KR20180025469A - 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 오스테나이트계 석출경화형 스테인리스강 합금을 용체화 처리하는 단계, 상기 용체화 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 1차 시효 처리하는 단계, 및 상기 1차 시효 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 2차 시효 처리하는 단계를 포함하는 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법에 관한 것이다.

Description

고강도 석출경화 합금의 열처리 방법 {METHOD FOR HEAT TREATMENT OF HIGH STRENGTH PRECIPITATION HARDENING ALLOY}
본 발명은 고강도 석출경화 스테인리스강 합금의 열처리 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 2차 시효 처리를 실시함으로써, 합금의 강도와 경도를 향상시킬 수 있는 고강도 석출경화 스테인리스강 합금의 열처리 방법에 관한 것이다.
고강도 석출경화 스테인리스강 합금인 SUH660 합금은 1940년대 말에 개발된 철계 초내열합금(Fe-Ni 합금)으로 여타 니켈 또는 코발트계의 초내열합금에 비하여 가격이 저렴하여 1980년대에는 초내열재료 중 그 사용량이 가장 많았고 현재에도 매우 높은 수요를 지니고 있다. SUH660 합금은 고온 구조용 재료로 내식성이 뛰어나고 고온에서의 강도가 높은 장점을 가지고 있다. 뿐만 아니라, 가공성과 용접성이 우수해 항공기, 자동차 엔진 및 배기시스템용 고강도 내열 소재 소재로 널리 응용되고 있다. 최근 들어 산업과 기술의 발달로 더욱 우수한 기계적 성질이 요구되고 있으나 현재 상용화되어 있는 SUH660 합금은 니켈기 초내열 합금대비 제품의 고온 특성이 비교적 낮다는 문제가 있다. 따라서 SUH660 합금의 고온특성을 보다 향상시키기 위한 합금설계, 미세조직제어, 열처리조건 변화 등에 관한 연구가 활발히 진행되어왔다.
일반적으로 SUH660 합금의 석출경화 열처리는 900℃에서 2시간 용체화 후 720℃에서 16시간 시효처리를 하는 경로를 따른다. 이러한 열처리는 주 강화상인 γ′상(fcc, Ni３(Al,Ti))이 10nm 이하의 크기로 미세하게 석출되면서 오스테나이트 기지와 정합관계를 유지하도록 유도하는 것이 특징이다. 한편, SUH660 합금에서는 M23C6 탄화물과 η상(hcp, Ni３Ti)들도 관찰이 되고 있다. 특히, η상은 700~850℃의 온도구간에서 장시간 노출 시 γ′강화상을 소비하면서 Widmansta또는Cellular 형태로 석출되기 때문에 강도와 연신율을 저하한다고 알려졌다.
한편, IN718과 MAR-M247과 같은 니켈기 초내열 합금은 1차 시효 후 2차 시효를 통해 더 미세한 석출상을 형성시켜 고온강도 및 크리프 특성을 향상시키고 있다. 이는 주로 규칙구조를 가지는 bct γ″-Ni3Nb 상의 석출 또는 더 미세한 γ′상의 석출에 기인한다. 특히, γ″상은 γ기지와 정합관계를 이루면서 ~2.9% 정도의 높은 변형을 계면에서 발생시켜 매우 높은 강도 향상을 일으킨다.
반면, SUH660 합금과 같은 오스테나이트계 석출경화형 스테인리스강인 철계 초내열합금은 오랜 개발 역사에도 불구하고 2차 시효 열처리 효과에 관한 연구가 진행된 바가 없다.
공개특허 10-2011-0045184호(2011.05.04.공개) : 17-4PH 스테인리스강의 열처리방법 공개특허 10-2016-0078155호(2016.07.04.공개) : 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
M. T. Miglin and H. A. Domian, J. Mater. Eng. 9, 113 (1987). L. P. Karjalainen, T. Taulavuori, M. Sellman, and a KyroaSteel Res. Int. 79, 404 (2008). K. J. Ducki, J. Achiev. Mater. Manuf. Eng. 31, 226 (2008). K. J. Ducki, Achieves Mater. Sci. Eng. 28, 203 (2007). H. De Cicco, M. I. Luppo, L. M. Gribaudo, and J. Ovejero-Garca, Mater. Charact. 52, 85 (2004). S. W. Kim, Korean J. Met. Mater 53, 833 (2015). Y. Yuan, Z. H. Zhong, Z. S. Yu, H. F. Yin, Y. Y. Dang, X. B. Zhao, Z. Yang, J. T. Lu, J. B. Yan, and Y. Gu, Met. Mater. Int. 21, 659 (2015). X. Li, J. Zhang, L. Rong, and Y. Li, Mater. Sci. Eng. A 488, 547 (2008). M. Seifollahi, S. H. Razavi, S. Kheirandish, and S. M. Abbasi, J. Mater. Eng. Perform. 22, 3063 (2013). R. E. Schramm and R. P. Reed, Metall. Trans. A 6, 1345 (1975). M. Savoie, C. Esnouf, L. Fournier, and D. Delafosse, J. Nucl. Mater. 360, 222 (2007). A. W. Thompson and J. A. Brooks, Metall. Trans. A 6, 1431 (1975). N. Ergin, O. Ozdemir, S. Demirkiran, S. Sen, and U. Sen, Acta Phys. Pol. A 127, 1100 (2015). R. Baldan, R. L. P. Rocha, R. B. Tomasiello, C. A. Nunes, A. M. Silva Costa, M. J. R. Barboza, G. C. Coelho, and R. Rosenthal, J. Mater. Eng. Perform. 22, 2574 (2013).
본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, SUH660 합금의 기계적 성질을 향상 시킬 수 있는 최적의 열처리 방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0%제외), 규소(Si) 1.0% 이하(0%제외), 망간(Mn) 2.0% 이하(0%제외), 니켈(Ni) 24.0~27.0%, 크롬(Cr) 13.5~16.0%, 몰리브덴(Mo) 0.5~1.5%, 니오븀(Nb) 0.10~0.50%, 알루미늄(Al) 0.35%이하(0%제외), 티타늄(Ti) 1.5~2.35%, 바나듐(V) 0.10~0.50% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 스테인리스강 합금을 용체화 처리하는 단계;
상기 용체화 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 1차 시효 처리하는 단계; 및
상기 1차 시효 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 2차 시효 처리하는 단계;를 포함하는 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법을 제공한다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 의하면, 고강도 석출경화 스테인리스강 합금의 강도와 경도를 향상시킬 수 있는 열처리 방법을 제공할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 1차 시효처리 시간에 따른 경도 변화를 나타내는 그래프이다.
도 2는 2차 시효처리 시간에 따른 경도 변화를 나타내는 그래프이다.
도 3은 용체화처리한 후, 1차 시효 처리한 후, 2차 시효 처리까지 수행한 후, 합금의 인장시험 결과이다.
도 4는 용체화 처리 후 720℃에서 16시간 시효 처리 후, TEM 미세조직 사진이다.
도 5는 용체화 처리 후 720℃에서 16시간 시효 처리 후, TEM 미세조직 사진이다.
도 6은 720℃에서 16시간 1차 시효 처리하고 630℃에서 2차 시효 처리 후, TEM 미세조직 사진이다.
도 7은 720℃에서 16시간 1차 시효 처리하고 630℃에서 2차 시효 처리 후, TEM 미세조직 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상은, 고강도 석출경화 합금의 경도와 강도를 향상시킬 수 있는 열처리 방법에 관한 것이다. 특히 니오븀(Nb)이 첨가된 석출경화형 스테인리스강 합금의 열처리 방법에 관한 것이다.
본 발명자들은 석출경화형 스테인리스강 합금의 경도와 강도를 향상시키기 위한 열처리 방법을 깊이 연구한 결과 2차 시효 처리하는 경우, 연성이 저하되지 않으면서 높은 경도와 강도를 확보할 수 있는 것을 알아내고 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법은 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0%제외), 규소(Si) 1.0% 이하(0%제외), 망간(Mn) 2.0% 이하(0%제외), 니켈(Ni) 24.0~27.0%, 크롬(Cr) 13.5~16.0%, 몰리브덴(Mo) 0.5~1.5%, 니오븀(Nb) 0.10~0.50%, 알루미늄(Al) 0.35%이하(0%제외), 티타늄(Ti) 1.5~2.35%, 바나듐(V) 0.10~0.50% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 스테인리스강 합금을 용체화 처리하는 단계;
상기 용체화 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 1차 시효 처리하는 단계; 및
상기 1차 시효 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 2차 시효 처리하는 단계;를 포함한다.
먼저, 주요 합금성분의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다.
니켈(Ni): 24.0~27.0중량%
Ni는 오스테나이트상 안정화 원소로서 꼭 필요한 원소이다. 또 시효 처리에 의하여 Ti, Al, Nb와 함께 γ′및 γ″상을 석출하여 합금을 시효 경화시킨다. 함량은 24.0~27.0중량%가 바람직하다. 과잉 첨가되면 제조원가를 상승시킬 수 있으므로 상기 Ni 함량의 상한은 27.0%로 한정하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 13.5~16.0중량%
Cr는 석출경화형 Fe-Ni 합금의 내식성을 향상시키는 데 필수 원소로서 13.5중량% 이상이 첨가하는 것이 바람직하다. Cr은 페라이트 형성 원소이므로 Cr함량이 과잉이 되면 조직 안정성이 저하되므로 Cr 함량은 16중량%이하가 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.5~1.5중량%
Mo는 기지 상에 고용됨으로써 내식성과 강도를 향상시키나, 과잉 첨가할 경우 시효 처리 시 γ′상 및 γ″상의 석출량이 감소되므로, Mo 함량은 0.5~1.5중량%가 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.35%이하(0%제외)
Al은 γ' 상(Ni３(Al,Ti))을 석출하여 합금을 시효 경화시키나, 과잉 첨가할 경우 열간 가공성이 저하되므로, Al 함량은 0.35중량% 이하(0%제외)가 바람직하다.
티타늄(Ti): 1.5~2.35중량%
Ti는 γ' 상(Ni３(Al,Ti))을 석출하여 합금을 시효 경화시키나, 과잉 첨가할 경우 열간 가공성이 저하되므로, Ti 함량은 1.5~2.35중량%가 바람직하다.
바나듐(V): 0.10~0.50중량%
V는 Nb, Ti와 같이 화합물을 형성하고 강도를 높이고 화합물 중의 Nb의 비율을 줄임으로써 강화상인 γ′상 및 γ″상의 석출량을 증가시키나, 과잉 첨가할 경우 인성과 가공성이 저하되므로, V 함량은 0.10~0.50중량%가 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.10~0.50중량%
Nb는 γ″상(Ni3Nb)을 석출하여 합금을 시효 경화시키나, 과잉 첨가할 경우γ'상 및 γ"장관의 석출량이 감소시키므로, Nb 함량은 0.10~0.50중량%가 바람직하다.
☞ 1) 상용 합금의 열처리 방법에 대한 것이지만, 조금이라도 넓은 권리범위를 확보하기 위해 각 성분의 조성범위를 JIS SUH660에 기초하여 설정하였습니다.
2) JIS 표준에 따르면 Ti 1.9~2.35%이나 본 발명에서 1.78%이므로 최소값을 1.5%로 설정하였고, Nb 함량은 규정되어 있지 않아 실험 조성범위를 기준으로 설정하였습니다. 확인 부탁드립니다.
3) 본 발명이 합금 발명은 아니지만 향후 심사과정에서 유사조성에 대해 2차 시효 처리가 포함된 선행기술이 제시되는 경우에 조성의 차이를 주장하기 위하여, 각 합금성분의 조성범위에 대한 기술적 의의를 추가하였습니다. 확인 부탁드립니다.
본 발명의 열처리 방법은 용체화 처리하는 단계, 급냉하는 단계, 1차 시효 처리하는 단계, 2차 시효 처리하는 단계를 포함하며, 각 단계별 상세한 조건은 이하와 같다.
[용체화 처리]
본 발명에서는 전술한 합금조성을 만족하는 합금을 880~920℃에서 가열한 후 수냉을 이용하여 급냉한다. 위 온도범위에서는 합금원소와 석출물이 충분히 고용되면서 입자 조대화가 일어나지 않는다. 용체화 처리는 1~3시간 동안, 바람직하게는 2시간 동안 수행한다.
[1차 시효 처리]
용체화 처리 후, γ' 상을 석출시키기 위하여 700~740℃에서 1차 시효 처리한다. 720℃에서 1차 시효 처리하는 것이 보다 바람직하다. 온도가 700℃ 미만일 경우 강화상인 γ' 상이 충분히 석출되지 못하고, 온도가 740℃ 초과일 경우 γ' 상의 조대화와 그에 따른 비정합성을 유발시켜 경도를 저하시킨다.
또한 1차 시효 처리 시간은 12~30 시간인 것이 바람직하지만, 16~20시간인 것이 보다 바람직하다. 시간이 12시간 미만일 경우 강화상인 γ' 상이 충분히 석출되지 못하고, 시간이 30시간 초과일 경우 γ' 상이 조대화되어 경도를 저하시킨다.
[2차 시효 처리]
1차 시효 처리 후, η상(hcp, Ni３Ti)의 형성을 억제하면서 강화상인 γ′상(fcc, Ni３(Al,Ti))을 미세화시키기 위하여 630~720℃에서 2차 시효 처리한다. 처리온도가 630℃ 미만인 경우 미세한 γ' 상이 형성되지 못하고, 처리온도가 720℃ 초과인 경우 γ’상이 조대해지고 η상(hcp, Ni３Ti)의 형성이 억제되지 못하여 충분한 경도와 강도를 확보할 수 없다.
2차 시효 처리를 1차 시효 처리보다 낮은 온도에서 수행하는 것이 바람직하다. 2차 시효 처리를 1차 시효 처리의 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도에서 수행하는 것이 보다 바람직하다.
또한 2차 시효 처리 시간은 16~48 시간인 것이 바람직하지만, 24~32시간인 것이 보다 바람직하다. 시간이 24시간 미만일 경우 미세한 γ' 상이 형성되지 못하고, 시간이 30시간 초과일 경우 γ’상이 조대해지고 η상(hcp, Ni３Ti)의 형성이 억제되지 못하여 충분한 경도와 강도를 확보할 수 없다.
본 발명의 열처리 방법에 의하여 기계적 성질이 향상될 수 있는 합금은 중량%로, 탄소(C) 0.04~0.06%, 규소(Si) 0.40~0.65%, 망간(Mn) 0.60~0.85%, 니켈(Ni) 25.0~27.0%, 크롬(Cr) 14.0~16.0%, 몰리브덴(Mo) 0.75~1.2%, 니오븀(Nb) 0.16~0.24%, 알루미늄(Al) 0.15~0.20%, 티타늄(Ti) 1.45~2.15%, 바나듐(V) 0.08~0.12% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것이 보다 바람직하다.
☞ 심사경과에 따라 본 발명의 열처리가 적용되는 합금의 조성을 좁게 한정할 필요가 있을 수 있습니다. 실시예의 조성으로 한정할 수는 없기에 실시예의 조성과 가깝도록 조성범위를 설정한 것입니다. 적정범위인지 확인 부탁드립니다.
(실시예)
전술한 합금조성을 만족하는 오스테나이트계 석출경화형 스테인리스강 합금을 직경 15 mm, 길이 40 mm의 실린더 형상으로 가공하였으며, 화학조성은 하기 표 1과 같다.
C Si Mn Ni Cr Mo Nb Al Ti V Fe
0.047 0.53 0.72 26.35 15.14 0.94 0.20 0.18 1.78 0.10 Bal.
상기 조성의 합금을 900℃에서 2 시간동안 가열한 후, 수냉을 통해 냉각시켜 용체화 처리를 수행하였다. 열처리 시에는 산화방지를 위해 표면에 SiO2 막을 형성시켰고, 추가적으로 티타늄 호일을 감싸도록 하였다.
다음으로, 용체화 처리한 합금을 630℃~720℃에서 1차 또는 2차 시효 처리를 수행하였고, 시효 처리한 합금은 공냉을 통해 냉각시켰다.
시효 처리된 합금의 경도를 측정하기 위하여 경도 측정에 적당한 크기로 기계가공하고 ASTM E 18-02규격에 준해 로크웰 경도시험(C scale)을 수행하였다. 또한 인장특성 측정을 위해 ASTM-E8규격에 맞게 가공한 후 INSTRON-8802 장비를 이용하여 10-3s-1의 속도로 인장하였다.
시효 열처리에 따른 미세조직 변화를 광학 현미경, 주사전자현미경(SEM, Scanning electron microscope), 투과전자현미경(TEM, Transmission electron microscopy)을 이용하여 관찰하였다. 한편, 시효 처리 전후의 회절패턴 분석을 위해 XRD(X-ray diffractometer) 시험을 수행하였다. XRD시험은 Rigaku D/Max-2500VL/PC 장비를 활용하였으며 40kV와 200mA 조건의 Cu-Kα 선을 이용하였다.
용체화 처리 직후의 경도는 6.8HRC 정도로 매우 낮은 값을 보여주었다. 이는 내부의 주 강화상인 γ′상이 기지에 모두 고용되었기 때문이다.
도 1은 1차 시효처리 시간에 따른 소재의 경도 변화를 나타내는 그래프이다. 1차 시효처리는 630℃, 680℃, 700℃, 720℃, 740℃에서, 1~30시간 동안 수행하였다.
도 1을 참조하면, 모든 온도에서 처음 4시간 동안 급격한 경도의 상승이 나타나며, 그 후에는 경도 상승률이 둔화되다가 시효시간이 16시간 경과된 후 최고 경도 값을 보였다. 630℃의 경우를 제외하고는 30시간 후 경도는 16시간의 경우와 비슷하거나 소폭 감소된 값을 보였는데, 30시간 이상의 과시효는 γ′상의 조대화와 그에 따른 비정합성을 유발시켜 경도를 저하시킨 것으로 추측된다. 720℃에서 16시간 시효처리 조건에서 31.6 HRC 수준의 최고 경도가 얻어졌다.
도 2는 2차 시효처리 시간에 따른 소재의 경도 변화를 나타내는 그래프이다. 720℃에서 16시간 1차 시효처리 후 공냉을 통해 냉각시키고 이어서 630℃, 650℃, 670℃, 720℃에서 12~48시간 동안 2차 시효처리를 수행하였다.
도 2를 참조하면, 모든 2차 시효처리에서 1차 시효처리 대비 경도의 향상이 분명하게 나타나고 있음을 확인할 수 있으며, 630℃에서 24시간 처리 후 35.5 HRC의 최고 경도가 얻어졌다. 1차 시효처리만 한 경우와 비교하면 경도가 약 4HRC 증가한 것으로 미세조직의 변화가 나타났음을 시사한다.
도 3은 인장시험 결과를 나타내는 그래프이다. 용체화처리만 된 합금과, 용체화처리 후 1차 시효처리만 된 합금, 용체화 처리 후 1차 시효처리 후 냉각시키고 2차 시효처리 후 냉각시킨 합금의 인장시험 결과이다.
도 3을 참조하면, 경도 실험과 마찬가지로 2차 시효 처리까지 된 경우에(약 1200 MPa) 1차 시효 처리만 된 경우보다(약 1120 MPa) 더 높은 인장강도를 나타냄을 알 수 있으며, 강도의 증가에도 연성의 저하가 거의 발생하지 않았다.
정리해 보면, 1차 시효처리에서는 용체화 처리 직후 720℃ 시효처리가 경도 향상에 가장 적합한 온도인 것으로 나타나는 반면, 630℃ 시효처리 된 경우 30시간 후에도 경도가 18HRC 수준으로 매우 낮았다. 이는 기타 소재와 비교해서 크게 낮은 수준으로 일반적인 상 석출 목적으로는 630℃가 매우 낮은 온도인 것을 확인시켜 주는 결과이다. 그럼에도 불구하고 1차 시효 처리 후 630℃ 2차 시효 처리가 추가되면 1차 시효 처리 대비 훨씬 높은 경도 및 강도특성이 얻어졌다. 일반적으로 저온 시효 처리는 매우 장시간 수행해야 유의미한 강도 향상이 얻어지는데 본 발명에서는 비교적 짧은 시간인 16~24시간 만에 높은 강도 향상이 얻어졌다.
또한, 720℃ 1차 시효처리 합금과 ℃ 1차 시효처리 + 720℃ 2차 시효 처리’합금을 비교하면 720℃에서 유지시간은 32시간으로 동일함에도 불구하고 ℃ 1차 시효처리 + 720℃ 2차 시효 처리’합금의 경도가 소폭 증가하였다. 이것은 2회의 시효처리를 위한 승온 및 냉각단계에서 저온영역을 통과할 때 미세조직 측면에서 활발한 경도 및 강도 강화요인이 발생하였다는 것을 나타낸다.
결과적으로, 1차 및 2차 시효처리는 오스테나이트 석출경화형 합금의 기계적 특성 향상에 적합한 열처리 방법임을 알 수 있다. 특히 2차 시효 처리가 1차 시효 처리보다 낮은 온도에서 수행되는 것이 바람직하며, 2차 시효 처리가 1차 시효 처리의 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도에서 수행되는 것이 보다 바람직하다.
도 4, 5는 용체화 처리 후 720℃에서 16시간 시효 처리된 합금의 TEM 조직 사진이다.
도 4를 참조하면, 오스테나이트 기지의 초내열 합금에서 자주 관찰되는 직선적인 결정립계면 형태가 많이 관찰되었다. 수nm 크기의 검은 입자들의 회절패턴을 분석해보면 γ기지에 γ′상이 석출된 것을 확인할 수 있었다(도 4).
한편, 도 5는 용체화 처리 후 720℃에서 16시간 시효 처리된 합금의 또 다른TEM 사진으로, 결정립 계면에서부터 성장한 셀룰러 형태의 η상 모습을 보여주고 있다. 이러한 η상은 초내열합금에서 자주 관찰되는 상으로서 Ni3Ti의 조성비를 가지고 있었다. 도 5의 SADP(selected are diffraction pattern)는 <011>γ//<1120>η관계를 가지는 η상의 존재를 확인시켜 주고 있다.
도 6, 7은 720℃에서 16시간 시효 처리된 합금을 630℃에서 다시 2차 시효 하였을 때 TEM 사진이다.
도 6을 참조하면, 기지 내에 검은 석출상들이 다수 보이는데 회절패턴을 통해 분석해보면 도 5에서 관찰된 것과 같은 γ′석출상인 것을 알 수 있다. 2차 시효 전과 후를 비교하면 γ′상의 분율이 다소 증가한 것으로 보인다.
도 7을 참조하면, 결정립 계면 근처에서는 구형 또는 디스크 형태의 석출물들이 다수 관찰되었다. 유사한 형상의 석출물이 1차 시효 조직에서도 관찰되었기 때문에 2차 시효 도중에 새롭게 석출된 것으로는 생각되지 않는다. 반면, 1차 시효 조직에서 관찰되었던 η상은 2차 시효 조직에서 관찰되지 못했다. 그리고 1차 시효 및 2차 시효 합금 모두에서 γ″상은 관찰되지 못했다.
강화상인 γ′상은 870℃ 이상에서는 기지에 고용되어 나타나지 않으며, 900℃ 이상에서는 상이 용해되어 존재할 수 없다고 알려져 있다. 용체화 처리 후 720℃에서 시효처리를 하게 되면 γ′상이 주로 생성되지만 20시간 이상 장시간 유지하게 되면 η상 및 기타 석출물도 형성되기 시작한다. 따라서 저온 시효를 하게 되면 γ′상의 형성에 악영향을 미치는 η상의 형성을 피할 수 있을 것으로 판단된다. 본 발명의 열처리 방법에 따르면 2차 시효처리 도중 추가적인 γ′→ η 변태는 없거나 매우 적음을 보여준다. 720℃ 에서 16시간 이상 시효처리 하는 경우와 비교하면 630℃ 2차 시효처리는 η상의 형성을 억제하면서 추가로 석출될 수 있는 매우 미세한 γ’상의 형성에 도움을 주었을 것으로 판단된다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0%제외), 규소(Si) 1.0% 이하(0%제외), 망간(Mn) 2.0% 이하(0%제외), 니켈(Ni) 24.0~27.0%, 크롬(Cr) 13.5~16.0%, 몰리브덴(Mo) 0.5~1.5%, 니오븀(Nb) 0.10~0.50%, 알루미늄(Al) 0.35%이하(0%제외), 티타늄(Ti) 1.5~2.35%, 바나듐(V) 0.10~0.50% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 스테인리스강 합금을 용체화 처리하는 단계;
    상기 용체화 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 1차 시효 처리하는 단계; 및
    상기 1차 시효 처리 후, 상기 스테인리스강 합금을 2차 시효 처리하는 단계;를 포함하는 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 용체화 처리는 880~920 ℃에서 수행하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 1차 시효 처리는 700~740 ℃에서 수행하고, 상기 2차 시효 처리는 630~720 ℃에서 수행하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 1차 시효 처리 후 상기 스테인리스강 합금을 냉각하고 이어서 상기 2차 시효 처리를 수행하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 2차 시효 처리는 상기 1차 시효 처리보다 낮은 온도에서 수행하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  6. 제3항에 있어서,
    상기 2차 시효 처리는 상기 1차 시효 처리의 온도보다 50℃ 이상 낮은 온도에서 수행하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 2차 시효 처리에 의하여 η상(（hcp, Ni３Ti)의 형성이 억제되고 γ’상(fcc, Ni３(Al,Ti))이 추가로 석출되는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 2차 시효 처리 후, 경도 및 인장강도가 증가하는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강 합금은 중량%로, 탄소(C) 0.04~0.06%, 규소(Si) 0.40~0.65%, 망간(Mn) 0.60~0.85%, 니켈(Ni) 25.0~27.0%, 크롬(Cr) 14.0~16.0%, 몰리브덴(Mo) 0.75~1.2%, 니오븀(Nb) 0.16~0.24%, 알루미늄(Al) 0.15~0.20%, 티타늄(Ti) 1.45~2.15%, 바나듐(V) 0.08~0.12% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는, 고강도 석출경화 합금의 열처리 방법.
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