KR20090035723A

KR20090035723A - 고온강도가 향상된 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금

Info

Publication number: KR20090035723A
Application number: KR1020097004121A
Authority: KR
Inventors: 필립 제이. 마지아츠; 존 피. 싱글레데커; 마이클 제이. 폴라드
Original assignee: 캐타필라 인코포레이티드; 유티-배텔, 엘엘씨
Priority date: 2006-07-31
Filing date: 2007-02-28
Publication date: 2009-04-10
Also published as: WO2008016395A1; JP2009545675A; CA2580933A1; EP2047007A1; US20060266439A1; RU2009107232A; CN101506399A

Abstract

본 발명은 약 15% 미만의 니켈을 포함하는 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금에 관한 것이다. 본 합금은, ASTM E139 시험 조건으로 생주물 상태에서 크리프 시험을 했을 때, 100MPa의 응력과 750℃의 온도에서 1×10^-3 미만의 최소 크리프율과 3,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖는다. 또한, 본 합금은 생주물 상태에서 750℃에서 130MPa을 초과하는 0.2% 항복강도를 갖고, 750℃로부터 900℃까지 0.2% 항복강도가 20% 미만으로 감소하여, 주조 후에 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는다.

오스테나이트, 스테인레스강, 크리프, 항복강도

Description

고온강도가 향상된 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금{HEAT AND CORROSION RESISTANT CAST AUSTENITIC STAINLESS STEEL ALLOY WITH IMPROVED HIGH TEMPERATURE STRENGTH}

본 발명은 대체로, 고온강도(high temperature strength)가 향상된 CF8C 타입의 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금(cast austenitic stainless steel alloy)에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 우수한 고온 크리프 강도(high temperature creep strength)와 시효 저항성(aging resistance)을 가져 주조 및 고온 시효 후에 실질적으로 델타 페라이트(delta ferrite)가 없는 안정된 오스테나이트계 미세구조를 나타내는 CF8C 타입 스테인레스강 합금과 이로부터 주조된 제품에 관한 것이다.

극고온 환경에 있게 되는 부품에 사용하기 위한 고강도의, 내산화성(oxidation resistant) 및 내균열성(crack resistant) 주조 합금에 대한 요구가 있다. 진보된 디젤 엔진은 내구성과 신뢰성의 손해 없이 감소된 배기가스 배출뿐 아니라 높은 연료 효율을 지속적으로 가져야한다. 더욱 큰 듀티 사이클(duty cycle)에서는 750℃ 이상의 온도에 견디는 터보 과급기(turbocharger) 하우징 재료와 배기가스 매니폴드(exhaust manifold)가 요구된다. 이러한 재료는 더 빠르고 가혹한 열 사이클뿐 아니라 연장되고 안정된 고온 노출에도 견뎌야 한다. 새로운 배기가스 배출 감소 기술과 과도적 원자로 과도출력(transient power excursion)은 이러한 중요 부품의 온도를 훨씬 더 높게 올린다. 디젤 엔진 부품에 대한 현재 선택할 수 있는 재료는 규소-몰리브덴(Silicon-Molybdenum: SiMo) 주철이다. 그러나, 더 높은 고온강도와 부식 한계가 요구된다. 니켈계 초합금은 우수한 고온 특성 때문에 가스 터빈과 같은 기타 고온 응용물을 위한 후보 재료이다. 그러나, 니켈 가격 때문에 니켈계 초합금이 비싸게 되어, 터빈 제조업자들은 케이싱(casing)과 대형 구조 부품을 위한 저가의 대안물을 고려하고 있다. 이러한 재료에 대한 이슈는 디젤 엔진과 연소 터빈에만 국한되지 않는다. 진보된 천연가스 왕복엔진(reciprocationg engine)을 사용하는 분포된 동력 응용물(distributed power application)은, 효율과 사용 온도에 대한 기대는 증가하면서 저가의 고온 가능 재료를 필요로 한다. 이러한 응용물을 위한 모든 신규 재료는 저가이고 우수한 고온 크리프와 피로 저항을 가져야 한다.

