KR101909757B1

KR101909757B1 - 우수한 강도 및 인성을 갖는 증기 터빈 블레이드용 강철

Info

Publication number: KR101909757B1
Application number: KR1020130046715A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 타카바야시; 시게키 우에타
Original assignee: 다이도 스틸 코오퍼레이션 리미티드
Priority date: 2012-04-27
Filing date: 2013-04-26
Publication date: 2018-10-18
Also published as: CA2814293C; KR20130121755A; US9416436B2; CA2814293A1; US20130287620A1; JP2013241670A; JP6111763B2; CN103374687B; CN103374687A

Abstract

본 발명은 강도 및 인성 면에서 우수한 증기 터빈 블레이드용 강철을 제공하는데에 목적이 있다. 본 발명의 강철은 0.02-0.10 질량%의 C, 최대 0.25 질량%의 Si, 0.001-0.10 질량%의 Mn, 최대 0.010 질량%의 P, 최대 0.010 질량%의 S, 8.5-10.0 질량%의 Ni, 10.5-13.0 질량%의 Cr, 2.0-2.5 질량%의 Mo, 0.001-0.010 질량%의 N, 1.15-1.50 질량%의 Al, 0.10 질량% 미만의 Cu, 최대 0.20 질량%의 Ti, 그리고 나머지는 부수적인 불순물 및 Fe를 함유하는 조성물을 가지며, 6.0≤Ni/Al≤8.0, 9.0≤Nieq≤11.0 및 17.0≤Creq≤19.0, 이때,
Nieq = [Ni]+0.11[Mn]-0.0086([Mn]²)+0.44[Cu]+18.4[N]+24.5[C]
Creq = [Cr]+1.21[Mo]+0.48[Si]+2.2[Ti]+2.48[Al]
를 만족한다.

Description

우수한 강도 및 인성을 갖는 증기 터빈 블레이드용 강철{STEEL FOR STREAM TURBINE BLADE WITH EXCELLENT STRENGTH AND TOUGHNESS}

본 발명은 강도 및 인성이 우수한 증기 터빈 블레이드용 강철에 관한 것이다. 더 구체적으로, 본 발명은 석출 경화형 마텐자이트 스테인리스 강철(precipitation hardening type martensitic stainless steel)로 구성된 증기 터빈 블레이드용 강철에 관한 것이다.

석출 경화형 마텐자이트 스테인리스 강철인 종래의 JIS SUS630는 화력발전소에서 사용하기 위한 증기 터빈의 터빈 블레이드용 강철로서 사용되어 왔다.

저압 터빈 등에서 최종-단계의 터빈 블레이드(이동 블레이드)가 길어질수록, 그리고 블레이드가 더 많은 것은 증기 터빈의 에너지 효율 면에서 효과적이다.

최근에는, 화력발전소에서 사용된 증기 터빈의 에너지 효율의 개선에 대한 점점 강한 요구가 있고, 이런 추세에서 터빈 블레이드의 길이를 더 증가시는 것, 즉 터빈 블레이드의 추가적인 신장(elongate)이 점점 더 필요해진다.

그런데, 터빈 블레이드의 추가적인 신장은 터빈 블레이드 상에 부과되는 원심력의 증가를 낳는다.

따라서, 터빈 블레이드는, 터빈 블레이드가 증가된 높은 원심력을 견뎌내기에 충분한 고 강도를 가질 뿐만 아니라 내충격성, 즉 외부 물질의 충돌에 대한 저항성, 예를 들어 분리된 규모(separated scales)를 가질 것을 필요로 한다.

구체적으로, 터빈 블레이드의 신장에 대처하기 위한 견지에서, 특히, 최종-단계의 터빈 블레이드의 추가적인 신장의 견지에서, 터빈 블레이드용 강철은 0.2% 내력에 대해서 최대한 1,450 MPa 또는 그 이상의 강도를 가져야 하고 샤르피 충격값(Charpy impact value)(흡수 에너지)에 대해서 최대한 15 J 또는 그 이상의 인성을 가져야한다.

이와 관련하여, 터빈 블레이드용 강철로서 종래에 사용되어온 SUS630은 인성은 충분하지만 강도는 불충분하다. 따라서, SUS630의 고 인성을 유지하면서 더 고 강도를 갖는 재료의 개발이 요구되어 왔다.

본 발명과 관련된 선행 기술로서, 하기 특허문헌1은 터빈 블레이드의 신장성을 제공하기 위해서 4-8 중량%의 알루미늄, 4-8 중량%의 바나듐 및 1-4 중량%의 주석을 함유하는 티타늄계 합금을 개시한다.

그러나, 이런 재료는 94.5 kg/mm² 만큼 좋지 않은 또는 그 이하의 0.2% 내력을 갖고, 강도가 여전히 불충분하다.

게다가, 이런 합금은 티타늄계 합금이며, 이하에서 설명될 본 발명의 강철과 상이하다.

한편, 하기 특허문헌2는 저압 터빈의 최종-단계 이동 블레이드에 대한 재료로서, 0.19-0.25 중량%의 탄소, 최대 0.1 중량%의 실리콘, 최대 0.4 중량%의 망간, 8.0 중량% 이상 13.0 중량% 미만의 크롬, 2 중량% 초과 3.5 중량% 이하의 니켈, 2 중량% 초과 3.5 중량% 이하의 몰리브덴, 0.05-0.35 중량%의 바나듐, 0.02-0.20 중량%의 하나 이상의 니오븀 및 탄탈룸, 및 0.04-0.15 중량%의 질소를 함유하고 전체적으로 강화된(tempered) 마텐자이트 구조를 갖는 마텐자이트 강철을 개시한다.

그러나, 이런 재료는, 높은 탄소 함량 때문에 용체화 처리(solution treatment) 후에 너무 높은 경도를 가지며, 따라서 낮은 생산성을 가진다. 게다가, 매트릭스 중의 크롬은 탄소화물의 형성 중에 탄소를 소비할 가능성이 있어서, 내부식성의 감소를 가져올 수 있다.

나아가, 이런 재료는 탄소 및 니켈 함량의 범위에 있어서 본 발명의 강철과 상이한 바, 본 발명과 상이하다.

또한, 하기 특허문헌3은 터빈 블레이드 신장성을 제공하기 위한 재료로서, 0.19-0.32 중량%의 탄소, 최대 0.5 중량%의 실리콘, 최대 1.5 중량%의 망간, 8-13 중량%의 크롬, 2-3.5 중량%의 니켈, 1.5-4 중량%의 몰리브덴, 0.05-0.35 중량%의 바나듐, 0.02-0.3 중량%의 하나 또는 두 개의 니오븀 및 탄탈룸, 및 0.04-0.15 중량%의 질소를 함유하고, Mo/C의 값은 5-22인 강철을 개시한다.

또한, 특허문헌3에 개시된 이런 강철은 고 탄소 함량을 가지고 특허문헌2에 개시된 강철과 동일한 문제점을 가진다. 나아가, 이런 강철은 탄소 및 니켈 함량에 있어서 본 발명과 상이하다.

본 발명과 관련된 또 다른 종래 기술에 있어서, 하기 특허문헌4는 최대 0.15 중량%의 탄소, 최대 1 중량%의 실리콘, 최대 2 중량%의 망간, 9-15 중량%의 크롬, 6-11 중량%의 니켈, 1-4 중량%의 몰리브덴, 0.1-5 중량%의 구리, 0.5-2 중량%의 알루미늄, 및 0.001-0.1 중량%의 질소를 포함하고 나머지는 철 및 부수적인 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고-강도 내부식성 강철을 개시한다.

그러나, 이런 강철은, 이런 강철이 항공기용 잠금장치, 석유 화학 장비의 부품과 같은 응용에서 사용되는 것으로 의도된다는 점, 그리고 이런 강철이 0.1-5% 정도로 높은 구리 함량을 갖고 하기 설명될 본 발명에 따른 식(1), 식(2) 및 식(3) 모두를 만족하지 않는다는 점에서 본 발명과 상이하다.

하기 특허문헌 5는 강도, 탄성 및 성형성 면에서 우수한 마텐자이트 스테인리스 강철을 개시하며, 여기서 상기 스테인리스 강철은 10-19 중량%의 크롬, 5.5-10 중량%의 니켈, 최대 0.4 중량%의 실리콘, 최대 2.0 중량%의 망간, 1.10-2.00 중량%의 알루미늄, 0.5-2.0 중량%의 티타늄, 최대 0.03 중량%의 탄소, 및 최대 0.04 중량%의 질소를 함유하며, 나머지는 철 및 부가적인 불순물이며, Cr+2Ni+Mn+Al≤35 중량%, 2Ni+Mn≥11 중량%, 및 Cr+Al≥11.10 중량%를 만족하는 것을 특징으로 한다.

또한, 특허문헌 5에 개시된 강철은, 이런 강철이 엔진용 개스킷 재료 또는 화학 공장 등과 같은 응용에서 사용되는 것으로 의도된다는 점, 이런 강철이 합금 원소로서 0.5-2.0% 정도로 많은 양의 티타늄을 함유한다는 점, 그리고 이런 강철이 본 발명에 따른 식(1), 식(2) 및 식(3) 모두를 만족하지 않는다는 점에서 본 발명과 상이하다.

또한, 특허문헌 6은 최대 0.07 중량%의 탄소, 최대 1.5 중량%의 실리콘, 0.2-5 중량%의 망간, 0.01-0.4 중량%의 황, 10-15 중량%의 크롬, 7-14 중량%의 니켈, 1-6 중량%의 몰리브덴, 1-3 중량%의 구리, 0.3-2.5 중량%의 티타늄, 0.2-1.5 중량%의 알루미늄, 및 최대 0.1 중량%의 질소를 함유하고, 나머지는 철 및 일반적으로 존재하는 불순물인 조성물을 갖고, 티타늄 황화물을 함유하는 것을 특징으로 하는 마텐자이트 스테인리스 강철을 개시한다.

또한, 특허문헌 6에 개시된 강철은, 이런 강철이 스프링 등과 같은 응용에 사용되는 것으로 의도된다는 점, 이런 강철이 합금 원소로서 1-3% 및 0.3-2.5% 정도로 많은 양의 구리 및 티타늄을 각각 함유한다는 점, 그리고 이런 강철이 본 발명에 따른 식(1), 식(2) 및 식(3) 모두를 만족하지 않는다는 점에서 본 발명과 상이하다.

나아가, 하기 특허문헌 7은 9 중량%≤Cr≤13 중량%, 1.5 중량%≤Mo≤3 중량%, 8 중량%≤Ni≤14 중량%, 1 중량%≤Al≤2 중량%, 0.5 중량%≤Ti≤1.5 중량%를 함유하며, 단, Al+Ti≥2.25 중량%, (검출한계)≤Co≤2 중량%, (검출한계)≤Wo≤1 중량%, 단, Mo+(W/2)≤3 중량%, (검출한계)≤P≤0.02 중량%, (검출한계)≤S≤0.0050 중량%인 조성물을 갖는 것을 특징으로 하고, Ms(℃)=1302-42Cr-63Ni-30Mo+20Al-15W-33Mn-28Si-30Cu-13Co+10Ti≥50을 만족하고, 나아가 (Cr 당량)/(Ni 당량)≤1.05를 만족하되, 단 Cr 당량(%)=Cr+2Si+Mo+1.5Ti+5.5Al+0.6W이고 Ni 당량(%)=2Ni+0.5Mn+30C+25N+Co+0.3Cu인 마텐자이트 스테인리스 강철을 개시한다.

또한, 특허문헌 7에 개시된 강철은, 이런 강철이 합금 원소로서 0.5-1.5% 정도로 많은 양의 티타늄을 함유한다는 점, 그리고 본 발명에 따른 식(1), 식(2) 및 식(3) 모두를 만족하지 않는다는 점에서 본 발명과 상이하다.

일본특허 제3666315호 일본특허 제3661456호 일본특허 제3793667호 JP-A-59-222558 JP-A-2-310339 JP-T-2008-525637 (용어 "JP-T"는 PCT 특허 출원서의 일본어 번역문 공개를 의미한다) JP-T-2008-546912

본 발명은 전술된 상황 하에서 달성되었고, 본 발명의 목적은 0.2% 내력 면에서 강도를 1,450 MPa 정도로 높게 또는 그 이상으로 그리고 샤르피 충격값 면에서 인성을 15 J 정도로 높게 겸할 수 있는 증기 터빈 블레이드용 고-강도 고-인성 강철을 제공하는 것이다.

즉, 본 발명은 강도 및 인성 면에서 우수한 증기 터빈 블레이드용 강철을 제공하며, 상기 강철은 하기를 함유하는 조성물을 갖는다:

0.02-0.10 중량%의 C,

최대 0.25 중량%의 Si,

0.001-0.10 중량%의 Mn,

최대 0.010 중량%의 P,

최대 0.010 중량%의 S,

8.5-10.0 중량%의 Ni,

10.5-13.0 중량%의 Cr,

2.0-2.5 중량%의 Mo,

0.001-0.010 중량%의 N,

1.15-1.50 중량%의 Al,

0.10 중량% 미만의 Cu,

최대 0.20 중량%의 Ti, 그리고

나머지는 부수적인 불순물 및 Fe이며,

하기 식(1), 식(2), 및 식(3)을 만족한다:

6.0≤Ni/Al≤8.0 식 (1)

9.0≤Nieq≤11.0 식 (2)

17.0≤Creq≤19.0 식 (3)

이때,

Nieq = [Ni]+0.11[Mn]-0.0086([Mn]²)+0.44[Cu]+18.4[N]+24.5[C]

Creq = [Cr]+1.21[Mo]+0.48[Si]+2.2[Ti]+2.48[Al]

(식(1)에서 그리고 Nieq 및 Creq를 정의하는 식에서의 원자기호는 각각의 원소의 질량% 함량을 나타낸다).

상술한 구성을 갖는 본 발명의 요점은 하기에서 이어진다. 인성의 감소에 원인이 되는 구리 및 티타늄은 물론 첨가되지 않는다(그러나 불가피하게 존재할 수 있다). 석출 경화형 마텐자이트 강철 중의 C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 Al과 같은 합금 원소의 함량은 고 강도 및 고 인성에 적합한 함량으로 조절되었다. 석출 경화형 마텐자이트 강철의 강도를 향상시키는 역할을 하는 Ni-Al 금속 간 화합물의 구성 원소인 니켈 및 알루미늄의 함량은 균형 잡혀있어서, 니켈 대 알루미늄의 비율, Ni/Al은 고 강도 및 고 인성 모두를 달성하기에 적합하다. 특히, 발명자는 오스테나이트의 안정화 지표로서의 Nieq 및 페라이트(ferrite)의 안정화 지표로서 Creq 사이의 균형에 관심을 가지며, 이는 강철의 구조를 좌우하고, 균질화 열처리(최대 1,240℃) 후의 잔류물로부터 δ-페라이트 상을 억제하기 위하여, 그리고 (용체화 처리 및 서브-제로 처리(sub-zero treatment)를 겪는) 시효처리를 겪지 않는 강철의 구조가 저-잔류 오스테나이트 함량을 갖고 반대로 높은 마텐자이트 함량을 가질 수 있도록 하기 위하여 Nieq 및 Creq 사이의 적절한 균형이 결정되었다. 그 결과, Nieq 및 Creq의 값은 전술한 특정 범위 내로 조절되었다.

이러한 요점에 기초한 본 발명에 따르면, 1,450 Mpa 이상의 0.2% 내력 및 15 J 이상의 샤르피 충격값(흡수 에너지)을 갖는 터빈 블레이드에 대한 고-강도 고-인성을 얻을 수 있다. 이런 강철은 근래에 요구되는 터빈 플레이드의 신장에 부응할 수 있다.

본 발명의 증기 터빈 블레이드용 강철은 하기 방법으로 제조될 수 있다.

첫 번째로, 적은 불순물 또는 스크랩(scrap)을 함유하는 원료가 원료로서 사용되고, 이런 원료는 대기 중의 아크 용융(atmospheric arc melting), 대기 중의 유도로(atmospheric induction furnace)를 이용한 용융, 진공 유도로를 이용한 용융 등에 의해 용융된다.

높은 정도의 청결도가 요구되는 경우에, 재료는 그 후에 슬러그 용융(slug melting), 슬러그의 전기용융(electromelting), 진공 아크 용융 등에 의해 재용융된다. 이런 재용융은 필요에 따라서 2회 이상 반복적으로 수행될 수 있다.

그러나, 첫 번째 용융이 진공 유도로를 이용한 용융인 경우에는, 재용융이 생략될 수 있다.

전술한 용융 단계 후에, 용융을 통해 수득한 강철 잉곳(ingot)은 균질화 열처리를 겪는다.

균질화 열처리는 1,150-1,240℃의 온도 조건하에서 그리고 10시간 이상 동안 강철 잉곳을 가열하고 유지하는 것에 의해 달성될 수 있다. 가열한 후에, 강철 잉곳은 실온으로 냉각된다. 대안적으로, 강철 잉곳은 냉각하지 않고 다음 단계인 단조 단계로 이동된다.

이런 단조 단계에서, 강철 잉곳은 900-1,240℃의 조건 하에서 1시간 이상 동안, 그리고 최종 단조 온도가 900℃인 조건 하에서 단조된 후에, 공기로 냉각된다. 이런 단조 단계는 전술한 바와 같은 균질화 열처리에 잇따라서 수행될 수 있다.

본 발명의 증기 터빈 블레이드용 강철의 경우에, 용체화 처리는 나중에 수행될 시효(aging)처리 이전에 먼저 수행된다. 용체화 처리는 예를 들어, 900-1,100℃의 온도 조건 하에서 1-10시간 가열 기간 동안 수행될 수 있다. 가열 후에, 강철은 공기 냉각법, 공기 분사식 냉각, 오일 냉각, 수 냉각(water cooling) 등에 의해 냉각된다.

용체화 처리 이후에, 서브-제로 처리가 수행된다.

이런 서브-제로 처리는 0℃ 이하의 처리 온도 하에서 1-10시간 동안 강철을 유지함으로써 달성될 수 있다.

이런 서브-제로 처리 이후에, 시효처리가 수행된다.

시효처리는 예를 들어, 400-600℃ 조건 하에서 1-24시간 동안 수행되고, 강철은 그 후에 공기 냉각법에 의해 냉각된다.

도 1은 본 발명에 따른 실시예 및 비교예에서 얻어진 0.2% 내력의 값 및 샤르피 충격 테스트에서의 흡수 에너지 규모의 값을 보여주는 도해이다.

본 발명에서 화학 성분의 함량을 한정하는 이유는 하기에서 설명된다.

탄소 (C): 0.02-0.10%

탄소는 매트릭스 강도의 개선에 기여하기 위한 M₂X-형 카보나이트라이드(carbonitrides)를 침전시킨다. 탄소는 사전-오스테나이트(γ) 미립자의 직경에 감소에 더 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 탄소는 0.02% 이상의 양으로 함유되어야만 할 필요가 있다.

다른 한편으로는, 탄소가 0.10%를 초과하는 양으로 함유되는 경우에, M₂X-형

카보나이트라이드의 고체-용액 형성을 고조시킬 필요성이 생기고 조립질 오스테나이트 미립자는 고체 용액의 형성에 따라 생성되어서 성질의 불균등을 가져온다. 따라서, 탄소의 상한치는 0.10%이다.

실리콘 (Si): ≤0.25%

실리콘이 0.25%를 초과하는 많은 양으로 함유되는 경우에, 강철은 인성 및 연성이 감소되었다. 따라서, 상한치는 0.25%이다.

게다가, 실리콘 함량이 0.25%이하인 경우에 강철의 특성 면에서 문제가 없음에도 불구하고, 실리콘이 용융 과정에서 탈산화 재료로서도 사용되기 때문에, 실리콘을 0.05% 이상의 양으로 첨가하는 것이 바람직하다.

망간 (Mn): 0.001-0.10%

망간은, 황의 입자간 편석을 억제하기 위하여, 0.001% 이상의 양으로 포함된다. 그러나, 망간이 0.10%를 초과하는 많은 양으로 함유되는 경우에, 황화물의 양은 더 많이 형성되어 강철의 인성을 악화시킨다. 따라서, 상한치는 0.10%이다. 망간의 함량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다.

인 (P): ≤0.010%

인은 열간가공성을 낮추기 위해 결정립계로 분리하는 원소이다. 본 발명에서, 인의 함량은 0.010% 이하로 조절된다.

황 (S): ≤0.010%

황도 열간가공성을 낮추기 위해 결정립계로 분리하는 원소이다. 본 발명에서, 황의 함량은 0.010% 이하로 조절된다.

니켈 (Ni): 8.5-10.0%

본 발명에서 니켈은 매트릭스 강도의 개선에 기여하기 위한 Ni-Al 금속간 화합물을 침전시키는 중요한 원소이다. 이런 목적을 위해서, 니켈은 8.5% 이상의 양으로 포함된다. 포함될 니켈의 양은 더 바람직하게는 8.6% 이상, 보다 더 바람직하게는 8.8% 이상이다.

다른 한편으로는, 니켈이 10.0%를 초과하는 많은 양으로 함유되는 경우에, 강철의 강도는 잔류 오스테나이트의 증가에 의해 악화 되어진다. 따라서, 상한치는 10.0%이다. 니켈의 함량은 바람직하게는 9.8% 이하, 더 바람직하게는 9.5% 이하이다.

크롬 (Cr): 10.5-13.0%

크롬은 내부식성을 보장하기 위하여 포함된다. 그러나, 크롬의 함량이 10.5% 미만인 경우에, 충분한 내부식성은 얻어지지 않고, M₂X-형 카보나이트라이드에 비해 더 조립질인 M₂₃C₆-형 카바이드(carbides)는 안정화되어서, 0.2% 내력에 감소를 가져온다. 따라서, 크롬은 10.5% 이상의 양으로 함유되고, 바람직하게는 11.0% 이상으로 함유된다.

크롬은 마텐자이트 변형 개시 온도(Ms 지점)의 조절에도 기여한다. 크롬의 함량이 하한치보다 낮지 않은 함량 범위 내로 감소되는 경우에, Ms 지점은 증가하고, 이는 용체화 처리 또는 서브-제로 처리를 겪는 강철 내의 잔류 오스테나이트의 함량에 감소를 가져온다. 따라서, 크롬은 미세구조의 균질성을 향상시키는 효과를 가져서 0.2% 내력을 개선한다.

반면에, 크롬 함량이 증가하는 경우에는, Ms 지점이 감소하고, 따라서 잔류 오스테나이트의 함량은 점진적으로 증가한다.

크롬이 상한치인 13.0%를 초과하는 양으로 함유되는 경우에는, 시효처리 이전에 잔류 오스테나이트의 함량은 과도하게 높고, 이는 0.2% 내력의 감소를 가져온다. 따라서, 본 발명에서, 크롬 함량의 상한치는 13.0%이다. 크롬의 상한치는 12.3%인 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 12.0%이다.

몰리브덴 (Mo): 2.0-2.5%

몰리브덴은 매트릭스 강도의 개선에 기여하는 M₂X-형 카보나이트라이드를 침전시킨다. 몰리브덴은 사전-오스테나이트 미립자의 직경의 감소에 더 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 몰리브덴은 2.0% 이상의 양으로, 더 바람직하게는 2.1% 이상의 양으로 본 발명에 포함된다.

다른 한편으로는, 몰리브덴이 2.5%보다 많은 양으로 과도하게 함유되는 경우에, M₂X-형 카보나이트라이드의 고체-용액 형성 온도는 증가하고 조립질 오스테나이트 미립자는 고체 용액의 형성에 따라 발생하여, 그 결과 성질의 불균등을 가져온다. 따라서, 상한치는 2.5%이다. 바람직하게는, 상한치는 2.4%이다.

질소 (N): 0.001-0.010%

M₂X-형 카보나이트라이드에 함유될지라도, 질소는 보강 원소로서 첨가되는 알루미늄과 혼합된다. 따라서, 질소는 질화물을 형성하고, 이에 의하여 강철의 인성 및 연성을 낮추는데에 상당한 영향을 가한다. 따라서, 본 발명에서, 질소의 함량은 0.010% 이하로 조절된다.

질소의 함량이 낮을수록, 강철은 좋아진다. 그러나, 질소의 함량을 0.001% 미만으로 감소시키는 것은 생산비용의 증가를 가져온다. 한편, 질소가 0.010% 이하의 양으로 함유되는 경우에, 강도 및 인성에 대하여 강철에 미치는 영향은 작다. 따라서, 0.001-0.010%의 질소 함량이 허용된다.

알루미늄 (Al): 1.15-1.50%

알루미늄은 니켈과 함께 Ni-Al 금속 간 화합물을 형성하는 중요한 원소이다. 본 발명에서, 알루미늄은 Ni-Al의 석출을 통해 매트릭스 강도를 개선하기 위하여 1.15% 이상의 양으로 포함된다. 알루미늄의 함량은 바람직하게는 1.20% 이상, 더 바람직하게는 1.25% 이상이다.

다른 한편으로는, 알루미늄이 1.50%를 초과하는 양으로 함유되는 경우에, 그 결과는 강철의 인성 및 연성에 감소이다. 따라서, 상한치는 1.50%이다. 알루미늄의 상한치는 바람직하게는 1.45%, 더 바람직하게는 1.40%이다.

구리 (Cu): <0.10%

구리는 구리의 석출을 통해 강철의 인성을 감소시킨다. 따라서, 본 발명에서, 구리는 첨가되지 않고, 구리의 함량은 불순물과 같이 0.10% 미만으로 조절된다.

티타늄 (Ti): ≤0.20%

티타늄도 티타늄의 석출 및 포함된 함량의 증가를 통해 강철의 인성을 감소시킨다. 따라서, 본 발명에서, 유해한 원소로서 티타늄의 함량은 0.20% 이하로 조절된다.

6.0≤Ni/Al≤8.0 (식 (1))

Ni/Al의 값이 6.0 미만인 경우에, 니켈의 함량에 대한 알루미늄 함량은 너무 높고, 이는 Ni-Al 금속 간 화합물의 양의 증가로 인한 강도의 개선을 가져옴에도 불구하고, 인성 및 연성의 감소를 가져온다. 따라서, 하한치는 6.0이다. Ni/Al의 하한치는 바람직하게는 6.5이다.

다른 한편으로는, Ni/Al의 값이 8.0을 초과하는 경우에, 잔류 오스테나이트의 함량은 상당히 증가하고, 크롬 또는 몰리브덴의 함량을 감소시키는 것에 의해 잔류 오스테나이트의 양을 감소시키는 것이 어려워진다. 따라서, 상한치는 8.0이다. Ni/Al 값의 상한치는 바람직하게는 7.5이다.

9.0≤Nieq≤11.0 (식 (2)), 17.0≤Creq≤19.0 (식 (3))

Nieq 및 Creq에 관해서, 이들의 값의 적절한 조합을 사용함으로써, 즉, Nieq 및 Creq의 값을 9.0-11.0 및 17.0-19.0으로 각각 조절함으로써, δ-페라이트 상은 균질화 열처리(최대 1,240℃) 후에 잔류하는 것으로부터 억제될 수 있고, (용체화 처리 및 서브-제로 처리를 겪는) 시효처리를 겪지 않는 강철의 구조는 감소된 잔류(retained) 오스테나이트 함량 및 증가된 마텐자이트 생성물 함량을 갖도록 제조될 수 있다. 그 결과, 강철의 강도는 효과적으로 강화될 수 있다.

9.0≤Nieq≤11.0

Nieq의 값이 9.0 미만인 경우에, 강철은 불충분한 강도를 가진다. 따라서, Nieq의 값은 9.0 이상이다. 다른 한편으로는, Nieq의 값이 11.0을 초과하는 경우에, 시효처리를 겪지 않는 강철은 증가된 잔류 오스테나이트 함량을 가져서, 강도는 감소된다. 따라서, 상한치는 11.0이다.

17.0≤Creq≤19.0

Creq의 값이 17.0 미만인 경우에, 강철은 불충분한 강도를 가진다. 따라서, 하한치는 17.0이다. 다른 한편으로는, Creq의 값이 19.0을 초과하는 경우에, δ-페라이트 상은 균질화 열처리 이후에 남아 있고, 그 결과 충격 값의 감소를 가져온다. 게다가, 시효처리를 겪지 않은 강철은 증가된 잔류 오스테나이트 함량을 가지며, 그 결과 강철 강도의 감소를 가져온다. 따라서, 상한치는 19.0이다.

실시예

표 1에 도시된 조성을 각각 갖는 강철 50kg을 진공 유도로에서 용융한 뒤, 주물(cast)하여 잉곳을 수득했다. 그 후에, 이런 잉곳을 1,220℃의 조건하에서 20시간 동안 균질화 열처리하고, 공기 냉각을 한 직후, 최초 온도 1,220℃ 및 최종 온도 900℃의 조건하에서 22mm 직경의 원형봉(round bar) 안으로 단조한 뒤에, 공기로 냉각했다.

그 후에, 각각의 원형봉을 1,000℃의 조건하에서 1시간 동안 용체화 처리한 뒤, 공기 냉각하고, -30℃의 조건하에서 3시간 동안 서브-제로 처리를 잇따라서 진행했다.

직후에, 530℃의 조건하에서 4시간 동안 시효처리 및 공기 냉각을 수행했다.

이러한 처리를 거쳐 수득된 시험을 위한 재료에 대해 경도 시험, 인장 시험, 및 샤르피 충격 시험을 진행하여, 각각의 재료의 경도(로크웰 경도(Rockwell hardness)), 0.2% 내력, 및 샤르피 충격값(흡수 에너지)를 결정했다.

얻은 결과는 표 1 및 도 1에 제시된다.

하기 조건 하에서 하기 방법에 의해 경도 측정, 인장 시험, 및 샤르피 충격 시험을 수행했다.

(I) 경도(로크웰 경도) 측정

JIS Z 2245로 제공되는 로크웰 경도 시험 방법에 따르면, 경도 측정은 C 스케일로 수행했다.

단조 방향을 가로지르는 평면을 따라 샘플을 잘랐고, 0.5N의 하중 하에서 경도를 측정했다. 10개의 지점에 대하여 측정된 값의 평균을 채택했다.

(II) 0.2% 내력(인장 특성)

ASTM A370으로 제공되는 금속의 인장 시험 방법에 따르면, 0.2% 내력의 측정은 인장 시험으로 수행했다.

표점거리 50mm 및 실온의 조건 하에서 12.5mm의 시험-부위 직경을 갖는 ASTM E8에 따른 시험 샘플을 ASTM A370에 따라서 시험했다.

(III) 샤르피 충격 시험

각각의 샘플의 종 방향이 단조 방향과 일치하도록 시험 샘플을 잘라냈다. 2mm V-형 노치(notch)를 갖는 형태의 시험 샘플을 ASTM A370을 따라서 충격 특성(흡수 에너지)에 대해 시험했다. 실온에서 시험을 수행했다.

비교예 10은 0.15%의 탄소 함량, 즉, 본 발명에 따른 상한치에 비해 더 높은 탄소 함량을 가졌고, 12.9의 Nieq 값, 즉 본 발명에 따른 상한치에 비해 더 큰 Nieq 값을 가졌고, 1,450 Mpa의 목표 값보다 더 높은 0.2% 내력을 가졌다. 그러나, 이런 강철은 5 J, 즉 15 J 미만의 샤르피 충격값(흡수 에너지)를 가졌고, 인성이 불충분했다.

비교예 11은 본 발명에 따른 상한치보다 높은 실리콘 함량을 가졌고, 0.2% 내력이 부족한데 비해, 15J 미만의 샤르피 충격값(흡수 에너지)를 가졌다.

비교예 12는 본 발명에 따른 상한치 보다 큰 망간 함량을 가졌고, 0.2% 내력이 부족한데 비해, 15J 미만의 샤르피 충격값(흡수 에너지)를 가졌다.

비교예 13은 본 발명에 따른 하한치에 비해 적은 니켈 함량을 가졌고, 낮은 0.2% 내력을 가졌다.

비교예 14는 역으로 본 발명에 따른 상한치보다 큰 니켈 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 상한치보다 큰 Ni/Al의 값을 가졌고, Nieq의 값도 본 발명에 따른 상한치보다 컸다. Nieq의 값이 본 발명에 따른 상한치보다 큰 점 때문에, 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 15는 본 발명에 따른 하한치보다 적은 크롬 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 하한치보다 적은 Creq 값을 가졌다. 그 결과, 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 16은 역으로 본 발명에 따른 상한치보다 큰 크롬 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 상한치보다 큰 Creq 값을 가졌다. 그 결과, 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 17은 본 발명에 따른 하한치보다 적은 몰리브덴 함량을 가졌고, 본발명에 따른 하한치보다 적은 Creq 값을 가졌다. 그 결과, 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 18은 역으로 본 발명에 따른 상한치보다 큰 몰리브덴 함량을 가졌고, 목표 값보다 작은 샤르피 충격값을 가졌다.

비교예 19는 본 발명에 따른 상한치보다 큰 질소 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 상한치보다 큰 Nieq 값을 가졌다. 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 20은 본 발명에 따른 하한치보다 적은 알루미늄 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 상한치보다 큰 Ni/Al 값을 가졌다. 그 결과, 잔류 오스테나이트의 양의 증가 때문에 이런 강철의 0.2% 내력은 목표 값보다 작았다.

비교예 21은 역으로 본 발명에 따른 상한치보다 큰 알루미늄 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 하한치보다 작은 Ni/Al 값을 가졌다. 그 결과, 이런 강철의 0.2% 내력이 목표 값에 도달함에도 불구하고, 샤르피 충격값은 목표 값보다 작았다.

비교예 22는 본 발명에 따른 상한치보다 큰 구리 함량을 가졌다. 이런 강철의 0.2% 내력이 목표 값에 도달함에도 불구하고, 샤르피 충격값은 목표 값보다 작았다.

비교예 23은 본 발명에 따른 상한치보다 큰 티타늄 함량을 가졌고, 본 발명에 따른 상한치보다 큰 Creq 값을 가졌다. 그 결과, 이런 강철의 0.2% 내력이 목표 값에 도달함에도 불구하고, 샤르피 충격값은 목표 값보다 훨씬 작다.

비교예 24는 본 발명에 따른 하한치보다 작은 몰리브덴 함량을 가졌지만, 본 발명에 따른 상한치보다 높은 각각의 구리 함량 및 티타늄 함량을 가졌다. 그 결과, 이런 강철은 상당히 낮은 샤르피 충격값을 가졌다.

SUS630에 상응하는 재료인 비교예 25는 그의 샤르피 충격값이 목표 값을 초과함에도 불구하고, 낮은 0.2% 내력을 가졌다.

이에 반해, 본 발명에 따른 실시예 1 내지 7 각각은 개별적인 목표 값보다 작지 않은 0.2% 내력 및 샤르피 충격값을 갖는다.

본 발명이 구체적으로 설명되고 구체적인 실시예를 참조하여 설명되었지만, 다양한 변화 및 변형이 본 발명의 사상을 벗어나지 않고 그 안에서 이루어질 수 있다는 것이 통상의 기술자에게 자명할 것이다.

본원은 2012년 4월 27일에 출원된 일본특허출원 제2012-103506호 및 2013년 3월 18일에 출원된 일본특허출원 제2013-055435호에 기초하며, 그 내용 전체는 참조로서 본원에 포함된다.

Claims

0.02-0.10 질량%의 C,
최대 0.25 질량%의 Si,
0.001-0.10 질량%의 Mn,
최대 0.010 질량%의 P,
최대 0.010 질량%의 S,
8.6-10.0 질량%의 Ni,
10.5-13.0 질량%의 Cr,
2.0-2.5 질량%의 Mo,
0.001-0.010 질량%의 N,
1.15-1.50 질량%의 Al,
0.10 질량% 미만의 Cu,
최대 0.20 질량%의 Ti, 그리고
나머지는 부수적인 불순물 및 Fe
를 함유하는 조성물을 갖는, 강도 및 인성 면에서 우수한 증기 터빈 블레이드용 강철로서,
하기 식(1), 식(2), 및 식(3)을 만족하는 것을 특징으로 하는 증기 터빈 블레이드용 강철:
6.0≤Ni/Al≤8.0 식 (1)
9.0≤Nieq≤11.0 식 (2)
17.0≤Creq≤19.0 식 (3)
여기서,
Nieq = [Ni]+0.11[Mn]-0.0086([Mn]²)+0.44[Cu]+18.4[N]+24.5[C]
Creq = [Cr]+1.21[Mo]+0.48[Si]+2.2[Ti]+2.48[Al]
(식(1)에서 그리고 Nieq 및 Creq를 정의하는 식에서의 원자기호는 각각의 원소의 질량% 함량을 나타낸다).