KR102082038B1

KR102082038B1 - Ni기 고강도 내열 합금 부재, 그의 제조 방법, 및 가스 터빈 날개

Info

Publication number: KR102082038B1
Application number: KR1020177036120A
Authority: KR
Inventors: 마사키 다네이케; 이쿠오 오카다; 가즈마사 다카타; 준이치로 마사다; 게이조 츠카고시; 히로유키 야마자키; 요시아키 니시무라; 신야 이시카와
Original assignee: 미츠비시 히타치 파워 시스템즈 가부시키가이샤
Priority date: 2015-07-09
Filing date: 2016-07-05
Publication date: 2020-02-26
Also published as: JP2017020066A; CN107735502A; TWI624548B; US20200087768A1; EP3299481B1; TW201716591A; US11155910B2; EP3299481A4; EP3299481A1; CN107735502B; JP6460336B2; WO2017006927A1; US20180179622A1; KR20180005247A

Abstract

Ni기 고강도 내열 합금 부재는 Co: 5∼12%, Cr: 5∼12%, Mo: 0.5∼3.0%, W: 3.0∼6.0%, Al: 5.5∼7.2%, Ti: 1.0∼3.0%, Ta: 1.5∼6.0%, Re: 0∼2.0%, C: 0.01∼0.20%를 함유한다. Ni기 고강도 내열 합금 부재는 잔부가 Ni 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Ni기 합금에 의해 구성된다. Ni기 고강도 내열 합금 부재는 밀도가 8.5 g/㎤ 미만이다.

Description

Ni기 고강도 내열 합금 부재, 그의 제조 방법, 및 가스 터빈 날개

본 발명은 대형 가스 터빈 날개 등의 고온 강도가 요구되는 용도에 사용되는 Ni기 고강도 내열 합금 부재(high-strength, high-resistant Ni-base alloy member), 및 그 Ni기 고강도 내열 합금 부재의 제조 방법과, 그 Ni기 고강도 내열 합금 부재로 이루어지는 가스 터빈 날개에 관한 것이다.

본원은 2015년 7월 9일에 출원된 특허출원 제2015-137586호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

주지하는 바와 같이, 가스 터빈은 압축기 토출 공기에 연료를 분무하고 연소시켜 터빈 구동용의 고온 고압 가스를 생성한다. 가스 터빈은 이 고온 고압 가스에 의해 가스 터빈 날개를 회전시키고 샤프트를 회전시켜 동력을 얻는 것이다. 이러한 가스 터빈에서는, 그 날개(가스 터빈 날개)가 고온 고압을 받는다. 그래서 가스 터빈 날개로서는 높은 고온 강도를 갖는 Ni기 내열 합금의 단결정 조직 또는 일 방향 응고 조직을 갖는 주상(柱狀) 결정 조직을 갖는 주조재(鑄造材)가 종래부터 사용되고 있다.

현재로서는 1600℃급 가스 터빈이 가장 고효율인 터빈으로서 운전되고 있다. 그런데 환경 보전의 관점에서, 세계 각국에서 보다 고효율화한 차세대의 고효율 가스 터빈의 개발이 진행되고 있다. 그에 따라, 고효율화 및 신뢰성 향상에 기여하기 위해, 가스 터빈 날개로 대표되는 고온 부품의 고강도화가 종래보다도 더욱더 강하게 요구되도록 되어 있다.

그런데 산업용 가스 터빈 동익(動翼)은 대형이며 높은 원심력에 의한 응력이 발생하는 것이다. 특히, 후단의 터빈 날개는 현저하게 대형이기 때문에 원심력에 의한 응력도 현저하게 높다. 그 때문에 터빈 재료는 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도(high temperature creep strength)가 충분히 큰 것이 요망된다. 또한, 대형의 후단의 터빈 날개는 그 자중(自重)도 크다. 따라서 엔진의 고효율화를 위해서는 강도는 유지하면서도 밀도가 작은 것, 즉 강도를 밀도로 나눈 값인 비강도(比强度)가 높은 것이 요망된다.

여기서, 단결정 합금은 일 방향 응고 합금보다도 강도 특성이 뛰어나지만, 주조 결함에 민감하다. 그 때문에, 대형의 터빈 날개를 단결정 합금으로서 제조하는 것은 곤란하다. 그래서 대형의 터빈 날개로서는 비교적 제조하기 쉬운 일 방향 응고 합금을 사용하는 것이 통상이다. 따라서 대형의 터빈 날개에 최적으로 되도록 일 방향 응고 합금의 고강도화가 강하게 요구되고 있다. 그러나 저밀도와 고강도(특히 고온 크리프 강도)와의 양립은 기술적 장벽이 높다고 말하지 않을 수 없다.

그런데 Ni기 내열 합금은 소위 초합금의 대표적인 합금이다. Ni기 내열 합금은 매트릭스(기지(基地))로서의 γ 상(감마 상) 중에 Ni₃Al 이나 Ni₃(Al, Ti) 등의 γ' 상(감마 프라임 상)이 석출함으로써, 그 석출 강화의 효과에 의해 고강도가 얻어지는 것이다. Ni기 내열 합금은 미량 첨가 원소에 따라서는 Ni₃NB 등의 γ" 상(감마 더블 프라임 상)이 석출하여 석출 강화에 기여하기도 한다. 매트릭스로서의 γ 상에 대해서도 합금 원소의 고용(固溶)에 의한 강화(고용 강화)를 도모하는 것이 일반적이다. 따라서 이들의 석출 강화나 고용 강화 등의 강화 기구를 총합적으로 유효 활용함으로써, 고강도화를 도모하는 것이 가능하다.

이러한 가스 터빈 날개에 사용되는 Ni기 내열 합금으로서, 고온에서의 고강도화를 도모한 합금으로서는, 예를 들어 특허문헌 1에 나타내는 바와 같은 합금이 있다.

일본 공개특허공보 제2007-162041호

전술한 바와 같이, 일 방향 응고 합금으로 이루어지는 대형의 가스 터빈 날개에 대해서는 종래보다도 가일층의 고강도화, 특히 고온 크리프 강도의 가일층의 향상이 강하게 요청되고 있다. 또한, 동시에 고강도는 확보하면서도 밀도가 낮은 것, 즉 비강도가 높은 것이 강하게 요망되고 있다. 그러나, 예를 들어 특허문헌 1에 나타내는 바와 같은 종래의 Ni기 내열 합금에서는, 일 방향 응고 합금으로서는 강도, 특히 고온 크리프 강도가 아직 충분하지 않다. 또한, 저밀도화도 충분하지 않았던 것이 실정이다.

본 발명은 이상의 사정을 배경으로 하여 이루어진 것이며, 강도, 특히 고온 크리프 강도가 충분히 높고, 동시에 저밀도화도 달성된 Ni기 고강도 내열 합금 부재를 제공한다. 또한, 동시에 그러한 Ni기 고강도 내열 합금 부재를 실제적으로 제조할 수 있는 방법, 및 그 합금을 이용한 가스 터빈 날개를 제공한다.

전술의 과제를 해결하기 위해, 본 발명자 등이 Ni기 내열 합금의 각 성분 원소가 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도, 및 밀도에 끼치는 영향에 대해 상세히 실험·검토를 거듭한 결과, 상기 과제를 해결할 수 있는 최적인 성분 조성 범위를 발견하여 본 발명을 이루기에 이르렀다.

구체적으로는, 본 발명의 기본적인 양태(제1 양태)의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는

질량%로

Co: 5∼12%,

Cr: 5∼12%,

Mo: 0.5∼3.0%,

W: 3.0∼6.0%,

Al: 5.5∼7.2%,

Ti: 1.0∼3.0%,

Ta: 1.5∼6.0%,

Re: 0∼2.0%,

C: 0.01∼0.20%

를 함유하고, 잔부(殘部)가 Ni 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Ni기 합금에 의해 구성되며, 또한 밀도가 8.5 g/㎤ 미만이다.

이러한 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 그 Ni기 합금의 성분을 전술한 바와 같은 성분 조성 범위 내로 되도록 조정하고 있다. 이에 의해, 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도가 높고, 더구나 저밀도라고 하더라도 높은 고온 크리프 강도가 얻어진다(즉, 비강도가 높다). 게다가, 내산화성 등의 가스 터빈 날개 등에 요구되는 특성도 뛰어난 합금 부재로 할 수 있다.

본 발명의 제2 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금이 추가로 B: 0.005∼0.030%, Hf: 0.01∼0.15%, Zr: 0.001∼0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

본 발명의 제3 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1 또는 제2 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금에 있어서의 Mo 함유량이 1.0∼2.5%의 범위 내라도 좋다.

본 발명의 제4 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1 또는 제2 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금에 있어서의 Al 함유량이 5.8∼6.4%의 범위 내라도 좋다.

본 발명의 제5 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1 또는 제2 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금에 있어서의 Ti 함유량이 1.5∼3.0%의 범위 내라도 좋다.

본 발명의 제6 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1∼제5 중 어느 하나의 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서,

상기 Ni기 합금이,

각 성분의 함유량(질량%)에 의해 하기의 (1)식에 의해 정의되는 P1을 제2 상 형상 파라미터로 하고, 그 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.4∼-0.24의 범위 내로 되도록 각 성분의 함유량을 정한 것이라도 좋다.

P1=1.2-0.0036×[%Co]-0.023×[%Cr]-0.072×[%Mo]-0.029×[%W]-0.12×[%Al]-0.072×[%Ti]-0.014×[%Ta]-0.06×[%Re]-0.13×[%C]……(1)

이러한 제6 양태에서는 제2 상 형상 파라미터(P1)를 -0.4∼-0.24의 범위 내로 되도록 각 성분량을 조정하고 있다. 이에 의해, 확실하고도 안정하게 높은 고온 크리프 강도를 확보할 수 있다.

본 발명의 제7 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제6 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금은 상기 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.35∼-0.26의 범위 내로 되도록 각 성분의 함유량을 정한 것이라도 좋다.

본 발명의 제8 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1∼제7 중 어느 하나의 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서,

상기 Ni기 합금이,

각 성분의 함유량(질량%)에 의해 하기의 (2)식에 의해 정의되는 P2 를 상 안정성 파라미터로 하고, 그 상 안정성 파라미터(P2)가 -1.0∼0으로 되도록 각 성분의 함유량을 정한 것이라도 좋다.

P2=0.06×[%Co]+0.44×[%Cr]+0.6×[%Mo]+0.48×[%W]+2.2×[%Al]+1.8×[%Ti]+0.65×[%Ta]+0.35×[%Re]-0.46×[%C]-26.4……(2)

이러한 제8 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에서는 상 안정성 파라미터(P2)를 0(제로) 이하로 되도록 각 성분량을 조정하고 있다. 이에 의해, 고온 장시간 사용 시에 있어서도, 재료를 취화(脆化)시키는 원인으로 되는 유해 상(有害相)(후술하는 TCP 상)이 석출하는 것을 방지할 수 있다. 동시에, 높은 고온 크리프 강도를 확보할 수 있다.

본 발명의 제9 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제8 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재에 있어서, 상기 Ni기 합금은 상기 상 안정성 파라미터(P2)가 -0.7∼0의 범위 내로 되도록 각 성분의 함유량을 정한 것이라도 좋다.

본 발명의 제10 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는, 상기 제1∼제9 중 어느 하나의 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재가 일 방향 응고에 의한 주조재라도 좋다.

종래의 일반적인 Ni기 합금에서는, 일 방향 응고에 의한 주조재에서는 단결정재(單結晶材)보다도 강도 특성이 뒤떨어지는 것이 통상이다. 그런데 본 발명의 성분 조성 범위 내의 Ni기 합금에서는 일 방향 응고 합금에서도 단결정재와 비교하여 손색이 없는 강도 특성이 얻어진다.

본 발명의 제11 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재의 제조 방법은 상기 제1∼제9 중 어느 하나의 양태에 기재된 Ni기 합금을 이용하고, 그 Ni기 합금의 일 방향 응고에 의한 주조재에 대해, 용체화(溶體化) 열처리로서 1180∼1320℃의 범위 내의 온도로 가열하여 냉각하고, 계속해서 안정화 열처리로서 1050∼1150℃의 범위 내의 온도로 가열하여 냉각한 후, 시효 열처리로서 800∼900℃의 범위 내의 온도로 4시간 이상 가열해도 좋다.

본 발명의 제12 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재의 제조 방법은, 상기 제11 양태의 제조 방법에 있어서, Ni기 고강도 내열 합금 부재로서 가스 터빈 날개를 제조한다.

본 발명의 제13 양태의 가스 터빈 날개는 상기 제1∼제10 중 어느 하나의 양태의 Ni기 고강도 내열 합금 부재로 이루어진다.

본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도가 높다. 더구나, 상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 저밀도라고 하더라도 높은 고온 크리프 강도가 얻어진다(즉, 비강도가 높다). 또한, 상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 내산화성 등의 특성도 뛰어나다.

도 1은 Ni기 합금에 있어서의 제2 상 형상 파라미터(P1)와 900℃ 크리프 강도와의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재, 그의 제조 방법 및 터빈 날개에 대해 상세히 설명한다.

<합금의 성분 조성>

본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 기본적으로는 합금의 성분 조성으로서, 질량%로 Co(코발트): 5∼12%, Cr(크롬): 5∼12%, Mo(몰리브덴): 0.5∼3.0%, W(텅스텐): 3.0∼6.0%, Al(알루미늄): 5.5∼7.2%, Ti(티탄): 1.0∼3.0%, Ta(탄탈): 1.5∼6.0%, Re(레늄): 0∼2.0%, C(탄소): 0.01∼0.20%를 함유한다. Ni기 고강도 내열 합금 부재에서는, 잔부가 Ni(니켈) 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

또한, 본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 상기의 각 성분 외에, 필요에 따라, B(붕소): 0.005∼0.030%, Hf(하프늄): 0.01∼0.15%, Zr(지르코늄): 0.001∼0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 좋다.

이러한 합금의 성분 조성의 한정 이유는 다음과 같다.

[Co: 5∼12%]

Co는 Ti, Al 등을 고온에서 매트릭스에 고용시키는 한도(고용한(固溶限))를 크게 시킨다는 용체화 촉진 효과를 갖는다. 그 때문에, 열처리에 의해 γ' 상(Ni와 Ti, Al, Ta 등의 화합물)을 미세 분산 석출시켜 Ni기 합금의 강도를 향상시키는 작용을 초래한다. 단, Co 양이 너무 많으면, 후술하는 유해 상의 석출을 촉진한다. 그래서 이들의 밸런스로부터 Co 함유량을 정했다. 즉, Co 양이 12%를 초과하면, 고온 장시간 사용 시에 유해 상이 석출하여 취화를 초래한다. 한편, Co 양이 5% 미만에서는, Co 첨가에 의한 용체화 촉진 효과를 충분히 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서 Co 의 함유량은 5∼12%의 범위 내로 했다. 또한, Co 의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 5∼10%의 범위 내가 바람직하다.

[Cr: 5∼12%]

Cr은 고온에서의 내산화성을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 합금 중에 있어서의 Cr 양을 많게 할수록 그 효과는 현저해진다. Cr 양이 5% 미만에서는, Cr의 첨가에 의한 고온 내산화성의 향상이 충분히 도모되지 않는다. 한편, Cr 양이 12%를 초과하면 유해 상의 석출을 초래하고, 강도 저하, 연성 저하를 야기하기 때문에 바람직하지 않다. 그래서 Cr의 함유량은 5∼12%의 범위 내로 했다. 또한, Cr의 함유량은 상기의 범위 내에서도 유해 상의 석출을 보다 확실하게 억제하기 때문에, 5∼10%의 범위 내가 바람직하다.

[Mo: 0.5∼3.0%]

Mo는 매트릭스인 γ 상에 고용하여, 고용 강화에 의한 강도 향상에 효과가 있다. 단, Mo 양이 많으면, 합금의 비중이 커지고, 비강도가 저하할 가능성이 있다. 또한, Mo 양이 많으면, 유해 상이 석출하여 강도 저하, 연성 저하를 야기한다. 특히 Mo 양이 3.0%를 초과하면, 그 경향이 강해진다. 한편, Mo 양이 0.5% 미만에서는, 고용 강화에 의한 강도 향상의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그래서 Mo의 함유량은 0.5∼3.0%의 범위 내로 했다. 또한, Mo의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 1.0∼2.5%의 범위 내가 바람직하다.

[W: 3.0∼6.0%]

W도 Mo와 마찬가지로 매트릭스인 γ 상에 고용하여, 고용 강화에 의한 강도 향상에 효과가 있다. 단, W 양이 많으면, 합금의 비중이 커지고, 비강도가 저하할 가능성이 있다. 또한, W 양이 많으면, 유해 상이 석출하여 강도 저하, 연성 저하를 야기한다. 특히 W 양이 6.0%를 초과하면, 그 경향이 강해진다. 한편, W 양이 3.0% 미만에서는, 고용 강화에 의한 강도 향상의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그래서 W의 함유량은 3.0∼6.0%의 범위 내로 했다. 또한, W의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 3.0∼5.0%의 범위 내가 바람직하다.

[Al: 5.5∼7.2%]

Al은 γ' 상을 생성하는 원소이다. Al은 γ' 상 석출 입자에 의한 석출 강화에 의해 합금의 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도를 높이는 동시에 고온에서의 내산화성, 내식성 향상에도 효과가 있다. 또한, Al은 경량 원소이기 때문에, Al 양이 많으면, 비강도를 높이기 때문에 효과가 있다. Al 양이 7.2%를 초과하면, 유해 상이 석출하여, 강도 저하, 연성 저하를 야기할 가능성이 있다. 한편, Al 양이 5.5% 미만에서는, γ' 상의 석출량이 적어지고, 석출 입자에 의한 석출 강화가 충분히 도모되지 않을 가능성이 있다. 그래서 Al의 함유량은 5.5∼7.2%의 범위 내로 했다. 또한, Al의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 5.8∼6.4%의 범위 내가 바람직하다.

[Ti: 1.0∼3.0%]

Ti도 Al과 마찬가지로 γ' 상을 생성하는 원소이다. Ti 는 γ' 상 석출 입자에 의한 석출 강화에 의해 합금의 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도를 높이는 동시에 고온에서의 내산화성, 내식성 향상에도 효과가 있다. 또한, Ti는 경량 원소이기 때문에, Ti 양이 많으면, 비강도를 높이기 때문에 효과가 있다. Ti 양이 3.0%를 초과하면, 유해 상이 석출하여, 강도 저하, 연성 저하를 야기할 가능성이 있다. 한편, Ti 양이 1.0% 미만에서는, γ' 상의 석출량이 적어지고, 석출 입자에 의한 석출 강화가 충분히 도모되지 않을 가능성이 있다. 그래서 Ti의 함유량은 1.0∼3.0%의 범위 내로 했다. 또한, Ti의 함유량은 상기의 범위 내에서도, 특히 1.5∼3.0%의 범위 내가 바람직하다.

[Ta: 1.5∼6.0%]

Ta도 Al이나 Ti와 마찬가지로 γ' 상을 생성하는 원소이다. Ta 는 γ' 상 석출 입자에 의한 석출 강화에 의해 합금의 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도를 높이는 동시에 고온에서의 내산화성, 내식성 향상에도 효과가 있다. 단, Ta 양이 6.0%를 초과하면, 유해 상이 석출하여, 강도 저하, 연성 저하를 야기할 가능성이 있다. 한편, Ta 양이 1.5% 미만에서는, γ' 상의 석출량이 적어지고, 석출 입자에 의한 석출 강화가 충분히 도모되지 않을 가능성이 있다. 그래서 Ta의 함유량은 1.5∼6.0%의 범위 내로 했다. 또한, Ta의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 2.0∼5.0%의 범위 내가 바람직하다.

[Hf: 0.01∼0.15%]

Hf는 내산화성 향상과 결정립계(結晶粒界)를 강화하여, 강도 및 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그래서 Hf 는 필요에 따라 첨가된다. 단, Hf 양이 0.15%를 초과하면, 결정립계부의 국소적인 융점을 낮추어서, 강도 저하를 야기할 가능성이 있다. 한편, Hf 양이 0.01% 미만에서는, 입계 강화의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그래서 Hf 를 첨가하는 경우의 Hf 함유량은 0.01∼0.15%의 범위 내로 했다. 또한, Hf의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 0.01∼0.10%의 범위 내가 바람직하다. 또한, Hf 양 하한인 0.01%란, Hf를 필요에 따라 적극적으로 첨가하는 경우의 하한으로서, 불순물로서 0.01% 미만의 Hf가 포함되는 것이 허용되는 것은 물론이다.

[Re: 0∼2.0%]

Re는 내식성 향상에 효과가 있다. Re는 Mo나 W와 마찬가지로 매트릭스인 γ 상에 고용하여, 고용 강화에 의한 강도 향상에 효과가 있다. 단, Re는 고가인 원소이다. 한편, 매트릭스의 고용 강화는 Mo나 W의 첨가에 의해 도모하는 것이 가능하기 때문에, 비교적 소량으로 억제하는 것이 바람직하다. 그 관점에서 Re 양은 2.0% 이하로 했다. 또한, Re는 반드시 첨가하지 않아도 좋다. 그래서 Re 양은 0∼2.0%의 범위 내로 규정했다. 또한, Re 양은 상기의 범위 내에서도 특히 0∼1.5%의 범위 내가 바람직하다.

[C: 0.01∼0.20%]

C는 매트릭스인 γ 상의 입계를 강화하여, 고온 크리프 강도를 향상시키는 효과가 있다. C 양이 0.20%를 초과하면, 탄화물의 생성이 지나치게 많아져, 연성이 저하할 가능성이 있다. 한편, C 양이 0.01% 미만에서는, C의 첨가에 의한 입계 강화 효과를 기대할 수 없다. 그래서 C의 함유량은 0.01∼0.20%의 범위 내로 했다. 또한, C의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 0.01∼0.15%의 범위 내가 바람직하다.

[B: 0.005∼0.030%]

B도 C와 마찬가지로 매트릭스인 γ 상의 입계를 강화하여, 고온 크리프 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그래서 B는 필요에 따라 첨가된다. B를 첨가하는 경우의 B 양이 0.030%를 초과하면, 붕소화물을 생성하여, 연성이 저하할 가능성이 있다. 한편, B 양이 0.005% 미만에서는, B의 첨가에 의한 입계 강화 효과를 기대할 수 없다. 그래서 B 함유량은 0.005∼0.030%의 범위 내로 했다. 또한, B의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 0.010∼0.020%의 범위 내가 바람직하다. 한편, B 양 하한인 0.005%란, B를 필요에 따라 적극적으로 첨가하는 경우의 하한으로서, 불순물로서 0.005% 미만의 B가 포함되는 것이 허용되는 것은 물론이다.

[Zr: 0.001∼0.02%]

Zr도 매트릭스인 γ 상의 입계를 강화하여, 고온 크리프 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그래서 Zr은 필요에 따라 첨가된다. Zr을 첨가하는 경우의 Zr 양이 0.02%를 초과하면, 결정립계부의 국소적인 융점을 낮추어서, 강도 저하를 야기할 가능성이 있다. 한편, Zr 양이 0.001% 미만에서는, Zr의 첨가에 의한 입계 강화 효과를 기대할 수 없다. 그래서 Zr의 함유량은 0.001∼0.02%의 범위 내로 했다. 또한, Zr의 함유량은 상기의 범위 내에서도 특히 0.005∼0.02%의 범위 내가 바람직하다. 또한, Zr 양 하한인 0.001%란, Zr을 필요에 따라 적극적으로 첨가하는 경우의 하한으로서, 불순물로서 0.001% 미만의 Zr이 포함되는 것이 허용되는 것은 물론이다.

이상의 각 원소의 잔부는 Ni 및 불가피적 불순물로 한다. 또한, 이 종류의 Ni기 합금에는 불가피적 불순물로서 Fe(철), Si(규소), Mn(망간), Cu(구리), P(인), S(유황), N(질소) 등이 포함되는 경우가 있다. Fe, Si, Mn, Cu 에 대해서는 각각 0.5% 이하, P, S, N 에 대해서는 각각 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.

<부재의 밀도>

본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 전술한 바와 같은 성분 조성의 Ni기 합금으로 이루어지고, 또한 그 밀도가 8.5 g/㎤ 미만으로 된 것이다. 즉, 전술한 바와 같이 대형 가스 터빈 날개에서는, 밀도가 크면, 그 자중도 크고, 엔진의 효율 저하를 초래한다. 그런데 밀도를 8.5 g/㎤ 미만의 저밀도로 함으로써, 대형 가스 터빈 날개라도 엔진 효율의 저하를 방지할 수 있다.

여기서, 종래의 일반적인 Ni기 합금에서는 저밀도화를 도모하면, 그에 따라 강도의 저하, 특히 고온 크리프 강도의 저하를 초래할 가능성이 크다. 본 발명에서 규정하는 성분 조성 범위 내의 Ni기 합금에서는 성분 조성을 적절히 조정하고 있다. 이에 의해, 저밀도화를 달성하면서 높은 고온 크리프 강도가 얻어진다.

즉, 본 발명자 등이 본 발명의 성분 조성 범위 내의 일 방향 응고에 의한 주조재에 대해 900℃ 크리프 수명과 밀도와의 관계를 조사했다. 그 결과, 본 발명의 Ni기 합금은 높은 고온 크리프 강도를 확보하면서 종래 합금보다도 저밀도화를 도모할 수 있는 것이 확인되고 있다.

또한, Ni기 고강도 내열 합금 부재의 밀도는 8.4 g/㎤ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

전술한 바와 같은 성분 조성 범위 내로 되도록 각 합금 원소의 첨가량을 조정함으로써, 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도가 높고, 더구나 저밀도라고 하더라도 높은 고온 크리프 강도가 얻어진다(즉, 비강도가 높다). 또한, 내산화성 등의 가스 터빈 날개에 요구되는 특성도 뛰어난 합금 부재로 할 수 있다.

단, 보다 확실하고도 안정하게 높은 고온 크리프 강도를 확보하기 위해서는, 각 합금의 성분량에 의해 결정되는 하기 (1)식의 파라미터(제2 상 형상 파라미터)(P1)가 -0.4∼-0.24의 범위 내로 되도록 각 성분량을 조정하는 것이 바람직하다. 이러한 제2 상 형상 파라미터(P1)에 대해 다음에 설명한다.

<제2 상 형상 파라미터(P1)>

Ni기 합금에 있어서는, 제2 상으로서 γ' 상(감마 프라임 상)이 석출 입자로서 존재한다. 이 제2 상 입자에 의한 석출 강화 효과가 Ni기 합금의 강도 향상, 특히 고온 크리프 강도의 향상에 기여한다. 게다가, 고온 크리프 강도에는 제2 상 입자(γ' 상 석출 입자)의 형상(단면 형상이 원형에 가까운지 또는 원형으로부터 벗어나고 있는지)이 큰 영향을 끼치는 것을 본 발명자 등은 알아냈다. 그 γ' 상 석출 입자의 형상에 관한 지표로서, 각 합금 원소의 함유량으로부터 구해지는 하기 (1)식의 제2 상 형상 파라미터(P1)를 -0.4∼-0.24의 범위 내로 되도록 각 성분량을 조정한다. 이에 의해, 확실하고도 안정하게 높은 고온 크리프 강도를 확보할 수 있는 것을 신규로 발견했다.

또한, (1)식에 있어서, 각 %는 모두 질량%이다.

또한, 제2 상 형상 파라미터(P1)는 상기의 -0.4∼-0.24의 범위 내에서도 특히 -0.35∼-0.26의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

이러한 제2 상 형상 파라미터(P1)가 유효하다고 인식하기에 도달한 경위, 식견에 대해 더욱더 상세히 설명한다.

전술한 바와 같이, Ni기 합금에 있어서는, 제2 상으로서 γ' 상(감마 프라임 상)이 석출 입자로서 존재한다. 이 제2 상 입자에 의한 석출 강화 효과가 Ni기 합금의 강도 향상, 특히 고온 크리프 강도의 향상에 기여한다. 따라서 Ni기 합금의 설계에 있어서는 강도 이외의 특성을 저해하지 않는 정도로 적절한 양의 γ' 상을 석출시키도록 그 γ' 상을 생성하는 첨가 원소(Al을 주체로 하고 그 외 Ti나 Ta 등)의 첨가량을 적절히 설정하는 것이 통상이다. 그러나 γ' 상의 석출 입자에 의한 강화에는 γ' 상 구성 원소의 절대적인 양뿐만 아니라, γ' 상 석출 입자의 형상도 크게 영향을 끼치는 것을 알아냈다.

즉, γ' 상 석출 입자의 형상은 구형(단면 형상으로서 원형)의 것으로부터 방형상, 다각형상, 편평 형상, 또는 그들의 중간적 형상 등 여러 가지의 형상으로 된다. γ' 상의 석출 형상에는, 매트릭스인 γ 상의 결정의 격자 정수와 석출 입자인 γ' 상의 결정의 격자 정수와의 차이가 큰 영향을 끼친다. 즉, γ 상의 결정의 격자 정수와 γ' 상의 결정의 격자 정수와의 차이가 작을수록 γ' 상 석출 입자의 형상이 진구체(眞球體)에 가까운 형상(따라서 단면 형상으로서는 진원(眞円)에 가까운 형상)으로 된다. 그 차이가 클수록 진구체상으로부터 벗어나서 방형이나 다각형상, 편평상으로 된다. γ' 상의 격자 정수로부터 γ 상의 격자 정수를 뺀 값을, 양자의 평균으로 나눈 값을 γ' 상 석출 입자의 형상을 나타내는 지표(제2 상 형상 지표)로서 이용할 수 있다. 여기서, γ' 상 석출 입자의 형상은 매트릭스인 γ 상과 γ' 상 석출 입자와의 접촉 계면의 상황(예를 들어, 매끄러운지, 각형인지, 또한 계면에 요철이 있는지 없는지 등)을 좌우한다. 그 접촉 계면의 상황이 Ni기 합금에 있어서의 고온 크리프 시의 균열 발생 상황이나 균열 진전 상황에 영향을 끼치고, 결과적으로 고온 크리프 강도에 영향을 끼친다고 생각된다.

여기서, 매트릭스의 γ 상은 Ni에 합금 원소의 일부(W, Mo, Re 등, 그 외에 Cr이나 Co 등의 일부)가 고용한 상이다. 한편, 석출 입자의 γ' 상은 Ni₃Al 상을 주체로 하고, 그 외에 Ti나 Ta가 복합한 상이다. 그 때문에, 매트릭스인 γ 상의 결정의 격자 정수와 석출 입자인 γ' 상의 결정의 격자 정수는 이들 원소의 첨가량에 의해 변화한다. 또한, 원소의 종류에 의해 격자 정수에 주는 영향도 다르다. 따라서 γ' 상의 석출 형상에도 첨가 원소의 종류 및 첨가량이 영향을 끼치게 된다. 환언하면, 첨가 원소의 종류, 첨가량에 의해 상기의 γ' 상의 석출 형상에 관한 전술의 제2 상 형상 지표도 변화하고, 강도, 특히 고온 크리프 강도에 영향을 끼치는 것을 알아냈다.

그래서 본 발명자 등이 본 발명에서 규정하는 성분 조성 범위 내에서, 각 첨가 원소가 γ 상의 결정의 격자 정수와 γ' 상의 결정의 격자 정수에 끼치는 영향의 정도, 나아가서는 상기의 γ' 상의 석출 형상에 관한 제2 상 형상 지표의 값에 끼치는 영향의 정도와 고온 크리프 강도와의 관계를 상세히 조사, 정리했다. 그 결과, 상기 (1)식으로 규정되는 P1의 값을 제2 상 형상 파라미터로 하면, 그 제2 상 형상 파라미터(P1)와 고온 크리프 강도 사이에 일정한 상관관계가 있는 것을 신규로 발견했다.

구체적으로는, 일 방향 응고에 의한 Ni기 합금 주조재의 제2 상 형상 파라미터(P1)를 다양하게 변화시켜 일반적인 고온 크리프 강도의 지표로서의 900℃ 크리프 수명과의 관계를 조사했다. 그 결과, 도 1에 나타내는 결과가 얻어졌다. 또한, 도 1에서는 종래의 일반적인 Ni기 내열 합금(일 방향 응고에 의한 주조재)의 900℃ 크리프 수명에 대한 비의 값(규격화한 값)을 종축으로서 나타내고 있다. 따라서 도 1에 있어서, 종축의 값이 1인 경우에 900℃ 크리프 수명이 종래 합금과 동일한 것을 의미하고 있다.

또한, 여기서, 도 1의 횡축의 제2 상 형상 파라미터(P1)는, γ' 상 석출 입자의 형상이 진구체인 경우에, 그 값(P1)이 0(제로)으로 된다. 진구체로부터 벗어나서 네모진 형상으로 될수록 P1의 값은 마이너스 측으로 커지는 값으로 되도록 (1)식을 정하고 있다.

도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.5 부근으로부터 -0.1 부근까지 마이너스 측으로부터 플러스 측으로 변화하는 때에, -0.5 부근으로부터 -0.3 부근까지는 크리프 수명이 길어지고 있다. 그후, -0.3 부근에서 피크로 되고, -0.3 부근을 넘으면, 반대로 크리프 수명이 짧아지는 것이 판명되었다. 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.4∼-0.24의 범위(α1) 내에서 종래의 Ni기 합금의 900℃ 크리프 수명의 1.2배 이상으로 되는 것, 따라서 종래 합금보다도 고온 크리프 강도 특성이 대폭으로 개선되는 것이 확인되었다. 그래서 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값은 -0.4∼-0.24의 범위(α1) 내가 바람직한 것으로 하고 있다.

또한, 도 1에서 명백한 바와 같이, 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.35∼-0.26의 범위(α2) 내에서는, 900℃ 크리프 수명이 종래 합금의 1.6배를 초과한다. 이와 같이 900℃ 크리프 수명이 종래 합금의 1.6배를 초과하면, 내용 온도(耐用溫度)도 종래 합금보다 30℃ 정도 이상 높아지는 것이 확인되고 있다. 그래서 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값의 보다 바람직한 범위(α2)를 -0.35∼-0.26으로 하고 있다.

또한, 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.3 부근의 피크에서는, 900℃ 크리프 수명은 종래 합금의 2.0배∼2.2배 정도로 된다.

또한, 제2 상 형상 파라미터(P1)를 정의하는 (1)식에서는, 필요에 따라 첨가되는 B, Hf, Zr의 양은 포함하고 있지 않지만, 이들 원소를 첨가하는 경우의 첨가량은 모두 미량으로, γ' 상 석출 입자의 형상에 주는 영향은 아주 조금이다. 그에 따라 900℃ 크리프 수명에 대한 영향도 아주 조금에 지나지 않는다. 그래서 (1)식에는 B, Hf, Zr의 양은 포함되어 있지 않다.

<상 안정성 파라미터(P2)>

Ni기 합금에 있어서는, 고온에서의 사용 전에는 존재하지 않았던 어느 종류의 상, 즉 TCP(Topologically Close Packed) 상이 고온 장시간 사용 시에 석출하는 현상이 발생하는 경우가 있다. 이 TCP 상은 가늘고 긴 침상(針狀) 석출물로서, 취화를 발생시키는 것이다. 따라서 TCP 상이 존재하면, Ni기 합금의 고온 강도 및 연성을 저하시키기 때문에, 유해 상이라고 말할 수 있다. 그 때문에, 고온에서 장시간 사용하는 가스 터빈 날개 등에 있어서는 유해 층(TCP 상)의 석출을 될 수 있는 한 억제하는 것이 요망된다. 그래서 이러한 유해 상의 석출을 억제하기 위한 지표로서, 상 안정성 파라미터(P2)를 하기의 (2)식로 나타내는 바와 같이, 합금 성분 조성에 따른 지표로서 정하고 있다. 이 상 안정성 파라미터(P2)에 대해 다음에 상세히 설명한다.

상기의 유해 층(TCP 상)은 Re, W 등의 강화 원소의 첨가량이 많은 경우에 석출하는 것이 알려져 있다. 그래서 본 발명자 등이 Ni기 합금의 각 합금 원소의 첨가량과 유해 층의 석출의 용이함을 다수의 실험 결과에 의한 데이터에 기초하여

중회귀 분석(重回歸分析)에 의해 정식화(定式化)했다. 그 결과, 다음의 (2)식으로 주어지는 P2의 값(상 안정성 파라미터)이 유해 층의 석출의 용이함과 상관하는 것을 발견했다.

여기서, 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 0(제로)보다 커지면, 유해 상이 석출하기 쉬워진다. 그래서 유해 상의 석출을 방지하기 위해서는 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 0 이하의 마이너스 측의 값으로 되도록 성분 조정하는 것이 요망된다. 그래서 상 안정성 파라미터(P2)의 상한치는 0으로 했다.

단, 유해 상이 석출하지 않는 범위(P2 ≤ 0)의 성분 조성이라도, 다음의 실험 결과에 나타내듯이, 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 클수록, 즉 0에 가까울수록 고온 크리프 강도가 커지는 것이 확인되고 있다.

구체적으로는, 일 방향 응고에 의한 Ni기 합금 주조재의 상 안정성 파라미터(P2)를 다양하게 변화시켜 상 안정성 파라미터(P2)와 900℃ 크리프 수명 및 유해 상의 발생 상황과의 관계를 조사했다. 그 결과, 후술하는 실시예의 표 2 중에 나타내는 결과가 얻어졌다.

표 2로부터 이해할 수 있는 바와 같이, 특히 P2의 값이 -1.0 부근보다 커지면, 900℃ 크리프 수명이 종래 합금보다도 장수명으로 된다. 단, 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 0을 초과하면, 전술한 바와 같이 유해 상이 발생하기 쉬워진다. 따라서 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 -1.0∼0 의 범위 내로 되도록 Ni기 합금의 성분 조성을 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 상 안정성 파라미터(P2)의 값이 -0.7 보다 크면, 900℃ 크리프 수명이 종래 합금보다도 길어진다. 그 때문에, -0.7∼0 의 범위 내로 되도록 Ni기 합금의 성분 조성을 조정하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상 안정성 파라미터(P2)를 정의하는 (2)식에서는 필요에 따라 첨가되는 B, Hf, Zr의 양은 포함하고 있지 않지만, 이들 원소를 첨가하는 경우의 첨가량은 모두 미량으로, 유해 상의 발생에 주는 영향은 아주 조금에 지나지 않는다. 따라서 (2)식에는 B, Hf, Zr의 양은 포함하고 있지 않다.

또한, 상기의 제2 상 형상 파라미터(P1)와 상 안정성 파라미터(P2)는 양자가 동시에 전술의 바람직한 범위(P1은 -0.4∼-0.24, P2는 -1.0∼0)를 만족시키는 것, 더구나 동시에 보다 바람직한 범위(P1 은 -0.35∼-0.26, P2 는 -0.7∼0)를 만족시키는 것이 가장 바람직하다. 그러나 본 발명에서 규정하는 성분 조성 범위 내라면, 일방의 파라미터만이 전술의 바람직한 범위 또는 보다 바람직한 범위를 벗어나는 것도 허용된다.

<제조 방법>

다음에 본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재의 방법의 일례를 설명한다.

전술한 바와 같은 성분 조성으로 조정된 합금의 용탕(溶湯)을 상법(常法)에 따라 용제하고, 일 방향 응고에 의해 주조하여 주조재로 한다. 일 방향 응고에 의한 주조법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 부재의 형상, 크기 등에 따라 적당히 선택하면 좋다. 얻어진 주조재에 대해서는 적당히 면삭(面削) 등을 실시하고 나서 용체화 열처리(가열-냉각)를 실시하고, 추가로 안정화 열처리를 실시한 후, 시효 처리를 실시한다.

용체화 열처리에서는 1180∼1320℃의 범위 내의 온도로 가열하여 냉각한다. 용체화 열처리 온도가 1180℃ 미만에서는, 충분한 용체화의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 1320℃를 초과하면, 입계부 등의 국소적으로 융점이 낮은 개소(箇所)가 융해하여 공극(void)이 발생할 가능성이 있다. 또한, 용체화 처리의 가열 온도는 상기의 범위 내에서도 특히 1230∼1300℃의 범위 내가 바람직하다. 또한, 용체화 처리에 있어서의 가열 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정하지 않지만, 통상은 2시간 이상으로 한다. 또한, 가열 후의 냉각 속도는 50∼250℃/분 정도로 하는 것이 바람직하다. 게다가, 냉각은 900℃ 정도 이하까지 행하는 것이 바람직하다.

안정화 열처리는 1050∼1150℃의 범위 내의 온도로 가열하여 행한다. 이 안정화 처리는 γ' 상의 형상을 정돈하고, 석출 강화 효과를 최대한으로 발휘시키기 위해 행하는 것이다. 그러나 안정화 열처리 온도가 1050℃ 미만에서는, 안정화의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 1150℃를 초과하면, γ' 상이 조대화(粗大化)하여, 석출 강화 효과가 저하할 가능성이 있다. 또한, 안정화 열처리 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정하지 않지만, 통상은 2∼5시간 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 시효 열처리는 800∼900℃의 범위 내의 온도에서 4시간 이상 가열하는 조건으로 한다. 가열 온도가 800℃ 미만, 또는 가열 유지 시간이 4시간 미만에서는 시효 석출에 의한 강도 향상을 기대할 수 없다. 한편, 가열 온도가 900℃를 초과하면, γ' 상이 조대화하여, 석출 강화 효과가 저하할 가능성이 있다. 또한, 가열 유지 시간의 상한은 특별히 정하고 있지 않지만, 30시간을 초과해도 시효에 의한 석출 강화의 그 이상의 증대는 예상할 수 없고, 생산성을 저해할 뿐이다.

<터빈 날개에의 적용>

본 발명의 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 기본적으로는 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도와 높은 비강도가 요구되는 용도에 아주 알맞게 적용할 수 있다. Ni기 고강도 내열 합금 부재는 일 방향 응고에 의한 주조재로서, 대형 가스 터빈 날개에 적용한 경우에, 뛰어난 성능을 발휘할 수 있다. 대형 가스 터빈 날개에 적용하는 경우도 전술의 제조 방법의 항에 기재한 방법으로 하여 제조하면 좋다.

실시예

이하에 본 발명의 실시예를 비교예와 함께 기재한다.

표 1의 A1∼A34 에 나타내는 각 성분 조성의 합금을 상법에 따라 용제하고, 일 방향 응고에 의해, 치수가 직경 약 40 mm, 길이가 약 300 mm인 원주상 주조재를 얻었다. 그 주조재의 표면을 면삭하고 나서 1280∼1320℃×5시간의 조건으로 용체화 처리를 실시하고, 약 200℃/분의 냉각 속도로 500℃까지 냉각했다. 계속해서, 안정화 처리로서 1100℃×4시간의 가열을 행했다. 또한, 870℃×20시간의 조건으로 시효 처리를 실시했다.

얻어진 부재에 대해, JISZ2272의 고온 크리프 시험법에 준거하여 900℃ 크리프 시험을 행했다.

상기의 900℃ 크리프 시험에 의해 얻어진, A1∼A34 의 각 합금에 대해서의 파단에 이르기까지의 900℃ 크리프 수명비(종래 합금의 900℃ 크리프 수명에 대한 비)의 값과 A1∼A34 의 각 합금에 대해서의 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값, 및 상 안정성 파라미터(P2)의 값, 밀도의 값, 유해 층 석출의 유무를 표 2에 나타낸다.

부호	성분( 질량% )： 잔부 Ni 및 불가피적 불순물												비고
부호	Co	Cr	Mo	W	Al	Ti	Ta	Re	C	Hf	B	Zr	비고
A1	8.1	8.1	0.5	4.0	6.2	2.1	1.0	1.4	0.10	0.1	0.015	0.009	비 교 예
A2	8.2	8.2	0.5	4.1	5.7	2.1	1.0	1.5	0.10	0.1	0.015	0.016
A3	8.2	8.2	0.5	4.0	5.7	3.0	1.0	1.5	0.09	0.1	0.015	0.016
A4	8.0	8.0	0.5	4.0	5.0	4.1	1.0	1.5	0.10	0.1	0.015	0.011
A5	8.0	8.0	0.4	4.0	6.1	3.1	1.0	1.5	0.11	0.1	0.014	0.015
A6	8.1	8.0	0.5	4.1	5.0	3.0	5.1	1.5	0.10	0.1	0.014	0.014
A7	8.1	7.8	4.5	4.0	7.1	1.0	2.0	1.6	0.08	0.1	0.015	0.015
A8	8.1	7.9	4.4	4.1	7.4	0.5	2.0	1.5	0.10	0.1	0.014	0.016
A9	8.1	8.1	5.0	2.0	6.2	3.0	2.1	0.0	0.09	0.1	0.015	0.014
A10	8.2	8.1	4.6	3.0	7.2	1.0	2.0	0.5	0.10	0.1	0.000	0.014
A11	8.0	8.1	2.0	4.0	7.2	2.0	2.0	1.5	0.10	0.1	0.014	0.015	본 발 명 예
A12	8.2	7.9	3.0	4.0	7.2	1.0	2.0	1.6	0.10	0.1	0.014	0.015
A13	8.0	8.0	3.0	4.0	7.1	1.0	2.0	1.6	0.08	0.1	0.014	0.018
A14	8.0	8.1	2.0	4.0	7.2	2.1	2.0	1.5	0.10	0.0	0.000	0.000
A15	8.0	8.0	2.8	4.0	6.2	3.0	2.0	0.5	0.10	0.1	0.015	0.015
A16	8.1	8.0	2.0	4.1	6.7	2.0	2.0	1.5	0.08	0.1	0.014	0.013
A17	11.9	7.8	0.5	4.0	6.6	3.0	2.0	1.5	0.11	0.1	0.011	0.014
A18	8.0	8.1	1.8	4.0	6.3	2.8	1.9	1.5	0.10	0.1	0.013	0.017
A19	8.0	7.7	0.5	4.1	7.2	2.1	2.0	1.5	0.09	0.1	0.012	0.015
A20	8.1	8.0	2.0	4.0	6.3	2.5	2.0	1.5	0.10	0.1	0.014	0.011
A21	8.0	6.4	2.4	5.8	6.3	1.6	4.0	0.0	0.13	0.1	0.014	0.014
A22	8.0	6.5	2.0	4.0	6.3	2.5	2.0	1.5	0.10	0.1	0.015	0.012
A23	8.0	7.5	1.5	4.0	6.3	2.5	2.0	1.5	0.09	0.1	0.015	0.011
A24	10.0	7.6	1.4	3.5	6.4	2.5	2.0	1.4	0.12	0.1	0.015	0.011
A25	8.0	5.4	2.0	5.0	5.8	2.5	3.0	1.5	0.10	0.1	0.014	0.011
A26	8.0	6.5	2.0	4.0	6.3	2.0	3.5	1.5	0.11	0.1	0.014	0.013
A27	8.0	6.5	1.5	4.9	6.3	2.5	2.0	1.5	0.10	0.1	0.014	0.009
A28	8.0	7.5	1.5	4.0	6.3	2.0	3.5	1.5	0.11	0.1	0.014	0.011
A29	8.0	6.5	2.0	4.0	6.2	1.6	4.5	1.5	0.10	0.1	0.014	0.009
A30	8.0	6.5	1.8	4.0	6.3	1.8	3.5	1.5	0.10	0.1	0.014	0.011
A31	8.0	6.5	2.0	4.0	6.3	2.0	3.5	1.5	0.11	0.0	0.000	0.000
A32	8.0	7.5	1.5	4.0	6.3	1.8	3.6	1.5	0.10	0.1	0.000	0.000
A33	8.0	6.5	2.0	4.0	6.3	2.0	3.5	1.5	0.10	0.0	0.015	0.000
A34	8.0	7.5	1.5	3.8	6.3	2.0	3.5	1.5	0.09	0.0	0.000	0.011

부호	형상 파라미터 P1	상 안정성 파라미터 P2	밀도 (g/㎤)	900℃ 크리프 수명비	유해 상 유무	비고
A1	-0.17	-2.03	8.2	0.18	없음	비 교 예
A2	-0.13	-3.00	8.3	0.04	없음
A3	-0.19	-1.38	8.2	0.28	없음
A4	-0.18	-1.09	8.3	0.19	없음
A5	-0.23	-0.57	8.1	0.65	없음
A6	-0.16	-0.35	8.4	0.38	없음
A7	-0.51	1.05	8.2	0.68	있음
A8	-0.50	0.72	8.2	0.59	있음
A9	-0.43	1.60	8.1	0.78	있음
A10	-0.44	0.51	8.1	0.53	있음
A11	-0.41	1.57	8.1	1.08	있음	본 발 명 예
A12	-0.42	0.33	8.2	1.10	있음
A13	-0.40	0.23	8.2	1.19	있음
A14	-0.42	1.75	8.1	1.01	있음
A15	-0.36	1.26	8.2	1.43	있음
A16	-0.35	0.57	8.2	1.34	있음
A17	-0.31	1.21	8.1	1.66	있음
A18	-0.35	0.84	8.2	1.78	있음
A19	-0.31	0.77	8.1	1.61	있음
A20	-0.34	0.45	8.2	1.62	있음
A21	-0.26	-0.14	8.1	1.74	없음
A22	-0.31	-0.22	8.2	2.17	없음
A23	-0.29	-0.03	8.2	1.78	없음
A24	-0.29	-0.12	8.2	1.61	없음
A25	-0.26	-0.67	8.3	1.99	없음
A26	-0.29	-0.19	8.3	1.92	없음
A27	-0.30	-0.08	8.3	2.06	없음
A28	-0.28	-0.05	8.3	1.86	없음
A29	-0.26	-0.43	8.3	1.94	없음
A30	-0.26	-0.62	8.3	1.62	없음
A31	-0.29	-0.19	8.3	1.80	없음
A32	-0.26	-0.29	8.3	1.69	없음
A33	-0.29	-0.14	8.3	1.74	없음
A34	-0.27	-0.05	8.3	1.66	없음

A1∼A10의 예는, 모두 성분 조성이 본 발명의 범위 외의 비교예이다. 이들 예는 900℃ 크리프 수명이 종래 합금보다도 뒤지고 있었다. 또한, 이들 A1∼A10의 예에서는 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값도 본 발명의 바람직한 범위(-0.4∼-0.24)를 벗어나 있다. 또한, 이들 A1∼A10의 예 중 상 안정성 파라미터(P2)가 0을 초과하는 예(A7∼A10)에서는 유해 층의 발생이 인지(認知)되었다.

한편, A11∼A34의 예는, 모두 성분 조성이 본 발명의 범위 내의 본 발명 예이다. 이들 본 발명 예에서는, 900℃ 크리프 수명이 종래 합금 이상으로 된다. 이들 본 발명 예에서는, 제2 상 형상 파라미터(P1)가 도 1의 범위(α3) 내이다. 또한, 이들 A11∼A34의 예 중 A15∼A34의 본 발명 예는 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값도 본 발명의 바람직한 범위 내(-0.4∼-0.24)이다. A15∼A34의 본 발명 예는, 900℃ 크리프 수명비가 종래 합금의 1.2배 이상으로 되어 있었다. 또한, 이들 A15∼A34의 예 중 A17∼A34의 본 발명 예는 제2 상 형상 파라미터(P1)의 값이 본 발명의 보다 바람직한 범위 내(-0.35∼-0.26)이다. A17∼A34의 본 발명 예는, 900℃ 크리프 수명비가 종래 합금의 1.6배 이상으로 되어 있었다. 또한, A11∼A34의 예 중 A21∼A34의 본 발명 예는 상 안정성 파라미터(P2)도 본 발명의 바람직한 범위 내(-1.0∼0)이다. A21∼A34의 본 발명 예에서는 유해 층의 발생은 인지되지 않았다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시형태, 실시예에 대해 설명했지만, 이들 실시형태, 실시예는 어디까지나 본 발명의 요지의 범위 내의 하나의 예에 지나지 않으며, 본 발명의 요지로부터 일탈하지 않는 범위 내에서 구성의 부가, 생략, 치환 및 기타의 변경이 가능하다. 즉, 본 발명은 전술한 설명에 의해 한정되는 것은 아니며, 첨부한 특허청구의 범위에 의해서만 한정되고, 그 범위 내에서 적당히 변경 가능한 것은 물론이다.

산업상 이용 가능성

상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 고온 강도, 특히 고온 크리프 강도가 높다. 더구나, 상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 저밀도라고 하더라도 높은 고온 크리프 강도가 얻어진다(즉, 비강도가 높다). 또한, 상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재는 내산화성 등의 특성도 뛰어나다.

Claims

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질량%로
Co: 5∼12%,
Cr: 5∼12%,
Mo: 0.5∼3.0%,
W: 3.0∼6.0%,
Al: 5.5∼7.2%,
Ti: 1.0∼3.0%,
Ta: 1.5∼6.0%,
Re: 0∼2.0%,
C: 0.01∼0.20%
를 함유하고, 잔부가 Ni 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Ni기 합금에 의해 구성되며, 밀도가 8.5 g/㎤ 미만인 것을 특징으로 하고,
상기 Ni기 합금이,
각 성분의 함유량(질량%)에 의해 하기의 (1)식에 의해 정의되는 P1을 제2 상 형상 파라미터로 하고, 그 제2 상 형상 파라미터(P1)가 -0.4∼-0.24의 범위 내로 되도록 각 성분의 함유량을 정한 것임을 특징으로 하는 Ni기 합금을 이용하고, 그 Ni기 합금의 일 방향 응고에 의한 주조재에 대해, 용체화 열처리로서 1180∼1320℃의 범위 내의 온도로 가열하여, 50~250℃/분의 냉각 속도로 900℃ 이하까지 냉각하고, 계속해서 안정화 열처리로서 1050∼1150℃의 범위 내의 온도로 가열하여 냉각한 후, 시효 열처리로서 800∼900℃의 범위 내의 온도로 4시간 이상 가열하는 것을 특징으로 하는, Ni기 고강도 내열 합금 부재의 제조 방법.
P1=1.2-0.0036×[%Co]-0.023×[%Cr]-0.072×[%Mo]-0.029×[%W]-0.12×[%Al]-0.072×[%Ti]-0.014×[%Ta]-0.06×[%Re]-0.13×[%C]……(1)
제11항에 있어서,
상기 Ni기 고강도 내열 합금 부재가 가스 터빈 날개인, Ni기 고강도 내열 합금 부재의 제조 방법.
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