KR102658234B1 - 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금, 그의 제조 방법 및 응용 - Google Patents

크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금, 그의 제조 방법 및 응용 Download PDF

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Abstract

본 발명은 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금을 개시하고, 이는 C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.00-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, 및 Sc:0.001-0.10%를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 당해 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족한다. 본 발명의 니켈기 변형 고온 합금은, 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈 등 장비에서의 장기간 복무하는 정밀 열단 부품을 제조하는데 적용된다.

Description

크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금, 그의 제조 방법 및 응용
본 발명은 금속 재료 분야에 속하고, 구체적으로 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 관한 것이고, 특히 또한 당해 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법에 관한 것이며, 나아가, 당해 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 응용에도 관한 것이다.
본 출원은 출원번호가 202011262753.1이고 출원일이 2020년 11월 12일인 중국 특허 출원의 우선권과 권익을 요구하고, 상술한 중국 특허 출원의 전체 내용은 여기서 인용을 통해 본 출원에 통합한다.
항공 발동기와 가스 터빈 등 장비에는 대량의 정밀 열단 부품이 있고, 그 특징은 고온과 대하중 조건에서 량호한 사이즈 정밀도를 가지고 있어, 기능안정성을 보장하며, 일반적으로 고온 합금을 복무하여 제조한다. 이러한 부품에는 원통 부품, 파이프 부품 및 고정 부품 등이 포함되어 있고, 모양이 복잡하고 높은 온도(일반적으로 600-800℃ 를 견디며, 판재, 파이프 또는 막대 재료가 콜드 커브, 용접, 차량, 밀링 등 여러 공정으로 가공되어 생성되며, 합금 가공 성능, 용접 성능, 크리프 방지 성능, 지속 수명 등에 대한 요구가 비교적 높고, 현재 복무되는 합금에는 Nimonic263, R-41, Waspaloy, Haynes282, HastelloyX, Haynes230, Inconel718등이 있다.
항공 발동기와 가스 터빈의 설계 수준과 응용 기술의 끊임없는 발전에 따라, 가스 초온은 점점 높아진다. 가스 터빈을 예로 들어, 현재 가장 선진적인 G급과 H급 가스 터빈의 가스 초온은 1450~1500℃에 도달하고, 미래의 J급 가스 터빈의 가스 초온은 1600~1700℃에 도달할 것이며, 항공 발동기와 가스 터빈의 정밀 열단 부품의 합금 본체도 800~950℃에 도달할 것이다. 따라서 합금의 800~950℃고온 역학적 성능에 대해 점점 엄격한 요구를 제출한다.
Nimonic263, HastelloyX, Haynes230 합금은 양호한 가공 성능을 가지고 있지만, 800℃이하에서만 장기간 복무할 수 있으며 800℃이상의 고온 강도와 크리프 방지 성능이 크게 부족하고; Inconel718 합금은 양호한 가공 성능을 가지고 있지만, 650℃이하에서만 복무할 수 있으며, 더 높은 온도에서 조직은 안정성을 잃고 성능 열화가 발생한다. R-41과 Waspaloy의 강화상 γ´함량이 높고, 석출 속도가 빨라, 반제품의 열가공 (단조, 열간 압연), 열처리나 부품의 냉간 가공(냉간 굽힘, 선반 세공, 용접 등) 이 비교적 어려우며, 항공 발동기와 가스 터빈을 제조할 때 복잡한 가공공법을 거쳐야 하는 정밀 열단 부품에는 적용되지 않는다. 또한 816℃, 221MPa, 100h 조건에서의 R-41의 크리프 가소성 신장률(εp)은 약 1% 이고, Waspaloy에 대응하는 이 수치는 약 1% 이고, 89MPa, 927℃조건에서의 이 두가지 합금의 지속 수명(τ）은 모두 100h이하이며, 이 두 종류의 합금의 크리프 방지 성능과 지속 수명은 모두 선진전인 항공 발동기와 가스 터빈의 설계 요구를 만족시키지 못하는 것을 알 수 있다. Haynes282합금은 비교적 좋은 실온과 고온 역학적 성능을 가지고 있고, 동시에 가공과 용접이 쉽지만, 세 가지 부족점도 존재한다: 1) 크리프 방지 성능이 낮고, 816℃, 221MPa, 100h 조건에서의 크리프 가소성 신장률은 약 1% 이다.2) 지속 수명이 부족하여, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명이 200h이하이다.3) 허용하는 복무 온도는 낮으며, 현재 실제 공정 응용에서 가스 터빈의 대수리 주기가 8년 정도인 것을 고려하여, Haynes282합금을 사용하여 제조하는 부품이 8년의 점검 주기를 안전하게 넘길 수 있도록, 최고 사용 온도는 800℃좌우로 엄격히 한정된다.
따라서, 우수한 크리프 방지 성능과 지속 수명을 가진 니켈기 변형 고온 합금을 연구 제작해야 한다.
본 발명은 발명자가 다음과 같은 사실과 문제에 대한 발견과 인식을 바탕으로 한 것이다: 현재 선진적인 항공 발동기와 가스 터빈은 정밀 열단 부품의 초기 가공 정밀도와 조립 정밀도에 대한 요구가 매우 높으며, 또한 800-950℃고온의 장기 복무 과정에서 과량의 가소성 변형이 발생하지 않도록 요구한다. 즉 합금이 우수한 크리프 방지 성능을 갖추도록 요구하여, 점검 주기가 오기 전에 부품의 실효가 발생하거나 점검 시 분해와 교체가 어려운 것을 방지한다. 이 외에, 정밀 열단 부품의 점검 수리 주기를 더 연장하기를 희망하므로, 합금의 고온 지속 수명에 대해 더욱 엄격한 요구를 제기한다. 구체적인 성능 지표에서, 합금이 816℃, 221MPa, 100h 조건에서의 크리프 가소성 신장률(εp)이 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명(τ）200h 이상에 도달하는 동시에, 다른 주요 역학적 성능 지표는 기존의 합금보다 낮지 않기를 희망한다. Nimonic263, R-41, Waspaloy, Haynes282, HastelloyX, Haynes230, Inconel718 등 현재 정밀 열단 부품에 사용되는 합금은 상술한 크리프 방지, 장수명의 요구를 모두 만족시킬수 없다.
본 발명은 적어도 일정한 정도에서 관련 기술에서의 기술적 문제 중의 하나를 해결한다.
이를 위해, 본 발명의 제1 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금을 제공하고, 당해 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서의 크리프 소성 신장률은 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 200h이상에 있어, 합금이 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈 등 장비에서의 장기간 복무하는 정밀 열단 부품을 제조하는데 적용된다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 이는 C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.00-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, 및 Sc:0.001-0.10%를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 당해 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족한다.
