KR20210024083A - Sintered austenitic steel, austenitic steel powder and turbine member - Google Patents
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Abstract
Ni기 합금과 동등 이상의 강도를 갖고, 또한 산소의 영향을 받기 어려운 오스테나이트강 소결재, 오스테나이트강 분말 및 터빈 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 질량%로, Ni: 25 내지 50%, Cr: 12 내지 25%, Nb: 3 내지 6%, B: 0.001 내지 0.05%, Ti: 1.6% 이하, W: 6% 이하, Mo: 4.8% 이하, Zr: 0.5% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 소결재 및 오스테나이트강 분말을 제공한다.It is an object of the present invention to provide a sintered austenitic steel material, austenitic steel powder, and a turbine member having a strength equal to or higher than that of a Ni-based alloy and less susceptible to the influence of oxygen. By mass%, Ni: 25 to 50%, Cr: 12 to 25%, Nb: 3 to 6%, B: 0.001 to 0.05%, Ti: 1.6% or less, W: 6% or less, Mo: 4.8% or less, Zr: Provides an austenitic steel sintered material and austenitic steel powder containing 0.5% or less, and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
Description
본 발명은, 오스테나이트강 소결재, 오스테나이트강 분말 및 터빈 부재에 관한 것이다.The present invention relates to an austenitic steel sintered material, an austenitic steel powder, and a turbine member.
요즘, 석탄 화력 발전 플랜트의 고효율화를 목표로 하여, 증기 온도의 고온화가 진행되고 있다. 현재 운전되고 있는 석탄 화력 발전 플랜트 중, 증기 온도 620℃급이 가장 증기 온도가 높은 증기 터빈(USC: Ultra Super Critical(초초 임계압 발전))으로서 운전되고 있지만, CO2 배출을 억제하기 위해, 금후 더욱 고온화가 진행될 것이라고 생각된다. 지금까지 증기 터빈의 고온 부재로서 9Cr계 및 12Cr계의 내열 페라이트강 등이 사용되어 왔지만, 증기 온도의 고온화에 수반하여, 이것들의 적용이 어려워진다고 생각되고 있다.Nowadays, with the aim of increasing the efficiency of coal-fired power plants, high-temperature steam temperature has been increased. Among the coal-fired power plants currently in operation, the steam temperature of 620°C is being operated as the highest steam turbine (USC: Ultra Super Critical), but in order to suppress CO 2 emissions, It is thought that the higher temperature will proceed. Until now, 9Cr-based and 12Cr-based heat-resistant ferritic steels and the like have been used as high-temperature members of steam turbines, but it is considered that their application becomes difficult as the steam temperature rises.
고온 부재에 적용하는 합금으로서, 페라이트강보다도 내용 온도가 높은 Ni기 합금이 후보로 될 수 있다. Ni기 합금은, Al이나 Ti을 석출 강화 원소로 하여, 고온에서 안정상으로 되는 γ'상을 생성하여 고온에서 우수한 강도를 나타낸다. 그러나, 터빈 밸브 케이싱이나 터빈 디스크 등에 대해서는, 일반적으로는 주조법으로 제조되지만, 주조법에서는 용해 중의 공기와의 차단이 충분하지 않아, 활성의 원소(Al이나 Ti)가 많으면 이들 원소가 산화되어 버린다.As an alloy applied to a high-temperature member, a Ni-based alloy having an inner temperature higher than that of ferritic steel may be a candidate. The Ni-based alloy uses Al or Ti as a precipitation strengthening element to produce a γ'phase that becomes a stable phase at high temperature, and exhibits excellent strength at high temperature. However, turbine valve casings, turbine disks, and the like are generally manufactured by a casting method. However, in the casting method, blocking with air during melting is not sufficient, and when there are many active elements (Al or Ti), these elements are oxidized.
Ni기 합금 대신에, 우수한 강도와 주조성을 양립하는 오스테나이트강 및 그것을 사용한 오스테나이트강 주조품을 터빈 부재에 적용하는 기술이 특허문헌 1에 개시되어 있다.In place of the Ni-based alloy,
상술한 특허문헌 1은, 대형의 주조품에 있어서의 매크로 결함을 저감시킨 오스테나이트강의 조성을 제안하는 것이지만, 주조품에 사용되는 금형의 제조는, 비교적 수고가 많이 드는 것이다. 특히, 대형이고 복잡한 형상을 갖는 주조품용의 형태로 되면, 프로세스 비용이 증가한다. 따라서, 주조가 아니라, 소결에 의해 부재를 얻을 수 있으면, 터빈 부재의 제조성을 더 높일 수 있다.The above-described
본 발명은, 상기 사정을 감안하여, Ni기 합금과 동등 이상의 강도를 갖고, 또한 산소의 영향을 받기 어려운 오스테나이트강 소결재, 오스테나이트강 분말 및 터빈 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다.In view of the above circumstances, an object of the present invention is to provide an austenitic steel sintered material, an austenitic steel powder, and a turbine member having a strength equal to or higher than that of a Ni-based alloy and less susceptible to the influence of oxygen.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 제1 양태는, 질량%로, Ni: 25 내지 50%, Cr: 12 내지 25%, Nb: 3 내지 6%, B: 0.001 내지 0.05%, Ti: 1.6% 이하, W: 6% 이하, Mo: 4.8% 이하, Zr: 0.5% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 소결재이다.The first aspect of the present invention for solving the above problems is, by mass%, Ni: 25 to 50%, Cr: 12 to 25%, Nb: 3 to 6%, B: 0.001 to 0.05%, Ti: 1.6% Hereinafter, W: 6% or less, Mo: 4.8% or less, Zr: 0.5% or less are included, and the balance is an austenitic steel sintered material composed of Fe and unavoidable impurities.
