KR20210113156A - Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법 - Google Patents

Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20210113156A
KR20210113156A KR1020217012576A KR20217012576A KR20210113156A KR 20210113156 A KR20210113156 A KR 20210113156A KR 1020217012576 A KR1020217012576 A KR 1020217012576A KR 20217012576 A KR20217012576 A KR 20217012576A KR 20210113156 A KR20210113156 A KR 20210113156A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
phase
based alloy
alloy structure
aging treatment
powder
Prior art date
Application number
KR1020217012576A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102490974B1 (ko
Inventor
아츠오 오타
신야 이마노
Original Assignee
미츠비시 파워 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 미츠비시 파워 가부시키가이샤 filed Critical 미츠비시 파워 가부시키가이샤
Publication of KR20210113156A publication Critical patent/KR20210113156A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102490974B1 publication Critical patent/KR102490974B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/80—Data acquisition or data processing
    • B22F10/85—Data acquisition or data processing for controlling or regulating additive manufacturing processes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/17—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by forging
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/15—Nickel or cobalt
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2303/00—Functional details of metal or compound in the powder or product
    • B22F2303/01—Main component
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y40/00—Auxiliary operations or equipment, e.g. for material handling
    • B33Y40/20—Post-treatment, e.g. curing, coating or polishing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y80/00—Products made by additive manufacturing
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Co기 합금 구조체는, fcc 구조를 갖는 Co 주체의 매트릭스상(γ상)과, 원자비로 Co3(Al, W) 등의 L12 구조를 갖는 fcc 구조의 금속간 화합물을 포함하고, 매트릭스상에 있어서 분산된 상태로 석출되는 석출상(γ'상)을 갖는다. γ'상은, 입경이 10㎚ 내지 1㎛이며, γ'상의 입자가 균일하게 배치되어 석출되어 있으며, 또한 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있다.

Description

Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법
본 발명은, Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
코발트(Co)기 합금은, 니켈(Ni)기 합금과 함께 대표적인 내열 합금 재료이며, 초합금이라고도 칭해져서 예를 들어 터빈(가스 터빈, 증기 터빈 등)의 고온 부재에 널리 사용되고 있다. 또한, Co기 합금은, Ni기 합금과 비교하여 재료 비용이 높은 한편, 내식성 및 내마모성이 우수하고, 고용 강화되기 쉽다는 특성을 갖는다. 이 때문에, Co기 합금은, 종래부터 터빈 정익, 연소기 부재, 마찰 교반 접합용 공구 등에 적용되어 왔다.
이와 같은 Co기 합금에 관한 것으로, 예를 들어 특허문헌 1의 Co기 합금이 알려져 있다. 구체적으로, 특허문헌 1에는, fcc 구조를 갖는 Co 주체의 매트릭스상(γ상)과, 원자비로 Co3(Al, W)의 L12 구조를 갖는 fcc 구조의 금속간 화합물로 이루어지고, 매트릭스상의 입자 내에 석출되는 석출상(γ'상)을 갖는 Co기 합금이 개시되어 있다.
일본 특허 제4996468호 공보
특허문헌 1의 Co기 합금에서는, 석출상(γ'상)의 입경이 50㎚ 내지 1㎛이며, 또한 γ'상의 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 설정되어 있다. 그리고, 동 문헌의 각 도면(특히 도 2, 도 3)에는, 입경이 1㎛ 이하인 입방체 형상을 갖는 γ'상의 입자가, 매트릭스상(γ상)에 석출되어 있는 것이 보였다. 또한, 동 문헌에는, 시효 처리에서 석출된 석출상(γ'상)의 평균 입경이 150㎚ 이하로 된다는 기재도 있다(상기 문헌의 단락 0006 참조).
그러나, 특허문헌 1의 각 도면을 참조하여도, 입경이 50㎚ 미만으로 되는 γ'상이 거의 석출되지 않는다는 것이 파악된다. 또한, γ'상의 입자끼리의 거리가 100㎚보다 큰 개소가 존재하고 있다. 즉, 상기 Co기 합금에서는, 극한까지 미세화된 γ'상이 매트릭스상(γ상)에 대하여 다수 석출되고, 분산(균일하게 배치)되지 않았다. 이 때문에, 상기 Co기 합금재에서는, 입경이 50㎚ 미만으로 되도록 극한까지 미세화된 γ'상에 기초하는 석출 강화의 작용이 얻어지기 어렵고, 그 결과로서 당해 작용에 의한 기계적 특성(특히 인장 강도 및 내력)이 불충분하게 되었다.
본 개시는 이러한 점을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, Co기 합금 구조체에 있어서의 기계적 특성을 높이는 데 있다.
상기 목적을 달성하기 위해서, 제1 개시는, 질량비로 Al: 0.1 내지 10％, W: 3.0 내지 45％로 양자의 합계가 50％ 미만이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는 Co기 합금 구조체이다. Co기 합금 구조체는, fcc 구조를 갖는 Co 주체의 매트릭스상(γ상)과, 원자비로 Co3(Al, W) 또는〔(Co, X)3(Al, W, Z)〕의 L12 구조를 갖는 fcc 구조의 금속간 화합물을 포함하고, 매트릭스상에 있어서 분산된 상태로 석출되는 석출상(γ'상)을 갖는다. 그리고, 석출상(γ'상)은, 입경이 10㎚ 내지 1㎛이며, 석출상(γ'상)의 입자가 균일하게 배치되어 석출되어 있으며, 또한 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있다.
이 제1 개시에서는, 매트릭스상(γ상)에 있어서 분산된 상태로 석출되는 석출상(γ'상)의 입경이 10㎚ 내지 1㎛이며, 또한 γ'상의 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있다. 이러한 구성에서는, 극한까지 미세화된 입자경을 포함하는 γ'상이, 매트릭스상(γ상)에 대하여 다수 석출되고, 분산된 상태로 된다. 그 결과, Co기 합금 구조체의 조직 내에서는, 매트릭스상(γ상)과 다수의 γ'상의 계면에 있어서의 총 표면적이 상대적으로 증가하고 또한 γ'상의 입자끼리의 거리가 상대적으로 줄어들게 된다. 즉, 매트릭스상(γ상)에 있어서 극한까지 미세화된 입자를 포함하는 γ'상이 균일하게 석출 강화된 상태로 된다. 그리고, 당해 석출 강화에 의해 특히 고온에 있어서의 기계적 특성이 향상된다. 따라서, 제1 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
제2 개시는, 제1 개시에 있어서, 석출상(γ'상)의 입경은, 10㎚ 이상이고 또한 50㎚보다도 작은 범위이다.
이 제2 개시에서는, 미세화된 γ'상이 매트릭스상(γ상)에 대하여 다수 석출되고, 분산된 상태로 됨으로써, γ'상에 의한 석출 강화의 작용이 강화되어, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
제3 개시는, 제1 또는 제2 개시에 있어서, Co기 합금 구조체는, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성되어 있다.