본 발명의 제1 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금이 가져오는 장점 및 기술적 효과는: 1, 본 발명의 실시예에서읜 고Al, 저Ti, 고Nb의 강화 원소 설계 방안을 사용하여, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 대해 변성하여, 더 높은 Al를 함유하고, 동시에 Nb를 함유하고 있는 Ni3（Al, Ti, Nb）강화상을 형성하며, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 비해 더 고온에 견디고; 2, 본 발명의 실시예의 합금에 Sc원소를 첨가하고, Sc의 첨가는 본 발명의 실시예의 합금에 새로운 강화 메커니즘을 도입하고, Sc를 함유한 Ni3（Al, Ti, Nb）복합 강화상을 형성하고, 단일한 전통 강화상에 비해 Ni3（Al, Ti）, Ni3（Al, Ti, Nb）는 더 고온에 견디고, 더욱 안정하고, 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 현저히 향상시키고; 3, 본 발명의 실시예의 합금 중의 Sc의 첨가는 용강 전처리에 대한 작용을 구비하고, Sc는 주형 조직을 세분화하고, 주괴를 하는 수지상 편석을 현저히 개선하며, 한 편으로, 합금의 열가공 성능을 향상시키고, 합금의 인장응력 방향에서의 금이 가는 문제를 개선할 수 있고, 합금이 단조, 열간 압연 등 열변형 과정에서 금이 가는 것을 방지하고, 다른 한편으로, 합금 주괴는 고온 장시간의 확산 어닐링을 수행할 필요가 없거나 또는 비교적 짧은 확산 어닐링 시간만 사용해야 하여, 에너지 소모를 낮추고, 생산 원가를 낮추고, 동시에 생산 주기를 단축하여, 생산 효율을 향상시킬 수 있고; 4, 본 발명의 실시예에서 첨가된 Sc는 결정입계에 대한 후처리 작용을 구비하고, 즉 용강을 정화할 뿐만아니라, 액체-고체 전환 과정 중과 전환이 완료된 후, Sc는 여전히 결정입계를 정화 및 강화하여, S, P, 오해 원소 및 기타 불가피한 저융점 불순물 원소가 결정입계에서 편중되기 어렵게 하여, 결정입계가 고온에서 크리프 공동을 형성하는 것을 방지하며; 5, 본 발명의 실시예의 합금에서 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량이 관계식11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족하도록 한정하여, 합금이 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있을 뿐만아니라, 우수한 용접 성능을 구비하고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서, 본 발명의 실시예의 니켈기 변형 고온 합금의 크리프 소성 신장률은 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서, 합금의 지속 수명은 200h 이상에 도달하고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈 등 장비에서의 장기간 복무하는 정밀 열단 부품을 제조하는데 적용된다; 6, 본 발명의 실시예의 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있는 동시에, 밀도가 8.25g/cm3를 초과하지 않으므로, 합금 자체 무게가 가벼워, 항공 발동기의 연료 소모를 낮추고 기동 성능을 향상시키는데 유리하고, 동시에 가스 터빈의 작업 중의 진동을 될수록 작게 하는 요구를 만족할 수 있고, 진동파괴가 형성되는것을 방지할 수 있다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 상기 불순물은 W≤0.50%, Fe≤1.50%, Si≤0.10%, Mn≤0.10%, P≤0.008%, S≤0.008%, Ta≤0.10%, Cu≤0.20%이다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 상기 합금 중의 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:1.40%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.6%을 만족한다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 상기 합금 중의 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%을 만족한다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 상기 합금은 0.02% 이하의 Zr를 더 포함한다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.50-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, 및 Sc:0.001-0.10%를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 당해 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족시키고, 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%을 만족한다.
본 발명의 제2 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 항공 발동기에서의 응용을 제공한다.
본 발명의 제2 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금이 항공 발동기에서의 응용의 장점 및 기술적 효과는: 본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금은 선진 항공 발동기 설계 및 사용의 요구를 만족시키고, 선진 항공 발동기의 정밀 기기에 응용될 수 있다.
본 발명의 제3 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 가스 터빈에서의 응용을 제공한다.
본 발명의 제3 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금이 가스 터빈에서의 응용의 장점 및 기술적 효과는: 본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금은 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족시키고, 가스 터빈의 정밀 기기에 응용될 수 있다.
본 발명의 제4 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법을 제공하고, 하기의,
a, 본 발명의 제1 측면의 실시예의 합금 설계 용량의 원료를 취하여 진공 하에서 제련하고, 정련하여 기체를 제거하고, 진공 하에서 합금 주괴로 주조하는 단계; 및
b, 상기 단계a에서 획득된 합금 주괴는 확산 어닐링을 수행할 필요가 없이, 전극봉으로 직접 단조 코깅하고, 재용융하여, 합금 주괴를 획득하고, 필요한 반제품으로 단조 코깅하고, 가공 후에 열처리를 하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 제4 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법의 장점 및 기술적 효과는: 본 발명의 실시예의 방법 제조된 니켈기 변형 고온 합금은, 우수한 크리프 방지 성능, 지속 수명 및 우수한 용접 성능을 가지고 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 또한 본 발명의 실시예의 제조 방법에 의해 제조된 합금 주괴는 확산 어닐링 처리를 면할 수 있거나, 또는 비교적 짧은 확산 어닐링 시간만 사용하는 것으로 성분 균일화의 효과를 도달할 수 있고, 에너지 소모를 낮추고, 동시에 생산 주기를 단축하여, 생산 효율을 향상시킨다.
본 발명의 제4 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법은 상기 단계b에서, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경≤200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하지 않고, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경＞200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하고, 확산 어닐링 온도가 1150-1200℃이고, 어닐링 시간이 12-24시간이다.
하기는 본 발명의 실시예를 상세히 설명하고, 실시예는 예시적인것으로서, 본 발명을 해석하는데 사용하기 위한것이지 본 발명에 대한 제한으로 이해해서는 않된다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 이는 C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.00-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, 및 Sc:0.001-0.10%를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 당해 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족한다. 바람직하게, 상기 불순물은 W≤0.50%, Fe≤1.50%, Si≤0.10%, Mn≤0.10%, P≤0.008%, S≤0.008%, Ta≤0.10%, Cu≤0.20%이다. 나아가, 본 발명의 실시예의 니켈기 변형 고온 합금은 0.02% 이하의 Zr를 포함할 수도 있다.
