KR20150127741A - 처리가능한 고 열적 중성자 흡수 Fe-베이스 합금 - Google Patents

처리가능한 고 열적 중성자 흡수 Fe-베이스 합금 Download PDF

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코르소 그레고리 제이. 델
패트릭 씨. 레이
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Abstract

본 발명에는 중량%로 다음의 조성을 갖는 내식성의 중성자 흡수성 오스테나이트 합금 분말이 개시되어 있다: C: 0.08 최대, Mn: 3 이하, Si: 2 이하, P: 0.05 최대, S: 0.03 최대, Cr: 17-27, Ni: 11-20, Mo + (W/1.92): 5.2 이하, BEq: 0.78-13.0, O: 0.1 최대, N: 0.2 이하, Y: 0.005 미만. 합금은 약 0.25% 이상의 붕소, 약 0.05% 이상의 가돌리늄을 함유하고, 합금 조성의 잔량은 철 및 일반 불순물이고, BEq = % 붕소 + (4.35 × % 가돌리늄)으로서 정의된다. 또한, 본 발명에는 고화된 합금 분말로부터 제조되는 제조 물품이 개시되어 있고, 이 물품은 매트릭스 내에 분산된 복수의 보라이드 및 가돌리나이드 입자를 특징으로 한다. 그 보라이드 및 가돌리나이드 입자는 주로 M2B, M3B2, M3X 및 M5X의 형태로 존재하고, X는 가돌리늄 또는 가돌리늄과 붕소의 조합이고, M은 원소 규소, 크롬, 니켈, 몰리브덴, 철 중 하나 이상이다.

Description

처리가능한 고 열적 중성자 흡수 Fe-베이스 합금{PROCESSABLE HIGH THERMAL NEUTRON ABSORBING Fe-BASE ALLOYS}
본 발명은 일반적으로 중성자 흡수 합 금에 관한 것이고, 구체적으로 철-베이스 합금, 및 기계적 특성, 내식성 및 열적 중성자 흡수성의 독특한 조합을 제공하도록 처리될 수 있는 상기 합금으로 제조된 제조 물품에 관한 것이다.
붕소 함유 스테인레스강은 방사능 물질의 저장, 수송 및 제어를 위해 원자력 산업에 의해 사용되고 있다. 이들 용도에 있어서 그러한 유형의 재료의 적합성은 그 베이스 재료로의 붕소, 특별히 B10 동위원소의 첨가에 의해 제공되는 증가된 열적 중성자 흡수 성능에 관한 것이다. 그러한 재료의 예로는 등록 상표 MICRO-MELT® NEUTROSORB PLUS® 하에 판매되고 미국 특허 번호 4,891,080 및 5,017,437에 특허 청구되어 있는 개질된 유형 304 스테인레스강이 있다. 붕소는 그 재료 내에 천연 붕소로서 존재할 수 있으며, 그 재료는 대략 18.3 중량%의 B10 동위원소(잔량은 B11 동위원소임), 농축 붕소, 또는 이들의 조합을 함유한다. 원자력 산업에서 그 공지된 재료의 용도는 습식 소모된 연료 저장 랙, 소모된 연료 건식 저장 수송 캐스크를 위한 바스켓, 반응기 제어봉, 가연성 독물질, 및 중성자 차폐 플레이트를 포함한다. 천연 가스 및 석유와 관련된 상승하는 비용 뿐만 아니라 전기의 발생에서 석탄의 사용을 둘러싼 환경 문제는 전력을 발생시키는 화석 연료의 사용을 증대하는 원자력의 이용에서 전세계적인 회복된 관심을 촉발하고 있다. 현재 및 미래의 원자력 발전소에 의해 발생된 폐기 생성물은 현장에 또는 지역적 또는 국가적 저장소에 저장될 필요가 있다. 원자력 산업에서 붕소에 의해 제공된 이점은 재료의 열적 중성자 흡수 단면적(absorption cross-section)을 증가시키는 효과에 관한 것이다. 보다 높은 붕소 하중, 및 자체 사용되는 경우 또는 붕소와 커플링되는 경우 대안적인 열적 중성자 흡수제의 사용은 이러한 용도에서 사용된 많은 물품에 기술적 및 마케팅적 이점을 제공할 수 있었다.
붕소는 봉쇄 재료 내에서 중성자 흡수를 위한 전형적인 표준 운반자(standard bearer)이다. 붕소가 오직 모든 자연 발생 물질 중 제6의 가장 큰 열적 중성자 단면적만 갖고 있긴 하지만, 그의 낮은 원자 질량은 그것을 중량% 기준으로 제2의 가장 효과적인 합금화 첨가(alloying addition)를 가능하게 한다. 붕소의 모든 중성자 흡수 성능은 B10 동위원소로부터 유도된다. 그러나, B10 농축 붕소가 일반적으로 상업적인 합금 시스템에서 사용하기에 비용상 터무니 없이 비싸고, 사실 천연 붕소가 일반적으로 사용된다. 붕소는 스테인레스강 또는 니켈-베이스 합금에서 거의 또는 전혀 용해도를 갖지 않는다. 대신, 그것은 일반적으로 Cr, Mo 또는 Fe이 농후한 보라이드를 형성한다. 예를 들면, MICRO-MELT NEUTROSORB PLUS 합금에서, 약 46% Cr, 40% Fe, 3.5% Mn, 1.0% Ni 및 9.5% B의 조성을 지닌 M2B 상이 형성된다.
오스테나이트(austenitic) 스테인레스강으로의 붕소의 첨가는 결과적으로 개선된 중성자 흡수 특징, 증가된 경도, 항복 강도(yield strength) 및 인장 강도를 생성하지만, 감소된 인장 연성(tensible ductility), 충격 인성(impact toughness) 및 내식성을 생성한다. 감소된 내식성은 결과적으로 매트릭스 Cr의 고갈로부터 Cr-농후 M2B 상의 형성 결과로서 생성된다. 전형적으로, 붕소 함유 스테인레스강은 종래에 처리된 합금에서 붕소의 첨가의 이용과 보통 관련되어 있는 인성 및 연성 제한 때문에 미국에서 구조 성분으로서 사용되지 않고 있다. 합금 개질 및 분말 야금 공정(powder metallurgy processing)의 이용을 통해, MICRO-MELT NEUTROSORB PLUS 합금은 종래 유형 304 스테인레스강으로의 붕소의 첨가와 관련되어 있는 내식성, 연성 및 충격 인성에서의 감소를 최소화한다. MICRO-MELT® NEUTROSORB PLUS® 합금은 2.25% 이하의 B를 함유하고, ASTM A887 Grade "A"에 의해 피복되며, 한편 종래 처리된 재료는 ASTM A887 Grade "B"에 의해 피복된다. 일부 강 생산자는 약 1.85% 초과의 B 함량을 지닌 주조 및 가공되는 붕산염 처리된(borated) 스테리인레스강을 판매하지 않는다. 이는 그러한 양보다 더 많은 양의 B를 함유하는 종래의 주조 및 가공되는 붕산염 처리된 스테인레스강의 사용에 의한 유의적인 공정 문제들이 존재한다는 사실과 관련된다. 그러한 공정 문제들은 합금 재료가 기계적으로 열간 가공될 때 그 합금 재료의 균열 및 인열을 포함한다. MICRO-MELT NEUTROSORB PLUS 및 MICRO-MELT NEUTROSORB 상표 하에 판매된 분말 야금(P/M) 붕산염 처리된 스테인레스강은 P/M 제조된 재료와 관련되어 있는 감소된 격리의 결과로서 보다 높은 중성자 흡수 성능을 고객에게 제공할 기회를 부여한다. 그러나, NEUTROSORB PLUS 합금에 첨가될 수 있고 여전히 처리가능한 합금(즉, 플레이트 또는 바(bar)로 열간 가공될 수 있는 것)을 가질 수 있는 공칭 3.5% 붕소의 한계치가 존재한다. 게다가, B의 양이 제2의 보다 강한 중성자 감쇄 재료의 사용을 통해 감소될 수 있다면, 보다 높은 B 등량(B equivalency)(BEq)는 P/M 처리된 합금으로 얻어질 수 있다.