이 제3 개시에 있어서, 분말을 포함하는 적층 조형체의 입계 및/또는 입자 내에는, W 화합물 등의 석출물이, 매트릭스상(γ상)에 있어서 미세한 상태로 석출되고 또한 균일하게 분산된 상태로 된다. 또한, 매트릭스상(γ상)에 있어서, 상기 석출물의 주위에는, 다수의 미세한 γ'상이 분산된 상태로 된다. 이와 같이, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성된 Co기 합금 구조체에서는, 상기 석출물과, 다수의 미세한 γ'상의 양쪽의 석출 강화에 의한 작용이 발생한다. 그 결과, 제3 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
제4 개시는, 제1 또는 제2 개시에 있어서, Co기 합금 구조체는, 분말을 포함하는 분말 HIP 단조체로서 구성되어 있다.
이 제4 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
제5 개시는, 제3 또는 제4 개시에 있어서, 분말은, 질량비로 Al: 2 내지 5％, W: 17 내지 25％, C: 0.05 내지 0.15％, Ni: 20 내지 35％, Cr: 6 내지 10％, Ta: 3 내지 8％이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는다.
이 제5 개시에 있어서, 상기 조성을 갖는 분말을 포함하는 적층 조형체이면, 석출상(γ'상)의 입경을 미세화하는 것이 가능해진다. 그 결과, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
제6 개시는, 제1 또는 제2 개시에 있어서, Co기 합금 구조체는, 단조체로서 구성되어 있다.
이 제6 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
제7 개시는, 제1 또는 제2 개시의 Co기 합금 구조체의 제조 방법이며, Co기 합금 구조체의 전구체에 대하여 용체화 처리를 실시하는 용체화 처리 공정과, 용체화 처리를 실시한 Co기 합금 구조체의 전구체에 대하여 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정을 갖는다. 시효 처리 공정은, 제1 시효 처리 공정과, 제1 시효 처리 공정 후에 실시되는 제2 시효 처리 공정을 포함한다. 그리고, 제2 시효 처리 공정의 시효 온도는, 제1 시효 처리 공정의 시효 온도보다도 높아지도록 설정되어 있다.
이 제7 개시에 있어서, 시효 처리 공정에서는, 제1 시효 처리 공정 후에 실시되는 제2 시효 처리 공정의 시효 온도가, 제1 시효 처리 공정의 시효 온도보다도 높아지도록 설정된다. 이러한 설정에 의해, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 γ'상의 입경을 극한까지 미세화하는 것이 가능해진다. 또한, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 마이크로 편석이 발생하기 어려워져, 매트릭스상(γ상)에 있어서 γ'상이 균일하게 분산되게 된다. 그 결과, γ'상에 의한 석출 강화의 작용이 강화되어, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
제8 개시는, 제7 개시의 Co기 합금 구조체의 제조 방법에 있어서, 용체화 처리의 온도는 1100℃ 이상이고, 제1 시효 처리 공정의 시효 온도는 500 내지 700℃이며, 제2 시효 처리 공정의 시효 온도는 600 내지 800℃이다.
이 제8 개시에서는, 상기 제7 개시와 마찬가지의 작용 효과를 얻을 수 있다.
제9 개시는, 제7 또는 제8 개시의 Co기 합금 구조체의 제조 방법에 있어서, Co기 합금 구조체의 전구체는, 적층 조형법에 의해 제조된다.
제9 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
제10 개시는, 제7 또는 제8 개시의 Co기 합금 구조체의 제조 방법에 있어서, Co기 합금 구조체의 전구체는, 단조법에 의해 제조된다.
이 제10 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
제11 개시는, 제7 또는 제8 개시의 Co기 합금 구조체의 제조 방법에 있어서, Co기 합금 구조체의 전구체는, 분말 HIP 단조법에 의해 제조된다.
이 제11 개시에서는, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
본 개시에 의하면, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 높일 수 있다.
도 1은, 적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체의 제조 방법의 공정예를 나타내는 흐름도이다.
도 2는, 적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체의 조직 상태를 개략적으로 나타낸 개략도이다.
도 3은, 도 2의 Ⅲ부를 확대해서 나타낸 부분 확대도이다.
도 4는, 실시 형태의 변형예 1에 따른 Co기 합금 구조체의 제조 방법의 공정예를 나타내는 흐름도이다.
도 5는, 실시 형태의 변형예 1에 따른 Co기 합금 구조체의 제조 방법의 공정예를 나타내는 흐름도이다.
도 6은, 샘플 A의 조직 상태를 나타낸 전자 현미경 사진이다.
도 7은, 샘플 B의 조직 상태를 나타낸 전자 현미경 사진이다.
도 8은, 샘플 A 및 샘플 B에 있어서의 온도(℃)와, 인장 강도(MPa) 및 0.2％ 내력(MPa)의 관계를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 개시의 실시 형태를 도면에 기초하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 형태의 설명은, 본질적으로 예시에 불과하며, 본 개시, 그 적용물 혹은 그 용도를 제한하는 것을 의도하는 것은 아니다.
[Co기 합금 구조체의 기본적 성질]
Co기 합금은, 일반적으로 이용되고 있는 Ni기 합금에 비교하여 융점이 50 내지 100℃ 정도 높고, 치환형 원소의 확산 계수가 Ni기보다도 작다. 이 때문에, Co기 합금에서는, 고온에서의 사용 중에 발생하는 조직 변화가 적다. 또한, Co기 합금은, Ni기 합금과 비교하여 연성이 풍부하다. 이 때문에, Co기 합금은, 단조, 압연, 프레스 등의 소성 가공이 용이하게 된다. 따라서, Co기 합금은, Ni기 합금보다도 넓은 용도의 전개가 기대되고 있다.
종래부터 강화상에 사용되어 온 Co3Ti 또는 Co3Ta의 γ'상은, 매트릭스상(γ상)에 대한 격자 상수의 미스매치가 1％ 이상이며, 내 크리프성의 면에서 불리하다. 이에 반하여, 본 개시의 실시 형태에 있어서 강화상에 사용되는 금속간 화합물〔Co3(Al, W)〕은, 매트릭스상(γ상)과의 미스매치가 커도 0.5％ 정도이고, γ'상에 의해 석출 강화된 Ni기 합금을 능가하는 조직 안정성을 나타낸다.
또한, Co기 합금은, Ni기 합금의 200GPa와 비교하여, 220 내지 230GPa와 1할이상 큰 탄성률을 나타낸다. 이 때문에, 태엽, 스프링, 와이어, 벨트, 케이블 가이드 등, 고강도, 고탄성이 필요한 용도에도 사용 가능하다. 또한, Co기 합금은, 경질이고 또한 내마모성, 내식성이 우수하다는 점에서, 패딩재로서도 사용 가능하다.
