KR20190117605A - Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법 Download PDF

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도모아키 하마구치
신노스케 구리하라
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

본원 발명의 Ni기 내열 합금은, C, Si, Mn, P, S, N, O, Ni, Co, Cr, Mo, W, B, Al, Ti, Nb, REM, Mg, Ca를 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이며, [0.1≤Mo+W≤12.0], [1.0≤4×Al+2×Ti+Nb≤12.0], [P+0.2×Cr×B＜0.035]를 만족하고, 합금 부재의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리가 40mm 이상이며, 외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도 번호가 -2.0~4.0이고, 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 [(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≤10.0]을 만족하고, 상온에서 [YSS/YSB≤1.5] 및 [TSS/TSB≤1.2]를 만족하는 것이다.

Description

Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법
본 발명은, Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 고효율화를 위해서, 증기의 온도 및 압력을 높인 초초 임계압 보일러의 신설이 세계적으로 진행되고 있다. 이들 초초 임계압 보일러는, 종래 600℃ 전후였던 증기 온도를 650℃ 이상, 또한 700℃ 이상으로까지 높이는 것도 계획되고 있으며, 국내외에서 기술 개발이 진행되고 있다.
이것은, 에너지 절약과 자원의 유효 활용, 및 환경 보전을 위한 CO2 가스 배출량 삭감이 에너지 문제의 해결 과제의 하나로 되고 있으며, 중요한 산업 정책이 되고 있음에 의거하고 있다. 그리고, 화석 연료를 연소시키는 발전용 보일러 및 화학 공업용 반응로 등의 경우에는, 효율이 높은, 초초 임계압 보일러 및 반응로가 유리하기 때문이다.
증기의 고온 고압화는, 실제 가동 시에 있어서의, 보일러의 과열 기관 및 화학 공업용 반응로관, 및 내열 내압 부재로서의 후판 및 단조품 등의 온도를 700℃ 이상으로 상승시킨다. 그 때문에, 이러한 가혹한 환경에 있어서 장기간 사용되는 합금에는, 고온 강도 및 고온 내식성뿐만 아니라, 장기에 걸친 금속 조직의 안정성, 크리프 파단 연성 및 내크리프 피로 특성이 양호한 것이 요구된다.
상기 엄격한 요구에 대해서는, 오스테나이트 스테인리스강 등의 Fe기 합금에서는, 크리프 파단 강도가 부족하다. 이 때문에, γ'상 등의 석출을 활용한 Ni기 합금의 사용이 필수가 된다. 또한 보일러·화학공업용 플랜트 강관으로는 용접이 불가피하므로 뛰어난 용접성을 갖는 것도 요구된다.
상기 엄격한 요구에 대해서, 예를 들면, 특허 문헌 1에는, HAZ의 내용접 균열성과 인성의 쌍방이 뛰어나고, 또한 고온에서의 크리프 강도도 뛰어난 오스테나이트계 내열 합금이 개시되어 있다.
일본국 특허 제4697357호 공보
그런데, 보일러 및 화학 플랜트 등의 장치용 재료와 같은 대형의 구조 부재는, 열간 압연 또는 열간 단조 후, 냉간 가공을 실시하지 않고 최종 열처리를 실시하여 사용되므로, 결정입경이 비교적 크다. 그 때문에, 통상, 재료의 사양으로서 규정되는 상온에 있어서의 0.2% 내력 및 인장 강도가, 냉간 가공 후에 최종 열처리를 실시한 것보다 낮아진다고 하는 문제가 있다.
더불어, 대형의 구조 부재에서는, 열처리 시의 냉각 속도가 부위에 따라 크게 상이하므로, 고온에서의 사용 시에 석출물로서 강화에 기여하는 고용 원소의 양이 부위에 따라서 상이하다. 그것에 기인하여, 크리프 파단 강도의 불균일이 발생한다는 문제도 있다. 그 때문에, 특허 문헌 1에 기재된 합금을, 대형의 구조 부재에 적용하는 것은 곤란하다.
본 발명은 상기 문제를 해결하고, 대형의 구조 부재로서 충분한 상온에서의 0.2% 내력 및 인장 강도, 및, 고온에서의 크리프 파단 강도를 발현시키는 Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것이며, 하기의 Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 합금의 화학 조성이, 질량%로,
C:0.005~0.15%,
Si:2.0% 이하,
Mn:3.0% 이하,
P:0.030% 이하,
S:0.010% 이하,
N:0.030% 이하,
O:0.030% 이하,
Ni:40.0~60.0%,
Co:0.01~25.0%,
Cr:15.0% 이상 28.0% 미만,
Mo:12.0% 이하,
W:4.0% 미만,
B:0.0005~0.006%,
Al:0~3.0%,
Ti:0~3.0%,
Nb:0~3.0%,
REM:0~0.1%,
Mg:0~0.02%,
Ca:0~0.02%,
잔부:Fe 및 불순물이며,
하기 (i)~(ⅲ)식을 만족하고,
상기 합금의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리가 40mm 이상이고,
상기 외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도 번호가 -2.0~4.0이며,
추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 하기 (ⅳ)식을 만족하고,
상온에서의 기계적 특성이 하기 (ⅴ)식 및 (ⅵ)식을 만족하는,
Ni기 내열 합금.
