KR20180068815A - 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법 - Google Patents

파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 (a) Al 함량이 42% 이하인 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1300 내지 1350 ℃의 온도로 30 내지 240분 동안 열처리하는 단계; 및 (b) 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법에 따르면, 42% 이하의 원자비로 알루미늄을 포함하는 베타-감마 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도에서 열처리하고, 특정온도에서 냉각하거나, 상변태 구간별로 다른 냉각속도를 도입하여 냉각하는 단계 냉각 고용화 열처리 방법을 통해 합금에 α2상 및 γ상의 2상 라멜라 조직을 형성시킴에 따라 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.

Description

파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법{Method for preparing Ti-Al-Nb-Fe alloy improved fracture toughness and creep properties}
본 발명은 42% 이하의 원자비로 알루미늄을 포함하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도에서 열처리 및 냉각처리하거나, 열처리 및 단계 냉각처리하여 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조하는 방법에 관한 것이다.
티타늄-알루미늄 합금(TiAl alloy)은 기존의 티타늄 합금에 비해 고온강도가 우수하고, 내산화성, 크리프 특성 등이 좋으며, 비중이 작아 항공기 엔진의 저압 터빈 블레이드 또는 자동차 엔진 과급기 터빈휠 제조에 활용되고 있는 Ti 기지합금 또는 Ni기 초합금(superalloy) 등을 대체할 수 있는 유망한 재료로 주목받고 있다.
하지만, 상기 TiAl 합금은 상온연성이 낮아 가공이 어렵고, 용해시 Ti의 높은 활성으로 인해 건전한 합금의 제조가 어려운 문제가 있다.
상기한 문제점을 해결하기 위해서, 정밀주조법을 이용하여 TiAl 합금을 제조하거나, TiAl 합금에 제3의 특정 원소를 첨가하여 합금조직에 α2상 및 γ상의 2상(α2+γ)의 라멜라 조직을 형성시켜 연성을 개선하기 위한 다양한 연구가 진행되고 있으며, 상기와 같은 라멜라 조직을 갖는 TiAl 합금은 파괴 인성, 피로강도, 크리프 저항성 등의 특성이 향상되어 경량고온재료로 실용화하는데 유용한 특성을 제공하는 것으로 알려져 있다.
그러나, 종래에는 Al 함량이 42% 이하인 Beta-Gamma 합금의 파괴 인성 및 크리프 저항성을 향상시키는 방법에 대한 연구가 거의 이루어지지 못해, 이에 대한 연구가 필요하다.
한국등록특허 제10-1614124호 (공개일 : 2016.04.21) 한국공개특허 제10-2015-0020760호 (공개일 : 2015.02.27) 한국공개특허 제10-2009-0063173호 (공개일 : 2009.06.17)
본 발명은 상기한 바와 같은 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로, Al 함량이 42% 이하인 5원계 베타-감마 TiAl 합금을 냉각 고용화 열처리 또는 단계 냉각 고용화 열처리하여 합금에 2상의 라멜라 조직을 형성시킴에 따라 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조하는 방법에 대한 기술내용을 제공하고자 하는 것이다.
상기한 바와 같은 기술적 과제를 달성하기 위해서 본 발명은, (a) Al 함량이 42% 이하인 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1300 내지 1350 ℃의 온도로 30 내지 240분 동안 열처리하는 단계; 및 (b) 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법을 제공한다.
또한, 상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 1 내지 3의 원자비(at.%)로 Fe를 포함하는 Ti-42Al-6Nb-Fe계 합금인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 단계 (b)에서는, 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 15 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 단계 (b)에서는, 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1292 ℃가 될 때까지 3 ℃/분의 속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 15 ℃/분의 냉각속도로 2차 냉각하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명은 상기에 기재된 방법으로 제조되어 α2상 및 γ상의 라멜라 조직(α2+γ Lamellar structure)이 형성된 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제공한다.
본 발명에 따른 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법에 따르면, 42% 이하의 원자비로 알루미늄을 포함하는 베타-감마 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도에서 열처리하고, 특정 냉각속도로 냉각하거나, 상변태 구간별로 다른 냉각속도를 도입하여 냉각하는 단계 냉각 고용화 열처리 방법을 통해 합금에 α2상 및 γ상의 2상 라멜라 조직을 형성시킴에 따라 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.
상기한 바와 같은 본 발명에 따른 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법은 Al의 포함함량이 낮은 다양한 TiAl 합금(Lean-Al TiAl alloy)에 물성향상을 위해 응용될 수 있다.
도 1은 실시예에 따른 방법으로 제조한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 잉곳을 촬영한 실제 이미지이다.
도 2는 실시예에 따른 방법으로 제조한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 시차주사 열량측정 분석(DSC) 결과이다.
도 3은 실시예에 따른 방법으로 제조한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 XRD 패턴 분석 결과 및 미세조직을 촬영한 SEM 이미지이다.
도 4는 실시예에 따른 방법으로 제조한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 유사한 조성을 갖는 합금(Ti-44Al-xMeff)의 상태도이다.
도 5는 실시예에 따른 방법으로 제조한 3종의 합금에 대한 고용화 열처리 및 냉각처리 조건을 나타낸 개략도이다.
도 6은 실시예에 따른 방법으로 제조한 3종의 합금을 3가지 방법으로 고용화 열처리 및 냉각처리한 후, 합금의 표면을 촬영한 SEM 이미지이다.
본 발명은, Al 함량이 42% 이하인 5원계 베타-감마 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 단계 냉각 고용화 열처리하여 파괴 인성 및 크리프 저항성을 향상시킬 수 있는 방법에 관한 기술 내용을 제공하고자 한다.
이를 위해, 본 발명에서는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도에서 열처리 및 냉각처리하여 합금의 조직내 베타상을 제거하고 알파(α2) 및 감마(γ)상의 이중 라멜라 조직(lamellar)이 형성되어 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조하는 방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 상세히 설명하도록 한다.
본 발명은, (a) Al 함량이 42% 이하인 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1300 내지 1350 ℃의 온도로 30 내지 240분 동안 열처리하는 단계; 및 (b) 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법을 제공한다.
상기 단계 (a)는, Ti-Al-Nb-Fe계 합금 조직의 α-구역 재결정화를 유도하는 온도(Tα) 이상으로 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 열처리하여 고용체화를 유도할 수 있으며, 상기 상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 주조 또는 단조 방법으로 제조한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 잉곳일 수 있다.
상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 3 내지 9 at.%의 원자비로 Nb을 포함하여 합금의 내산화성이 높고, 1 내지 3 at.%의 원자비로 Fe를 포함하여 연성을 가지며, 42 at.% 이하의 원자비로 Al을 포함하여 강도가 높지만, α, β 및 γ상이 혼재하는 구조의 합금 조직이 형성되어 합금 자체의 연성 및 산화저항성이 충분하지 못해 활용하기 힘든 문제가 있다.
상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 42 at.%의 원자비로 Al을 포함하며, 6 at.%의 원자비로 Nb를 포함하고, 1 내지 3 at.%의 원자비로 Fe를 포함하는 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금을 대표적인 예로 들 수 있다.
본 단계에서는 상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도구간에서 열처리를 행함으로써 합금에 결정립 성장을 유도해 α-구역의 재결정화를 유도함에 따라, 상온에서 합금의 기계적 강도를 낮추는 취약한 β상 결정립계의 면적을 줄이고, α2상(Ti3Al) 및 γ상(TiAl)이 미세하게 분산된 조직을 갖는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.
이를 위해, 본 단계에서는 상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 α-구역 재결정화를 유도하는 온도(Tα) 이상인 1300 내지 1350 ℃의 온도로 30 분 내지 240 분 동안 열처리시킴에 따라, 합금 내에 각종 원소를 충분히 용해시켜 합금 조직을 균질화 처리하고 합금 조직내 불연속적인 석출과정을 유도하여, 후술할 단계에서 재결정화를 유도함에 따라 α2 및 γ상의 이중 라멜라 조직(α2+γ)의 합금을 형성시킬 수 있다.
상기 단계 (b)에서는 상기와 같이 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 단계로서, 본 단계를 통해 Ti-Al-Nb-Fe계 합금 조직 내에 불연속적인 석출과정에 의해 형성된 석출물을 재결정화하여, 알파(α2) 및 감마(γ)상의 이중 라멜라 조직(lamellar)이 형성되어 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 형성시킬 수 있다.
본 단계에서는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 Fe의 포함함량에 따라, 상변태 경로 별로 냉각 속도를 다르게 적용하여, α2 및 γ상의 이중 라멜라 조직이 형성된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.
상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 α→β+α+γ→β+α→β의 상변태 경로를 가지며, 본 단계에서는 상기 상변태 경로를 고려하여 α에서 γ으로 상변태되는 온도인 1292 ℃ 및 α에서 α2로 상변태되는 온도인 1194 ℃에서 구간별로 냉각속도를 조절하여 α2 및 γ상의 이중 라멜라 조직이 형성된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.
일례로, 42%의 원자비로 Al을 포함하고, 6 at.%의 원자비로 Nb를 포함하며, 1%의 원자비로 Fe를 포함하는 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금의 경우에는, 상기와 같이 열처리한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 α에서 γ으로 상변태되는 온도인 1292 ℃가 될 때까지 2 내지 5 ℃/분의 속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 α에서 α2로 상변태되는 온도인 1194 ℃가 될 때까지 20 내지 30 ℃/분의 냉각속도로 2차 냉각한 후, 2차 냉각한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 10 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 상온까지 3차 냉각하도록 구성하여 완전한 α2+γ 라멜라 조직이 균일하게 형성된 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 제조할 수 있다.
만약, 상기 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 α에서 γ으로 상변태되는 온도인 1292 ℃가 될 때까지 2 내지 5 ℃/분의 속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 급랭시킬 경우, 충분한 시간적 여유가 없어 라멜라 조직의 형성이 힘든 문제가 있으며, 1차 냉각처리와 동일한 속도로만 냉각할 경우, 재결정 입자가 조대화되어 라멜라 조직의 형성이 힘든 문제가 있다.
바람직하게는, 3 ℃/분 냉각속도로 1차 냉각처리하고, 25 ℃/분의 냉각속도로 2차 냉각처리한 후, 15 ℃/분의 냉각속도로 3차 냉각처리하여 α2+γ 라멜라 조직이 충분히 형성되어 파괴 인성 및 크리프 저항성이 최대로 향상된 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 제조할 수 있다.
또 다른 예로, 42%의 원자비로 Al을 포함하고, 6 at.%의 원자비로 Nb를 포함하며, 2 내지 3%의 원자비로 Fe를 포함하는 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 경우에는, 상기와 같이 열처리한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금 각각을 10 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하도록 구성하여 α2+γ 라멜라 조직이 형성된 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금을 각각 제조할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 15 ℃/분의 냉각속도로 냉각하도록 구성할 수 있다.
만약, 상기 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 α에서 γ으로 상변태되는 온도인 1292 ℃가 될 때까지 2 내지 5 ℃/분의 속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금을 25 ℃/분을 초과하는 속도로 급랭시킬 경우, 충분한 시간적 여유가 없어 라멜라 조직의 형성이 힘든 문제가 있으며, 1차 냉각처리와 동일한 속도로만 냉각할 경우, 재결정 입자가 조대화되어 라멜라 조직의 형성이 힘든 문제가 있다.
상기한 바와 같은 본 발명에 따른 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법에 따르면, 42% 이하의 원자비로 알루미늄을 포함하는 베타-감마 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 특정 온도에서 열처리하고, 상변태 구간별로 다른 냉각속도를 도입하여 냉각하는 단계 냉각 고용화 열처리 방법을 통해 합금에 α2상 및 γ상의 2상 라멜라 조직을 형성시킴에 따라 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있다.
상기한 바와 같은 본 발명에 따른 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법은 주조 또는 단조 등의 방법으로 제조한 Al의 포함함량이 낮은 다양한 TiAl 합금(Lean-Al TiAl alloy)에 물성향상을 위해 응용될 수 있다.
또한, 본 발명은 상기한 방법에 의해 제조되어 α2상 및 γ상의 라멜라 조직(α2+γ Lamellar structure)이 형성된 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제공한다.
상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 42 at.% 이하의 원자비로 Al을 포함하여 강도가 우수하고, 육방정계 구조를 갖는 Ti3Al의 α2상 및 정방정계 구조를 갖는 TiAl의 γ상이 미세하게 분산된 방식으로 분포하는 2상 라멜라 조직이 형성되어 향상된 파괴 인성 및 크리프 저항성을 나타낸다.
이하, 본 발명을 실시예를 들어 더욱 상세히 설명하도록 한다.
제시된 실시예는 본 발명의 구체적인 예시일 뿐이며, 본 발명의 범위를 제한하기 위한 것은 아니다.
<실시예>
원자비 42 at.%의 알루미늄, 원자비 6 at.%의 니오븀, 원자비 1 내지 3 at.%의 철 및 나머지 티타늄을 포함하는 합금의 제조를 위한, 원소재(Ti, Al, Nb, Fe)를 원자비에 맞게 칭량하여 구리포켓(Φ100 mm)에 장입하고, 플라즈마 아크 용융 장치(plasma arc melting, PAM)를 이용하여 진공 상태(5×10- 3Torr)에서 플라즈마 아크로 각 원소재를 용융하는 방법으로 주조하여, 두께 10 mm의 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 잉곳을 각각 제조하였다.
제조한 두께 10 mm의 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 잉곳을 촬영하여 도 1에 나타내었다.
상기와 같이 제조한 각각의 잉곳에서 시편을 채취하였으며, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 잉곳을 Netzsch 사의 DSC 404C 장비를 이용해 시차주사 열량측정 분석(differential scanning calorimetry, DSC)을 수행하였으며, 그 결과를 도 2에 나타내었다. 열량측정 분석은 아르곤 기체 분위기에서 600 ℃부터 1450 ℃까지 10 ℃/분의 속도로 가열 및 냉각하는 동안의 열류량의 변화를 측정하여 수행하였으며, 도 2에 나타낸 바와 같은 DSC 가열 곡선을 수득하였다.
또한, 도 2에 나타낸 바와 같은 DSC 가열 곡선에서 잉곳 시편의 피크점을 기준으로 ?칭 온도(1100℃, 1150℃, 1240℃, 1310℃, 1400℃)를 결정하였다.
상기와 같이, 잉곳 시편의 피크점을 기준으로 결정한 ?칭 온도(1100℃, 1150℃, 1240℃, 1310℃, 1400℃)를 이용해 상변태 경로를 결정하기 위해서, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 잉곳 시편을 이용해 ?칭 온도별로 고용화 열처리를 수행하고 냉각처리하는 온도별 ?칭 실험을 수행하였다.
상기와 같이 열처리 및 냉각처리에 의한 잉곳 시편의 조성변화를 분석하기 위해서, 온도별 ?칭 실험 후, X-선 산란 분석(X-ray Diffraction, XRD) 및 주사전자현미경 분석(scanning Electron Microscope, SEM)을 수행하였으며, 그 결과를 도 3에 나타내었다.
도 3에 나타난 바와 같이, ?칭온도가 1240 ℃의 경우, 잉곳 시편의 미세조직 및 XRD 패턴이 모두 3상(β+α+γ)으로 일치하는 것으로 확인되었다(β상은 흰색, α상은 밝은 회색, γ상은 어두운 회색). ?칭온도가 1100 ℃ 및 1150 ℃의 경우에는, 잉곳 시편의 미세조직 및 XRD 패턴이 β+γ상을 갖는다는 것으로 확인되었고, ?칭온도가 1310℃인 경우에는, β+α상을 갖는 것으로 확인되었고, ?칭온도가 1400 ℃인 경우에는, β상을 갖는 것으로 확인되었다.
상기한 바와 같은 상변화 경로는, 도 4에 나타낸 합금의 유사 조성의 참조(reference) 상태도의 그룹C와 경로가 일치하고 있으며, 이와 같은 결과를 통해, 제조한 Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금의 잉곳 시편의 상변태 경로가 β+γ→β+α+γ→β+α→β 인 것으로 예측되었다.
상기와 같은 온도별 ?칭 실험결과를 이용해 상기 3종의 합금에 대한 고용화 열처리 및 냉각처리를 수행하였으며, 조건을 하기에 나타낸 바와 같이 3가지 방법으로 나누어 수행하였다(도 5의 개략도 참조).
방법 ① : Tα 온도(1292 ℃) 이상인 1310 ℃로 합금을 가열하여 대략 1시간 동안 유지시켜 열처리하고, 3 ℃/분의 속도로 1292 ℃까지 냉각시킨 후, 상온(RT)까지 급랭(AC)시켜 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금을 각각 열처리 및 냉각처리하였다.
방법 ② : 1310 ℃로 합금을 가열하여 대략 1시간 동안 유지시켜 열처리하고, 15 ℃/분의 속도로 상온(RT)까지 냉각(FC)시켜 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금을 각각 열처리 및 냉각처리하였다.
방법 ③ : Tα 온도(1292 ℃) 이상인 1310 ℃로 합금을 가열하여 대략 1시간 동안 유지시켜 열처리하고, 3 ℃/분의 속도로 1292 ℃까지 냉각시키고, 냉각한 잉곳 시편을 25 ℃/분의 냉각속도로 1194 ℃까지 냉각시킨 후, 15 ℃/분의 냉각속도로 상온까지 냉각(FC)시켜 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금을 각각 열처리 및 냉각처리하였다.
상기와 같은 3종의 합금에 대한 3가지 고용화 열처리 및 냉각처리를 수행한 후, 수득한 합금의 표면을 촬영하여 이를 도 6에 나타내었다.
도 6에 나타난 바와 같이, 방법 ①로 제조한 (a) Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, (b) Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 (c) Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금은 라멜라 조직을 형성시키기 위한 충분한 시간을 얻지 못해 합금에 라멜라 구조의 조직이 형성되지 않았음을 확인할 수 있었다.
방법 ②로 제조한 (d) Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, (e) Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 (f) Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 경우에는, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금에서 15 ℃/분의 속도로 냉각하는 과정 중에 라멜라 조직이 부분적으로 형성되어 있음을 확인할 수 있는 반면에, Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금에는 라멜라 조직이 형성되지 않음을 확인할 수 있었다.
방법 ③으로 제조한 (g) Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, (h) Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 (i) Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 경우에는, 라멜라 구조의 조직이 형성되었음을 확인할 수 있었으며, 특히, Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금의 경우에는 완전한 라멜라 구조의 조직이 형성되었음을 확인할 수 있었으나, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 경우에는, 방법 ②로 제조한 경우가 라멜라 구조의 조직이 더욱 조밀하게 형성된다는 사실을 확인할 수 있었다.
상기한 바와 같은 결과를 통해, Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 최적 열처리 및 냉각 조건을 도출할 수 있었다.
또한, 최적 열처리 및 냉각 조건으로 처리한 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 비커스 경도를 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었으며, 총 5회 반복 측정하였다.
Figure pat00001
표 1에 나타낸 바와 같이, Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금, Ti-42Al-6Nb-2Fe 합금 및 Ti-42Al-6Nb-3Fe 합금의 평균 비커스 경도는 대략 370 내지 410 Hv 값을 갖는다는 사실을 확인할 수 있었고, 완전한 라멜라 구조의 조직을 갖는 Ti-42Al-6Nb-1Fe 합금(HT3-NF1)의 경도가 가장 높은 것을 확인할 수 있었다.
상기한 바와 같은 결과를 통해서, 본 발명에 따른 방법으로 열처리 및 냉각처리하여 합금 조직에 라멜라 구조의 조직을 형성시킴에 따라, 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 제조할 수 있음을 확인할 수 있었다.

Claims (5)

  1. (a) Al 함량이 42% 이하인 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1300 내지 1350 ℃의 온도로 30 내지 240분 동안 열처리하는 단계; 및
    (b) 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1 내지 20 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Ti-Al-Nb-Fe계 합금은 1 내지 3의 원자비(at.%)로 Fe를 포함하는 Ti-42Al-6Nb-Fe계 합금인 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 단계 (b)에서는, 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 1292 ℃가 될 때까지 3 ℃/분의 속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 25 ℃/분의 냉각속도로 2차 냉각한 후, 2차 냉각한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 15 ℃/분의 냉각속도로 3차 냉각하는 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 단계 (b)에서는, 상기 단계 (a)에서 열처리한 Ti-Al-Nb-Fe계 합금을 15 ℃/분의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 방법으로 제조되어 α2상 및 γ상의 라멜라 조직(α2+γ Lamellar structure)이 형성된 것을 특징으로 하는 Ti-Al-Nb-Fe계 합금.
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