[Co기 합금 구조체의 기본 조성]
본 개시의 실시 형태에 따른 Co기 합금 구조체에서는, L12형 금속간 화합물 〔Co3(Al, W)〕 또는 〔(Co, X)3(Al, W, Z)〕를 적량 분산시키기 위해서, 성분 및 조성을 특정하고 있다. Co기 합금 구조체의 기본 조성은, 질량비로 Al: 0.1 내지 10％, W: 3.0 내지 45％이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 코발트(Co)의 조성을 갖고 있다.
알루미늄(Al)은, γ'상의 주요한 구성 원소이다. Al은, 내산화성의 향상에도 기여한다. Al의 함유량이 0.1％ 미만이면, γ'상이 석출되지 않거나, 혹은 석출되어도 고온 강도에 기여하지 않는다. 그러나, Al을 과잉으로 첨가하면, 취약하고 경질인 상(相)의 생성을 조장한다. 따라서, Al의 함유량은, 0.1 내지 10％의 범위로 설정된다. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.5％이다. Al 함유량의 바람직한 상한은 5.0％이다.
텅스텐(W)은, γ'상의 주요한 구성 원소이다. W는, 매트릭스를 고용 강화하는 작용을 갖는다. W의 함유량이 3.0％ 미만이면, γ'상이 석출되지 않거나, 혹은 석출되어도 고온 강도에 기여하지 않는다. 한편, W의 함유량이 45％를 초과하면, 유해상의 생성을 조장한다. 따라서, W의 함유량은, 3.0 내지 45％의 범위로 설정된다. W 함유량의 바람직한 상한은 30％이다. W 함유량의 바람직한 하한은 4.5％이다.
[그룹 (Ⅰ) 및 그룹 (Ⅱ)]
Co-W-Al의 기본 성분계에서는, 그룹 (Ⅰ) 및 그룹 (Ⅱ) 중 적어도 어느 한쪽에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 합금 성분(선택 원소)이 필요에 따라서 첨가된다. 그룹 (Ⅰ)에서 선택된 복수의 합금 성분을 첨가하는 경우에는, 첨가량의 합계를 0.001 내지 2.0％의 범위에서 선택한다. 또한, 그룹 (Ⅱ)에서 선택된 복수의 합금 성분을 첨가하는 경우에는, 첨가량의 합계를 0.1 내지 50％의 범위에서 선정한다.
그룹 (Ⅰ)은, B, C, Y, La, 미슈 메탈로 이루어지는 그룹이다.
붕소(B)는, 결정립계에 편석해서 입계를 강화하는 합금 성분이다. B는, 고온 강도의 향상에 기여한다. B의 첨가 효과는 0.001％ 이상으로 현저해진다. 그러나, B를 과잉으로 첨가하면, 가공성이 손상된다. 따라서, B의 첨가량의 상한은, 1.0％로 설정된다. B 첨가량의 바람직한 상한은 0.5％이다.
탄소(C)는, B와 마찬가지로, 입계 강화에 유효하다. 또한, C는, 탄화물로 되어 석출되고, 고온 강도를 향상시킨다. 이와 같은 효과는, C의 첨가량이 0.001％ 이상일 때 얻어진다. 그러나, C를 과잉으로 첨가하면, 가공성 및/또는 인성이 손상된다. 따라서, C의 첨가량의 상한은 2.0％로 설정된다. C 첨가량의 바람직한 상한은 1.0％이다.
이트륨(Y), 란탄(La), 및 미슈 메탈은, 모두 내산화성의 향상에 유효한 성분이다. 특히, Y, La, 및 미슈 메탈은, 모두 첨가량이 0.01％ 이상일 때 내산화성이 발휘된다. 그러나, Y, La, 및 미슈 메탈의 각각을 과잉으로 첨가하면, 조직 안정성에 악영향을 미칠 수 있다. 따라서, Y, La, 및 미슈 메탈의 각각의 첨가량의 상한은 1.0％로 설정된다. Y, La, 및 미슈 메탈의 각각의 첨가량의 바람직한 상한은 0.5％이다.
그룹 (Ⅱ)는, Ni, Cr, Ti, Fe, V, Nb, Ta, Mo, Zr, Hf, Ir, Re, Ru로 이루어지는 그룹이다.
그룹 (Ⅱ)의 합금 성분은, 분배 계수가 큰 원소일수록 γ'상의 안정화에 효과적이다. 분배 계수 Kx γ'/γ는, Kx γ'/γ=Cx γ'/Cxγ〔단, Cx γ': γ'상의 x 원소 농도(원자％), Cx γ: 매트릭스(γ)상의 x 원소 농도(원자％)〕로 표시된다. 당해 식(Kx γ'/γ=Cx γ'/Cxγ)는, 매트릭스상(γ상)에 포함되는 소정 원소에 대한 γ'상에 포함되는 소정 원소의 농도비를 나타낸다. 분배 계수≥1은, γ'상의 안정화 원소이다. 분배 계수<1은, 매트릭스상(γ상)의 안정화 원소이다. 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb), 탄탈(Ta), 몰리브덴(Mo)은, γ'상을 안정화시키기 위한 원소이다. 특히, Ta에서는, γ'상을 안정화시키기 위한 효과가 다른 원소보다도 발현되기 쉽다.
니켈(Ni)은, L12형 금속간 화합물의 Co와 치환하고, 내열성 및/또는 내식성을 개선하는 성분이다. Ni의 첨가량이 1.0％ 이상이면, 첨가에 의한 효과(내열성 및/또는 내식성)가 확인된다. 그러나, Ni를 과잉으로 첨가하면, 유해한 화합물상이 생성된다. 따라서, Ni의 첨가량의 상한은, 50％로 설정된다. Ni 첨가량의 바람직한 상한은 40％이다. 또한, Ni는, Al 및 W의 각각과 치환하고, γ'상의 안정도를 향상시킨다. 그 결과, 보다 고온까지 γ'상의 안정된 존재를 가능하게 한다.
이리듐(Ir)은, L12형 금속간 화합물의 Co와 치환하고, 내열성 및/또는 내식성을 개선하는 성분이다. Ir의 첨가량이 1.0％ 이상이면, 첨가에 의한 효과가 확인된다. 그러나, Ir을 과잉으로 첨가하면, 유해한 화합물상이 생성된다. 따라서, Ir의 첨가량의 상한은, 50％로 설정된다. Ir 첨가량의 바람직한 상한은 40％이다.
철(Fe)은, Co와 치환하고, 가공성을 개선하는 작용이 있다. 당해 작용은, Fe의 첨가량이 1.0％ 이상일 때 현저해진다. 그러나, 예를 들어 Fe의 첨가량이 10％를 초과하는 경우와 같이, Fe를 과잉으로 첨가하면, 고온 영역에 있어서의 조직의 불안정화를 초래하는 원인으로 된다. 따라서, Fe의 첨가량의 상한은, 10％로 설정된다. Fe 첨가량의 바람직한 상한은 5.0％이다.