이러한 부품은 주조 공정에 의해 만들어지기 때문에, 모든 신규 재료는 용융 유동성(melt fluidity), 고온 균열 저항성(hot tear resistance), 및 용접성(weldability)과 같은 우수한 주조 특성을 가져야 한다. 주물 제조 비용에 있어 중요한 인자는, 스테인레스강 주조에 전형적으로 요구되는 용체화 열 처리(solution heat treatment) 또는 주조 후 응력 릴리프(post casting stress relief)이다. 주조 후 열처리에 대한 필요성을 없애면 주물 제조업자에게 실질적인 시간과 돈의 절약을 가져올 수 있다. 이러한 비용 절약은 대형 노(furnace)가 사용되어야 하는 스팀 터빈 주물과 같은 대형 부품에서 훨씬 더 커질 수 있다. 그러므로, 모든 신규 재료는 생주물 상태(as-cast state)에서 요구되는 특성, 즉, 주조 후 열처리에 대한 필요성이 없는 특성을 가져야 한다.

CF8C는 비교적 값싸고 상용으로 입수할 수 있는 주조 오스테나이트계 스테인레스강이다. 그러나, 표준적인 방법에서는 1,050℃에서 CF8C 주물에 용체화 처리를 하고, 이는 전술한 바와 같이 일부 응용물의 비용을 증가시킬 수 있다. 현행 주조 오스테나이트계 스테인레스 CF8C 강은 18 중량% 내지 21 중량%의 크롬과, 9 중량% 내지 12 중량%의 니켈과, 소량의 탄소, 규소, 망간, 인, 황 및 니오브를 포함할 수 있다. CF8C는 전형적으로 약 2 중량%의 규소와, 약 1.5 중량%의 망간과, 약 0.04 중량%의 황을 포함한다. CF8C는 500℃ 이하 온도에서의 응용물에 최적인 오스테나이트계 스테인레스강의 니오브 안정화도(niobium stabilized grade)이다. CF8C의 표준 형태는 600℃ 이상의 온도에서 열악한 강도를 갖는다. 또한, 이것은 700℃를 초과하는 온도에서 적당한 주기적 내산화성을 제공하지 못하고, 충분한 연성을 제공하지 못하고, 고온 시효 후의 고유 미세구조의 필요한 장기간 안정성을 갖지 못하고, 가혹한 열 사이클 동안의 장기간 내균열성이 결핍된다.

CF8C와 같은 오스테나이트계 스테인레스강 주조에 있어서, 생주물 미세구조에 델타 페라이트가 존재한다. 미세구조 내의 이러한 델타 페라이트는 연장된 고온 노출 동안 시그마상[sigma(σ) phase]으로 변형되어, 특히 대기 온도 또는 그보다 낮은 온도에서 재료의 연성을 감소시킨다. 생주물 상태에서 그리고 고온에의 연장된 노출(고온 시효) 후에 미세구조에 델타 페라이트와 시그마상이 없다는 것 은, 그러한 재료로 만들어진 부품의 수명 동안 재료의 생주물 특성을 유지하는 중요한 장점이다.

스테인레스강 합금의 등급은 마기(Magee)에게 허여된 미국특허 제5,340,534호(이하, '534 특허)에 기술되어 있다. '534 특허는 스테인레스강 합금의 내식성과 내마멸성(galling resistance)을 개선하려고 한다. 2.25% 이상의 규소 농도는 합금의 내마멸성을 개선하는데 중요한 기여 인자이다. 또한, 규소는 강 주조의 금속 유동성에 중요하다. 그러나, 규소는 강 내에 페라이트, 시그마상, 및 다량의 니오브 함유 레인(niobium rich lane), 또는 기타 규화물상(silicide phase)의 형성을 일으키고, 페라이트 체적 측정은 '534 특허에 기술된 합금의 다른 히트(heat)에서 2.3%와 7% 사이의 페라이트 체적을 나타낸다. 전술된 바와 같이, 페라이트와 시그마상의 존재는 고온에 노출된 강의 특성을 저하시킨다. 다우텟(Douthett) 등에게 허여된 미국특허 제4,341,555호(이하, '555 특허)에서 스테인레스강 합금의 다른 등급이 기술된다. '555 특허에 기술된 합금에서, 우수한 피팅(pitting) 및 산에 의한 부식 저항성을 위해 몰리브덴의 농도는 2%와 4.5% 사이에서 유지되고, 탄소의 농도는 0.06%로 제한된다. '555 특허에 기술된 합금은 기계적 특성을 개선하기 위해 주조 후 응력 릴리프 열처리에 의존한다.

