KR20220031991A - 코발트기 합금 제조물 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명에 따른 Co기 합금 제조물은, 질량%로, 0.08 내지 0.25%의 C와, 0.003 내지 0.2%의 N을 포함하고, C 및 N의 합계가 0.083 내지 0.28%이며, 0.1% 이하의 B와, 10 내지 30%의 Cr을 포함하고, Fe를 5% 이하로 Ni를 30% 이하로 포함하고, Fe 및 Ni의 합계가 30% 이하이고, W 및/또는 Mo를 포함하고, W 및 Mo의 합계가 5 내지 12%이며, 3% 이하의 Al과, 0.5% 이하의 Si와, 0.5% 이하의 Mn을 포함하고, W 및 Mo 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분을 0.5 내지 4%로 포함하고, 잔부가 Co와 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 상기 제조물은, 모상 결정립의 다결정체이며, 상기 모상 결정립 중에는, 상기 M 성분이 경계 영역에 편석되어 있는 편석 셀이 형성되어 있고, 상기 물품은, 해당 편석 셀의 평균 사이즈가 서로 다른 제1 영역 및 제2 영역이 존재하고, 해당 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하인 범위 내에 있고, 해당 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 상기 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈의 비가 1.3 이상인, 것을 특징으로 한다.

Description

코발트기 합금 제조물 및 그 제조 방법

본 발명은 기계적 특성이 우수한 코발트기 합금 재료의 기술에 관한 것으로, 특히 부가 조형법을 이용한 코발트기 합금 제조물 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

코발트(Co)기 합금 재료는, 니켈(Ni)기 합금 재료와 함께 대표적인 내열 합금 재료이며, 초합금이라고도 칭해져 고온 부재(고온 환경 하에서 사용되는 부재, 예를 들어, 가스 터빈이나 증기 터빈의 부재)에 널리 사용되고 있다. Co기 합금 재료는, Ni기 합금 재료와 비교하여 재료 비용은 높지만 내식성이나 내마모성이 우수하고, 고용 강화하기 쉽기 때문에, 터빈 정익이나 터빈 연소기 부재 등으로서 사용되어 왔다.

내열 합금 재료에 있어서, 현재까지 행해져 온 여러가지의 합금 조성의 개량 및 제조 프로세스의 개량에 의해, Ni기 합금 재료에서는, γ'상(예를 들어 Ni₃(Al, Ti)상)의 석출에 의한 강화가 개발되어 현재 주류로 되어 있다. 한편, Co기 합금 재료에 있어서는, Ni기 합금 재료의 γ'상과 같은 기계적 특성 향상에 크게 기여하는 금속간 화합물상이 석출되기 어려우므로, γ'상 석출 강화 Ni기 합금 재료에 비해 기계적 강도가 낮다고 되어 왔다.

바꾸어 말하면, γ'상 석출 강화 Ni기 합금 재료와 동등한 기계적 특성을 달성할 수 있으면, 내식성이나 내마모성이 우수한 Co기 합금 재료는, Ni기 합금 재료와 동등 이상이 고온 부재에 적합한 재료가 될 수 있다.

본 발명자들은, Co기 합금 재료의 고강도화를 목표로 하여 예의 연구한 결과, 소정의 화학 조성을 갖는 Co기 합금 재료를 사용한 부가 조형법(AM법)에 의해, 특허문헌 1(일본 특허 제6509290)에 보고한 바와 같은, γ'상 석출 강화 Ni기 합금 제조물과 동등 이상의 기계적 특성을 갖는 Co기 합금 제조물의 개발에 성공하였다.

특허문헌 1에는, Co기 합금으로 이루어지는 제조물이며, 상기 Co기 합금은, 0.08질량% 이상 0.25질량% 이하의 탄소(C)와, 0.1질량% 이하의 붕소(B)와, 10질량% 이상 30질량% 이하의 크롬(Cr)을 포함하고, 철(Fe)을 5질량% 이하로 니켈(Ni)을 30질량% 이하로 포함하고, 상기 Fe 및 상기 Ni의 합계가 30질량% 이하이고, 텅스텐(W) 및/또는 몰리브덴(Mo)을 포함하고, 상기 W 및 상기 Mo의 합계가 5질량% 이상 12질량% 이하이고, 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오븀(Nb) 및 탄탈(Ta)을 포함하고, 상기 Ti, 상기 Zr, 상기 Nb 및 상기 Ta의 합계가 0.5질량% 이상 2질량% 이하이고, 0.5질량% 이하의 규소(Si)와, 0.5질량% 이하의 망간(Mn)과, 0.003질량% 이상 0.03질량% 이하의 질소(N)를 포함하고, 잔부가 Co와 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 상기 제조물은, 평균 결정 입경이 20㎛ 이상 145㎛ 이하인 다결정체이며, 상기 다결정체의 결정립 내에는, 상기 Ti, 상기 Zr, 상기 Nb 및/또는 상기 Ta를 포함하는 MC형 탄화물상의 입자가 0.15㎛ 이상 1.5㎛ 이하인 평균 입자간 거리로 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물이 보고되어 있다.

일본 특허 제6509290호 공보

본 발명자들은, 특허문헌 1의 기술을 기초로 하여, 실기로 사용하기 위한 고온 부재의 제조에 대해서 거듭 연구를 행하였다. 그 연구 중에서, 1개의 고온 부재 중에서도 부위에 의해 원하는 특성이 다른 경우가 있는 것을 알아냈다.

예를 들어, 터빈 동익의 경우, 고온 유체가 직접 닿는 날개부는, 고온에서의 회전 원심 응력에 견디는 크리프 특성이 중요한 기계적 특성이 된다. 이 관점에서, 종래의 터빈 동익에서는, 크리프 강도의 향상에 유리한 정밀 주조재(일방향 응고재나 단결정 응고재)가 종종 채용되어 왔다.

한편, 날개부의 뿌리가 되는 섕크부나 로터 디스크에 끼워 맞춰지는 루트부는, 날개부로부터의 굽힘 응력이나 비틀림 응력의 반복에 견디는 고온 피로 특성이 보다 중요한 기계적 특성이 된다. 또한, 여기서의 「보다 중요」는 상대적인 비교이며, 섕크부 및 루트부에서 크리프 강도를 무시해도 되는 것은 아니다.

종래의 터빈 동익에 있어서는, 제조상의 제약(예를 들어, 정밀 주조재에 적합한 화학 조성을 갖는 합금을 사용하여 정밀 주조법으로 제조한다고 하는 제약)으로부터, 부재의 부위에 의해 성상을 조제하는 것이 곤란하고, 요구되는 크리프 특성의 달성을 우선시켜 왔다. 또한, 부재의 부위에 의해 성상을 조제하는 것을 목적으로 하여, 예를 들어 날개부와 섕크부를 용접 접합하는 일은 없다.

바꾸어 말하면, 만약 1개의 부재 중에서 부위에 의해 성상을 조제할 수 있으면, 전체로서 보다 바람직한 성상을 갖는 부재를 얻을 수 있고, 당해 부재의 성능 향상이나 내구성 향상을 기대할 수 있다. 이것은, 당해 부재를 사용하는 기계 장치의 효율 향상이나 신뢰성 향상에 연결된다.

본 발명은 상기와 같은 과제를 감안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 석출 강화 Ni기 합금 재료와 동등 이상의 기계적 특성을 가짐과 함께 부위에 의해 성상이 조제된 Co기 합금 제조물 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.

(I) 본 발명의 일 양태는, Co기 합금 재료로 이루어지는 제조물이며,

상기 Co기 합금 재료는,

0.08질량% 이상 0.25질량% 이하의 C와,

0.003질량% 이상 0.2질량% 이하의 N을 포함하고, 상기 C 및 상기 N의 합계가 0.083질량% 이상 0.28질량% 이하이고,

0.1질량% 이하의 B와,

10질량% 이상 30질량% 이하의 Cr을 포함하고,

Fe를 5질량% 이하로 Ni를 30질량% 이하로 포함하고, 상기 Fe 및 상기 Ni의 합계가 30질량% 이하이고,

W 및/또는 Mo를 포함하고, 상기 W 및 상기 Mo의 합계가 5질량% 이상 12질량% 이하이고,

3질량% 이하의 Al과,

0.5질량% 이하의 Si와,

0.5질량% 이하의 Mn을 포함하고,

W 및 Mo 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분을 0.5질량% 이상 4질량% 이하로 포함하고,

잔부가 Co와 불순물로 이루어지고,

상기 불순물은, 0.04질량% 이하의 O를 포함하는, 화학 조성을 갖고,

상기 제조물은, 모상 결정립의 다결정체이며,

상기 모상 결정립 중에는, 상기 M 성분이 경계 영역에 편석되어 있는 편석 셀이 형성되어 있고,

상기 제조물은, 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 서로 다른 제1 영역 및 제2 영역이 존재하고, 상기 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 상기 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈의 비가 1.3 이상이거나, 또는

상기 모상 결정립 중에는, 상기 M 성분을 포함하는 MC형 탄화물상, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 질화물상의 입자가 경계 영역을 따라서 분산 석출되어 있는 포스트 편석 셀이 형성되어 있고,

상기 제조물은, 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 서로 다른 제1' 영역 및 제2' 영역이 존재하고, 상기 제1' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제2' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제1' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 상기 제2' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈의 비가 1.3 이상인,

것을 특징으로 하는 Co기 합금 제조물을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명에 있어서, 편석 셀/포스트 편석 셀의 사이즈란, 기본적으로 미세 조직 관찰했을 때의 셀 긴 직경과 셀 짧은 직경의 평균이라고 정의하지만, 긴 직경과 짧은 직경의 애스펙트비가 3 이상인 경우는, 짧은 직경의 2배를 채용하는 것으로 한다. 또한, 편석 셀/포스트 편석 셀의 평균 사이즈의 산출은, 미세 조직 관찰했을 때의 적어도 100개의 인접하는 편석 셀/포스트 편석 셀의 사이즈 평균이라고 정의한다. MC형, M(C, N)형 및 MN형에 있어서의 M은 전이 금속을 의미하고, C는 탄소를 의미하고, N은 질소를 의미한다.