본 발명의 제1 측면의 실시예에 따른 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금은, 고Al, 저Ti, 고Nb의 강화 원소 설계 방안을 사용하여, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 대해 변성하여, 더 높은 Al를 함유하고, 동시에 Nb를 함유하고 있는 Ni3（Al, Ti, Nb）강화상을 형성하며, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 비해 더 고온에 견디고; 본 발명의 실시예의 합금에 Sc원소를 첨가하고, Sc의 첨가는 본 발명의 실시예의 합금에 새로운 강화 메커니즘을 도입하고, Sc를 함유한 Ni3（Al, Ti, Nb）복합 강화상을 형성하고, 단일한 전통 강화상Ni3（Al, Ti）에 비해, Ni3（Al, Ti, Nb）는 더 고온에 견디고, 더욱 안정하고, 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 현저히 향상시키고; 본 발명의 실시예의 합금 중의 Sc의 첨가는 용강 전처리에 대한 작용을 구비하고, Sc는 주형 조직을 세분화하고, 주괴를 하는 수지상 편석을 현저히 개선하며, 한 편으로, 합금의 열가공 성능을 향상시키고, 합금의 인장응력 방향에서의 금이 가는 문제를 개선할 수 있고, 합금이 단조, 열간 압연 등 열변형 과정에서 금이 가는 것을 방지하고, 다른 한편으로, 합금 주괴는 고온 장시간의 확산 어닐링을 수행할 필요가 없거나 또는 비교적 짧은 확산 어닐링 시간만 사용해야 하여, 에너지 소모를 낮추고, 생산 원가를 낮추고, 동시에 생산 주기를 단축하여, 생산 효율을 향상시킬 수 있고; 본 발명의 실시예에서 첨가된 Sc는 결정입계에 대한 후처리 작용을 구비하고, 즉 용강을 정화할 뿐만아니라, 액체-고체 전환 과정 중과 전환이 완료된 후, Sc는 여전히 결정입계를 정화 및 강화하여, S, P, 오해 원소 및 기타 불가피한 저융점 불순물 원소가 결정입계에서 편중되기 어렵게 하여, 결정입계가 고온에서 크리프 공동을 형성하는 것을 방지하며; 본 발명의 실시예의 합금에서 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량이 관계식11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족하도록 한정하여, 합금이 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있을 뿐만아니라, 우수한 용접 성능을 구비하고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서, 본 발명의 실시예의 니켈기 변형 고온 합금의 크리프 소성 신장률은 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서, 합금의 지속 수명은 200h 이상에 도달하고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈 등 장비에서의 장기간 복무하는 정밀 열단 부품을 제조하는데 적용된다; 본 발명의 실시예의 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있는 동시에, 밀도가 8.25g/cm3을 초과하지 않으므로, 합금 자체 무게가 가벼워, 항공 발동기의 연료 소모를 낮추고 기동 성능을 향상시키는데 유리하고, 동시에 가스 터빈의 작업 중의 진동을 될수록 작게 하는 요구를 만족할 수 있고, 진동파괴가 형성되는것을 방지할 수 있다.
본 발명의 제1 측면의 실시예에서의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금 중 각 성분의 작용은 하기와 같으며:
C:C는 니켈기 고온 합금에서 주로, 응고 말기에 MC형 탄화물을 형성하는것을 통해 가열을 억제할 때 오스테나이트 크리스털가 자라고, 열처리를 할 때 결정입계를 따라 M23C6등 유형의 탄화물을 형성하고, 결정입계를 강화하는 작용을 하여, 크리프 공동 발생, 확장 및 합병을 지연할 수 있음으로써, 합금의 고온 지속 수명을 향상시키고, C함량이 0.04%보다 작을 경우, 충분한 수의 MC및 M23C6을 형성하는데 부족하다. C함량 너무 높을 경우, 형성되는 MC사이즈가 비교적 크고, 또한 삔합금 중의 Mo, Cr, Ti 및 Nb를 너무 많이 소모하며, 한편으로, Mo, Cr의 고용 강화 작용을 줄일 수 있을 뿐만아니라, 다른 한편으로, Ni3（Al, Ti）및 Ni3（Al, Ti, Nb）복합 강화상을 형성하는데 사용되는 Ti 및 Nb는 줄어 들거, 합금의 고온 크리프 방지 성능 및 지속 성능에 불리한 영향을 미치므로, C는 0.08%를 초과하지 않는 것으로 제어해야 한다.
Cr:Cr의 가장 주요한 작용은 합금의 항산화 성능을 향상시키고, 일정한 고용 강화 효과를 가지고, 시효 처리 후에 C와 결합하여 결정을 따라 분포되는 입상 M23C6을 형성할 수도 있고, 결정입계를 강화하는 작용을 한다. 하지만 Cr의 함량이 너무 높을 경우, 토프미 상 배치를 형성하기 쉽고, 합금 장기 조직 성능 안정성을 낮추므로, 그의 함량 일반적으로 25%를 초과하지 않는다, 본 발명의 실시예에서 항산화 성능 및 장기 조직 성능의 안정성을 모두 고려하여, Cr의 함량을 18.50-21.50%로 제어한다.
Co:Co는 중요한 고용 강화 원소일 뿐만아니라, 중요한 석출 강화 원소이다. Co 원소는 베이스 본체에 용해되어 합금에 양호한 고용 강화 효과를 제공할 수 있으며, 베이스 본체 더미 레이어 오류 에너지(Stacking fault energy)를 현저하게 낮출 수 있고, 전위 폭을 넓혀 확장할 수 있으며, 전위가 쉽게 묶여 교차 이동하지 않도록 하여, 합금의 크리프 방지 성능과 지속 수명을 높일 수 있다. Co도 Ni3Al형 석출 강화상 중의 원소를 부분적으로 대체하여, 장기 복무 중의 안정성을 개선할 수도 있다. Co는 또한 Al, Ti 원소의 베이스 본체에서의 고용도를 낮출 수 있고, γ´강화상의 석출을 촉진할 수 있고, 석출 수량과 고용 온도를 높인다. Co 함량이 9%보다 낮을 경우, 고온 강도가 낮고, Co 함량이 11%보다 높을 경우, 장기 복무 중 성능에 영향을 미치는 η상이 형성하기 쉬으므로, Co 함량을 9.00~11.00% 로 제어한다.
Mo: Mo는 주요 고용 강화 원소 중 하나이고, 합금 베이스 본체에 고용될 수 있을 뿐만아니라, γ´강화상에 고용될 수도 있고, 동시에 원자간의 결합력을 높이고, 확산 활성화에너지와 재결정 온도를 높임으로써, 고온 강도를 효과적으로 높일수 있다. 그러나 oMo너무 높을 경우, 장기간 고온 시효가 μ상을 쉽게 생성하어, 합금의 강인을 낮춘다. 따라서 Mo 함량을 8.00-9.00%로 제어한다.
W: W와 Mo는 비슷한 물리 화학 성질을 가지고 있다. W는 니켈기 고온 합금에서의 작용은 주로 고용 강화이다. 그의 원자 반경은 비교적 크고, 니켈 원자 반경보다 십여 퍼센트크며, 고용 강화 작용이 뚜렷하다. 그러나 W는 고온의 부식을 가속화하는 원소이고, 장기 복무 시, 유해한 δ상을 형성할 수 있고, 합금의 강도와 인성을 낮춘다. 이밖에 W의 밀도는 비교적 크고, 그의 밀도는 19.25g/cm3이며, 니켈기 합금에 소량의 W를 첨가하면, 합금밀도가 뚜렷이 향상되어, 제조된 부품의 무게가 증가된다. 본 발명의 실시예의 합금은 주로 항공 발동기와 가스 터빈에 사용되고, 요구된 재료가 가벼울수록 좋다는 것을 고려하여, 본 발명의 실시예의 합금에는 W가 첨가되지 않는다.