그러므로, 생주물 상태에서 600℃ 이상 온도에서의 크리프 특성, 개선된 강도, 및 우수한 주조 특성을 가지고, 주조와 고온 시효 후에 안정되고 완전한 오스테나이트계 미세구조를 나타내어 재료의 연성과 개선된 강도가 합금의 수명 기간 내내 유지되는 변경된 CF8C 타입 강 합금이 요구된다. 완전한 오스테나이트계 미 세구조는 강에 실질적으로 델타 페라이트와 시그마상이 없는 거의 100%의 오스테나이트계 미세구조를 말한다.

본 명세서에 기재된 시스템은 전술된 문제점 중 하나 이상을 극복하고자 한다.

일 태양에서, 본 발명은 약 15% 미만의 니켈을 포함하는 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금에 관한 것이다. 본 합금은 ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시, 35MPa의 응력과 850℃의 온도에서 20,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명(creep rupture life)을 가지고, 생주물 상태에서 완전한 오스테나이트계 미세구조를 가진다.

다른 태양에서, 본 발명은 15% 미만의 니켈을 포함하는 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금에 관한 것이다. 본 합금은 ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시, 100MPa의 응력과 750℃의 온도에서 1×10^-3 미만의 최소 크리프율(creep rate)을 가지고, 3,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖는다. 또한, 본 합금은 생주물 상태에서 750℃에서 130MPa을 초과하는 0.2% 항복강도를 갖고, 750℃로부터 900℃까지 0.2% 항복강도가 20% 미만으로 감소되고, 주조 후 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는다.

다른 태양에서, 본 발명은 약 15% 미만의 니켈을 포함하고 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금으로 만들어진 제품에 관한 것이다. 또한, 본 제품은 주조 후와 750℃에서 3,000 시간 동안 고온 시효된 후에 측정 장치로 측정될 시, 페라이트 또는 마텐자이트와 같은 검출 가능한 강자성상(ferromagnetic phase)을 나타내지 않는다. 본 제품은, ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시 35MPa의 응력과 850℃의 온도에서 20,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖고, ASTM E139 시험조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시 100MPa의 응력과 750℃의 온도에서 5×10^-3 미만의 최소 크리프율 및 2,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖는다.

또한, 본 명세서는 생주물 상태에서 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금을 기재한다. 본 합금은 약 0.05 중량 백분율 내지 약 0.15 중량 백분율의 탄소와, 약 1.5 중량 백분율 내지 약 3.5 중량 백분율의 구리와, 약 0.25 중량 백분율 내지 약 1.0 중량 백분율의 텅스텐과, 약 0.6 중량 백분율 내지 약 1.5 중량 백분율의 니오브를 포함한다.

도 1a는 예시적인 연마되고(polished) 에칭된 생주물 CF8C 합금의 미세구조의 SEM 현미경 사진이다.

도 1b는 예시적인 연마되고 에칭된 생주물 CF8C-Plus 합금의 미세구조의 SEM 현미경 사진이다.

도 2a는 고온 시효 전의 예시적인 CF8C 합금의 미세구조를 도시한다.

도 2b는 고온 시효 후의 예시적인 CF8C 합금의 미세구조를 도시한다.

도 3a는 고온 시효 전의 예시적인 CF8C-Plus 합금의 미세구조를 도시한다.

도 3b는 고온 시효 후의 예시적인 CF8C-Plus 합금의 미세구조를 도시한다.

도 4a는 850℃ 및 35MPa에서의 크리프 시험 후의 예시적인 CF8C 합금의 미세구조의 TEM 이미지이다.

도 4b는 850℃ 및 35MPa에서의 크리프 시험 후의 예시적인 CF8C-Plus 합금의 미세구조의 TEM 이미지이다.

CF8C는 타입 347 스테인레스강의 전형적인 주조 등가물이다. CF8C-Plus의 화학적 성질은, 규소의 환원과 결합된 질소, 망간, 및 니켈의 정밀한 첨가와, 기타 소량의 합금 원소들의 조정에 의한 CF8C의 조성에 기초한다. 이러한 합금 변형은, 주조 후 열처리에 대한 필요성 없이 저렴한 합금 원소를 사용하여 CF8C 강의 주조 특성과 고온의 기계적 특성을 개선하도록 만들어진다.