0.1≤Mo+W≤12.0 …(i)
1.0≤4×Al+2×Ti+Nb≤12.0 …(ⅱ)
P+0.2×Cr×B＜0.035 …(ⅲ)
(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≤10.0 …(ⅳ)
YSS/YSB≤1.5…(ⅴ)
TSS/TSB≤1.2…(ⅵ)
단, 상기 (i)~(ⅲ)식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 상기 (ⅳ)~(ⅵ)식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
(Al+Ti+Nb)PB:중심부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
(Al+Ti+Nb)PS:외면부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
YSB:중심부에 있어서의 0.2% 내력
YSS:외면부에 있어서의 0.2% 내력
TSB:중심부에 있어서의 인장 강도
TSS:외면부에 있어서의 인장 강도
(2) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Mg:0.0001~0.02%, 및,
Ca:0.0001~0.02%,
로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는,
상기 (1)에 기재된 Ni기 내열 합금.
(3) 상기 중심부에 있어서의 상기 길이 방향의 700℃에 있어서의 10,000시간 크리프 파단 강도가 150MPa 이상인,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 Ni기 내열 합금.
(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 강괴 또는 주편에, 열간 가공을 실시하는 공정과,
그 후, 1070~1220℃의 범위의 열처리 온도 T(℃)까지 가열하고, 1150D/T~1500D/T(min) 유지한 후, 수랭하는 열처리를 실시하는 공정을 구비하는,
Ni기 내열 합금의 제조 방법.
단, D는, 합금의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서의, 당해 단면의 외연 상의 임의의 점과 상기 외연 상의 다른 임의의 점의 직선 거리의 최대치(mm)이다.
(5) 상기 열간 가공을 실시하는 공정에 있어서, 열간 가공의 길이 방향과 대략 수직인 방향으로 열간 가공을 1회 이상 실시하는,
상기 (4)에 기재된 Ni기 내열 합금의 제조 방법.
본 발명의 Ni기 내열 합금은, 부위에 따른 기계적 성질의 불균일이 적고, 또, 고온에서의 크리프 파단 강도가 뛰어나다.
이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 자세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C:0.005~0.15%
C는, 오스테나이트 조직을 안정되게 함과 더불어 입계에 미세한 탄화물을 형성하고, 고온에서의 크리프 강도를 향상시킨다. 그로 인해, C 함유량은 0.005% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 그 함유량이 과잉이 된 경우에는, 탄화물이 조대해지고, 또한 다량으로 석출되어, 입계의 연성을 저하시켜, 인성 및 크리프 강도의 저하를 초래한다. 따라서, C 함유량은 0.15% 이하로 한다. C 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 또, C 함유량은 0.12% 이하인 것이 바람직하고, 0.10% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si:2.0% 이하
Si는, 탈산 원소로서 함유된다. 또, Si는, 고온에서의 내식성 및 내산화성의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, Si 함유량이 2.0%를 초과하면, 오스테나이트상의 안정성이 저하되어, 인성 및 크리프 강도의 저하를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 2.0% 이하로 한다. Si 함유량은 1.5% 이하인 것이 바람직하고, 1.0% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Si 함유량에 대해서 특별히 하한을 설정할 필요는 없지만, 극단적인 저감은, 탈산 효과를 충분히 얻을 수 없어 합금의 청정성을 열화시킴과 더불어, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.02% 이상인 것이 바람직하고, 0.10% 이상인 것이 보다 바람직하다.
Mn:3.0% 이하
Mn은, Si와 마찬가지로 탈산 작용을 가짐과 더불어, 오스테나이트의 안정화에도 기여하는 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 3.0%를 초과하면, 취화를 초래해, 인성 및 크리프 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Mn 함유량은 3.0% 이하로 한다. Mn 함유량은 2.5% 이하인 것이 바람직하고, 2.0% 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.5% 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, Mn 함유량에 대해서 하한을 설정할 필요는 없지만, 극단적인 저하는, 탈산 효과를 충분히 얻을 수 없어 합금의 청정성을 열화시킴과 더불어, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.02% 이상인 것이 바람직하고, 0.10% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.15% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
P:0.030% 이하
P는, 불순물로서 합금 중에 포함되는데, 용접 중에 HAZ의 결정입계에 편석되어, 액화 균열 감수성을 높임과 더불어 장시간 사용 후의 인성에도 악영향을 미치는 원소이다. 그 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직한데, 극도의 저감은 제강 비용의 증대를 초래한다. 그 때문에, P 함유량은 0.030% 이하로 하고, 0.020% 이하인 것이 바람직하다.
S:0.010% 이하
S는, 불순물로서 합금 중에 포함되는데, 용접 중에 HAZ의 결정입계에 편석되어, 액화 균열 감수성을 높임과 더불어 장시간 사용 후의 인성에도 악영향을 미치는 원소이다. 그 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직한데, 극도의 저감은 제강 비용의 증대를 초래한다. 그 때문에, S 함유량은 0.010% 이하로 하고, 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
N:0.030% 이하
N은, 오스테나이트상을 안정적으로 하는데 유효한 원소이나, 본 발명의 Cr 함유량의 범위에서는, 과잉으로 포함되면 고온에서의 사용 중에 다량의 미세 질화물을 입자 내에 석출시켜, 크리프 연성 또는 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, N 함유량은 0.030% 이하로 하고, 0.020% 이하인 것이 바람직하고, 0.015% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, N 함유량에 대해서 특별히 하한을 설정할 필요는 없으나, 극단적인 저감은, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, N 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하고, 0.001% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
O:0.030% 이하
O는, 불순물로서 합금 중에 포함되는데, 과잉으로 포함되면 열간 가공성의 저하, 인성 및 연성의 열화를 초래한다. 그 때문에, O함유량은 0.030% 이하로 하고, 0.020% 이하인 것이 바람직하고, 0.010% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, O의 함유량에 대해서 특별히 하한을 설정할 필요는 없으나, 극단적인 저하는, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, O함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다.