상기 과제를 해결하기 위한 제2 양태는, 질량%로, Ni: 30 내지 45%, Cr: 12 내지 20%, Nb: 3 내지 5%, B: 0.001 내지 0.02%, Ti: 0.3 내지 1.3%, W: 5.5% 이하, Mo: 2% 이하, Zr: 0.3% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 소결재이다.The second aspect for solving the above problems is by mass%, Ni: 30 to 45%, Cr: 12 to 20%, Nb: 3 to 5%, B: 0.001 to 0.02%, Ti: 0.3 to 1.3%, W: 5.5% or less, Mo: 2% or less, Zr: 0.3% or less, and the balance is an austenitic steel sintered material composed of Fe and unavoidable impurities.
상기 과제를 해결하기 위한 제3 양태는, 질량%로, Ni: 30 내지 40%, Cr: 15 내지 20%, Nb: 3.5 내지 4.5%, B: 0.001 내지 0.02%, Ti: 0.5 내지 1.1% 이하, W: 5.5% 이하, Zr: 0.3% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 소결재이다.The third aspect for solving the above problem is, by mass%, Ni: 30 to 40%, Cr: 15 to 20%, Nb: 3.5 to 4.5%, B: 0.001 to 0.02%, Ti: 0.5 to 1.1% or less. , W: 5.5% or less, Zr: 0.3% or less, and the balance is an austenitic steel sintered material composed of Fe and unavoidable impurities.
상기 과제를 해결하기 위한 제4 양태는, 오스테나이트강 소결재를 사용한 터빈 부재이다.A fourth aspect for solving the above problem is a turbine member using an austenitic steel sintered material.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명 제5 양태는, 질량%로, Ni: 25 내지 50%, Cr: 12 내지 25%, Nb: 3 내지 6%, B: 0.001 내지 0.05%, Ti: 1.6% 이하, W: 6% 이하, Mo: 4.8% 이하, Zr: 0.5% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 분말이다.The fifth aspect of the present invention for solving the above problem is, by mass%, Ni: 25 to 50%, Cr: 12 to 25%, Nb: 3 to 6%, B: 0.001 to 0.05%, Ti: 1.6% or less. , W: 6% or less, Mo: 4.8% or less, Zr: 0.5% or less, and the balance is an austenitic steel powder composed of Fe and unavoidable impurities.
상기 과제를 해결하기 위한 제6 양태는, 질량%로, Ni: 30 내지 45%, Cr: 12 내지 20%, Nb: 3 내지 5%, B: 0.001 내지 0.02%, Ti: 0.3 내지 1.3%, W: 5.5% 이하, Mo: 2% 이하, Zr: 0.3% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 분말이다.A sixth aspect for solving the above problems is by mass%, Ni: 30 to 45%, Cr: 12 to 20%, Nb: 3 to 5%, B: 0.001 to 0.02%, Ti: 0.3 to 1.3%, W: 5.5% or less, Mo: 2% or less, Zr: 0.3% or less, and the balance is an austenitic steel powder composed of Fe and unavoidable impurities.
상기 과제를 해결하기 위한 제7 양태는, 질량%로, Ni: 30 내지 40%, Cr: 15 내지 20%, Nb: 3.5 내지 4.5%, B: 0.001 내지 0.02%, Ti: 0.5 내지 1.1% 이하, W: 5.5% 이하, Zr: 0.3% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 오스테나이트강 분말이다.The seventh aspect for solving the above problems is by mass%, Ni: 30 to 40%, Cr: 15 to 20%, Nb: 3.5 to 4.5%, B: 0.001 to 0.02%, Ti: 0.5 to 1.1% or less. , W: 5.5% or less, Zr: 0.3% or less, and the balance is an austenitic steel powder composed of Fe and unavoidable impurities.
본 발명의 더 구체적인 구성은, 특허 청구범위에 기재된다.A more specific configuration of the present invention is described in the claims.
본 발명에 따르면, Ni기 합금과 동등 이상의 강도를 갖고, 또한 산소의 영향을 받기 어려운 오스테나이트강 소결재, 오스테나이트강 분말 및 터빈 부재를 제공 할 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide an austenitic steel sintered material, austenitic steel powder, and a turbine member that have a strength equal to or higher than that of a Ni-based alloy and are less susceptible to the influence of oxygen.