표 1은 본 발명에 따라 만들어진 구성 원소의 최대 및 최소 범위에 관한 것이다. 또한, 표 1은 본 발명에 따라 만들어진 합금의 실시예의 예시를 ("예시 합금"으로 표시된 칼럼에) 포함한다. 본 발명에 포함된 실시예는, 표 1에 나타난 최소 내지 최대 범위 내에 포함되는 조성 범위의 모든 부분 집합으로 이루어진 합금을 포함한다. 코발트(Co), 바나듐(V), 및 티타늄(Ti)의 허용 범위는 결과물의 성능을 현저하게 변경시키지 않을 수 있다는 것을 알아야 한다. 구체적으로, 현행 정보에 의하면, 합금의 성능을 현저히 변경시키지 않고 Co는 0에서 약 5 중량 백분율까지, V는 0에서 약 3 중량 백분율까지, Ti는 0에서 약 0.2 중량 백분율까지 변동될 수 있다.

재료의 크리프 거동과 기계적 특성에 대한 이러한 변경의 효과를 연구하기 위하여 기계적 시험이 수행되었고, (CF8C-Plus로 명명된) 변경된 합금 샘플의 시험 결과는 전형적인 CF8C 강 합금의 시험 결과와 비교된다. 전형적인 CF8C 및 CF8C-Plus 재료의 샘플은 실험을 위하여 원심 주조(centrifugal casting)를 사용하여 주조되었다. 또한, 표 1은 이러한 연구를 위해 사용된 CF8C와 CF8C-Plus 강 합금의 조성을 보여준다.

도 1a는 예시적인 연마되고 에칭된 생주물 CF8C 합금의 미세구조를 도시하고, 도 1b는 예시적인 연마되고 에칭된 생주물 CF8C-Plus 합금의 미세구조를 도시한다. 생주물 CF8C 합금의 미세구조는, 수지상정간 코어 구역(interdendrite core region)에 델타 페라이트(10) 풀(pool)을 가지고 수지상정간 구역에 니오브 카바이드[niobium carbide(NbC): 12]를 갖는 오스테나이트 매트릭스(austenite matrix)를 포함한다. 반대로, 생주물 CF8C-Plus 합금의 미세구조는 어떤 델타 페라이트(10)도 나타내지 않는다. CF8C-Plus 합금의 미세구조는 수지상정간 구역에서 크롬 카바이드(Cr₂₃C₆)와 NbC(12)의 혼합물을 갖춘 완전한 오스테나이트이다. CF8C와 CF8C-Plus 강 주조물 모두의 페라이트 함유량을 측정하기 위해 디지털 Fisher^® Feritscope^®가 사용되었다. CF8C는 약 14% 델타 페리이트와 등가인 약 16.8 +/-1.1의 페라이트수(ferrite number)를 가졌고, CF8C-Plus는 어떤 감지 가능한 강자성 거동도 기록하지 않아 약 0.1% 델타 페라이트 미만을 가졌다는 것을 의미했다. 이러한 가시적 측정과 미시적 연구 모두는 생주물 상태의 CF8C-Plus 재료에 생주물 상태에서 델타 페라이트(10)가 실질적으로 없다는 것을 보여준다.

시효 동안의 CF8C와 CF8C-Plus 강의 미세구조의 진화를 조사하기 위하여, 모래 주조 용골 바아(sand cast keel bar)는 석영 튜브(quartz tube)로 캡슐에 싸여 소기 되고 아르곤(argon)으로 다시 채워졌다. 이들은 750℃에서 3,000 시간동안 공기 박스 로(air box furnace)에서 시효되었다. 이러한 견본은, 글리세린, 염산, 질산, 및 아세트산을 3:3:1:1의 부피 비율로 하여 구성된 부식액(etchant)을 사용하여 광학 현미경 검사를 위해 연마되고 에칭되었다. 연마되고 에칭되지 않은 견본에는 후방 산란 전자(backscatter electron: BSE) 이미징을 사용하여 주사형 전자 현미경[Scanning Electron Microscopy(SEM)] 분석이 실행되었고, 관심 영역에는 엑스레이 에너지 분산 분광법(x-ray energy dispersive spectroscopy: XEDS)이 실행되었다.