Al, Ti 및 Nb: 삼자는 시효 강화형 니켈기 합금 중 강화상 γ´의 형성 원소이고, 일반적으로 삼자 함량이 증가함에 따라, γ´수가 증가하고, 고온 크리프 및 지속 성능이 제고되지만, 너무 많은 γ´는 용접 성능이 악화되고, 가공 성능이 손상될 수 있다. 또한, Ti, Nb는 C와 결합하여 MC형 탄화물을 형성하고, 고온일 경우, 결정입계의 성장과 결정입계의 슬라이딩 이동을 저해하고, 고온의 역학적 성능을 향상시키는 역할을 하지만, 너무 많은Ti, Nb는 큰 입자 MC형 탄화물을 형성하고, 합금의 역학적 성능에 오히려 불리하다. 본 발명은 연구를 통해, 합금의 고온 역학적 성능은 γ´상의 많고 적음에 결정될 뿐만아니라, 그의 성분의 구성과 특성에 의해 결정되며, Al, Ti, Nb의 총량이 변하지 않는 전제하에서, Al, Ti, Nb의 비례의 최적화를 통해, 최적의γ´강화 효과를 획득한다. 본 발명의 실시예의 합금에는 고Al, 저Ti, 고Nb의 강화 원소 설계 방안을 사용하여, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 대해 변성하여, 더 높은 Al를 함유하고, 동시에 Nb 및 Sc를 함유한 Ni3（Al, Ti, Nb）을 형성하고, 전통적인 Ni3（Al, Ti）강화상에 비해 더 고온에 견디고, 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 향상시킨다. 삼자의 구체적으로 제어 범위는 Al:2.00-3.00%이고, 바람직하게 2.50-3.00%이고, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%이다.
Sc: Sc가 희토류 원소에 속하는지에 대해, 학술계에서 아직 쟁논이 있다. 그의 작용에 대해, 희토류 원소와 단순히 동일하다고 할 수 없다. 희토류가 강철 재료에 첨가되는 것은 이미 광범위하게 사용되고 있지만, 흔히 사용하는 것은 La, Ce, Nd 등 희토류 원소이다. Sc가 강철 재료에서 응용되는 것에 대해 거의 보도되지 않는다. 학술계의 희토류 원소의 기능에 대한 인식도 비교적 두루뭉술하고 일반화되어 있다. 왕왕 일부늬 몇 가지 희토류 원소의 작용을 모든 희토류 원소의 작용으로 일반화시키는 것은 편파적인 문제가 존재한다. 일반적으로 희토류 원소의 작용은, 불순물을 제거하는 작용, 잡물 제거하고, 결정입계를 정화하고, 항산화성과 산화막 부착력을 높이는 것이고, 구체적인 모든 희토류 원소의 작용에 대한 연구와 인식이 매우 적다. 현재 Sc의 금속 재료에서의 응용은 주로 알루미늄 합금 측면에 집중되고, 일반적으로 알루미늄 합금 제련 과정에서 Sc를 첨가하면 Al3Sc변질제를 형성할 수 있고, 응고 핵생성 속도를 높이며, 주형 조직을 세분화하고, 편석을 경감하며, 합금의 강도와 인성을 현저하게 높일 수 있다고 볼 수 있다. 고온 합금에의 Sc의 첨가 및 그의 작용 원리에 대해서는 아직 상세한 과학적 보도가 없다. 본 발명 연구에 따르면, Sc가 본 발명 실시 사례의 합금에 적당량을 첨가되는 것은 주로 세 가지 작용을 한다.1）Sc가 용강의 전처리에 대한 작용, Sc는 응고 핵생성 속도를 향상시키고, 주형 결정 입자를 세분화하고, 주괴를 하는 수지상 편석을 현저히 개선하며, 한 편으로, 합금의 열가공 성능을 향상시키고, 합금의 인장응력 방향에서의 금이 가는 문제를 개선할 수 있고, 합금이 단조, 열간 압연 등 열변형 과정에서 금이 가는 것을 방지하고, 다른 한편으로, 합금 주괴는 고온 장시간의 확산 어닐링을 수행할 필요가 없거나 또는 비교적 짧은 확산 어닐링 시간만 사용해야 하여, 에너지 소모를 낮추고, 생산 원가를 낮추고, 동시에 생산 주기를 단축하여, 생산 효율을 향상시킬 수 있고; 2）Sc의 첨가는 새로운 강화 메커니즘을 도입하고, Sc를 함유한 Ni3（Al, Ti, Nb）복합 강화상을 형성하고, 단일한 전통 강화상에 비해 Ni3（Al, Ti）, Ni3（Al, Ti, Nb）는 더 고온에 견디고, 더욱 안정하고, 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 현저히 향상시키고; 3）Sc는 결정입계에 대한 후처리 작용을 구비하고, 즉 용강을 정화할 뿐만아니라, 액체-고체 전환 과정 중과 전환이 완료된 후, Sc는 여전히 결정입계를 정화 및 강화하여, 불순물 원소 S, P, 오해 원소 및 불가피한 저융점 유해원소 결정입계에 편중되는 것이 어려워, 결정입계가 고온에서 크리프 공동을 형성하는 것을 방지하며, 따라서, 합금 크리프, 지속 등 고온 역학적 성능을 향상시킬 수 있다. Sc의 첨가는 본 발명의 실시예의 합금이 크리프 방지 및 장수명 장점을 가지고 있는 주요 원인 중의 하나이고, Sc를 너무 적게 첨가할 경우, 작용이 뚜렷하지 않고, 너무 많이 첨가할 경우, 합금 중의 Al원소를 과량 소모하여, 큰 사이즈의 Al3Sc를 형성하고, 미소한 Ni3（Al, Ti, Nb）강화상의 형성을 감소하지만, 반대로 합금의 강도 및 소성에 대해 불리하고, 본 발명의 실시예의 합금에 대해, 적절한 Sc함량은 0.001-0.1%로 제어하여야 한다.
B: B의 작용은 주로 두 측면으로 표현되고,, 첫째는 B의 원자 반경이 매우 작으며, 약 85피코미터에 불과하고, Ni원자 반경은 약(約)135피코미터이므로, B 원자는 결정입계에 쉽게 부집할 수 있어, 유해한 저융점 원소가 결정입계에 편중되지 못하며, 이러면결정입계 결합력을 높이고; 둘째는 결정입계에서의 붕화물은 결정입계의 슬라이딩 이동, 공동 발생 및 확장을 막을 수 있으며, 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 향상시키는데 유리하지만. 너무 많은 B는 합금 열가공 성능과 용접 성능을 악화시킬 수 있으므로, 본 발명의 실시예의 합금은 적절한 B함량이 0.003-0.009%인 것을 선택할 수 있다.