크롬(Cr)은, Co기 합금 구조체의 표면에 치밀한 산화 피막을 생성하고, 내산화성을 향상시키는 합금 성분이다. 또한, Cr은, 고온 강도 및/또는 내식성의 개선에 기여한다. 이와 같은 효과는, Cr의 첨가량이 1.0％ 이상일 때 현저해진다. 그러나, Cr을 과잉으로 첨가하면, 가공성이 열화되는 원인으로 된다. 따라서, Cr의 첨가량의 상한은, 20％로 설정된다. Cr 첨가량의 바람직한 상한은 15％이다.
몰리브덴(Mo)은, γ'상의 안정화 및 매트릭스의 고용 강화에 유효한 합금 성분이다. 특히, Mo의 함유량이 1.0％ 이상일 때, Mo의 첨가 효과가 확인된다. 그러나, Mo를 과잉으로 첨가하면, 가공성이 열화되는 원인으로 된다. 이 때문에, Mo의 함유량의 상한은, 15％로 설정된다. Mo 함유량의 바람직한 상한은 10％이다.
레늄(Re) 및 루테늄(Ru)은, 내산화성의 향상에 유효한 합금 성분이다. Re 및 Ru은, 모두 0.5％ 이상으로 첨가 효과가 현저해진다. 그러나, Re, Ru의 각각을 과잉으로 첨가하면, 유해상의 생성이 유발된다. 따라서, Re, Ru의 첨가량의 상한은, 모두 10％로 설정된다. Re 첨가량 및 Ru 첨가량의 바람직한 상한은, 모두 5.0％이다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 지르코늄(Zr), 바나듐(V), 탄탈(Ta), 하프늄(Hf)은, 모두 γ'상의 안정화 및/또는 고온 강도의 향상에 유효한 합금 성분이다. 특히, Ti: 0.5％ 이상, Nb: 1.0％ 이상, Zr: 1.0％ 이상, V: 0.5％ 이상, Ta: 1.0％ 이상, Hf: 1.0％ 이상일 때, 첨가 효과가 얻어진다. 그러나, Ti, Nb, Zr, V, Ta, Hf의 각각을 과잉으로 첨가하면, 유해상의 생성 및/또는 융점 강하의 원인으로 된다. 따라서, Ti, Nb, Zr, V, Ta, Hf의 각각의 첨가량의 상한은, Ti: 10％, Nb: 20％, Zr: 10％, V: 10％, Ta: 20％, Hf: 10％로 설정된다.
[γ'상의 입경]
L12형의 금속간 화합물〔Co3(Al, W)〕 또는 〔(Co, X)3(Al, W, Z)〕는, 석출상(γ'상)의 입경이 10㎚ 내지 1㎛ (1000㎚)인 입자가 되도록 구성되어 있다. 1㎛를 초과하는 입경에서는, 강도, 경도 등의 기계적 특성이 열화되어버린다. γ'상의 바람직한 입경은, 10㎚ 이상이고 또한 50㎚보다도 작은 범위이다.
[γ'상의 석출량]
L12형의 금속간 화합물 〔Co3(Al, W)〕 또는 〔(Co, X)3(Al, W, Z)〕는, 석출상(γ'상)의 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있다. 당해 석출량이 40％ 미만이면 석출 강화에 의한 작용이 불충분해진다. 한편, 당해 석출량이 85％를 초과해버리면, Co기 합금 구조체에 있어서 연성 열화가 발생할 우려가 있다.
[적층 조형체]
Co기 합금 구조체는, 예를 들어 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성되어 있다. 적층 조형체는, 적층 조형법(Additive Manufacturing, AM법)에 의해 형성된다. 적층 조형법은, 가스 아토마이즈법 등에 의해 제작한 분말을, 레이저 등을 열원으로 한 3D 프린터를 사용하여 선택적으로 용융 및 응고함으로써 적층 조형체를 성형하는 방법이다.
적층 조형체의 원 재료로서는, 질량비로 Al: 2 내지 5％, W: 17 내지 25％, C: 0.05 내지 0.15％, Ni: 20 내지 35％, Cr: 6 내지 10％, Ta: 3 내지 8％이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는 분말(이하 「원료 분말」이라고 함)을 사용하는 것이 바람직하다. 이 원료 분말을 사용하여 후술하는 제조 방법을 실시함으로써, 상기 원료 분말과 마찬가지의 조성을 갖는 적층 조형체가 얻어진다.
[적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체의 제조 방법]
다음으로, 적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체의 제조 방법의 일례를 도 1에 나타낸다. 당해 제조 방법은, 주된 공정으로서, 분말 제작 공정 S1과, 선택적 레이저 용융 공정 S2와, 용체화 처리 공정 S3과, 시효 처리 공정 S4를 갖는다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
[분말 제작 공정]
분말 제작 공정 S1은, Co기 합금 구조체의 원재료로 되는 분말을 제작하는 공정이다. 당해 분말은, 예를 들어 상기 원료 분말과 같은 소정의 화학 조성을 갖는다.
당해 분말을 제작하는 방법으로서는, 예를 들어 가스 아토마이즈법이 이용된다. 구체적으로는, 가스 아토마이즈 장치를 사용하여, 고주파 유도 가열을 행함으로써 진공 배기 후의 불활성 가스 분위기 중 또는 대기 중에 있어서 시료의 용해를 행한다. 그 후, 고압의 가스(헬륨, 아르곤, 질소 등의 가스)를 당해 시료에 대하여 분사함으로써, 수십 ㎛ 정도의 구형상의 분말을 제작한다.
분말의 입경은, 다음 공정의 선택적 레이저 용융 공정(S2)에 있어서의 핸들링성이나 합금 분말상(粉末床)의 충전성의 관점에서, 5㎛ 이상 100㎛ 이하가 바람직하다. 분말의 입경이 5㎛ 미만이 되면, 다음 공정 S2에 있어서 합금 분말의 유동성이 저하되고(합금 분말상의 형성성이 저하되고), 적층 조형체의 형상 정밀도가 저하되는 요인이 된다. 한편, 분말의 입경이 100㎛ 초과로 되면, 다음 공정 S2에 있어서 합금 분말상의 국소 용융 및 급랭 응고의 제어가 어려워져서, 분말의 용융이 불충분해지거나, 혹은 적층 조형체의 표면 조도가 증가하는 요인으로 된다. 그리고, 분말의 입경은, 10㎛ 이상 70㎛ 이하가 보다 바람직하고, 10㎛ 이상 50㎛ 이하가 더욱 바람직하다.
[선택적 레이저 용융 공정]
선택적 레이저 용융 공정 S2는, 분말 제작 공정 S1에 의해 제작된 분말을 사용하여 선택적 레이저 용융(SLM)법에 의해 원하는 형상의 적층 조형체를 형성하는 공정이다.