도 2a는 고온 시효 전의 예시적인 CF8C 합금의 미세구조의 BSE 이미지를 도시하고, 도 2b는 750℃에서 3,000 시간 동안 고온 시효 후의 예시적인 CF8C 합금의 미세구조의 BSE 이미지를 도시한다. 도 2a와 도 2b를 비교하면 시효된 재료의 델타 페라이트(10)에 대하여 BSE 이미지의 변화가 나타난다. 시효된 재료의 이러한 구역을 XEDS 분석하면 생주물 구조에서 발견되는 델타 페라이트(10)와 비교하여 규소(Si)와 크롬(Cr)이 풍부하다는 것을 알 수 있다. 도 2a와 도 2b를 비교하면 델타 페라이트(10)가 고온 시효 후에 시그마상(14)으로 변형되었다는 것을 알 수 있다. 상(phase)의 화학적 조성과, 스테인레스강에서 델타 페라이트(10)가 시그마상(14)으로 빠르게 변형될 수 있다는 사실에 기초하면, 750℃에서 3,000 시간 동안의 시효가 CF8C 강의 델타 페라이트(10)의 대부분을 시그마상(14)로 변형시킨다는 결론을 내릴 수 있다. 이러한 구역으로부터의 전자 회절 무늬(electron diffraction pattern)는 투과 전자 현미경(transmission electron microscopy: TEM)을 사용하여 연구되어 체심 정방(body centered tetragonal: bct) 시그마상의 존재를 확인하였다.

도 3a는 고온 시효 전의 예시적인 CF8C-Plus 합금의 미세구조의 BSE 이미지를 도시하고, 도 3b는 750℃에서 3,000 시간 동안의 고온 시효 후의 예시적인 CF8C-Plus 합금의 미세구조의 BSE 이미지를 도시한다. 도 2a와 도 2b에 도시된 CF8C 합금과 비교하여, 도 3a와 도 3b의 CF8C-Plus 강 합금은 고온 시효 후에 어떤 델타 페라이트(10) 또는 시그마상(14)의 형성도 보이지 않는다. 고온 시효 샘플의 전과 후의 CF8C-Plus 합금의 구조는 시효상정간 카바이드(interdendritic carbide: 16)를 갖춘 오스테나이트이다. 시효 후의 카바이드 크기 또는 형태에 있어서 뚜렷한 변화가 관측되지 않았다. 이러한 연구는, CF8C 합금과 비교하여 CF8C-Plus 합금에 750℃에서 3,000 시간 동안 고온 시효 후 강의 시그마상(14) 또는 델타 페라이트(10)가 실질적으로 없다는 것을 나타낸다.

원심 주조로부터, 후프(hoop) 방향과 종방향의 두 방향 모두로 인장(tensile), 크리프, 및 피로(fatique) 견본이 가공되었다. ASTM E8 및 E21에 따라 실내 온도 및 올려진 온도의 인장 시험이 실행되었다. 공기 크리프 시험(air creep testing)은, 크리프 변형을 측정하기 위해 견본의 견부(shoulder)에 부착된 신장계(extensometer)를 갖춘 레버-아암(lever-arm) 형식 크리프 장치에서 일정한 하중으로 ASTM E139를 따라 실행되었다. 저사이클 피로(low cycle fatigue: LCF)와 크리프-피로(creep-fatigue: C-F) 시험은 ASTM E606을 따라 유도 가열(induction heating)을 사용하여 변형률 제어(stain control)되는 서보-유압식(servo-hydraulic) 시험 시스템에서 실행되었다. 크리프-피로 시험을 위해 사이클 동안 최대 인장 변형률에서 변형률 홀드(strain hold)가 부과되었다.

표 2는 CF8C와 CF8C-Plus(CF8C+) 강의 평균 인장 특성, 즉, 0.2% 오프셋 항복강도(offset yield strength: YS)와, 극한 인장 강도(ultimate tensile strength: UTS)와, 파괴 시의 신장율(percentage elongation)로 측정되는 연성(Elong.)과, 파괴 시의 단면적의 감소율(percentage reduction)(RA)을 온도의 함수로서 비교한다. CF8C-Plus의 평균 항복강도는 700℃ 이상에서 매우 조금 변경되는 반면, CF8C 강의 평균 항복강도는 현저히 약해지는 것을 보여준다. CF8C-Plus 강의 평균 극한 인장 강도는 전체 온도 범위에서 CF8C와 비교했을 때 더 높다. 이러한 증가는 700℃ 이상의 온도에서 현저하게 더 높다(>70MPa). CF8C-Plus 강의 신장에 의해 측정되는 연성과 영역의 감소는 둘 모두 700℃ 이상에서 CF8C 강의 것보다 높다.

