을 가진 오스테나이트계 크롬-니켈 강과 비교될 수 있다. 또한, 이러한 결과는, 약 550 MPa 의 항복 강도 Rp_0.2, 약 750 MPa 의 인장 강도 R_m 및 약 25% 의 파괴까지의 연신을 가지고 또한 21 wt% Cr, 5 wt% Al, 3 wt% Mo, 최대 0.7 wt% Si, 최대 0.4 wt% Mn, 최대 0.08 wt% C 를 포함하는 공칭 조성을 가진 상표명 KANTHAL APMT

으로 알려진 분산 강화된 산화 알루미늄 형성 페라이트계 강과 비교될 수 있다.

또한, 표 1 에 주어진 가열 A ~ F 의 500℃ 및 600℃ 각각에서의 인장 시험이 표준 SS-EN 10002-5 에 따라서 실시되었다. 각 조성의 3 가지 샘플이 시험되었고 또한 이 3 가지 샘플의 평균 형태의 인장 시험 결과를 표 3 에 나타내었다.

500℃ 및 600℃ 에서의 인장 시험 결과에서는, 본원에 따른 합금이 양호한 고온 기계적 특성을 가지고 또한 이러한 온도에서 파괴까지의 양호한 연신을 가지는 것으로 나타났다. 이는, 열간 압출 및 열간 압연으로 인한 성공적인 결과와 함께, 합금이 양호한 열간 가공성을 가지는 것으로 나타났다.

가열 1 및 가열 2 의 인장 시험 결과는 도 5 에 도시되어 있고, 가열 A ~ F 의 인장 시험 결과는 도 6 ~ 도 8 에 도시되어 있다.

충격 시험

충격 시험은 표 1 에 주어진 가열로부터 금속 분말로 제조된 재료에 대하여 실시되었다. 열간 등방 가압 (HIP) 및 후속의 물 급냉과 함께 열간 압출에 의해 샘플이 제조되었다. SS-EN 10045-1 에 따른 시험은 상온에서 실시되었고 또한 조성물의 3 개의 샘플 각각에 대하여 실시되었다. 그 결과는 표 4 에 나타나 있다.

모든 가열에 대한 충격 강도는 일반적으로 연성 재료 및 취성 재료 사이의 한계값으로 사용되는 27 Joule 이상으로 양호하다.

1000℃ 에서의 산화 시험

표 1 에 주어진 가열로부터 쿠폰 형태의 샘플이 생성되었다. 이 쿠폰은 220 ㎛ 종이를 가진 그리드이다. 더욱이, 상표명 SANDVIK SANICRO

80 (UNS N06003 에 대응) 으로 알려진 니켈계 합금의 하나의 샘플과, 상표명 KANTHAL APMT (21 wt% Cr, 5 wt% Al, 3 wt% Mo, 최대 0.7% Si, 최대 0.4 wt% Mn, 최대 0.08% C 를 포함하는 공칭 조성물을 가짐) 로 알려진 분산 강화된 산화 알루미늄 형성 페라이트계 강의 하나의 샘플을 비교하기 위해 제조되었다.

산화 시험은 공기 중에서 1000℃ 에서 실시되다. 샘플은 노로부터 제거되었고 또한 24, 48, 95, 186, 500 및 1005 시간 각각의 후에 상온으로 냉각되어 중량측정되었다. 중량 측정 후, 샘플은 계속된 가열 및 산화를 위해 노안으로 삽입되었다. 산화 시험의 결과는 도 9 에 도시되어 있다.

그 결과에서는 1000℃ 에서 매우 양호한 내산화성을 가지는 것으로 나타났다. D 를 제외한 모든 가열은 SANDVIK SANICRO 80 보다 상당히 더 양호한 내산화성을 가진다. 더욱이, 본원에 따른 합금은, 우수한 내산화성을 가진 것으로 여겨지는 KANTHAL APMT 에 비교가능한 상기 온도에서 내산화성을 가진다.

본 발명에 따른 합금은, 형성 후에 매우 느린 성장율을 가지는 보호 산화물을 신속하게 형성한다. US 4,882,125 및 US 4,460,542 에 이미 보고된, 고함량의 철의 악영향은 관찰되지 않았다. 고온에 통상적으로 사용되는 대부분의 산화 크롬 형성 오스테나이트계 합금은 상기 온도에서 4 ~ 8 배이상의 높은 산화물 성장율을 가지는 것을 알 수 있다.

1100℃ 에서 산화 시험

1000℃ 에서의 산화 시험의 경우와 동일한 조성 및 동일한 방식으로 샘플이 제조되었다. 산화 시험은 공기 중에서 1100℃ 에서 수행되다. 샘플은 24, 48, 95, 186, 500 및 1005 시간 후에 각각 제거되었고 중량측정되었다. 상기 산화 시험 결과는 도 10 에 도시되었다.

결과에서는, 본원에 따른 합금이 1100℃ 에서 매우 양호한 내산화성을 가지는 것으로 나타났다. 이러한 작업된 사용된 기준 합금, SANDVIK SANICRO 80 및 KANTHAL APMT 는 크로미아 형성체 및 페라이트계 알루미나 형성체 각각에 대하여 우수한 내산화성을 갖는 것으로 알려졌다. 본 발명에 따른 합금의 산화 시험에서는, 일반적으로 SANDVIK SANICRO 80 보다 더 양호한 내산화성을 나타내고 또한 일부는 KANTHAL APMT 보다 심지어 더 양호한 내산화성을 나타내었다. 모든 시험된 합금에서는 WO 00/34541 에 존재하는 합금보다 실질적으로 더 양호한 내산화성을 보여준다. 1200℃ 에서의 시험적인 산화 연구에서는, 본원에 따른 합금이 크로미아 형성 합금 SANDVIK SANICRO 80 및 전술한 UNS S35315 에 비하여 더 높은 정도의 내산화성을 나타내는 것으로 나타났다. 이는, 개선된 합금에서의 알루미늄 첨가로 특히 1100℃ 이상의 온도에서 내산화성을 증가시키는 것으로 나타났다.

미세조직

HIP 의해 압축, 열간 압출 및 물 급냉된 금속 분말로 제조되는 재료에서의 미세조직의 일예는, 가열 A 에 따른 조성과 함께, 도 11 에 도시되어 있다. 30,000x 배의 주사전자현미경 (SEM) 으로 사진을 찍었다. 미세조직에서 보여지는 밝은 침전물은 주로 Hf, Ta 및 Zr 을 포함하는 카르보니트라이드이다.

도 11 에서의 재료의 10000 근방의 카르보니트라이드 침전물의 이미지 분석은 SEM 을 사용하여 수행하였다. 침전물의 평균 직경은 약 130 ㎚ 이었다. 이미지 분석으로부터 상이한 크기 범위의 카르보니트라이드의 빈도는 도 12a 에 도시되어 있다.

더욱이, 가열 B ~ 가열 D 에서의 분산 강화된 침전물의 크기를 조사하였다. 도 12b 에서는 가열 A ~ 가열 D 의 입자 직경의 상대 빈도를 나타낸다. 모든 가열에서의 분산물은 일반적으로 300 ㎚ 미만의 직경을 갖는 것이 명백하다.

가열 1 및 가열 2 의 크리프 시험

표 1 에 주어진 가열 1 및 가열 2 의 크리프 시험을 실시하였다. 시험 샘플은 HIP 에 의해 압축되는 금속 분말로 제조되었다. 크리프 시험시, 웨이스트에서 35 ㎜ 의 길이와 5 ㎜ 의 직경을 가진 나사가공된 샘플이 사용되었다. 시험은 1200℃ 온도 및 4 MPa 부하에서 실시되었다. 이 시험은 이중 샘플에 대하여 실시되었다. 저함량의 C (0.05%) 및 단지 0.395% Hf (Nb, Ti, Zr 및 Ta 의 첨가 없음) 로 인해 소량의 분산 강화된 입자만을 포함하는 가열 1 에서는 샘플에 대하여 358 및 387 시간의 파괴까지의 시간을 나타내었다. 하지만, 비교적 고함량의 C (0.14%) 및 총양이 1.148% 인 Zr, Ta 및 Hf 로 인해 비교적 고함량의 분산 강화된 입자를 포함하는 가열 2 에서는 3064 및 4576 시간의 파괴까지의 시간을 나타내었다. 따라서, 이러한 결과로부터 분산 강화의 유리한 효과가 명백하다.

가열 A ~ 가열 F 의 크리프 시험

크리프 시험용 시험 샘플은 HIP 에 의해 압출된 후 77 ㎜ 직경에서 25 ㎜ 직경으로 열간 압출된 후 물 급랭된 금속 분말로 제조되었다. 크리프 시험시, 웨이스트에서 35 ㎜ 길이 및 5 ㎜ 직경을 가진 나사가공된 샘플을 사용하였다. 이러한 시험은 5 MPa 부하를 가진 1200℃ 온도 및 15 Mpa 부하를 가진 1000℃ 온도에서 실시되었다. 상이한 재료에 대한 파괴까지의 시간은 표 5 에 나타나 있다.

지속적인 시험

결과에서는 본원에 따른 어떠한 재료가 종래에 이용가능하게 제조된 니켈계 합금에 비하여 우수한 크리프 강도를 갖는지를 나타낸다. 또한, 본원에 따른 어떠한 재료가 광범위한 대부분의 상업적으로 이용가능한 니켈계 합금과 비교하여 1200℃ 를 초과하는 온도에서 실제 사용하기 위한 충분한 크리프 강도 및 내산화성을 가지는 것이 도시되어 있다.

가열 D 의 높은 크리프 강도는 고함량의 탄소뿐만 아니라 고함량의 Ti, Nb, Ta, HF 및 Zr 의 결과로 여겨진다.

분산 강화되지 않은 가열의 크리프 시험

대략 1 kg 크기의 다수의 실험 가열은 비교를 위해 보호 아르곤 분위기에서 유도 용융 및 주조에 의해 제조되었다. 가열은 분말 야금으로 제조되지 않기 때문에 분산 강화되지 않았다. 조성은 표 6 에 주어져 있다.

그 후, 제조된 재료는 15 ㎜ 의 직경을 가진 로드로 선삭된 후 1200℃ 에서 열간 압연되었다. 크리프 시험을 위한 시험 샘플은 10 ㎜ 정사각형 단면으로 열간 압연된 가공물로부터 제조되었다. 크리프 시험시, 웨이스트에서 35 ㎜ 의 길이 및 5 ㎜ 의 직경을 가진 나사가공된 샘플을 사용하였다.

크리프 시험은 1200℃ 의 온도 및 4 MPa 의 부하에서 실시되었다. 그 결과를 도 13 에 도시하였다.

상기 가열 2 의 시험과 도 13 에서의 파괴까지의 시간을 비교함으로써, 재료가 분말 야금으로 제조될 때 크리프 강도에 유리한 영향을 주는 것으로 나타난다. 가열 2 는 표 6 에 주어진 비교되는 용융과 동일한 부하 및 온도에서 시험되었고 또한 3000 시간 이상에서 파괴까지의 시간을 나타내는 반면, 비교되는 용융물은 500 시간 아래에서 모두 파괴되었다.

고함량의 C (0.13%) 및 비교적 고함량의 Ta + Zr + Hf (0.96%) 를 가지는 가열 4249 는 파괴까지 500 시간 이하의 크리프 강도를 가지는 반면, 대략 동일함 함량의 C (0.14%) 및 약간 더 많은 함량의 분산 강화된 원소 (1.148%) 를 포함하는 가열 2 는 파괴까지의 시간이 6 배 이상인 것으로 나타났다.

분산 강화되지 않은 가열의 1100℃ 에서의 산화 시험

쿠폰 형태의 샘플은 가열 4249, 4251, 4257 및 4258 로부터 또한 220 ㎛ 의 종이를 가진 그리드로부터 제조되었다. 샘플은 공기 중에서 1100℃ 에서 산화 시험되었다. 샘플은 24, 48, 96, 186, 500 및 1000 시간 후에 제거되었고 중량 측정되었다. 산화 시험의 결과는 도 14 에 도시되어 있다.

그 결과에서는 합금이 1100℃ 에서 매우 양호한 내산화성을 가지는 것으로 나타났다. 재료의 산화 특성은 분산 강화와는 별개이기 때문에, 결과에서는 동일한 조성을 가진 분말 야금으로 제조된 분산 강화된 합금, 즉 본원에 따른 합금은 상기 온도에서 동일하게 양호한 내산화성을 나타내는 것으로 나타났다.

Claims

중량% 로
C 0.05 ~ 0.2
Si 최대 1.5
Mn 최대 0.5
Cr 15 ~ 20
Al 4 ~ 6
Fe 15 ~ 25
Co 최대 10
N 0.03 ~ 0.15
Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소
0.25 ~ 2.2
REM 으로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소
최대 0.5 를 포함하고,
200 ~ 2000 ppm O 를 포함하며, 또한
잔부의 Ni 및 통상적으로 발생하는 불순물을 포함하는 분산 강화된 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 16 ~ 21.5 wt% Fe 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 17 ~ 20 wt% Cr 을 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 최대 1 wt% Si 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 전체 함량 0.05 ~ 0.25 wt% 의 REM 으로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 전체 함량이 0.3 ~ 1.5% 의 Ta, Zr, Hf, Ti 및 Nb 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 1 종 이상의 원소를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 0.1 ~ 0.5 wt% Hf 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 0.05 ~ 0.35 wt% Zr 을 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 0.05 ~ 0.5 wt% Ta 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 0.05 ~ 0.4 wt% Ti 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 0.1 ~ 0.8 wt% Nb 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 >4 ~ 5.5 wt% Al 을 포함하는 니켈계 합금.
삭제
제 1 항에 있어서,
상기 합금은 52 ~ 62 wt% Ni 를 포함하는 니켈계 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 Ni 의 일부는 Co 로 대체되고, Co 는 중량% 로 0 % 초과 10 % 이하인 니켈계 합금.
제 1 항 내지 제 12 항, 제 14 항 및 제 15 항 중 어느 한 항에 따른 분산 강화된 니켈계 합금의 분말.
산화 알루미늄 형성 니켈계 합금을 포함하는 고형 구성성분으로서,
상기 니켈계 합금은, 제 16 항에 따른 분말의 열간 등방 가압 또는 냉간 등방 가압 등에 의해 압축되는 고형 구성성분.
제 1 항 내지 제 12 항, 제 14 항 및 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 니켈계 합금은 튜브, 로드, 스트립, 플레이트 또는 와이어 형태의 제품에 사용되는 니켈계 합금.
제 1 항 내지 제 12 항, 제 14 항 및 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 니켈계 합금은 열처리로용 구성 재료, 롤러 노상로용 롤러, 보호 분위기에서 소둔하기 위한 머플 튜브, 가열 부재용 구성 재료, 가스 터빈의 연소실 재료, 유리 제조업 또는 가스 터빈에서의 가스-가스 열교환기, 고온 공정에서의 관형 반응기, 열처리로 용도의 와이어로 직조된 운반 벨트, 열처리로의 가열을 위한 복사 튜브 또는 열전대용 보호 튜브로서 사용되는 니켈계 합금.