KR102165364B1 - 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금 - Google Patents

철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금 Download PDF

Info

Publication number
KR102165364B1
KR102165364B1 KR1020140047896A KR20140047896A KR102165364B1 KR 102165364 B1 KR102165364 B1 KR 102165364B1 KR 1020140047896 A KR1020140047896 A KR 1020140047896A KR 20140047896 A KR20140047896 A KR 20140047896A KR 102165364 B1 KR102165364 B1 KR 102165364B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight
content
nickel
alloy
increases
Prior art date
Application number
KR1020140047896A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20140126677A (ko
Inventor
간지앙 펑
존 콘라드 쉐퍼
마이클 더글라스 아넷
Original Assignee
제너럴 일렉트릭 캄파니
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제너럴 일렉트릭 캄파니 filed Critical 제너럴 일렉트릭 캄파니
Publication of KR20140126677A publication Critical patent/KR20140126677A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102165364B1 publication Critical patent/KR102165364B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

본 발명은 니켈을 대체하여 첨가된 철을 포함하는 주조 니켈 기제 초합금에 관한 것이다. 주조 니켈-기제 초합금은 약 1 내지 6 중량%의 철, 약 7.5 내지 19.1 중량%의 코발트, 약 7 내지 22.5 중량%의 크롬, 약 1.2 내지 6.2 중량%의 알루미늄, 임의적으로 약 5 중량% 이하의 티타늄, 임의적으로 약 6.5 중량% 이하의 탄탈륨, 임의적으로 약 1 중량% 이하의 Nb, 약 2 내지 6 중량%의 W, 임의적으로 약 3 중량% 이하의 Re, 임의적으로 약 4 중량% 이하의 Mo, 약 0.05 내지 0.18 중량%의 C, 임의적으로 약 0.15 중량% 이하의 Hf, 약 0.004 내지 0.015 중량%의 B, 임의적으로 약 0.1 중량% 이하의 Zr, 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 포함한다. 상기 초합금은, 1 내지 6 중량%의 Fe를 포함하지 않은 초합금의 γ' 고용 온도의 5% 이내인 γ' 고용 온도 및 1 내지 6 중량%의 Fe를 포함하지 않은 초합금의 몰 분율의 15% 이내인 γ'의 몰 분율을 특징으로 한다.