표 3은 다른 응력과 온도에서의 CF8C와 CF8C-Plus(CF8C+) 합금의 평균 크리프 파단 수명을 비교한다. 표에서 알 수 있는 바와 같이, CF8C-Plus 강의 크리프 파단 수명은 CF8C 강의 것보다 모든 경우에 한자리 수 이상 높다. 또한, CF8C-Plus 강의 크리프 연성은 신장율의 변화로 측정된 것과 면적의 변화율로 측정된 것 둘 모두 CF8C 강의 것에 대해 현저한 개선을 보여준다. 대부분의 경우에 CF8C 강에 대한 이러한 연성의 개선은 100%를 넘는다. 또한, CF8C-Plus 강의 최소 크리프율은 CF8C의 것에 대해 현저한 감소를 보여준다. 대부분의 경우에 이러한 최소 크리프율의 감소는 CF8C의 것보다 한자리수 이상 낮다.

도 4a는 850℃ 및 35MPa에서의 493 시간의 크리프 시험 후의 CF8C의 미세구조의 TEM 이미지이다. 도 4b는 850℃ 및 35MPa에서의 20,000 시간 이상의 크리프 시험 후의 CF8C-Plus의 미세구조의 TEM 이미지이다. 도 4a와 도 4b를 비교하면, CF8C-Plus 강의 NbC(12) 침전물(precipitate)의 평균 직경이 약 50 나노미터 미만인 반면(도 4b 참조), CF8C 합금에서는 이러한 침전물의 평균 직경이 단지 493 시간의 시험 후에 훨씬 더 큰 간격을 가진 채로 약 250 나노미터 이상이었다(도 4a 참조).

저사이클 피로에 대한 효과를 연구하기 위하여, 완전히 반대로 된(fully reversed: R-ratio = -1) 변형률 제어된 저사이클 피로 시험이 650℃와 800℃에서 일정한 주파수로 실행되었다. 표 4는 2개의 다른 온도에서 다른 변형률 범위에서의 CF8C와 CF8C-Plus(CF8C+) 강의 저사이클 피로 수명을 비교한다. 650℃에서 두 재료 모두 높은 변형률에서 유사한 거동을 보이지만, CF8C-Plus 합금은 최저 변형률 범위에서 파괴되기 위한 사이클에 있어 현저한 개선을 보여준다. 800℃에서 유사한 결과가 발견된다.

또한, 저사이클 피로 시험은, 0.001/초의 변형률 속도에서 0% 내지 0.45% 변형률(0% 내지 0.45% 총 변형률)의 R-비율(R-ratio)로 750℃에서 실행되었다. 이러한 크리프-피로 실험을 위해 최대 변형률(0.45%)에서 180초 홀드(hold) 시간이 사용되었다. 표 5는 이러한 시험의 결과를 보여준다. 저사이클 피로 시험에서 CF8C의 파괴될 때까지의 사이클은 CF8C-Plus의 것의 50%였다. 두 재료 모두 180초 피크 변형률 홀드(peak strain hold)가 가해졌을 시 사이클 수명의 감소를 겪었으나, CF8C가 CF8C-Plus(60%)에 비해 더 급격한 감소(75%)를 보였다. CF8C-Plus 강의 크리프-피로 사이클 수명은 CF8C 강의 것의 3배이었다.

또한, CF8C-Plus 재료에 추가된 합금 원소의 효과가 연구되었다. CF8C-Plus 강의 평가를 위해 B, W, Cu, 및 Al의 4개의 다른 합금 첨가물이 선택되었다. 아르곤 커버 가스(argon cover gas)와 함께 유도 용융(induction melting)되어 그래파이트 블럭(152mm X 102mm X 25.4mm)으로 주조됨으로써 소량의 합금 첨가물을 포함하는 CF8C-Plus의 15 파운드(6.8kg) 랩-스케일 히트(lab-scale heat)가 생성되었다. 1개의 히트는 CF8C-Plus 조성으로 주조되었고, 4개의 다른 히트들은 단일 합금 첨가물을 각각 포함하였다. 이러한 5개의 주조물의 대략의 측정된 조성(중량%)이 표 6에 나타난다. 'CF8C+'로 명명된 칼럼은 본 발명에 따라 만들어진 합금의 실시예의 대략적인 조성을 표시한다. 이 합금은 합금에 첨가되는 합금 원소의 효과를 비교하기 위한 기준선으로 사용된다. 'CF8C+B', 'CF8C+W', 'CF8C+Cu', 및 'CF8C+Al'로 명명된 칼럼들은, CF8C-Plus 합금의 조성에 약 0.005 중량 백분율의 붕소, 약 0.45 중량 백분율의 텅스텐, 약 2.5 중량 백분율의 구리, 및 약 1.3 중량 백분율의 알루미늄을 각각 첨가함으로써 얻어지는 합금의 조성을 나타낸다.

이러한 주조물에 주조 후 응력 릴리프 또는 용체화 어닐링 처리(solution annealing treatment)가 가해지지 않았다. 인장 바아(tensile bar)는 주조 블럭으로부터 가공되어 이러한 재료에 인장 시험과 크리프 시험이 실행되었다. 모든 견본을 차폐시키도록 선택된 시험 조건은 850℃ 및 75MPa이었다. 그리고 나서, CF8C-Plus 재료에 비교할만한 크리프 파단 수명을 가진 합금 샘플은 750℃ 및 140MPa에서 시험되었다.

표 7은 CF8C 재료에 4개의 합금 첨가물을 가했을 때의 인장 시험과 크리프 시험의 결과를 비교한다. 결과값이 나타내는 바와 같이, Al과 B를 첨가한 샘플은 CF8C-Plus 재료보다 나쁜 크리프 수명을 보였으므로, 750℃ 및 140MPa의 크리프 시험에 선택되지 않았다. 결과값은 Cu와 W가 첨가된 합금이 기본 CF8C-Plus 재료보다 고온 크리프에서 더 좋은 성능을 가진다는 것을 나타낸다.

이러한 결과값에 기초하여, Cu와 W 모두를 CF8C-Plus 재료에 가하여, (중량 백분율로) 0.09C, 3.9Mn, 0.46Si, 13.1Ni, 20.1Cr, 0.28Mo, 0.008V, 0.77Nb, 0.28N, 2.94Cu, 1W, 및 나머지는 Fe인 대략적인 조성을 가진 합금을 얻었다. 인장 바아는 주조 블럭으로부터 가공되어 이러한 신규 합금에 인장 시험과 크리프 시험이 반복되었다.

표 8은 이러한 인장 시험과 크리프 시험의 결과를 보여준다. 예상치 못하게도 발명자는 Cu와 W 모두를 가함으로써 현저하게 재료의 크리프 파단 수명을 증가시키고 크리프율을 감소시키는 시너지 효과를 얻는다는 것을 발견했다. 이러한 합금을 현미경 분석해보면, 이러한 합금의 미세구조에는 생주물과 고온 시효 후의 미세구조에 강의 델타 페라이트(10) 또는 시그마상(14)이 실질적으로 없다는 것을 알 수 있다.

본 명세서에 기재된 내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금은 극한의 온도 및/또는 극한의 열 사이클 조건에 노출되는 모든 제품의 생산에 사용될 수 있다. 본 명세서에 기재된 합금은 엔진과 동력 시스템의 부품에 사용될 수 있다. 그러나, 본 발명은 이러한 응용에 제한되지 않으며, 본 발명의 당업자에게 있어 다른 응용도 명백할 것이다.

본 발명의 스테인레스강 합금을 채용함으로써, 제조업자는 보다 신뢰성 있고 내구성 있는 고온 부품을 제공할 수 있다. 주조 후 미세구조에 델타 페라이트(10)가 없다는 것은 CF8C-Plus에 안정된 오스테나이트계 미세구조를 제공한다. 델타 페라이트(10)는 연장된 고온 노출 동안 시그마상(14)으로 변형되어 무르게 만든다. CF8C-Plus는 거의 100%의 오스테나이트 미세구조를 가지고, 실질적으로 델타 페라이트와 시그마상이 없다.

CF8C-Plus 강의 낮은 크리프율과 결합된 개선된 크리프 연성은 저사이클 피로 수명과 크리프 파단 강도를 증가시킨다. 증가된 저사이클 피로 수명과 크리프 파단 강도는 CF8C+로 만들어진 부품의 수명을 연장시킨다. 전형적인 CF8C 재료에 비해 본 발명의 CF8C-Plus 강 합금의 증가된 크리프 강도와 피로 수명은 이러한 두 재료 모두 주조물이기 때문에 예상되지 않고, 따라서 냉각 시 전위 구조(dislocation structure)를 생성하는데 변형 과정이 수반되지 않는다. 전형적인 CF8C 합금에 비해 현저하게 개선된 CF8C-Plus의 저사이클 피로 수명과 크리프 파단 수명의 가능한 원인은, Mn의 존재가 CF8C-Plus 합금의 적층 결함 에너지(stacking fault energy)를 변형시켜 더 높은 에너지 적층 결함을 일으키고, 합금 조성 내 망간과 질소의 존재가 NbC의 핵형성에 도움을 준다는 것이다. 또한, 매트릭스 내 NbC(12) 침전물의 크기와 밀도는 피로 수명과 크리프 파단 수명의 관측되는 개선에 기여할 수 있다. 이러한 NbC(12)의 미세 미립자의 존재는 아마도 전위를 고정시켜 CF8C-Plus 합금의 크리프 파단 수명을 개선할 수 있을 것이다. 증가된 피로 및 크리프 파단 수명, 감소된 크리프 변형률 속도, 및 고온에서의 0.2% 항복강도의 낮아진 감소는, 엔진과 터빈 제조업자가 엔진과 터빈을 더 높은 온도에서 작동하게 함으로써 출력 밀도를 증가시켜 연료 효율에 있어 가능한 향상을 제공하게 할 수 있다.

또한, 엔진과 터빈 제조업자는, 종래의 고규소 몰리브덴 연성철(high-silicon molybdenum ductile iron)에 비해 증가된 고온강도와 내식성에 의한 보다 얇은 섹션 설계에 의해 출력 밀도를 증가시킨 결과로서 부품의 중량을 감소시킬 수 있다. 또한, 본 발명의 스테인레스강 합금은 다른 주조 스테인레스강과 비교 가능한 또는 더 싼 가격으로 더 우수한 성능을 제공한다. 결정적으로, 본 명세서에 기재된 스테인레스강 합금은 제조업자가 디젤, 터빈, 및 가솔린 엔진 응용물에 대한 배기가스 배출 규정을 만족시키는데 도움을 줄 것이다.

특정 실시예만 기재되었으나 상기 설명으로부터 대안적 실시예 및 다양한 변경이 본 발명의 당업자에게 명백할 것이다. 이러한 실시예와 다른 대안 실시예는 동등하며 본 발명의 취지와 범주에 포함된다고 생각된다.

Claims

약 15% 미만의 니켈을 포함하고,

ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시, 100MPa의 응력과 750℃의 온도에서 1×10^-3 미만의 최소 크리프율과 3,000 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖고,

생주물 상태에서 750℃에서 130MPa을 초과하는 0.2% 항복강도를 갖고,

750℃로부터 900℃까지 0.2% 항복강도가 20% 미만으로 감소되고,

주조 후에 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항에 있어서,

ASTM E139 시험 조건에서 35MPa의 응력과 850℃의 온도에서 20,000 시간의 크리프 시험 후에 약 50 나노미터 이하인 미세구조 내의 니오브 카바이드(12) 침전물을 더 포함하는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항에 있어서,

약 0.05 중량 백분율 내지 약 0.15 중량 백분율의 탄소와,

약 1.5 중량 백분율 내지 약 3.5 중량 백분율의 구리와,

약 0.2 중량 백분율 내지 약 1 중량 백분율의 규소를 더 포함하는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제3항에 있어서,

약 0.1 중량 백분율 내지 약 1 중량 백분율의 몰리브덴과,

약 0.1 중량 백분율 내지 약 1.5 중량 백분율의 니오브와,

약 0.25 중량 백분율 내지 약 1.0 중량 백분율의 텅스텐을 더 포함하는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항에 있어서,

ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시, 140MPa의 응력과 750℃의 온도에서 5×10^-3 미만의 최소 크리프율과 200 시간을 초과하는 크리프 파단 수명을 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제5항에 있어서,

ASTM E139 시험 조건에서 생주물 상태에서 크리프 시험될 시, 140MPa의 응력과 750℃의 온도에서 20% 신장을 초과하는 크리프 연성을 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항에 있어서,

생주물 상태에서 750℃에서 250MPa을 초과하는 극한 인장 강도와,

생주물 상태에서 900℃에서 140MPa을 초과하는 극한 인장 강도를 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제7항에 있어서,

750℃의 생주물 상태에서 인장 시험될 시 10% 신장을 초과하는 연성과,

900℃의 생주물 상태에서 인장 시험될 시 30% 신장을 초과하는 연성을 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항에 있어서,

고온 시효 후에 완전한 오스테나이트계 미세구조를 갖는

내열 및 내식성 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항의 주조 오스테나이트계 스테인레스강 합금으로부터 만들어진 제품.