도 1에 도시한 바와 같이, 공정 S2는, 분말 제작 공정 S1에 의해 제작된 분말을 깔아서 소정 두께의 합금 분말상을 준비하는 합금 분말상 준비 소공정(素工程)(S21)과, 합금 분말상의 소정의 영역에 레이저광을 조사하여 해당 영역의 분말을 국소 용융 및 급랭 응고시키는 레이저 용융 응고 소공정(S22)을 포함한다. 합금 분말상 준비 소공정(S21)과 레이저 용융 응고 소공정(S22)을 반복하여 실시함으로써, 적층 조형체(즉, Co기 합금 구조체의 전구체)가 형성된다.
선택적 레이저 용융 공정 S2에서는, 최종적인 적층 조형체로서 바람직한 미세 조직을 얻기 위해서, 적층 조형체의 미세 조직을 제어한다. 즉, 적층 조형체의 미세 조직을 제어하기 위해서, 분말상의 국소 용융 및 급랭 응고를 제어한다.
[용체화 처리 공정]
용체화 처리 공정 S3은, 선택적 레이저 용융 공정 S2에 의해 얻어진 적층 조형체(Co기 합금 구조체의 전구체)에 대하여 용체화 처리를 실시하는 공정이다. 용체화 처리의 온도 조건으로서는, 1100℃ 이상 1200℃ 이하의 범위로 설정된다. 용체화 처리의 바람직한 온도는 1160℃이다. 또한, 용체화 처리의 유지 시간은, 0.5시간 이상 10시간 이하로 설정되는 것이 바람직하다. 또한, 열처리 후의 냉각 방법으로서는, 특별히 한정되지는 않고 예를 들어 수랭, 유랭, 공랭, 노랭 중 어느 방법을 실시하면 된다.
용체화 처리 공정 S3에 의해, 선택적 레이저 용융 공정 S2에 의해 얻어진 적층 조형체(Co기 합금 구조체의 전구체)의 내부에 있어서, 모상 결정립의 재결정이 발생하고, 급랭 응고 시에 발생한 적층 조형체의 내부 변형이 완화된다. 또한, 재결정에 의해, 모상 결정립의 평균 결정 입경을 20㎛ 이상 145㎛ 이하의 범위로 조대화 제어하는 것이 바람직하다. 해당 평균 결정 입경이 20㎛ 미만 또는 145㎛ 초과이면, 최종적인 Co기 합금 구조체로서 충분한 크리프 특성을 얻지 못한다.
[시효 처리 공정]
시효 처리 공정 S4는, 용체화 처리 공정 S3에 의해 용체화 처리를 실시한 적층 조형체(Co기 합금 구조체의 전구체)에 대하여 시효 처리를 실시하는 공정이다. 구체적으로, 시효 처리 공정 S4는, 제1 시효 처리 공정 S41과, 제2 시효 처리 공정 S42를 포함한다.
제1 시효 처리 공정 S41은, 용체화 처리 공정 S3을 거친 후에 실시된다. 제1 시효 처리 공정 S41에 있어서의 시효 온도의 조건으로서는, 500℃ 이상 700℃ 이하의 범위로 설정되는 것이 바람직하다. 제1 시효 처리 공정 S41의 유지 시간은, 0.5시간 이상 30시간 이하로 설정되는 것이 바람직하다.
제2 시효 처리 공정 S42는, 제1 시효 처리 공정 S41을 거친 후에 실시된다. 제2 시효 처리 공정 S42의 시효 온도는, 제1 시효 처리 공정 S41의 시효 온도보다도 높아지도록 설정된다. 구체적으로, 제2 시효 처리 공정 S42에 있어서의 시효 온도의 조건으로서는, 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위로 설정되는 것이 바람직하다. 제2 시효 처리 공정 S42의 유지 시간은, 0.5시간 이상 20시간 이하로 설정되는 것이 바람직하다.
제1 및 제2 시효 처리 공정 S41, S42의 냉각 방법으로서는, 특별히 한정되지는 않고 예를 들어 수랭, 유랭, 공랭, 노랭 중 어느 방법을 실시하면 된다.
또한, 도시하지 않었지만, 용체화 처리 공정 S3 또는 시효 처리 공정 S4에 의해 얻어진 적층 조형체에 대하여, 필요에 따라서, 내식성 피복층을 형성해도 된다. 또는, 용체화 처리 공정 S3 또는 시효 처리 공정 S4에 의해 얻어진 적층 조형체에 대하여 표면 마무리를 실시해도 된다.
[실시 형태의 작용 효과]
이상과 같이, Co기 합금 구조체에서는, 매트릭스상(γ상)에 있어서 분산된 상태로 석출되는 석출상(γ'상)의 입경이 10㎚ 내지 1㎛이며, 또한 석출상(γ'상)의 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있다. 이러한 구성에서는, 극한까지 미세화된 입자경을 포함하는 γ'상이, 매트릭스상(γ상)에 대하여 다수 석출되고, 분산된 상태로 된다. 그 결과, Co기 합금 구조체의 조직 내에서는, 매트릭스상(γ상)과 다수의 γ'상의 계면에 있어서의 총 표면적이 상대적으로 증가하고 또한 γ'상의 입자끼리의 거리가 상대적으로 줄어들게 된다(100㎚보다도 작아진다). 즉, 매트릭스상(γ상)에 있어서 극한까지 미세화된 입자를 포함하는 γ'상이 균일하게 석출 강화된 상태로 된다. 그리고, 당해 석출 강화에 의해 특히 고온에 있어서의 기계적 특성(특히 인장 강도 및 내력(0.2％ 내력))이 향상된다. 따라서, 본 개시의 실시 형태에 따른 Co기 합금 구조체에서는, 상기 석출 강화의 작용에 의한 기계적 특성을 높일 수 있다. 또한, 본 개시의 실시 형태에 있어서, 「분산된 상태」란, 복수의 γ'상이, 매트릭스상(γ상) 내에 있어서 균일하게 배치된 상태를 의미한다.