Ni:40.0~60.0%
Ni는, 오스테나이트 조직을 얻기 위해서 유효한 원소이며, 장시간 사용 후의 조직 안정성을 확보하기 위해서 필수의 원소이다. 또한, Ni는, Al, Ti 및 Nb와 결합하여, 미세한 금속간 화합물상을 형성하고, 크리프 강도를 높이는 작용도 갖는다. 본 발명의 Cr 함유량의 범위에서 상기 Ni의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량을 40.0% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ni는 고가의 원소이므로, 그 함유량이 60.0%를 초과하면 비용의 증대를 초래한다. 따라서, Ni 함유량은 40.0~60.0%로 한다. Ni 함유량은 42.0% 이상인 것이 바람직하고, 45.0% 이상인 것이 보다 바람직하고, 48.0% 이상인 것이 더욱 바람직하고, 58.0% 이하인 것이 바람직하다.
Co:0.01~25.0%
Co는, Ni와 마찬가지로 오스테나이트 생성 원소이며, 오스테나이트상의 안정성을 높여 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Co는 매우 고가의 원소이므로, 그 함유량이 25.0%를 초과하면 대폭적인 비용 증가를 초래한다. 그 때문에, Co 함유량은 0.01~25.0%로 한다. Co 함유량은 0.1% 이상인 것이 바람직하고, 2.0% 이상인 것이 보다 바람직하고, 8.0% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, Co 함유량은 23.0% 이하인 것이 바람직하고, 21.0% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Cr:15.0% 이상 28.0% 미만
Cr은, 고온에서의 내산화성 및 내식성의 확보를 위해서 필수의 원소이다. 본 발명의 Ni 함유량의 범위에서 상기 Cr의 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량을 15.0% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Cr 함유량이 28.0% 이상이 되면, 고온에서의 오스테나이트상의 안정성이 열화하여, 크리프 강도의 저하를 초래한다. 따라서, Cr 함유량은 15.0% 이상 28.0% 미만으로 한다. Cr 함유량은 17.0% 이상인 것이 바람직하고, 19.0% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Cr 함유량은 26.0% 이하인 것이 바람직하고, 24.0% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mo:12.0% 이하
W:4.0% 미만
Mo 및 W는, 모두 매트릭스인 오스테나이트 조직에 고용되어 고온에서의 크리프 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo 및 W의 한쪽 또는 양쪽을 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉이 되면, 반대로 오스테나이트상의 안정성이 저하해 크리프 강도의 저하를 초래한다. 따라서, Mo 함유량은 12.0% 이하로 한다. Mo 함유량은 10.0% 이하인 것이 바람직하다.
또, W는 Mo에 비해 원자량이 크기 때문에, Mo와 동등한 효과를 얻기 위해서는 보다 다량으로 함유시킬 필요가 있고, 비용 및 상(相) 안정성 확보의 관점에서 불리하다. 이 때문에, W 함유량은 4.0% 미만으로 한다. Mo 및 W는 복합하여 함유시킬 필요는 없다. Mo 또는 W를 단독으로 함유시키는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.1% 이상인 것이 바람직하다.
B:0.0005~0.006%
B는, 사용 중의 입계에 편석되어 입계를 강화함과 더불어 입계 탄화물을 미세 분산시킴으로써, 크리프 강도를 향상시키는데 필요한 원소이다. 추가해, 입계에 편석되어 고착력을 향상시키고, 인성 개선에도 기여하는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0005% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, B 함유량이 많아져 특히 0.006%를 초과하면, 용접 중의 용접열 사이클에 의해, 용융 경계 근방의 고온 HAZ에 있어서 다량으로 편석되어, P와 중첩되어 입계의 융점을 저하시켜, HAZ의 액화 균열 감수성을 높인다. 따라서, B 함유량은 0.0005~0.006%로 한다. B 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
Al:0~3.0%
Ti:0~3.0%
Nb:0~3.0%
Al, Ti 및 Nb는, 모두 Ni와 결합하여 금속간 화합물로서 미세하게 입자 내 석출됨으로써, 고온에서의 크리프 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, 그 함유량이 너무 많아져서, 어느 원소에 대해서나 3.0%를 초과하면, 상기 효과가 포화함과 더불어, 크리프 연성 및 장시간 가열 후의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Al, Ti, Nb의 각각의 함유량을 3.0% 이하로 한다. 이들 원소의 함유량은, 2.8% 이하인 것이 바람직하고, 2.5% 이하인 것이 보다 바람직하다.
REM:0~0.1%
희토류 원소(REM)는, P와 친화력이 강하고, 융점이 높고 고온까지 안정적인 P와의 화합물을 형성함으로써, P를 고정하고, HAZ의 액화 균열 및 인성에 대한 P의 악영향을 없애는 작용을 갖는다. 또, 탄화물로서 석출되어, 고온 강도의 향상에도 기여하는 원소이다. 그 때문에 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, REM의 함유량이 과잉이 되어, 0.1%를 초과하면, P의 악영향을 경감하는 효과가 포화됨과 더불어 탄화물로서 다량으로 석출되어, 오히려 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, REM 함유량은 0.1% 이하로 한다. REM 함유량은 0.08% 이하인 것이 바람직하고, 0.06% 이하인 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하고, 0.005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.01% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
또한, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.
Mg:0~0.02%
Mg는, S와의 친화력이 강하고, 열간 가공성을 높이는 작용을 갖고, 또, S에 기인한, HAZ의 액화 균열의 발생 및 인성 저하의 쌍방을 경감하는 작용을 갖는다. 그로 인해 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Mg의 과잉의 첨가는 산소와의 결합에 의한 청정성의 저하를 초래해, 특히, 그 함유량이 0.02%를 초과하면 청정성의 저하가 현저해져, 오히려 열간 가공성을 열화시킨다. 따라서, Mg 함유량은 0.02% 이하로 한다. Mg 함유량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.001% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
Ca:0~0.02%
Ca는, S와의 친화력이 강하고, 열간 가공성을 높이는 작용을 갖고, 또, S에 기인한, HAZ의 액화 균열의 발생 및 인성 저하의 쌍방을 경감하는 작용을 갖는다. 그 때문에 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Ca의 과잉의 첨가는 산소와의 결합에 의한 청정성의 저하를 초래해, 특히, 그 함유량이 0.02%를 초과하면 청정성의 저하가 현저해져, 오히려 열간 가공성을 열화시킨다. 따라서, Ca 함유량은 0.02% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.001% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
본 발명에 따른 합금은 각 원소의 함유량이 상기 범위가 됨과 더불어, 하기 (i)~(ⅲ)식을 만족할 필요가 있다. 또한, 하기 (i)~(ⅲ)식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.
0.1≤Mo+W≤12.0 …(i)
상술한 바와 같이, Mo 및 W는, 모두 매트릭스인 오스테나이트 조직에 고용되어 고온에서의 크리프 강도의 향상에 기여하는 원소인데, 한편, 이들 원소의 함유량이 과잉이 되면, 반대로 오스테나이트상의 안정성이 저하해 크리프 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, Mo 및 W의 합계 함유량이 상기 (i)식을 만족할 필요가 있다. 상기 (i)식의 중변값은 1.0 이상인 것이 바람직하고, 10.0 이하인 것이 바람직하다.
1.0≤4×Al+2×Ti+Nb≤12.0 …(ⅱ)
Ni와 결합한 금속간 화합물을 미세하게 입자 내 석출시킴으로써, 양호한, 고온에서의 크리프 강도 및 장시간 가열 후의 인성을 확보하기 위해서는, Al, Ti 및 Nb로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킴과 더불어, 그 함유량이 상기 (ⅱ)식을 만족할 필요가 있다. 상기 (ⅱ)식의 중변값은 3.0 이상인 것이 바람직하고, 11.0 이하인 것이 바람직하다.
P+0.2×Cr×B＜0.035 …(ⅲ)
P 및 B는, 용접 중에 열 사이클에 의해 용융 경계 근방의 HAZ의 입계에 편석되어, 융점을 저하시켜 HAZ의 액화 균열 감수성을 높이는 원소이다. 한편, 장시간 사용 중에 있어서는, 입계에 편석된 P는 입계의 고착력을 저하시키는 반면, B는 반대로 입계를 강화하므로, P는 인성에 악영향을 미치고, B는 반대로 인성 저하를 경감한다. 또한, Cr은 P와 B의 입계 편석 거동에 영향을 미쳐, 이들 성능에 간접적으로 영향을 미치는 원소이다. 즉, HAZ의 액화 균열에 미치는 B의 영향 정도는 Cr 함유량이 많을수록 현저해진다. 또, 장시간 사용 후의 HAZ의 인성에 대해서는, P의 악영향이 크지만, 거의 같은 양의 P, B를 함유하는 경우, Cr 함유량이 적을수록 인성의 저하가 큰 경향이 있다.
HAZ에서의 P 및 B의 입계 편석을 제어해, 뛰어난 내액화 균열성과 장시간 가열 후의 인성 저하의 경감을 위해서는, 상기 (ⅲ)식을 만족할 필요가 있다. 상기 (ⅲ)식 좌변값은 0.030 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기 (ⅲ)식 좌변값의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 불순물로서의 P의 함유량이 매우 낮고, Cr:15.0%, B:0.0005%인 경우의 0.0015에 가까운 값이어도 된다.
본 발명의 Ni기 내열 합금의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 합금을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인으로 인해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
2. 결정입도
외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도 번호:－2.0~4.0
외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도가 너무 굵으면, 상온에서의 0.2% 내력 및 인장 강도가 낮아지고, 한편, 너무 미세하면, 고온에 있어서의 높은 크리프 파단 강도를 유지할 수 없게 된다. 따라서, 외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도 번호는 -2.0~4.0으로 한다.
본 발명에 있어서는, 결정입도 번호는 JIS G 0551(2013)에 규정되는 교차 선분(입경)에 의해 판정한다. 또한, Ni기 합금의 제조 공정에 있어서, 열간 가공 후의 열처리 온도 및 유지 시간 및 냉각 방법을 적절히 조정함으로써, 최종 열처리 후의 외면부의 결정입도 번호를 상기 범위로 할 수 있다.
3. 치수
중심부로부터 외면부까지의 최단 거리:40mm 이상
상술한 바와 같이, 대형의 구조 부재에서는, 상온에 있어서의 0.2% 내력 및 인장 강도가 낮아짐과 더불어, 부위에 따라서 크리프 파단 강도의 불균일이 발생한다는 문제도 있다. 그러나, 본 발명에 따른 Ni기 내열 합금은, 대형의 구조 부재로서 충분한 상온에서의 0.2% 내력 및 인장 강도, 및, 고온에서의 크리프 파단 강도를 발현한다. 즉, 본 발명의 효과는, 두꺼운 부재에 대해 현저하게 발휘된다.
따라서, 본 발명의 Ni기 내열 합금에 있어서는, 길이 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리를 40mm 이상으로 한다. 본 발명에 의한 효과를 보다 현저하게 얻기 위해서는, 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리는 80mm 이상인 것이 바람직하고, 100mm 이상인 것이 보다 바람직하다. 여기서, 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리는, 예를 들면, 합금이 원기둥형상인 경우, 단면의 반경(mm)이 되고, 사각기둥형상인 경우, 단면의 단변의 반분의 길이(mm)가 된다.
또한, 본 발명에 따른 내열 합금은, 후술하는 바와 같이, 예를 들면, 강괴, 또는 연속 주조 등에 의해서 얻어진 주편에, 열간 단조 또는 열간 압연 등의 열간 가공을 실시함으로써 얻어진다. 그리고, 내열 합금의 길이 방향은 대체로, 강괴를 이용하는 경우에는, 강괴의 톱부와 보텀부를 연결하는 방향이 되고, 주편을 이용하는 경우에는, 길이 방향이 된다.
4. 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 γ'상의 석출량
(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≤10.0 …(ⅳ)
단, (ⅳ)식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
(Al+Ti+Nb)PB:중심부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
(Al+Ti+Nb)PS:외면부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
합금의 제조 공정에 있어서, 열간 가공 후의 열처리를 실시한 후의 주로 입자 내에는 미고용의 γ'상(Ni3(Al, Ti, Nb))이 생긴다. 특히, 합금의 중심부에서는 외면부에 비해 냉각 속도가 늦어지기 때문에, 미고용의 γ'상의 양이 늘어나는 경향이 있다. 그 때문에, 합금의 외면부에 대해 중심부에서의 γ'로서 석출되는 Al, Ti 및 Nb의 석출량이 많아져, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값이 10.0을 초과하면 고온에 있어서의 높은 크리프 파단 강도를 유지할 수 없게 된다. 한편, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 하한치는 정할 필요는 없으나, 중심부가 외면부보다 석출물의 양이 늘어나는 경향이 있다는 점에서 1.0 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물은, 합금 중에 포함되는 미고용의 γ'상이다. 추출 잔사 분석은 이하의 수순에 의해 행하는 것으로 한다. 우선 합금 시료의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서의 중심부 및 외면부로부터, γ'상을 측정하기 위한 시험편을 채취한다. 상기 시험편의 표면적을 구한 다음, 각각 1% 주석산-1% 황산암모늄 수용액 중에 있어서 20mA/cm2의 전해 조건으로 내열 합금의 모재만을 완전하게 전해한다. 그리고 전해 후의 용액을 0.2μm 필터로 여과해, 석출물을 잔사로서 추출한다. 그 후, 추출 잔사를 산 분해하고 나서 ICP-AES 측정함으로써 미고용의 γ'상으로서 포함되는 Al, Ti 및 Nb의 함유량(질량%)을 측정하고, 그 측정치에 의거해 (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값을 구한다.
5. 기계적 성질
YSS/YSB≤1.5 …(ⅴ)
TSS/TSB≤1.2 …(ⅵ)
단, 상기 식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
YSB:중심부에 있어서의 0.2% 내력
YSS:외면부에 있어서의 0.2% 내력
TSB:중심부에 있어서의 인장 강도
TSS:외면부에 있어서의 인장 강도
대형의 구조 부재에서는, 열처리 시의 냉각 속도가 부위에 따라 상이한 것에 기인하여, 부위마다의 기계적 성질에 큰 불균일이 생기는 경향이 있다. 대형 구조 부재에 있어서, 그 중심부와 외면부에서, 상온에서의 0.2% 내력 및 인장 강도가 크게 상이하면, 부위에 따라서 사양을 만족하지 않는다고 하는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에 따른 Ni기 내열 합금은, 상온에서의 기계적 특성이 상기 (ⅴ)식 및 (ⅵ)식을 만족하는 것으로 한다. 또한, 각각 하한치는 정할 필요는 없으나, 중심부의 기계 특성이 외면부의 기계 특성보다 뒤떨어지는 경향이 있다는 점에서, (ⅴ)식 및 (ⅵ)식 둘 다 1.0 이상으로 하는 것이 바람직하다.
0.2% 내력 및 인장 강도는, 합금의 중심부 및 외면부로부터, 길이 방향으로 평행하게, 평행부의 길이가 40mm인 환봉 인장 시험편을 기계 가공에 의해 잘라내어, 실온에 있어서 인장 시험을 실시함으로써 구한다. 또, 인장 시험은 JIS Z 2241(2011)에 준거해 행하는 것으로 한다.
6. 크리프 파단 강도
본 발명의 Ni기 내열 합금은, 고온 환경하에서 사용하기 때문에, 높은 고온 강도, 특히, 높은 크리프 파단 강도가 요구된다. 그 때문에, 본 발명의 합금은, 그 중심부에 있어서, 길이 방향의 700℃에 있어서의 10,000시간 크리프 파단 강도가 150MPa 이상일 필요가 있다.
크리프 파단 강도는, 이하의 방법에 의해 구한다. 우선, 합금의 중심부로부터, 길이 방향으로 평행하게, JIS Z 2241(2011)에 기재되는 직경 6mm, 목표점 거리 30mm의 환봉 크리프 파단 시험편을 기계 가공에 의해 잘라낸다. 그리고, 700℃, 750℃, 800℃의 대기중에 있어서 크리프 파단 시험을 실시해, Larson-Miller 파라미터법을 이용하여 700℃, 10,000시간의 크리프 파단 강도를 구한다. 또, 크리프 파단 시험은, JIS Z 2271(2010)에 준거해 행하는 것으로 한다.
7. 제조 방법
본 발명의 Ni기 내열 합금은, 상술한 화학 조성을 갖는 강괴 또는 주편에, 열간 가공을 실시함으로써 제조된다. 또한, 상기 열간 가공 공정에 있어서는, 합금의 최종 형상에 있어서의 길이 방향이, 소재가 되는 강괴 또는 주편의 길이 방향과 일치하도록 처리가 실시된다. 열간 가공은, 길이 방향으로만 행해도 되지만, 보다 높은 가공도를 부여해, 보다 균질의 조직으로 하기 위해, 상기 길이 방향과 대략 수직인 방향에 대해, 열간 가공을 1회 이상 실시해도 된다. 또, 당해 열간 가공 후에, 필요에 따라서 열간 압출 등의 상이한 방법의 열간 가공을 또한 실시해도 된다.
본 발명의 Ni기 내열 합금을 제조할 때에는, 상기 공정 후, 부위마다의 금속 조직 및 기계적 성질의 불균일을 억제하고, 높은 크리프 파단 강도를 유지하기 위해서, 이하에 설명하는 최종 열처리를 실시한다.
우선, 열간 가공 후의 합금을, 1070~1220℃의 범위의 열처리 온도 T(℃)까지 가열하고, 그 범위 내에 있어서, 1150D/T~1500D/T(min) 유지한다. 여기서, D는, 예를 들면, 합금이 원기둥형상인 경우, 합금의 직경(mm)이 되고, 사각기둥형상인 경우, 대각의 거리(mm)가 된다. 즉 D는, 합금의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서의, 당해 단면의 외연 상의 임의의 점과 상기 외연 상의 다른 임의의 점의 직선 거리의 최대치(mm)이다.
상기 열처리 온도가 1070℃ 미만이면, 미고용의 γ'상이 증대해 크리프 파단 강도가 저하한다. 한편, 1220℃를 초과하면, 입계가 용융되거나 현저하게 결정립이 조대화하거나 함으로써 연성이 저하한다. 열처리 온도는 1100℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 1200℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, 상기 유지 시간이 1150D/T(min) 미만에서는, 중심부의 γ'상이 증대해, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS가 본 발명에서 규정하는 범위 외가 된다. 한편, 1500D/T(min)를 초과하면 외면부의 결정립이 조대화해, 오스테나이트 결정입도 번호가 본 발명에서 규정하는 범위 외가 된다.
가열 유지 후에는, 합금을 즉시 수랭한다. 냉각 속도가 늦어지면, 특히 합금의 중심부에 있어서 주로 입자 내에 미고용 γ'상이 다량으로 생겨, 상기 (ⅳ)식을 만족하지 않게 될 우려가 있기 때문이다.
이하, 실시예에 의해서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.
실시예
표 1에 나타낸 화학 조성을 갖는 합금을 고주파 진공 용해로에서 용제하고, 외경이 550mm, 중량이 3t인 강괴로 했다.
Figure pct00001
얻어진 강괴를, 열간 단조에 의해서 외경 200~480mm의 원기둥형상으로 가공하고, 표 2에 나타낸 조건으로 최종 열처리를 실시해, 합금 부재 시료를 얻었다. 또한, 합금 1, 2, 3 및 5에 대해서는 길이 방향의 열간 단조 후, 최종 열처리 전에, 길이 방향과 대략 수직인 방향으로 단조를 행하고, 그 후 또한 길이 방향으로 최종의 열간 단조를 행했다.
Figure pct00002
각 시료에 대해서, 외면부로부터 조직 관찰용 시험편을 채취해, 길이 방향의 단면을 에머리 페이퍼와 버프로 연마 후, 혼산으로 부식시켜 광학 현미경 관찰을 행했다. 관찰면의 결정입도 번호는 JIS G 0551(2013)에 규정되는 교차 선분(입경)에 의한 판정 방법에 따라서 구했다.
다음에, 각 시료의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서의 중심부 및 외면부로부터, γ'상을 측정하기 위한 시험편을 채취했다. 상기 시험편의 표면적을 구한 다음, 각각 1% 주석산-1% 황산암모늄 수용액 중에 있어서 20mA/cm2의 전해 조건으로 내열 합금의 모재만을 완전하게 전해했다. 그리고 전해 후의 용액을 0.2μm 필터로 여과해, 석출물을 잔사로서 추출했다. 그 후, 추출 잔사를 산 분해하고 나서 ICP-AES 측정함으로써 미고용의 γ'상으로서 포함되는 Al, Ti 및 Nb의 함유량(질량%)을 측정하고, 그 측정치에 의거해 (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값을 구했다.
또, 각 시료의 중심부 및 외면부로부터, 길이 방향으로 평행하게, 평행부의 길이가 40mm인 인장 시험편을 기계 가공에 의해 잘라내어, 실온에 있어서 인장 시험을 실시해, 0.2% 내력 및 인장 강도를 구했다. 또한, 각 시료의 중심부로부터, 길이 방향으로 평행하게, JIS Z 2241(2011)에 기재되는 직경 6mm, 목표점 거리 30mm의 환봉 크리프 파단 시험편을 기계 가공에 의해 잘라내었다. 그리고, 700℃, 750℃, 800℃의 대기중에 있어서 크리프 파단 시험을 실시해, Larson-Miller 파라미터법을 이용하여 700℃, 10,000시간의 크리프 파단 강도를 구했다.
그들의 결과를 표 3에 정리하여 나타낸다.
Figure pct00003
합금 1~8은, 본 발명예이며, 합금 조성, 결정입도 번호, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS, YSS/YSB, TSS/TSB, 및 크리프 파단 강도가 본 발명에서 규정하는 범위 내가 되어, 기계 특성의 불균일도 작고, 크리프 파단 강도도 양호했다.
한편, 합금 A 및 B는, 합금 1과 화학 조성이 거의 동등하고, 열간 단조에 의해서 동일한 최종 형상으로 한 것이다. 그러나, 열처리 시의 유지 시간이 본 발명에서 규정하는 제조 조건의 범위 외이다. 그것에 기인하여, 합금 A에 대해서는 외면부의 결정입도 번호가 본 발명의 규정 범위 외가 되고, YSS/YSB 및 TSS/TSB의 값이 본 발명의 규정 범위 외로 되어 있고, 부위에 따라 기계 특성의 불균일이 커지는 결과가 되었다. 또, 합금 B에 대해서는, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값이 본 발명의 규정 범위 외가 되어, 크리프 파단 강도가 합금 1과 비교해 현저하게 낮은 결과가 되었다.
합금 C, D 및 E는, 합금 2와 화학 조성이 거의 동등하고, 열간 단조에 의해서 동일한 최종 형상으로 한 것이다. 합금 C는 열처리 온도가 본 발명의 규정 범위보다 낮기 때문에, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값과, 외면부의 결정입도 번호가 본 발명에서 규정하는 범위 외로 되어 있고, 합금 2에 비해 크리프 파단 강도가 현저하게 낮은 결과가 되었다. 합금 D는 열처리 온도가 본 발명의 규정 범위보다 높기 때문에, 외면부의 결정입도 번호와, YSS/YSB 및 TSS/TSB의 값이 본 발명의 규정 범위 외로 되어 있고, 합금 2에 비해 크리프 파단 강도가 현저하게 낮은 결과가 되었다. 또, 합금 E는 최종 열처리 시의 냉각 방법이 수랭이 아니라 공랭이며, 냉각 속도가 현저하게 늦었던 것에 기인하여, (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS의 값이 본 발명의 규정 범위 외가 되어, 그 결과, 합금 3에 비해 크리프 파단 강도가 현저하게 낮아졌다.
합금 F, G, H는, 화학 조성이 본 발명의 규정으로부터 벗어나는 비교예이다. 구체적으로는, 합금 F는 W 함유량이 많고, 합금 G는 (i)식의 중변값이 높고, 합금 H는 (ⅱ)식의 중변값이 낮은 예이다. 그 때문에, 이들 예에서는, 크리프 파단 강도가 낮아지는 결과가 되었다.
본 발명에 따른 Ni기 내열 합금은, 부위에 따른 기계적 성질의 불균일이 적고, 또, 고온에서의 크리프 파단 강도가 뛰어나다. 그 때문에, 본 발명의 Ni 내열 합금은, 고온 환경하에서 사용되는 보일러 및 화학 플랜트 등의 대형 구조 부재로서 적합하게 이용할 수 있다.

Claims (5)

  1. 합금의 화학 조성이, 질량%로,
    C:0.005~0.15%,
    Si:2.0% 이하,
    Mn:3.0% 이하,
    P:0.030% 이하,
    S:0.010% 이하,
    N:0.030% 이하,
    O:0.030% 이하,
    Ni:40.0~60.0%,
    Co:0.01~25.0%,
    Cr:15.0% 이상 28.0% 미만,
    Mo:12.0% 이하,
    W:4.0% 미만,
    B:0.0005~0.006%,
    Al:0~3.0%,
    Ti:0~3.0%,
    Nb:0~3.0%,
    REM:0~0.1%,
    Mg:0~0.02%,
    Ca:0~0.02%,
    잔부:Fe 및 불순물이며,
    하기 (i)~(ⅲ)식을 만족하고,
    상기 합금의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부로부터 외면부까지의 최단 거리가 40mm 이상이며,
    상기 외면부에 있어서의 오스테나이트 결정입도 번호가 -2.0~4.0이고,
    추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 하기 (ⅳ)식을 만족하며,
    상온에서의 기계적 특성이 하기 (ⅴ)식 및 (ⅵ)식을 만족하는,
    Ni기 내열 합금.
    0.1≤Mo+W≤12.0 …(i)
    1.0≤4×Al+2×Ti+Nb≤12.0 …(ⅱ)
    P+0.2×Cr×B＜0.035 …(ⅲ)
    (Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≤10.0 …(ⅳ)
    YSS/YSB≤1.5 …(ⅴ)
    TSS/TSB≤1.2 …(ⅵ)
    단, 상기 (i)~(ⅲ)식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 상기 (ⅳ)~(ⅵ)식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
    (Al+Ti+Nb)PB:중심부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
    (Al+Ti+Nb)PS:외면부에 있어서 추출 잔사 분석에 의해서 얻어지는 석출물로서 존재하는 Al, Ti 및 Nb의 합계 함유량
    YSB:중심부에 있어서의 0.2% 내력
    YSS:외면부에 있어서의 0.2% 내력
    TSB:중심부에 있어서의 인장 강도
    TSS:외면부에 있어서의 인장 강도
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Mg:0.0001~0.02%, 및,
    Ca:0.0001~0.02%,
    로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는,
    Ni기 내열 합금.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 중심부에 있어서의 상기 길이 방향의 700℃에 있어서의 10,000시간 크리프 파단 강도가 150MPa 이상인,
    Ni기 내열 합금.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 갖는 강괴 또는 주편에, 열간 가공을 실시하는 공정과,
    그 후, 1070~1220℃의 범위의 열처리 온도 T(℃)까지 가열해, 1150D/T~1500D/T(min) 유지한 후, 수랭하는 열처리를 실시하는 공정을 구비하는,
    Ni기 내열 합금의 제조 방법.
    단, D는, 합금의 길이 방향과 수직인 단면에 있어서의, 당해 단면의 외연 상의 임의의 점과 상기 외연 상의 다른 임의의 점의 직선 거리의 최대치(mm)이다.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 열간 가공을 실시하는 공정에 있어서, 열간 가공의 길이 방향과 대략 수직인 방향으로 열간 가공을 1회 이상 실시하는,
    Ni기 내열 합금의 제조 방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2565063B (en) 2017-07-28 2020-05-27 Oxmet Tech Limited A nickel-based alloy
CN110157953A (zh) * 2019-06-04 2019-08-23 沈阳中科煜宸科技有限公司 一种激光增材制造用高温合金粉末及其制备方法
US11155904B2 (en) * 2019-07-11 2021-10-26 L.E. Jones Company Cobalt-rich wear resistant alloy and method of making and use thereof
CN110923512B (zh) * 2019-12-04 2020-12-04 上海江竑环保科技有限公司 一种抗高温腐蚀的合金机芯、生产工艺及电磁加热回转窑
CN111074183B (zh) * 2019-12-21 2020-11-13 钢铁研究总院 一种防止耐热合金厚壁管晶粒异常长大的热处理方法
CN111471915B (zh) * 2020-05-08 2021-06-29 华能国际电力股份有限公司 一种复相强化镍钴基高铬耐磨高温合金及制备方法
CN111607691B (zh) * 2020-05-26 2022-02-11 东南大学 一种具有梯度组织的321奥氏体不锈钢管及制备方法
CN112176224A (zh) * 2020-09-08 2021-01-05 中国科学院金属研究所 一种综合性能优异的高强镍基单晶高温合金
CN112375954A (zh) * 2020-11-10 2021-02-19 华能国际电力股份有限公司 一种低成本高强抗氧化铁镍基合金及其制备方法
JP7440805B2 (ja) 2020-12-28 2024-02-29 日本製鉄株式会社 鋼材
WO2022145065A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
EP4278022A1 (en) 2021-01-13 2023-11-22 Huntington Alloys Corporation High strength thermally stable nickel-base alloys
CN114134368B (zh) * 2021-11-18 2023-05-26 上海康晟航材科技股份有限公司 一种激光切割喷嘴用高温合金及其制备方法
JP7282246B1 (ja) 2022-10-21 2023-05-26 日本冶金工業株式会社 表面性状に優れたＮｉ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｍｏ系合金およびその製造方法
CN117385212B (zh) * 2023-12-08 2024-03-12 北京北冶功能材料有限公司 一种中温强度优异的镍基高温合金箔材及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4697357B1 (ja) 2009-12-10 2011-06-08 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4007241B2 (ja) * 2002-04-17 2007-11-14 住友金属工業株式会社 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼ならびにこの鋼からなる耐熱耐圧部材とその製造方法
JP4780189B2 (ja) * 2008-12-25 2011-09-28 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金
FR2949234B1 (fr) * 2009-08-20 2011-09-09 Aubert & Duval Sa Superalliage base nickel et pieces realisees en ce suparalliage
JP4631986B1 (ja) * 2009-09-16 2011-02-23 住友金属工業株式会社 Ｎｉ基合金製品およびその製造方法
JP5146576B1 (ja) * 2011-08-09 2013-02-20 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金
JP5899806B2 (ja) * 2011-10-31 2016-04-06 新日鐵住金株式会社 Ｈａｚにおける耐液化割れ性に優れたオーステナイト系耐熱合金
JP6085989B2 (ja) * 2013-02-15 2017-03-01 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材
JP6520546B2 (ja) * 2015-08-10 2019-05-29 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法
JP6754558B2 (ja) * 2015-09-18 2020-09-16 株式会社日立システムズ 追加情報収集システムおよび収集方法
JP6772735B2 (ja) * 2016-10-03 2020-10-21 日本製鉄株式会社 Ｎｉ基耐熱合金部材およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4697357B1 (ja) 2009-12-10 2011-06-08 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金

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