Description

철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금{CAST NICKEL-BASED SUPERALLOY INCLUDING IRON}
본 발명은 소량의 철을 포함하는 비용-효과적인 니켈 기제 초합금에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 터빈 에어포일(turbine airfoil) 용도에서 사용되는 니켈 대신에 낮은 중량%의 철을 포함하는 주조 니켈 기제 초합금에 관한 것이다.
가스 터빈 엔진의 고온 구역(High temperature section)에 위치된 부품들은 전형적으로는 니켈-기제 초합금, 철-기제 초합금, 코발트-기제 초합금 및 이들의 조합을 비롯한 초합금으로 제조된다. 가스 터빈 엔진의 고온 구역은 연소실 구역(combustor section)과 터빈 구역(turbine section)을 포함한다. 몇몇 타입의 터빈 엔진에서, 고온 구역은 배기 구역(exhaust section)을 포함할 수 있다. 엔진의 다른 고온 구역은 다른 구역내의 부품이 다른 성질을 갖는 재료를 필요로 하는 다른 조건을 경험할 수 있다. 실제로, 동일한 구역내의 상이한 부품들은 다른 구역내의 다른 재료를 필요로 하는 다른 조건을 경험할 수 있다.
엔진의 터빈 구역내의 터빈 버킷 또는 에어포일은 터빈 휠에 부착되며 엔진의 터빈 구역에 의해 배출된 고온 연소 배기가스내에서 고속으로 회전한다. 이들 버킷 또는 에어포일은 크리프 내성/응력 파열, 강도 및 연성과 같은 기계적 특성을 유지하면서도 상승된 사용 온도에서 그들의 미세구조를 유지하는 동시에 내산화성이고 내부식성이어야 한다. 이러한 터빈 버킷은 복잡한 형상을 갖기 때문에, 비용을 감소시키기 위해서는, 그들은 복잡한 형상을 달성하기 위한 작동시간 뿐만 아니라 재료를 가공하기 위한 공정시간을 감소시키도록 주조될 수 있어야만 한다.
니켈-기제 초합금은 전형적으로 그들이 터빈 구역 환경의 요구조건을 만족시키는 원하는 특성을 제공할 수 있기 때문에 엔진의 고온 구역에 사용하기 위한 부품을 제조하는데 사용되어 왔다. 이러한 니켈-기제 초합금은 고온능(high temperature capability)을 갖는 동시에, 감마 프라임 침전물의 개발을 포함하는 침전 강화 기구(precipitation strengthening mechanism)로부터 강도를 달성한다. 그들의 주조된 형태의 니켈-기제 초합금은 버킷용으로 사용되며, 현재는 적절히 가열 처리될 때 감마 프라임 침전물의 고용적 부분(high volume fractions)을 형성하는 레네' N4(Rene' N4), 레네' N5, 및 적절히 가열 처리될 때 때로는 감마 프라임 침전물의 저용적 부분(high volume fractions)을 형성하는 GTD®-111, 레네 80 및 In 738과 같은 니켈-기제 초합금으로 제조한다. GTD®는 미국 커넥티컷주 페어필드에 소재한 제너럴 일렉트릭 캄파니(General Electric Company)의 등록상표이다. GTD®222 및 In 939와 같은 감마 프라임의 훨씬 더 적은 용적 부분을 형성하는 다른 니켈 기제 초합금은 노즐 또는 배기 용도와 같은 저온 용도에 사용된다.
높은 중량%의 니켈을 니켈-기제 초합금에 첨가하는데, 이는 니켈이 고가의 재료이기 때문이다. 또한, 니켈은 전세계적으로 많은 중요한 산업분야에서 사용되는 전략적으로 중요한 합금이다. 그것이 전략적으로 중요한 자원임에도 불구하고, 니켈의 주요 출처는 오스트레일리아, 캐나다, 뉴 칼레도니아 및 러시아이다. 현재, 미국에서 소유한 채굴 니켈은 단지 하나뿐이다. 따라서, 비용이 저렴한 효과적인 니켈의 대체물을 발견하는 것이 비용적인 관점 및 전략적인 관점 모두에서 유리하다.
필요한 것은 니켈-기제 초합금과 같은 초합금에 있어서의 니켈에 대한 저비용 대체물이다. 보다 구체적으로, 터빈 용도에서, 필요한 것은 내산화성, 내부식성 및 주조성 뿐만 아니라 크리프/응력 파괴, 인장강도와 같은 특성과 같은 합금에 포함된 고온 기계적 특성에 악영향을 미치지 않고서도 사용될 수 있는 니켈-기제 초합금을 대체할 수 있는 입수가 용이한 저비용 대체물이다.
주조 니켈-기제 초합금이 제공된다. 광범위한 실시태양에서, 주조 니켈-기제 초합금은 약 1 내지 6 중량%의 철(Fe), 약 7.5 내지 19.1 중량%의 코발트(Co), 약 7 내지 22.5 중량%의 크롬(Cr), 약 1.2 내지 6.2 중량%의 알루미늄(Al), 임의적으로 약 5 중량% 이하의 티타늄(Ti), 임의적으로 약 6.5 중량% 이하의 탄탈륨(Ta), 임의적으로 약 1 중량% 이하의 Nb, 약 2 내지 6 중량%의 텅스텐(W), 임의적으로 약 3 중량% 이하의 레늄(Re), 임의적으로 약 4 중량% 이하의 몰리브덴(Mo), 약 0.05 내지 0.18 중량%의 탄소(C), 임의적으로 약 0.15 중량% 이하의 하프늄(Hf), 약 0.004 내지 0.015 중량%의 붕소(B), 임의적으로 약 0.1 중량% 이하의 지르코늄(Zr), 및 잔량의 니켈(Ni) 및 부수적인 불순물을 포함한다.
이러한 주조 니켈-기제 초합금은 일대일 원자 기초(one-for-one atomic basis)에 대하여 매트릭스내에서 Ni를 Fe로 대체하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 철은 주조 니켈-기제 초합금의 중요한 기계적 특성, 니켈-기제 초합금의 미세구조, 그의 내산화성 또는 그의 내부식성에 부정적인 영향을 미치지 않는 양으로 첨가된다. 니켈을 철로 대체되면 주조품의 총비용이 경감된다.
본 발명의 다른 특징 및 장점들은 일례로써 본 발명의 원리를 예시하는 첨부된 도면과 함께 바람직한 실시태양에 대한 하기의 보다 상세한 설명으로부터 명백해질 것이다.
도 1은 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 GTD®222에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도(gamma prime solvus) 1550℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(liquidus-solidus differential)(또는 동결온도 범위) 및 1400℉에서의 시그마 상(sigma phase) 형성.
도 2는 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 IN 939에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1550℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1550℉에서의 시그마 상 형성.
도 3은 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 GTD®111에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1700℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1700℉에서의 Mu 상 형성.
도 4는 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 레네' 80에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1700℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1700℉에서의 TCP 상 형성.
도 5는 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 IN 738에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1700℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1700℉에서의 TCP 상 형성.
도 6은 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 레네' N4에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1800℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1800℉에서의 TCP 상 형성.
도 7은 하기 특성들에 대한 니켈-기제 초합금 레네' N5에서의 증가된 Fe의 효과를 묘사한 것이다: 감마 프라임 고용 온도 1800℉에서의 감마 프라임 몰 분율, 액상선-고상선 차이(또는 동결온도 범위) 및 1800℉에서의 TCP 상 형성.
본 발명의 광범위한 실시태양에서, 주조 니켈 기제 초합금은 1 내지 5 중량%의 철(Fe), 7.5 내지 19.1 중량%의 코발트(Co), 7 내지 22.5 중량%의 크롬(Cr), 1.2 내지 6.2 중량%의 알루미늄(Al), 5 중량% 이하의 티타늄(Ti), 6.5 중량% 이하의 탄탈륨(Ta), 1 중량% 이하의 Nb, 2 내지 6 중량%의 텅스텐(W), 3 중량% 이하의 레늄(Re), 4 중량% 이하의 몰리브덴(Mo), 0.05 내지 0.18 중량%의 탄소(C), 0.15 중량% 이하의 하프늄(Hf), 0.004 내지 0.015 중량%의 붕소(B), 0.1 중량% 이하의 지르코늄(Zr), 및 잔량의 니켈(Ni) 및 내부 불순물을 포함한다. 그러나, Fe는 전략적으로 중요한 원소인 Ni의 양을 감소시키기 위하여 니켈 매트릭스내에서 원자 수준에서 대용적으로 첨가되기 때문에, 합금의 총 비용을 경감시키기 위해서는 미량 이상의 Fe가 합금에 첨가되어야 하지만, 합금의 기계적 특성, 내부식성, 항산화성, 주조성 또는 미세구조에 악영향을 미칠 정도의 많은 양의 Fe가 첨가되어서는 안된다. Fe의 바람직한 양은 1 내지 4.5 중량%이다. 보다 바람직한 Fe의 양은 1.5 내지 3.5 중량% 또는 3 내지 5 중량%이다. 가장 바람직한 Fe의 양은 2 내지 3 중량% 범위내이다.