본 발명은 상기의 Co기 합금 제조물(I)에 있어서, 이하와 같은 개량이나 변경을 추가할 수 있다.

(i) 상기 화학 조성의 상기 M 성분은, Ti, Zr, Hf(하프늄), V(바나듐), Nb 및 Ta 중의 1종 이상이다.

(ii) 상기 화학 조성의 상기 M 성분은,

상기 Ti를 포함하는 경우, 해당 Ti는 0.01질량% 이상 1질량% 이하이고,

상기 Zr을 포함하는 경우, 해당 Zr은 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하이고,

상기 Hf를 포함하는 경우, 해당 Hf는 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하이고,

상기 V를 포함하는 경우, 해당 V는 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하이고,

상기 Nb를 포함하는 경우, 해당 Nb는 0.02질량% 이상 1질량% 이하이고,

상기 Ta를 포함하는 경우, 해당 Ta는 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하이다.

(iii) 상기 화학 조성의 상기 M 성분은, 상기 Zr을 필수로 한다.

(iv) 상기 화학 조성의 상기 M 성분은, 상기 Ti, 상기 Zr, 상기 Hf, 상기 V, 상기 Nb 및 상기 Ta 중의 3종 이상이다.

(v) 상기 제조물은, 온도 850℃ 및 응력 156㎫의 조건 하에서 크리프 시험을 행한 경우의 크리프 파단 시간이 1000시간 이상인 영역과, 온도 800℃ 및 변형량 1%의 조건 하에서 고온 피로 시험을 행한 경우의 파단 사이클수가 1000 사이클 이상인 영역을 갖는다.

(vi) 상기 제1 영역과 상기 제2 영역 사이에, 해당 제1 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와 해당 제2 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 상기 편석 셀이 형성된 제3 영역이 추가로 존재하거나 또는 상기 제1' 영역과 상기 제2' 영역 사이에, 해당 제 1' 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와 해당 제 2' 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 상기 포스트 편석 셀이 형성된 제3' 영역이 추가로 존재한다.

(vii) 상기 제조물은, 고온 부재이다.

(viii) 상기 고온 부재는, 터빈 정익, 터빈 동익, 터빈 연소기 노즐 또는 열교환기이다.

(II) 본 발명의 다른 일 양태는, 상기의 Co기 합금 제조물의 제조 방법이며,

상기 화학 조성을 갖는 코발트기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정과,

상기 코발트기 합금 분말을 깔아서 소정 두께의 합금 분말 베드를 준비하는 합금 분말 베드 준비 소공정과, 상기 합금 분말 베드의 소정의 영역에 레이저광을 조사하여 해당 영역의 상기 코발트기 합금 분말을 국소 용융ㆍ급속 응고시키는 레이저 용융 응고 소공정을 반복하여 부가 조형체를 형성하는 선택적 레이저 용융 공정을 갖고,

상기 선택적 레이저 용융 공정은, 상기 합금 분말 베드의 상기 소정 두께 h(단위:㎛)와 상기 레이저광의 출력 P(단위:W)와 상기 레이저광의 주사 속도 S(단위:㎜/s)의 관계가 「15<h<150」 또한 「67(P/S)-3.5<h<2222(P/S)+13」을 충족하도록, 상기 소정 두께 h와 상기 출력 P와 상기 주사 속도 S를 제어하는 것이며, 상기 제2 영역을 부가 조형할 때의 용융지 평균 사이즈가 상기 제1 영역을 부가 조형할 때의 그것보다도 커지도록 제어하는,

것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명은 상기의 Co기 합금 제조물의 제조 방법(II)에 있어서, 이하와 같은 개량이나 변경을 추가할 수 있다.

(ix) 상기 선택적 레이저 용융 공정 후에, 상기 부가 조형체에 대하여 잔류 내부 변형을 완화하기 위해 600℃ 이상 1100℃ 미만의 온도 범위의 어닐을 실시하는 변형 완화 어닐 공정을 더 갖는다.

본 발명에 따르면, 석출 강화 Ni기 합금 재료와 동등 이상의 기계적 특성을 가짐과 함께 부위에 따라 성상이 조제된 Co기 합금 제조물 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 제조 방법의 공정예를 나타내는 흐름도이다.
도 2는 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일례이며, 고온 부재로서의 터빈 동익을 도시하는 사시 모식도이다.
도 3은 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 다른 일례이며, 고온 부재로서의 터빈 정익을 도시하는 사시 모식도이다.
도 4는 본 발명에 따른 고온 부재를 장비하는 가스 터빈의 일례를 도시하는 단면 모식도이다.
도 5는 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 다른 일례이며, 고온 부재로서의 열교환기를 도시하는 사시 모식도이다.
도 6은 합금 분말 AP-1을 사용한 합금 제조물 AA-1에 있어서 부가 조형 방향에 평행한 단면의 미세 조직의 예를 나타내는 광학 현미경 관찰상이며, (a) 합금 분말 베드 두께 h=30㎛, 레이저광 출력 P=120W로 제어하여 조형한 제1 영역, (b) 합금 분말 베드 두께 h=50㎛, 레이저광 출력 P=190W로 제어하여 조형한 제2 영역이다.
도 7은 도 6의 시료의 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰상이며, (a) 합금 분말 베드 두께 h=30㎛, 레이저광 출력 P=120W로 제어하여 조형한 제1 영역, (b) 합금 분말 베드 두께 h=50㎛, 레이저광 출력 P=190W로 제어하여 조형한 제2 영역이다.
도 8은 변형 완화 어닐을 실시한 합금 제조물의 미세 조직의 예를 나타내는 SEM 관찰상이다.
도 9는 합금 제조물 AA-2 및 AA-3의 산화 시험에 있어서의 유지 시간과 질량 변화율의 관계를 나타내는 그래프이다.

[본 발명의 기본 사상]

본 발명자들은, 특허문헌 1의 기술을 기초로 하여, 합금 조성, 부가 조형 조건, 미세 조직 및 기계적 특성의 사이의 관계를 보다 상세하게 연구하였다.

그 연구 중에서, 부가 조형의 상황(예를 들어, 용융지의 사이즈)을 변화시키면 부가 조형체(AM체)의 미세 조직이 변화되고, 그에 수반하여 예상 외의 기계적 특성을 나타내는 것을 발견하였다. 특히, 편석 셀의 평균 사이즈가 커지면, 고온 피로 특성이 크게 향상되는 것을 발견하였다. 본 발명의 결과는, 극히 특이적인 것이라고 말할 수 있다.

또한, 합금 조성에 있어서는, 편석 셀의 경계 영역에 편석하기 쉽고 MC형 탄화물상을 형성할 수 있는 전이 금속 M으로서 Hf나 V도 바람직한 것을 발견함과 함께, 특허문헌 1의 연구 당시에서는 바람직하지 않다고 생각되었던 고Al 함유율이나 고N 함유율의 합금 조성에서, Co기 합금 재료의 내산화 특성이 더욱 향상되는 것을 발견하였다. 본 발명은 당해 지견에 기초하여 완성된 것이다.

이하, 도면을 참조하면서, 본 발명에 따른 실시 형태를 제조 수순을 따라서 설명한다.

[Co기 합금 제조물의 제조 방법]

도 1은, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 제조 방법의 공정예를 나타내는 흐름도이다. 도 1에 도시한 바와 같이, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 제조 방법은, 개략적으로, Co기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정(S1)과, 준비한 Co기 합금 분말을 사용하여 원하는 형상의 AM체를 형성하는 선택적 레이저 용융 공정(S2)을 갖는다. 공정 S2에서 얻어지는 AM체는, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태가 된다.

본 발명자 등의 상세한 연구의 결과, 공정 S2에 있어서의 부가 조형 시의 용융지의 평균 사이즈를 변화시키면 AM체의 편석 셀의 평균 사이즈가 변화되는 것을 발견하였다. 용융지의 평균 사이즈를 제어하는 방법으로서는, 예를 들어, 합금 분말 베드 두께의 제어와, 국소 입열량(레이저광의 출력/레이저광의 스캔 속도)의 제어를 조합하는 방법이 있다.

필요에 따라서, 공정 S2에서 얻어진 AM체에 대하여, 잔류 내부 변형을 완화하는 변형 완화 어닐 공정(S3)을 추가로 행해도 되고, 열차폐 피복(TBC)을 형성하거나 표면 마무리를 하거나 하는 마무리 공정(S4)을 추가로 행해도 된다. 공정 S3 및 공정 S4는, 필수적인 공정은 아니지만, Co기 합금 제조물의 형상이나 사용 환경을 고려하여 행해도 된다. 공정 S3을 거친 AM체 및 공정 S4를 거친 AM체도, 각각 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태가 된다.