Fe: Fe는 니켈기 고온 합금에서 유해원소이지만, 공업 생산에서는 불가피하다. 본 발명의 실시예의 합금에서, 1.50% 를 초과하지 않는 Fe가 허용된다. 따라서 공업 생산에서 미량의 Fe를 함유한 원자재와 반환재료를 경제적으로 이용할 수 있어, 합금의 생산 원가를 합리한 수준으로 제어할 수 있다.
Zr: Zr는 결정입계를 정화하고 결정입계의 결합력을 강화하는데 도움이 된다. Zr와 B의 복합 첨가는 합금의 고온 강도와 지속 수명을 유지하는데 도움이 된다. 그러나 과량의 Zr는 열가공에 의해 금이 가는 것을 일으키고, 용접 성능을 손상시키기 쉽다. 본 발명의 실시예의 합금은 Zr를 ≤0.02%로 제어한다.
Ni: Ni는 가장 중요한 베이스 본체 원소 및 석출 강화상 γ´의 형성 원소는 Ni를 베이스 본체로 하고, 부동한 작용을 하는 합금 원소를 대량으로 고용할수 있다. 예를 들어, Cr, Mo, Co, C 등이다. Ni기 고온 합금의 조직은 아주 강한 안정성을 갖지고 있고, 우수한 고온 강도, 인성과 가공 성형 성능을 갖지고 있어, 선진 항공 발동기와 가스 터빈의 크리프 방지, 장수명 정밀 열단 부품을 제조하는데 적합하다.
본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 따르면, 상기 합금 중의 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:1.40%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.6%을 만족시키고, 바람직하게 2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%. 발명자는 시험 과정에서 하기의 내용을 발견하고, 본 발명의 실시예의 니켈기 변형 고온 합금에 있어서, 원소 Al, Sc 및 Ti가1.40%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.6%의 조건을 만족할 경우, 석출 상의 열 안정성을 더 향상시킬 수 있고, 니켈기 변형 고온 합금의 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 현저히 향상시킬 수 있으며, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.2% 이하로 낮출 수 있고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은300h 이상에 도달할 수 있고, 특히, 2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%일 경우, 89MPa, 927℃조건에서, 본 발명의 실시예의 니켈기 변형 고온 합금의 지속 수명은 330h 이상에 도달할 수 있고.
본 발명의 제2 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 항공 발동기에서의 응용을 제공한다. 본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금은 선진 항공 발동기 설계 및 사용의 요구를 만족시키고, 선진 항공 발동기의 정밀 기기에 응용될 수 있다.
본 발명의 제3 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 가스 터빈에서의 응용을 제공한다. 본 발명의 제1 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금은 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족시키고, 가스 터빈의 정밀 기기에 응용될 수 있다.
본 발명의 제4 측면의 실시예는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법을 제공하고, 하기의 단계를 포함하고:
a, 본 발명의 제1 측면의 실시예의 합금 설계 용량의 원료를 취하여 진공 하에서 제련하고, 원료를 전부 녹인 후 정련하여 기체를 제거하고, 진공 하에서 합금 주괴로 주조하고;
b, 상기 단계a에서 획득된 합금 주괴를 전극봉으로 단조 코깅하고, 재용융하여, 합금 주괴를 획득하고, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경≤200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하지 않고, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경＞200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하고, 확산 어닐링 온도가 1150-1200℃이고, 어닐링 시간이 12-24시간이고, 필요한 반제품으로 단조 코깅하고, 단조 부재, 판재, 스트립, 봉재, 관재, 와이어 부재（포함 용접 와이어）또는 분말 야금용 재료로 진일보 가공한 후, 열처리를 하는데 사용된다.
본 발명의 제4 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법에 따르면, 제조된 니켈기 변형 고온 합금은, 우수한 크리프 방지 성능, 지속 수명 및 우수한 용접 성능을 가지고 있고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족할 수 있고, 또한 본 발명의 실시예의 제조 방법에 의해 제조된 합금 주괴는 확산 어닐링 처리를 면할 수 있거나, 또는 비교적 짧은 확산 어닐링 시간만 사용하는 것으로 성분 균일화의 효과를 도달할 수 있고, 에너지 소모를 낮추고, 동시에 생산 주기를 단축하여, 생산 효율을 향상시킨다.
본 발명의 제4 측면의 실시예의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법에 따르면, 상기 열처리는 1회 고용과 2회 시효를 포함하고, 먼저, 고용 열처리를 수행하고, 용접, 냉간 굽힘 등 성형 가공을 거친 후에 다시 2회 시효 열처리를 수행한다. 고용 제도는, 고용 온도가 1100-1170℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고, 제품 사이즈에 따라 보온 시간을 결정하고, 풍랭 또는 수랭 방식으로 냉각하고; 상술한 1회 시효 제도는 950-1010℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고, 보온은 1-3h이고, 공기냉각에 상당하는 냉각 속도로 냉각하고; 상술한 2회 시효 제도는 750-800℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고, 보온 시간이 8-10h이고, 공기냉각에 상당하는 냉각 속도로 냉각한다.
하기는 실시예를 결합하여 본 발명을 상세히 설명한다.
실시예 1
설계 배합 비율에 따라 순도가 요구를 만족시키는 원자재를 선택하여 획득하고, 진공 감응 정련로 내에 넣고, 진공 조건에서 제련하고; 원료를 전부 녹인 후 0.1-0.5Pa의 진공 조건을 유지하고, 30-35min의 정련을 수행하여 기체를 제거하고; 정련이 종료된 후, 진공 조건에서 합금 주괴로 주조하고; 합금 주괴를 전극봉으로 단조 코깅하고, 보호 대기 전기 슬래그 스토브를 통해 재용융한 후에 직경이 230mm의 합금 주괴를 획득하고, 합금 주괴에 대해 확산 어닐링을 수행하고, 확산 어닐링 온도는 1180℃이고, 시간은 12h이고; 단조 코깅 온도는 1100℃이고, 3화 단조를 거쳐 40mm 두께의 판재가 되고, 다시 화압연하여 20mm 두께의 판재와 5mm 두께의 판재를 제조하고; 20mm 두께의 판재는 1150℃고용 1h을 거치고, 수랭하며, 다시 1010℃×2h공기냉각 +788℃×8h공기냉각의 시효 처리를 수행하여, 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금을 획득하고, 검출 그의 역학적 성능은; 5mm 두께의 판재가 1150℃고용 1h을 거치고, 수랭하며, 판재와 같은 성분의 용접 와이어를 이용하여, TIG용융 용접 방법을 사용하여 두 개의 5mm 두께의 판재를 한데다 용접하고, 그의 용접 성능을 검출한다. 실시예 1에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
실시예 2
설계 배합 비율에 따라 순도가 요구를 만족시키는 원자재를 선택하여 획득하고, 진공 감응 정련로 내에 넣고, 진공 조건에서 제련하고; 원료를 전부 녹인 후 0.1-0.5Pa의 진공 조건을 유지하고, 30-35min의 정련을 수행하여 기체를 제거하고; 정련이 종료된 후, 진공 조건에서 합금 주괴로 주조하고; 합금 주괴를 전극봉으로 단조 코깅하고, 진공 자체 소모로를 거쳐 재용융한 후에 직경이 200mm인 합금 주괴를 획득하고, 확산 어닐링을 수행하지 않고; 단조 코깅 온도는 1050℃이고, 3화 단조를 거쳐 40mm 두께의 판재가 되고, 다시 화압연하여 20mm 두께의 판재와 5mm 두께의 판재를 제조하고; 20mm 두께의 판재는 1150℃고용 1h을 거치고, 수랭하며, 다시 1010℃×2h공기냉각 +788℃×8h공기냉각의 시효 처리를 수행하여, 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금을 획득하고, 검출 그의 역학적 성능은; 5mm 두께의 판재가 1150℃고용 1h을 거치고, 수랭하며, 판재와 같은 성분의 용접 와이어를 이용하여, MIG용융 용접 방법을 사용하여 두 개의 5mm 두께의 판재를 한데다 용접하고, 그의 용접 성능을 검출한다. 실시예 2제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
실시예 3-10와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분가 서로 다르며, 실시예 3-10에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예1
대비예1과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합은 Al+Ti+Mo=11.49%이고, 대비예1에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예2
대비예2와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합은 Al+Ti+Mo=11.40%이고, 대비예2에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예3
대비예3과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합은 Al+Ti+Mo=13.34%이고, 대비예3에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예4
대비예4와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합은 Al+Ti+Mo=13.25%이고, 대비예4에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예5
대비예5와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Sc의 함량은 0.0005%이고, 대비예5에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예6
대비예6과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Sc의 함량은 0.19%이고, 대비예6에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예7
대비예7과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Nb의 함량은 0.25%이고, 대비예7에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예8
대비예8와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Nb의 함량은 2.23%이고, 대비예8에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예9
대비예9와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Al의 함량은 1.45%이고, 대비예9에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예10
대비예10과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Al의 함량은 3.15%이고, 대비예10에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예11
대비예11과 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Ti의 함량은 0.95%이고, 대비예11에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예12
대비예12와 실시예 1의 제조 방법은 같고, 부동한 점은 합금 성분에 있고, Ti의 함량은 1.55%이고, 대비예12에 의해 제조된 합금 성분은 표 1을 보고, 성능은 표 2를 본다.
대비예13
대비예13은 상업용 Haynes282합금이고, 즉 합금 성분은 출원번호201210057737.8의 특허에서 개시된 합금을 만족시키고, 당해 특허의 방법에 따라 제조된 시험예 H의 합금 성분은 C:0.088%, Cr:19.3%, Co:10.8%, Mo:4.6%, Al:1.63%, Ti:1.85%, B:0.003%, Nb:0.04%, Fe:0.2%, W:6.1%이고, 잔량은 Ni이고, 대비예13에서 제조된 합금 성능은 표 2를 본다.
대비예14
대비예14는 출원번호201910811805. 7의 특허에서 개시된 합금이고, 당해 특허의 방법에 따라 제조된 실시예 2의 합금 성분은 C:0.04%, Cr:18.3%, Co:9.5%, Mo:8.5%, Al:1.5%, Ti:1.9%, Zr:0.02%, B:0.005%, Nb:0.2%, V:0.05%, Fe:1.2%, Si:0.1%, Mn:0.2%, P:0.006%, S:0.001%, Nd:0.02%이고, 잔량은 Ni, 대비예14제조된 합금 성능은 표 2를 본다.
번호 C Cr Co Mo Al Ti B Ni Sc Nb Zr Fe
실시예
 1 0.06 19.50 10.03 8.65 3.00 1.35 0.004 나머지 0.002 1.10 -- 1.06
2 0.04 18.52 9.50 8.23 2.51 1.10 0.005 나머지 0.02 0.81 0.01 1.28
3 0.05 21.07 10.55 9.00 2.12 1.32 0.005 나머지 0.01 0.92 -- 1.50
4 0.06 20.00 11.00 8.82 2.34 1.49 0.003 나머지 0.009 2.00 0.01 0.54
5 0.08 19.12 10.05 8.05 3.00 1.14 0.009 나머지 0.02 0.85 -- 1.06
6 0.06 21.05 9.02 8.29 2.00 1.30 0.006 나머지 0.10 1.54 -- 0.28
7 0.045 20.32 10.23 8.5 2.1 1.48 0.007 나머지 0.04 0.86 -- 0.78
8 0.062 19.82 10.13 8.6 2.2 1.46 0.006 나머지 0.1 0.92 -- 0.62
9 0.078 21.01 9.97 8.68 2.96 1.12 0.004 나머지 0.0051 0.89 -- 0.52
10 0.041 20.23 10.20 8.52 3 1.12 0.005 나머지 0.011 0.91 -- 0.65
대비예 1 0.056 18.94 10.12 8.12 2.15 1.22 0.004 나머지 0.021 0.97 -- 0.49
2 0.064 19.02 9.89 8.15 2.11 1.15 0.007 나머지 0.009 0.98 -- 0.65
3 0.062 19.51 10.01 8.97 2.89 1.48 0.004 나머지 0.002 1.09 -- 1.05
4 0.058 19.48 10.04 8.86 2.92 1.47 0.004 나머지 0.002 1.11 -- 1.03
5 0.061 19.51 10.02 8.67 2.99 1.33 0.004 나머지 0.0005 1.10 -- 1.06
6 0.062 19.50 10.04 8.63 3.00 1.36 0.004 나머지 0.19 1.11 -- 1.05
7 0.058 19.49 10.03 8.66 2.98 1.35 0.004 나머지 0.002 0.25 -- 1.07
8 0.062 19.52 10.02 8.64 3.00 1.34 0.004 나머지 0.002 2.23 -- 1.06
9 0.061 19.51 10.02 8.67 1.45 1.36 0.004 나머지 0.002 1.11 -- 1.05
10 0.060 19.52 10.04 8.51 3.15 1.34 0.004 나머지 0.002 1.10 -- 1.04
11 0.062 19.48 10.05 8.63 3.00 0.95 0.004 나머지 0.002 1.09 -- 1.07
12 0.061 19.51 10.01 8.54 2.91 1.55 0.004 나머지 0.002 1.10 -- 1.06
참조:표의 각 원소의 함량은 모두 wt%로 계산된다.
번호 （Al-1.8Sc）/Ti Al+Ti+Mo ε p, % τ, h δ, % R p0.2, MPa R m, MPa A, % 용접균열 밀도, g/cm3
기대치 1.4~2.60 11.59~13.0 ≤0.8 ≥200 ≥10.0 ≥586 ≥1035 ≥20 없음
실시예

 1 2.22 13.00 0.162 342 23.0 762 1125 36.5 없음 8.14
2 2.25 11.84 0.164 334 33.0 725 1120 35.2 없음 8.21
3 1.59 12.44 0.164 328.5 26.5 730 1132 35.5 없음 8.20
4 1.56 12.65 0.151 325.6 21.3 732 1115 37 없음 8.22
5 2.60 12.19 0.152 319 22.8 768 1125 34.4 없음 8.14
6 1.40 11.59 0.142 324.5 20.4 730 1130 35.2 없음 8.24
7 1.37 12.08 0.483 232 18.3 746 1142 33.5 없음 8.23
8 1.38 12.26 0.452 209 19.5 729 1131 32.2 없음 8.23
9 2.63 12. 76 0.232 258 15.6 752 1140 30.6 없음 8.12
10 2.66 12.64 0.219 248 15.8 758 1150 29.5 없음 8.14
대비예 1 1. 73 11.49 0.52 212 20.2 621 1012 36.8 없음 8.25
2 1.82 11.40 0.637 202 19.8 596 995 38.5 없음 8.27
3 1.95 13.34 0.152 298 16.0 812 1321 22.3 있음 8.15
4 1.98 13.25 0.163 306 10.2 806 1296 23.5 있음 8.15
5 2.25 12.99 0.878 103.5 23.0 735 1128 32.0 없음 8.14
6 1.95 12.99 1.389 45.0 5.0 752 1108 30.2 없음 8.14
7 2.20 12.99 0.808 180.0 21.0 723 1105 38.5 없음 8.14
8 2.24 12.98 0.126 352.4 5.8 756 1205 33.8 없음 8.15
9 1.06 11.48 0.488 105.0 22.0 650 998 40.2 없음 8.33
10 2.35 13.00 0.178 352.3 8.6 768 1130 30.0 없음 8.12
11 3.15 12.58 0.187 212.5 15.8 672 1032 40.5 없음 8.15
12 1.88 13.00 0.140 345.6 9.5 712 1105 35.5 없음 8.14
13 -- -- 1.10 102.0 15.2 697 1141 34.5 없음 8.50
14 -- -- 2.201 40.3 14 698 1135 34.5 없음 8.58
참조:1, ε p은 시효 상태 합금이 816℃, 221MPa, 100h조건에서의 크리프 소성 신장률이고;
2, τ은 시효 상태 합금이 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명이고, δ은 시효 상태 합금이 89MPa, 927℃조건에서의 지속 단후 신장률이고;
3, R p0.2은 시효 상태 합금의 실온 인장 항복 강도이고, R m은 시효 상태 합금의 실온 인장 항력 강도이고, A은 시효 상태 합금의 실온 인장 단후 신장률 ;
4, 용접균열의 검출 조건은 국가 에너지 업계 표준 NB/T 47013.5-2015에 따라 형광 침투와 착색 침투 두 가지 방법을 사용하여 5mm판재 용접 표면 품질을 검출하고, 국가 표준GB/T 3323.1-2019에 따라 X방사선을 사용하여 5mm판재 용접 내주 품질을 검출할다.
5, 표 내의（Al-1.8Sc）/Ti, Al+Ti+Mo의 함량은 모두 wt%로 계산된다.
표 1및 표 2의 각 실시예, 대비예의 합금 성분 및 성능 데이터를 통해 하기를 보아낼 수 있고, 실시예 1-10에서, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59≤Al+Ti+Mo≤13.0을 만족시키고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서, 크리프 소성 신장률은 모두 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서, 합금의 지속 수명은 모두 200h 이상에 도달하고, 모두 선진 항공 발동기 및 가스 터빈의 설계 및 사용의 요구를 만족한다. 특히 실시예 1-6에서, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59≤Al+Ti+Mo≤13.0을 만족시키고, 또한, 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:1.40≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.6을 만족하며, 이 두가지 조건을 만족시키는 실시예 1-6에 의해 제조된 니켈기 변형 고온 합금은 매우 우수한 크리프 방지 성능 및 고온 지속 수명을 가지고 있고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 모두 0.2%이하이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 모두 300h 이상에 도달한다.
대비예1-2에서, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합, 즉Al+Ti+Mo은 각각 11.49% 및 11.40%이고, 대비예1및 2의 합금이 89MPa이지만, 927℃조건에서의 지속 수명은 기본적으로 200h 이상에 도달하지만, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 모두 0.5% 이상이고, 또한, 실온 인장 항력 강도 R mhe도 요구를 만족하지 못하며, 모두 기대치1035 MPa보다 낮다.
대비예3-4에서, 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합, 즉Al+Ti+Mo은 각각 13.34% 및 13.25%이고, 대비예3및 4의 합금이 816℃이지만, 221MPa, 100h조건에서의 크리프 소성 신장률은 0.2%이하이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 기본적으로 300h에 도달하지만, 용접 과정에서 용접균열이 나타나고. 대비예3및 대비예4의 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량의 합은 13%를 초과하고, 석출 강화 및 고용 강화의 작용이 너무 강하고, 시효 상태 굴복 강도 및 항력 강도의 여유량 크며, 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있지만, 용접 성능이 비교적 나쁘고, 용접균열이 나타난다.
대비예5 및 대비예6에서, Sc의 함량은 각각 0.0005%와 0.19%이고, 대비예5의 합금 중의 Sc함량은 0.0005%일 경우, Sc함량이 너무 낮기 때문에, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.878%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 단지 103.5시간이고; 대비예6의 합금 중의 Sc함량은 0.19%이고, Sc함량이 너무 높기 때문에, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 1.389%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 단지 45시간이고, 대비예5 및 대비예6의 크리프 방지 및 지속 수명은 모두 기대치에 도달하지 않고, 본 발명의 실시예에서의 Sc의 첨가량은 합금 크리프 방지 및 지속 수명의 영향에 대해 매우 중요한 것을 알 수 있으며, 본 발명의 실시예의 합금에서, Sc의 함량은 0.001-0.1%.
대비예7 및 8에서, Nb의 함량은 각각 0.25% 및 2.23%이고, 대비예7의 합금에서는 낮은 Nb를 사용하고, Nb함량은 0.25%이며, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.808%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 180시간이고, 기대치에 도달하지 못하고; 대비예8에서, Nb의 함량은 2.23%이고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.126%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 352.4시간이고, 대비예8의 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있지만, 이는 89MPa, 927℃조건에서의 지속 단후 신장률이 단지 5.8%이고, ≥10.0%의 기대치에 도달하지 못한다. 합금 중의 Nb함량을 높이면 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 높일 수 있지만, Nb함량 너무 높을 경우 단후 신장률을 낮출 수 있다. 따라서, 본 발명의 실시예의 합금 중의 Nb함량을 0.81-2.00%로 제어한다.
대비예9 및 대비예10에서, Al의 함량은 각각 1.45% 및 3.15%이고, 대비예9의 합금에서는 낮은 Al을 사용하고, Al함량은 1.45%,이고 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.488%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 단지 105시간이고, 대비예9 중의 합금은 크리프 소성 신장률이 기대치에 도달하지만, 지속 수명은 단지 105시간이고; 대비예10에서, Al함량은 3.15%이고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.178%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명 도달 352.3시간이고, 대비예10의 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있지만, 이는 89MPa, 927℃조건에서의 단후 신장률이 단지 8.6%이고, ≥10.0%의 기대치에 도달하지 못한다. 합금 중의 Al함량을 높이면 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 높일 수 있지만, Al함량이 너무 높을 경우, 단후 신장률을 낮출 수 있다. 따라서, 본 발명의 실시예의 합금 중의 Al함량을 2.00-3.00%로 제어한다.
대비예11및 12에서, Ti의 함량은 각각 0.95% 및 1.55%이고, 대비예11의 합금에서, Ti함량은 0.95%이고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.187%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 212.5시간이고, 대비예11의 합금 크리프 방지 성능 및 지속 수명이 요구를 만족할 수 있지만, 이의 실온 인장 항력 강도 R m은 1032MPa이고, 기대치1035MPa보다 낮으며, 요구를 만족하지 못하며; 대비예12에서, Ti함량은 1.55%이고, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률은 0.14%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명은 345.6시간이고, 대비예12의 합금은 우수한 크리프 방지 성능 및 지속 수명을 가지고 있지만, 이는 89MPa, 927℃조건에서의 단후 신장률이 단지 9.5%이고,≥10.0%의 기대치에 도달하지 못한다. 본 발명의 실시예의 합금에서, 바람직하게 Ti함량은 1.10~1.49%이다.
대비예13은 상업용 282합금이고, 대비예14는 출원번호201910811805. 7에서 개시된 합금이며, 이 두가지 대비예의 합금 밀도는 모두 실시예보다 높고, 대비예13및 대비예14에서의 합금은 모두 Sc를 첨가하지 않았고, 또한, 대비예13에서는 낮은 Al, 높은 Ti 및 낮은 Nb를 사용하고, 대비예14에서는 낮은 Al 및 낮은 Nb를 사용하고, 테스트를 거쳐, 대비예13에서의 합금은, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률이 1.1%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명이 102시간이고, 대비예14에서의 합금은, 816℃, 221MPa, 100h조건에서 합금의 크리프 소성 신장률이 2.201%이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명이 40.3시간이고, 모두 기대치에 도달하지 못하고, 선진 항공 발동기 및 가스 터빈 등 장비에서의 장기간 복무하는 정밀 열단 부품의 요구를 만족시키지 못한다.
본 발명에서, 용어 "일 실시예", "일부 실시예", "예시", "구체적 예시" 또는 "일부 예시" 등 기재는 당해 실시예 또는 예시를 결부하여 기술된 구체적 구성요소, 구조, 재질 또는 특점이 본 발명의 적어도 하나의 실시예 또는 예시에 포함된다는 것을 의미한다. 본 명세서 중에서, 상기 용어의 개략성 표현은 동일한 실시예 또는 예시를 필연적인 상대로 하는 것은 아니다. 또한, 기술된 구체적 구성요소, 구조, 재질이나 특점은 임의의 하나 또는 복수의 실시예 혹은 예시에서 적절한 방식으로 결합될 수 있다. 한편, 상호 모순되지 않는 경우에, 본 기술분야의 통상의 지식을 가진 자는 본 명세서에 기재된 상이한 실시예 또는 예시 그 자체, 그리고 상이한 실시예 또는 예시의 구성요소를 결합 및 조합할 수 있다.
비록 상술한 바와 같이 이미 본 발명의 실시예를 도시 및 기재하였지만, 상기 실시예들은 예시적인 것으로 본 발명에 대한 한정이 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범위내에서 상기 실시예에 대한 변경, 수정, 대체 또는 변형을 가할 수 있을 것이라는 점을 이해할 것이다.

Claims (10)

  1. 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금에 있어서,
    C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.00-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, Sc:0.001-0.10%, 및 0.01%보다 크거나 같고 0.02% 이하의 Zr를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 상기 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족시키고,
    상기 합금은 816℃, 221MPa, 100h조건에서의 크리프 소성 신장률이 0.5% 이하이고, 89MPa, 927℃조건에서의 지속 수명이 200h이상인,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 불순물은 W≤0.50%, Fe≤1.50%, Si≤0.10%, Mn≤0.10%, P≤0.008%, S≤0.008%, Ta≤0.10% 및 Cu≤0.20% 중 적어도 어느 하나를 포함하는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 합금 중의 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:1.40%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.6%을 만족시키는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 합금 중의 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%을 만족시키는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  5. 제1항에 있어서,
    C:0.04-0.08%, Cr:18.50-21.50%, Co:9.00-11.00%, Mo:8.00-9.00%, Al:2.50-3.00%, Ti:1.10-1.49%, Nb:0.81-2.00%, B:0.003-0.009%, Sc:0.001-0.10%, 및 0.01%보다 크거나 같고 0.02% 이하의 Zr를 포함하고, 잔량은 니켈과 불가피한 불순물이고, 질량 백분율 함량으로 계산하면, 상기 합금 중의 원소 Al, Ti 및 Mo의 질량 백분율 함량은 관계식:11.59%≤Al+Ti+Mo≤13.0%을 만족시키고, 원소 Al, Sc 및 Ti의 질량 백분율 함량은 관계식:2.22%≤（Al-1.8Sc）/Ti≤2.25%을 만족시키는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 항공 발동기에 응용되는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 가스 터빈에 응용되는,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금.
  8. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항의 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법에 있어서,
    a, 설계 용량의 원료를 취하여 진공 하에서 제련하고, 정련하여 기체를 제거하고, 진공 하에서 합금 주괴로 주조하는 단계; 및
    b, 상기 단계a에서 획득된 합금 주괴를 전극봉으로 단조 코깅(hammer cogging)하고, 재용융하여, 합금 주괴를 획득하고, 필요한 반제품으로 단조 코깅하고, 가공 후에 열처리를 하는 단계;를 포함하고,
    상기 열처리는 고용 열처리를 수행하고, 용접 및/또는 냉간 굽힘의 성형 가공을 거친 후에 다시 2번의 시효 열처리를 수행하는 것이며,
    상기 고용 열처리는 고용 온도가 1100-1170℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고,
    상기 시효 열처리 중 첫번째 시효 열처리는 시효 온도가 950-1010℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고, 보온은 1-3h이고,
    상기 시효 열처리 중 두번째 시효 열처리는 시효 온도가 750-800℃이고, 온도 제어 정밀도가 ±10℃이내이고, 보온 시간이 8-10h인,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 단계b에서, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경≤200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하지 않고, 재용융하여 획득된 합금 주괴가 직경＞200mm일 경우, 확산 어닐링을 수행하고, 확산 어닐링 온도가 1150-1200℃이고, 어닐링 시간이 12-24시간인,
    것을 특징으로 하는 크리프 방지, 장수명 니켈기 변형 고온 합금의 제조 방법.
  10. 삭제
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