또한, γ'상의 입경은, 10㎚ 이상이고 또한 50㎚보다도 작은 범위가 되는 것이 바람직하다. 이와 같이 미세화된 γ'상이 매트릭스상(γ상)에 대하여 다수 석출되고, 분산된 상태라면, γ'상에 의한 석출 강화의 작용이 강화되어, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
또한, Co기 합금 구조체는, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성되어 있다. 적층 조형법에 있어서, 특히 레이저를 열원으로 한 금속 3D 프린터를 사용한 경우에는, 적층 조형체의 조형 시에 원재료로 되는 분말의 응고 속도가 종래의 주조 등과 비교하여 매우 빨라진다. 그 결과, 적층 조형체에서는 미세한 응고 조직이 형성된다. 그리고, 도 2 및 도 3에 도시한 바와 같이, 조형 후의 적층 조형체에 대하여 열처리(용체화 처리 및 시효 처리)를 실시함으로써, 적층 조형체의 입계 및/또는 입자 내에는, W 화합물이, 매트릭스상(γ상)에 있어서 미세한 상태로 석출되고 또한 균일하게 분산된 상태로 된다. 또한, 매트릭스상(γ상)에 있어서, W 화합물의 주위에는, 다수의 미세한 석출상(γ'상)이 분산된 상태로 된다. 이와 같이, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성된 Co기 합금 구조체에서는, W 화합물과, 다수의 미세한 석출상(γ'상)의 양쪽의 석출 강화에 의한 작용을 얻는 것이 가능해진다. 그 결과, 본 개시의 실시 형태에 따른 Co기 합금 구조체에서는, 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
또한, 도 2 및 도 3에서는, W 화합물이 석출된 경우의 조직 상태를 나타내었지만, 이 W 화합물이 아니라, 탄화물상이 적층 조형체의 입계 및/또는 입자 내에 석출되는 경우도 있다. 또는, W 화합물 및 탄화물상의 양쪽이 적층 조형체의 입계 및/또는 입자 내에 석출되는 경우도 있다.
또한, 적층 구조체의 원재료로 되는 분말은, 질량비로 Al: 2 내지 5％, W: 17 내지 25％, C: 0.05 내지 0.15％, Ni: 20 내지 35％, Cr: 6 내지 10％, Ta: 3 내지 8％이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는다. 이와 같은 조성을 갖는 분말을 포함하는 적층 조형체이면, 석출상(γ'상)의 입경을 미세화하는 것이 가능해진다. 그 결과, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
또한, Co기 합금 구조체의 제조 방법에 있어서, 시효 처리 공정에서는, 제1 시효 처리 공정 후에 실시되는 제2 시효 처리 공정의 시효 온도가, 제1 시효 처리 공정의 시효 온도보다도 높아지도록 설정된다. 구체적으로, 용체화 처리의 온도가 1100℃ 이상이고, 제1 시효 처리 공정의 시효 온도가 500 내지 700℃이며, 제2 시효 처리 공정의 시효 온도가 600 내지 800℃가 되도록 설정된다. 이에 의해, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 석출상(γ'상)의 입경을 극한까지 미세화하는 것이 가능해진다. 또한, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 마이크로 편석이 발생하기 어려워져, 매트릭스상(γ상)에 있어서 γ'상이 균일하게 분산되게 된다. 그 결과, γ'상에 의한 석출 강화의 작용이 강화되어, Co기 합금 구조체의 기계적 특성을 한층 더 높일 수 있다.
[실시 형태의 변형예 1]
상기 실시 형태에서는, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성된 Co기 합금 구조체를 설명하였지만, 이 형태에 한정되지는 않는다. 구체예로서, Co기 합금 구조체의 전구체는, 적층 조형법에 의해 제조된 적층 조형체 대신에, 단조법에 의해 제조된 단조체로서 구성되어 있어도 된다. 즉, Co기 합금 구조체의 제조 방법으로서, 도 1에 도시한 분말 제작 공정(S1) 및 선택적 레이저 용융 공정(S2)을, 단조법에 의한 단조 공정(S5)으로 치환한 형태(도 4 참조)를 채용해도 된다.
단조법에 있어서, 주조 직후의 조직에서는 비교적 조대한 응고 조직이 형성되지만, 후공정인 열간 단조에 의해 당해 조직이 균질화되고 또한 결정립이 재결정에 의해 미세화된다. 또한, 도 1에서 도시한 용체화 처리 공정 S3 및 시효 처리 공정 S4를 거침으로써, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 석출상(γ'상)의 입자가 보다 미세화되고 또한 마이크로 편석이 발생하기 어려워진다. 따라서, 단조체로 이루어지는 Co기 합금 구조체여도, 상기 실시 형태와 마찬가지로, 기계적 특성을 높일 수 있다.
[실시 형태의 변형예 2]
또한, Co기 합금 구조체의 전구체는, 적층 조형법에 의해 제조된 적층 조형체 대신에, 분말 HIP 단조법에 의해 제조된 분말 HIP 단조체로서 구성되어 있어도 된다. 즉, Co기 합금 구조체의 제조 방법으로서, 도 1에 도시한 선택적 레이저 용융 공정(S2)을, 분말 HIP 단조법에 의한 HIP 처리 공정(S6)으로 치환한 형태(도 5 참조)를 채용해도 된다.
HIP 처리 공정(S6)은, 분말 제작 공정(S1)에서 제작한 분말을 캔에 장전하고, 고온 및 정수압화에 의해 소결하는 공정이다. 분말 제작 공정(S1)에서 제작한 분말의 조직은, 예를 들어 가스 아토마이즈법에 의해 급랭 응고된다. 이에 의해, 입계 및/또는 입자 내에 있어서 W 화합물 및/또는 탄화물상 등이 미세화하고 또한 분산된 상태로 된다. 그리고, 용체화 처리 공정(S3) 및 시효 처리 공정(S4)을 거침으로써, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 γ'상의 입자가 보다 미세화되고 또한 마이크로 편석이 발생하기 어려워진다. 따라서, 분말 HIP 단조체로 이루어지는 Co기 합금 구조체여도, 상기 실시 형태와 마찬가지로, 기계적 특성을 높일 수 있다.
[기타 실시 형태]
도 1 및 도 5에 도시한 분말 제작 공정(S1)에 있어서, Co기 합금의 원재료인 분말을 제작하는 방법 및 수법에 특별한 한정은 없다. 즉, 분말 제작 공정(S1)에서는, 종전의 방법 및 수법을 이용하는 것이 가능하다. 예를 들어, 원하는 화학 조성이 되도록 원료를 혼합, 용해, 주조하여 모합금괴(마스터 잉곳)를 제작하는 모합금괴 제작 소공정과, 해당 모합금괴로 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 소공정을 행해도 된다. 또한, 아토마이즈 방법에도 특별한 한정은 없으며, 종전의 방법 및 수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, 상술한 가스 아토마이즈법 대신에, 원심력 아토마이즈법을 채용해도 된다.
이상, 본 개시에 따른 실시 형태를 설명하였지만, 본 개시는 상술한 실시 형태에만 한정되지 않고, 본 개시의 범위 내에서 다양한 변경이 가능하다.
실시예
이하, 하기 공정을 거쳐 제작된 샘플 A(실시예) 및 샘플 B(비교예)에 의해, 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
여기서, 샘플 A는, 도 1에 도시한 모든 공정을 거쳐 제작된 적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체이다. 샘플 A는, 입경이 50㎚보다도 작은 석출상(γ'상)의 입자를 포함한다(도 6 참조). 한편, 샘플 B는, 도 1에 도시한 제2 시효 처리 공정(S42) 이외의 모든 공정을 거쳐 제작된 적층 조형체를 포함하는 Co기 합금 구조체이다. 샘플 B는, 입경이 약 250㎚로 되는 γ'상의 입자를 포함한다(도 7 참조).
우선, 샘플 A 및 샘플 B를 제작하기 위해서, 상기 실시 형태에 있어서 설명한 적층 조형체 원재료로 되는 분말(원료 분말)을, 도 1에 도시한 분말 제작 공정(S1)에 의해 제작하였다. 구체적으로는, 소정의 원료를 혼합한 후, 진공 고주파 유도 용해법에 의해 용해 및 주조하여 모합금괴를 제작하는 모합금괴 제작 소공정을 행하였다. 이어서, 해당 모합금괴를 재용해하여, 아르곤 가스 분위기 중의 가스 아토마이즈법에 의해 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 소공정을 행하였다. 이어서, 얻어진 분말에 대하여, 입경을 제어하기 위한 합금 분말 분급 소공정을 행하였다.
상기 원료 분말을 사용하여 도 1에 도시한 선택적 레이저 용융 공정(S2)에 의해 적층 조형체(직경 8㎜×높이 60㎜)를 제작하였다. 선택적 레이저 용융(SLM)의 조건은, 합금 분말상의 두께 h를 100㎛로 하고, 레이저광의 출력 P를 100W로 하고, 레이저광의 주사 속도 S(㎜/s)를 다양하게 변경함으로써 국소 입열량 P/S(단위: W·S/㎜=J/㎜)를 제어하였다. 국소 입열량의 제어는, 냉각 속도의 제어에 상당한다.
선택적 레이저 용융 공정(S2)에 의해 제작한 적층 조형체(전구체)에 대하여, 도 1에 도시한 용체화 처리 공정(S3)을 실시하였다. 본 실험에 있어서, 용체화 처리의 온도는 1160℃이다. 용체화 처리의 유지 시간은 4시간이다.
다음으로, 용체화 처리를 실시한 적층 조형체(전구체)에 대하여, 시효 처리 공정을 실시하였다. 구체적으로, 샘플 A에서는, 도 1에 도시한 제1 시효 처리 공정(S41) 및 제2 시효 처리 공정(S42)의 양쪽을 실시하였다. 한편, 샘플 B에서는, 도 1에 도시한 제1 시효 처리 공정(S41)만을 실시하였다. 즉, 샘플 B에서는, 도 1에 도시한 제2 시효 처리 공정(S42)을 실시하지 않았다.
본 실험에 있어서, 제1 시효 처리 공정(S41)의 온도는 650℃이다. 제1 시효 처리 공정(S41)의 유지 시간은 24시간이다. 또한, 제2 시효 처리 공정(S42)의 온도는 760℃이다. 제2 시효 처리 공정의 유지 시간(S42)은 16시간이다.
도 6 및 도 7을 참조하면, 제1 및 제2 시효 처리 공정의 양쪽을 실시한 샘플 A에서는, 제1 시효 처리 공정만을 실시한 샘플 B와 비교하여, 미세화된 다수의 석출상(γ'상)의 입자가, 매트릭스상(γ상)에 있어서 균일하게 분산된 상태로 석출되고 있다는 것을 알 수 있다. 즉, 샘플 A에서는, 매트릭스상(γ상)에 있어서 γ'상이 균일하게 분산된 결과, Co기 합금 구조체의 조직 내에 있어서 마이크로 편석이 발생되지 않게 되었다.
샘플 A 및 샘플 B에 있어서, 온도(℃)의 변화에 수반되는 인장 강도 및 0.2％ 내력(MPa)의 관계를 나타낸 그래프를 도 8에 나타낸다.
도 8에 의하면, 샘플 A에서는, 인장 강도 및 0.2％ 내력의 양쪽의 수치가, 샘플 B에 있어서의 인장 강도 및 0.2％ 내력의 수치보다도 전체적으로 상회한다고 하는 결과가 얻어졌다. 구체적으로, 샘플 A의 인장 강도는, 약 20℃ 내지 600℃의 범위에 있어서, 샘플 B의 인장 강도에 대하여 100MPa 정도 상회하고 있었다. 또한, 샘플 A의 0.2％ 내력은, 약 20℃ 내지 600℃의 범위에 있어서, 샘플 B의 0.2％ 내력에 대하여 20MPa 정도 상회하고 있었다.
이상과 같이, 본 실험에 있어서, 제1 시효 처리 공정(S41) 및 제2 시효 처리 공정(S42)을 거침으로써 극한까지 미세화된 γ'상의 입자를 갖는 실시예의 샘플 A에서는, 제1 시효 처리 공정(S41)만을 행한 비교예의 샘플 B에 대하여 기계적 특성(인장 강도 및 0.2％ 내력)이 향상된다는 것을 알 수 있었다.
본 개시는, 고온 강도, 고강도, 고탄성 등이 요구되는 용도에 적합한 Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법으로서 산업상의 이용이 가능하다.

Claims (11)

  1. 질량비로 Al: 0.1 내지 10％, W: 3.0 내지 45％로 양자의 합계가 50％ 미만이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는 Co기 합금 구조체이며,
    상기 Co기 합금 구조체는,
    fcc 구조를 갖는 Co 주체의 매트릭스상(γ상)과,
    원자비로 Co3(Al, W) 또는 〔(Co, X)3(Al, W, Z)〕의 L12 구조를 갖는 fcc 구조의 금속간 화합물을 포함하고, 상기 매트릭스상에 있어서 분산된 상태로 석출되는 석출상(γ'상)을 갖고,
    상기 석출상(γ'상)은, 입경이 10㎚ 내지 1㎛이며, 상기 석출상(γ'상)의 입자가 균일하게 배치되어 석출되어 있으며, 또한 석출량이 40 내지 85체적％로 되도록 구성되어 있는, Co기 합금 구조체.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 석출상(γ'상)의 입경은, 10㎚ 이상이고 또한 50㎚보다도 작은 범위인, Co기 합금 구조체.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체는, 분말을 포함하는 적층 조형체로서 구성되어 있는, Co기 합금 구조체.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체는, 분말을 포함하는 분말 HIP 단조체로서 구성되어 있는, Co기 합금 구조체.
  5. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 분말은, 질량비로 Al: 2 내지 5％, W: 17 내지 25％, C: 0.05 내지 0.15％, Ni: 20 내지 35％, Cr: 6 내지 10％, Ta: 3 내지 8％이며, 잔부가 불가피적 불순물을 제외하고 Co의 조성을 갖는, Co기 합금 구조체.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체는, 단조체로서 구성되어 있는, Co기 합금 구조체.
  7. 제1항 또는 제2항에 기재된 Co기 합금 구조체의 제조 방법이며,
    상기 Co기 합금 구조체의 전구체에 대하여 용체화 처리를 실시하는 용체화 처리 공정과,
    상기 용체화 처리를 실시한 상기 Co기 합금 구조체의 전구체에 대하여 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정을 갖고,
    상기 시효 처리 공정은, 제1 시효 처리 공정과, 상기 제1 시효 처리 공정 후에 실시되는 제2 시효 처리 공정을 포함하고,
    상기 제2 시효 처리 공정의 시효 온도는, 상기 제1 시효 처리 공정의 시효 온도보다도 높아지도록 설정되어 있는, Co기 합금 구조체의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 용체화 처리의 온도는 1100℃ 이상이고,
    상기 제1 시효 처리 공정의 시효 온도는 500 내지 700℃이며,
    상기 제2 시효 처리 공정의 시효 온도는 600 내지 800℃인, Co기 합금 구조체의 제조 방법.
  9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체의 전구체는, 적층 조형법에 의해 제조되는, Co기 합금 구조체의 제조 방법.
  10. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체의 전구체는, 단조법에 의해 제조되는, Co기 합금 구조체의 제조 방법.
  11. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 Co기 합금 구조체의 전구체는, 분말 HIP 단조법에 의해 제조되는, Co기 합금 구조체의 제조 방법.
KR1020217012576A 2020-03-02 2020-12-02 Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법 KR102490974B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2020-035211 2020-03-02
JP2020035211A JP6952237B2 (ja) 2020-03-02 2020-03-02 Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法
PCT/JP2020/044870 WO2021176784A1 (ja) 2020-03-02 2020-12-02 Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210113156A true KR20210113156A (ko) 2021-09-15
KR102490974B1 KR102490974B1 (ko) 2023-01-26

Family

ID=77613278

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217012576A KR102490974B1 (ko) 2020-03-02 2020-12-02 Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20220220583A1 (ko)
EP (1) EP3904548A4 (ko)
JP (1) JP6952237B2 (ko)
KR (1) KR102490974B1 (ko)
CN (1) CN113597476B (ko)
SG (1) SG11202108362YA (ko)
TW (1) TWI799782B (ko)
WO (1) WO2021176784A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20220193775A1 (en) * 2020-12-22 2022-06-23 Wisconsin Alumni Research Foundation Alloy composition, method and apparatus therefor

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4996468B2 (ja) 2005-09-15 2012-08-08 独立行政法人科学技術振興機構 高耐熱性，高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
US20120312434A1 (en) * 2011-06-09 2012-12-13 General Electric Company Cobalt-nickel base alloy and method of making an article therefrom
JP2019507247A (ja) * 2016-01-08 2019-03-14 シーメンス アクティエンゲゼルシャフト 付加製造方法又ははんだ付け、溶接、粉末及び部品のためのガンマ、ガンマ’−コバルト基合金

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5174775A (ja) * 1974-12-23 1976-06-28 Tokyo Shibaura Electric Co Garasufukugotainyoruyokino fushihoho oyobi sonosochi
JP5144269B2 (ja) * 2005-10-11 2013-02-13 独立行政法人科学技術振興機構 加工性を改善した高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
CH699456A1 (de) * 2008-09-08 2010-03-15 Alstom Technology Ltd Hochtemperaturbeständige Kobaltbasis-Superlegierung.
JP5174775B2 (ja) * 2009-09-17 2013-04-03 株式会社日立製作所 摩擦撹拌用ツール
US20110268989A1 (en) * 2010-04-29 2011-11-03 General Electric Company Cobalt-nickel superalloys, and related articles
JP5582532B2 (ja) * 2010-08-23 2014-09-03 大同特殊鋼株式会社 Ｃｏ基合金
CN105088017B (zh) * 2015-09-08 2017-06-23 钢铁研究总院 一种双相高密度可铸锻动能钨镍钴合金及制备方法
JP6425274B2 (ja) * 2016-12-22 2018-11-21 株式会社 東北テクノアーチ Ｎｉ基耐熱合金
JP6425275B2 (ja) * 2016-12-22 2018-11-21 株式会社 東北テクノアーチ Ｎｉ基耐熱合金
JP6931545B2 (ja) * 2017-03-29 2021-09-08 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基合金積層造形体の熱処理方法、Ｎｉ基合金積層造形体の製造方法、積層造形体用Ｎｉ基合金粉末、およびＮｉ基合金積層造形体
JP6509290B2 (ja) * 2017-09-08 2019-05-08 三菱日立パワーシステムズ株式会社 コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法
CN109207799B (zh) * 2018-09-11 2020-04-10 厦门大学 一种稳定γ′相强化的Co-Ni-V-Al基高温合金
CN109321786B (zh) * 2018-12-14 2020-10-23 北京科技大学 一种钴基高温合金及其制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4996468B2 (ja) 2005-09-15 2012-08-08 独立行政法人科学技術振興機構 高耐熱性，高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
US20120312434A1 (en) * 2011-06-09 2012-12-13 General Electric Company Cobalt-nickel base alloy and method of making an article therefrom
JP2019507247A (ja) * 2016-01-08 2019-03-14 シーメンス アクティエンゲゼルシャフト 付加製造方法又ははんだ付け、溶接、粉末及び部品のためのガンマ、ガンマ’−コバルト基合金

Also Published As

Publication number Publication date
TWI799782B (zh) 2023-04-21
JP2021138978A (ja) 2021-09-16
CN113597476A (zh) 2021-11-02
EP3904548A4 (en) 2022-04-20
JP6952237B2 (ja) 2021-10-20
CN113597476B (zh) 2022-08-12
TW202134447A (zh) 2021-09-16
SG11202108362YA (en) 2021-10-28
WO2021176784A1 (ja) 2021-09-10
KR102490974B1 (ko) 2023-01-26
EP3904548A1 (en) 2021-11-03
US20220220583A1 (en) 2022-07-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11325189B2 (en) Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same
JP6931545B2 (ja) Ｎｉ基合金積層造形体の熱処理方法、Ｎｉ基合金積層造形体の製造方法、積層造形体用Ｎｉ基合金粉末、およびＮｉ基合金積層造形体
CA3061851C (en) Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same
US20210340644A1 (en) Ni-Based Alloy Softened Powder and Method for Manufacturing Same
KR102490974B1 (ko) Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법
US20160207110A1 (en) Corrosion resistant article and methods of making
US10179943B2 (en) Corrosion resistant article and methods of making
CN112004953A (zh) 钴基合金粉末、钴基合金烧结体和钴基合金烧结体的制造方法
KR102163011B1 (ko) 고온 체결 부재용 Ni계 초내열합금 및 그 제조방법
KR20220030182A (ko) 코발트기 합금 구조체의 제조 방법, 및 당해 제조 방법에 의해 얻어지는 코발트기 합금 구조체
JP2022042490A (ja) コバルト基合金構造体の製造方法、および該製造方法により得られるコバルト基合金構造体
CN115725876A (zh) Co基合金材料、Co基合金制品和该制品的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant