KR20190073344A - Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 초강석출 강화 Ni기 합금을 사용하여, 인장 특성과 크리프 특성이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 관한 Ni기 단조 합금재는, 700℃의 온도에 있어서 γ상의 모상 중에 50체적％ 이상 70체적％ 이하의 γ'상이 석출되는 화학 조성을 갖고, 상기 γ'상은, 상기 γ상의 결정립 내에 석출되는 시효 석출 γ'상립과, 상기 γ상의 결정립 사이에 석출되는 공정 반응 γ'상립으로 이루어지고, 상기 공정 반응 γ'상립은, Ni 및 Al의 함유율이 상기 시효 석출 γ'상립보다 높고, 평균 입경이 2㎛ 이상 40㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재

본 발명은, Ni(니켈)기 단조 합금의 기술에 관한 것으로, 특히 고온에서의 기계적 특성이 우수한 Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재에 관한 것이다.

항공기나 화력 발전 플랜트의 터빈(가스 터빈, 증기 터빈)에 있어서, 열효율 향상을 목표로 한 주 유체 온도의 고온화는 하나의 기술 트렌드가 되고 있고, 터빈 부재에 있어서의 고온의 기계적 특성의 향상은, 중요한 기술 과제이다. 가장 가혹한 환경에 노출되는 터빈 고온 부재(예를 들어, 터빈 날개(동익, 정익), 터빈 디스크, 연소기 부재, 보일러 부재)는, 운전 중의 회전 원심력이나 진동이나 기동/정지에 수반되는 열응력을 반복해서 받는다는 점에서, 기계적 특성(예를 들어, 크리프 특성, 인장 특성, 피로 특성)의 향상은 매우 중요하다.

요구되는 다양한 기계적 특성을 만족시키기 위해, 터빈 고온 부재의 재료로서, 석출 강화 Ni기 합금재가 널리 이용되고 있다. 특히 고온 특성이 중요해지는 경우는, 모상이 되는 γ(감마)상 중에 석출시키는 γ'(감마 프라임)상(예를 들어 Ni₃(Al, Ti, Ta)상)의 비율을 높인 강석출 강화 Ni기 합금재(예를 들어, γ'상을 30체적％ 이상 석출시키는 Ni기 합금재)가 사용된다.

터빈의 고효율화의 실현은, 상술한 주 유체 온도의 고온화뿐만 아니라, 터빈 날개(동익, 정익)의 긴 형상화에 의한 터빈 환대 면적의 확대나, 터빈 날개의 박육화에 의한 주 유체의 흐름 손실의 저감도 유효하다. 그리고 터빈 날개의 긴 형상화나 박육화에 대응하기 위해서는, 터빈 날개의 재료에 종래 이상으로 높은 인장 특성 및 피로 특성이 요구된다.

터빈 날개는, 종래부터 크리프 특성이 중요시되고 있었기 때문에, 당해 크리프 특성의 요구를 만족시키기 위해, 정밀 주조법(특히, 일 방향 응고법, 단결정 응고법)에 의해 제조되는 Ni기 주조 합금재가 사용되는 일이 많았다. 이것은, 응력 방향을 횡단하는 결정립계가 적은 쪽이 크리프 특성에 있어서 유리하기 때문이다.

한편, 터빈 디스크나 연소기 부재에서는, 크리프 특성보다 인장 특성이나 피로 특성 쪽이 중요시되는 경우가 많다는 점에서, 열간 단조법에 의해 제조되는 Ni기 단조 합금재가 종종 사용되어 왔다. 이것은, 결정 입경이 작은 쪽이(결정립계 밀도가 높은 쪽이) 인장 특성이나 피로 특성에 있어서 유리하기 때문이다.

여기서, 터빈 날개의 긴 형상화나 박육화에의 대응을 고려한 경우, 일 방향 응고나 단결정 성장에 있어서의 긴 형상화나 박육화는 제조 기술적인 난관이 매우 많다는 점에서, 일 방향 응고재나 단결정 응고재로 이루어지는 터빈 날개는, 제조 수율의 대폭적인 저하(즉 제조 비용의 대폭적인 증대)가 우려된다. 바꾸어 말하면, 단조 합금재를 베이스로 하여, 터빈 날개에 요구되는 고온 특성(예를 들어, 크리프 특성)을 만족시키는 것을 개발하는 편이, 제조 비용의 관점에서 유리하다고 생각된다.

전술한 바와 같이, 석출 강화 Ni기 합금재에서는, 고온 특성을 높이기 위해 γ'상의 체적률을 높이는 것이 일반적이다. 단, 단조 합금재에 있어서 γ'상의 체적률을 높이려고 하면, 가공성·성형성이 악화되어 제조 수율이 저하되기 쉽다(제조 비용이 증대되기 쉽다)고 하는 약점이 있다. 그 때문에, Ni기 단조 합금재의 특성 향상의 연구와 병행하여, 당해 Ni기 단조 합금재를 안정적으로 제조하는 기술의 연구도 다양하게 행해져 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1(일본 특허 공개 평9-302450호)에는, 제어된 결정 입도를 갖는 Ni기 초합금 물품을 단조용 프리폼으로 제조하는 방법이며, γ상과 γ'상의 혼합물을 포함하는 마이크로 조직, 재결정 온도 및 γ' 솔버스 온도를 갖는 Ni기 초합금 프리폼을 준비하고(여기서, γ'상은 Ni기 초합금의 적어도 30용량％를 차지함), 약 1600℉ 이상이지만 γ' 솔버스 온도보다는 낮은 온도에서, 변형 속도를 매초 약 0.03∼약 10으로 하여 상기 초합금 프리폼을 열간 금형 단조하고, 얻어진 열간 금형 단조 초합금 공작물을 등온 단조하여 가공 완료 물품을 형성하고, 이와 같이 하여 마무리한 물품을 수퍼 솔버스 열처리하여 대략 ASTM 6∼8의 실질적으로 균일한 입자 마이크로 조직을 생성시키고, 물품을 수퍼 솔버스 열처리 온도로부터 냉각하는 것으로 이루어지는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평9-302450호 공보 일본 특허 제5869624호 공보

특허문헌 1에 의하면, γ'상의 체적률이 높은 Ni기 합금재라도, 균열시키는 일 없이 높은 제조 수율로 단조품을 제조할 수 있다고 되어 있다. 그러나 특허문헌 1의 기술은, 저변형 속도에 의한 초소성 변형의 열간 단조 공정 및 그 후에 등온 단조 공정을 행한다는 점에서, 특수한 제조 장치가 필요함과 함께 긴 워크 타임을 필요로 한다(즉, 장치 비용 및 프로세스 비용이 높다)고 하는 약점이 있다.

또한, 공업 제품에 대해서는, 당연히 저비용화의 강한 요구가 있어, 제품을 저비용으로 제조하는 기술의 확립은, 가장 중요한 과제 중 하나이다.

예를 들어, 특허문헌 2(일본 특허 제5869624호)에는, γ'상의 고용 온도가 1050℃ 이상인 Ni기 합금으로 이루어지는 Ni기 합금 연화재의 제조 방법이며, 다음 공정에서 연화 처리를 실시하기 위한 Ni기 합금 소재를 준비하는 소재 준비 공정과, 상기 Ni기 합금 소재를 연화시켜 가공성을 향상시키는 연화 처리 공정을 포함하고, 상기 연화 처리 공정은, 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도 영역에서 이루어지는 공정이며, 상기 Ni기 합금 소재를 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도에서 열간 단조하는 제1 공정과, 상기 γ'상의 고용 온도 미만의 온도로부터 100℃/h 이하의 냉각 속도로 서랭을 함으로써 상기 Ni기 합금의 모상인 γ상의 결정립의 입계 상에 석출된 비정합의 γ'상의 결정립의 양을 증가시켜 20체적％ 이상으로 한 Ni기 합금 연화재를 얻는 제2 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 Ni기 합금 연화재의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서 보고된 기술은, 강석출 강화 Ni기 합금재를 저비용으로 가공·성형할 수 있다고 하는 점에서 획기적인 기술이라고 생각된다.

본 발명자들은, 특허문헌 2의 기술을 기초로 하여 더욱 연구를 진행한 바, γ'상의 체적률이 50체적％ 이상의 초강석출 강화 Ni기 합금재(예를 들어, γ'상을 50∼70체적％ 석출시키는 Ni기 합금재)에서는, 상기한 제1 공정(γ'상의 고용 온도 미만의 온도에서 열간 단조하는 공정)의 제어가 어려워, 제조 수율이 저하되기 쉬운 것을 알 수 있었다. 바꾸어 말하면, 더 한층의 기술 혁신이 필요하다고 생각되었다.

근년에 있어서의 에너지 절약 및 지구 환경 보호의 관점에서, 터빈의 열효율 향상을 목표로 한 주 유체 온도의 고온화 및 터빈 날개의 긴 형상화·박육화는, 금후 점점 진전될 것이라고 생각된다. 그것은, 터빈 고온 부재의 사용 환경이 금후 점점 엄격해질 것이라는 것을 의미하며, 터빈 고온 부재에는, 더 한층의 기계적 특성의 향상이 요구된다. 한편, 전술한 바와 같이, 공업 제품의 저비용화는 가장 중요한 과제 중 하나이다.

본 발명은, 이러한 문제에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 초강석출 강화 Ni기 합금을 사용하여, 기계적 특성(특히, 인장 특성, 크리프 특성)이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재를, 높은 제조 수율을 확보할 수 있는 간이한 방법으로(즉, 가능한 한 저비용으로) 제공하는 데 있다.

(I) 본 발명의 일 양태는, 700℃의 온도에 있어서 γ상의 모상 중에 50체적％ 이상 70체적％ 이하의 γ'상이 석출되는 화학 조성을 갖는 Ni기 단조 합금재이며, 상기 γ'상은, 상기 γ상의 결정립 내에 석출되는 시효 석출 γ'상립과, 상기 γ상의 결정립 사이에 석출되는 공정 반응 γ'상립으로 이루어지고, 상기 공정 반응 γ'상립은, Ni 및 Al(알루미늄)의 함유율이 상기 시효 석출 γ'상립보다 높고, 평균 입경이 2㎛ 이상 40㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Ni기 단조 합금재를 제공하는 것이다.

본 발명은, 상기한 Ni기 단조 합금재 (Ⅰ)에 있어서, 이하와 같은 개량이나 변경을 가할 수 있다.

(ⅰ) 상기 공정 반응 γ'상립은, 석출량이 1체적％ 이상 15체적％ 이하이다.

(ⅱ) 상기 Ni기 단조 합금재는, 실온 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 온도 780℃에서 응력 500㎫의 크리프 파단 시간이 100시간 이상이다.

(ⅲ) 상기 화학 조성은, 4.0질량％ 이상 18질량％ 이하의 Cr(크롬)과,

2.0질량％ 이상 25질량％ 이하의 Co(코발트)와,

14질량％ 이하의 W(텅스텐)와,

8.0질량％ 이하의 Mo(몰리브덴)와,

2.0질량％ 이상 7.0질량％ 이하의 Al과,

8.0질량％ 이하의 Ti(티타늄)와,

10질량％ 이하의 Ta(탄탈륨)와,

3.0질량％ 이하의 Nb(니오븀)와,

3.0질량％ 이하의 Hf(하프늄)와,

2.0질량％ 이하의 Re(레늄)와,

2.0질량％ 이하의 Fe(철)와,

0.1질량％ 이하의 Zr(지르코늄)과,

0.001질량％ 이상 0.15질량％ 이하의 C(탄소)와,

0.001질량％ 이상 0.1질량％ 이하의 B(붕소)를 포함하고,

잔부가 Ni 및 불가피 불순물로 이루어지고,

식「P값＝0.18×Al 함유율＋0.08×Ti 함유율＋0.03×Ta 함유율」로 표시되는 P값이 1.0 이상이다.

(ⅳ) 상기 γ상의 평균 입경이 15㎛ 이상 200㎛ 이하이다.

(II) 본 발명의 다른 일 양태는, 상기한 Ni기 단조 합금재를 사용한 것을 특징으로 하는 터빈 고온 부재를 제공하는 것이다.

본 발명은, 상기한 터빈 고온 부재 (II)에 있어서, 이하와 같은 개량이나 변경을 가할 수 있다.

(ⅴ) 상기 터빈 고온 부재는, 터빈 날개, 연소기 노즐, 고정 핀, 볼트, 또는 쿠폰이다.

본 발명에 따르면, 초강석출 강화 Ni기 합금을 사용하여, 인장 특성과 크리프 특성이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 Ni기 단조 합금재 및 그것을 사용한 터빈 고온 부재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명에 관한 Ni기 단조 합금재를 제조하는 방법의 일례를 나타내는 공정도이다.
도 2는 본 발명에 있어서의 의사 균질화 합금 주괴의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 상이다.
도 3은 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 터빈 동익의 일례를 나타내는 사시 모식도이다.
도 4는 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 고정 핀의 일례를 나타내는 사시 모식도이다.
도 5는 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 쿠폰의 일례를 나타내는 사시 모식도이다.
도 6은 본 발명에 관한 Ni기 단조 합금재의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 상이다.
도 7은 본 발명의 규정으로부터 벗어나는 Ni기 단조 합금재의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 상이다.

[초기 검토 및 본 발명의 기본 사상]

전술한 바와 같이, 일 방향 응고법이나 단결정 응고법에 의해 제조되고 결정립 사이즈가 큰 Ni기 주조 합금재는, 크리프 특성이 우수하지만, 인장 특성이나 피로 특성에 약점을 갖는다. 이에 비해, 열간 단조법에 의해 제조되고 결정립 사이즈가 작은 Ni기 단조 합금재는, 인장 특성이나 피로 특성이 우수하지만, 크리프 특성에 약점을 갖는다. 즉, Ni기 주조 합금재와 Ni기 단조 합금재는, 일반적으로 작용 효과가 상반되는 관계에 있다.

한편, 터빈의 열효율 향상을 목표로 한 주 유체 온도의 고온화 및 터빈 날개의 긴 형상화·박육화에 대응하기 위해서는, 크리프 특성과 인장 특성이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 재료가 필요하다.

본 발명자들은, Ni기 합금재의 크리프 특성이 모상 결정립계의 미끄러지기 어려움(이른바 입계 강도)과 강하게 관련되는 것에 착안하여, 단조 합금재에 있어서 모상 결정립의 사이즈 제어(재결정 조대화)와 모상 결정립의 입계 슬립을 핀 고정하기 위한 석출물 도입을 조합함으로써, 크리프 특성과 인장 특성이 높은 레벨에서 균형을 이룬 단조 합금재가 얻어질 것이라고 하는 지침을 세웠다. 또한, 입계 슬립의 핀 고정 석출물로서, γ'상 입자를 활용하는 것을 고려하였다.

본 발명자들은, 상기 지침에 기초하여 초기 검토로서 다양한 실험을 행하였다. 모상 결정립의 입계 상에 γ'상 입자를 석출시키는 방법으로서는, 특허문헌 2에 기재된 기술을 이용하였다. 최종 성형 가공 후에, 크리프 특성 향상을 위해 모상 결정립의 사이즈를 제어하는(재결정 조대화시키는) 열처리를 행한 바, 결정립이 조대화되는 한편 결정립계 상의 γ'상 입자가 고용되어 가서 입계 슬립의 핀 고정 효과가 크게 저하된다(즉, 기대한 것처럼 크리프 특성이 향상되지 않는다)고 하는 문제가 발생하는 것을 알 수 있었다.

초기 검토 결과의 상세한 조사·고찰을 통해, 특허문헌 2에 기재된 기술에 있어서 열간 단조 가공의 온도 영역에서 석출되는 γ'상은, 시효 열처리에서 석출되는 γ'상과 마찬가지로, 비교적 낮은 온도에서 석출/정출되는 γ'상인 것을 알았다. 바꾸어 말하면, 당해 γ'상의 고용 온도가 Ni기 합금의 공정 온도보다 충분히 낮은 온도 영역에 존재한다는 점, 및 모상 결정립을 재결정 조대화시키는 데 적합한 열처리 온도가 당해 γ'상의 고용 온도와 동일 정도 이상이라는 점에서, 입계 슬립의 핀 고정 석출물을 유효하게 남긴 상태에서의 모상 결정립의 재결정 조대화가 곤란했다고 생각되었다.

그래서 모상 결정립을 재결정 조대화시키는 데 적합한 열처리 온도보다 높은 온도 영역에 고용 온도를 갖는 석출 상을 찾기 위해, Ni기 합금재의 제조 프로세스를 열역학적 고찰과 함께 상세하게 재검토하였다. 그 중에서, Ni기 합금 주괴를 준비하는 주조/응고 과정에 있어서 공정 반응에 수반하여 정출되는 γ'상(이하, 당해 γ'상을 「공정 반응 γ'상」이라고 약칭함)에 착안하였다. 공정 반응 γ'상은, 공정 반응에 수반하여 정출된다는 점에서, 당연히 높은 고용 온도를 갖는다. 또한, 본 발명에 있어서는, 시효 열처리에 의해 γ상 결정립 내에 석출되는 γ'상을 「시효 석출 γ'상」이라고 칭하기로 한다.

공정 반응 γ'상은, 주괴 중에서 비교적 큰 입자를 형성하기 쉽고, 후속 공정인 단조 가공에 있어서의 저해 입자가 되기 쉽다는 점에서, 통상, 유해 석출 상이라고 인식되어 있다. 그 때문에, 종래 기술에 있어서는, 주괴에 대한 균질화 열처리(소킹)에 의해 단조 가공 전에 소거하던 석출 상이다.

본 발명자들은, 공정 반응 γ'상의 높은 고용 온도에 착안하여, 소킹 처리에 있어서, 주괴 중의 화학 성분의 원하지 않는 편석을 해소하면서, 공정 반응 γ'상을 의도적으로 어느 정도 잔존시킴으로써, 당해 공정 반응 γ'상을 입계 슬립의 핀 고정 석출물로서 활용하는 것에서 과제 해결의 가능성을 찾아냈다. 그리고 합금 화학 조성, 소킹 처리 조건, 미세 조직 형태, 및 기계적 특성의 관계에 대해 예의 조사 검토하여, 본 발명을 완성시켰다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해, 도면을 참조하면서 Ni기 단조 합금재의 제조 순서를 따라 설명한다. 단, 본 발명은, 여기서 다룬 실시 형태에 한정되는 것은 아니며, 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서, 공지 기술과 적절하게 조합하거나 공지 기술에 기초하여 개량하거나 하는 것이 가능하다.

[Ni기 단조 합금재의 제조 방법]

도 1은, 본 발명에 관한 Ni기 단조 합금재를 제조하는 방법의 일례를 나타내는 공정도이다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 Ni기 단조 합금재를 제조하는 방법은, 용해·주조 공정(S1)과 의사 균질화 열처리 공정(S2)과 단조 가공 공정(S3)과 용체화·결정 조대화 열처리 공정(S4)과 시효 열처리 공정(S5)을 갖는다. 이하, 각 공정을 더 구체적으로 설명한다.

(용해·주조 공정)

용해·주조 공정(S1)에서는, 원하는 합금 조성이 되도록 원료를 용해하여 용탕을 준비하고, 당해 용탕을 적당한 주형에 주탕하여 합금 주괴(10)를 형성한다. 원료의 용해 방법 및 주조 방법에 특별한 한정은 없고, Ni기 합금재에 대한 종전의 방법을 이용할 수 있다.

또한, 합금 중의 불순물 성분(예를 들어, P(인), S(황), O(산소), N(질소))의 함유율을 더 저감하기(합금의 청정도를 높이기) 위해, 용해·주조 공정(S1)은, 용탕을 형성한 후에 일단 응고시켜 원료 합금 덩어리를 형성하는 원료 합금 덩어리 형성 소공정(S1a)과, 당해 원료 합금 덩어리를 재용해하여 청정화 용탕을 준비하는 재용해 소공정(S1b)을 포함하는 것이 더 바람직하다. 합금의 청정도를 높일 수 있는 한 재용해 방법에 특별한 한정은 없지만, 예를 들어 진공 아크 재용해(VAR)법을 바람직하게 이용할 수 있다.

여기서, 바람직한 합금 조성에 대해 설명한다.

Cr 성분: 4.0질량％ 이상 18질량％ 이하

Cr은, γ상에 고용되어 고온에 있어서의 내식성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 당해 작용 효과를 얻기 위해서는, 4.0질량％ 이상의 함유율이 바람직하다. 한편, Cr 함유율이 18질량％ 초과가 되면, 유해상(예를 들어, α-Cr상)이 석출되기 쉬워져 크리프 특성이 저하된다. Cr 함유율은, 6.0질량％ 이상 16질량％ 이하가 보다 바람직하고, 8.0질량％ 이상 14질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Co 성분: 2.0질량％ 이상 25질량％ 이하

Co는, γ'상(공정 반응 γ'상, 시효 석출 γ'상)을 고용 강화함과 함께 고온 내식성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 당해 작용 효과를 얻기 위해서는, 2.0질량％ 이상의 함유율이 바람직하다. 한편, Co 함유율이 25질량％ 초과가 되면, γ'상의 석출이 억제되어 기계적 특성이 저하된다. Co 함유율은, 5.0질량％ 이상 20질량％ 이하가 보다 바람직하고, 8.0질량％ 이상 15질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

W 성분: 14질량％ 이하

W는, γ상을 고용 강화함과 함께, γ'상의 고용 온도를 높여 크리프 특성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 W 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가하는 것이 바람직하다. 단, W 함유율이 14질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상(예를 들어, α-W상)이 석출되기 쉬워져, 크리프 특성, 고온 내식성 및 인성이 저하된다. 또한, 밀도가 큰 원소이기 때문에, 과잉으로 함유시키면 터빈 고온 부재의 질량이 증가하는(그것에 의한 단점이 발생하는) 약점이 있다. W 함유율은, 1.0질량％ 이상 12질량％ 이하가 보다 바람직하고, 4.0질량％ 이상 10질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Mo 성분: 8.0질량％ 이하

Mo는, W와 마찬가지로 γ상을 고용 강화함과 함께, γ'상의 고용 온도를 높여 크리프 특성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Mo 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Mo 함유율이 8.0질량％ 초과가 되면, 내산화성 및 고온 내식성이 저하된다. Mo 함유율은, 0.5질량％ 이상 6질량％ 이하가 보다 바람직하고, 1.0질량％ 이상 4.0질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Al 성분: 2.0질량％ 이상 7.0질량％ 이하

Al은, 석출 강화상인 γ'상을 형성시키는 필수 성분이다. 바람직한 양의 γ'상을 형성시키기 위해서는, 2.0질량％ 이상의 함유율이 바람직하다. 한편, Al 함유율이 7.0질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상(예를 들어, σ상, α-Cr상)이 석출되기 쉬워져, 기계적 특성 및 내식성이 저하된다. Al 함유율은, 2.5질량％ 이상 6.5질량％ 이하가 보다 바람직하고, 3.0질량％ 이상 6.0질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Ti 성분: 8.0질량％ 이하

Ti는, γ'상의 Al 사이트에 고용되어, 기계적 특성의 향상에 기여함과 함께 고온 내식성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Ti 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Ti 함유율이 8.0질량％ 초과가 되면, 내산화성이 저하된다. Ti 함유율은, 1.0질량％ 이상 6.0질량％ 이하가 보다 바람직하고, 2.0질량％ 이상 5.0질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Ta 성분: 10질량％ 이하

Ta는, Ti와 마찬가지로 γ'상의 Al 사이트에 고용되어, 기계적 특성의 향상에 기여하는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Ta 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Ta 함유율이 10질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상(예를 들어, σ상)이 석출되기 쉬워져, 크리프 특성이 저하된다. Ta 함유율은, 2.0질량％ 이상 8.0질량％ 이하가 보다 바람직하고, 3.0질량％ 이상 6.0질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Nb 성분: 3.0질량％ 이하

Nb는, Ti와 마찬가지로 γ'상의 Al 사이트에 고용되어, 기계적 특성의 향상에 기여하는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Nb 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가해도 된다. 단, Nb 함유율이 3.0질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상(예를 들어, σ상, η상)이 석출되기 쉬워져, 크리프 특성이 저하된다. Nb 함유율은, 2.0질량％ 이하가 보다 바람직하고, 1.0질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Hf 성분: 3.0질량％ 이하

Hf는, Ni기 합금재의 표면에 형성되는 보호 피막(예를 들어, Cr₂O₃, Al₂O₃)의 밀착성을 향상시켜, 고온 내식성이나 내산화성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Hf 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가해도 된다. 단, Hf 함유율이 3.0질량％ 초과가 되면, Ni기 합금재의 융점을 저하시키기 때문에, 크리프 특성이 저하된다. Hf 함유율은, 2.0질량％ 이하가 보다 바람직하고, 1.5질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

Re 성분: 2.0질량％ 이하

Re는, W와 마찬가지로 γ상을 고용 강화함과 함께, 내식성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Re 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가해도 된다. 단, Re 함유율이 2.0질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상이 석출되기 쉬워져, 기계적 특성이 저하된다. 또한, Re는 고가의 원소이기 때문에, 첨가량의 증가는 합금의 비용 증가를 수반한다. Re 함유율은, 1.5질량％ 이하가 보다 바람직하다.

Fe 성분: 2.0질량％ 이하

Fe는, Ni에 비해 연성이 높아 열간 가공성을 향상시키는 작용 효과가 있는 성분이다. 또한, Fe는 다른 원소에 비해 저렴하다는 점에서, 재료 비용의 저감 효과도 있다. 본 발명에 있어서 Fe 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가해도 된다. 단, Fe 함유율이 2.0질량％ 초과가 되면, γ'상의 열적 안정성이 저하되어 크리프 특성이 저하된다. Fe 함유율은, 1.0질량％ 이하가 보다 바람직하다.

Zr 성분: 0.1질량％ 이하

Zr은, γ상의 결정립계에 편석되어 입계 강도를 높이는 작용 효과가 있는 성분이다. 본 발명에 있어서 Zr 성분은, 필수 성분은 아니지만, 그 작용 효과로부터 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Zr 함유율이 0.1질량％ 초과가 되면, 원하지 않는 상(예를 들어, Ni₃Zr상)이 석출되기 쉬워져, 연성이 저하된다. Zr 함유율은, 0.005질량％ 이상 0.08질량％ 이하가 보다 바람직하고, 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

C 성분: 0.001질량％ 이상 0.15질량％ 이하

C는, γ상의 결정립계에 편석되어 탄화물 입자를 형성하여 입계 강도를 높이는 작용 효과가 있는 성분이다. 당해 작용 효과를 얻기 위해서는, 0.001질량％ 이상의 함유율이 바람직하다. 한편, C 함유율이 0.15질량％ 초과가 되면, 탄화물이 과잉으로 형성되어, 크리프 특성, 연성 및 내식성이 저하된다. 또한, 과잉의 탄화물은, 주조 결함을 초래하기 쉬워지는 단점도 있다. C 함유율은, 0.01질량％ 이상 0.12질량％ 이하가 보다 바람직하고, 0.02질량％ 이상 0.1질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

B 성분: 0.001질량％ 이상 0.1질량％ 이하

B는, γ상의 결정립계에 편석되어 붕화물 입자를 형성하여 입계 강도를 높이는 작용 효과가 있는 성분이다. 당해 작용 효과를 얻기 위해서는, 0.001질량％ 이상의 함유율이 바람직하다. 한편, B 함유율이 0.1질량％ 초과가 되면, 제조 공정에 있어서의 용체화 처리의 적용 가능 온도 범위가 좁아져, 크리프 특성 저하의 요인이 된다. B 함유율은, 0.005질량％ 이상 0.08질량％ 이하가 보다 바람직하고, 0.01질량％ 이상 0.04질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

잔부 성분: Ni 성분 및 불가피 불순물

Ni는, 주요 성분 중 하나이며 최대 함유율의 성분이다. 불가피 불순물은, 혼입을 피하는 것이 매우 곤란하지만 함유율을 가능한 한 적게 하고 싶은 불순물을 의미하는 성분이며, 예를 들어 Si(규소), Mn(망간), P, S, O, N을 들 수 있다. 또한, 0.01질량％ 이하의 Si, 0.02질량％ 이하의 Mn, 0.01질량％ 이하의 P, 0.01질량％ 이하의 S, 0.005질량％ 이하의 O, 및 0.005질량％ 이하의 N은, 혼입 허용 범위이다.

식「P값＝0.18×Al 함유율＋0.08×Ti 함유율＋0.03×Ta 함유율」: P값 1.0 이상

P값은, γ'상의 석출량에 영향을 미치는 파라미터이다. 700℃에 있어서의 γ'상의 석출량을 50체적％ 이상으로 하기 위해서는, P값이 1.0 이상이 되도록 합금 조성을 제어하는 것이 바람직하다. P값은, 1.1 이상이 보다 바람직하다.

또한, 후속 공정인 의사 균질화 열처리 공정 및 단조 가공 공정에 있어서, 원하는 양의 공정 반응 γ'상을 잔존시키기 위해, 공정 반응 γ'상은, 1100℃ 이상의 고용 온도를 갖는 것이 바람직하고, 1180℃ 이상의 고용 온도를 갖는 것이 보다 바람직하다. 바꾸어 말하면, 그러한 고용 온도를 갖는 공정 반응 γ'상이 석출되도록, 합금 조성을 제어하는 것이 바람직하다.

(의사 균질화 열처리 공정)

의사 균질화 열처리 공정(S2)에서는, 용해·주조 공정(S1)에서 준비한 합금 주괴(10)에 대해, 화학 성분의 원하지 않는 편석을 해소하기 위한 소킹 처리를 행한다. 단, 본 발명에 있어서의 의사 균질화 열처리 공정(S2)은, 주괴(10) 중에 정출된 공정 반응 γ'상을 의도적으로 어느 정도 잔존시킨 의사 균질화 합금 주괴(20)를 준비하는 것에 큰 특징이 있다.

의사 균질화 합금 주괴(20) 중에 잔존시키는 공정 반응 γ'상의 양으로서는, 1체적％ 이상 15체적％ 이하의 범위로 제어하는 것이 바람직하고, 1체적％ 이상 8체적％ 이하가 보다 바람직하다. 공정 반응 γ'상의 양이 1체적％ 미만이 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, γ상 결정립의 입계 슬립의 핀 고정 작용 효과가 불충분해진다. 한편, 공정 반응 γ'상의 양이 15체적％ 초과가 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, 시효 석출 γ'상의 양이 감소하여 석출 강화의 작용 효과가 불충분해진다.

합금 주괴(10) 중의 원하지 않는 편석을 해소하면서 공정 반응 γ'상의 잔존량을 제어하기 위해, 소킹 처리 조건으로서는, 1140∼1260℃의 열처리가 바람직하다. 또한, 열처리 후의 냉각 중에 γ'상의 석출량이 변화되는 것을 가능한 한 억제하기 위해, γ'상이 석출되기 쉬운 온도 영역(특히, 1260∼700℃의 온도 영역)을 신속하게 통과시키는 것이 바람직하다. 냉각 방법으로서는, 예를 들어 공랭, 가스랭, 수랭이 적합하다.

본 공정(S2)의 단계에 있어서, 공정 반응 γ'상의 입자의 형태는 용해·주조 공정(S1)에 강하게 영향을 받기 때문에, 의사 균질화 합금 주괴(20) 중에 존재하는 공정 반응 γ'상의 입자는, 통상, 입경 1㎛∼100㎛ 정도의 광범위한 분포를 갖는다.

도 2는, 본 발명에 있어서의 의사 균질화 합금 주괴의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 상(SEM 상)이다. 도 2에 나타낸 바와 같이, 모상이 되는 γ상의 결정립의 사이에, 광범위한 입경 분포를 갖는 공정 반응 γ'상의 입자가 석출되어 있는 상태를 알 수 있다.

(단조 가공 공정)

단조 가공 공정(S3)에서는, 의사 균질화 합금 주괴(20)에 대해 단조 가공을 실시하여, 원하는 형상을 갖는 단조 가공 성형재(30)를 형성한다. 단조 가공 방법에 특별한 한정은 없고, 종전의 방법(예를 들어, 열간 단조, 온간 단조, 냉간 단조)을 이용할 수 있다. 단, 단조 가공의 온도로서는, 시효 석출 γ'상이 석출되기 쉬운 온도 영역을 가능한 한 피하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 단조 가공은, 형 단조 외에, 압출 가공, 압연 가공, 업셋 가공, 블랭킹 가공, 아이어닝 가공, 드로잉 가공 등을 포함하는 것이다.

전술한 바와 같이, 의사 균질화 합금 주괴(20)는, 주로 γ상과 공정 반응 γ'상으로 이루어지고, 공정 반응 γ'상의 입자는, 입경 1㎛∼100㎛ 정도의 광범위한 분포를 갖고 있다. 그러한 의사 균질화 합금 주괴(20)에 단조 가공을 실시하면, 가공의 진전에 수반하여 입경이 큰 공정 반응 γ'상의 입자가 파쇄되어 분산됨과 함께, 공정 반응 γ'상의 입자가 소성 가공에 의해 발생하는 γ상의 결정립계의 이동을 핀 고정한다. 그 결과, 단조 가공 성형재(30)는, 공정 반응 γ'상의 입자가 γ상의 결정립계 상에서 γ상의 결정립에 파고들어가도록 존재하는 미세 조직이 된다.

단조 가공 성형재(30) 중의 공정 반응 γ'상 입자의 평균 입경은, 2㎛ 이상 40㎛ 이하가 바람직하고, 3㎛ 이상 30㎛ 이하가 보다 바람직하고, 5㎛ 이상 25㎛ 이하가 더욱 바람직하다. 공정 반응 γ'상 입자의 평균 입경이 2㎛ 미만이 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, γ상 결정립의 입계 슬립의 핀 고정 효과가 불충분해진다. 한편, 공정 반응 γ'상 입자의 평균 입경이 40㎛ 초과가 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, 공정 반응 γ'상의 입자 수가 지나치게 적어져 γ상 결정립의 입계 슬립의 핀 고정 효과가 불충분해진다.

또한, 본 발명에 있어서, 단조 가공 성형재(30)는, 공정 반응 γ'상 이외의 석출상(예를 들어, 본 공정(S3) 중에 석출된 시효 석출 γ'상, η상, 탄화물상, 붕화물상)을 포함하는 것을 부정하는 것은 아니다.

(용체화·결정 조대화 열처리 공정)

용체화·결정 조대화 열처리 공정(S4)에서는, 단조 가공 성형재(30)에 대해 비교적 고온의 열처리를 실시하여, 공정 반응 γ'상 이외의 석출상을 용체화함과 함께, γ상의 결정립을 재결정 조대화하여 재결정 조대화재(40)를 준비한다. 본 공정(S4)의 열처리 조건으로서는, 시효 석출 γ'상의 고용 온도 이상에서 공정 반응 γ'상의 고용 온도 미만(실질적으로, 당해 Ni기 합금재의 공정 온도 미만)이 바람직하다.

또한, 전공정인 단조 가공 공정(S3)에 있어서 열간 단조를 행하여, 단조 가공 성형재(30)가 충분히 재결정 조대화되어 있는 경우는, 본 공정(S4)을 생략해도 된다. 그 경우, 단조 가공 성형재(30)를 그대로 재결정 조대화재(40)로서 취급한다. 한편, 열간 단조에 의한 재결정 조대화가 불충분한 경우나, 온간 단조 또는 냉간 단조를 행한 경우는, 단조 가공 성형재(30)에 대해 본 공정(S4)을 행하는 것이 바람직하다.

본 공정(S4)에 있어서, 잔존한 공정 반응 γ'상의 입자는, γ상의 결정립이 재결정될 때의 입계 이동을 핀 고정한다. 바꾸어 말하면, 공정 반응 γ'상의 입자가 γ상의 결정립계 상에 남는 것과 같은 형태로, γ상의 결정립이 재결정 조대화된다. 구체적으로는, 공정 반응 γ'상의 석출량이 비교적 적은 경우, γ상의 평균 입경이 비교적 커진다. 공정 반응 γ'상의 석출량이 비교적 많은 경우, γ상의 평균 입경이 비교적 작아진다.

더 구체적으로는, γ상의 평균 입경은, 15㎛ 이상 200㎛ 이하가 바람직하고, 30㎛ 이상 180㎛ 이하가 보다 바람직하고, 50㎛ 이상 150㎛ 이하가 더욱 바람직하다. γ상의 평균 입경이 15㎛ 미만이 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, 충분한 크리프 특성을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, γ상의 평균 입경이 200㎛ 초과가 되면, 최종적인 Ni기 단조 합금재에 있어서, 충분한 인장 특성을 얻는 것이 곤란해진다.

(시효 열처리 공정)

시효 열처리 공정(S5)에서는, 재결정 조대화재(40)에 대해 시효 열처리를 실시하여, γ상 결정립 중에 시효 석출 γ'상을 석출시킨다. 이에 의해, 본 발명의 Ni기 단조 합금재(50)가 얻어진다. 본 공정(S5)의 열처리 조건에 특별한 한정은 없고, 종전의 조건(예를 들어, 600∼1100℃)을 적용할 수 있다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 Ni기 단조 합금재(50)는, 그 제조 방법에 있어서, 의사 균질화 주괴(20)를 준비하는 의사 균질화 열처리 공정(S2)에 큰 특징을 갖지만, 특수한 제조 장치를 필요로 하지 않는다. 바꾸어 말하면, 본 발명은, 종래의 Ni기 단조 합금재와 동등한 제조 수율로(즉 특별한 비용 증가를 수반하지 않고), 초강석출 강화 Ni기 합금을 사용한 Ni기 단조 합금재가 얻어진다고 하는 이점이 있다.

[Ni기 단조 합금재를 사용한 제조물]

도 3은, 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 터빈 동익의 일례를 나타내는 사시 모식도이다. 도 3에 나타낸 바와 같이, 터빈 동익(100)은, 개략적으로, 날개부(110)와 섕크부(120)와 루트부(도브테일부라고도 함)(130)로 구성된다. 섕크부(120)는, 플랫폼(121)과 레이디얼 핀(122)을 구비하고 있다. 또한, 가스 터빈의 경우, 종래의 터빈 동익의 크기(도면 중, 종방향의 길이)는 10∼100㎝ 정도, 중량은 1∼10㎏ 정도이다.

본 발명의 터빈 동익(100)은, 모상이 되는 γ상의 결정립 내에 석출되는 시효 석출 γ'상립 외에도, γ상의 결정립 사이에 공정 반응 γ'상립이 존재하는 미세 조직을 갖는다는 점에서, 인장 특성과 크리프 특성이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 기계적 특성을 갖는다. 그 결과, 터빈의 열효율 향상을 목표로 한 주 유체 온도의 고온화 및 터빈 날개의 긴 형상화·박육화에 대응 가능하다고 할 수 있다.

도 4는, 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 고정 핀의 일례를 나타내는 사시 모식도이다. 도 4에 나타낸 고정 핀(200)에 나사산을 가공하면, 볼트로서도 적용할 수 있다. 도 5는, 본 발명에 관한 터빈 고온 부재로서의 쿠폰의 일례를 나타내는 사시 모식도이다. 도 5에 나타낸 쿠폰(300)은, 냉각 구멍(310)이 형성되어 있고, 예를 들어 터빈 정익의 전방 에지부의 쿠폰으로서 사용할 수 있다.

본 발명의 고정 핀(200), 볼트, 쿠폰(300)은, 전술한 터빈 동익(100)과 마찬가지로, 인장 특성과 크리프 특성이 종래보다 높은 레벨에서 균형을 이룬 기계적 특성을 갖는다는 점에서, 터빈의 열효율 향상에 공헌할 수 있다.

실시예

이하, 실험예에 의해 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이 실험예들에 한정되는 것은 아니다.

[실험 1]

(합금 주괴 AI-1∼AI-8의 제작)

전술한 용해·주조 공정(S1)을 따라, 표 1에 나타내는 명목 화학 조성을 갖는 합금 주괴 AI-1∼AI-8을 제작하였다. 또한, 표 1에 있어서, Ni 성분의 「잔부」는 불가피 불순물을 포함하는 것으로 한다. 또한, 표 중의 「－」는 의도적으로는 첨가하지 않은 것을 나타낸다.

표 1에 나타낸 바와 같이, 합금 주괴 AI-1∼AI-7은, 본 발명의 화학 조성의 규정을 만족시키는 합금 주괴이다. 한편, 합금 주괴 AI-8은, P값이 본 발명의 규정으로부터 벗어나는 합금 주괴이다.

[실험 2]

(의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7 및 완전 균질화 합금 주괴 HI-8∼HI-11의 준비)

전술한 의사 균질화 열처리 공정(S2)을 따라, 공정 반응 γ'상을 의도적으로 잔존시킨 의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7을 준비하였다. 또한, 종래의 균질화 열처리를 실시하여 γ'상을 완전히 용체화한 완전 균질화 합금 주괴 HI-8∼HI-11을 준비하였다.

의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7 및 완전 균질화 합금 주괴 HI-8∼HI-11의 제원을 표 2에 나타낸다. 또한, 700℃에 있어서의 γ'상의 평형 체적률은, 재료 물성값 계산 소프트웨어(JMatPro, 가부시키가이샤 유이에스 소프트웨어 아시아)와 열역학 데이터베이스를 사용하여 산출한 것이다. 또한, 공정 반응 γ'상의 체적률은, 단면 미세 조직의 SEM 상(예를 들어, 도 2 참조)에 대해 화상 처리 소프트웨어(ImageJ, National Institutes of Health(NIH) 개발의 퍼블릭 도메인 소프트웨어)를 사용한 화상 해석을 행하여 산출한 것이다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7은, P값이 1.0 이상이고 700℃에 있어서의 γ'상의 평형 체적률이 50체적％ 이상으로 되어 있는 동시에, 공정 반응 γ'상이 잔존하고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 전술한 도 2는, 의사 균질화 합금 주괴 HI-3의 단면 미세 조직의 SEM 상이다. 다른 의사 균질화 합금 주괴도, 도 2와 마찬가지의 단면 미세 조직을 갖고 있는 것을 별도로 확인하였다.

한편, 완전 균질화 합금 주괴 HI-8∼HI-10은, 각각 합금 주괴 AI-2, AI-4, AI-5를 기초로 하고 있다는 점에서, P값이 1.0 이상이고 700℃에 있어서의 γ'상의 평형 체적률이 50체적％ 이상으로 되어 있지만, 공정 반응 γ'상이 잔존하고 있지 않은 것이다. 또한, 완전 균질화 합금 주괴 HI-11은, P값이 1.0 미만이고 700℃에 있어서의 γ'상의 평형 체적률이 50체적％ 미만으로 되어 있는 동시에, 공정 반응 γ'상도 잔존하고 있지 않은 것이다.

[실험 3]

(Ni기 단조 합금재 FA-1∼FA-11의 제작)

실험 2에서 준비한 의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7 및 완전 균질화 합금 주괴 HI-8∼HI-11에 대해, 전술한 단조 가공 공정(S3)∼시효 열처리 공정(S5)을 따라, Ni기 단조 합금재 FA-1∼FA-11을 제작하였다. 구체적으로는, 단조 가공 공정(S3)으로서는, 시효 석출 γ'상의 고용 온도 이상에서 Ni기 합금재의 공정 온도 미만의 열간 단조(단련비 2 이상)를 행하였다. 용체화·결정 조대화 열처리 공정(S4)으로서는, 열간 단조와 동일한 온도로 유지하는 열처리를 행하였다. 시효 열처리 공정(S5)으로서는, 800℃로 유지하는 열처리를 행하였다.

[실험 4]

(Ni기 단조 합금재 FA-1∼FA-11의 미세 조직 관찰 및 기계적 특성의 측정)

미세 조직 관찰은, 주사형 전자 현미경-에너지 분산형 X선 분석 장치(SEM-EDX)를 사용하여 행하였다. 얻어진 SEM 상에 대해 화상 처리 소프트웨어(ImageJ)를 사용한 화상 해석을 행하여, γ상의 평균 입경 및 공정 반응 γ'상의 평균 입경을 산출하였다. γ상의 평균 입경 및 공정 반응 γ'상의 평균 입경의 결과는, 후술하는 표 3에 나타낸다.

도 6은, 의사 균질화 합금 주괴 HI-2를 사용하여 제작한 Ni기 단조 합금재 FA-2의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 SEM 상이다. 도 6에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 관한 Ni기 단조 합금재 FA-2는, γ상의 결정립 사이에 공정 반응 γ'상립이 석출되어 있고, γ상의 결정립 내에 시효 석출 γ'상립이 석출되어 있는 미세 조직을 갖는다. 다른 의사 균질화 합금 주괴를 사용하여 제작한 Ni기 단조 합금재(FA-1, FA-3∼FA-7)에 있어서도, 마찬가지의 미세 조직을 갖는 것을 별도로 확인하였다.

도 7은, 완전 균질화 합금 주괴 HI-8을 사용하여 제작한 Ni기 단조 합금재 FA-8의 단면 미세 조직의 일례를 나타내는 SEM 상이다. 도 7에 나타낸 바와 같이, Ni기 단조 합금재 FA-8은, γ상의 결정립 내에 시효 석출 γ'상립이 석출되어 있지만, γ상의 결정립 사이에는 공정 반응 γ'상립이 석출되어 있지 않은 미세 조직(바꾸어 말하면, 종래 기술의 미세 조직)을 갖는다. 다른 완전 균질화 합금 주괴를 사용하여 제작한 Ni기 단조 합금재(FA-9∼FA-11)에 있어서도, 마찬가지의 미세 조직을 갖는 것을 별도로 확인하였다.

기계적 특성의 측정은, 크리프 특성으로서, 온도 780℃이고 응력 500㎫인 조건하에서 크리프 시험을 행하여, 크리프 파단 시간을 측정하였다. 본 발명이 대상으로 하는 터빈 고온 부재에 대한 요구 특성으로부터, 크리프 파단 시간이 100시간 이상을 「합격」이라고 판정하고, 100시간 미만을 「불합격」이라고 판정한다. 합격이 되는 크리프 특성은, 응력 500㎫에서 크리프 파단 시간이 10만 시간이 되는 온도가 650℃ 이상인 것을 의미한다. 이 크리프 특성은, Ni기 합금 일 방향 응고재와 동등한 크리프 특성이라고 할 수 있다. 결과를 표 3에 병기한다.

또한, 인장 특성으로서, JIS Z 2241에 준거하여 실온 인장 시험을 행하고, 인장 강도를 측정하였다. 본 발명이 대상으로 하는 터빈 고온 부재에 대한 요구 특성을 감안하면, 인장 강도는 1200㎫ 이상이 필요해진다. 그래서 1200㎫ 이상의 인장 강도를 「합격」이라고 판정하고, 1200㎫ 미만을 「불합격」이라고 판정한다. 결과를 표 3에 병기한다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 Ni기 단조 합금재 FA-1∼FA-7은, 크리프 특성 및 인장 특성이 모두 합격인 것이 확인된다. 한편, 종래 기술의 미세 조직을 갖는 Ni기 단조 합금재 FA-8∼FA-10은, 본 발명의 Ni기 단조 합금재와 동일한 합금 주괴를 베이스로 하고 있어도 크리프 특성이 합격 기준을 만족시키고 있지 않은 것을 알 수 있다. 또한, 700℃에 있어서의 γ'상의 평형 체적률이 50체적％ 미만인 합금 주괴 AI-8을 베이스로 한 Ni기 단조 합금재 FA-11은, 크리프 특성 및 인장 특성이 모두 불합격인 것이 확인된다.

실험 4의 결과로부터, γ상의 결정립계 상에 공정 반응 γ'상의 입자가 석출되어 있는 미세 조직을 갖는 본 발명의 Ni기 단조 합금재는, 크리프 특성과 인장 특성이 높은 레벨에서 균형을 이루고 있는 것이 확인된다.

[실험 5]

(γ상, 시효 석출 γ'상 및 공정 반응 γ'상의 조성 분석)

실험 2에서 준비한 의사 균질화 합금 주괴 HI-1∼HI-7에 대해 과시효 처리를 실시하여, 시효 석출 γ'상의 입자를 5㎛ 정도의 입경으로 조대화 석출시킨 조성 분석용 시료를 준비하였다. 당해 시료에 대해 SEM-EDX를 사용하여 γ상, 시효 석출 γ'상 및 공정 반응 γ'상의 조성 분석을 행하였다.

구체적으로는, 각 상에 대해 10개소의 점 분석을 행하여, 그 평균을 구하였다. 분석 대상 원소는, Ni, Cr, Co, W, Mo, Al, Ti, Ta의 8원소로 하고, 당해 8원소의 합계를 100질량％로서 산출하였다. 의사 균질화 합금 주괴 HI-2를 베이스로 한 조성 분석용 시료의 결과를 표 4에 나타낸다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 시효 석출 γ'상 및 공정 반응 γ'상은, 모상인 γ상에 비해, Ni, Al, Ti, Ta의 비율이 높은 것이 확인된다. 또한, 시효 석출 γ'상과 공정 반응 γ'상을 비교하면, 공정 반응 γ'상은, 시효 석출 γ'상에 비해, Ni, Al, Ti의 비율이 높고, W의 비율이 낮은 것을 알 수 있다. 이 차이는, γ상으로부터 석출되는 시효 석출 γ'상과 액상으로부터 공정 석출되는 공정 반응 γ'상의 석출 메커니즘의 차이에 기인하는 것이라고 생각된다. 그리고 이 조성의 차이가, 고용 온도의 차이로 이어지는 것이라고 생각된다.

다른 의사 균질화 합금 주괴(HI-1, HI-3∼HI-7)를 베이스로 한 조성 분석용 시료에 있어서도, 마찬가지의 조성 분석 결과가 얻어지는 것을 별도로 확인하였다. 또한, 의사 균질화 합금 주괴 HI-3을 베이스로 한 시료에서는, 원래 Ti 성분을 함유하지 않는다는 점에서, Ti 성분에 관하여 시효 석출 γ'상과 공정 반응 γ'상 사이에 특별한 차이는 발생하지 않는다.

상술한 실시 형태나 실험예는, 본 발명의 이해를 돕기 위해 설명한 것이며, 본 발명은, 기재한 구체적인 구성에만 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 실시 형태의 구성의 일부를 당업자의 기술 상식의 구성으로 치환하는 것이 가능하고, 또한 실시 형태의 구성에 당업자의 기술 상식의 구성을 추가하는 것도 가능하다. 즉, 본 발명은, 본 명세서의 실시 형태나 실험예의 구성의 일부에 대해, 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서, 삭제·다른 구성으로 치환·다른 구성의 추가를 하는 것이 가능하다.

10 : 합금 주괴
20 : 의사 균질화 합금 주괴
30 : 단조 가공 성형재
40 : 재결정 조대화재
50 : Ni기 단조 합금재
100 : 터빈 동익
110 : 날개부
120 : 섕크부
121 : 플랫폼
122 : 레이디얼 핀
130 : 루트부
200 : 고정 핀
300 : 쿠폰
310 : 냉각 구멍

Claims (7)

1. Ni기 단조 합금재이며,
   상기 Ni기 단조 합금재는, 700℃의 온도에 있어서 γ상의 모상 중에 50체적％ 이상 70체적％ 이하의 γ'상이 석출되는 화학 조성을 갖고,
   상기 γ'상은, 상기 γ상의 결정립 내에 석출되는 시효 석출 γ'상립과,
   상기 γ상의 결정립 사이에 석출되는 공정 반응 γ'상립으로 이루어지고,
   상기 공정 반응 γ'상립은, Ni 및 Al의 함유율이 상기 시효 석출 γ'상립보다 높고, 평균 입경이 2㎛ 이상 40㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, Ni기 단조 합금재.
2. 제1항에 있어서,
   상기 공정 반응 γ'상립은, 석출량이 1체적％ 이상 15체적％ 이하인 것을 특징으로 하는, Ni기 단조 합금재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 Ni기 단조 합금재는, 실온 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 온도 780℃에서 응력 500㎫의 크리프 파단 시간이 100시간 이상인 것을 특징으로 하는, Ni기 단조 합금재.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 화학 조성은, 4.0질량％ 이상 18질량％ 이하의 Cr과, 2.0질량％ 이상 25질량％ 이하의 Co와, 14질량％ 이하의 W와, 8.0질량％ 이하의 Mo와, 2.0질량％ 이상 7.0질량％ 이하의 Al과, 8.0질량％ 이하의 Ti와, 10질량％ 이하의 Ta와, 3.0질량％ 이하의 Nb와, 3.0질량％ 이하의 Hf와, 2.0질량％ 이하의 Re와, 2.0질량％ 이하의 Fe와, 0.1질량％ 이하의 Zr과, 0.001질량％ 이상 0.15질량％ 이하의 C와, 0.001질량％ 이상 0.1질량％ 이하의 B를 포함하고, 잔부가 Ni 및 불가피 불순물로 이루어지고,
   식「P값＝0.18×Al 함유율＋0.08×Ti 함유율＋0.03×Ta 함유율」로 표시되는 P값이 1.0 이상인 것을 특징으로 하는, Ni기 단조 합금재.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 γ상의 평균 입경이 15㎛ 이상 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, Ni기 단조 합금재.
6. 터빈 고온 부재이며,
   제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 Ni기 단조 합금재를 사용한 것을 특징으로 하는, 터빈 고온 부재.
7. 제6항에 있어서,
   상기 터빈 고온 부재는, 터빈 날개, 연소기 노즐, 고정 핀, 볼트, 또는 쿠폰인 것을 특징으로 하는, 터빈 고온 부재.

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