그 NEUTROSORB PLUS 합금은 농축 B10 또는 농축 B10 + 자연 B를 함유하여 단지 자연 B만을 함유함으로써 달성할 수 있는 것보다 더 높은 BEq 값을 얻는다. 그러나, 농축 B10은 매우 비싸고($1600/1b의 정도), 이는 수 많은 용도에 있어서 비용 효과적으로 그것을 사용하지 못하게 한다. 자연 B보다 더 높은 BEq를 갖고 농축 B10보다 현저하게 덜 비싼 비농축 원소의 사용이 바람직하게 된다.
발명의 개요
공지된 내식성의 중성자 흡수 합금과 관련된 단점들은 본 발명에 따른 재료에 의해 큰 정도로 해결된다. 본 발명의 제1 양태에 따르면, 중량%로 하기 조성을 갖는 내식성 오스테나이트 합금 분말이 제공된다:
C: 0.08 최대
Mn: 3 이하
Si: 2 이하
P: 0.05 최대
S: 0.03 최대
Cr: 17-27
Ni: 11-20
Mo + (W/1.92): 5.2 이하
BEq: 0.78-13.0
O: 0.1 최대
N: 0.2 이하
Y: 0.005 미만
합금 조성의 잔량은 철 및 일반 불순물이다. BEq는 % B + 4.35×(% Gd)로서 정의되고, 합금은 약 0.25% 이상의 B 및 약 0.05% 이상의 Gd를 함유한다.
본 발명의 또다른 양태에 따르면, 상기 설정된 중량% 조성을 갖는 고화된(consolidated) 합금 분말로부터 제조되는 제조 물품이 제공된다. 본 발명에 따른 분말 야금 물품은 또한 매트릭스 내에 분산된 복수의 보라이드(boride) 및 가돌리나이드(gadolinide) 입자를 포함한다. 그 보라이드 및 가돌리나이드 입자는 주로 M2B, M3B2, M5X, 및 M3X의 형태로 존재하고, 여기서 X는 가돌리늄 및 가돌리늄과 붕소의 조합이고, M은 규소, 크롬, 니켈, 몰리브덴, 철, 및 이들의 조합으로 이루어진 군으로부터 선택된다.
본 발명의 또다른 양태에 따르면, 중량%로 다음의 조성을 갖는 내식성 합금이 제공된다:
C: 0.10 최대
Mn: 3 이하
Si: 2 이하
P: 0.05 최대
S: 0.03 최대
Cr: 17-27
Ni: 9-16
Mo + (W/1.92): 5.1 이하
BEq: 0.78-10.05
O: 0.1 최대
N: 0.1 이하
여기서, 합금은 약 0.25% 이상의 붕소, 약 0.12% 이상의 가돌리늄을 함유하고, 합금 조성의 잔량은 철 및 일반 불순물이고, BEq는 % B + 4.35×(% Gd)로서 정의된다.
본 발명의 추가 양태에 따르면, 중량%로 하기 조성을 갖는 고화된 합금 분말로부터 제조되는 제조 물품이 제공된다:
C: 0.10 최대
Mn: 3 이하
Si: 2 이하
P: 0.05 최대
S: 0.03 최대
Cr: 17-27
Ni: 9-16
Mo + (W/1.92): 5.1 이하
BEq: 0.78-10.05
O: 0.1 최대
N: 0.1 이하
여기서, 합금은 약 0.25% 이상의 붕소, 약 0.12% 이상의 가돌리늄을 함유하고, 합금의 잔량은 철 및 일반 불순물이고, BEq는 % B + 4.35×(% Gd)로서 정의된다. 본 발명에 따른 분말 야금 물품은 또한 매트릭스 내에 분산된 복수의 보라이드 및 가돌리나이드 입자를 포함한다. 그 보라이드 및 가돌리나이드 입자는 주로 M2B, M3B2, M5X 및 M3X의 형태로 존재하고, 여기서 X는 가돌리늄 또는 가돌리늄과 붕소의 조합이고, M은 규소, 크롬, 니켈, 몰리브덴, 철 및 이들의 조합으로 이루어진 군으로부터 선택된다.
본 발명에 따르면, 합금 및 이로부터 제조된 물품은 강도, 인성, 내식성 및 처리성의 새로운 조합을 제공한다. 여기서 그리고 본 명세서 전반에 걸쳐서, 용어 "처리성(processability)" 및 "처리가능한(processable)"는 합금 또는 물품이 실질적인 균열 및/또는 인열을 유지하는 일 없이 열역학적으로 가공될 수 있는 성능을 의미한다. 균열 또는 인열의 정도는 열간 가공된 재료의 균열 부피 및 균열 깊이에 관하여 측정될 수 있다. 처리성은 표준규격 시험 절차에 의해 측정되는 바와 같이 합금 재료의 연성 및 인성을 기초로 하여 평가될 수 있다.
여기서 그리고 본 명세서 전반에 걸쳐서, 다음의 정의들이 적용된다. "백분율" 및 기호 "%"는 달리 특별하게 지시되어 있지 않은 한 질량%(중량%)를 지시한다. 용어 "붕소" 또는 기호 "B"는 추가 자격(qualification) 없이 사용될 때 자연 붕소를 의미한다. 용어 "분말", "합금 분말" 또는 "금속 분말"은 전형적으로 1 내지 1000 ㎛의 크기 범위에 있는 불연속 합금 또는 금속 입자의 집합체를 의미한다.
전술한 발명의 개요 및 후술하는 발명의 상세한 설명은 도면을 참조하여 독해할 때 보다 우수하게 이해할 수 있을 것이며, 여기서 도면은 다음과 같다:
도 1은 붕소 당량(boron equivalent), (% BEq)의 함수로서 항복 강도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 2는 % BEq의 함수로서 최대 인장 강도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 3은 % BEq의 함수로서 신장율(%)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 4는 % BEq의 함수로서 면적 감소율(%)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 5는 % BEq의 함수로서 샤르피 V-노치 인성(Charpy V-notch toughness)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 6은 % BEq의 함수로서 굽힘 각도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 7은 % BEq의 함수로서 휴이 부식율(Huey corrosion rate)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 8은 보라이드 및 가돌리나이드 입자의 평균 면적 분율의 함수로서 굽힘 각도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 9는 중량%의 붕소 함량(% B)의 함수로서 항복 강도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 10은 % B의 함수로서 최대 인장 강도의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 11은 % B의 함수로서 신장율(%)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 12는 % B의 함수로서 면적 감소율(%)의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 13은 % B의 함수로서 샤르피 V-노치 인성의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 14는 최대 인장 강도의 함수로서 샤르피 V-노치 인성의 비교 플롯을 도시한 것이다.