상기한 것 이외의 과제, 구성 및 효과는, 이하의 실시 형태의 설명에 의해 명확해진다.Problems, configurations, and effects other than those described above will be clarified by the description of the following embodiments.
도 1a는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재의 조직의 일례의 모식도.
도 1b는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재의 조직의 일례의 SEM 관찰 사진.
도 2는 특허문헌 1의 오스테나이트강 주조재의 조직의 일례의 모식도.
도 3은 종래의 Ni기 합금 단조재의 조직의 일례의 모식도.
도 4는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재가 적용되는 터빈 밸브 케이싱의 일례를 도시하는 모식도.
도 5는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재가 적용되는 터빈 디스크의 일례를 도시하는 모식도.
도 6은 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4의 0.2% 내력비(비교예 4 기준)를 도시하는 그래프.
도 7은 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4의 크리프 내용 온도비(비교예 3 기준)를 도시하는 그래프.
도 8은 실시예 1, 3 및 비교예 1, 3, 4의 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도비를 도시하는 그래프.1A is a schematic diagram of an example of the structure of an austenitic steel sintered material obtained by sintering an austenitic steel powder of the present invention.
1B is a SEM observation photograph of an example of the structure of an austenitic steel sintered material obtained by sintering an austenitic steel powder of the present invention.
2 is a schematic diagram of an example of the structure of the austenitic steel cast material of
3 is a schematic diagram of an example of a structure of a conventional Ni-based alloy forging material.
Fig. 4 is a schematic diagram showing an example of a turbine valve casing to which an austenitic steel sintered material obtained by sintering an austenitic steel powder of the present invention is applied.
5 is a schematic diagram showing an example of a turbine disk to which an austenitic steel sintered material obtained by sintering an austenitic steel powder of the present invention is applied.
6 is a graph showing the 0.2% proof strength ratio (based on Comparative Example 4) of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4;
7 is a graph showing the creep content temperature ratio (based on Comparative Example 3) of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4;
8 is a graph showing 0.2% proof strength ratio and creep content temperature ratio of Examples 1 and 3 and Comparative Examples 1, 3, and 4;
이하, 도면을 사용하면서, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail using the drawings.
[오스테나이트강 분말 및 오스테나이트강 소결재][Austenitic steel powder and sintered austenitic steel]
도 1a는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재의 조직의 일례의 모식도이고, 도 1b는 본 발명의 오스테나이트강 분말을 소결한 오스테나이트강 소결재의 조직의 일례의 SEM 관찰 사진이다. 도 1a 및 도 1b에 도시한 바와 같이, 본 발명의 오스테나이트강 소결재는, 오스테나이트강 분말 결정(1)과, 인접하는 오스테나이트강 결정의 경계에 존재하는 결정립계(2)와, 결정립계(2) 상에 석출된 라베스상(3)을 갖는다.1A is a schematic diagram of an example of the structure of an austenitic steel sintered material obtained by sintering an austenitic steel powder of the present invention, and FIG. This is an observation picture. 1A and 1B, the austenitic steel sintered material of the present invention includes an austenitic
오스테나이트강 분말 결정(1)의 평균 입경은, 10 내지 300㎛가 바람직하다. 10㎛보다도 작으면, 크리프 강도가 충분하지 않게 될 우려가 있다. 300㎛보다도 크면, 인장 강도 및 피로 강도가 충분하지 않게 될 우려가 있다. 또한, 입계의 총량이 변화됨으로써, 라베스상의 입계 피복률이 변화되고, 강도(크리프 강도, 인장 강도 및 피로 강도 등)가 저하될 우려가 있다. 상기 「입경」은, 전자 현미경 등의 관찰 수단으로 관찰한 경우에 평면상에서 측정할 수 있다. 또한, 「평균 입경」은, 소정의 배율의 관찰 사진에 있어서 표시되는 소정의 개수의 오스테나이트강 분말 결정(1)의 입경을 평균한 값으로 할 수 있다.The average particle diameter of the austenitic
상기 본 발명의 오스테나이트강 소결재의 조직과의 비교로서, 특허문헌 1의 주조 조직과, 종래의 Ni기 합금(Alloy718)의 조직에 대해서도 설명한다. 도 2는 특허문헌 1의 오스테나이트강 주조재의 조직의 일례의 모식도이다. 도 2에 도시한 바와 같이, 오스테나이트강 주조재는, 오스테나이트강 분말 결정(4)과, 인접하는 오스테나이트강 결정의 경계에 존재하는 결정립계(5)와, 결정립계(5) 상에 석출된 라베스상(6)을 갖는다. 주조 조직은, 결정립계가 적고, 결정의 입경이나 형상이 균질이 아니다. 또한, 주조 조직은 소결재의 조직보다도 마이크로 편석이 커진다. 부재가 커지면 커질수록 마이크로 편석이 커진다고 생각되며, 마이크로 편석에 기인하는 결함의 발생이나 강도의 저하가 발생하기 쉬워질 우려가 있다. 한편, 소결재는, 부재의 크기에 구애되지 않고 균질한 조직이 형성되기 때문에, 마이크로 편석은 발생하기 어려워진다.As a comparison with the structure of the austenitic steel sintered material of the present invention, the casting structure of
도 3은 종래의 Ni기 합금 단조재(Alloy718)의 조직의 일례의 모식도이다. 도 3에 도시한 바와 같이, Ni기 합금 단조재는, Ni기 합금 결정(7)과, 인접하는 Ni기 합금 결정의 경계에 존재하는 구 입자 경계(PPB)(8)와, 구 입자 경계(PPB)(8) 상에 석출된 델타상(9)을 갖는다.3 is a schematic diagram of an example of a structure of a conventional Ni-based alloy forging material (Alloy718). As shown in Fig. 3, the Ni-based alloy forged material has a spherical grain boundary (PPB) 8 and a spherical grain boundary (PPB) present at the boundary between the Ni-based alloy crystal 7 and the adjacent Ni-based alloy crystal. ) It has a delta phase (9) deposited on (8).
도 1 내지 도 3을 비교하여 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 오스테나이트강 소결재의 조직과, 종래의 오스테나이트강 주조재 및 Ni기 합금의 조직은, 명확하게 구별되는 것이다.As can be seen by comparing Figs. 1 to 3, the structure of the austenitic steel sintered material of the present invention and the structure of the conventional austenitic steel cast material and Ni-based alloy are clearly distinguished.
이하에, 본 발명의 오스테나이트강 소결재의 조성에 대하여 설명한다. 이하의 조성 설명에 있어서, 「%」는, 특별히 설명이 없으면 「질량%」를 의미하는 것으로 한다.Hereinafter, the composition of the austenitic steel sintered material of the present invention will be described. In the following composition description, "%" shall mean "mass%" unless otherwise specified.
Ni(니켈): 25 내지 50%Ni (nickel): 25 to 50%
Ni은 오스테나이트상 안정화 원소로서 첨가된다. 또한, 후술하는 Nb과 금속간 화합물(δ상, Ni3Nb)을 생성하고, 입자 내에 석출함으로써, 입자 내 강화에 기여한다. 상 안정의 관점에서, Ni은 25 내지 50%(25% 이상 50% 이하)가 바람직하고, 30 내지 45%가 보다 바람직하고, 30 내지 40%가 더욱 바람직하다.Ni is added as an austenite phase stabilizing element. Further, Nb and an intermetallic compound (δ-phase, Ni 3 Nb) described later are generated and precipitated in the particles, thereby contributing to the reinforcement in the particles. From the viewpoint of phase stability, Ni is preferably 25 to 50% (25% or more and 50% or less), more preferably 30 to 45%, and still more preferably 30 to 40%.
Cr(크롬): 12 내지 25%Cr (chrome): 12 to 25%
Cr은 내산화성 및 내수증기 산화성을 향상시키는 원소이다. 증기 터빈의 운전 온도를 고려하여, 12% 이상 첨가함으로써 충분한 내산화성을 얻을 수 있다. 또한, 25%보다 많이 첨가하면, σ상 등의 금속간 화합물이 석출되어, 고온 연성이나 인성의 저하를 초래한다. 이것들의 밸런스를 고려하면, Cr양은 12 내지 25%가 바람직하고, 12 내지 20%가 보다 바람직하고, 15 내지 20%가 더욱 바람직하다.Cr is an element that improves oxidation resistance and water vapor oxidation resistance. In consideration of the operating temperature of the steam turbine, by adding 12% or more, sufficient oxidation resistance can be obtained. In addition, when more than 25% is added, intermetallic compounds such as σ phase are precipitated, resulting in a decrease in high temperature ductility and toughness. Considering these balances, the Cr amount is preferably 12 to 25%, more preferably 12 to 20%, and even more preferably 15 to 20%.
Nb(니오븀): 3 내지 6%Nb (niobium): 3 to 6%
Nb은, 라베스상(Fe2Nb) 및 δ상(Ni3Nb)의 안정화를 위해 첨가된다. 라베스상(6)은, 도 2에 도시한 바와 같이 주로 입계(2)에 석출되어, 입계 강화에 기여한다. δ상은 주로 입자 내에 석출되어, 강화에 기여한다. 3% 이상 첨가함으로써, 충분한 고온 크리프 강도를 얻을 수 있다. 6%보다 많이 첨가하면, δ상 등의 유해상이 석출되기 쉬워질 가능성이 있다. 더 충분한 강도를 얻기 위해서는, Nb양은 3 내지 6%가 바람직하고, 3 내지 5%가 보다 바람직하고, 3.5 내지 4.5%가 더욱 바람직하다.Nb is added for stabilization of the Laves phase (Fe 2 Nb) and the δ phase (Ni 3 Nb). As shown in FIG. 2, the Laves phase 6 mainly precipitates in the
B(붕소): 0.001 내지 0.05%B (boron): 0.001 to 0.05%
B는 입계에 있어서의 라베스상의 석출에 기여한다. B가 첨가되지 않는 경우, 입계의 라베스상이 석출되기 어려워져, 크리프 강도나 크리프 연성이 저하된다. 0.001% 이상의 첨가로 입계 석출의 효과가 얻어진다. 한편, 첨가량이 너무 많으면, 국소적으로 융점이 내려가, 예를 들어 용접성의 저하가 염려된다. 이것을 고려하면, B양은 0.001 내지 0.05%가 바람직하고, 0.001 내지 0.02%가 보다 바람직하다.B contributes to the precipitation of the Laves phase at the grain boundary. When B is not added, the grain boundary raves phase becomes difficult to precipitate, and the creep strength and creep ductility are deteriorated. When 0.001% or more is added, the effect of grain boundary precipitation is obtained. On the other hand, when the addition amount is too large, the melting point is locally lowered, and for example, there is a concern about a decrease in weldability. Taking this into consideration, the amount B is preferably 0.001 to 0.05%, more preferably 0.001 to 0.02%.
Ti(티타늄): 0 내지 1.6%Ti (titanium): 0 to 1.6%
Ti은, γ"상이나 δ상 등의, 입자 내 석출 강화에 기여하는 원소이다. 적절하게 첨가함으로써, 초기에 있어서의 크리프 변형을 대폭으로 낮출 수 있다. 그러나, 과잉으로 너무 첨가하면, 제조 중의 산화의 영향을 받아, 기계적 특성에 악영향을 끼친다. 이것을 고려하면, Ti은 1.6% 이하가 바람직하고, 0.3 내지 1.3%가 보다 바람직하고, 0.5 내지 1.1%가 더욱 바람직하다.Ti is an element that contributes to the in-granular precipitation strengthening, such as a γ" phase or a δ phase. By appropriately adding it, it is possible to significantly reduce the creep strain in the initial stage. However, if it is added excessively, oxidation during production can be achieved. In consideration of this, Ti is preferably 1.6% or less, more preferably 0.3 to 1.3%, and even more preferably 0.5 to 1.1%.
W(텅스텐): 0 내지 6%W (tungsten): 0 to 6%
W은 고용 강화 외에, 라베스상의 안정화에 기여한다. W의 첨가에 의해, 입계에 석출되는 라베스상의 석출량이 증량되어, 장시간에 있어서의 크리프 특성에 있어서, 파단 강도나 연성의 향상에 기여할 수 있다. 6%를 초과하면, δ상 등의 유해상이 석출되기 쉬워질 가능성이 있다. 이것을 고려하면, W은 6% 이하가 바람직하고, 5.3 내지 6% 이하가 보다 바람직하고, 5.5 내지 5.5%가 더욱 바람직하다.In addition to strengthening employment, W contributes to the stabilization of the Laves Awards. The addition of W increases the amount of the Laves phase precipitated at the grain boundary, and can contribute to the improvement of breaking strength and ductility in creep characteristics over a long period of time. If it exceeds 6%, there is a possibility that harmful phases such as a δ phase are liable to precipitate. In consideration of this, 6% or less of W is preferable, 5.3 to 6% or less is more preferable, and 5.5 to 5.5% is still more preferable.
Mo(몰리브덴): 0 내지 4.8%Mo (molybdenum): 0 to 4.8%
Mo은 고용 강화 외에, 라베스상의 안정화에 기여한다. Mo의 첨가에 의해, 입계에 석출되는 라베스상의 석출량이 증량되어, 장시간에 있어서의 크리프 특성에 있어서, 파단 강도나 연성에 기여할 수 있다. 이것을 고려하면, Mo은 0 내지 4.8%가 바람직하고, 0 내지 2% 이하가 보다 바람직하다.In addition to strengthening employment, Mo contributes to the stabilization of the Laves phase. The addition of Mo increases the amount of Laves phase precipitated at the grain boundaries, and can contribute to breaking strength and ductility in creep characteristics over a long period of time. In view of this, Mo is preferably 0 to 4.8%, and more preferably 0 to 2% or less.
Zr(지르코늄): 0 내지 0.5%Zr (zirconium): 0 to 0.5%
Zr의 첨가는 B와 마찬가지로, 입계의 라베스상의 석출에 기여하는 것 외에, γ"상(Ni3Nb)의 석출에 기여한다. 단시간 혹은 저온(750℃ 미만, 바람직하게는 700℃ 이하)에서는 특히 효과적이다. 그러나, γ"상은 준안정상이기 때문에, 장시간 고온(특히 750℃ 이상)으로 유지함으로써 δ상으로 변화되어 버린다. 따라서, 첨가하지 않아도 된다. 첨가량이 너무 많으면, δ상의 안정성이 향상되어, γ"상이 δ상으로 빠르게 변화되어 버린다. 또한, 용접성이 악화된다. 이것을 고려하면, Zr은 0 내지 0.5%가 바람직하고, 0 내지 0.3% 이하가 보다 바람직하다.As with B, the addition of Zr contributes to the precipitation of the raves phase at the grain boundary, and also contributes to the precipitation of the γ" phase (Ni 3 Nb). For a short time or at a low temperature (less than 750°C, preferably, 700°C or less), It is particularly effective. However, since the γ" phase is a metastable phase, it changes to the δ phase by maintaining it at a high temperature (especially 750°C or higher) for a long time. Therefore, it is not necessary to add. If the addition amount is too large, the stability of the δ phase is improved, and the γ" phase changes rapidly to the δ phase. Further, the weldability deteriorates. Taking this into account, Zr is preferably 0 to 0.5%, and 0 to 0.3% or less. It is more preferable.
본 발명의 오스테나이트강 소결재는, 상술한 바와 같이, Nb 및 Ti을 주된 강화 원소로서 포함하고, Al을 강화 원소로서 포함하지 않는다. 이 때문에, 산소에 의한 산화 등의 영향을 받기 어려워, 강도(크리프 강도, 인장 강도, 피로 강도 등)를 향상시킬 수 있다.As described above, the austenitic steel sintered material of the present invention contains Nb and Ti as main strengthening elements, and does not contain Al as the strengthening element. For this reason, it is hard to be affected by oxidation by oxygen, etc., and strength (creep strength, tensile strength, fatigue strength, etc.) can be improved.
또한, 소결재는 단조 조직이고, 열처리 등에서 결정 입경을 제어함으로써, 제품의 요구 강도에 맞추어 강도 특성을 용이하게 제어할 수 있다.Further, the sintered material has a forged structure, and by controlling the crystal grain size by heat treatment or the like, it is possible to easily control the strength characteristics according to the required strength of the product.
또한, 소결재의 형은 주조재의 주형보다도 제조가 용이하기 때문에, 복잡한 제품 형상이라도 수율 높게 제조할 수 있다.Further, since the mold of the sintered material is easier to manufacture than the mold of the cast material, even a complex product shape can be produced with high yield.
[오스테나이트강 소결재의 제조 방법][Method of manufacturing austenite steel sintered material]
이어서, 본 발명의 오스테나이트강 소결재의 제조 방법을 설명한다. 본 발명의 오스테나이트강 소결재는, 예를 들어 이하의 공정에 의해 제조할 수 있다.Next, the manufacturing method of the austenitic steel sintered material of this invention is demonstrated. The austenitic steel sintered material of the present invention can be produced, for example, by the following steps.
(1) 상술한 조성을 갖는 원료 분말 또는 원료 합금을 가스 아토마이즈법이나 물 아토마이즈법을 사용하여 평균 입경 250㎛ 이하의 합금 분말(오스테나이트강 분말)로 한다.(1) The raw material powder or raw material alloy having the above-described composition is made into an alloy powder (austenite steel powder) having an average particle diameter of 250 µm or less by using a gas atomization method or a water atomization method.
(2) 상기 (1)에서 얻어진 합금 분말을, 열간 등방압 가압법(HIP)에 의해 소결한다. 소결 조건은, 예를 들어 소결 온도: 1100 내지 1300℃, 등방압: 50㎫ 이상으로 한다.(2) The alloy powder obtained in (1) is sintered by hot isostatic pressing (HIP). Sintering conditions are, for example, sintering temperature: 1100 to 1300°C, isostatic pressure: 50 MPa or more.
소결은, HIP 대신에, 이방 압력 하에서의 핫 프레스나, 금속 분말 사출 성형법(MIM)을 사용해도 된다. 또한, 소결 후에 용체화 열처리(열 처리 온도: 1100 내지 1300℃), 시효 열처리(열 처리 온도: 1000℃ 이하)를 실시해도 된다.Instead of HIP, sintering may use hot pressing under anisotropic pressure or a metal powder injection molding method (MIM). Further, after sintering, solution heat treatment (heat treatment temperature: 1100 to 1300°C) and aging heat treatment (heat treatment temperature: 1000°C or less) may be performed.
[오스테나이트강 소결재를 사용한 터빈 부재][Turbine member using sintered austenitic steel]
도 4는 본 발명의 오스테나이트강 소결재가 적용되는 터빈 밸브 케이싱의 일례를 도시하는 모식도이고, 도 5는 본 발명의 오스테나이트강 소결재가 적용되는 터빈 디스크의 일례를 도시하는 모식도이다. 도 4에 도시한 바와 같이, 본 발명의 오스테나이트강 소결재는, 우수한 강도를 갖기 때문에, 터빈 밸브 케이싱(10)이나 터빈 디스크(11)에 적합하다.4 is a schematic diagram showing an example of a turbine valve casing to which the austenitic steel sintered material of the present invention is applied, and FIG. 5 is a schematic diagram showing an example of a turbine disk to which the austenitic steel sintered material of the present invention is applied. As shown in Fig. 4, the austenitic steel sintered material of the present invention is suitable for the
실시예Example
이하, 실시예에 기초하여, 본 발명에 대하여 더 상세하게 설명한다.Hereinafter, based on examples, the present invention will be described in more detail.
[오스테나이트강 소결재의 제작 및 평가][Production and evaluation of sintered austenitic steel]
실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 2의 소결재를 제작하여, 평가를 행하였다. 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 2의 조성을, 후술하는 표 1에 나타낸다. 표 1에 나타내는 조성을 갖는 마스터 잉곳 또는 원료를 준비하여, 가스 아토마이즈법에 의해 입경 250㎛ 이하의 합금 분말을 제작했다. 얻어진 합금 분말을, HIP(소결 온도: 1160℃, 등방압: 100㎫)에 의해 소결하여, 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 2의 소결재를 제작했다. 비교예 1은 Cr양이 본 발명의 범위 외이고, 비교예 2는 Ni양이 본 발명의 범위 외의 조성을 갖고 있다.The sintered materials of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2 were prepared and evaluated. The compositions of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2 are shown in Table 1 to be described later. A master ingot or raw material having the composition shown in Table 1 was prepared, and an alloy powder having a particle diameter of 250 µm or less was produced by a gas atomization method. The obtained alloy powder was sintered by HIP (sintering temperature: 1160°C, isostatic pressure: 100 MPa) to prepare sintered materials of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2. In Comparative Example 1, the amount of Cr was outside the range of the present invention, and in Comparative Example 2, the amount of Ni was outside the range of the present invention.
비교예 3으로서 Ni기 합금인 Alloy(INCONEL)718(단조재)과, 비교예 4로서 Ni기 합금인 Alloy(INCONEL)625(주조재)도 준비하여, 평가를 행하였다. 비교예 3 및 비교예 4의 조성도 표 1에 병기한다. 「INCONEL」은, 한틴튼 얼로이즈 코포레이션의 등록 상표이다.As Comparative Example 3, Alloy (INCONEL) 718 (forging material) as a Ni-based alloy and Alloy (INCONEL) 625 (casting material) as Ni-based alloy as Comparative Example 4 were prepared and evaluated. The composition of Comparative Example 3 and Comparative Example 4 is also indicated in Table 1. "INCONEL" is a registered trademark of Hantinton Alliance Corporation.
실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4에 대하여, 0.2% 내력 및 크리프 내용 온도를 평가했다. 0.2% 내력은 JIS G 0567에 기초하고, 크리프 시험은 JIS Z 22761에 기초하여 시험을 행하였다.About Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4, 0.2% proof strength and creep content temperature were evaluated. The 0.2% proof stress was tested based on JIS G 0567, and the creep test was tested based on JIS Z 22761.
도 6은 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4의 0.2% 내력비(비교예 4 기준)를 도시하는 그래프이다. 도 6에 도시한 바와 같이, 실시예 1 및 3의 어느 소결재도, 비교예 1, 2 및 4보다도 높은 값을 나타내고, 종래의 비교예 3(Alloy718)과 동등 이상의 0.2% 내력비를 나타냈다.6 is a graph showing the 0.2% proof strength ratio (based on Comparative Example 4) of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4; As shown in Fig. 6, any of the sintered materials of Examples 1 and 3 exhibited higher values than those of Comparative Examples 1, 2 and 4, and exhibited a 0.2% proof strength ratio equal to or higher than that of the conventional Comparative Example 3 (Alloy718).
도 7은 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4의 크리프 내용 온도비(비교예 3 기준)를 도시하는 그래프이다. 도 7에 도시한 바와 같이, 실시예 1 내지 2의 어느 소결재도, 비교예 1 내지 3보다도 높은 값을 나타내고, 종래의 비교예 4(Alloy625)와 동등 이상의 0.2% 내력비를 나타냈다.7 is a graph showing the creep content temperature ratio (based on Comparative Example 3) of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4; As shown in FIG. 7, any of the sintered materials of Examples 1 to 2 exhibited a higher value than that of Comparative Examples 1 to 3, and exhibited a 0.2% proof strength ratio equal to or greater than that of the conventional Comparative Example 4 (Alloy625).
도 6 및 도 7로부터, 실시예 2는, 0.2% 내력비는 비교예 2 내지 4보다도 약간 낮지만, 크리프 내용 온도는 비교예 2 내지 4보다도 크게 되어 있고, 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도의 양쪽을 종합하여 판단하면, 비교예보다도 우수하다고 할 수 있다.6 and 7, in Example 2, the 0.2% proof strength ratio is slightly lower than that of Comparative Examples 2 to 4, but the creep content temperature is larger than that of Comparative Examples 2 to 4, and the 0.2% proof strength ratio and the creep content temperature are When both are combined and judged, it can be said that it is superior to the comparative example.
또한, 도 6 및 도 7로부터, 실시예 3은, 크리프 내용 온도는 비교예 4보다도 약간 낮지만, 0.2% 내력비는 비교예 4보다도 훨씬 크게 되어 있고, 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도의 양쪽을 종합하여 판단하면, 비교예보다도 우수하다고 할 수 있다.In addition, from Figs. 6 and 7, in Example 3, the creep content temperature is slightly lower than that of Comparative Example 4, but the 0.2% proof strength ratio is much larger than that of Comparative Example 4, and both of the 0.2% proof strength ratio and the creep contents temperature It can be said that it is superior to the comparative example when it is judged collectively.
도 8은 실시예 3 및 비교예 1, 3, 4의 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도비를 도시하는 그래프이다. 도 8에 도시한 바와 같이, 실시예 1 및 3은, 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도비 모두 비교예 1보다도 큰 값을 나타내고 있다. 또한, 0.2% 내력비에 관하여, 실시예 1 및 3은, 비교예 4(Alloy625)보다 크고, 비교예 3(Alloy718)과 동등한 레벨을 달성하고 있다. 또한, 크리프 내용 온도비에 관하여, 실시예 1 및 3은 비교예 3(Alloy718)보다도 크다. 특히, 실시예 1에 관해서는, 비교예 4(Alloy625)와 동등한 레벨을 달성하고 있다.8 is a graph showing 0.2% proof strength ratio and creep content temperature ratio of Example 3 and Comparative Examples 1, 3, and 4; As shown in Fig. 8, in Examples 1 and 3, both the 0.2% proof strength ratio and the creep content temperature ratio are larger than those of Comparative Example 1. As shown in FIG. In addition, with respect to the 0.2% proof strength ratio, Examples 1 and 3 were larger than Comparative Example 4 (Alloy625), and achieved a level equivalent to that of Comparative Example 3 (Alloy718). In addition, regarding the creep content temperature ratio, Examples 1 and 3 are larger than those of Comparative Example 3 (Alloy718). In particular, with respect to Example 1, a level equivalent to that of Comparative Example 4 (Alloy625) was achieved.
일반적으로 0.2% 내력과 크리프 내용 온도는 트레이드오프의 관계, 즉, 0.2% 내력이 높아지면 크리프 내용 온도는 낮아지고, 크리프 내용 온도가 높아지면 0.2% 내력은 낮아진다는 거동을 나타낸다. 실시예 1 및 실시예 3은, 모두, 비교예 3 및 비교예 4를 연결하는 직선보다도 우측 상방에 위치하는 점에서, 0.2% 내력비 및 크리프 내용 온도의 양쪽을 종합하여 판단하면, 비교예 3 및 비교예 4보다도 우수하다고 할 수 있다.In general, the 0.2% proof strength and the creep content temperature exhibit a trade-off relationship, that is, when the 0.2% proof strength increases, the creep content temperature decreases, and when the creep content temperature increases, the 0.2% proof strength decreases. Since Example 1 and Example 3 are both located on the upper right of the straight line connecting Comparative Example 3 and Comparative Example 4, when both of the 0.2% proof strength ratio and the creep content temperature are combined and judged, Comparative Example 3 And it can be said that it is superior to Comparative Example 4.
이상, 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, Ni기 합금과 동등 이상의 강도를 갖고, 또한 산소의 영향을 받기 어려운 오스테나이트강 소결재 및 터빈 부재를 제공할 수 있는 것이 나타났다.As described above, according to the present invention, it has been shown that an austenitic steel sintered material and a turbine member having a strength equal to or higher than that of a Ni-based alloy and less susceptible to the influence of oxygen can be provided.
또한, 본 발명은 상기한 실시예에 한정되는 것은 아니고, 다양한 변형예가 포함된다. 예를 들어, 상기한 실시예는 본 발명을 이해하기 쉽게 설명하기 위해 상세하게 설명한 것이고, 반드시 설명한 모든 구성을 구비하는 것에 한정되는 것은 아니다. 또한, 어느 실시예의 구성의 일부를 다른 실시예의 구성으로 치환하는 것이 가능하고, 어느 실시예의 구성에 다른 실시예의 구성을 추가하는 것도 가능하다. 또한, 각 실시예의 구성의 일부에 대하여, 다른 구성의 추가·삭제·치환을 하는 것이 가능하다.In addition, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications are included. For example, the above-described embodiments have been described in detail to facilitate understanding of the present invention, and are not necessarily limited to having all the described configurations. In addition, it is possible to replace part of the configuration of one embodiment with the configuration of another embodiment, and it is also possible to add the configuration of another embodiment to the configuration of a certain embodiment. In addition, it is possible to add, delete, or replace other configurations with respect to some of the configurations of each embodiment.
1, 4: 오스테나이트강 분말 결정
2, 5: 결정립계
3, 6: 라베스상
7: Ni기 합금 결정
8: 구 입자 경계(PPB)
9: 델타상
10: 터빈 밸브 케이싱
11: 터빈 디스크1, 4: austenitic steel powder crystal
2, 5: grain boundaries
3, 6: Laves Prize
7: Ni-based alloy crystal
8: sphere particle boundary (PPB)
9: Delta phase
10: turbine valve casing
11: turbine disk
Claims (12)
Applications Claiming Priority (3)
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Publications (2)
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