도 1에 도시한 제조 공정은, 기본적으로 특허문헌 1의 그것과 유사하지만, 선택적 레이저 용융 공정 S2 직후의 AM체를 그대로 Co기 합금 제조물로서 이용할 수 있는 점에 있어서(특허문헌 1에 기재된 용체화 열처리나 시효 열처리를 행하지 않는 점에 있어서), 특허문헌 1의 제조 방법과 다르다. 또한, 1개의 AM체를 조형하는 과정에서 용융지의 평균 사이즈를 변화시키도록 부가 조형 조건을 제어하는 점에 있어서, 특허문헌 1의 제조 방법과 다르다. 또한, Co기 합금 중의 N 함유율을 높이도록 제어하는 경우, 합금 분말 준비 공정 S1 중의 분위기에 있어서의 N 원자의 양(존재율)을 제어하는 점에 있어서, 특허문헌 1의 제조 방법과 다르다.

이하, 각 공정을 보다 상세하게 설명한다.

(합금 분말 준비 공정)

본 공정 S1은, 소정의 화학 조성을 갖는 Co기 합금 분말을 준비하는 공정이다. 해당 화학 조성은, 0.08질량% 이상 0.25질량% 이하의 C와, 0.003질량% 이상 0.2질량% 이하의 N을 포함하고, C 및 N의 합계가 0.083질량% 이상 0.28질량% 이하이고, 0.1질량% 이하의 B와, 10질량% 이상 30질량% 이하의 Cr을 포함하고, Fe를 5질량% 이하로 Ni를 30질량% 이하로 포함하고, Fe 및 Ni의 합계가 30질량% 이하이고, W 및/또는 Mo를 포함하고, W 및 Mo의 합계가 5질량% 이상 12질량% 이하이고, 3질량% 이하의 Al과, 0.5질량% 이하의 Si와, 0.5질량% 이하의 Mn을 포함하고, W 및 Mo 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분을 0.5질량% 이상 4질량% 이하로 포함하고, 잔부가 Co와 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다. 불순물로서는, 0.04질량% 이하의 O를 포함해도 된다.

C:0.08질량% 이상 0.25질량% 이하

C 성분은, 석출 강화상이 되는 MC형 탄화물상(Ti, Zr, Hf, V, Nb 및 Ta의 1종 이상의 전이 금속 탄화물상) 및/또는 M(C, N)형 탄질화물상(Ti, Zr, V, Nb 및 Ta의 1종 이상의 전이 금속 탄질화물상)을 구성하는 중요한 성분이다. C 성분의 함유율은, 0.08질량% 이상 0.25질량% 이하가 바람직하고, 0.1질량% 이상 0.2질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.12질량% 이상 0.18질량% 이하가 더욱 바람직하다. C 함유율이 0.08질량% 미만이 되면, 석출 강화상(MC형 탄화물상 및/또는 M(C, N)형 탄질화물상)의 석출량이 부족하고, 기계적 특성 향상의 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, C 함유율이 0.25질량% 초과가 되면, MC형 탄화물상 이외의 탄화물상이 과잉 석출되거나, 과도하게 경화되거나 함으로써, 합금 재료의 인성이 저하된다.

N:0.003질량% 이상 0.2질량% 이하

N 성분은, 석출 강화상의 안정 생성에 기여하는 성분임과 함께, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 탄화물상(Ti, Zr, V, Nb 및 Ta의 1종 이상의 전이 금속의 질화물상)을 구성하는 중요한 성분이다. N 성분의 함유율은, 0.003질량% 이상 0.2질량% 이하가 바람직하고, 0.04질량% 초과 0.19질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.13질량% 이상 0.18질량% 이하가 더욱 바람직하다. N 함유율이 0.003질량% 미만이 되면, N 성분의 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, N 함유율 0.04질량% 이하는, M(C, N)형 탄질화물상이나 MN형 탄화물상의 생성에 의한 작용 효과를 얻을 수 없는 것뿐이며, 특단의 문제는 없다. 한편, N 함유율이 0.2질량% 초과가 되면, 기계적 특성의 저하 요인이 된다.

종래보다도 고N 함유율로 Co기 합금 재료의 기계적 특성이 향상되는 메커니즘은, 현단계에서 해명되어 있지 않지만, C 성분과 N 성분을 각각 유의한 양으로 공존시킴으로써, MC형 탄화물상, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 탄화물상이 밸런스 좋게 안정적으로 생성하여 분산 석출에 기여하고 있을 가능성을 생각할 수 있다. C 및 N의 합계 함유율은, 0.083질량% 이상 0.28질량% 이하가 바람직하고, 0.12질량% 초과 0.27질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.16질량% 이상 0.25질량% 이하가 더욱 바람직하다.

B:0.1질량% 이하

B 성분은, 결정립계의 접합성의 향상(소위 입계 강화)에 기여하는 성분이다. B 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, 0.1질량% 이하가 바람직하고, 0.005질량% 이상 0.05질량% 이하가 보다 바람직하다. B 함유율이 0.1질량% 초과가 되면, AM체 형성 시에 균열(예를 들어, 응고 균열)이 발생하기 쉬워진다.

Cr:10질량% 이상 30질량% 이하

Cr 성분은, 내식성이나 내산화성의 향상에 기여하는 성분이다. Cr 성분의 함유율은, 10질량% 이상 30질량% 이하가 바람직하고, 15질량% 이상 27질량% 이하가 보다 바람직하다. Co기 합금 제조물의 최표면에 내식성 피복층을 별도 마련하는 바와 같은 경우는, Cr 성분의 함유율은 10질량% 이상 18질량% 이하가 더욱 바람직하다. Cr 함유율이 10질량% 미만이 되면, 작용 효과(내식성이나 내산화성의 향상)가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, Cr 함유율이 30질량% 초과가 되면, 취성의 σ상이 생성되거나 Cr 탄화물상이 과잉 생성되거나 하여 하거나 기계적 특성(인성, 연성, 강도)이 저하된다. 또한, 본 발명에 있어서는, Cr 탄화물상의 생성 자체를 거부하는(바람직하지 않은 것으로 함) 것은 아니다.

Ni:30질량% 이하

Ni 성분은, Co 성분과 유사한 특성을 갖고 또한 Co에 비해 저렴하기 때문에, Co 성분의 일부를 치환하는 형태로 함유시킬 수 있는 성분이다. Ni 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, 30질량% 이하가 바람직하고, 20질량% 이하가 보다 바람직하고, 5질량% 이상 15질량% 이하가 더욱 바람직하다. Ni 함유율이 30질량% 초과가 되면, Co기 합금의 특징인 내마모성이나 국소 응력에 대한 내성이 저하된다. 이것은, Co의 적층 결함 에너지와 Ni의 그것과의 차이에 기인한다고 생각된다.

Fe:5질량% 이하

Fe 성분은, Ni보다도 훨씬 저렴하고 또한 Ni 성분과 유사한 성상을 갖기 때문에, Ni 성분의 일부를 치환하는 형태로 함유시킬 수 있는 성분이다. 즉, Fe 및 Ni의 합계 함유율은 30질량% 이하가 바람직하고, 20질량% 이하가 보다 바람직하고, 5질량% 이상 15질량% 이하가 더욱 바람직하다. Fe 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, Ni 함유율보다도 적은 범위에서 5질량% 이하가 바람직하고, 3질량% 이하가 보다 바람직하다. Fe 함유율이 5질량% 초과가 되면, 내식성이나 기계적 특성의 저하 요인이 된다.

W 및/또는 Mo: 합계 5질량% 이상 12질량% 이하

W 성분 및 Mo 성분은, 모상의 고용 강화에 기여하는 성분이다. W 성분 및/또는 Mo 성분(W 성분 및 Mo 성분의 1종 이상)의 합계 함유율은, 5질량% 이상 12질량% 이하가 바람직하고, 7질량% 이상 10질량% 이하가 보다 바람직하다. W 성분과 Mo 성분의 합계 함유율이 5질량% 미만이 되면, 모상의 고용 강화가 불충분해진다. 한편, W 성분과 Mo 성분의 합계 함유율이 12질량% 초과가 되면, 취성의 σ상이 생성되기 쉬워져 기계적 특성(인성, 연성)이 저하된다.

Re:2질량% 이하

Re 성분은, 모상의 고용 강화에 기여함과 함께, 내식성의 향상에 기여하는 성분이다. Re 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, W 성분 또는 Mo 성분의 일부를 치환하는 형태로 2질량% 이하가 바람직하고, 0.5질량% 이상 1.5질량% 이하가 보다 바람직하다. Re 함유율이 2질량% 초과가 되면, Re 성분의 작용 효과가 포화되는 데다가, 재료 비용의 증가가 단점이 된다.

Al:3질량% 이하

Al 성분은, 종래 기술에 있어서 불순물의 1종으로 생각되어 있고, 의도적으로 함유시키는 성분은 아니었다. 이에 반해, 본 발명에 있어서, Al 성분을 종래보다도 고함유율로 의도적으로 첨가한 결과, 종래 기술과 동등 이상의 기계적 특성이 얻어짐과 함께, 내산화 특성이 크게 향상된다는 예기치 않은 작용 효과가 발견되었다.

Al 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, 3질량% 이하가 바람직하고, 2질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.5질량% 초과 1.5질량% 이하가 더욱 바람직하다. Al 함유율이 0.5질량% 이하가 되어도, 당해 성분의 작용 효과가 충분히 얻어지지 않는 것뿐이며, 특단의 문제는 없다. Al 함유율이 3질량% 초과가 되면, 기계적 특성의 저하 요인이 된다.

Al 성분을 종래보다도 고함유율로 하여 내산화 특성이 향상되는 메커니즘은, 현단계에서 해명되어 있지 않지만, 본 발명자 등의 실험으로부터, Al 성분이 존재하면 열산화에 의해 생성한 산화 피막의 박리ㆍ탈리가 억제되는(산화 피막의 고착성이 향상됨) 것이 확인되어 있다.

Si:0.5질량% 이하

Si 성분은, 탈산소의 역할을 담당하여 기계적 특성의 향상에 기여하는 성분이다. Si 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, 0.5질량% 이하가 바람직하고, 0.01질량% 이상 0.3질량% 이하가 보다 바람직하다. Si 함유율이 0.5질량% 초과가 되면, 산화물(예를 들어 SiO₂)의 조대 입자를 형성하여 기계적 특성의 저하 요인이 된다.

Mn:0.5질량% 이하

Mn 성분은, 탈산소ㆍ탈황의 역할을 담당하여 기계적 특성의 향상이나 내부식성의 향상에 기여하는 성분이다. Mn은 원자 반경이 127pm이기 때문에 하기의 M 성분에는 포함되지 않는다. Mn 성분은 필수 성분은 아니지만, 함유시키는 경우, 0.5질량% 이하가 바람직하고, 0.01질량% 이상 0.3질량% 이하가 보다 바람직하다. Mn 함유율이 0.5질량% 초과가 되면, 황화물(예를 들어 MnS)의 조대 입자를 형성하여 기계적 특성이나 내식성의 저하 요인이 된다.

W 및 Mo 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분:합계 0.5질량% 이상 4질량% 이하

W 및 Mo 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분으로, 단순입방정계의 MC형 탄화물상을 형성할 수 있는 성분으로서, Ti 성분, Zr 성분, Hf 성분, V 성분, Nb 성분 및 Ta 성분을 들 수 있다. 이들의 MC형 탄화물상은 석출 강화상이 될 수 있다. 또한, MN형 질화물상을 형성할 수 있는 성분으로서, Ti 성분, Zr 성분, V 성분, Nb 성분 및 Ta 성분을 예로 들 수 있다. 이들의 MN형 질화물상도 석출 강화상이 될 수 있다. 또한, Ti 성분, Zr 성분, V 성분, Nb 성분 및 Ta 성분은, 석출 강화상의 M(C, N)형 탄질화물상을 형성할 수 있는 성분이기도 하다.

바꾸어 말하면, Ti, Zr, Hf, V, Nb 및 Ta 성분 중의 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하고, 그 합계 함유율은, 0.5질량% 이상 4질량% 이하가 바람직하고, 0.6질량% 이상 3질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.7질량% 이상 2질량% 이하가 더욱 바람직하다. 합계 함유율이 0.5질량% 미만이 되면, 석출 강화상(MC형 탄화물상, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 탄화물상)의 석출량이 부족하고, 기계적 특성 향상의 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 당해 합계 함유율이 4질량% 초과가 되면, 석출 강화상 입자가 조대화되거나 취성(예를 들어 σ상)의 생성을 촉진하거나 석출 강화에 기여하지 않는 산화물상 입자를 생성하거나 하여 기계적 특성이 저하된다.

또한, 석출 강화상 입자의 분산 석출(석출 강화상 입자의 조대화 억제)의 관점에서는, Ti, Zr, Hf, V, Nb 및 Ta 성분 중의 3종 이상을 포함하는 것이 보다 바람직하고, 4종 이상을 포함하는 것이 더욱 바람직하다.

보다 구체적으로는, Ti를 함유시키는 경우의 함유율은, 0.01질량% 이상 1질량% 이하가 바람직하고, 0.05질량% 이상 0.8질량% 이하가 보다 바람직하다.

Zr을 함유시키는 경우의 함유율은, 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하가 바람직하고, 0.1질량% 이상 1.2질량% 이하가 보다 바람직하다. 또한, 기계적 강도를 우선하는 경우는 Zr 성분을 필수 성분으로 하는 것이 바람직하고, 인성을 우선하는 경우는 Zr 성분을 함유 성분으로 하지 않는 것이 바람직하다.

Hf를 함유시키는 경우의 함유율은, 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하가 바람직하고, 0.02질량% 이상 0.1질량% 이하가 보다 바람직하다.

V를 함유시키는 경우의 함유율은, 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하가 바람직하고, 0.02질량% 이상 0.1질량% 이하가 보다 바람직하다.

Nb를 함유시키는 경우의 함유율은, 0.02질량% 이상 1질량% 이하가 바람직하고, 0.05질량% 이상 0.8질량% 이하가 보다 바람직하다.

Ta를 함유시키는 경우의 함유율은, 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하가 바람직하고, 0.1질량% 이상 1.2질량% 이하가 보다 바람직하다.

잔부:Co 성분+불순물

Co 성분은, 본 합금의 주요 성분의 하나이며, 최대 함유율의 성분이다. 전술한 바와 같이, Co기 합금 재료는, Ni기 합금 재료와 동등 이상의 내식성이나 내마모성을 갖는 이점이 있다.

O 성분은, 본 합금의 불순물의 하나이며, 의도적으로 함유시키는 성분은 아니다. 단, 0.04질량% 이하의 O 함유율이면, Co기 합금 제조물의 기계적 특성에 큰 악영향을 미치지 않기 때문에 허용된다. O 함유율이 0.04질량% 초과가 되면, 각종 산화물(예를 들어, Ti 산화물, Zr 산화물, Fe 산화물, Al 산화물, Si 산화물)의 조대 입자를 형성하여 기계적 특성의 저하 요인이 된다.

합금 분말 준비 공정 S1은, 소정의 화학 조성을 갖는 Co기 합금 분말을 준비하는 공정이다. 합금 분말을 준비하는 방법ㆍ수법으로서는, 기본적으로 종전의 방법ㆍ수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, 원하는 화학 조성이 되도록 원료를 혼합ㆍ용해ㆍ주조하여 모합금괴(마스터 잉곳)를 제작하는 모합금괴 제작 소공정(S1a)과, 해당 모합금괴로부터 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 소공정(S1b)을 행하면 된다.

N 함유율을 제어하고자 하는 경우, 당해 제어를 아토마이즈 소공정 S1b에서 행하는 것은 바람직하다. 아토마이즈 방법은, 기본적으로 종전의 방법ㆍ수법을 이용할 수 있다. 예를 들어, N 함유율을 제어하는 경우, 아토마이즈 분위기 중의 질소량(질소 분압)을 제어하면서 가스 아토마이즈법이나 원심력 아토마이즈법을 바람직하게 사용할 수 있다.

또한, 필요에 따라서, 아토마이즈 소공정 S1b 후에, 합금 분말에 대하여 침질소 열처리(예를 들어, 암모니아 가스 분위기 중, 300℃ 이상 520℃ 이하의 열처리)를 행하는 침질소 열처리 소공정(S1c, 도시하지 않음)을 행해도 된다. 암모니아 가스 분위기로서는, 암모니아(NH₃) 가스와 N₂ 가스의 혼합 가스나, NH₃ 가스와 수소(H₂) 가스의 혼합 가스를 바람직하게 이용할 수 있다.

합금 분말의 입경은, 다음 공정인 선택적 레이저 용융 공정 S2에 있어서의 핸들링성이나 합금 분말 베드의 충전성의 관점에서, 5㎛ 이상 100㎛ 이하가 바람직하고, 10㎛ 이상 70㎛ 이하가 보다 바람직하고, 10㎛ 이상 50㎛ 이하가 더욱 바람직하다. 합금 분말의 입경이 5㎛ 미만이 되면, 다음 공정 S2에 있어서 합금 분말의 유동성이 저하되고(합금 분말 베드의 형성성이 저하되고), AM체의 형상 정밀도가 저하되는 요인이 된다. 한편, 합금 분말의 입경이 100㎛ 초과가 되면, 다음 공정 S2에 있어서 합금 분말 베드의 국소 용융ㆍ급속 응고의 제어가 어려워져, 합금 분말의 용융이 불충분해지거나 AM체의 표면 조도가 증가되거나 하는 요인이 된다.

상기의 것으로부터, 합금 분말의 입경을 5㎛ 이상 100㎛ 이하의 범위로 분급하는 합금 분말 분급 소공정(S1d)을 행하는 것은, 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서는, 얻어진 합금 분말의 입경 분포를 측정한 결과, 원하는 범위 내에 있는 것을 확인한 경우도, 본 소공정 S1d를 행한 것으로 간주한다.

(선택적 레이저 용융 공정)

선택적 레이저 용융 공정 S2는, 준비한 Co기 합금 분말을 사용하여 선택적 레이저 용융(SLM)법에 의해 원하는 형상의 AM체를 형성하는 공정이다. 구체적으로는, Co기 합금 분말을 깔아서 소정 두께의 합금 분말 베드를 준비하는 합금 분말 베드 준비 소공정(S2a)과, 합금 분말 베드의 소정의 영역에 레이저광을 조사하여 해당 영역의 Co기 합금 분말을 국소 용융ㆍ급속 응고시키는 레이저 용융 응고 소공정(S2b)을 반복하여 AM체를 형성하는 공정이다.

본 공정 S2에 있어서는, 최종적인 Co기 합금 제조물에서 바람직한 미세 조직을 얻기 위해, 합금 분말 베드의 국소 용융ㆍ급속 응고를 제어한다. 예를 들어, 용융지의 평균 사이즈 등의 부가 조형의 상황을 변화시키면 AM체의 미세 조직(편석 셀의 평균 사이즈)이 변화되기 때문에, 1개의 AM체를 조형하는 과정에서 용융지의 평균 사이즈를 변화시키도록 부가 조형 조건을 제어한다.

보다 구체적으로는, 합금 분말 베드의 두께 h(단위:㎛)와 레이저광의 출력 P(단위:W)와 레이저광의 주사 속도 S(단위:㎜/s)의 관계에 있어서, 「15<h<150」 또한 「67(P/S)-3.5<h<2222(P/S)+13」을 충족하도록, 합금 분말 베드의 두께 h와 레이저광 출력 P와 레이저광 주사 속도 S를 제어하는 것이 바람직하다. 당해 제어 조건을 벗어나면, 원하는 미세 조직을 갖는 AM체를 얻는 것이 곤란해진다.

또한, 레이저광의 출력 P 및 레이저광의 주사 속도 S는, 기본적으로 레이저 장치의 구성에 의존하지만, 예를 들어 「10≤P≤1000」 및 「10≤S≤7000」의 범위 내에서 선정하면 된다.

SLM 공정 S2에서 얻어지는 Co기 합금 AM체는, 모상 결정립의 다결정체이며, 해당 모상 결정립 중에는, 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내의 편석 셀이 형성된다. 보다 상세하게는, Co기 합금 제조물에 있어서 크리프 특성을 우선하는 경우, 편석 셀의 평균 사이즈는, 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하의 범위 내가 바람직하고, 0.14㎛ 이상 1㎛ 이하의 범위 내가 보다 바람직하고, 0.15㎛ 이상 0.7㎛ 이하의 범위 내가 더욱 바람직하다. 본 발명에서는, 크리프 특성을 우선하는 편석 셀의 영역을 제1 영역이라고 칭한다.

한편, Co기 합금 제조물에 있어서 고온 피로 특성을 우선하는 경우, 편석 셀의 평균 사이즈는, 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하의 범위 내가 바람직하고, 0.5㎛ 이상 1.9 ㎛ 이하의 범위 내가 보다 바람직하고, 0.8㎛ 이상 1.8㎛ 이하의 범위 내가 더욱 바람직하다. 본 발명에서는, 고온 피로 특성을 우선하는 편석 셀의 영역을 제2 영역이라고 칭한다.

제1 영역에 있어서의 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 제2 영역에 있어서의 편석 셀의 평균 사이즈의 비는, 엄밀하게는 크리프 특성 및 고온 피로 특성의 어느 쪽에 어느 정도의 중점을 둘지에 의존하지만, 작용 효과를 명확히 하기 위해서는 1.3 이상이 바람직하고, 1.5 이상이 보다 바람직하다.

또한, 편석 셀의 경계 영역 상의 일부에는, 석출 강화상의 입자가 석출되는 경우가 있다. 또한, 수많은 실험으로부터, 모상 결정립의 평균 입경은 5㎛ 이상 150㎛ 이하가 바람직한 것이 확인되어 있다.

주사형 투과 전자 현미경-에너지 분산형 X선 분광법(STEM-EDX)을 사용하여, 상세하게 미세 조직 관찰을 행한 결과, 당해 편석 셀은, 미소 셀간의 경계 영역(편석 셀의 외주 영역, 세포벽과 같은 영역)에 석출 강화상을 형성하는 성분(Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, C, N)이 편석되어 있는 것이 확인되었다. 또한, 편석 셀의 경계 영역 상에 석출된 입자는, 석출 강화상(Ti, Zr, Hf, V, Nb 및 Ta의 1종 이상의 전이 금속을 포함하는 MC형 탄화물상, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 탄화물상)의 입자인 것이 확인되었다.

본 AM체는, 모상 결정립의 입계 상에도 석출 강화상을 형성하는 성분의 편석이나 석출 강화상 입자의 석출이 있다. 선택적 레이저 용융 공정 S2에 의해 얻어지는 AM체는, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태가 된다.

(변형 완화 어닐 공정)

변형 완화 어닐 공정 S3은, SLM 공정 S2의 급속 응고 시에 발생할 가능성이 있는 AM체의 잔류 내부 변형을 완화하는 것을 목적으로 한 어닐 공정이다. 본 공정 S3은 필수적인 공정은 아니지만, SLM 공정 S2에서 얻어진 AM체가 복잡한 형상을 갖는 경우나, 급준한 온도 변화를 수반하는 환경에서 사용되는 Co기 합금 제조물의 경우 등에서는, 사용 초기에 있어서의 원하지 않는 변형을 방지하기 위해, 본 공정 S3을 행하는 것은 바람직하다.

당해 어닐의 조건으로서는, 600℃ 이상 1100℃ 미만의 온도 범위의 열처리가 바람직하다. 어닐 온도는, 700℃ 이상 1050℃ 이하가 보다 바람직하고, 800℃ 이상 1000℃ 이하가 더욱 바람직하다. 어닐에 있어서의 유지 시간에 특단의 한정은 없고, 피열처리체의 체적/열용량이나 온도를 고려하여 적절히 설정하면 된다. 어닐 후의 냉각 방법에도 특단의 한정은 없고, 예를 들어 유랭, 수랭, 공랭, 노랭의 어느 것이어도 상관없다.

본 어닐을 실시함으로써, 편석 셀의 경계 영역에 편석되었던 성분이 경계 상에서(경계를 따라서) 확산ㆍ화합하여 석출 강화상의 입자를 형성하고, 편석 셀의 셀 벽이 거의 소실되는 것을 알았다(보다 정확하게 말하면, 미세 조직 관찰에서 편석 셀의 셀 벽의 확인이 곤란해짐). 바꾸어 말하면, 석출 강화상의 입자는, 셀 벽이 있었을 영역을 따라서(원 편석 셀의 경계 영역 상에) 분산 석출된다. 본 발명에서는, 이와 같은 원 편석 셀의 경계 영역 상에 석출된 석출 강화상 입자로 둘러싸이는 영역을 「포스트 편석 셀」이라고 칭한다.

포스트 편석 셀의 형상ㆍ사이즈는 편석 셀의 그들이 거의 잔존한다고 생각되고, 포스트 편석 셀의 평균 사이즈는 0.13㎛ 이상 2㎛ 이하의 범위 내가 된다. 보다 구체적으로는, 편석 셀과 마찬가지로, Co기 합금 제조물에 있어서 크리프 특성을 우선하는 경우, 포스트 편석 셀의 평균 사이즈는, 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하의 범위 내가 바람직하고, 0.14㎛ 이상 1㎛ 이하의 범위 내가 보다 바람직하고, 0.15㎛ 이상 0.7㎛ 이하의 범위 내가 더욱 바람직하다. 본 발명에서는, 크리프 특성을 우선하는 포스트 편석 셀의 영역을 제1' 영역이라고 칭한다.

Co기 합금 제조물에 있어서 고온 피로 특성을 우선하는 경우, 포스트 편석 셀의 평균 사이즈는, 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하의 범위 내가 바람직하고, 0.5㎛ 이상 1.9㎛ 이하의 범위 내가 보다 바람직하고, 0.8㎛ 이상 1.8㎛ 이하의 범위 내가 더욱 바람직하다. 본 발명에서는, 고온 피로 특성을 우선하는 포스트 편석 셀의 영역을 제2' 영역이라고 칭한다.

제1' 영역에 있어서의 포스트 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 제2' 영역에 있어서의 포스트 편석 셀의 평균 사이즈의 비는, 편석 셀의 경우와 마찬가지로, 작용 효과를 명확히 하기 위해서는 1.3 이상이 바람직하고, 1.5 이상이 보다 바람직하다.

본 공정 S3의 결과, 모상 결정립의 평균 입경이 5㎛ 이상 150㎛ 이하이고, 각 결정립 내에 포스트 편석 셀이 형성되어 있고, 해당 포스트 편석 셀의 경계를 따라서 석출 강화상 입자가 분산 석출된 미세 조직을 갖는 Co기 합금 AM체가 얻어진다. 또한, 석출된 석출 강화상 입자는 모상 결정립의 입계 이동에 대한 피닝점이 될 수 있기 때문에, 모상 결정립의 조대화가 억제된다. 본 공정 S3을 거친 Co기 합금 AM체도, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태가 된다.

또한, 본 공정 S3을 행하고 있지 않은 Co기 합금 제조물을 그대로 고온 부재로서 사용한 경우라도, 사용 환경의 온도가 변형 완화 어닐의 온도 조건과 동등하면, 사용에 수반하여 본 공정 S3을 행한 경우와 같은 상태로 된다고 생각된다. 바꾸어 말하면, 본 공정 S3은, 고온 부재의 사용에 의해 경험하는 열 이력을 포함하는 것으로 한다. 그리고, 본 발명은 그와 같은 고온 부재도 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태로 간주한다.

(마무리 공정)

마무리 공정 S4는, 공정 S2에서 얻어진 AM체 또는 공정 S3을 거친 AM체에 대하여, 열차폐 피복(TBC)을 형성하거나 표면 마무리를 하거나 하는 공정이다. TBC의 형성이나 표면 마무리에 특단의 한정은 없고, 종전의 방법을 적절히 이용할 수 있다. 본 공정 S4는 필수적인 공정은 아니지만, Co기 합금 제조물의 용도ㆍ사용 환경에 따라서 적절히 행하면 된다. 본 공정 S4를 거친 Co기 합금 AM체도, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일 형태가 된다.

또한, TBC의 형성이 열처리를 수반하는 것이며, 또한 당해 열처리 온도가 변형 완화 어닐의 온도 조건에 합치하는 경우는, 공정 S3과 공정 S4를 동시에 행하는 것에 상당한다.

[Co기 합금 제조물]

도 2는, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 일례이며, 고온 부재로서의 터빈 동익을 도시하는 사시 모식도이다. 도 2에 도시한 바와 같이, 터빈 동익(100)은, 개략적으로, 날개부(110)와 섕크부(120)와 루트부(130)로 구성된다. 섕크부(120)는 플랫폼(121)과 레이디얼 핀(122)을 구비하고 있다. 날개부(110)의 내부에는, 종종 냉각 구조가 형성된다.

전술한 바와 같이, 터빈 동익(100)에 있어서, 날개부(110)는 고온 유체가 직접 닿는 데다가 회전 원심 응력이 작용하기 때문에 크리프 특성이 보다 중요한 기계적 특성이 된다. 한편, 섕크부(120) 및 루트부(130)는 날개부로부터의 굽힘 응력이나 비틀림 응력의 반복에 견디는 고온 피로 특성이 보다 중요한 기계적 특성이 된다. 그래서, 날개부(110)는 제1 영역 또는 제1' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하고, 섕크부(120) 및 루트부(130)는 제2 영역 또는 제2' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물은, 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 작은 제1 영역과 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 큰 제2 영역 사이에, 해당 제1 영역에 있어서의 평균 사이즈와 해당 제2 영역에 있어서의 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 편석 셀이 형성된 제3 영역이 추가로 존재해도 된다. 마찬가지로, 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 작은 제1' 영역과 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 큰 제2' 영역 사이에, 해당 제 1' 영역에 있어서의 평균 사이즈와 해당 제2' 영역에 있어서의 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 포스트 편석 셀이 형성된 제3' 영역이 추가로 존재해도 된다. 제3 영역이나 제3' 영역을 형성함으로써, 1개의 부재 중에서 기계적 특성이 급격하게 변화되는 경계가 발생하는 것을 억제할 수 있는 이점이 생긴다.

예를 들어, 터빈 동익(100)에 있어서, 날개부(110)의 뿌리로부터 10% 길이의 영역(날개부(110)의 회전 직경 방향 길이를 100% 길이로 했을 때의 10% 길이의 영역)을 제3 영역이나 제3' 영역으로 해도 된다. 날개부(110)의 뿌리 근방 영역에서는, 선단 근방 영역보다도 온도가 낮고 회전 원심력이 작아지는 대신 굽힘 응력이나 비틀림 응력이 커지기 때문에, 중간의 기계적 특성을 갖는 제3 영역이나 제3' 영역을 배치함으로써, 터빈 동익(100) 전체로서의 기계적 특성을 보다 이상적으로 접근시킬 수 있다.

도 3은, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 다른 일례이며, 고온 부재로서의 터빈 정익을 도시하는 사시 모식도이다. 도 3에 도시한 바와 같이, 터빈 정익(200)은 개략적으로, 내륜측 엔드 월(220)과 날개부(210)와 외륜측 엔드 월(230)로 구성된다. 날개부(220)의 내부에는, 종종 냉각 구조가 형성된다.

터빈 정익(200)에서는, 날개부(220)는 고온 유체가 직접 닿는 것과 유체 압력이 작용하기 때문에 크리프 특성이 보다 중요한 기계적 특성이 된다. 한편, 내륜측 엔드 월(210) 및 외륜측 엔드 월(230)은 가스 터빈의 진동에 견디는 고온 피로 특성이 보다 중요한 기계적 특성이 된다. 그래서, 날개부(220)는 제1 영역 또는 제1' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하고, 엔드 월(210, 230)은 제2 영역 또는 제2' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하다.

도 4는, 본 발명에 따른 고온 부재를 장비하는 가스 터빈의 일례를 도시하는 단면 모식도이다. 도 4에 도시한 바와 같이, 가스 터빈(300)은 개략적으로, 흡기를 압축하는 압축기부(310)와 연료의 연소 가스를 터빈 날개에 분사하여 회전 동력을 얻는 터빈부(320)로 구성된다. 본 발명의 고온 부재는, 터빈부(320) 내의 터빈 노즐(321)이나 터빈 정익(200)이나 터빈 동익(100)으로서 적합하게 사용할 수 있다.

또한, 터빈 노즐(321)에 있어서는, 고온 유체가 직접 닿는 내면측을 제1 영역 또는 제1' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하고, 외면측을 제2 영역 또는 제2' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고온 부재는, 가스 터빈 용도에 한정되는 것은 아니며, 다른 터빈 용도(예를 들어, 증기 터빈 용도)이어도 되고, 다른 기계/장치에 있어서의 고온 환경 하에서 사용되는 부재이어도 된다.

도 5는, 본 발명에 따른 Co기 합금 제조물의 다른 일례이며, 고온 부재로서의 열교환기를 도시하는 사시 모식도이다. 도 5에 도시한 열교환기(400)는 플레이트 핀형 열교환기의 예이며, 기본적으로 세퍼레이트층(410)과 핀층(420)이 교대로 적층된 구조를 갖고 있다. 핀층(420)의 유로 폭 방향의 양단은, 사이드바부(430)로 봉해져 있다. 인접하는 핀층(420)에 고온 유체와 저온 유체를 교대로 유통시킴으로써, 고온 유체와 저온 유체 사이에서 열교환이 이루어진다.

열교환기(400)에서는, 고온 유체가 닿는 핀층(420) 및 사이드바부(430)를 제1 영역 또는 제1' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하고, 저온 유체가 닿는 핀층(420) 및 사이드바부(430)를 제2 영역 또는 제2' 영역이 되도록 조형하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 열교환기(400)는, 종래의 열교환기에 있어서의 구성 부품(예를 들어, 세퍼레이트 플레이트, 코러게이트 핀, 사이드바)을 납땜 접합이나 용접 접합하는 일 없이 일체 형성되기 때문에, 종래의 열교환기보다도 내열화나 경량화할 수 있다. 또한, 유로 표면에 적절한 요철 형상을 형성함으로써, 유체를 난류화하여 열전달 효율을 향상시킬 수 있다. 열전달 효율의 향상은 열교환기의 소형화로 이어진다.

실시예

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

[실험 1]

(Co기 합금 분말 AP-1 내지 AP-3의 준비)

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 Co기 합금 분말을 준비했다(합금 분말 준비 공정 S1). 구체적으로는, 먼저, 원료를 혼합한 후, 진공 고주파 유도 용해법에 의해 용해ㆍ주조하여 모합금괴(질량:약2㎏)를 제작하는 모합금괴 제작 소공정 S1a를 행하였다. 다음에, 해당 모합금괴를 재용해하여, 가스 아토마이즈법에 의해 합금 분말을 형성하는 아토마이즈 소공정 S1b를 행하였다. 합금 분말 AP-2 내지 AP-3은, 아토마이즈 소공정 S1b를 아르곤 가스 분위기 중에서 행하였다. 합금 분말 AP-1은, 아토마이즈 소공정 S1b를 질소 가스 분위기 중에서 행하였다.

다음에, 얻어진 각 합금 분말에 대하여 합금 분말의 입경을 제어하기 위한 합금 분말 분급 소공정 S1d를 행하여 분말 입경을 5 내지 25㎛의 범위에 분급하였다.

[실험 2]

(선택적 레이저 용융 공정에서의 SLM 조건의 기본 검토)

실험 1에서 준비한 AP-1을 사용하여 SLM법에 의해 AM체(직경 8㎜×부가 조형 방향 길이 10㎜)를 형성했다(선택적 레이저 용융 공정 S2). SLM 조건의 기본 검토는, 특허문헌 1과 마찬가지로 하여 행하였다. SLM 조건에 있어서의 레이저광의 출력 P와 레이저광의 주사 속도 S(㎜/s)의 비는 국소 입열량 P/S(단위:Wㆍs/㎜=J/㎜)를 의미하고, 국소 입열량의 제어는 용융지의 사이즈 및 냉각 속도의 제어에 상당한다.

상기에서 제작한 각 AM체에 대하여, 미세 조직 관찰을 행하여 편석 셀의 평균 사이즈를 측정하였다. 미세 조직 관찰은 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 행하였다. 또한, 얻어진 SEM 관찰상에 대하여 화상 처리 소프트웨어(ImageJ, 미국 National Institutes of Health(NIH) 개발의 퍼블릭 도메인 소프트웨어)를 사용한 화상 해석에 의해, 편석 셀의 평균 사이즈를 측정하였다.

편석 셀의 평균 사이즈가 0.13 내지 2㎛인 범위에 있는 것을 「합격」이라고 판정하고, 그 이외의 것을 「불합격」이라고 판정한 결과, 선택적 레이저 용융 공정 S2에 있어서의 SLM 조건은, 합금 분말 베드의 두께 h(단위:㎛)와 레이저광의 출력 P(단위:W)와 레이저광의 주사 속도 S(단위:㎜/s)의 관계가 「15<h<150」 또한 「67(P/S)-3.5<h<2222(P/S)+13」을 충족하도록 제어하는 것이 바람직한 것을 확인하였다.

[실험 3]

(Co기 합금 제조물 AA-1 내지 AA-3 및 AA-1' 내지 AA-3'의 제작)

실험 1에서 준비한 AP-1 내지 AP-3을 사용하여, 각각 복수개의 AM체(직경 10㎜×부가 조형 방향 길이 60㎜)를 SLM법에 의해 형성하고(SLM 공정 S2), 합금 제조물 AA-1 내지 AA-3으로 하였다. 이때, 부가 조형 방향 길이(30㎜)의 시점에서, 실험 2의 합격 조건을 충족하면서 SLM 조건을 변경하여, 제1 영역과 제2 영역이 반반이 되도록 제작하였다.

또한, 별도 준비한 합금 제조물 AA-1 내지 AA-3에 대하여 각각 900℃에서 1시간 유지하는 변형 완화 어닐을 실시하여(변형 완화 어닐 공정 S3), 합금 제조물 AA-1' 내지 AA-3'를 제작하였다.

[실험 4]

(미세 조직 관찰)

상기에서 제작한 AA-1 내지 AA-3으로부터, 미세 조직 관찰용, 기계적 특성 시험용 및 산화 시험용의 시험편을 각각 채취하고, 미세 조직 관찰, 기계적 특성 시험 및 산화 시험을 행하였다. 또한, AA-1' 내지 AA-3'로부터 미세 조직 관찰용의 시험편을 각각 채취하고, 미세 조직 관찰을 행하였다.

미세 조직 관찰은, 실험 2와 마찬가지의 광학 현미경 관찰, SEM 관찰 및 SEM 관찰상에 대한 화상 해석(ImageJ를 이용)을 행하였다.

도 6은, 합금 분말 AP-1을 사용한 합금 제조물 AA-1에 있어서 부가 조형 방향에 평행한 단면의 미세 조직의 예를 나타내는 광학 현미경 관찰상이며, (a) 합금 분말 베드 두께 h=30㎛, 레이저광 출력 P=120W로 제어하여 조형한 제1 영역, (b) 합금 분말 베드 두께 h=50㎛, 레이저광 출력 P=190W로 제어하여 조형한 제2 영역이다.

도 6에 도시한 바와 같이, 합금 분말 베드 두께 h 및 레이저광 출력 P를 변화시킴으로써, 용융지의 사이즈(정확하게는, 용융지의 흔적 사이즈)가 변화되는 것이 확인된다. 용융지의 물방울 모양 형상(비늘과 같은 형상)을 원 근사했을 때의 직경을 용융지의 사이즈로 정의하고, 도 6의 (a) 및 도 6의 (b)의 각각에서 20개의 용융지의 사이즈를 측정하고, 그 평균을 용융지 평균 사이즈(단위:㎛)로서 구한 결과, 도 6의 (a)가 용융지 평균 사이즈 104㎛로, 도 6의 (b)이 용융지 평균 사이즈 156㎛로 되었다.

또한, 도시는 생략하지만, 1개의 용융지가 1개 모상 결정립이 되는 것은 아니며, 1개의 용융지는 복수개의 모상 결정립이 되도록 응고한다. 그 결과, 얻어지는 합금 제조물은, 모상 결정립의 다결정체가 된다.

도 7은, 도 6의 시료 SEM 관찰상이며, (a) 합금 분말 베드 두께 h=30㎛, 레이저광 출력 P=120W로 제어하여 조형한 제1 영역, (b) 합금 분말 베드 두께 h=50㎛, 레이저광 출력 P=190W로 제어하여 조형한 제2 영역이다.

도 7에 도시한 바와 같이, SLM 공정 S2에서 얻어지는 합금 제조물은, 특허문헌 1과 마찬가지로 모상 결정립 중에 편석 셀이 형성하는 것이 확인된다. 실험 2와 마찬가지로, 화상 처리 소프트웨어(ImageJ)를 사용하여 편석 셀의 평균 사이즈를 측정한 결과, 도 7의 (a)가 편석 셀 평균 사이즈 0.56㎛로, 도 7의 (b)가 편석 셀 평균 사이즈 1.1㎛로 되었다.

또한, AP-2를 사용한 AA-2 및 AP-3을 사용한 AA-3에 있어서도, AA-1과 동일 경향의 미세 조직이 관찰되는 것을 별도 확인하였다. 이들 미세 조직 관찰의 결과로부터, SLM 공정 S2의 도중에 SLM 조건을 조정/제어하면, 용융지의 평균 사이즈가 변화되어, 모상 결정립 중 편석 셀의 평균 사이즈가 변화되는 것이 확인된다.

도 8은, 변형 완화 어닐을 실시한 합금 제조물의 미세 조직의 예를 나타내는 SEM 관찰상이다. 도 8에 도시한 미세 조직은, AA-1에 대하여 900℃에서 1시간 유지하는 변형 완화 어닐을 실시한 AA-1'의 제1' 영역(원 제1 영역)을 나타낸 것이다.

도 8에 도시한 바와 같이, 변형 완화 어닐을 실시한 Co기 합금 제조물도, 극히 특이적인 미세 조직을 갖고 있다. 구체적으로는, 도 7의 (a)에서 보인 편석 셀의 경계 영역이 거의 소실되고(미세 조직 관찰에서 편석 셀의 셀 벽의 확인이 곤란해지고), 원 편석 셀의 경계 영역 상에 석출 강화상 입자가 석출되어 포스트 편석 셀을 형성하고 있는 것이 확인된다. 도시는 생략하지만, AA-1'의 제2' 영역(원 제2 영역)에 있어서도 마찬가지이었다.

또한, AA-2 및 AA-3의 각각에 대하여 변형 완화 어닐을 실시한 AA 2' 및 AA-3'에 있어서도, AA-1'와 동일 경향의 미세 조직이 관찰되는 것을 별도 확인하였다. 이들 미세 조직 관찰의 결과로부터, 변형 완화 어닐을 실시함으로써, 편석 셀은 포스트 편석 셀로 변화하는 것이 확인된다.

[실험 5]

(기계적 특성 시험)

기계적 특성 시험으로서, 1개의 합금 제조물로부터 제1 영역과 제2 영역을 나누도록 2분할하고, 각각의 영역에 대하여 크리프 시험과 고온 피로 시험을 행하였다. 크리프 시험에서는, 온도 850℃ 및 응력 156㎫의 조건 하에서 크리프 파단 시간(파단할 때까지의 시간)을 측정하였다. 고온 피로 시험에서는, 온도 800℃ 및 변형량 1%의 조건 하에서 파단 사이클수(파단할 때까지의 사이클수)를 측정하였다.

상기 크리프 시험에 있어서, 크리프 파단 시간이 750시간 이상이면 석출 강화 Ni기 합금 재료와 동등한 크리프 특성으로 간주할 수 있기 때문에 「합격」이라고 판정하고, 1000시간 이상을 「우수」라고 판정하고, 750시간 미만을 「불합격」이라고 판정하였다. 또한, 상기 고온 피로 시험에 있어서, 파단 사이클수가 750회 이상이면 석출 강화 Ni기 합금 재료와 동등한 고온 피로 특성으로 간주할 수 있기 때문에 「합격」이라고 판정하고, 1000회 이상을 「우수」라고 판정하고, 750회 미만을 「불합격」이라고 판정하였다.

AA-1의 기계적 특성 시험의 결과를 표 2에 나타낸다.

표 2에 나타낸 바와 같이, AA-1에 있어서, 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 작은 제1 영역은, 크리프 특성이 「우수」이며 고온 피로 특성이 「합격」이라고 판정된다. 한편, 편석 셀의 평균 사이즈가 비교적 큰 제2 영역은, 크리프 특성이 「합격」이며 고온 피로 특성이 「우수」라고 판정된다. 제2 영역은, 제1 영역에 대하여 크리프 특성이 약 28% 감소했지만, 고온 피로 특성이 약 100% 증가하고 있다.

AA-2 및 AA-3에 있어서도 동일 경향의 기계적 특성이 측정되는 것을 별도 확인하였다. 이들 기계적 특성 시험의 결과로부터, 본 발명의 Co기 합금 제조물은, 1개의 부재 중에서 부위에 따라 성상을 조제할 수 있는 것이 확인된다.

또한, 금속 재료에서는, 일반적으로, 결정립의 크기가 작아질수록 크리프 강도가 낮고 피로 특성이 높다고 되어 있다. 이것은, 개개의 결정립이 작아지면, 각결정립계에서의 약간의 미끄러짐이 합산됨으로써 물품 전체로서 큰 미끄러짐으로 되는 것, 물품 전체에 대한 소정의 변형량에 대하여 각 결정립이 담당하는 실효적인 변형량이 작아지는 것 및 결정립계의 절대량이 증가하여 그에 의해 균열의 진전이 억제되는 것이 복합적으로 관여하고 있기 때문이라고 생각된다.

본 발명의 합금 제조물에 있어서의 편석 셀의 경계 영역과 결정립계는 동의는 아니지만, 상기의 기계적 특성의 결과는, 종래의 기술 상식에서는 단순하게 설명할 수 없는 매우 특이적인 현상이라고 말할 수 있다.

[실험 6]

(산화 시험)

내산화 특성은, 크리프 특성을 우선하는 제1 영역에서 중요한 특성이라고 생각되기 때문에, AA-1 내지 AA-3으로부터 제1 영역만을 채취하여 시험편으로 하였다. 산화 시험은, 대기 중에서 950℃에서 승온하여, 500시간 유지마다 시험편의 질량 변화율을 측정하였다.

여기서 말하는 질량 변화율이란, 시험편의 당해 유지 시간에 있어서의 질량을 초기 질량으로 나눈 것으로 정의한다. 산화 시험에 의해 시험편이 산화되면, 산화 피막이 형성되는 만큼의 질량 변화율의 증가가 관측될 것이다.

도 9는, 합금 제조물 AA-2 및 AA-3의 산화 시험에 있어서의 유지 시간과 질량 변화율의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 9에 도시한 바와 같이, AA-2는, 시간의 경과와 함께 질량 변화율이 단조 증가하고 있다(예를 들어, 1000시간 유지의 질량 변화율이 500시간 유지의 그것보다도 크게 되어 있음). 한편, AA-3은, 500시간의 부근에서 질량 변화율이 극댓값을 나타낸 후, 질량 변화율이 감소하고 있다(1000시간 유지의 질량 변화율이 500시간 유지의 그것보다도 작게 되어 있음). 또한, 도시는 생략했지만, AA-1은, AA-2와 마찬가지의 결과를 나타냈다.

산화 시험에 있어서 질량 변화율이 극댓값을 나타낸 후에 감소하는 것은, 산화 피막의 형성과 박리ㆍ탈락의 경합에 있어서, 형성보다도 박리ㆍ탈락의 쪽이 많은 것을 의미한다. 이것은, 고온 부재에 있어서의 산화 두께 감소에 연결된다. 내산화 특성의 관점에서는, 산화 두께 감소가 적은 쪽이 바람직하다.

산화 시험의 결과로부터, 특허문헌 1보다도 고Al 함유율이나 고N 함유율을 갖는 AA-1 내지 AA-2는, AA-3보다도 내산화 특성이 우수하다고 말할 수 있다. 또한, Co기 합금 재료는, 원래 내산화성이 우수하기 때문에, AA-3이어도 석출 강화 Ni기 합금 재료보다도 우수한 내산화성을 갖고 있다고 말할 수 있다.

산화 시험을 종료한 시험편의 횡단면을 SEM 관찰한 결과, 도 8과 마찬가지의 미세 조직을 갖고 있는 것이 확인되었다. 바꾸어 말하면, 변형 완화 어닐 공정 S3을 행하고 있지 않은 합금 제조물을 그대로 고온 부재로서 사용한 경우라도, 사용 환경의 온도가 변형 완화 어닐의 온도 조건과 동등하면, 사용에 수반하여 공정 S3을 행한 경우와 동일한 상태로 되는 것이 확인되었다.

상술한 실시 형태나 실험예는, 본 발명의 이해를 돕기 위해 설명한 것이며, 본 발명은 기재한 구체적인 구성으로만 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 대해서, 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서, 삭제ㆍ다른 구성으로 치환ㆍ다른 구성의 추가를 하는 것이 가능하다.

100 : 터빈 동익
110 : 날개부
120 : 섕크부
121 : 플랫폼
122 : 레이디얼 핀
130 : 루트부
200 : 터빈 정익
210 : 날개부
220 : 내륜측 엔드 월
230 : 외륜측 엔드 월
300 : 가스 터빈
310 : 압축기부
320 : 터빈부
321 : 터빈 노즐
400 : 열교환기
410 : 세퍼레이트층
420 : 핀층
430 : 사이드바부

Claims (11)

1. 코발트기 합금 재료로 이루어지는 제조물이며,
   상기 코발트기 합금 재료는,
   0.08질량% 이상 0.25질량% 이하의 탄소와,
   0.003질량% 이상 0.2질량% 이하의 질소를 포함하고, 상기 탄소 및 상기 질소의 합계가 0.083질량% 이상 0.28질량% 이하이고,
   0.1질량% 이하의 붕소와,
   10질량% 이상 30질량% 이하의 크롬을 포함하고,
   철을 5질량% 이하로 니켈을 30질량% 이하로 포함하고, 상기 철 및 상기 니켈의 합계가 30질량% 이하이고,
   텅스텐 및/또는 몰리브덴을 포함하고, 상기 텅스텐 및 상기 몰리브덴의 합계가 5질량% 이상 12질량% 이하이고,
   3질량% 이하의 알루미늄과,
   0.5질량% 이하의 규소와,
   0.5질량% 이하의 망간을 포함하고,
   텅스텐 및 몰리브덴 이외의 전이 금속으로 원자 반경이 130pm 초과인 M 성분을 0.5질량% 이상 4질량% 이하로 포함하고,
   잔부가 코발트와 불순물로 이루어지고,
   상기 불순물은, 0.04질량% 이하의 산소를 포함하는, 화학 조성을 갖고,
   상기 제조물은, 모상 결정립의 다결정체이며,
   상기 모상 결정립 중에는, 상기 M 성분이 경계 영역에 편석되어 있는 편석 셀이 형성되어 있고,
   상기 제조물은, 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 서로 다른 제1 영역 및 제2 영역이 존재하고, 상기 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈가 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제1 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 상기 제2 영역에 있어서의 상기 편석 셀의 평균 사이즈의 비가 1.3 이상이거나, 또는
   상기 모상 결정립 중에는, 상기 M 성분을 포함하는 MC형 탄화물상, M(C, N)형 탄질화물상 및/또는 MN형 질화물상의 입자가 경계 영역을 따라서 분산 석출되어 있는 포스트 편석 셀이 형성되어 있고,
   상기 제조물은, 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 서로 다른 제1' 영역 및 제2' 영역이 존재하고, 상기 제1' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 0.13㎛ 이상 1.3㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제2' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈가 0.25㎛ 이상 2㎛ 이하인 범위 내에 있고, 상기 제1' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈에 대한 상기 제2' 영역에 있어서의 상기 포스트 편석 셀의 평균 사이즈의 비가 1.3 이상인,
   것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
2. 제1항에 있어서,
   상기 화학 조성의 상기 M 성분은, 티타늄, 지르코늄, 하프늄, 바나듐, 니오븀 및 탄탈 중의 1종 이상인 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
3. 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성의 상기 M 성분은,
   상기 티타늄을 포함하는 경우, 해당 티타늄은 0.01질량% 이상 1질량% 이하이고,
   상기 지르코늄을 포함하는 경우, 해당 지르코늄은 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하이고,
   상기 하프늄을 포함하는 경우, 해당 하프늄은 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하이고,
   상기 바나듐을 포함하는 경우, 해당 바나듐은 0.01질량% 이상 0.5질량% 이하이고,
   상기 니오븀을 포함하는 경우, 해당 니오븀은 0.02질량% 이상 1질량% 이하이고,
   상기 탄탈을 포함하는 경우, 해당 탄탈은 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하인, 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
4. 제2항 또는 제3항에 있어서,
   상기 화학 조성의 상기 M 성분은,
   상기 지르코늄을 필수로 하는 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
5. 제2항 또는 제3항에 있어서,
   상기 화학 조성의 상기 M 성분은,
   상기 티타늄, 상기 지르코늄, 상기 하프늄, 상기 바나듐, 상기 니오븀 및 상기 탄탈 중의 3종 이상인 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 제조물은, 온도 850℃ 및 응력 156㎫의 조건 하에서 크리프 시험을 행한 경우의 크리프 파단 시간이 1000시간 이상인 영역과,
   온도 800℃ 및 변형량 1%의 조건 하에서 고온 피로 시험을 행한 경우의 파단 사이클수가 1000 사이클 이상인 영역을 갖는 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 제1 영역과 상기 제2 영역 사이에, 해당 제1 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와 해당 제2 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 상기 편석 셀이 형성된 제3 영역이 추가로 존재하거나, 또는
   상기 제1' 영역과 상기 제2' 영역 사이에, 해당 제1' 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와 해당 제2' 영역에 있어서의 상기 평균 사이즈와의 중간의 평균 사이즈의 상기 포스트 편석 셀이 형성된 제3' 영역이 추가로 존재하는 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 제조물은, 고온 부재인 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
9. 제8항에 있어서,
   상기 고온 부재는, 터빈 정익, 터빈 동익, 터빈 연소기 노즐 또는 열교환기인 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물.
10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 코발트기 합금 제조물의 제조 방법으로서,
    상기 화학 조성을 갖는 코발트기 합금 분말을 준비하는 합금 분말 준비 공정과,
    상기 코발트기 합금 분말을 깔아서 소정 두께의 합금 분말 베드를 준비하는 합금 분말 베드 준비 소공정과, 상기 합금 분말 베드의 소정의 영역에 레이저광을 조사하여 해당 영역의 상기 코발트기 합금 분말을 국소 용융ㆍ급속 응고시키는 레이저 용융 응고 소공정을 반복하여 부가 조형체를 형성하는 선택적 레이저 용융 공정을 갖고,
    상기 선택적 레이저 용융 공정은, 상기 합금 분말 베드의 상기 소정 두께 h(단위:㎛)와 상기 레이저광의 출력 P(단위:W)와 상기 레이저광의 주사 속도 S(단위:㎜/s)의 관계가 「15<h<150」 또한 「67(P/S)-3.5<h<2222(P/S)+13」을 충족하도록, 상기 소정 두께 h와 상기 출력 P와 상기 주사 속도 S를 제어하는 것이며, 상기 제2 영역을 부가 조형할 때의 용융지 평균 사이즈가 상기 제1 영역을 부가 조형할 때의 그것보다도 커지도록 제어하는,
    것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물의 제조 방법.
11. 제10항에 있어서,
    상기 선택적 레이저 용융 공정 후에, 상기 부가 조형체에 대하여 잔류 내부 변형을 완화하기 위해 600℃ 이상 1100℃ 미만의 온도 범위의 어닐을 실시하는 변형 완화 어닐 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 코발트기 합금 제조물의 제조 방법.
    

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