KR102095463B1 - 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법 - Google Patents

우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법 Download PDF

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    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Abstract

본 발명은, (a) 40.0 내지 42.0 원자%의 알루미늄(Al); 5.0 내지 7.0 원자%의 니오븀(Nb); 3.0 내지 5.0 원자%의 바나듐(V); 1.0 내지 3.0 원자%의 철(Fe); 0.2 내지 0.4 원자%의 규소(Si); 0.1 내지 0.3 원자%의 붕소(B); 0 원자% 초과 0.2 원자% 이하의 탄소(C); 티타늄(Ti) 잔부; 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법에 대한 것으로서, 본 발명에 따른 신규한 TiAl계 합금은 기존 TiAl계 합금에 비해 현저히 향상된 고온 성형성을 가져 고온 엔진 부품 등의 TiAl계 합금 부재의 제조 공정을 대폭 간소화하고 제조 비용을 크게 절감시킬 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 상기 TiAl계 합금을 이용한 부재의 제조방법에 의하면, 상기 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금을 이용해 손쉽게 성형 공정을 실시한 후 최적화된 열처리를 수행해 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 TiAl계 합금 부재를 제조할 수 있다.

Description

우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법{TiAl-BASED ALLOY HAVING EXCELLENT HIGH-TEMPERATURE FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING TiAl-BASED ALLOY MEMBER USING THE SAME}
본 발명은 TiAl계 합금의 제조방법에 대한 것으로서, 보다 상세하게는, 종래 기술에 비해 열간 성형성이 향상된 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법에 대한 것이다.
TiAl 합금은 고온에서의 산화에 대한 저항성이 매우 우수하여 항공기 엔진 블레이드 등에 사용되어 오던 Ni기 초합금과 같은 기존 고온 소재를 대체 가능한 소재로 주목 받고 있다.
이러한 고온 엔진 부품용 TiAl 합금은 주로 정밀주조(Investment Casting) 방식을 통해 제조되고 있는데, 상기 정밀주조 방식은 생산 비용이 높아 최근에는 제조 공정을 간소화하고 원가를 절감하기 위해 TiAl 합금을 단조(Wrought Process)하여 부품을 제작하는 경향이 늘어나고 있으며, 그에 따라 소성 가공성, 특히 고온 성형성이 우수한 TiAl 합금에 대한 연구가 주목받고 있다.
이와 관련해, TiAl 합금 중에서도 β 안정화 원소(Mo, Mn, Nb, V, W, Cr, Fe 등)를 첨가한 Beta Gamma 합금은 β 안정화 원소를 첨가하지 않은 γ-TiAl 합금에 비해 고온 성형성이 우수할 뿐만 아니라 상온 연성 및 내산화성도 개선되어 최근 새로운 조성의 Beta Gamma 합금에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있다.
한국등록특허 제10-0644880호 (등록일 : 2006.11.03.) 일본공개특허 제2015-205325호 (공개일 : 2015.11.19.) 일본등록특허 제5492982호 (등록일 : 2014.03.07.)
. F. Appel and R. Wagner, "Microstructure and Deformation of Two-Phase Gamma-Titanium Aluminides," Materials Science and Engineering, Vol. R22, pp. 187-268, 1998. T. Carneiro, Y-W. Kim, Evaluation of ingots and alpha-extrusions of gamma alloys based on Ti-45Al-6Nb, Intermetallics 13, pp. 1000-1007, 2005. Y. Chen, H. Niu, F. Kong, S. Xiao, Microstructure and fracture toughness of a β phase containing TiAl alloy, Intermetallics 19, pp. 1405-1410, 2011.
본 발명은 고온 성형성이 향상되어 고온 소재로서의 활용성을 보다 높일 수 있는 신규한 TiAl계 합금 및 이를 이용해 우수한 기계적 특성을 가지는 TiAl계 합금 부재를 제조하는 방법의 제공을 그 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위해 본 발명은, (a) 40.0 내지 42.0 원자%의 알루미늄(Al); 5.0 내지 7.0 원자%의 니오븀(Nb); 3.0 내지 5.0 원자%의 바나듐(V); 1.0 내지 3.0 원자%의 철(Fe); 0.2 내지 0.4 원자%의 규소(Si); 0.1 내지 0.3 원자%의 붕소(B); 0 원자% 초과 0.2 원자% 이하의 탄소(C); 티타늄(Ti) 잔부; 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금을 제안한다.
상기 TiAl계 합금은 40.0 내지 42.0 원자%의 알루미늄(Al)을 포함해 높은 강도를 나타내며, 5.0 내지 7.0 원자% Nb을 포함하여 내산화성이 높으며, 1.0 내지 3.0 원자%의 철(Fe)을 포함하여 충분한 연성을 가진다.
또한, 규소(Si), 붕소(B) 및 탄소(C)를 각각 상기와 같이 미량으로 포함해 향상된 기계적 물성을 가진다. 특히, 규소(Si) 및 탄소(C)를 포함해 Ti3AlC (P-type), Ti2AlC (H-type) 또는 Ti5Si3 (T-type)의 석출물이 형성되며, 그 중에서도 Ti2AlC (Htype)과 Ti5Si3 (T-type)은 α2 상에서 초기상이 형성되어 고온 크립 강도를 향상시킨다. 또한, 붕소(B)는 붕소화물 생성을 통해 결정립 미세화 및 고온 강도 증가에 기여한다.
상기 본 발명에 따른 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금은 전술한 조성을 가짐으로써 열간 성형성은 크게 향상되지만, 이에 반해 감소된 크리프 저항성을 가질 우려가 있다.
이에, 본 발명은 상기 TiAl계 합금을 이용한 각종 부재의 제조방법으로서, 상기 TiAl계 합금을 이용해 손쉽게 성형 공정을 실시한 후 최적화된 열처리를 수행해 크리프 특성이 향상된 TiAl계 합금 부재를 제조하는 방법도 제안한다.
구체적으로, 상기 TiAl계 합금 부재의 제조방법은, (a) 40.0 내지 42.0 원자%의 알루미늄(Al); 5.0 내지 7.0 원자%의 니오븀(Nb); 3.0 내지 5.0 원자%의 바나듐(V); 1.0 내지 3.0 원자%의 철(Fe); 0.2 내지 0.4 원자%의 규소(Si); 0.1 내지 0.3 원자%의 붕소(B); 0 원자% 초과 0.2 원자% 이하의 탄소(C); 티타늄(Ti) 잔부; 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 제조하는 단계; (b) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 α상 천이온도(α-transus temperature, Tα) 초과 β상 천이온도(β-transus temperature, Tβ) 미만의 온도까지 가열한 후 일정 시간 유지하는 단계; (c) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을을 Tα까지 노냉(furnace cooling)하는 단계; 및 (d) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 상온까지 공냉(air cooling)하는 단계를 포함해 이루어질 수 있다.
상기 단계 (a)에서는 상기 조성을 가지는 TiAl계 합금을 이용해 열간 성형을 수행하는 단계로서, 열간 단조 등 공지의 열간 성형법에 따라 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 제조한다.
다음으로, 상기 단계 (b)에서는, 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을, γ상에서 α상으로 상변태하는 온도인 α상 천이온도(Tα)보다 높고 α상에서 β상으로 상변태하는 온도인 β상 천이온도(β-transus temperature, Tβ)보다 낮은 온도까지 가열한 후 일정 시간 유지한다.
본 단계에서는 상기 TiAl계 합금 성형품을 특정 온도구간에서 열처리를 행함으로써 합금에 결정립 성장을 유도해 α-구역의 재결정화를 유도함에 따라, 상온에서 합금의 기계적 강도를 낮추는 취약한 β상 결정립계의 면적을 줄이고, α2상(Ti3Al) 및 γ상(TiAl)이 미세하게 분산된 조직을 갖는 TiAl계 합금 성형품을 얻을 수 있다.
바람직하게는, 본 단계에서는 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 α-구역 재결정화를 유도하는 온도(Tα) 이상인 1300 내지 1340 ℃의 온도로 30 분 내지 240 분 동안 열처리시킴에 따라, 합금 내에 각종 원소를 충분히 용해시켜 합금 조직을 균질화 처리하고 합금 조직내 불연속적인 석출과정을 유도하여, 후술할 단계에서 재결정화를 유도함에 따라 α2 및 γ상의 이중 라멜라 조직(α2+γ)의 합금을 형성시킬 수 있다.
다음으로, 상기 단계 (c) 및 단계 (d)에서는 상기와 같이 열처리한 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 α상에서 γ상으로 상변태되는 온도인 Tα를 기준으로 냉각 속도를 달리해 냉각시킴으로써 TiAl계 합금 조직 내에 불연속적인 석출과정에 의해 형성된 석출물을 재결정화하여, 알파(α2) 및 감마(γ)상의 이중 라멜라 조직(lamellar)이 형성되어 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 TiAl계 합금으로 이루어진 부재를 형성시킬 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 단계 (c)에서는 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 상기 단계 (b)의 열처리 온도부터 Tα까지 0.5 내지 5 ℃/분의 냉각속도로 노냉하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 단계 (d)에서는 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 Tα부터 상온까지 공냉(air cooling)하는 것을 특징으로 한다. 이때, 상기 공냉 방법은 통상적인 공냉 방식은 물론 FOS(Furnace Open & Shutdown) 방식으로 수행해도 무방하다.
본 발명에 따른 신규한 TiAl계 합금은 기존 TiAl계 합금에 비해 현저히 향상된 고온 성형성을 가져 고온 엔진 부품 등의 TiAl계 합금 부재의 제조 공정을 대폭 간소화하고 제조 비용을 크게 절감시킬 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 상기 TiAl계 합금을 이용한 부재의 제조방법에 의하면, 상기 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금을 이용해 손쉽게 성형 공정을 실시한 후 최적화된 열처리를 수행해 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 TiAl계 합금 부재를 제조할 수 있다.
도 1(a)는 본원 실시예에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 변형 온도에 따른 압축응력-변형률 거동을 보여주는 그래프이며, 도 1(b)는 본원 실시예에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 변형 온도에 따른 최대 유동응력(peak stress)-변형률 거동을 보여주는 그래프이다.
도 2는 본원 실시예 1 및 2와 비교예 1 내지 5에 따라 TiAl계 합금 제조시 수행된 각각의 열처리 공정의 열처리 프로파일이다.
도 3은 비교예 1에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 4(a) 및 도 4(b)는 각각 비교예 2 및 실시예 1에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 5(a) 및 도 5(b)는 각각 실시예 1 및 실시예 2에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 6(a) 내지 도 6(c)는 각각 비교예 3 내지 5에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 광학현미경 사진이다.
본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다.
본 발명의 개념에 따른 실시예는 다양한 변경을 가할 수 있고 여러 가지 형태를 가질 수 있으므로 특정 실시예들을 도면에 예시하고 본 명세서 또는 출원에 상세하게 설명하고자 한다. 그러나 이는 본 발명의 개념에 따른 실시 예를 특정한 개시 형태에 대해 한정하려는 것이 아니며, 본 발명의 사상 및 기술 범위에 포함되는 모든 변경, 균등물 내지 대체물을 포함하는 것으로 이해되어야 한다.
본 명세서에서 사용한 용어는 단지 특정한 실시예를 설명하기 위해 사용된 것으로, 본 발명을 한정하려는 의도가 아니다. 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다. 본 명세서에서, "포함하다" 또는 "가지다" 등의 용어는 설시된 특징, 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부분품 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 지정하려는 것이지, 하나 또는 그 이상의 다른 특징들이나 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부분품 또는 이들을 조합한 것들의 존재 또는 부가 가능성을 미리 배제하지 않는 것으로 이해되어야 한다.
이하, 본 발명을 실시예를 들어 더욱 상세히 설명하도록 한다.
제시된 실시예는 본 발명의 구체적인 예시일 뿐이며, 본 발명의 범위를 제한하기 위한 것은 아니다.
<실시예>
42 원자%의 알루미늄(Al), 6 원자%의 니오븀(Nb), 4 원자%의 바나듐(V), 1 원자%의 철(Fe), 0.3 원자%의 규소(Si), 0.2 원자%의 붕소(B), 0.1 원자%의 탄소(C) 및 티타늄(Ti) 잔부를 포함하는 합금의 제조를 위해, 합금의 원료를 Induction Skull Melting(ISM)에 의해 용해하고, 정밀주조법을 이용하여 직경 5/8", 길이 8"의 봉상형태의 잉곳을 제조한 후, 1185℃에서 172 MPa으로 4시간 동안 열간 정수압 프레스(Hot Isostatic Press, HIP) 처리를 실시해 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-3Si-0.1C 합금을 제조하였다.
상기와 같이 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-3Si-0.1C 합금의 고온 변형 거동을 평가하기 위하여, 고온 압축 시험(그리블(Gleeble) 테스트)을 수행하였다. 이를 위해, 상기 합금을 고온 압축 시험에서 통상적으로 사용되는 형태의 직경 8mm 및 높이 12mm의 시편으로 가공해 1100 내지 1300℃까지 50℃ 간격으로 변형률 속도는 0.001/s 부터 10.0/s 까지 실시하였다. 또한, 목표 온도 도달 후 5 내지 10분을 유지하도록 설정해 시험하였다.
도 1(a)는 본원 실시예에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 온도에 따른 응력-변형률 거동을 보여주는 그리블(Gleeble) 테스트 결과로서, 변형 온도가 동일할 경우 변형률 속도가 빠를수록 유동응력 값이 증가하는 것으로 확인되었으며, 또한 유동응력은 온도가 높고, 변형률 속도가 느릴수록 감소하는 경향을 나타내었다.
또한, 도 1(b)는 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 변형 온도에 따른 최대 유동응력(peak stress)-변형률 거동을 보여주는 그래프로서, 이를 참조하면 최대 유동응력은 변형 온도가 높아지고, 변형률 속도가 증가할수록 감소하는 것으로 나타났다.
상기 도 1(a) 및 도 1(b)에 도시된 고온 변형 거동에 의하면, 본 발명에 따른 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금은 고온 성형성이 우수한 것으로 확인되었다.
다음으로, 상기 합금에 대한 DSC(Differential Scanning Calorimetry) 분석을 통해 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-3Si-0.1C 합금의 Tα(1290℃) 및 기타 상변태 온도를 확인하고 고온(1100, 1150, 1200, 1250, 1300, 1350, 1400 및 1450℃)에서 고용화 열처리를 실시한 후 수냉(Water Quenching, WC)한 후 XRD(X-Ray Diffraction) 분석 및 SEM(Scanning Electron Microscope)을 이용하여 상을 분석하였다. 그 결과, 수냉한 합금 미세조직 중 1100~1250℃에서 결정립계에서 β 상이 분산되어 있고 1250℃에서 Si-rich 미세조직을 확인하였다. 그리고 1100~1150 ℃에서 α2+β+γ, 1200~1250℃에서 α+β+γ, 1300~1400℃에서 α+β, 1450℃에서 β로 확인되었다. 따라서 TiAl-6Nb-4V-1Fe-0.2B-3Si-0.1C 합금의 상변태 경로는 α2+β+γ→α+β+γ→α+β→β 로 추정하였다.
상기로부터 도출된 Tα(1290℃) 등에 기초해 도 2에 도시한 열처리 프로파일에 따라 1320 ℃로 합금을 가열하여 2시간 동안 유지한 후 냉각 경로를 달리해 열처리된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.3Si-0.2B-0.1C을 제조하였다(실시예 1 및 2, 비교예 1 내지 5).
즉, 실시예 1에서는 Tα(1290℃) 까지 3 ℃/분의 냉각속도로 노냉한 후 Tα부터 상온까지 공냉하였으며, 실시예 2에서는 Tα(1290℃) 까지 3 ℃/분의 냉각속도로 노냉한 후 Tα부터 상온까지 FOS(Furnace Open & Shutdown) 방식으로 공냉하였다.
또한, 비교예 1에서는 1320 ℃에서 상온까지 공냉하였고, 비교예 2에서는 1320 ℃에서 상온까지 15 ℃/분의 냉각속도로 노냉하였다.
또한, 비교예 3에서는 Tα(1290℃) 까지 3 ℃/분의 냉각속도로 노냉한 후 Tα부터 Tα2(1155℃)까지 19 ℃/분의 냉각속도로 노냉하고, Tα부터 상온까지 수냉하였으며, 비교예 4에서는 Tα(1290℃) 까지 3 ℃/분의 냉각속도로 노냉한 후 Tα부터 Tα2(1155℃)까지 19 ℃/분의 냉각속도로 노냉하고, Tα2부터 상온까지 공냉하였으며, 비교예 5에서는 Tα(1290℃) 까지 3 ℃/분의 냉각속도로 노냉한 후 Tα부터 Tα2(1155℃)까지 19 ℃/분의 냉각속도로 노냉하고, Tα2부터 상온까지 공냉하였다.
도 3은 비교예 1에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 광학현미경 사진으로서, 이에 따르면 주조(as-cast) 상태 그대로의 미세조직을 나타내는 것으로 확인되었다.
반면, 도 4를 참조하면 비교예 2(도 4(a)) 및 본원 실시예 1(도 4(b))에서 제조된 합금은 부분적으로 완전 라멜라(FL) 미세조직을 나타낸다는 점에서 공통되지만, 본원 실시예 1에서 제조된 합금이 비교예 2에서 제조된 비해 β상의 분율이 현저히 적음을 알 수 있다.
도 5(a) 및 도 5(b)는 각각 실시예 1 및 실시예 2에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진으로서, FOS(Furnace Open & Shutdown) 방식으로 공냉을 수행할 경우, 콜로니 경계(CB)에 있는 바늘 모양(needle-like)의 비드만스테튼(Widmanstatten) 조직의 β+γ 상이 보다 완만한 형태로 변화됨을 확인할 수 있었다.
도 6(a) 내지 도 6(c)는 각각 비교예 3 내지 5에서 제조된 Ti-42Al-6Nb-4V-1Fe-0.2B-0.3Si-0.1C 합금의 미세구조를 보여주는 광학현미경 사진으로서, 이에 따르면 비교예 3 내지 5에서 제조된 합금 모두 주조(as-cast) 상태 그대로의 미세조직을 나타내는 것으로 확인되었다.
즉, Tα와 Tα2 사이의 α+β+γ 구간에서 노냉 이하의 냉각속도로 냉각이 이루어질 경우에는 Tα2 이하에서 어떤 방식으로 냉각이 이루어지더라도 완전 라멜라(FL) 조직은 전혀 형성할 수 없는 것으로 나타났다.
이상, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예에는 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (7)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. (a) 40.0 내지 42.0 원자%의 알루미늄(Al); 5.0 내지 7.0 원자%의 니오븀(Nb); 3.0 내지 5.0 원자%의 바나듐(V); 1.0 내지 3.0 원자%의 철(Fe); 0.2 내지 0.4 원자%의 규소(Si); 0.1 내지 0.3 원자%의 붕소(B); 0 원자% 초과 0.2 원자% 이하의 탄소(C); 티타늄(Ti) 잔부; 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 제조하는 단계;
    (b) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 α상 천이온도(α-transus temperature, Tα) 초과 β상 천이온도(β-transus temperature, Tβ) 미만의 온도까지 가열한 후 일정 시간 유지하는 단계;
    (c) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 Tα까지 노냉(furnace cooling)하는 단계; 및
    (d) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 상온까지 공냉(air cooling)하는 단계;를 포함하는 TiAl계 합금 부재의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 단계 (b)에서 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 1300 내지 1340 ℃의 온도에서 30 내지 240분 동안 유지하는 것을 특징으로 하는 TiAl계 합금 부재의 제조방법.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 단계 (c)에서 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 0.5 내지 5 ℃/분의 냉각속도로 Tα까지 노냉하는 것을 특징으로 하는 TiAl계 합금 부재의 제조방법.
  6. 제3항에 있어서,
    상기 단계 (d)에서 FOS(Furnace Open & Shutdown) 방식으로 상온까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 TiAl계 합금 부재의 제조방법.
  7. 제3항에 있어서,
    (a) 42 원자%의 알루미늄(Al); 6 원자%의 니오븀(Nb); 4 원자%의 바나듐(V); 1 원자%의 철(Fe); 0.3 원자%의 규소(Si); 0.2 원자%의 붕소(B); 0.1 원자%의 탄소(C); 티타늄(Ti) 잔부; 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 제조하는 단계;
    (b) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 1320 ℃까지 가열하고 120분 동안 유지 유지하는 단계;
    (c) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 3 ℃/분의 냉각속도로 1290℃까지 노냉(furnace cooling)하는 단계; 및
    (d) 상기 TiAl계 합금으로 이루어진 열간 성형품을 상온까지 공냉(air cooling)하는 단계;를 포함하는 TiAl계 합금 부재의 제조방법.
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