Ni 대체물로서 Fe를 포함하는 니켈-기제 초합금은 Fe를 함유하지 않은 합금의 종래의 조성물보다 5% 이하 낮은 감마 프라임(γ') 고용 온도를 가져야만 한다. 합금은 또한 Fe를 함유하지 않은 합금의 종래의 조성물보다 15% 이하 더 적은, 바람직하게는 Fe를 함유하지 않은 합금의 종래의 조성물보다 10% 이하 더 적은 γ' 몰 분율을 가져야만 한다. 이러한 특성들은 작동 온도, 그 온도에서의 강도, 및 그 온도에서의 크리프/파괴 저항에 영향을 미칠 수 있다.
본원에서 제시된 합금내에 포함된 다양한 원소의 양은 달리 명시되지 않은 한은 중량 백분율로 나타낸다. "잔량의 필수 Ni(balance essentially Ni)" 또는 "합금 필수 Ni의 잔량(balance of the alloy essentially Ni)"이란 용어는, Ni 이외에, 특성 및/또는 양에 있어서 유리한 양태의 니켈-기제 초합금에 악영향을 미치지 않는, 그들 중의 일부는 상술된 바와 같은 주조 니켈-기제 초합금내에 내재되어 있는 소량의 불순물 및 다른 부수적인 원소를 포함하는데 사용된다. γ' 상과 같은 유익한 침전물 및 Mu, 시그마 및 TCP 상과 같은 해로운 침전물을 포함하는 본원에서 논의되는 침전 경화성(precipitation hardenable) 니켈-기제 초합금내의 침전물의 양은 달리 명시되지 않은 한은 몰 분율로 나타낸다. 본원에서 사용되는 바와 같이, 합금의 명목 조성(nominal composition)은, 비록 개개 원소가 일반적으로 조성 범위의 중간값과 관련된 단일의 대표값으로서 인정될 수 있을 지라도, 본원에서 참고로 인용된 AMS, SAE, MIL-표준과 같은 입수가능한 합금의 널리 공지된 명세에서 확인된 합금을 포함하는 개개 원소의 인식된 조성 범위를 포함한다.
몇 가지 상이한 타입의 종래의 주조 니켈-기제 초합금의 명목 조성이 하기 표 1에 제공되어 있다. 이들 주조 니켈-기제 초합금이 상이한 조성을 갖지만, 그들 대부분은 특정의 Fe를 포함하지 않는다. 단지 In 738만이 Fe를 포함하며, 이는 약 0.5%의 명목 수준에서 유지된다. 주조 니켈-기제 초합금은 일반적으로는 철-비함유로서 간주되어 왔으며, 실질적으로 철을 함유하지 않은 조성물에 제공되어 왔다. 이론에 국한시키려는 것은 아니지만, Fe는 철이 니켈-기제 초합금의 기계적 특성 및 항산화성에 악영향을 미치는 것으로 여겨져 왔기 때문에 큰 농도로 포함되지 않는 것으로 생각된다.
표 1
Figure 112014038110552-pat00001
상기에 열거된 합금은 모두 주조 니켈-기제 초합금이지만, 주조품의 사용량에 영향을 줄 수 있는 특성에 기초한 조성에 있어서는 차이가 있다. 따라서, 예를 들어, GTD® 222 및 IN-739는 노즐 주조용으로 사용된다. 본원에서 사용된 바와 같이, 이들 재료들은 저 γ' 합금이다. γ'는 적절히 가열할 때 Ni가 Al 및 Ti와 결합할 경우에 형성되는 보강 침전물(strengthening precipitate)이다. 표 1의 합금중 어느 것도 바나듐을 포함하지 않지만, Ta, W, Nb 및 V는 γ' 형성시에 Ti 또는 Al로 치환될 수 있다.
GTD® 111, 레네' 80 및 IN 738을 포함하는 니켈-기제 초합금은 중간 γ' 합금이라 지칭되고, 저 γ' 합금보다 더 큰 용적 분율의 γ'를 함유하며, 저 γ' 합금보다 더 높은 온도, 더 높은 강도 및 더 높은 크리프/응력 파괴 저항 용도에 적합하다.
레네' N4 및 레네' N5와 같은 니켈-기제 초합금은 저 γ' 합금 또는 중간 γ' 합금보다 더 큰 용적 분율의 γ'를 함유하며, 가스 터빈의 가장 뜨거운 구역에서 사용하기에 적합하며 가장 높은 응력 조건에 견딜 수 있다.
저 γ' 합금은 일반적으로 Ni와 결합하여 γ', 즉 Ni3(Al,Ti)를 형성하는 (중간 및 고 γ' 합금과 비교하였을 때) Al 및 Ti의 낮은 중량%를 특징으로 한다. γ'는 적절히 가열 처리할 때 이들 합금을 강화시키는 주조 니켈-기제 초합금내에 형성되는 침전물이다. GTD® 222 및 IN-739로 이루어진 노즐 주물은 높은 응력, 크리프 또는 응력-파괴를 받지 않는 고정된 부품(stationary parts)으로, 이러한 낮은 감마 프라임 합금은 이러한 용도에 충분한 강도를 갖는다.
GTD® 111, 레네' 80, IN-738, 레네' N4 및 레네' N5는 가스 터빈의 터빈 블레이드 또는 터빈 버킷용 및 연소실 구역에서 사용될 수 있다. (레네'는 지금은 말소되었지만 미국 노쓰 캐롤라이나주 몬로에에 소재한 알박 메탈스 코포레이션(Allvac Metals Corporation)사의 등록상표였다). 이러한 니켈-기제 재료는 중간 및 고 γ' 합금이며, GTD® 222 및 IN-939 보다 더 높은 Al 및 Ti의 중량%를 특징으로 한다. Al 및 Ti는 적절히 가열 처리할 때 Ni와 결합하여 이들 합금을 강화시키는 주조 니켈-기제 초합금내에 형성되는 침전물인 γ', 즉 Ni3(Al,Ti)를 형성한다. 터빈 버킷 또는 블레이드는 고속으로 회전하며, 높은 응력 및 고온이 인가된다. 이러한 버킷 또는 블레이드는 고온 연소가스의 흐름 통로내에 있기 때문에, 이들도 또한 고속 회전속도로 인하여 크리프 및 응력-파괴 환경에 놓이게 된다. 연소실 및 이전 단의 터빈 구역에서, 다양한 능동 냉각 기법(active cooling scheme) 및 단열 코팅(thermal barrier coating)이 합금 재료의 온도를 1700 내지 1900℉ 범위의 낮은 온도에서 유지할지라도, (1단 및 2단) 온도가 가장 높으며, 가스 온도는 2000℉를 초과할 수 있다. 이후의 터빈단(turbine stage)에서, 가스 온도는 강하하며, 다시 능동 냉각 기법 및 단열 코팅은 버킷을 형성하는 합금 재료를 1600 내지 1800℉ 범위의 가스 온도보다 더 낮은 온도에서 유지시킨다. 더 하류에서, 예를 들면 터빈 배기시에, 가스 온도는 훨씬 더 낮다.
응력 파괴에 대한 내성 뿐만 아니라 더 높은 승온 강도가 요구되기 때문에, 저 γ' 재료는 비록 그들이 또한 노즐 구역으로도 지칭되는 터빈의 배기 구역내의 더 하류에서의 용도를 확인할 수 있을지라도 연소실 또는 터빈 용도에는 적합하지 않다. 중간 및 고 γ' 보강 재료는 터빈 기관의 연소실 및 터빈 구역에서 사용하는데 필요한 추가적인 강도를 제공한다. 이러한 합금을 강화하는 γ'를 개발하기 위해서는 이러한 합금의 조성물내에 추가적인 Al 및/또는 Ti가 포함되어야만 하며, 표 1에 열거된 이러한 합금의 명목 조성은 중간 및 고 γ' 합금내의 Al 및/또는 Ti 및/또는 Ta 및/또는 W의 증가된 중량%를 반영한 것이다.
Al 및 Ti는 초합금내에서의 γ'의 용적 분율을 증가시킨다. 초합금의 강도는 Al+Ti가 증가함에 따라 증가한다. 강도는 또한 Ti에 대한 Al의 비율이 증가함에 따라 증가한다. γ'의 용적 분율이 증가하면 초합금의 크리프 저항도 또한 증가한다.
Co가 첨가되며, 이는 주조 니켈-기제 초합금의 응력 및 크리프-파괴 특성을 개선하는 것으로 생각된다.
Cr은 초합금의 항산화성 및 고온 내부식성을 증가시킨다. Cr도 또한 고온에서의 초합금의 고체 용액 강화 및 C의 존재하에서의 개선된 크리프-파괴 특성에 기여하는 것으로 생각된다.
C는 주조 Ni-기제 초합금의 개선된 크리프-파괴 특성에 기여한다. C는 Cr 및 아마도 다른 원소와 상호작용하여 입자 경계 탄화물(grain boundary carbides)을 형성한다.
Ta, W, Mo 및 Re는 크리프-파괴 저항을 개선하는 고융점 내화 원소이다. 이러한 원소는 고온을 지속시키는 γ 매트릭스의 고체 용액 강화에 기여할 수 있다. Mo 및 W는 Ti와 같은 경화성 원소의 열확산성(diffusivity)을 감소시킴으로써, γ'의 결정립 조대화(coarsening)에 요구되는 시간을 연장시켜 크리프-파괴와 같은 고온 특성을 향상시킨다. Ta 및 W는 또한 특정 합금에서 γ'의 형성시에 Ti를 대신할 수도 있다.
Nb는 γ"의 형성을 촉진하기 위하여 포함시킬 수 있으며, 앞에서 명시된 바와 같이 특정 합금에서 γ'의 형성시에 Ti를 대신할 수 있다.
Hf, B 및 Zr은 입자 경계 강화를 제공하기 위하여 주조 니켈-기제 초합금에 낮은 중량%로 첨가된다. 붕소화물 형성은 입자 경계에서 형성되어 입자 경계 연성(grain boundary ductility)을 향상시킬 수 있다. 지르코늄도 또한 입자 경계를 분리하는 것으로 생각되며, 연성에 기여하면서 특정의 잔류 불순물을 결속하는데 도움을 줄 수 있다. 하프늄은 주조 초합금에서 γ-γ' 공융 혼합물(eutectic)의 형성에 기여할 뿐만 아니라, 연성에 기여하는 입자 경계 γ'의 촉진에도 기여한다.
