KR102078922B1

KR102078922B1 - Ni기 합금 부재의 제조 방법

Info

Publication number: KR102078922B1
Application number: KR1020180091330A
Authority: KR
Inventors: 아츠오 오타; 신야 이마노
Original assignee: 미츠비시 히타치 파워 시스템즈 가부시키가이샤
Priority date: 2017-08-10
Filing date: 2018-08-06
Publication date: 2020-02-19
Also published as: US11566313B2; EP3441489A1; RU2698038C1; JP2019035144A; JP6793689B2; CN109385589B; EP3441489B1; KR20190017664A; ES2870003T3; US20190048451A1; RU2698038C9; CN109385589A

Abstract

본 발명은 강석출 강화 Ni기 합금재를 사용하여, 종래보다도 저비용으로 제조 가능한 Ni기 합금 부재의 제조 방법을 제공한다.
Ni기 합금 부재의 제조 방법이며, 해당 Ni기 합금 부재는, 모상이 되는 γ상 중에 석출되는 γ'상의 700℃에서의 평형 석출량이 30 내지 80체적％가 되는 화학 조성을 갖고, 상기 제조 방법은, 상기 화학 조성을 갖는 Ni기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정과, 상기 Ni기 합금 분말을 사용하여 상기 γ상의 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 전구체를 형성하는 전구체 형성 공정과, 상기 전구체에 대하여, 상기 γ'상의 고용 온도 이상에서 상기 γ상의 융점 미만의 온도로 가열하여 상기 γ'상을 상기 γ상 중에 고용시킨 후, 당해 온도로부터 상기 γ'상의 상기 고용 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도까지 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉하는 열처리를 실시함으로써, 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 상기 γ상의 결정립의 입계 상에 상기 γ'상을 20체적％ 이상 석출시킨 연화체를 제작하는 연화 열처리 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

Ni기 합금 부재의 제조 방법 {METHOD OF MANUFACTURING NI-BASED ALLOY MEMBER}

본 발명은, Ni(니켈)기 합금 부재의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 터빈 부재 등의 고온 부재에 적합한 고온에서의 기계적 특성이 우수한 Ni기 합금 부재의 제조 방법에 관한 것이다.

항공기나 화력 발전 플랜트의 터빈(가스 터빈, 증기 터빈)에 있어서, 열효율 향상을 목표로 한 주 유체 온도의 고온화는 하나의 기술 트렌드로 되어 있으며, 터빈 고온 부재에 있어서의 고온의 기계적 특성의 향상은 중요한 기술 과제이다. 가장 가혹한 환경에 노출되는 터빈 고온 부재(예를 들어, 터빈 동익, 터빈 정익, 로터 디스크, 연소기 부재, 보일러 부재)는, 운전 중의 회전 원심력이나 진동이나 기동/정지에 따른 열응력을 반복하여 받는 점에서, 기계적 특성(예를 들어, 크리프 특성, 인장 특성, 피로 특성)의 향상은 매우 중요해진다.

요구되는 다양한 기계적 특성을 만족시키기 위해, 터빈 고온 부재의 재료로서는 석출 강화 Ni기 합금재가 널리 이용되고 있다. 특히 고온 특성이 중요해지는 경우에는, 모상이 되는 γ(감마)상 중에 석출시키는 γ'(감마 프라임)상(예를 들어 Ni₃(Al, Ti)상)의 비율을 높인 강석출 강화 Ni기 합금재(예를 들어, γ'상을 30체적％ 이상 석출시키는 Ni기 합금재)가 사용된다.

주된 제조 방법으로서는, 터빈 동익이나 터빈 정익과 같은 부재에서는, 크리프 특성의 관점에서 종래부터 정밀 주조법(특히, 일방향 응고법, 단결정 응고법)이 사용되어 왔다. 한편, 터빈 디스크나 연소기 부재에서는, 인장 특성이나 피로 특성의 관점에서 종종 열간 단조법이 사용되어 왔다.

단, 석출 강화 Ni기 합금재는, 고온 부재의 고온 특성을 보다 높이기 위해 γ'상의 체적률을 더욱 높이려고 하면 가공성·성형성이 악화되어, 고온 부재의 제조 수율이 저하된다(즉 제조 비용이 증대된다)는 약점이 있었다. 그 때문에, 고온 부재의 특성 향상의 연구와 병행하여, 해당 고온 부재를 안정적으로 제조하는 기술의 연구도 다양하게 행해져 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1(일본 특허 공개 평9-302450)에는, 제어된 결정 입도를 갖는 Ni기 초합금 물품을 단조용 프리폼으로부터 제조하는 방법이며, γ상과 γ'상의 혼합물을 포함하는 마이크로 조직, 재결정 온도 및 γ' 솔버스 온도를 갖는 Ni기 초합금 프리폼을 준비하고(여기서, γ'상은 Ni기 초합금의 적어도 30용량％를 차지함), 약 1600°F 이상이지만 γ' 솔버스 온도보다는 낮은 온도에서, 왜곡 속도를 매초 약 0.03 내지 약 10으로 하여 상기 초합금 프리폼을 열간 금형 단조하고, 얻어진 열간 금형 단조 초합금 공작물을 등온 단조하여 가공 완료 물품을 형성하고, 이와 같이 하여 마무리한 물품을 슈퍼 솔버스 열처리하여 대략 ASTM 6 내지 8의 실질적으로 균일한 입자 마이크로 조직을 생성시키고, 물품을 슈퍼 솔버스 열처리 온도로부터 냉각하는 것으로 이루어지는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평9-302450호 공보 일본 특허 제5869624호 공보

특허문헌 1에 의하면, γ'상의 체적률이 높은 Ni기 합금재여도, 균열시키는 일 없이 높은 제조 수율로 단조품을 제조할 수 있다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 1의 기술은, 저왜곡 속도에 의한 초소성 변형의 열간 단조 공정 및 그 후에 등온 단조 공정을 행하는 점에서, 특수한 제조 장치가 필요함과 함께 긴 워크 타임을 필요로 한다(즉, 장치 비용 및 프로세스 비용이 높다)는 약점이 있다.

공업 제품에 대해서는, 당연히 저비용화의 강한 요구가 있으며, 제품을 저비용으로 제조하는 기술의 확립은 매우 중요한 과제 중 하나이다.

예를 들어, 특허문헌 2(일본 특허 제5869624)에는, γ'상의 고용 온도가 1050℃ 이상인 Ni기 합금으로 이루어지는 Ni기 합금 연화재의 제조 방법이며, 다음 공정에서 연화 처리를 실시하기 위한 Ni기 합금 소재를 준비하는 소재 준비 공정과, 상기 Ni기 합금 소재를 연화시켜 가공성을 향상시키는 연화 처리 공정을 포함하고, 상기 연화 처리 공정은, 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도 영역에서 이루어지는 공정이며, 상기 Ni기 합금 소재를 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도에서 열간 단조하는 제1 공정과, 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도로부터 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉을 함으로써 상기 Ni기 합금의 모상인 γ상의 결정립의 입계 상에 석출된 비정합인 γ'상의 결정립의 양을 증가시켜 20체적％ 이상으로 한 Ni기 합금 연화재를 얻는 제2 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 연화재의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서 보고된 기술은, 강석출 강화 Ni기 합금재를 저비용으로 가공·성형할 수 있다는 점에서 획기적인 기술이라 생각된다.

단, γ'상의 체적률이 45체적％ 이상과 같은 초강석출 강화 Ni기 합금재(예를 들어, γ'상을 45 내지 80체적％ 석출시키는 Ni기 합금재)에서는, γ'상의 고용 온도 미만의 온도(γ상과 γ'상의 2상 공존의 온도 영역)에서 열간 단조하는 공정에 있어서, 통상의 단조 설비를 사용한 경우에 프로세스 중의 온도 저하(그에 의한 γ'상의 원치 않는 석출)에 기인하여 제조 수율이 저하되기 쉽다.

최근 몇년간 에너지 절약 및 지구 환경 보호의 관점에서, 터빈의 열효율 향상을 목표로 한 주류체 온도의 고온화나, 터빈 날개의 장척화에 의한 터빈의 고출력화는 향후 더욱 진전될 것으로 생각된다. 이것은, 터빈 고온 부재의 사용 환경이 향후 더욱 엄격해지는 것을 의미하며, 터빈 고온 부재에는 가일층의 기계적 특성의 향상이 요구된다. 한편, 상술한 바와 같이, 공업 제품의 저비용화는 매우 중요한 과제 중 하나이다.

본 발명은, 이러한 문제를 감안하여 이루어진 것이며, 그 목적은 강석출 강화 Ni기 합금재를 사용하여, 종래보다도 높은 제조 수율로(즉, 종래보다도 저비용으로) 제조 가능한 Ni기 합금 부재의 제조 방법을 제공하는 데 있다.

본 발명의 일 형태는, Ni기 합금 부재의 제조 방법이며,

상기 Ni기 합금 부재는, 모상이 되는 γ상 중에 석출되는 γ'상의 700℃에서의 평형 석출량이 30체적％ 이상 80체적％ 이하가 되는 화학 조성을 갖고,

상기 제조 방법은,

상기 화학 조성을 갖는 Ni기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정과,

상기 Ni기 합금 분말을 사용하여 상기 γ상의 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 전구체를 형성하는 전구체 형성 공정과,

상기 전구체에 대하여, 상기 γ'상의 고용 온도 이상에서 상기 γ상의 융점 미만의 온도로 가열하여 상기 γ'상을 상기 γ상 중에 고용시킨 후, 당해 온도로부터 상기 γ'상의 상기 고용 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도까지 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉하는 열처리를 실시함으로써, 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 상기 γ상의 결정립의 입계 상에 상기 γ'상을 20체적％ 이상 석출시킨 연화체를 제작하는 연화 열처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명은, 상기한 Ni기 합금 부재의 제조 방법에 있어서, 이하와 같은 개량이나 변경을 가할 수 있다.

(i) 상기 화학 조성은, 5질량％ 이상 25질량％ 이하의 Cr(크롬)과, 0질량％ 초과 30질량％ 이하의 Co(코발트)와, 1질량％ 이상 8질량％ 이하의 Al(알루미늄)과, 합계 1질량％ 이상 10질량％ 이하의 Ti(티타늄), Nb(니오븀) 및 Ta(탄탈륨)와, 10질량％ 이하의 Fe(철)와, 10질량％ 이하의 Mo(몰리브덴)와, 8질량％ 이하의 W(텅스텐)와, 0.1질량％ 이하의 Zr(지르코늄)과, 0.1질량％ 이하의 B(붕소)와, 0.2질량％ 이하의 C(탄소)와, 2질량％ 이하의 Hf(하프늄)와, 5질량％ 이하의 Re(레늄)와, 0.003질량％ 이상 0.05질량％ 이하의 O(산소)를 함유하고, 잔부가 Ni 및 불가피 불순물로 이루어진다.

(ii) 상기 Ni기 합금 분말은, 평균 입경이 5㎛ 이상 250㎛ 이하이다.

(iii) 상기 합금 분말 준비 공정은, 상기 Ni기 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 기본 공정을 포함한다.

(iv) 상기 전구체 형성 공정은, 상기 Ni기 합금 분말을 사용한 열간 등방압 프레스법을 포함한다.

(v) 상기 γ'상의 상기 고용 온도는 1110℃ 이상이다.

(vi) 상기 Ni기 합금 부재는, 상기 γ'상의 700℃에서의 상기 평형 석출량이 45체적％ 이상 80체적％ 이하가 되는 화학 조성을 갖는다.

(vii) 상기 연화체는, 실온의 비커스 경도가 370Hv 이하이다.

(viii) 상기 연화 열처리 공정 후에,

상기 연화체에 대하여 열간 가공, 온간 가공, 냉간 가공 및/또는 기계 가공을 실시하여 원하는 형상을 갖는 성형 가공체를 형성하는 성형 가공 공정과,

상기 성형 가공체에 대하여 상기 입계 상의 상기 γ'상을 10체적％ 이하로 하는 용체화 열처리를 실시한 후에, 상기 γ상의 결정립 내에 30체적％ 이상의 상기 γ'상을 석출시키는 시효 열처리를 실시하는 용체화-시효 열처리 공정을 더 갖는다.

본 발명에 따르면, 강석출 강화 Ni기 합금재를 사용하여, 종래보다도 저비용으로 제조 가능한 Ni기 합금 부재의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 석출 강화 Ni기 합금재 중의 γ상과 γ'상의 관계를 도시하는 모식도이며, (a) γ상의 결정립 내에 γ'상이 석출되는 경우, (b) γ상의 결정립의 입계 상에 γ'상이 석출되는 경우이다.
도 2는 본 발명에 관한 Ni기 합금 부재의 제조 방법의 공정예를 도시하는 흐름도이다.
도 3은 본 발명에 관한 제조 방법에 있어서의 Ni기 합금재의 미세 조직의 변화예를 도시하는 모식도이다.

[본 발명의 기본 사상]

본 발명은, 특허문헌 2(일본 특허 제5869624)에 기재된 γ'상 석출 Ni기 합금재에 있어서의 석출 강화/연화의 메커니즘을 기초로 하고 있다. 도 1은, 석출 강화 Ni기 합금재 중의 γ상과 γ'상의 관계를 도시하는 모식도이며, (a) γ상의 결정립 내에 γ'상이 석출되는 경우, (b) γ상의 결정립의 입계 상에 γ'상이 석출되는 경우이다.

도 1의 (a)에 도시한 바와 같이, γ상의 결정립 내에 γ'상이 석출되는 경우, γ상을 구성하는 원자(1)와 γ'상을 구성하는 원자(2)가 정합 계면(3)을 구성한다(γ상에 격자 정합하면서 γ'상이 석출됨). 이러한 γ'상을 입내 γ'상이라 부른다(정합 γ'상이라 부르는 경우도 있음). 입내 γ'상은, γ상과 정합 계면(3)을 구성하기 때문에 γ상 내에서의 전위의 이동을 방해한다고 생각되며, 그에 의해 Ni기 합금재의 기계적 강도를 향상시키고 있다고 생각된다.

한편, 도 1의 (b)에 도시한 바와 같이, γ상의 결정립의 입계 상에(바꾸어 말하면, γ상의 결정립 사이에) γ'상이 석출되는 경우, γ상을 구성하는 원자(1)와 γ'상을 구성하는 원자(2)는 비정합 계면(4)을 구성한다(γ상과 격자 정합하지 않는 상태에서 γ'상이 석출됨). 이러한 γ'상을 입계 γ'상이라 부른다(입간 γ'상이나 비정합 γ'상이라 부르는 경우도 있음). 입계 γ'상은, γ상과 비정합 계면(4)을 구성하기 때문에 γ상 내에서의 전위의 이동을 방해하지 않는다. 그 결과, 입계 γ'상은, Ni기 합금재의 강화에 거의 기여하지 않는다고 생각된다. 이러한 점에서, Ni기 합금 성형체에 있어서 입내 γ'상 대신에 입계 γ'상을 적극적으로 석출시키면, 해당 합금 성형체가 연화된 상태가 되어 가공성을 비약적으로 향상시킬 수 있다.

본 발명은, 특허문헌 2와 같이 γ상/γ'상의 2상 공존 온도 영역에서의 열간 단조에 의해 입계 γ'상을 석출시키는 것이 아니라, Ni기 합금 분말로부터 출발하여 미세 결정립(예를 들어, 평균 결정 입경 50㎛ 이하)으로 이루어지는 Ni기 합금 전구체를 준비하고, 해당 전구체에 대하여 소정의 열처리를 실시함으로써 입계 γ'상을 20체적％ 이상 석출시킨 연화체를 제작하는 것에 큰 특징이 있다. 당해 Ni기 합금 전구체가 키포인트 중 하나라고 생각된다.

γ'상의 석출에는, 기본적으로 γ'상을 형성하는 원자의 확산·재배열이 필요하기 때문에, 주조재와 같이 γ상 결정립이 큰 경우에는, 통상 원자의 확산·재배열의 거리가 짧아도 되는 γ상 결정립 내에 γ'상이 우선적으로 석출된다고 생각된다. 또한, 주조재여도 γ상 결정의 입계 상에 γ'상이 석출되는 것을 부정하는 것은 아니다.

한편, γ상 결정립이 미세해지면, 결정립계까지의 거리가 짧아질 뿐만 아니라, 결정립의 체적 에너지에 비해 입계 에너지가 높아진다는 점에서, γ'상 형성 원자가 γ상의 결정립 내에서 고상 확산되어 재배열되는 것 보다도, γ상의 결정립계 상에서 확산되어 해당 입계 상에서 재배열되는 편이 에너지적으로 유리해져 우선적으로 일어나기 쉬워진다고 생각된다.

여기서, γ상의 결정립계 상에서의 γ'상 형성을 촉진하기 위해서는, 적어도 γ'상 형성 원자가 확산되기 쉬운 온도 영역(예를 들어, γ'상의 고용 온도 근방)에서 γ상 결정립을 미세한 상태로 유지하는(바꾸어 말하면, γ상 결정립의 입성장을 억제하는) 것이 중요해진다. 그래서, 본 발명자들은, γ'상의 고용 온도 이상의 온도 영역이어도 γ상 결정립의 입성장을 억제하는 기술에 대하여 예의 연구를 행하였다.

그 결과, 소정량의 산소 성분을 제어하여 함유시킨 Ni기 합금 분말을 준비하는 것, 및 당해 Ni기 합금 분말을 사용하여 Ni기 합금 전구체를 형성함으로써, γ'상의 고용 온도 이상의 온도까지 승온하여도 γ상 결정립의 입성장을 억제할 수 있다는 것을 알아내었다. 또한, 미세 결정립으로 이루어지는 당해 Ni기 합금 전구체에 대하여, γ'상 고용 온도 이상의 온도로부터 서냉함으로써, γ상의 미세 결정의 입계 상에 비정합 γ'상을 적극적으로 석출·성장시킬 수 있다는 것을 알아내었다. 본 발명은 해당 지견에 기초한 것이다.

이하, 도면을 참조하면서 본 발명에 관한 실시 형태를 설명한다. 단, 본 발명은 여기에서 다룬 실시 형태로 한정되지 않으며, 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서, 공지 기술과 적절히 조합하거나 공지 기술에 기초하여 개량하거나 하는 것이 가능하다.

[Ni기 합금 부재의 제조 방법]

도 2는, 본 발명에 관한 Ni기 합금 부재의 제조 방법의 공정예를 도시하는 흐름도이다. 도 2에 도시한 바와 같이, 본 발명에 관한 Ni기 합금 부재의 제조 방법은, 개략적으로 소정의 화학 조성을 갖는 Ni기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정 (S1)과, 해당 Ni기 합금 분말을 사용하여 전구체를 형성하는 전구체 형성 공정 (S2)와, 해당 전구체에 대하여 소정의 열처리를 실시함으로써 입계 γ'상을 20체적％ 이상 석출시킨 연화체를 제작하는 연화 열처리 공정 (S3)과, 해당 연화체에 대하여 열간 가공, 온간 가공, 냉간 가공 및/또는 기계 가공을 실시하여 원하는 형상을 갖는 성형 가공체를 형성하는 성형 가공 공정 (S4)와, 해당 성형 가공체에 대하여 입계 γ'상을 γ상 중에 고용시키는 용체화 열처리 및 γ상의 결정립 내에 입내 γ'상을 석출시키는 시효 열처리를 실시하는 용체화-시효 열처리 공정 (S5)를 갖는다.

도 3은, 본 발명에 관한 제조 방법에 있어서의 Ni기 합금재의 미세 조직의 변화예를 도시하는 모식도이다. 우선, 합금 분말 준비 공정에 의해 준비하는 Ni기 합금 분말은, 평균 입경이 250㎛ 이하인 분말이며, 기본적으로 모상인 γ상과 해당 γ상 내에 석출된 γ'상으로 이루어진다. 또한, Ni기 합금 분말의 입자는, 1 입자가 γ상의 1 결정립으로 이루어지는 것과, 1 입자가 γ상의 다결정립으로 이루어지는 것이 혼재하고 있다고 생각된다.

이어서, 전구체 형성 공정에 의해 얻어지는 전구체도, 기본적으로 모상인 γ상과 해당 γ상의 결정립 내에 석출된 입내 γ'상으로 이루어진다. 또한, 전구체의 형성 조건(예를 들어, 형성 온도, 냉각 속도)에 따라서는, γ상의 결정립계 상에 입계 γ'상도 석출되는 경우가 있다.

이어서, 전구체를 γ'상의 고용 온도 이상에서 γ상의 융점 미만 온도까지 가열 승온한다. 가열 온도가 γ'상의 고용 온도 이상이 되면, 열평형적으로는 모든 γ'상이 γ상 중에 고용되어 γ상 단상이 된다. 단, 본 발명에 있어서는, 이 단계에서 γ상의 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 상태를 유지하는 것이 중요하다.

이어서, 당해 가열 온도로부터 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉하면, 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 γ상의 결정립계 상에 20체적％ 이상의 입계 γ'상이 석출된 연화체가 얻어진다. 연화체는, 입내 γ'상의 석출량이 충분히 적기 때문에 석출 강화의 메커니즘이 작용하지 않고, 성형 가공성이 비약적으로 향상된 상태가 된다.

도 3 중에는 도시하지 않았지만, 이어서 연화체에 대하여 원하는 형상이 되도록 성형 가공을 행하여 성형 가공체를 형성한다. 그 후, 원하는 형상을 갖는 성형 가공체에 대하여, 대부분의 입계 γ'상을 γ상 중에 고용시키는(예를 들어, 입계 γ'상을 10체적％ 이하로 하는) 용체화 열처리를 실시하고, 이어서 γ상의 결정립 내에 입내 γ'상을 30체적％ 이상 석출시키는 시효 열처리를 실시한다. 그 결과, 원하는 형상을 가지며 또한 충분히 석출 강화된 강석출 강화 Ni기 합금 부재가 얻어진다.

상술한 바와 같이, 특허문헌 2의 기술은 정합 γ'상(입내 γ'상)을 의도적으로 남기면서 비정합 γ'상(입계 γ'상, 입간 γ'상)을 석출시킨 연화체를 제작하기 위해, 정밀도의 높은 제어가 필요하다. 이에 비해, 본 발명의 제조 방법은, 입내 γ'상을 일단 소실시킨 후에 입계 γ'상을 석출시킨 연화체를 제작한다. 본 발명에서는, 난도가 낮은 전구체 형성 공정 S2와 난도가 낮은 연화 열처리 공정 S3의 조합에 의해 연화체가 얻어진다는 점에서, 특허문헌 2의 기술보다도 범용성이 높고, 제조 프로세스 전체로서의 저비용화가 가능하다. 특히, γ'상의 체적률이 45체적％ 이상과 같은 초강석출 강화 Ni기 합금 부재의 제조에 효과적이다.

이하, 상기 S1 내지 S5의 각 공정에 대하여 보다 상세하게 설명한다.

(합금 분말 준비 공정 S1)

본 공정 S1은, 소정의 화학 조성을 갖는(특히, 소정량의 산소 성분을 의도적으로 함유시킨) Ni기 합금 분말을 준비하는 공정이다. Ni기 합금 분말을 준비하는 방법·수법으로서는, 기본적으로 종전의 방법·수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, 소정의 화학 조성이 되도록 원료를 혼합·용해·주조하여 모합금 덩어리(마스터 잉곳)를 제작하는 모합금 덩어리 제작 기본 공정 (S1a)와, 해당 모합금 덩어리로부터 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 기본 공정 (S1b)를 행하면 된다.

산소 함유량의 제어는 아토마이즈 기본 공정 S1b에서 행하는 것이 바람직하다. 아토마이즈 방법은, Ni기 합금 중의 산소 함유량을 제어하는 것 이외는 종전의 방법·수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, 아토마이즈 분위기 중의 산소량(산소 분압)을 제어하는 가스 아토마이즈법이나 원심력 아토마이즈법을 바람직하게 사용할 수 있다.

Ni기 합금 분말에 있어서의 산소 성분의 함유량(함유율이라 부르는 경우도 있음)은 0.003질량％(30ppm) 이상 0.05질량％(500ppm) 이하가 바람직하고, 0.005질량％ 이상 0.04질량％ 이하가 보다 바람직하고, 0.007질량％ 이상 0.02질량％ 이하가 더욱 바람직하다. 0.003질량％ 미만이면 γ상 결정의 입성장 억제의 효과가 적고, 0.05질량％를 초과하여 함유하면 최종적인 Ni기 합금 부재의 기계적 강도나 연성을 저하시킨다. 또한, 산소 원자는, 분말 입자의 내부에 고용되거나 표면이나 내부에서 산화물의 핵을 생성하거나 하고 있다고 생각된다.

강석출 강화의 관점 및 비정합 γ'상 입자의 형성의 효율화의 관점에서, Ni기 합금의 화학 조성으로서는 γ'상의 고용 온도가 1000℃ 이상이 되는 것을 채용하는 것이 바람직하고, 1050℃ 이상이 되는 것을 채용하는 것이 보다 바람직하고, 1110℃ 이상이 되는 것을 채용하는 것이 더욱 바람직하다. 산소 성분 이외의 화학 조성의 상세한 설명에 대해서는 후술한다.

Ni기 합금 분말의 입도는, 평균 입경으로, 5㎛ 이상 250㎛ 이하가 바람직하고, 10㎛ 이상 150㎛ 이하가 보다 바람직하고, 10㎛ 이상 50㎛ 이하가 더욱 바람직하다. 합금 분말의 평균 입경이 5㎛ 미만이 되면, 다음 공정 S2의 핸들링성이 저하됨과 함께, 다음 공정 S2 중에 분말 입자끼리가 합체되기 쉬워져 전구체의 평균 결정 입경의 제어가 어려워진다. 또한, 합금 분말의 평균 입경이 250㎛를 초과하여도, 전구체의 평균 결정 입경의 제어가 어려워진다. Ni기 합금 분말의 평균 입경은, 예를 들어 레이저 회절식 입도 분포 측정 장치를 사용하여 측정할 수 있다.

또한, 상술한 바와 같이, Ni기 합금 분말의 입자는 1 입자가 γ상의 1 결정립으로 이루어지는 것과, 1 입자가 γ상의 다결정립으로 이루어지는 것이 혼재하고 있다고 생각되며, 합금 분말에 있어서의 γ상의 평균 결정 입경으로서는 5㎛ 이상 50㎛ 이하가 바람직하다.

(전구체 형성 공정 S2)

본 공정 S2는, 이전 공정 S1에서 준비한 Ni기 합금 분말을 사용하여 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 전구체를 형성하는 공정이다. 치밀한 전구체를 저비용으로 형성할 수 있는 한, 방법·수법에 특별한 한정은 없으며, 종전의 방법·수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, 열간 등방압 프레스법(HIP법)을 적합하게 이용할 수 있다. 금속 분말 적층 조형법(AM법)을 이용해도 된다. 또한, 저비용화의 관점에서, 특허문헌 1(일본 특허 공개 평9-302450)에 기재된 바와 같은 저왜곡 속도에 의한 초소성 변형의 열간 단조법은 이용하지 않는 것이 바람직하다.

얻어진 전구체는, 도 3에 도시한 바와 같이 기본적으로 모상인 γ상과 해당γ상의 결정립 내에 석출된 입내 γ'상으로 이루어진다. 입내 γ'상에 더하여, γ상의 결정립계 상에 입계 γ'상이 조금 석출되는 경우도 있다. 전구체의 평균 결정 입경은, 미세 조직 관찰 및 화상 해석(예를 들어, ImageJ, National Institutes of Health(NIH) 개발의 퍼블릭 도메인 소프트웨어)에 의해 측정할 수 있다.

(연화 열처리 공정 S3)

본 공정 S3은, 이전 공정 S2에서 준비한 Ni기 합금 전구체에 대하여, γ'상의 고용 온도 이상의 온도로 가열하여 γ'상을 γ상 중에 일단 고용시킨 후, 당해 온도로부터 서냉함으로써 입계 γ'상을 생성·증가시켜 연화체를 제작하는 공정이다. 본 공정 중에 있어서의 γ상 결정립의 원치 않는 조대화를 가능한 한 억제하기 위해, 서냉 개시 온도는 γ상의 고상선 온도 미만이 바람직하고, γ'상의 고용 온도보다 25℃ 높은 온도 이하가 보다 바람직하고, γ'상의 고용 온도보다 20℃ 높은 온도 이하가 더욱 바람직하다.

또한, γ상의 고상선 온도가 「γ'상의 고용 온도 +25℃」나 「γ'상의 고용 온도 +20℃」보다도 낮은 경우에는, 당연히 「γ상의 고상선 온도 미만」을 우선한다.

또한, 본 공정 S3에 있어서는, 입내 γ'상이 완전히 소실되지 않고, 조금 잔존하는 것까지를 부정하는 것은 아니다. 예를 들어, 입내 γ'상의 잔존량이 5체적％ 이하이면, 이후의 성형 공정에서의 성형 가공성을 강하게 저해하는 것은 아니라는 점에서 허용된다. 입내 γ'상의 잔존량은 3체적％ 이하가 보다 바람직하고, 1체적％ 이하가 더욱 바람직하다.

여기서, 특허문헌 2의 기술에 있어서는, 용해·주조·단조 프로세스에서 얻어지는 Ni기 합금 단조 소재를 γ'상의 고용 온도 이상으로 가열 승온하면, γ상 결정의 입계 이동을 핀 고정하고 있었던 γ'상이 소실되기 때문에, γ상 결정립의 급격한 조대화가 발생한다. 그 결과, 본 공정 S3과 같이 가열 승온 후에 서냉을 행해도, 입계 γ'상의 석출·성장은 거의 촉진되지 않는다.

이에 비해, 본 발명에 있어서는, 합금 분말 준비 공정 S1에서 준비한 Ni기 합금 분말이, 합금 조성으로서 산소 성분을 종래의 Ni기 합금보다도 많이 함유하고 있다(산소 성분을 많이 함유하도록 제어되어 있음). 그리고, 그러한 합금 분말을 사용하여 형성한 전구체는, 해당 전구체의 형성 과정에 있어서, 함유하는 산소 원자가 합금의 금속 원자와 화합하여 국소적인 산화물을 형성한다고 생각된다.

이때 형성된 산화물은 γ상 결정립의 입계 이동(즉 입성장)을 억제한다고 생각된다. 즉, 본 공정 S3에 있어서 γ'상을 소실시켜도, γ상 결정립의 조대화를 방해한다고 생각된다.

서냉 과정에 있어서의 냉각 속도는 낮게 하는 편이 입계 γ'상의 석출·성장에 우위가 된다. 냉각 속도는 100℃/h 이하가 바람직하고, 50℃/h 이하가 보다 바람직하고, 10℃/h 이하가 더욱 바람직하다. 냉각 속도가 100℃/h보다 높으면, 입내 γ'상이 우선 석출되어, 본 발명의 작용 효과를 얻을 수 없다.

γ'상 고용 온도가 비교적 낮은 1000℃ 이상 1110℃ 이하인 경우, 서냉 과정의 종료 온도는 γ'상 고용 온도로부터 50℃ 이상 낮은 온도가 바람직하고, γ'상 고용 온도로부터 100℃ 이상 낮은 온도가 보다 바람직하고, γ'상 고용 온도로부터 150℃ 이상 낮은 온도가 더욱 바람직하다. 또한, γ'상 고용 온도가 비교적 높은 1110℃ 초과인 경우, 서냉 과정의 종료 온도는 γ'상 고용 온도로부터 100℃ 이상 낮은 온도가 바람직하고, γ'상 고용 온도로부터 150℃ 이상 낮은 온도가 보다 바람직하고, γ'상 고용 온도로부터 200℃ 이상 낮은 온도가 더욱 바람직하다. 보다 구체적으로는, 1000℃ 이하 800℃ 이상의 온도까지 서냉하는 것이 바람직하다. 서냉 종료 온도로부터의 냉각은, 냉각 중의 입내 γ'상의 석출을 억제하기 위해(예를 들어, 입내 γ'상의 석출량을 5체적％ 이하로 하기 위해) 냉각 속도가 높은 편이 바람직하고, 예를 들어 수냉이나 가스냉이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 석출 강화 Ni기 합금재의 강화 기구는 γ상과 γ'상이 정합 계면을 형성함으로써 강화에 기여한다는 것이며, 비정합 계면은 강화에 기여하지 않는다. 즉, 입내 γ'상(정합 γ'상)의 양을 감소시키고, 입계 γ'상(입간 γ'상, 비정합 γ'상)의 양을 증가시킴으로써, 우수한 성형 가공성을 갖는 연화체를 얻을 수 있다.

보다 구체적으로는, 우수한 성형 가공성을 확보하기 위해 입내 γ'상의 잔존량을 5체적％ 이하로 하고, 입계 γ'상의 석출량을 20체적％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 입계 γ'상의 석출량은 30체적％ 이상이 보다 바람직하다. γ'상의 석출량은, 미세 조직 관찰 및 화상 해석(예를 들어, ImageJ)에 의해 측정할 수 있다.

성형 가공성의 지표로서는, 연화체의 실온에서의 비커스 경도(Hv)를 채용할 수 있다. 본 공정 S3을 행함으로써 얻어지는 Ni기 합금 연화체는, γ'상의 700℃에서의 평형 석출량이 50체적％ 이상이 되는 초강석출 강화 Ni기 합금재여도, 실온 비커스 경도가 370Hv 이하인 것을 얻을 수 있다. 당해 실온 비커스 경도가 350Hv 이하가 되도록 하는 것이 보다 바람직하고, 330Hv 이하가 되도록 하는 것이 더욱 바람직하다.

(성형 가공 공정 S4)

본 공정 S4는, 이전 공정 S3에서 준비한 Ni기 합금 연화체에 대하여, 원하는 형상이 되도록 성형 가공을 실시하여 성형 가공체를 형성하는 공정이다. 이때의 성형 가공 방법에 특별한 한정은 없으며, 저비용의 종전의 소성 가공(예를 들어, 열간·온간·냉간 소성 가공)이나 기계 가공(예를 들어, 절삭 가공)을 이용할 수 있다. 또한, 마찰 교반 접합 등의 고상 접합을 이용할 수도 있다.

바꾸어 말하면, 이전 공정 S3에서 준비한 연화체는 370Hv 이하의 실온 비커스 경도를 갖는 점에서, 성형 가공시에 항온 단조 설비를 사용한 초소성 가공과 같은 고비용의 가공 방법을 이용할 필요가 없다. 본 공정 S4에 있어서의 성형 가공의 용이성은, 장치 비용의 저감, 프로세스 비용의 저감, 제조 수율의 향상(즉, Ni기 합금 부재의 제조 비용의 저감)으로 이어진다.

(용체화-시효 열처리 공정 S5)

본 공정 S5는, 이전 공정 S4에서 준비한 Ni기 합금 성형 가공체에 대하여, 입계 γ'상을 γ상 중에 고용시키는 용체화 열처리 및 γ상의 결정립 내에 입내 γ'상을 재석출시키는 시효 열처리를 실시하는 공정이다. 용체화 열처리 및 시효 열처리의 조건에 특별한 한정은 없으며, 당해 Ni기 합금 부재의 사용 환경에 맞춘 조건을 적절히 적용할 수 있다.

또한, 본 공정 S5에 있어서는, 입계 γ'상이 완전히 소실되지 않고, 조금 잔존하는 것까지를 부정하는 것은 아니다. 예를 들어, Ni기 합금 부재에 요구되는 기계적 강도를 만족시키기 위한 입내 γ'상의 석출량(예를 들어, 30체적％ 이상)이 확보되면, 10체적％ 이하의 범위의 입계 γ'상의 잔존이 허용된다. 바꾸어 말하면, 본 공정 S5의 용체화-시효 열처리는, 입계 γ'상이 10체적％ 이하가 되도록 용체화 열처리를 실시한 후에, 입내 γ'상이 30체적％ 이상이 되도록 시효 열처리를 실시하는 것이다. 또한, 입계 γ'상의 소량의 잔존은, 본 발명의 강석출 강화 Ni기 합금 부재에 있어서 연성·인성을 향상시키는 부차적인 작용 효과가 있다.

본 공정 S5를 행함으로써, 원하는 기계적 특성을 갖는 강석출 강화 Ni기 합금 부재를 얻을 수 있다. 얻어진 Ni기 합금 부재는, 차세대의 터빈 고온 부재(예를 들어, 터빈 동익, 터빈 정익, 로터 디스크, 연소기 부재, 보일러 부재)로서 적합하게 이용할 수 있다.

(Ni기 합금 부재의 화학 조성)

본 발명에서 사용하는 Ni기 합금재의 화학 조성에 대하여 설명한다. 당해 Ni기 합금재는, 700℃에서의 γ'상의 평형 석출량이 30체적％ 이상 80체적％ 이하가 되는 화학 조성을 갖는다. 구체적으로는, 질량％로 5％ 이상 25％ 이하의 Cr, 0％ 초과 30％ 이하의 Co, 1％ 이상 8％ 이하의 Al, Ti와 Nb와 Ta의 총합이 1％ 이상 10％ 이하, 10％ 이하의 Fe, 10％ 이하의 Mo, 8％ 이하의 W, 0.1％ 이하의 Zr, 0.1％ 이하의 B, 0.2％ 이하의 C, 2％ 이하의 Hf, 및 5％ 이하의 Re, 및 0.003％ 이상 0.05％ 이하의 O를 함유하고, 잔부가 Ni 및 불가피 불순물인 화학 조성이 바람직하다. 이하, 각 성분에 대하여 설명한다.

Cr 성분은, γ상 중에 고용됨과 함께, Ni기 합금재의 실사용 환경하에서 표면에 산화물 피막(Cr₂O₃)을 형성하여 내식성과 내산화성을 향상시키는 효과가 있다. 터빈 고온 부재로 적용하기 위해서는, 5질량％ 이상의 첨가가 필수적이다. 한편, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하기 때문에, 25질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Co 성분은, Ni에 가까운 원소이며 Ni로 치환하는 형태로 γ상 중에 고용되고, 크리프 강도를 향상시킴과 함께 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, γ'상의 고용 온도를 낮추는 효과도 있으며, 고온 연성을 향상시킨다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하기 때문에, 0％ 초과 30질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al 성분은, Ni기 합금의 석출 강화상인 γ'상을 형성하기 위한 필수 성분이다. 또한, Ni기 합금재의 실사용 환경하에서 표면에 산화물 피막(Al₂O₃)을 형성함으로써 내산화성과 내식성의 향상에 기여한다. 원하는 γ'상 석출량에 따라, 1질량％ 이상 8질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti 성분, Nb 성분 및 Ta 성분은, Al 성분과 마찬가지로 γ'상을 형성하여 고온 강도를 향상시키는 효과가 있다. 또한, Ti 성분 및 Nb 성분은, 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하기 때문에, Ti, Nb 및 Ta 성분의 총합을 1질량％ 이상 10질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Fe 성분은, Co 성분이나 Ni 성분으로 치환함으로써, 합금의 재료 비용을 저감하는 효과가 있다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하기 때문에, 10질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo 성분 및 W 성분은, γ상 중에 고용되어 고온 강도를 향상시키는(고용 강화하는) 효과가 있으며, 적어도 어느 쪽은 첨가하는 것이 바람직한 성분이다. 또한, Mo 성분은 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하거나 연성이나 고온 강도를 저하시키거나 하기 때문에, Mo 성분은 10질량％ 이하, W 성분은 8질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr 성분, B 성분 및 C 성분은, γ상의 결정립계를 강화하여(γ상의 결정립계에 수직인 방향의 인장 강도를 강화하여), 고온 연성이나 크리프 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, 과잉 첨가는 성형 가공성을 악화시키기 때문에, Zr 성분은 0.1질량％ 이하, B는 0.1질량％ 이하, C는 0.2질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Hf 성분은, 내산화성을 향상시키는 효과가 있다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장하기 때문에, 2질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Re 성분은, γ상의 고용 강화에 기여함과 함께, 내식성의 향상에 기여하는 효과가 있다. 단, 과잉 첨가는 유해상의 생성을 조장한다. 또한, Re는 고가인 원소이기 때문에, 첨가량의 증가는 합금의 재료 비용을 증가시키는 단점이 있다. 따라서, Re는 5질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

O 성분은, 통상은 불순물로서 다루어지며, 가능한 한 저감하고자 하는 성분이지만, 본 발명에 있어서는 상술한 바와 같이 γ상 결정의 입성장을 억제하여 비정합 γ'상 입자의 형성을 촉진하기 위한 필수 성분이다. O 함유량은, 0.003질량％ 이상 0.05질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni기 합금재의 잔부 성분은, Ni 성분 및 O 성분 이외의 불가피 불순물이 된다. O 성분 이외의 불가피 불순물로서는, 예를 들어 N(질소), P(인), S(황)를 들 수 있다.

[실시예]

이하, 다양한 실험에 의해 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 이들 실험으로 한정되는 것은 아니다.

[실험 1]

(실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 6의 Ni기 합금 전구체의 제작)

표 1의 실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 6에 나타낸 화학 조성이 되도록, 원료를 혼합·용해·주조하여 마스터 잉곳(10kg)을 준비하였다. 용해는 진공 유도 가열 용해법에 의해 행하였다. 이어서, 얻어진 마스터 잉곳을 재용해하고, 아토마이즈 분위기 중의 산소 분압을 제어하면서 가스 아토마이즈법에 의해 Ni기 합금 분말을 준비하였다.

얻어진 Ni기 합금 분말을 분급하여 입경이 10 내지 50㎛의 범위인 합금 분말을 선별하고, 당해 합금 분말을 사용하여 열간 등방압 프레스법(HIP법)에 의해 HIP 성형체를 준비하였다. HIP 조건은 100MPa, 1160 내지 1200℃, 3시간 유지로 하였다. 이어서, 얻어진 HIP 성형체에 대하여 방전 가공을 실시하여, 원기둥 형상(직경 15mm)의 Ni기 합금 전구체를 준비하였다.

[실험 2]

(비교예 7 내지 8의 Ni기 합금 전구체의 제작)

실험 1과 마찬가지로 하여, 표 1의 비교예 7 내지 8에 나타낸 화학 조성이 되도록, 원료를 혼합·용해·주조하여 마스터 잉곳(10kg)을 준비하였다. 이어서, 얻어진 마스터 잉곳에 대하여 균질화 열처리를 실시한 후에, 열간 단조 가공(1100 내지 1200℃)을 행하여 원기둥 형상(직경 15mm)의 단조 성형체를 준비하였다. 이어서, 얻어진 단조 성형체에 대하여, 다시 균질화 열처리(1170 내지 1200℃에서 20시간 유지)를 실시하여 Ni기 합금 전구체를 준비하였다.

[실험 3]

(Ni기 합금 전구체의 산소 함유량의 정량 분석)

실험 1 내지 2에서 준비한 Ni기 합금 전구체로부터 일부를 채취하고, 산소 함유량의 정량 분석을 행하였다. 그 결과, 표 1에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 6의 Ni기 합금 전구체는 모두 산소 함유량이 0.003질량％ 이상이며, 비교예 7 내지 8의 Ni기 합금 전구체는 산소 함유량이 0.003질량％ 미만임이 확인되었다.

[실험 4]

(실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 8의 Ni기 합금 연화체의 제작)

실험 1 내지 2에서 얻어진 Ni기 합금 전구체에 대하여, 후술하는 표 2에 나타낸 열처리 조건(서냉 개시 온도, 서냉 과정의 냉각 속도)으로 연화 열처리를 실시하여, 실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 8의 Ni기 합금 연화체를 제작하였다. 또한, 서냉 과정의 종료 온도는, 비교예 3 내지 6 이외는 950℃로 하고, 비교예 3 내지 6은 800℃로 하였다.

[실험 5]

(실시예 1 내지 8 및 비교예 1 내지 8의 Ni기 합금 연화체의 평가)

실험 4에서 얻어진 Ni기 합금 연화체에 대하여, 미세 조직 관찰(γ상의 평균 결정 입경, 입계 γ'상의 석출량), 실온 비커스 경도 측정, 성형 가공성 평가(열간 가공성, 냉간 가공성)를 행하였다. Ni기 합금 연화체의 수치 및 평가 결과를 표 2에 나타낸다.

표 2에 있어서, γ'상의 고용 온도 및 700℃에서의 γ'상의 평형 석출량은, 합금 조성으로부터 열역학 계산에 기초하여 구한 것이다. γ상의 평균 결정 입경 및 입계 γ'상의 석출량은, 연화체의 전자 현미경 관찰 및 화상 해석(ImageJ)에 의해 구한 것이다. 연화체의 실온 비커스 경도는, 마이크로 비커스 경도계를 사용하여 측정한 것이다.

열간 가공성의 평가는 연화체를 가열하고, 스웨이저를 사용한 열간 단조로 직경 15mm까지 축경 가공을 행한 후, 깨짐의 유무를 눈으로 확인함으로써 행하였다. 깨짐이 확인되지 않은 것을 「합격」이라 판정하고, 깨짐이 확인된 것을 「불합격」이라 판정하였다.

냉간 가공성의 평가는, 연화체에 대하여 실온 환경에서 드로우 벤치를 사용하여 직경 5mm까지 인발 신선 가공을 행한 후, 파단의 유무를 눈으로 확인함으로써 행하였다. 파단되지 않은 것을 「합격」이라 판정하고, 파단된 것을 「불합격」이라 판정하였다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 연화 열처리에 있어서의 서냉 과정의 냉각 속도가 본 발명의 규정을 벗어나는 비교예 1 내지 2의 연화체는, 입계 γ'상의 석출량이 20체적％ 미만이며(그 대신에 조대화된 입내 γ'상 결정립이 확인되며), 실온 비커스 경도가 370Hv 초과이다. 그 결과, 열간 가공성 및 냉간 가공성이 모두 불합격이었다. 서냉 과정의 냉각 속도가 지나치게 높으면, 입계 γ'상이 거의 석출·성장하지 않기 때문에, 충분한 성형 가공성을 확보할 수 없음이 확인되었다.

연화 열처리에 있어서의 서냉 개시 온도가 본 발명의 규정을 벗어나는 비교예 3 내지 4의 연화체에서는, 서냉 개시 온도가 γ'상 고용 온도로부터 낮아질수록 입계 γ'상의 석출량이 감소하며(입내 γ'상 석출량의 증가가 확인되며), 실온 비커스 경도가 370Hv 초과이다. 그 결과, 열간 가공성 및 냉간 가공성이 모두 불합격이었다. 연화 열처리에 있어서의 승온(즉, 서냉 개시 온도)이 지나치게 낮으면, 입계 γ'상이 거의 석출·성장하지 않기 때문에, 충분한 성형 가공성을 확보할 수 없음이 확인되었다.

700℃에서의 γ'상의 평형 석출량이 본 발명의 규정을 벗어나는 비교예 5 내지 6의 연화체는, γ'상의 평형 석출량이 30체적％ 미만이며, 본 발명이 대상으로 하는 강석출 강화 Ni기 합금재에 적합하지 않다. 단, γ'상 석출량이 절대적으로 적기 때문에, 종래부터 성형 가공성에 특별한 문제는 없다.

γ상의 평균 결정 입경이 본 발명의 규정을 벗어나는 비교예 7 내지 8의 연화체에서는, 비교예 1 내지 2와 마찬가지로, 입계 γ'상의 석출량이 20체적％ 미만이며(그 대신에 조대화된 입내 γ'상 결정립이 확인되며), 실온 비커스 경도가 370Hv 초과이다. 그 결과, 열간 가공성 및 냉간 가공성이 모두 불합격이었다. 전구체 중의 산소 함유량이 불충분하면, γ'상 고용 온도 이상으로 가열한 경우에 γ상 결정립의 조대화가 현저해진다. 그리고, 조대한 γ상 결정립에서는, 입계 에너지가 저하되어 입계 γ'상보다도 입내 γ'상의 석출이 우선되게 되기 때문에, 충분한 성형 가공성을 확보할 수 없음이 확인되었다.

이들 비교예 1 내지 8에 비해 실시예 1 내지 8의 연화체에서는, 어떤 공시재도 입계 γ'상의 석출량이 20체적％ 이상이며, 실온 비커스 경도가 370Hv 이하이다. 그 결과, 열간 가공성 및 냉간 가공성이 모두 합격이었다. 즉, 본 발명의 작용 효과가 확인되었다.

[실험 5]

(실시예 1 내지 8 및 비교예 5 내지 6의 Ni기 합금 부재의 제작과 평가)

성형 가공성 평가가 합격이었던 실시예 1 내지 8 및 비교예 5 내지 6의 성형 가공체에 대하여, 용체화-시효 열처리 공정을 행하여, Ni기 합금 부재를 제작하였다. 용체화 열처리 조건은 γ'상 고용 온도보다 20℃ 높은 온도로 하고, 시효 열처리 조건은 700℃로 하였다. 또한, 성형 가공성 평가가 불합격이었던 비교예 1 내지 4 및 7 내지 8은, 성형 가공체를 제작할 수 없었기 때문에 본 실험으로부터 제외하였다.

얻어진 실시예 1 내지 8 및 비교예 5 내지 6의 Ni기 합금 부재에 대하여, 700℃의 고온 인장 시험을 행하였다. 인장 강도가 1000MPa 이상인 것을 「합격」이라 판정하고, 1000MPa 미만인 것을 「불합격」이라 판정하였다. 그 결과, 실시예 1 내지 8의 Ni기 합금 부재는 모두 합격이었지만, 비교예 5 내지 6의 Ni기 합금 부재는 불합격이었다.

이상의 결과로부터, 본 발명에 관한 Ni기 합금 부재의 제조 방법을 적용함으로써, 강석출 강화 Ni기 합금재나 초강석출 강화 Ni기 합금재여도 양호한 성형 가공성을 나타내는 연화체를 제공할 수 있으며, Ni기 합금 부재를 저비용으로 제공할 수 있다는 것이 나타났다.

상술한 실시 형태나 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위해 설명한 것이며, 본 발명은 기재한 구체적인 구성만으로 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 실시 형태의 구성의 일부를 당업자의 기술 상식의 구성으로 치환하는 것이 가능하며, 또한 실시 형태의 구성에 당업자의 기술 상식의 구성을 가하는 것도 가능하다. 즉, 본 발명은, 본 명세서의 실시 형태나 실험예의 구성의 일부에 대하여, 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서 삭제·다른 구성으로 치환·다른 구성의 추가를 하는 것이 가능하다.

1…γ상을 구성하는 원자
2…γ'상을 구성하는 원자
3…γ상과 γ'상의 정합 계면
4…γ상과 γ'상의 비정합 계면

Claims

Ni기 합금 부재의 제조 방법이며,
상기 Ni기 합금 부재는, 모상이 되는 γ상 중에 석출되는 γ'상의 700℃에서의 평형 석출량이 30체적％ 이상 80체적％ 이하가 되는 화학 조성을 갖고,
상기 제조 방법은,
상기 화학 조성을 갖는 Ni기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정과,
상기 Ni기 합금 분말을 사용하여 상기 γ상의 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 전구체를 형성하는 전구체 형성 공정과,
상기 전구체에 대하여, 상기 γ'상의 고용 온도 이상에서 상기 γ상의 융점 미만의 온도로 가열하여 상기 γ'상을 상기 γ상 중에 고용시킨 후, 당해 온도로부터 상기 γ'상의 상기 고용 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도까지 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉하는 열처리를 실시함으로써, 평균 결정 입경이 50㎛ 이하인 상기 γ상의 결정립의 입계 상에 상기 γ'상을 20체적％ 이상 석출시킨 연화체를 제작하는 연화 열처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성은,
5질량％ 이상 25질량％ 이하의 Cr과,
0질량％ 초과 30질량％ 이하의 Co와,
1질량％ 이상 8질량％ 이하의 Al과,
합계 1질량％ 이상 10질량％ 이하의 Ti, Nb 및 Ta와,
10질량％ 이하의 Fe와,
10질량％ 이하의 Mo와,
8질량％ 이하의 W와,
0.1질량％ 이하의 Zr과,
0.1질량％ 이하의 B와,
0.2질량％ 이하의 C와,
2질량％ 이하의 Hf와,
5질량％ 이하의 Re와,
0.003질량％ 이상 0.05질량％ 이하의 O를 함유하고,
잔부가 Ni 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 Ni기 합금 분말은 평균 입경이 5㎛ 이상 250㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 합금 분말 준비 공정은, 상기 Ni기 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 기본 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 전구체 형성 공정은, 상기 Ni기 합금 분말을 사용한 열간 등방압 프레스법을 포함하는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 γ'상의 상기 고용 온도는 1110℃ 이상인 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 Ni기 합금 부재는, 상기 γ'상의 700℃에서의 상기 평형 석출량이 45체적％ 이상 80체적％ 이하가 되는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 연화체는 실온의 비커스 경도가 370Hv 이하인 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 연화 열처리 공정 후에,
상기 연화체에 대하여 열간 가공, 온간 가공, 냉간 가공 및/또는 기계 가공을 실시하여 원하는 형상을 갖는 성형 가공체를 형성하는 성형 가공 공정과,
상기 성형 가공체에 대하여 상기 입계 상의 상기 γ'상을 10체적％ 이하로 하는 용체화 열처리를 실시한 후에, 상기 γ상의 결정립 내에 30체적％ 이상의 상기 γ'상을 석출시키는 시효 열처리를 실시하는 용체화-시효 열처리 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 부재의 제조 방법.