도 15는 시간의 함수로서 휴이 부식율의 비교 그래프를 도시한 것이다.
도 16a 및 16b는 히트 046으로부터 얻은 샘플 재료의 2개의 상이한 영역을 나타내는 종단면을 500×의 배율로 도시하는 현미경 사진이다.
도 17은 히트 881로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 18은 히트 047로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 19는 히트 866으로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 20a 및 20b는 히트 048로부터 얻은 샘플 재료의 2개의 상이한 영역을 나타내는 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 21은 히트 869로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 22a 및 22b는 히트 049로부터 얻은 샘플 재료의 상이한 2개의 영역을 나타내는 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 23은 히트 870으로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 24는 히트 050으로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
도 25는 히트 869로부터 얻은 샘플 재료의 종단면을 500×의 배율로 나타내는 현미경 사진이다.
본 발명에 따르면, 합금 및 이로부터 제조된 물품은 다음의 구성성분들을 포함한다.
합금은 약 0.08% 이하, 바람직하게는 약 0.05% 이하의 탄소를 함유한다. 이 합금 계에서, 오스테나이트 안정화제인 탄소는 잔류 원소인 것으로 간주된다. 그러나, 이 재료의 크롬 함량에 따라, 탄소는 민감화(sensitization) 때문에 그 재료의 내식성에 유해한 영향을 미칠 수 있는 크롬 탄화물의 형성을 피하기 위해서 약 0.08% 이하, 바람직하게는 약 0.05% 이하로 제한된다. 민감화는, 특히 특정한 상승된 온도로 노출 후 입자 경계부에서, 합금내 크롬 탄화물의 침전이다. 이어서, 그 합금 입자는 부식 공격을 받기 쉬운 면적을 형성하는 그 경계부 영역에서 크롬이 고갈된다.
본 발명에 따른 합금은 약 3% 이하의 망간을 함유한다. 망간은 니켈처럼 오스테나이트 안정화제이다. 이러한 망간의 수준은 달리 요구되는 니켈을 감소된 양으로 사용하는 것을 허용한다. 니켈은 망간보다 더 비싼 합금화 원소이다. 바람직하게는, 합금은 약 1% 이상의 망간을 함유한다. 망간은 또한 합금에 의해 제공되는 내식성에 유리하게 영향을 미치는 그러한 합금 내의 질소의 용해도를 증가시킨다.
합금은 또한 약 2% 이하의 규소를 함유한다. 규소는 전형적으로 약 0.5%의 수준으로 오스테나이트 스테인레스강 내에 존재한다. 이러한 수준의 규소는 효과적인 탈산화제이고, 따라서 용융된 합금을 탈산화하기 위해서 알루미늄 및/또는 이트륨을 사용할 필요성을 불필요하게 만든다. 또한, 합금이 보조 중성자 흡수제로서 가돌리늄을 함유하기 때문에, 가돌리나이드 상에 대한 규소의 일부 참여가 존재한다.
합금은 또한 약 17-27%의 크롬을 함유한다. 크롬은 페라이트 안정화제이고, 합금의 내식성에 대한 이익을 주로 제공하기 위해서 합금 내에 기본적으로 존재한다. 크롬은 또한 붕소와 조합하여 열적 중성자를 흡수하는데 필요로 하는 보라이드(특히 M2B 보라이드)을 형성한다. 약 17% 이상의 크롬은, 공지된 합금에 의해 현재 제공되는 것을 초과하는 내식성을 제공하도록 존재한다. 다른 한편으로는, 약 27% 초과의 크롬은, 특히 그러한 제품의 최종 사용자에 의해 생성될 수 있는 임의의 후속 용접물에서, 과도한 페라이트(즉, 약 10 부피% 초과)의 형성을 결과로 생성한다.
합금은, 합금의 내식성에 유해한 영향을 미치는 페라이트의 형성을 피하기 위해서, 약 11% 이상의 니켈, 바람직하게는 약 12% 이상의 니켈을 함유한다. 니켈은 오스테나이트 안정화제이고, 크롬 및 몰리브덴의 페라이트 안정화 효과를 보충(offset)하도록 존재한다. 망간의 존재 때문에, 합금은 동일한 정도의 상 안정성을 제공하는데 달리 필요로 하는 니켈을 보다 적게 함유한다. 크롬 및 몰리브덴의 페라이트 안정화 효과를 보충하는 것 이외에도, 니켈은 형성되는 가돌리늄 상에 참여한다. 가돌리늄 상에 대한 니켈의 참여는 결과적으로 그 상 내의 보다 낮은 철 함량을 생성한다. 철 함량이 낮으면 낮을수록, 니켈 가돌리나이드 상은 합금의 열간 가공성(hot workability)을 더욱더 크게 이롭게 한다. 너무 많은 양의 니켈은 특성에 있어서의 유의적인 이점을 제공하는 일 없이 합금의 비용을 증가시킨다. 그러므로, 합금은 약 20% 이하의 니켈, 바람직하게는 약 16% 이하의 니켈을 함유한다.
합금은 약 5.2% 이하의 몰리브덴을 함유할 수 있다. 몰리브덴은 크럼처럼 페라이트 안정화제이고, 존재하는 경우, 그것은 합금의 내식성에 기여한다. 이 내식성에 대한 이익은 합금이 약 2.8% 이상, 바람직하게는 약 3.0% 이상, 보다 바람직하게는 약 3.5% 이상의 몰리브덴을 함유할 때 얻어진다. 몰리브덴의 첨가에 의해 제공되는 추가적인 내식성이 필요하지 않을 때, 합금은 잔량의 몰리브덴, 바람직하게는 약 0.5% 이하의 몰리브덴을 함유한다.
또한, 몰리브덴은 본 발명에 따른 물품에서 형성되는 보라이드 상에 참여한다. 크롬 농후 M2B 보라이드 상에는, 대략 2.0%의 Mo가 존재한다. 그러나, M3B2 보라이드 상은 거의 60%의 Mo을 함유하는 것으로 간주된다. 형성되는 M3B2 상은 크롬 농후 M2B 상에 비하여 붕소가 보다 크게 더 농후하고, 따라서 결과적으로 보다 적은 양의 중성자 흡수 제2 상의 형성을 생성한다. 이는 중성자 흡수 제2 상의 면적 분율이 증가함에 따라 기계적 특성이 유해한 영향을 받기 때문에 중요하다. 따라서, 이러한 제2 상 입자의 양을 제어함으로써, 특성들이 개질될 수 있다. 특히, 인장 및 항복 강도는 제2 상 보라이드 입자의 양이 보다 많아짐에 따라 증가한다. 그러나, 연성, 인성, NTS/UTS 비율(노치 인장 강도 대 최대 인장 강도의 비율), 및 굽힘 반경은 제2 상 보라이드 입자의 양이 증가함에 따라 감소한다.
텅스텐은 그러한 합금에 있어서 몰리브덴과 유사한 방식으로 거동하는 원소이다. 그러나, 몰리브덴과 텅스텐 간의 원자량에서의 차이 때문에, 그것은 주어진 양의 몰리브덴과 동일한 효과를 얻는데 중량% 기준으로 거의 2배 만큼의 많은 양으로 텅스텐을 취한다. 이는 텅스텐이 그러한 합금 계에서 몰리브덴의 전부 및 일부를 대체할 수 있을 것으로 생각된다. 적당한 수준의 몰리브덴 및 텅스텐이 존재하는 것을 보장하기 위해서, 몰리브덴 등량 인자(molybdenum equivalency factor) MoEq가 유도될 수 있다. 인자 MoEq는 % Mo + % W/1.92로서 정의된다. 이것은 3.0-5.1% 몰리브덴에 상대적인 몰리브덴 + 텅스텐의 당량을 얻기 위해서 몰리브덴에 대한 텅스텐 대체의 적당한 수준을 결정하는데 사용된다.
합금은 0.2% 이하의 질소를 함유할 수 있고, 바람직하게는 약 0.1% 이하의 질소를 함유할 수 있다. 질소는 강한 오스테나이트 안정화제이다. 질소가 붕산염 처리된 스테인레스강의 인성 및 연성 특성을 감소시키긴 하지만, 합금내의 질소의 내포는 아르곤 기체 원자화(atomization)에 상대적으로 합금 분말을 제조하는 비용을 감소시키는 금속 분말의 질소 기체 원자화의 사용을 허용한다. 원자화에 질소 기체의 사용은 내식성을 강화시킨다. 또한, 질소 기체 원자화는 질소 원자화된 합금 분말로부터 제조된 물품이 아르곤 원자화된 물질로부터 제조된 물품만큼 용접 영역에서 마이크로 다공성을 전개하지 않기 때문에 합금의 용접성을 강화시킨다. 그러므로, 질소 기체에 의해 원자화될 때, 합금 분말은 300 ppm 초과, 예를 약 0.05% 이상의 질소를 함유한다.
본 발명의 합금은 약 0.25% 이상의 붕소를 함유하는 것이 바람직하다. 붕소는 제품의 열적 중성자 흡수 성능에 이익을 준다. 이는 M2B 및 M3B2와 같은 제2 상 보라이드 입자의 형성을 통해 달성된다. 이러한 입자가 크롬 및 몰리브덴을 함유하기 때문에, 내식성 및 상 안정성이 유해한 영향을 받지 않는다는 점을 보장하기 위해서 그들 원소의 요구되는 매트릭스 수준을 유지하는 것이 중요하다. 약 0.25% 이상의 붕소가 그 재료 내에서 형성되는 가돌리나이드 상과 효과적으로 공동 핵 형성하는데 필요로 하며, 그러한 공동 핵 형성은 합금의 처리성에 이익을 부여한다. 너무 많은 양의 붕소는 합금의 인성, 연성 및 가공성에 유향한 영향을 미친다. 그러므로, 붕소는 그 재료 내에 약 2.5% 이하, 바람직하게는 약 2.0% 이하, 보다 바람직하게는 약 1.0% 이하로 제한된다. 우수한 강도 및 허용가능한 인성 및 연성은 합금이 2% 초과의 붕소를 함유할 때 얻어진다. 강도, 인성 및 연성의 우수한 조합은 합금이 20% 이하의 붕소를 함유할 때 얻어진다. 최고의 인성 및 연성은 합금이 약 1% 이하의 붕소를 함유할 때 얻어진다.
합금은 약 0.05% 이상, 바람직하게는 약 0.12% 이상의 가돌리늄을 추가로 함유한다. 가돌리늄은 붕소처럼 중성자 흡수제이다. 그러나, 붕소와는 달리, 가돌리늄은 니켈 및 철이 농후한 가돌리나이드 상을 형성한다. 가돌리나이드 상이 니켈을 고정하기 때문에, 적당한 상 안정성을 보장하기 위해서 그러한 참여 효과를 보충하는 것이 중요하다. 가돌리늄은 열적 중성자 흡수제로서 자연 발생 붕소와 비교하여 4.35 배의 더 강력하다. 그러므로, 가돌리늄은 열적 중성자 흡수 제2 상 보라이드 입자의 전체 양을 비용 효과적으로 감소시켜서 개선된 특성 성능을 형성시키는데 사용될 수 있다. 결과적으로, 이러한 합금 내에 있는 제2 상 보라이드 입자의 부피 분율은 공지된 합금에 상대적으로 감소될 수 있고, 동시에 그 재료는 공지된 붕소 단독 함유 합금에 의해 제공되는 것만큼 적어도 우수한 중성자 흡수 성능을 제공한다. 그럼에도 불구하고, 합금내 붕소의 일부가 가돌리나이드 상에 참여하고 가돌리나이드 상이 고화 동안 보라이드 상과 공동 핵 형성을 하기 때문에, 붕소는 가돌리늄과 함께 존재하는 것이 중요하다. 이는 단순 가돌리늄-함유 합금이 낮은 용융 상의 형성 때문에 제한된 열간 가공성을 갖기 때문에 중요하다. 분말 야금 공정과 함께 상기 설명되어 있는 바와 같은 가돌리늄, 붕소 및 니켈의 조합은 공지된 가돌리늄 함유 재료와 비교하여 그 재료의 열간 가공성에 이익을 부여한다. 너무 많은 양의 가돌리늄은 합금의 열간 가공성 및 처리성에 유해한 영향을 미친다. 본 발명의 합금 분말은 약 2.6% 이하의 가돌리늄을 함유할 수 있다.
중성자 흡수 성능에 대한 봉소 및 가돌리늄 둘 다의 유익한 기여는 붕소 등량 인자 BEq를 참조하여 정량화될 수 있다. 그 인자 BEq는 중성자 흡수의 관점에서 붕소와 가돌리늄의 조합과 동등한 붕소 수준을 표시하는 수단이다. 본 발명에 따르면, BEq는 % B + (4.35 × % Gd)로서 정의되는데, 이는 Gd가 자연 붕소와 비교하여 열적 중성자 흡수제로서 4.35배 더 강력하기 때문이다.
합금 조성물의 잔량은 철 베이스 중성자 흡수 합금의 상업적 등급에서 발견되는 철 및 일반 불순물이다. 인은 불순물이고, 고온 취성(hot shortness)으로부터 결과로 초래되는 합금의 가공성에 미치는 유해한 효과를 피하기 위해서, 바람직하게는 최대 약 0.05%의 잔류 수준으로 제한된다. 황도 인과 마찬가지로 불순물이고, 고온 취성으로부터 결과로 초래되는 합금의 가공성에 미치는 유해한 효과를 피하기 위해서 최대 약 0.035%의 잔류 수준으로 제한된다. 알루미늄 및 이트륨과 같은 탈산화 첨가제는 그러한 합금 내에 의도적으로 존재하지 않지만, 불가피한 불순물로서 존재할 수 있다. 따라서, 합금 분말은 0.01% 미만의 알루미늄 및 0.005% 미만의 이트륨을 함유한다. 산소는 그러한 합금 내에 불가피하게 존재하고, 합금은 분말이 얼마나 미세한지의 여부에 따라 약 0.1% 이하의 산소를 함유할 수 있다. 합금 분말은 특수 기법이 이용되지 않은 한 약 100 ppm 이상의 산소를 함유할 것으로 예상된다.
넓은 범위의 합금 조성이 상기 기술되어 있지만, 합금의 바람직한 범위는 본 발명에 따른 물품의 특정 용도에 대한 특성 요건에 따라 실현될 것으로 생각된다. 예를 들면, 상기 기술된 다양한 원소 범위의 하위 범위는 몇 가지를 언급하자면 내식성, 중성자 흡수, 강도, 인성, 및 이들의 조합과 같은 구체적인 특성들을 최적화하도록 선택될 수 있다.
본 발명에 따른 물품은 분말 야금 공정에 의해 형성되는 것이 바람직하다. 바람직한 분말 야금 공정은 다음과 같다. 합금은 우선 산소 무함유 대기 하에 용융되고, 예를 들면 진공 유도 용융(VIM: vacuum induction melting)에 의해 용융되고, 아르곤 기체 또는 질소 기체와 같은 불활성 원자화 유체에 의해 원자화된다. 예비 합금화된 분말의 입자 크기는 중요하지 않지만, 지나치게 큰 입자는 제거하는 것이 바람직하다. 이러한 목적으로 40 메쉬 스크린에 예비 합금화된 분말을 통과시키는 것은 우수한 결과를 부여한다. 입자 크기에 의한 분말의 격리(segregation)는 분말을 블렌딩함으로써 유리하게 최소화될 수 있다. 따라서, 분말 물질은 용기 내에 넣기 전에, 균일한 입자 크기 분포를 얻도록 블렌딩되는 것이 바람직하다.
합금 분말은 고화 전에 하나 이상의 금속 캐니스터 내에 충전된다. 캐니스터가 오스테나이트 스테인레스강, 예컨대 AISI 유형 304 또는 316 스테인레스강으로부터 제조되는 경우, 합금 분말 및 캐니스터는 캐니스터 내에 분말을 적재하기 전에 수분을 제거하도록 소성되는 것이 바람직하다. 공기 중의 소성 온도는 산화를 피하기 위해서 400℉(204.4℃) 미만인 것이 바람직하다. 250℉(121.1℃)의 소성 온도는 우수한 결과를 제공한다. 건조된 분말은 청정해야 하고 필수적으로 산화물을 함유하지 않아야 하는 캐니스터 내로 적재된다. 저함량 탄소의 연강으로 제조된 캐니스터가 사용될 수도 있다., 그러한 경우, 캐니스터를 충전하기 전에 캐니스터 또는 분말을 소성하는 것이 반드시 필요한 것이 아니다.
캐니스터가 분말로 충전될 때, 캐니스터는 닫고 이어서 진공 처리하여 공기 및 임의의 흡수된 수분을 제거하는 것이 바람직하다. 이 목적을 위해서, 캐니스터는 100 마이크론 미만의 Hg로 진공 처리되는 것이 바람직하다. 캐니스터는 그 진공 처리 공정 동안 가열될 수 있어서 수분의 제거를 용이하게 한다. 그 캐니스터 내부에서 공기 및 수증기 수준이 만족스러운 경우, 진공 처리는 중단하고 캐니스터는 밀봉하고 이어서 압축한다.
열간 등방압 가압 성형(Hot isostatic pressing:HIP)은 금속 분말을 압축하는 바람직한 방법이다. 잘 알려져 있는 바와 같이, 온도, 압력, 및 그 재료가 선택된 온도 및 압력에서 유지되는 지속 시간은 합금 분말 및 캐니스터 크기 및 형상에 따라 달라지고, 이들 모두는 용이하게 결정된다. 사용하고자 하는 온도는 합금의 초기 용융 온도 이하이어야 한다. HIP 온도는 낮게, 바람직하게는 약 2000-2100℉(1093-1149℃)로 유지되어 보라이드/가돌리나이드 입자의 성장을 제한한다. HIP 사이클은 실질적으로 완전 조밀한 압축물을 얻기에 충분한 시간 동안 약 15 ksi(103.4 MPa)의 압력에서 수행되는 것이 바람직하다. 온도 및 압력에서 요구된 시간은 캐니스터의 단면 크기에 따라 좌우되고, 즉 보다 많은 시간은 보다 큰 캐니스터 단면 두께에 있어서 필요하다.
본 발명에 사용된 합금 압축물의 제조가 종래의 분말 야금 기술을 참조하여 기술되어 있긴 하지만, 그것은 다른 방법에 의해서도 제조될 수 있는 것으로 생각된다. 예를 들면, 미국 특허 번호 4,696,863에 개시된 금속 분말의 동시적인 고화 및 환원이 이용될 수 있다. 급속한 고화 주조 기법이 또한 본 발명에 적용가능하다. 선택된 제조 방법은 용융된 상태로부터 합금의 급속한 냉각을 제공한다는 점, 및 임의의 중간 고화 단계는 보라이드 입자의 성장을 제한하기 위해서 온도에 관하여 제한되어야 한다는 점이 중요하다.
압축된 합금 분말은 원하는 물품 형태로 열간 및/또는 냉간 가공될 수 있다. 보다 구체적으로, 합금은 2050-2125℉(1121-1163℃)의 범위에 있는 출발 온도로부터, 프레싱, 헤머링, 회전식 단조, 또는 플랫 압연에 의해, 기계적으로 열간 가공된다. 그 재료를 열간 가공하는 바람직한 방법은 약 2050-2125℉(1121-1163℃)의 출발 온도로부터 합금 분말 압축물을 열간 단조하고, 이어서 약 2050-2125℉(1121-1163℃)의 출발 온도로 열간 압연하여 스트립 또는 플레이트와 같은 평평한 형태를 제공하는 것을 포함한다. 그 평평한 형태는 냉간 압연될 수 있거나, 또는 분쇄되어 원하는 바와 같은 크기로 마감질될 수 있다. 물품의 최종 형태는 약 30 분 동안 약 1900-1950℉(1038-1066℃)에서 어닐링 처리되고, 실온으로, 바람직하게는 수 중에서, 급속 켄칭되는 것이 바람직하다.
실시예
26개의 공칭 140-300 lb(63.5-136 kg) 히트들을 진공 유도 용융시키고 원자화하였다. 24개의 히트들을 아르곤 기체로 원자화하고, 다른 2개의 히트(히트 878 및 879)들은 질소 기체로 원자화하였다. 히트들의 중량% 조성을 하기 표 Ia 및 Ib에 설명하였다. 표 Ia는 본 발명에 따른 합금의 조성을 나타낸 것이고, 표 Ib는 비교 합금의 조성을 나타낸 것이다. 각각의 히트의 잔량은 철 및 일반 불순물이었다.
각 히트로부터 유래되는 원자화된 합금 분말을 -40 메쉬(420 마이크론 및 보다 더 미세한 것)으로 선별하고 블렌딩하였다. 히트 105의 블렌딩된 분말의 일부를 -140 메쉬 및 -270 메쉬로 추가 선별하여 3개의 별도 뱃치(이후에는 각각 히트 105-1, 105-2 및 105-3이라고 칭함)를 제공하였다. 각 히트로부터 그리고 히트 105의 3개 뱃치로부터 유래된 합금 분말을, 0.125 인치(3.175 mm) 두께의 저탄소강으로부터 형성된, 2개의 1-3/4 인치 × 6 인치 × 26 인치(44.45 mm × 152.4 mm × 660.4 mm) 캐니스터 내로 진동 충전하였다. 캐니스터를 250℉(121.1℃)에서 탈기하고, 20 마이크론 미만 Hg의 압력으로 진공 처리하고, 용접 폐쇄하고, 이어서 15 ksi(103.4 MPa) 및 2050℉(1121℃)에서 4 내지 6 시간 동안 실질적인 완전 밀도로 열간 등방압 가압 성형하였다. 히트 당 1개의 HIP 처리된 캐니스터는 3/4-인치(19.05 mm) 두께 플레이트로 열간 압연하였다. 취급을 용이하게 하기 위해서, 각각의 캐니스터를 열간 압연 전에 섹션화하였다. 모든 재료는 패스마다 그리고 가열 주기에 대하여 2회 패스 마다 1/8 인치(3.175 mm) 감소를 이용하여 2050℉(1121℃)의 출발 온도로부터 열간 압연하였다. 중간 재료는 각각의 압연 패스 후에 2050℉(1121℃)에서 20-30 분 동안 재가열하였다. 최종 롤 패스를 종료하자마자, 3/4 인치(19.05 mm) 플레이트 섹션을 펴고, 이어서 1 시간 동안 1950℉(1066℃)에서 어닐링 처리하고 이어서 실온으로 수 켄칭하였다. 본 발명에 따른 붕소 및 가돌리늄을 함유하는 히트들은 가공된 그대로의 플레이트에서 인열 또는 균열의 부재에 의해 입증된 바와 같이 성공적으로 열간 압연하였다. 따라서, 본 발명에 따른 합금은 합금 재료 내의 붕소 및 가돌리늄의 존재에도 불구하고 처리성을 입증하는 것으로 밝혀졌다. 본 발명의 합금보다 더 높은 BEq 및 그러한 합금의 상한에 거의 가까운 붕소 함량을 갖는 히트 876은 열간 압연 단계 동안 유의적인 열간 인열에 의해 입증되는 바와 같이 처리가능하지 않았다.
[표 1a]
Figure pat00001
[표 Ib]
Figure pat00002
인장, 샤르피 V-노치, 굽힘 각도, 휴이 부식 시험을 위한 표준규격 크기의 세로 견본을 각 히트의 3/4 인치(19.05 mm) 두께 플레이트로부터 제조하였다. 0.2% 오프셋 항복 강도(0.2% YS) 및 최대 인장 강도(UTS)(ksi), 신장율(% El.) 및 면적 감소율(% R.A.)을 포함하는 실온 기계적 시험의 결과들은 본 발명의 합금을 나타내는 히트들(표 Ia)에 대하여 하기 표 IIa에 제시하였다. 비교 히트들(표 Ib)에 대한 결과들은 하기 표 IIb에 제시하였다. 또한, 표 IIa 및 표 IIb에는 실온 샤르피 V-노치 충격 시험(CVN)(ft.-lbs.: foot-pounds)의 결과, 노치 인장 강도(Kt = 8.0) 대 최대 인장 강도의 비율(NTS/UTS), 굽힘 시험(굽힘 각도)(도)의 결과, 및 휴이 부식 시험(Corr. Rate)(mpy: mils per year)의 결과가 또한 제시되었다.
굽힘 시험은 다음과 같이 수행하였다. 표준규격 Strauss 부식 시험 쿠펀(ASTM A262, Practice A에 따른 것)인 시험 견본은 3/8 인치(9.53 mm) 직경 맨드럴 및 1200 psi(8.274 MPa) 유압 램을 사용하여 1-9/16 인치(39.7 mm) 폭 슬롯을 통해 굽혔다. 휴이 부식 시험은 ASTM A262, Practice C에 따라 수행하였다.
[표 IIa]
Figure pat00003
[표 IIb]
Figure pat00004
제시된 값들은 측정된 값들의 평균이었다. 히트 708 내지 히트 716의 경우, 기계적, CVN 및 NTS/UTS 결과들은 각 히트의 5개의 시험된 견본에 대한 평균이었다. 히트 754 내지 히트 762, 히트 873 내지 히트 880, 히트 105-1, 105-2 및 105-3의 경우, 기계적, CVN 및 NTS/UTS 결과들은 각 히트의 3개의 시험된 견본에 대한 평균이었다. 히트 708 내지 716 및 히트 754 내지 762의 경우, 굽힘 시험 및 휴이 부식 시험 결과는 각 히트의 2개의 견본에 대한 평균이었다. 다른 히트의 경우, 굽힘 및 휴이 부식 시험 결과는 각 히트의 3개의 견본에 대한 평균이었다.
BEq의 함수로서 표 IIa 및 IIb에 도시된 시험 결과들의 그래픽 분석은 도 1-7에 제시되었다. 작도되는 변수와 BEq 함량 간의 일반적인 우수한 일치가 존재하였다. 0.2% YS 및 UTS 플롯(도 1 및 2) 둘 다는 B ≥ 2%를 갖는 히트의 추세선이 비교가능한 BEq에서 B ≤ 1%를 지닌 히트에 대한 추세선의 것보다 위에 있다는 것을 보여주었다. BEq 함량의 함수로서 인장 연성, CVN 충격 인성, 및 굽힘 각도의 플롯(도 3-6)은 붕소 함량 ≥ 2%를 지닌 히트 및 단독 B-함유 304L 히트와 비교할 때 비교가능한 BEq 함량에서 붕소 함량 ≤ 1%를 지닌 히트에 의해 제공되는 매우 우수한 연성, 인성 및 제조성을 명백하게 나타내었다. 휴이 부식율에 대하여 도 7에서의 그래프는 붕소를 함유하지만 가돌리늄의 적극적인 첨가가 없는 304L 계 히트(＜ 0.5% Mo)와 비교할 때 붕소 및 가돌리늄을 함유하는 316L 계 (Mo 함유) 히트에 의해 제공되는 매우 우수한 내식성을 나타내었다.
굽힘 각도 시험 결과는 보라이드 및 가돌리나이드 입자의 평균 면적 분율의 함수로서 분석하였다. 그래픽 분석은 도 8에 도시되어 있고, 도 8은 평균 입자 면적 분율이 약 22% 초과일 때 달성되는 굽힘 각도에서의 급속한 강하를 명백하게 나타내었다.
주조 및 가공된 제품과 분말 야금 제품의 비교
본 발명에 따른 분말 야금 제품에 의해 제공되는 처리성의 유의적인 개선을 입증하기 위해서, 일련의 분말 야금 히트들은 B 및 Gd를 함유하는 공지된 합금의 일련의 주조 및 가공된 히트들과 비교 목적으로 제조하였다. 시험 히트들의 중량% 조성을 하기 표 III에 설명하였다.
[표 III]
Figure pat00005
히트 046 및 047의 중량% 조성은 US 5,820,818에 기술된 실시예 8 및 20과 각자 유사하였다. 히트 881 및 866의 중량% 조성은 히트 046 및 047과 각자 유사하도록 선택하였다. 히트 048, 049 및 050의 중량% 조성은 공개된 일본 특허 출원 JP 06-1902792에 기술된 실시예 3, 5 및 16과 각자 유사하였다. 히트 869, 870 및 868의 중량% 조성은 히트 048, 049 및 050과 각자 유사하도록 선택하였다.
히트 046, 047, 048, 049 및 050은 진공 유도 용융하고, 35 lb(15.9 kg) 잉곳(ingot)으로서 주조하고, 고화하였다. 용융 동안, 이들 히트는 각각의 특허 문헌에 있는 설명에 따라 알루미늄 및 이트륨으로 탈산화하였다. 히트 881, 866, 870 및 868은 진공 유도 용융된, 공칭 170 파운드(77.1 kg) 히트였다. 이들 히트의 각각은 아르곤 기체로 원자화하여 금속 분말을 형성하였다. 각 히트의 금속 분말을 블렌딩하고, -40 메쉬로 선별한 후, 0.125 인치(3.175 mm) 두께의 저탄소강으로부터 형성된, 2개의 4 1/2 인치 × 9 인치(114.3 mm × 228.6 mm) 캐니스터 내로 충전하였다. 충전된 캐니스터를 밀봉하고, 탈기하며, 이어서 2050℉(1121℃)의 온도 및 15 ksi(103.4 MPa)의 압력에서 4-6 시간 동안 실질적인 완전 밀도로 열간 등방압 가압 성형(HIP)하였다.
주조된 VIM 잉곳 및 각각의 HIP 처리된 캐니스터 중 하나는 단조 온도로 가열하고, 이어서 1-5/8 인치 높이 × 5 인치 폭(41.275 mm × 127 mm)의 단면적을 갖는 빌럿(billet)으로 프레스 단조하였다. 히트 046 및 047의 잉곳 및 히트 881 및 866의 캐니스터는 1832℉(1000℃)의 출발 온도로 프레스 단조하였다. 단조 온도는 미국 특허 및 일본 특허 출원에 기술된 공정을 기초로 하여 선택하였다. 모든 히트는 패스 당 1/2 인치(12.7 mm) 증분을 사용하여 프레스 단조하고, 패스들 사이에서 1/2 시간 재가열하였다. 주조된 VIM 히트는 단일 단부 단조하였고, 분말 야금 히트들은 양쪽 단부 단조하였다.
이어서, 프레스 단조된 빌렛은 프레스 단조에 대하여 상기 기술된 동일 열간 가공 온도를 사용하여 3/4 인치(19.05 mm) 두께 플레이트로 열간 압연하였다. 이 열간 압연은 패스 당 1/8-인치(3.1775 mm) 증분으로 수행하고, 패스들 사이에는 20-30 분 재가열하였다. 3/4 인치(19.05 mm) 두께 플레이트 재료로의 전환을 수행한 후, 각각의 히트를 다음과 같이 어닐링 처리하였다. 히트 046, 047, 881 및 866은 1922℉(1050℃)에서 1 시간 동안 가열한 후, 수 켄칭하였다. 히트 048-050 및 868-870은 2012℉(1100℃)에서 1 시간 동안 가열하고, 수 켄칭하였다.
주조된 VIM 히트 046, 048, 049 및 050 모두는 단조 동안 상당한 열간 인열을 경험하였다. 플레이트로 열간 압연을 수행한 후, 이들 동일 히트는 추가적인 상당한 열간 인열을 경험하였다. 특히, 히트 050은 제1 열간 압연 패스 동안 부서지고, 히트 049의 열간 인열은 매우 현저하게 되어 기계적 및 부식 시험을 위한 블랭크를 얻는 것이 불가능하였다. 히트 047은 성공적으로 단조 및 열간 압연되었다. 그러나, 그 결과는 마이크로구조내 페라이트의 존재에 기인한 것이다. 결국, 히트 047은 순수하게 오스테나이트 등급인 것으로 간주되지 않았다. 히트 866은 또한 복식 (오스테나이트 + 페라이트) 마이크로구조를 가졌다.
삼중 노치 인장, 평활 인장, 및 샤르피 V-노치 시험 견본은 절단하고, 그러한 시험 견본에 대한 표준규격 요건에 따라 각 히트의 플레이트 재료로부터 절단하고 기계 가공하였다. 노치 인장 견본은 응력 집중 인자(stress concentration factor), Kt 8.0을 사용하여 제조하였다. 모든 인장 및 사르피 샘플은 표준규격 ASTM 요건에 따른 실온에서 시험하였다.
굽힘 시험에 대한 블랭크는 상기 설명된 바와 같이 표준규격 Strauss 쿠펀으로 후속 제작되는 3개의 1/4 인치 × 3/4 인치 × 3-1/4 인치(6.35 mm × 19.05 mm × 82.55 mm) 블랭크를 산출하도록 플레이트 재료의 장축에 따라 섹션화하였다. 삼중 굽힘 시험은 1,200 psi(9.274 MPa) 유압 램을 사용하여 1-9/16 인치(39.7 mm) 슬롯을 통해 샘플을 굽히는 3/8 인치(9.53 mm) 만드렐을 사용하여 수행하였다.
각각 3/16 인치 × 3/4 인치 × 1-5/8 인치(4.76 mm × 19.5 mm × 41.275 mm)로 측정되는 6개의 휴이 부식 블랭크를 제조하였다. 이어서, 블랭크들을 표준규격 휴이 부식 쿠펀으로 제작하였다. 삼중 시험은 ASTM A262-C(휴이 시험)의 요건에 따라 5회의 48 시간인 기간 동안 비등하는 65% 질산 중에서 수행하였다. 1개의 미처리된 쿠펀은 부식율 계산을 용이하게 하기 위해서 실온에서 ASTM B311에 따라 함침 밀도에 대하여 시험하였다.
종방향 및 횡방향의 실온 인장 시험의 결과들은 0.2% 오프셋 항복 강도(0.2% YS) 및 노치 인장 강도(NTS)(모두 ksi), NTS/UTS 비율, 4개의 직경에서의 신장율(% El.), 면적 감소율(% R.A.)을 포함하여 표 IV-VII에 기록하였다. 실온 사르피 V-노치(CVN) 시험(ft-lbs)의 결과들을 하기 표 VIII에 나타내었다.
표 IV 내지 표 VIII에서 데이터의 검토는 분말 야금 히트의 강도, 연성 및 인성이 주조 및 가공된 히트들의 동일 특성보다 더 지속적으로 우수한 것으로 나타났다. 이러한 거동은 도 9(0.2% YS), 10(UTS), 11(% El.), 12(% R.A.) 및 13(CVN 충격 인성)에 그래픽 도시되었다. 도 14는, UTS에 대한 CVN 인성의 플롯으로서, 주조 및 가공된 재료에 상대적으로 분말 야금 재료의 강도/인성의 매우 우수한 조합을 분명하게 나타내었다.
[표 IV]
Figure pat00006
[표 V]
Figure pat00007
[표 VI]
Figure pat00008
[표 VII]
Figure pat00009
[표 VIII]
Figure pat00010
[표 IX]
Figure pat00011
[표 X]
Figure pat00012
표 IX(주조/가공된 히트) 및 표 X(분말 야금 히트)에서 설명된 휴이 부식 시험의 결과들은 2가지 유형의 재료 사이에 현저한 유의적 차이를 나타내었다. 모든 경우에서, 분말 야금 재료의 휴이 부식율은 보다 낮았고 보다 안정하였다(즉, 부식율은 연속적인 5 시간 시험 기간에 따라서도 상당히 증가하지 않았다). 분말 야금 히트와 주조/가공된 히트 간의 부식 거동에서의 차이는 도 15에 그래픽 도시하였다. 그 차이는 2 세트의 히트가 합금 조성에 관하여 유의적으로 상이하지 않은 것으로 나타났기 때문에 완전 예기치 못한 것이었다. 또한, 시험될 수 있었던 3개의 주조/가공된 히트의 경우 히트 047은 최악의 휴이 부식율을 나타내었다는 점, 및 그러한 거동은 합금의 매트릭스 재료에서 관찰된 페라이트 존재에 기인하였다는 점을 유의해야 한다.
도 16-25에서 제시된 금속현미경 결과들은 주조/가공된 히트(도 16a, 16b, 18, 20a, 20b, 22a, 22b 및 24)와 분말 야금 처리된 히트(도 17, 19, 21, 23 및 25) 사이에서 제2 상 보라이드 및 가돌리나이드 입자의 크기 및 분포에서의 차이를 나타내었다. 주조/가공된 히트와 비교하여, 분말 야금 히트의 어닐링 처리된 마이크로구조는 현저한 합금 격리 없이 보다 작고 보다 균일하게 분포된 보라이드 및 가돌리나이드를 나타내었다.
해당 기술 분야의 당업자라면, 변경예 및 변형예가 본 발명의 넓은 개념으로부터 벗어나는 일 없이 상기 기술된 실시양태에 따라 이루어질 수 있다는 점을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로, 본 발명은 기술되어 있는 구체적인 실시양태에 국한되는 것이 아니라, 상기 기술되어 있고 부가된 특허청구범위에 설명되어 있는 바와 같은 본 발명의 영역 및 사상 내에 속하는 모든 변형예 및 변경예를 포함하도록 의도된다.

Claims (19)

  1. 중량%로 하기 성분들을 포함하는 내식성이고 열적 중성자 흡수성을 갖는 오스테나이트 합금(austenitic alloy)으로 형성된 합금 분말로서,
    크롬: 17-27
    니켈: 11-20
    BEq: >7-13.0
    산소: 0.01-0.1
    BEq = %붕소＋(4.35×%가돌리늄)이며, 상기 합금 분말은 >0.75-2.5%의 붕소 및 >1.5-2.6%의 가돌리늄을 함유하고, 임의적으로 최대 0.08%의 탄소, 3% 이하의 망간, 2% 이하의 규소, 5.25% 이하의 Mo＋(W/1.92), 및 0.2% 이하의 질소를 함유하며, 상기 합금 분말 조성의 잔량은 철 및 일반 불순물이고, 상기 불순물은 최대 0.05%의 인, 최대 0.03%의 황, 0.005% 미만의 이트륨, 및 0.01% 미만의 알루미늄을 포함하는 것인 합금 분말.
  2. 제1항에 있어서, %Mo＋(%W/1.92)는 2.8% 이상인 것인 합금 분말.
  3. 제1항에 있어서, %Mo＋(%W/1.92)는 0.5% 이하인 것인 합금 분말.
  4. 제1항에 있어서, 1.0% 이하의 붕소를 함유하고, BEq는 12.0 이하인 것인 합금 분말.
  5. 제1항에 있어서, 2.0% 이하의 붕소를 함유하는 것인 합금 분말.
  6. 제1항에 있어서, 300 ppm 이상의 질소를 함유하는 것인 합금 분말.
  7. 제1항에 있어서, 0.05% 이하의 탄소를 함유하는 것인 합금 분말.
  8. 제1항에 있어서, 1% 이상의 망간을 함유하는 것인 합금 분말.
  9. 제1항에 있어서, 0.5% 이상의 규소를 함유하는 것인 합금 분말.
  10. 우수한 기계적 특성 및 내식 특성과 함께 우수한 처리성(processability)을 제공하는 제조 물품으로서, 상기 물품은 중량%로 하기의 조성을 갖는 고화된 오스테나이트 합금 분말로 형성되고,
    크롬: 17-27
    니켈: 11-20
    BEq: >7-13.0
    산소: 0.01-0.1
    BEq = %붕소＋(4.35×%가돌리늄)이며, 상기 합금 분말은 >0.75-2.5%의 붕소 및 >1.5-2.6%의 가돌리늄을 함유하고, 임의적으로 최대 0.08%의 탄소, 3% 이하의 망간, 2% 이하의 규소, 5.25% 이하의 Mo＋(W/1.92), 및 0.2% 이하의 질소를 함유하며, 상기 합금의 잔량은 철 및 일반 불순물이고, 상기 불순물은 최대 0.05%의 인, 최대 0.03%의 황, 0.005% 미만의 이트륨, 및 0.01% 미만의 알루미늄을 포함하며, 상기 물품은 매트릭스 및 이 매트릭스 내에 분산된 복수의 보라이드 및 가돌리나이드 입자를 포함하고, 상기 보라이드 및 가돌리나이드 입자는 주로 M2B, M3B2, M5X 및 M3X의 형태로 존재하며, 여기서 X는 가돌리늄 또는 가돌리늄과 붕소의 조합이고, M은 규소, 크롬, 니켈, 몰리브덴, 및 철 원소 중 하나 이상인 것인 물품.
  11. 제10항에 있어서, 합금 분말은 2.0% 이하의 붕소를 함유하는 것인 물품.
  12. 제10항에 있어서, 합금 분말 내의 %Mo＋(%W/1.92)는 2.8% 이상인 것인 물품.
  13. 제10항에 있어서, 합금 분말 내의 %Mo＋(%W/1.92)는 0.5% 이하인 것인 물품.
  14. 제10항에 있어서, 합금 분말은 1.0% 이하의 붕소를 함유하고, BEq는 12.0% 이하인 것인 물품.
  15. 제14항에 있어서, 보라이드 및 가돌리나이드 입자의 평균 면적 분율은 20% 이하인 것인 물품.
  16. 제10항에 있어서, 합금 분말은 1.0% 이하의 붕소를 함유하는 것인 물품.
  17. 제10항에 있어서, 합금 분말은 0.05% 이하의 탄소를 함유하는 것인 물품.
  18. 제10항에 있어서, 합금 분말이 1% 이상의 망간을 함유하는 것인 물품.
  19. 제10항에 있어서, 합금 분말이 0.5% 이상의 규소를 함유하는 것인 물품.
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