주조 니켈-기제 초합금은 Fe를 주목할만한 양으로 사용하지 않지만(IN 738은 0.5%를 사용한다), 본 발명은 1 내지 6 중량% Fe 범위, 바람직하게는 1 내지 5 중량% Fe 범위에서 일대일 원자 수준에서 Ni를 Fe로 대체한다. Fe는 Ni 매트릭스내의 Ni를 대체한다. Fe는 Fe가 주조 Ni-기제 초합금의 특정 기계적 특성에 악영향을 미칠 수 있다는 우려 때문에 주조 니켈-기제 초합금에서 사용되지 않았다. 이러한 니켈-기제 초합금의 높은 니켈 및 Cr 함량, 예를 들면 65% 이상, 바람직하게는 70% 이상의 Ni + Cr 함량으로 인하여, 일대일 원자 수준에서 5% 이하로 Ni를 Fe로 대체하는 것이 합금의 항산화성에 악영향을 미치지 않아야만 한다. 니켈 매트릭스내에 원자 수준에서 첨가된 Fe는 면심 입방 구조(face centered cubic)(fcc) 매트릭스내의 Ni를 대체할 것이며, 합금내에 사용되는 전략적으로 준요한 Ni의 양을 감소시킬 것이다. 이는 중요한 원소 Ni에 대한 터빈 부품의 의존성을 감소시켜 줄 뿐만 아니라, 또한 미량 이상의 Fe가 니켈-기제 합금에 첨가될 경우에 이러한 부품의 재료 원가를 절감하는데에도 기여할 것이다.
치환 기준으로 니켈-기제 초합금에 첨가될 수 있는 Fe의 양은 그들의 적용을 위한 기계적 특성에 악영향을 미치지 않아야 한다. 이전 단락에서는 항산화성에 대해 논의되었다. 특정 사용 온도에서의 크리프 강도는 일반적으로 사용 온도에서의 γ'의 양과 관계가 있으며, 사용 온도도 또한 γ' 고용 온도에 의해 영향을 받는다. γ' 고용 온도는 매트릭스내에서 용액화되거나 용해되기 시작하는 온도이다. γ'의 양은 또한 니켈-기제 초합금의 강도와 직접적인 관계가 있다. 합금의 주조성도 또한 악영향을 받지 않아야 하며, 주조성은 액상선-고상선 차이와 관계가 있다. 용융온도는 바람직하게는 부품이 사용 도중에 경험하게 될 온도 이상이지만, 동결온도 범위는 합금의 액상선 온도와 고상선 온도 사이의 차이이다, 즉 온도 범위는 합금내에서 용융 액체에서 고체로의 전환이 일어나는 온도 이상이다. 큰 동결온도 범위는 합금의 주조성에 악영향을 미칠 수 있다. 동결 방법이 복잡한 공정이기는 하지만, 고온의 다양한 범위에 걸쳐 발생하는 동결은 특히 복잡한 주물에서 금속 공급물이 절충될 수 있을 경우에 주물 결함을 야기할 수 있는 합금내에서 분리를 유발하는 오랜 시간에 걸쳐 발생할 수 있다. 일부의 경우, 이러한 결함과 연관된 문제들을 보정할 수 있지만, 정밀 주조용 몰드와 같은 몰드의 재설계가 필요할 수 있다. 주물 결함이 제거될 수 있는 경우에 조차도, 승온에서 추가적인 시간을 필요로 하여 비용을 증가시키는 균질화 처리가 필요할 수 있다. 일반적으로, 동결온도 범위는 더 작은 것이 바람직하며, 이는 분리를 최소화하며 일차적으로 가는 구역이 동결되어 더 큰 구역으로 공급될 수 있는 디자인을 가능하게 해 준다.
Fe를 포함하는 본 발명의 주조 Ni-기제 초합금은, 비록 용적 분율이 상기에서 논의되었던 바와 같이 합금 조성에 따라 변하기는 하겠지만, Fe-비함유 대응물과 유사하게 높은 용적 분율의 γ'를 포함한다. 본 발명의 주조 초합금은 실질적으로 균일하게 분포된 우수한 γ'에서 그의 강도를 획득한다. 주조 후, 적합한 기계적 특성들을 생성시키기 위해서는, 주조 합금을 열처리하여야 한다. 바람직한 열처리 사이클은 합금을 그의 γ' 고용 온도 이상에서 일반적으로 약 4시간 동안 용액화시켜 고화 공정 도중에 형성된 특정의 γ'를 용해시키는 단계를 필요로 한다. 이를 공냉시킨 다음, 일반적으로는 그 온도에서 1시간 동안 γ' 보다 낮은 온도에서 노화시켜 우수한 균일하게 분포된 침전물을 생성시킨다. 경우에 따라서는, 생성된 침전물을 1350 내지 1600℉의 온도 범위에서 예정된 크기의 침전물을 제공하기에 적합한 시간동안 더 노화시키거나 조대화시킬 수 있다. 도 1 내지 7에 예시되어 있는 바와 같이, 용액화 온도는 합금이 낮은, 중간 또는 고 γ' 포머(former)인지 아닌지에 따라 변한다. 이러한 범주화내에서 조차도, 용액화 온도는 특이 합금의 조성에 따라 변할 것이다. 일반적으로, 용액화 온도는 γ' 함량이 증가함에 따라 상승한다.
도 1 내지 도 7을 참조하여 보면, 이들 도면은 일반적으로는 니켈-기제 초합금에 대체용으로 첨가된 Fe의 중량 백분율이 증가하면 γ' 고용 온도가 강하하고 γ' 분율(몰 분율)이 감소한다는 것을 보여준다. Fe가 증가하면 일반적으로는 동결온도 범위가 상승한다. 일부 합금의 경우, Fe 함량이 증가하면 TCP 상, 시그마 또는 Mu 상과 같은 해로운 상의 형성이 증가할 수 있다. Fe가 증가하면 일반적으로는 명시된 바와 같이 그들의 특성에 악영향을 주지만, 각각의 합금에 대해 증가하는 Fe 함량의 전체적인 효과는 다소 다르다.
본 발명의 주조 니켈-기제 초합금의 첫 번째 바람직한 조성물은 1 내지 6 중량% Fe, 바람직하게는 1 내지 5 중량% Fe, 16 내지 19.1 중량% Co, 20 내지 22.5 중량% Cr, 0.8 내지 2.5 중량% Al, 1.2 내지 4 중량% Ti, 0.75 내지 1.5 중량% Ta, 0.5 내지 1 중량% Nb, 2 내지 3 중량% W, 0.08 내지 0.15 중량% C, 0.004 내지 0.01 중량% B, 0.02 중량% 이하의 Zr, 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 포함하는 저 γ' 합금이다. 합금은 보다 바람직하게는 약 1.5 내지 3.5 중량%의 Fe, 가장 바람직하게는 약 2 내지 3 중량%의 Fe를 포함한다. 이러한 바람직한 조성을 갖고 5% 수준의 Fe를 포함하는 이러한 저 γ' 합금의 γ' 분율은 약 0.15 내지 0.33이다. 이러한 저 γ' 합금의 γ' 고용 온도는 1795 내지 2015℉(약 979 내지 1102℃)의 범위이다. 이러한 저 γ' 합금의 동결온도 범위(액상선-고상선 차이; liquidus-solvus differential)는 152 내지 180℉(약 84 내지 100℃)의 범위이다. 시그마 상은 일부의 저 γ' 합금에서 0.07 이하의 몰분율을 형성할 수 있다.
저 γ' 니켈 기제 합금의 하나의 특이 조성물은 GTD® 222로서, 철을 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, GTD® 222의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 포함할 수 있다. GTD® 222의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 1에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, GTD® 222 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, γ' 고용 온도는 약 1815℉(약 990℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 1807℉(약 986℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 1795℉(약 979℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 선형 감소 구배가 때로는 더 크게 떨어지는 것으로 나타나기는 하지만 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1550℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.162이다. γ' 몰 분율은 3% Fe에서 선형으로 약 0.16으로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.15로 선형으로 감소한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 γ' 몰 분율은 계속 감소한다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 140℉이다. 동결온도 범위는 온도 범위가 약 152℉인 3% Fe 함량까지 선형으로 증가하며, 약 5% Fe 함량에서 약 162℉로 선형으로 더 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낸다. 1400℉에서의 약 8.5% Fe에서 일부 시그마 상이 생성될 수 있기는 하지만, Fe 함량의 증가는 1550℉에서의 시그마 상의 형성에는 전혀 영향이 없다. 시그마 상은 합금의 연성에 악영향을 미치는 바람직하지 않은 플레이트이다.
저 γ' 니켈 기제 합금의 다른 특이 조성물은 IN 939로서, 철을 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, IN 939의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 포함할 수 있다. IN 939의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 2에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, IN 939 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, γ' 고용 온도는 약 2030℉(약 1100℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2015℉(약 1101℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2000℉(약 1093℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 선형 감소 구배가 때로는 더 크게 떨어지는 것으로 나타나기는 하지만 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1550℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.34이다. γ' 몰 분율은 3% Fe에서 선형으로 약 0.33으로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.32로 감소한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 γ' 몰 분율은 계속 감소한다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 165℉이다. 동결온도 범위는 온도 범위가 약 172℉인 3% Fe 함량까지 선형으로 증가하며, 약 5% Fe 함량에서 약 180℉로 선형으로 더 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낸다. Fe 함량의 증가는 이러한 합금에서 1550℉에서의 시그마 상의 형성에 영향을 미친다. 시그마 상은 합금의 연성에 악영향을 미치는 바람직하지 않은 플레이트이다. Fe와 상관없이, 시그마 상의 몰 분율은 0.01 미만이다. 시그마 상의 몰 분율은 3% Fe에서 약 0.04로 선형으로 증가한다. 시그마 상의 몰 분율은 약 5% Fe에서 다소 비선형 방식으로 약 0.07의 몰 분율로 증가한다.
본 발명의 주조 니켈-기제 초합금의 다른 바람직한 조성물은 1 내지 6 중량% Fe, 바람직하게는 1 내지 5 중량% Fe, 8.5 내지 9.5 중량% Co, 14 내지 16 중량% Cr, 3 내지 3.5 중량% Al, 3.4 내지 5 중량% Ti, 2.8 중량% 이하의 Ta, 약 0.85 중량% 이하의 Nb, 2.6 내지 4 중량% W, 1.5 내지 4 중량% Mo, 0.1 내지 0.18 중량% C, 0.01 내지 0.015 중량% B, 0.03 중량% 이하의 Zr, 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 광범위하게 포함하는 중간 γ' 합금이다. 합금은 보다 바람직하게는 약 1.5 내지 3.5 중량%의 Fe, 가장 바람직하게는 약 2 내지 3 중량%의 Fe를 포함한다. 1700℉(약 927℃)에서 이러한 바람직한 조성을 갖고 5% 수준의 Fe를 포함하는 이러한 중간 γ' 합금의 γ' 분율(몰 분율)은 약 0.425 내지 0.455이다. 이러한 중간 γ' 합금의 γ' 고용 온도는 2040 내지 2110℉(약 1116 내지 1154℃)의 범위이다. 이러한 중간 γ' 합금의 동결온도 범위(액상선-고상선 차이)는 약 90 내지 100℉(약 50 내지 56℃)의 범위이다. 5% Fe를 갖는 경우에 조차도, 중간 γ' 합금은 비록 5% Fe에서 이들 합금중의 일부에서 0.01 몰 분율 이하의 TCP 상을 형성할 수 있기는 하지만 Mu 상이 거의 없다. 다른 합금에서, 상당히 더 높은 백분율의 Fe가 첨가될 때까지 TCP 상을 형성하지 않는다.
중간 γ' 니켈 기제 합금의 하나의 특이 조성물은 GTD® 111로서, 철을 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, GTD® 111의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 추가로 포함할 수 있다. GTD® 111의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 3에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, GTD® 111 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, γ' 고용 온도는 약 2120℉(약 1160℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2100℉(약 1149℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2090℉(약 1143℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1700℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.50이다. γ' 몰 분율은 3% Fe에서 선형으로 약 0.48로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.455로 감소한다. 선형 감소 구배는 도 3에서 명백한 바와 같이 3%와 5% 사이에서 가속화된다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 γ' 몰 분율은 계속 감소한다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 91℉이다. 동결온도 범위는 온도 범위가 약 97℉인 3% Fe 함량까지 선형으로 증가하며, 약 5% Fe 함량에서 약 100℉로 선형으로 더 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낸다. Fe 함량의 증가는 1700℉에서의 TCP 상의 형성에 악영향을 나타내지 않으며, MU 상은 Fe 함량이 약 7%를 초과할 때까지 나타나지 않는다.
중간 γ' 니켈 기제 합금의 다른 특이 조성물은 레네' 80으로서, 철을 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, 레네' 80의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 추가로 포함할 수 있다. 레네' 80의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 4에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, 레네' 80 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, γ' 고용 온도는 약 2105℉(약 1152℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2090℉(약 1143℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2080℉(약 1138℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1700℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.46이다. γ' 몰 분율은 3% Fe에서 선형으로 약 0.45로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.44%로 감소한다. γ'의 몰 분율은 도 4에서 명백한 바와 같이 Fe 함량이 증가함에 따라 계속 감소하며, 가파르게 강하된다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 94℉이다. 동결온도 범위는 온도 범위가 약 96℉인 3% Fe 함량까지 선형으로 증가하며, 약 5% Fe 함량에서 약 100℉로 선형으로 더 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 비록 동결온도 범위가 관심있는 철 함량에서 실질적으로 편평하다 할지라도 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낼 수 있다. Fe 함량의 증가는 1700℉에서의 TCP 상의 형성을 증가시킨다. 3% Fe에서, TCP 상 몰 분율은 0.01 미만이며, 5% Fe에서 약 0.01로 증가한다. 앞에서 논의된 시그마 상과 유사한 TCP 상은 니켈-기제 초합금에서 바람직하지 않은 상인데, 그 이유는 그들이 합금의 기계적 특성에 악영향을 미치기 때문이다.
중간 γ' 니켈 기제 합금의 또 다른 특이 조성물은 IN 738로서, 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. IN 738의 종래의 명목 조성물은 이미 0.5% 이하의 Fe를 허용하고 있다는 사실을 알아야 한다. 본 발명에서는 IN 738이 명목적으로는 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 추가로 포함할 수 있는 것으로 예상한다. IN 738의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 5에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, IN 738 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, γ' 고용 온도는 약 2072℉(약 1133℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2055℉(약 1124℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2040℉(약 1116℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1700℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 0.45의 바로 아래이다. γ' 몰 분율은 3% Fe에서 선형으로 약 0.44로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.425%로 감소한다. γ'의 몰 분율은 도 5에서 명백한 바와 같이 Fe 함량이 증가함에 따라 계속 감소하며, 5% 이상에서 가파르게 강하된다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 89℉이다. 동결온도 범위는 온도 범위가 약 91℉인 3% Fe 함량까지 선형으로 증가하며, 약 5% Fe 함량에서 약 97℉로 선형으로 더 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 비록 동결온도 범위가 관심있는 철 함량에서 실질적으로 편평하다 할지라도 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낼 수 있다. 이러한 합금에서 Fe 함량이 증가하면 Fe 함량이 10% 이상이 될 때까지 1700℉에서 해로운 TCP 상의 형성이 나타나지 않는다.
본 발명의 주조 니켈-기제 초합금의 또 다른 바람직한 조성물은 1 내지 6 중량% Fe, 바람직하게는 1 내지 5 중량% Fe, 7.0 내지 8.0 중량% Co, 6.5 내지 10.5중량% Cr, 3.5 내지 6.5 중량% Al, 약 4 중량% 이하의 Ti, 4.5 내지 6.8 중량% Ta, 0.6 중량% 이하의 Nb, 4.6 내지 6.4 중량% W, 3.2 중량% 이하의 Re, 1.3 내지 1.7 중량% Mo, 0.04 내지 0.06 중량% C, 0.13 내지 0.17 중량% Hf, 0.003 내지 0.005 중량% B, 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 광범위하게 포함하는 고 γ' 합금이다. 이러한 합금은 보다 바람직하게는 약 1.5 내지 3.5 중량%의 Fe, 가장 바람직하게는 약 2 내지 3 중량%의 Fe를 포함한다. 1800℉(약 982℃)에서 이러한 바람직한 조성을 갖고 5% 수준의 Fe를 포함하는 이러한 높은 감마 프라임 합금의 γ' 분율(몰 분율)은 0.5 몰 분율 이상, 바람직하게는 약 0.52 내지 0.59 몰 분율이다. 이러한 고 γ' 합금의 γ' 고용 온도는 2135 내지 2285℉(약 1168 내지 1252℃)의 범위이다. 이러한 고 γ' 합금의 동결온도 범위(액상선-고상선 차이)는 105 내지 115℉(약 58 내지 64℃)의 범위이다. TCP 상은 Fe 함량이 증가함에 따라 저 γ' 초합금 및 중간 γ' 초합금보다 고 γ' 초합금에 대해 더 많은 문제점을 나타낼 수 있는데, 그 이유는 이러한 초합금이 TCP 상의 형성에 더 민감할 수 있기 때문이다. 1800℉에서, 이러한 합금은 5% 철 함량에서 0.03 미만의 몰 분율, 바람직하게는 0.025 미만의 몰 분율 TCP 상을 형성하는 것이 바람직하며, Fe 함량이 증가함에 따라 TCP 상이 증가한다.
고 γ' 니켈 기제 합금의 하나의 특이 조성물은 레네' N4로서, 철을 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, 레네' N4의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 추가로 포함할 수 있다. 레네' N4의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 6에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, 레네' N4 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, 레네' N4의 γ' 고용 온도는 약 2195℉(약 1202℃)이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2100℉(약 1149℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2175℉(약 1191℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1800℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.555이다. γ' 몰 분율은 3% Fe 함량에서 선형으로 약 0.54로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.51%로 감소한다. γ' 몰 분율은 도 6에 도시된 바와 같이 Fe 함량이 증가함에 따라 계속 감소한다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 98℉이다. 동결온도 범위는 Fe 함량이 증가함에 따라 선형으로 증가한다. 3% Fe 함량에서, 온도 범위는 약 110℉이며, 약 5% Fe 함량에서 약 117℉로 선형으로 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낼 수 있다. Fe 함량이 증가하면 1800℉에서 TCP 상의 형성에 악영항을 미친다. 2% Fe 미만에서는 TCP 상의 형성이 거의 또는 전혀 나타나지 않고, TCP 상은 약 2% Fe 함량에서 형성되기 시작하여 약 5% Fe에서 약 0.015로 증가하며, Fe 함량이 더 증가함에 따라 계속 증가한다.
고 γ' 니켈 기제 합금의 또 다른 특이 조성물은 레네' N5로서, Fe를 함유하지 않은 그의 명목 조성물이 표 1에 제공되어 있다. 본 발명에 따르면, 레네' N5의 명목 조성물은 1 내지 5% Fe, 바람직하게는 약 3 내지 5% Fe, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5% Fe, 가장 바람직하게는 2 내지 3% Fe를 추가로 포함할 수 있다. 레네' N5의 특성들에 대한 증가하는 Fe의 효과가 도 7에 설명되어 있다. Fe가 증가하면 γ' 고용 온도의 강하가 야기된다. 따라서, 레네' N5 내의 Fe 함량이 증가하면 이러한 합금으로부터 제조된 제품이 사용될 수 있는 최대 온도가 낮아진다. γ'가 생성되자마자, 일반적으로는 조심스럽게 열처리하여 γ'가 분해되는 것을 피해야만 한다. Fe와 상관없이, 레네' N5의 γ' 고용 온도는 2300℉(약 1260℃) 이상이다. 3% Fe에서, γ' 고용 온도는 약 2255℉(약 1235℃)로 떨어지고, 5% Fe 까지 실질적으로 선형으로 계속 떨어지면 γ' 고용 온도는 약 2220℉(약 1216℃)로 떨어진다. 약 5% Fe 이상에서, γ' 고용 온도는 거의 선형 형태로 계속 감소한다. γ'의 몰 분율도 또한 이러한 합금으로부터 제조된 부품이 사용될 수 있는 온도중의 하나인 1800℉에서 Fe 함량이 증가하면 감소한다. γ' 몰 분율은 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 약 0.59이다. γ' 몰 분율은 3% Fe 함량에서 선형으로 약 0.56으로 감소하며, 약 5% Fe 함량에서는 약 0.53으로 감소한다. γ'의 감마 프라임 몰 분율은 도 7에 도시된 바와 같이 Fe 함량이 증가함에 따라 선형으로 계속 감소한다. 따라서, γ' 몰 분율이 감소한다는 것은 Fe 함량이 증가함에 따라 강도가 감소하고 크리프 저항이 감소한다는 것을 의미한다. 액상선-고상선 차이(동결온도 범위)는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 합금이 Fe를 전혀 포함하지 않을 경우 동결온도 범위는 약 102℉이다. 동결온도 범위는 Fe 함량이 증가함에 따라 선형으로 증가한다. 3% Fe 함량에서, 온도 범위는 약 115℉이며, 약 5% Fe 함량에서 약 121℉로 선형으로 증가한다. Fe 함량이 5% 이상으로 증가하면 동결온도 범위는 계속 증가한다. Fe 함량이 증가함에 따라 증가하는 동결온도 범위는, 비록 동결온도 범위가 증가하고 철을 전혀 함유하지 않은 합금에서의 약 20℉에서 5% Fe를 포함하는 합금까지의 동결온도 범위에서의 변화가 크지 않을지라도, 주조성에 대한 잠재적인 문제를 나타낼 수 있다. Fe 함량이 증가하면 1800℉에서 TCP 상의 형성에 악영항을 미치며, Fe 함량이 증가함에 따라 TCP 상의 형성이 약간 증가한다. 레네' N5는 이미 TCP 상을 형성하는데 민감하다. Fe와 상관없이, 레네' N5에서 약 0.02 몰 분율의 TCP 상이 형성된다. Fe 함량이 증가하면 형성되는 TCP 상의 몰 분율이 증가하지만, 이러한 증가는 선형이며 기울기는 완만하다. 3% Fe에서, 1800℉에서 약 0.025 몰 분율 TCP 상이 레네' N5 내에서 형성된다. 약 5% Fe에서, 1800℉에서 약 0.028 몰 분율 TCP 상이 레네' N5 내에서 형성된다.
바람직한 실시태양을 참조하여 본 발명을 기술하여 왔지만, 당업자들은 본 발명의 범주를 벗어 나지 않고서 다양한 변화를 실시할 수 있으며 균등물이 그들의 요소들을 대신할 수 있다는 사실을 알고 있을 것이다. 또한, 본 발명의 본질적인 범주를 벗어 나지 않고서 특정 상황 또는 재료가 본 발명의 교시에 적합하게 되도록 많은 변경이 이루어질 수 있다. 따라서, 본 발명은 본 발명을 실시하는데 고려되는 최선의 양식으로 개시된 특정 실시태양으로 국한되는 것이 아니라 본 발명이 첨부된 특허청구범위의 범주내에 속하는 모든 실시태양을 포함한다는 것을 의미한다.

Claims (18)

  1. 5 중량%의 Fe; 16 내지 19.1 중량%의 Co; 20 내지 22.5 중량%의 Cr; 0.8 내지 2.5 중량%의 Al; 1.2 내지 4 중량%의 Ti; 0.75 내지 1.5 중량%의 Ta; 0.5 내지 1 중량%의 Nb, 2 내지 3 중량%의 W; 0.08 내지 0.15 중량%의 C; 0.004 내지 0.01 중량%의 B; 0.02 중량% 이하의 Zr; 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금(superalloy)으로서,
    저 γ' 합금이며, 1 내지 6 중량%의 Fe를 포함하지 않는 상응하는 초합금의 비교대상 γ' 몰 분율보다 15% 이하만큼 더 적은 γ' 몰 분율을 특징으로 하는 주조 니켈-기제 초합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    5 중량%의 Fe; 19.1 중량%의 Co; 22.5 중량%의 Cr; 1.2 중량%의 Al; 2.3 중량%의 Ti; 0.94 중량%의 Ta; 0.8 중량%의 Nb, 2 중량%의 W; 0.08 중량%의 C; 0.004 중량%의 B; 0.02 중량%의 Zr; 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 포함하는 명목 조성(nominal composition)을 갖는, 주조 니켈-기제 초합금.
  3. 5 중량%의 Fe; 19 중량%의 Co; 22.5 중량%의 Cr; 1.9 중량%의 Al; 3.7 중량%의 Ti; 1.4 중량%의 Ta; 1 중량%의 Nb, 2 중량%의 W; 0.15 중량%의 C; 0.01 중량%의 B; 0.1 중량%의 Zr; 및 잔량의 Ni 및 부수적인 불순물을 포함하는 명목 조성을 갖는, 주조 니켈-기제 초합금으로서,
    저 γ' 합금이며, 1 내지 6 중량%의 Fe를 포함하지 않는 상응하는 초합금의 비교대상 γ' 몰 분율보다 15% 이하만큼 더 적은 γ' 몰 분율을 특징으로 하는 주조 니켈-기제 초합금.
  4. 제 1 항에 있어서,
    1 내지 6 중량%의 Fe를 포함하지 않는 상응하는 초합금의 비교대상 γ' 고용(solvus) 온도보다 5% 이하만큼 더 낮은 γ' 고용 온도를 특징으로 하는 주조 니켈-기제 초합금.
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 삭제
  15. 삭제
  16. 삭제
  17. 삭제
  18. 삭제
KR1020140047896A 2013-04-23 2014-04-22 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금 KR102165364B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/868,481 2013-04-23
US13/868,481 US10266926B2 (en) 2013-04-23 2013-04-23 Cast nickel-base alloys including iron

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140126677A KR20140126677A (ko) 2014-10-31
KR102165364B1 true KR102165364B1 (ko) 2020-10-14

Family

ID=50513779

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020140047896A KR102165364B1 (ko) 2013-04-23 2014-04-22 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금

Country Status (5)

Country Link
US (2) US10266926B2 (ko)
EP (1) EP2796578B1 (ko)
JP (1) JP6514441B2 (ko)
KR (1) KR102165364B1 (ko)
CN (1) CN104120307A (ko)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6267890B2 (ja) * 2013-08-07 2018-01-24 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Ｎｉ基鋳造超合金および該Ｎｉ基鋳造超合金からなる鋳造物
CN106282667B (zh) * 2015-06-12 2018-05-08 中南大学 一种镍基高温合金及其制备方法
CN106282670B (zh) * 2015-06-12 2018-05-08 中南大学 一种镍基高温合金及其制备方法
CN105002398A (zh) * 2015-08-06 2015-10-28 潘桂枝 一种镍基高温合金
CN106807794B (zh) * 2015-12-08 2019-03-08 中南大学 镍基高温合金热挤压工艺参数的确定方法与镍基高温合金的热挤压工艺
JP6733210B2 (ja) * 2016-02-18 2020-07-29 大同特殊鋼株式会社 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金
CN105803233B (zh) * 2016-03-30 2017-11-24 山东瑞泰新材料科技有限公司 含有铝钛硼锆的镍基合金的冶炼工艺
WO2017184762A1 (en) * 2016-04-20 2017-10-26 Arconic Inc. Fcc materials of aluminum, cobalt, chromium, and nickel, and products made therefrom
CN107419136B (zh) * 2016-05-24 2019-12-03 钢铁研究总院 一种服役温度达700℃以上的镍基变形高温合金及其制备方法
US20190232349A1 (en) * 2016-09-30 2019-08-01 Hitachi Metals, Ltd. Method of manufacturing ni-based super heat resistant alloy extruded material, and ni-based super heat resistant alloy extruded material
GB2554898B (en) 2016-10-12 2018-10-03 Univ Oxford Innovation Ltd A Nickel-based alloy
DE102016221470A1 (de) * 2016-11-02 2018-05-03 Siemens Aktiengesellschaft Superlegierung ohne Titan, Pulver, Verfahren und Bauteil
CN106636756B (zh) * 2016-12-13 2018-07-17 深圳市万泽中南研究院有限公司 一种镍基高温合金和燃气涡轮发动机部件
CN106636755B (zh) * 2016-12-13 2018-07-17 深圳市万泽中南研究院有限公司 一种镍基高温合金和燃气涡轮发动机部件
JP6769341B2 (ja) * 2017-02-24 2020-10-14 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超合金
GB2567492B (en) * 2017-10-16 2020-09-23 Oxmet Tech Limited A nickel-based alloy
CN107739896A (zh) * 2017-11-28 2018-02-27 宁波市鄞州龙腾工具厂 一种拖车组件
CN110157954B (zh) * 2019-06-14 2020-04-21 中国华能集团有限公司 一种复合强化型耐蚀高温合金及其制备工艺
CN110592506B (zh) * 2019-09-29 2020-12-25 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种gh4780合金坯料和锻件及其制备方法
FR3130293A1 (fr) * 2021-12-15 2023-06-16 Safran Alliage à base de nickel comprenant du tantale

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4039330A (en) 1971-04-07 1977-08-02 The International Nickel Company, Inc. Nickel-chromium-cobalt alloys
US5413647A (en) 1992-03-26 1995-05-09 General Electric Company Method for forming a thin-walled combustion liner for use in a gas turbine engine
JP2013502511A (ja) * 2009-08-20 2013-01-24 オウベル・アンド・デュヴァル ニッケル超合金およびニッケル超合金から製造された部品

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS484331Y1 (ko) 1965-03-06 1973-02-03
GB1367661A (en) 1971-04-07 1974-09-18 Int Nickel Ltd Nickel-chromium-cobalt alloys
US3748110A (en) * 1971-10-27 1973-07-24 Gen Motors Corp Ductile corrosion resistant coating for nickel base alloy articles
GB1511562A (en) * 1974-07-17 1978-05-24 Gen Electric Nickel-base alloys
US6416596B1 (en) * 1974-07-17 2002-07-09 The General Electric Company Cast nickel-base alloy
GB2148323B (en) * 1983-07-29 1987-04-23 Gen Electric Nickel-base superalloy systems
US5338379A (en) 1989-04-10 1994-08-16 General Electric Company Tantalum-containing superalloys
TW222017B (ko) 1992-03-18 1994-04-01 Westinghouse Electric Corp
GB9218858D0 (en) 1992-09-05 1992-10-21 Rolls Royce Plc High temperature corrosion resistant composite coatings
DE19542920A1 (de) 1995-11-17 1997-05-22 Asea Brown Boveri Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706
US5938863A (en) * 1996-12-17 1999-08-17 United Technologies Corporation Low cycle fatigue strength nickel base superalloys
US7011721B2 (en) 2001-03-01 2006-03-14 Cannon-Muskegon Corporation Superalloy for single crystal turbine vanes
CA2440573C (en) 2002-12-16 2013-06-18 Howmet Research Corporation Nickel base superalloy
JP4830466B2 (ja) 2005-01-19 2011-12-07 大同特殊鋼株式会社 ９００℃での使用に耐える排気バルブ用耐熱合金およびその合金を用いた排気バルブ
US7341427B2 (en) 2005-12-20 2008-03-11 General Electric Company Gas turbine nozzle segment and process therefor
JP5248197B2 (ja) 2008-05-21 2013-07-31 株式会社東芝 Ｎｉ基鋳造合金およびそれを材料とする蒸気タービン用鋳造部品
US8987629B2 (en) 2009-07-29 2015-03-24 General Electric Company Process of closing an opening in a component
US8226886B2 (en) 2009-08-31 2012-07-24 General Electric Company Nickel-based superalloys and articles
JP4982539B2 (ja) 2009-09-04 2012-07-25 株式会社日立製作所 Ｎｉ基合金、Ｎｉ基鋳造合金、蒸気タービン用高温部品及び蒸気タービン車室
JP5633489B2 (ja) 2011-08-31 2014-12-03 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基合金およびＮｉ基合金の製造方法
US8905838B2 (en) * 2012-06-26 2014-12-09 Empire Technology Development Llc Detecting game play-style convergence and changing games
JP6908071B2 (ja) 2019-06-27 2021-07-21 住友ゴム工業株式会社 タイヤ

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4039330A (en) 1971-04-07 1977-08-02 The International Nickel Company, Inc. Nickel-chromium-cobalt alloys
US5413647A (en) 1992-03-26 1995-05-09 General Electric Company Method for forming a thin-walled combustion liner for use in a gas turbine engine
JP2013502511A (ja) * 2009-08-20 2013-01-24 オウベル・アンド・デュヴァル ニッケル超合金およびニッケル超合金から製造された部品

Also Published As

Publication number Publication date
EP2796578B1 (en) 2018-12-12
CN104120307A (zh) 2014-10-29
EP2796578A1 (en) 2014-10-29
KR20140126677A (ko) 2014-10-31
US20140314618A1 (en) 2014-10-23
JP6514441B2 (ja) 2019-05-15
JP2014214381A (ja) 2014-11-17
US10266926B2 (en) 2019-04-23
US20190185973A1 (en) 2019-06-20
US11001913B2 (en) 2021-05-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102165364B1 (ko) 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금
US10767246B2 (en) Enhanced superalloys by zirconium addition
CN106119608B (zh) 制品和形成制品的方法
JP5595917B2 (ja) 実質的にレニウムを含まないニッケル基超合金組成物及び超合金物品
EP2420584B1 (en) Nickel-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating this superalloy
RU2295585C2 (ru) Высокопрочный, стойкий к высокотемпературной коррозии и окислению суперсплав на основе никеля и направленно отвержденное изделие из этого суперсплава
EP3862448A1 (en) Nickel-based superalloys
JP2007191791A (ja) ニッケル基超合金組成物
CA2586974A1 (en) Nickel-base superalloy
JP2009149976A (ja) 三元ニッケル共晶合金
EP2913416B1 (en) Article and method for forming an article
CN108504903B (zh) Ni基超合金
US11739398B2 (en) Nickel-based superalloy
TW201522656A (zh) 高應力等軸晶鎳基合金
CN115943006A (zh) 镍基合金、粉末、方法和构件
JP4585578B2 (ja) 蒸気タービンのタービンロータ用のＮｉ基合金および蒸気タービンのタービンロータ

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant