KR20180081314A - 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하며, Hf, Re 및 Ru로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 금속을 추가로 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법으로, 기존 합금이 고온산화 및 부식저항성에 강점이 있으나, 고온 강도에 취약하였으므로, 강점은 유지하면서, 취약점을 보완하고, 주조성을 추가로 개선하였으며, 합금 내의 γ'상의 분율을 50 내지 70%사이로 제어하고, 기존 합금 대비 고온 강도(크리프 특성) 및 고온 산화성을 동시에 향상시킬 수 있다.
Description
본 발명은 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 고온 산화성과 크리프 특성을 동시에 향상시킨 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
가스터빈의 연소 가스 온도는 열효율의 향상을 목적으로 해마다 상승하는 경향이 있어 가스터빈의 각 고온 부재에는 고온 강도가 우수한 재료가 필요하게 되고 있다. 따라서 가스터빈의 고온 부재 중에서 가장 가혹한 환경에 노출되는 회전날개용 재료는 Ni기 초합금의 보통 주조재에서 일방향 응고재로 변천해, 항공기 엔진용 가스터빈에 있어서는 또한보다 고온 강도가 우수한 단결정재가 실용화되고 있다.
그러한 단결정 초내열 합금은 Al, Ti를 첨가해 기지(matrix) 내에 규칙 격자의 강화상인 γ´(L12 구조)를 생성시키고 고온 강도를 얻고, W, Mo, Re 등의 합금 원소를 첨가해 기지를 강화시켜 사용한다.
그런데 지구 온난화와 같은 환경 문제가 대두해, CO2의 절감을 위해서 새로운 발전 방안의 연구와 함께 현재 발전 방법의 효율화의 필요성이 커져 있다. 이 때문에 가스터빈의 경우 작동 온도가 높아지는 경향이 있다. 이러한 이유로 가스터빈의 부품에서 가장 극한의 환경에서 사용되는 블레이드 및 베인의 온도 수용성 및 고온에서의 크리프 수명이 중요하게 되어 있다. 따라서, 종래보다 우수한 고온 크리프 특성을 가지는 단결정 초내열 합금의 개발에 대할 필요성은 높아지고 있다.
Ni기 초합금으로서는 미국등록특허 제5366695호는 Co: 3.3 wt%, Cr:2.4 wt%, Mo:0.4 wt%, W: 5.3 wt%, Al: 5.7 wt%, Ti: 0.2 wt%, Nb: 0.1 wt%, Ta: 8.2 wt%, Hf: 0.03 wt%, Re: 6.3 wt%로 잔부가 Ni로 구성되는 합금에 대해 기재하고 있다.
상기의 Ni기 초합금은 단결정 합금 부재로서 1100℃까지의 크리프 강도의 점에서 우수하다. 그렇지만 게다가 1150℃과 같은 고온에서는 크리프 강도가 저하된다고 하는 문제점을 가지고 있다. 제트 엔진이나 가스터빈의 효율을 향상시키기 위해서는 연소 온도를 향상시키는 것이 가장 효율적이므로 이러한 관점에서 종래의 Ni기 초합금의 한계를 극복한, 고온 강도성에 의해 우수한 Ni기 초합금의 출현이 요구되고 있었다.
본 발명은 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명은 기존 합금이 고온산화 및 부식저항성에 강점이 있으나, 고온 강도에 취약하였으므로, 강점은 유지하면서, 취약점을 보완하고, 주조성을 추가로 개선한 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 합금 내의 γ'(Gamma')상의 분율을 50 내지 70%사이로 제어하고, 기존 합금 대비 고온 강도(크리프 특성) 및 고온 산화성을 동시에 향상시킨 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법을 제공하는 것을 다른 목적으로 한다.
본 발명은 보일러, 증기 터빈 및 가스 터빈용 소재로 이용될 수 있는 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법을 제공하는 것을 또 다른 목적으로 한다.
본 발명의 다른 목적 및 이점은 하기의 발명의 상세한 설명 및 청구 범위에 의해 보다 명확하게 된다.
본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다.
또한, 도면에서 각 층의 두께나 크기는 설명의 편의 및 명확성을 위하여 가정된 것이며, 도면상에서 동일 부호는 동일한 요소를 지칭한다. 본 명세서에서 사용된 바와 같이, 용어 "및/또는"은 해당 열거된 항목 중 어느 하나 및 하나 이상의 모든 조합을 포함한다.
본 명세서에서 사용된 용어는 특정 실시예를 설명하기 위하여 사용되며, 본 발명을 제한하기 위한 것이 아니다. 본 명세서에서 사용된 바와 같이, 단수 형태는 문맥상 다른 경우를 분명히 지적하는 것이 아니라면, 복수의 형태를 포함할 수 있다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 경우 "포함한다(comprise)" 및/또는 "포함하는(comprising)"은 언급한 형상들, 숫자, 단계, 동작, 부재, 요소 및/또는 이들 그룹의 존재를 특정하는 것이며, 하나 이상의 다른 형상, 숫자, 동작, 부재, 요소 및/또는 그룹들의 존재 또는 부가를 배제하는 것이 아니다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명은 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금에 관한 것이다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 단결정 Ni기 초내열 합금은 Hf, Re 및 Ru를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 단결정 Ni기 초내열 합금은 Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 단결정 Ni기 초내열 합금은 γ상 및 γ'상의 혼합 조직을 가질 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 단결정 Ni기 초내열 합금은 γ'상의 분율이 50 내지 70%일 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명은 1) 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하는 강을 진공 유도 용해하는 단계; 2) 정밀 주조로의 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)에 상기 1) 단계의 용해한 강을 투입하는 단계; 3) 상기 2) 단계의 쉘 주조(Shell mold)에 고정(Mount)되어 있는 냉각판(Chill plate)를 일정한 속도로 인출하는 단계를 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 1) 단계의 강은 Hf, Re 및 Ru를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 1) 단계의 강은 Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 1) 단계는 진공 유도 용해 공정으로 1400 내지 1600℃로 승온하여 용해하는 것일 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)는 용해된 강의 투입 전에 1400 내지 1600℃로 예열되어 있는 것일 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)는 하단부에 단결정 셀렉터가 형성될 수 있다.
본 발명의 단결정 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법은 기존 합금이 고온산화 및 부식저항성에 강점이 있으나, 고온 강도에 취약하였으므로, 강점은 유지하면서, 취약점을 보완하고, 주조성을 추가로 개선하였으며, 합금 내의 γ'상의 분율을 50 내지 70%사이로 제어하고, 기존 합금 대비 고온 강도(크리프 특성) 및 고온 산화성을 동시에 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예예 따른 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법에 관한 도면이다.
100: 용해로
110: 유도코일
200: 합금 조성물
300: 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조
400: 냉각판
500: 단결정 셀렉터
100: 용해로
110: 유도코일
200: 합금 조성물
300: 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조
400: 냉각판
500: 단결정 셀렉터
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하고자 한다. 이들 실시예는 오로지 본 발명을 보다 실시적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 요지에 따라 본 발명의 범위가 이들 실시예에 의해 제한되지 않는다는 것은 당업계에서 통상의 지식을 가진 자에 있어서 자명할 것이다.
본 발명의 일 실시예로, 본 발명은 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하며, Hf, Re 및 Ru를 추가로 포함할 수 있다. 보다 구체적으로, Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함할 수 있지만, 예시에 국한되는 것은 아니다.
기존 단결정 Ni기 초내열 합금의 Cr 함량은 12%로 고온산화 및 부식저항성에 강점이 있으나 고온 강도에 취약하였다. 이러한 기존 합금의 문제를 해결하기 위해, Cr함량을 10% 이하로 감소시키고, 주조성을 개선하기 위해 C함량을 낮추고 Ta함량을 증가시켰으며, Hf을 첨가하였다. 또한, 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 공정상에 편석되는 B함량을 낮추고, Zr을 제거하는 것을 특징으로 한다.
또한, 기존 단결정 Ni기 초내열 합금 대비, Al 및 Ti 함량을 미소 조정하여 γ'상의 분율을 50 내지 70%사이로 제어하였다.
또한, 기존 합금과 대비하여, 고온 강도(크리프 특성)를 향상시키기 위해 Re 및 Ru를 추가로 포함하는 것을 특징으로 할 것이다. 기존 합금의 문제를 해결하기 위해, Hf를 합금 조성물에 포함시키거나, Hf 및 Re를 포함시키거나, Hf 및 Ru를 포함시키기는 하였으나, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Hf, Re 및 Ru를 동시에 첨가한 것을 특징으로 한다. 또한, Hf, Re 및 Ru를 동시에 첨가한 것과 더불어, 보일러, 증기 터빈 및 가스 터빈용 소재로 이용될 수 있는 최적의 함량 범위를 설정하였다.
상기와 같은 특징으로 인해 본 발명의 일 실시예에 따른 단결정 Ni기 초내열 합금은 Hf, Re 및 Ru의 동시 첨가 및 최적의 함량 범위로 인해, 기존 합금과 대비하여 고온 산화성과 크리프 특성을 동시에 향상 시켰다.
Hf
: 0.4~1.0%
Hf는 주조시 결정입계에 편석되어 핫 크랙킹(Hot cracking)을 방지하며 입계연성 향상과 주조성 개선에 기여하고, 세라믹 몰드/코어와 합금 사이의 열팽창계수 차이로 인한 주조균열 방지에 효과적이다. 또한, γ'상에 우선적으로 편석되며 0.4% 미만 첨가시 산화에 대한 저항성이 감소하나 1% 초과하여 첨가 시 MC탄화물 조대화와 HfO산화물 및 공정 화합물 형성이 촉진되어 크리프 및 TMF 성질을 저하시킨다.
Re: 0.5~2.5%
Re는 γ기지의 고용강화원소로 고온에서 느린 확산으로 인해 크리프 강도 향상 및 고온 부식성 향상에 기여한다. 0.5% 미만일 때 고용 강화 효과가 미미하고 2.5% 이상일 경우 TCP상 형성을 촉진시켜 크리프 및 TMF 강도가 저하되는 문제가 발생한다. kg당 가격이 약 290만원으로 매우 비싸 최소 첨가로 최대의 효과를 얻고자 하여 0.5~2.5% 포함될 수 있지만, 예시에 국한되는 것은 아니다.
Ru
: 0.5~3.0%
Ru는 γ상 고용 원소를 γ'상으로 역편석시켜 TCP상 및 기지/코팅층 사이의 SRZ(Secondary reaction zone)의 형성을 억제하고 γ'상의 용체화 범위를 증가시키는 역할을 한다. 0.5% 미만 첨가시 TCP상 억제효과가 미미하고, 3% 초과하여, 첨가 시 Re 및 Ta의 분리(segregation)를 증가시켜 TCP 상(phase) 형성 및 ε상 형성으로 고온강도를 저하시키는 문제가 있다. kg당 가격이 약 170만으로 상당히 비싸 0.5~3.0% 포함될 수 있으며, 예시에 국한되는 것은 아니다.
Co: 8.0~10.0%
Co는 γ상 기지에 있는 Ni을 대체하여 고용 강화시키고, γ'상의 고상선 온도를 감소시켜 용체화 온도범위를 확장시킬 수 있다. 8% 미만일 때 용체화 온도범위가 좁아지나 10% 초과일 때는 γ'상의 양이 감소하여 강도를 저하시키는 문제를 발생한다.
Cr
: 7.0~9.0%
Cr은 5% 이상 일 때 크리프 특성을 저하시키고, 7.5% 이상일 때 TCP(Topollogically close packed)상의 형성을 촉진시킴. 10% 이하일 때 부식저항이 현저히 감소하나 첨가량이 증가할수록 고온부식저항을 향상시킬 수 있다.
Mo
: 1.0~3.0%
Mo는 래프트 효과(Raft effect)를 촉진시키는 원소로서 γ/γ'상간의 격자 미스핏(Lattice misfit)을 증가시킴으로써 고온강도를 향상시킴. Mo는 기지에 고용되어 고온강도를 증가시키고 래프트 효과(Raft effect) 및 석출경화를 통해 고온강도를 향상시킨다. 1.0% 미만일 때 고온강도가 저하되지만, 3% 초과일 때 기계적 성질에 유해한 상을 석출시키는 문제가 발생한다.
W: 3.0~5.0%
W는 Mo과 같이 고용강화 및 석출강화 원소로서 크리프 강도 및 TMF강도를 증가시키기 위해 첨가된다.
Al: 2.6~4.6%
Al는 Ni과 함께 Ni3Al형태의 γ' 금속간 화합물을 형성하여 γ기지에 석출되고, γ'상의 분율이 50 내지 70% 일 때 크리프 강도 및 TMF(Thermo-Mechanical Fatigue) 강도를 최적화할 수 있다. 5.2% 미만으로 첨가될 경우 γ'상의 분율이 감소하여 요구하는 고온강도를 충족시키기 어려운 문제가 있다.
Ti
: 3.0~5.0%
Ti는 Al과 마찬가지로 γ'상 형성원소로서 크리프 강도를 향상시키지만, 5% 초과인 경우, 첨가될 경우 격자 미스핏(Lattice misfit)을 증가시키는 반면 SFE(Stacking fault energy)를 감소시켜 크리프 강도를 저하시키고, 3.0% 미만인 경우, 크리프 강도 향상이 미비한 문제가 있다.
Ta
: 3.5~5.5%
Ta는 크리프 강도 및 TMF강도를 증가시키기 위한 γ'상 강화에 효과적인 원소이지만 다량 첨가될 경우 공정 γ'상의 형성이 촉진되어 용체화 효과를 감소시키는 문제가 발생할 수 있다.
B: 0.005%
B는 결정입계 확산을 감소시킴으로써 결정입계를 강화시키고 γ'상 및 탄화물의 형상을 변화시킴. 첨가량이 증가할수록 액상선 온도 및 탄화물의 액상선/고상선 온도를 감소시킨다.
C: 0.03~0.09%
C는 결정입계 강화 원소로서 C은 Ti, Cr, Zr, Nb, W등과 결합하여 MC, M6C, M23C6 등과 같은 탄화물을 형성하고 0.03% 이상일 경우 MC탄화물을 형성할 수 있다. 첨가량이 증가할수록 액상선 온도를 감소시키고, Re의 편석을 감소시키는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 프레클(Freckle), 오류방향화 입자(Misoriented grain)과 같은 주조결함의 발생빈도를 감소시키고 표면 스케일(Surface scale)의 형성을 감소시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 사용되는 용해설비로는 재료 자체의 와전류 손실열을 이용하는 유도식 용해로를 채택하였다.
각각의 첨가원소들은 각기 다른 융점과 증발 온도를 가지기 때문에 고온의 열원을 갑자기 투입하면, 융점이 낮은 금속이 먼저 녹아 증발하기 때문에 합금조성의 제어가 매우 어렵다. 이에, 합금의 구성성분이 산화되지 않도록 진공 분위기에서 용탕을 용해하는 것이 바람직하며, 이를 위해서는 진공유도용해로를 이용할 수 있다.
본 발명의 일 실시예로, 상기 진공유도용해로에 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하는 강을 넣고, 진공 유도 용해(VIM, Vacuum induction melting)하여, 합금의 구성 성분이 잘 섞이도록 용해시킨다. 상기 강 조성물은 Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함할 수 있다. 상기 진공 유도 용해 완료 후 단결정 시편을 제조하기 위해, 용융된 합금 조성물을 정밀 주조로의 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)에 주입한다. 상기 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조는 제품의 형상을 갖고, 냉각판과 연결되는 하단부에는 단결정 셀럭터(Single crystal selector)가 형성된다. 쉘 주조(Shell mold)에 고정(Mount)되어 있는 냉각판(Chill plate)를 일정한 속도로 인출함으로써 제조할 수 있다. 상기 냉각판의 인출속도는 2 내지 4mm/mim으로, 주조 직후, 상기 세라믹 쉘 주조에 투입된 용해된 합금 조성물은 냉각판과 접하게 되고, 상기 냉각판과 접하는 합금 조성물은 미세한 다결정을 형성하게 되고, 이어, 온도차에 의해 방향성 조직을 가지게 되다. 단결정을 형성하기 위해서는 쉘 주조의 하단부에 형성되고, 냉각판과 연결된 단결정 셀럭터에서, 성장에 유리한 특정 방향의 결정립만 살아남게 되고, 이 단결정이 시드(seed)가 되어 주형 내의 단결정의 성장을 유도하게 된다. 이러한 단결정의 형성으로 인해 터빈 블래이드의 고속 회전시의 가로 방향의 결정립계에 의한 파괴를 억제할 수 있으며, 고온에서의 크립(creep) 변형을 최소화할 수 있다.
도 1을 통해 구체적으로 살펴보면, 상기 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 응고 Ni기 초내열 합금의 제조 방법에 관한 도면으로, 용해로(100)의 외부는 유도 코일(110)이 위치하여, 용해로의 내부를 1400 내지 1600℃로 승온시켜, 진공 유도 용해 방식으로 합금의 구성 성분이 잘 용해될 수 있도록 한다. 상기 진공 유도 용해 방식으로 용해된 합금 조성물(200)은 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(300)에 투입되고, 상기 용해 합금 조성물(200)은 셀 주조(300)의 하단부에 위치한 냉각판(400)과 접하는 부분은 상기 언급한 바와 같이, 단결정 셀렉터(500)가 형성되어 있다. 상기 단결정 셀럭터를 통해, 성장에 유리한 특정 방향의 결정립만 살아남게 되고, 이 단결정이 시드(seed)가 되어 주형 내의 단결정의 성장을 유도하게 된다.
Claims (11)
- 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금.
- 제 1항에 있어서,
상기 단결정 Ni기 초내열 합금은 Hf, Re 및 Ru를 추가로 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금. - 제 1항에 있어서,
상기 단결정 Ni기 초내열 합금은 Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금. - 제 1항에 있어서,
상기 단결정 Ni기 초내열 합금은 γ상 및 γ'상의 혼합 조직을 가지는 것인 단결정 Ni기 초내열 합금. - 제 1항에 있어서,
상기 단결정 Ni기 초내열 합금은 γ'상의 분율이 50 내지 70%인 단결정 Ni기 초내열 합금. - 1) 중량%로, Cr 7.0~9.0%, Co 8.0~10.0%, Mo 1.0~3.0%, W 3.0~5.0%, Al 2.6~4.6%, Ti 3.0~5.0%, Ta 3.5~5.5%, C 0.03~0.09%, B 0.005%, 나머지 Ni 및 기타 불순물을 포함하는 강을 진공 유도 용해하는 단계;
2) 정밀 주조로의 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)에 상기 1) 단계의 용해한 강을 투입하는 단계; 및
3) 상기 2) 단계의 쉘 주조(Shell mold)에 고정(Mount)되어 있는 냉각판(Chill plate)을 일정한 속도로 인출하는 단계를 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법. - 제 6항에 있어서,
상기 1) 단계의 강은 Hf, Re 및 Ru를 추가로 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법. - 제 6항에 있어서,
상기 1) 단계의 강은 Hf 0.4~1.0%, Re 0.5~2.5% 및 Ru 0.5~3.0%를 추가로 포함하는 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법. - 제 6항에 있어서,
상기 1) 단계는 진공 유도 용해 공정으로 1400 내지 1600℃로 승온하여 용해하는 것인 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법. - 제 6항에 있어서,
상기 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)는 용해된 강의 투입 전에 1400 내지 1600℃로 예열되어 있는 것인 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법. - 제 6항에 있어서,
상기 일방향 합금 제조용 세라믹 쉘 주조(Ceramic shell mold)는 하단부에 단결정 셀렉터가 형성된 단결정 Ni기 초내열 합금의 제조 방법.
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| KR (1) | KR20180081314A (ko) |
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2017
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