KR20220138825A - 내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법 - Google Patents

내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법 Download PDF

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KR20220138825A
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요시히코 고야나기
유스케 가와모토
유헤이 니시무라
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다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤
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Abstract

(과제) Ni-Cr-Co-Al-W 합금으로 이루어지고 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법의 제공.
(해결 수단) 내열 합금 소재는, 질량％로, C: 0.001∼0.050％, Cr: 10.0∼19.0％, Co: 10.0∼30.0％, W: 13.0∼18.0％, Al: 1.8∼4.5％, B: 0.0010∼0.0200％를 포함하고, 잔부 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 합금으로 이루어지고, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖고, 탄화물 입자 및 μ상 입자의 석출물의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하이다. 이러한 소재를 시효 열처리하여 얻어지는 내열 합금 부재는, 상기 동일한 결정 입경을 갖고, 석출물이 입계를 따라 석출되어 있는 한편, γ'상 입자가 최대 입경 800㎚ 이하로 결정립 내에 석출되어 있다.

Description

내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법{HEAT-RESISTANT ALLOY COMPONENT, MATERIAL THEREFOR, AND METHODS FOR PRODUCING THEM}
본 발명은, Ni-Cr-Co-Al-W 합금으로 이루어지고 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
700∼800℃ 정도의 고온에서 사용되는 자동차용 터보 차저의 배기계에 이용되는 개스킷이나 접시 스프링에는, Inconel718(상품명)이나 Nimonic263(상품명)과 같은 내열성의 Ni기 합금 또는 Ni-Fe 합금이 이용되고 있다. 최근, 이러한 자동차용 터보 차저에 있어서, 보다 높은 온도의 배기 가스를 이용하게 되고, 800℃ 이상에 폭로되어도 시일성이나 스프링력을 유지할 수 있는 개스킷이나 접시 스프링도 요구되고 있다. 여기에서, 상기의 Inconel718(상품명)은 800℃ 이상이 되면 강화상인 γ''상이나 γ'상이 강화에 기여하지 않는 δ상으로 변태하여, 현저하게 약화되어 버린다. 또한, Nimonic263(상품명)에 대해서도 900℃에서는 강화상인 γ'상이 소실되어, 시일성이나 스프링력을 유지할 수 없다. 그래서, γ'-Ni3(Al, Ti)와 동일한 L12 구조를 갖는 γ'-Co3(Al, W)를 강화상으로 이용하여, 보다 높은 고온 기계 특성을 가질 수 있는 Co-Al-W 합금이 제안되어 있다.
예를 들면, 특허문헌 1은, 가스 터빈 부재, 자동차 엔진 부재 등에 이용되고, 질량％로, 0.1≤Cr≤20.0％, 1.0≤Al≤6.0％, 3.0≤W≤26.0％, Ni≤50.0mass％를 포함하고, 잔부가 Co 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 5.0≤Cr＋Al≤20.0％를 충족하고, A7B6으로 나타나는 μ상과 A2B로 나타나는 라베스상(Laves phase)으로 이루어지는 제2상의 체적률을 10％ 이하로 하고, γ'-Co3(Al, W)를 강화상으로 이용하는 Co-Al-W 합금을 개시하고 있다. Al이나 W를 포함하는 Co기 합금은, 열간 가공성에 유해한 제2상을 생성하기 쉽고, 특히, 과잉의 W를 첨가하면, 입(grain) 내 및 입계에 제2상이 생성되어 열간 가공성을 현저하게 저하시키는 것을 서술한 후에, Al량 및 W량을 소정 범위로 함과 동시에, 소정의 조건하에서 균질화 열처리를 실시하여, 열간 가공성에 유해한 제2상이 적은 Co기 합금으로 한다고 되어 있다.
특허문헌 2에서는, 마찬가지로 자동차 엔진 부재 등에 이용되고, γ'-(Co, Ni)3(Al, W)를 강화상으로 이용하는 Ni-Cr-Co-Al-W 합금에 있어서, C를 성분 조성에 첨가함으로써, γ'상의 석출에 더하여 입계에 탄화물을 석출시키고, 고온 부재로서 특별히 필요하게 되는 크리프 특성(고온 연성)을 개선할 수 있는 것을 개시하고 있다. 여기에서는, 질량％로, 0.001≤C＜0.100％, 9.0≤Cr＜20.0％, 2.0≤Al＜5.0％, 13.0≤W＜20.0％ 및, 39.0≤Ni＜55.0％를 포함하고, 잔부가 Co 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성으로 함과 함께, 불가피적 불순물 중, Mo, Nb, Ti 및, Ta를 소정 비율 이하로 규제한다고 되어 있다.
일본공개특허공보 2009-228024호 일본공개특허공보 2012-41627호
상기한 바와 같은 자동차용 터보 차저의 배기계에 이용되는 개스킷이나 접시 스프링, 시일 부재 등에서는, 소정의 성분 조성의 합금을 계속 열간 압연하고 냉간 압연하여 합금 소재를 얻은 후에, 이러한 합금 소재를 소정의 부재 형상으로 성형 가공하고, 시효 열처리하여 부재가 제조된다. 여기에서, Co-Al-W 합금에서는, 성분 조성을 조정함으로써, 시효 처리 후에 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재를 얻을 수 있기는 하지만, Co를 많이 포함하기 때문에, 열간 압연 및 그 후의 냉간 압연이 곤란하여, 합금 박판 및 합금 세선(細線) 등의 합금 소재로의 가공이 어렵다.
본 발명은, 이상과 같은 상황을 감안하여 이루어진 것으로서, 그의 목적으로 하는 바는, Ni-Cr-Co-Al-W 합금으로 이루어지고 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재, 이것에 이용하는 소재 및 이들의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명에 의한 내열 합금 소재는, 시효 열처리되어 내열 합금 부재를 부여하는 내열 합금 소재로서, 질량％로, C: 0.001∼0.050％, Cr: 10.0∼19.0％, Co: 10.0∼30.0％, W: 13.0∼18.0％, Al: 1.8∼4.5％, B: 0.0010∼0.0200％를 포함하고, 잔부 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 합금으로 이루어지고, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖고, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하인 것을 특징으로 한다.
이러한 특징에 의하면, 가공성이 우수하고, 시효 열처리되어 고온 기계 강도, 특히, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수한 부재를 부여할 수 있는 것이다.
또한, 본 발명에 의한 내열 합금 소재의 제조 방법은, 상기한 바와 같은 내열 합금 소재를 부여하는 것으로서, 상기 성분 조성을 갖는 합금을 산화 방지 분위기 중에서 1120∼1220℃로 광휘 어닐링 열처리하는 것을 특징으로 한다.
이러한 특징에 의하면, 가공성이 우수하고, 시효 열처리되어 고온 기계 강도, 특히, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수한 부재를 부여하는 것이 가능한 내열 합금 소재를 안정적으로 공급할 수 있는 것이다.
또한, 본 발명에 의한 내열 합금 부재는, 내열 합금 소재를 가공하여 이루어지는 내열 합금 부재로서, 질량％로, C: 0.001∼0.050％, Cr: 10.0∼19.0％, Co: 10.0∼30.0％, W: 13.0∼18.0％, Al: 1.8∼4.5％, B: 0.0010∼0.0200％를 포함하고, 잔부 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 합금으로 이루어지고, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖고, 탄화물, γ'상 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상의 적어도 1종 이상의 석출물이 결정립계를 따라 석출되어 있고, γ'상으로 이루어지는 입자가 최대 입경 800㎚ 이하로 결정립 내에 석출되어 있는 것을 특징으로 한다.
이러한 특징에 의하면, 고온 기계 강도, 특히, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수하고, 동(同)온도역에서의 안정적인 동작을 얻을 수 있는 것이다.
또한, 본 발명에 의한 내열 합금 부재의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 합금을, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 가짐과 함께, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하가 되도록 산화 방지 분위기 중에서 1120∼1220℃의 온도로 광휘 어닐링 열처리하여 내열 합금 소재를 얻고, 그 후, 당해 내열 합금 소재를 시효 열처리하는 것을 포함하는 것을 특징으로 한다.
이러한 특징에 의하면, 고온 기계 강도, 특히, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수하고, 동온도역에서의 안정적인 동작을 얻을 수 있는 내열 합금 부재를 안정적으로 공급 가능해지는 것이다.
도 1은, 본 발명에 의한 일 실시 태양에 있어서의 내열 합금 부재의 제조 방법을 나타내는 플로우도이다.
도 2는, 시효 열처리의 열처리 선도이다.
도 3은, 제조 시험에 이용한 합금의 성분 조성의 일람표이다.
도 4는, 제조 시험에 이용한 합금의 μ상 등의 고용 온도의 일람이다.
도 5는, 제조 시험에 있어서의 광휘 어닐링 열처리의 조건과 광휘 어닐링 열처리 후의 시험 결과의 일람이다.
도 6은, 제조 시험에 있어서의 시효 열처리 조건과 시효 처리 후의 시험 결과의 일람이다.
도 7은, 광휘 어닐링 열처리 후의 (a) 실시예 2 및 (b) 비교예 8의 단면 조직 사진이다.
도 8은, 시효 열처리 후의 (a) 실시예 2, (b) 실시예 3 및 (c) 비교예 8의 단면 조직 사진이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명에 의한 하나의 실시 태양으로서의 내열 합금 부재, 이것에 이용되는 내열 합금 소재 및 이들의 제조 방법으로 대해서, 도 1 및 도 2를 이용하여 설명한다.
본 실시 태양에 의한 내열 합금 부재 및 내열 합금 소재는, 질량％로, C: 0.001∼0.050％, Cr: 10.0∼19.0％, Co: 10.0∼30.0％, W: 13.0∼18.0％, Al: 1.8∼4.5％, B: 0.0010∼0.0200％를 포함함과 함께, 임의로 Fe: 5.0％ 이하, Mo: 3.0％ 이하, Nb: 2.0％ 이하, Ta: 2.0％ 이하, Ti: 2.0％ 이하, V: 1.0％ 이하, Mg: 0.01％ 이하, Ca: 0.01％ 이하, Zr: 0.05％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Si: 0.6％ 이하, S: 0.005％ 이하, Mn: 0.50％ 이하로 포함할 수 있고 잔부를 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 Ni-Cr-Co-Al-W계 합금에 의해 얻어진다.
여기에서는, 도 1을 참조하면서, 내열 합금 소재 중 형상을 판 형상으로 하는 판 형상체를 제조하는 경우에 대해서 설명한다. 상기한 Ni-Cr-Co-Al-W계 합금은, 열간 단조 등에 의해 슬래브나 빌릿으로 되고(열간 단조: S1), 또한, 열간 압연에 의해 띠 형상으로 성형되어 띠 형상 합금체로 된다(열간 압연: S2). 그 후, 이러한 띠 형상 합금체는, 중간 어닐링 처리에 의해 연화되고(중간 어닐링: S3), 냉간 압연에 의해 소정의 두께로 성형된다(냉간 압연: S4).
냉간 압연(S4)에서는, 예를 들면, 띠 형상 합금체의 두께를 5.0㎜ 이하로 한다. 다른 한편, 후술하는 내열 합금 부재로서 사용되는 고온 환경 중에서의 고온 산화나 고온 부식에 의한 판두께 감소에 의한 부재 강도의 저하를 억제하도록 0.05㎜ 이상의 판두께로 되는 것이 바람직하다. 후(後)공정에서의 냉간 가공성을 양호한 것으로 하는 경우, 0.15∼2.0㎜의 범위 내의 판두께로 되는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.15∼1.5㎜의 범위 내이다. 또한, 냉간 압연(S4)은 복수회로 나누어 행해도 좋고, 냉간에서의 높은 가공성을 유지하도록 각각의 냉간 압연의 전에 중간 어닐링 처리를 행하도록 해도 좋다.
마지막으로, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 가짐과 함께, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하인 조직이 되도록 연속 광휘 어닐링 열처리를 행한다(광휘 어닐링: S5). 석출 개수 밀도는, 띠 형상 합금체의 단면 조직 사진으로부터 측정할 수 있다. 또한, 결정 입도 번호는, JIS G0551(2020)에 기초하여, 띠 형상 합금체의 판폭 방향의 단면(TD 단면)에 있어서 두께 방향의 중앙부에서 측정한다. 선 형상 합금체에 있어서는 선 지름 방향의 단면 중심부에서 측정한다.
이러한 연속 광휘 어닐링 열처리는, 처리 온도를 1120∼1220℃의 범위 내로 제어된 산화 방지 분위기 중에 소정 시간 보존유지(保持)되도록 연속 처리노(爐) 내에 띠 형상 합금체를 통과시키는 열처리이다. 연속 광휘 어닐링 열처리에서는, 연속 처리로 하는 관계상, 띠 형상 합금체를 가열 보존유지할 수 있는 시간이 단위 길이(1m)당 1∼5분 정도로 비교적 단시간이 된다. 그래서, 상기한 결정 입도를 갖는 조직을 얻기 위해 1120℃ 이상의 처리 온도를 필요로 한다. 한편, 열처리로 등의 설비나 비용의 제약으로부터 처리 온도의 상한은 1220℃로 정해진다. 또한, 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출물을 충분히 고용시키도록 성분 조성이 설계되어, 상기한 바와 같은 석출 개수 밀도를 얻을 수 있도록 된다. 아울러, 후술하는 시효 열처리에서 탄화물 및 μ상 입자를 충분히 석출시킬 수 있도록 성분 조성이 설계된다.
연속 광휘 어닐링 열처리에 의해, 얻어지는 내열 합금 소재의 금속 조직에 있어서 압연 조직을 소실시켜 결정립의 방향성을 갖지 않도록 함과 함께, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경이 되도록 한다. 이에 따라, 후술하는 시효 열처리의 후에 있어서 높은 고온 크리프 강도를 확보할 수 있다. 여기에서, 연속 광휘 어닐링 열처리 후의 미고용의 탄화물이나 금속 간 화합물의 잔존은, 상기한 바와 같이, 탄화물 입자 및 μ상 입자의 석출 개수 밀도의 합계가 5×104㎜－2 이하이면 허용된다. 탄화물 입자 및 μ상 입자의 석출 개수 농도를 이 이하로 함으로써, 연속 광휘 어닐링 열처리 후의 결정립을 충분히 조대화시켜 결정 입도 번호를 상기한 범위로 되게 함과 함께, 후술하는 시효 열처리에 의해 탄화물이나 금속 간 화합물을 충분히 석출시킬 수 있다. 또한, 띠 형상 합금체를 적절한 타이밍으로 필요에 따라서 소정의 길이로 컷함으로써, 판 형상의 내열 합금 소재를 얻을 수 있다.
또한, 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서 처리 온도로 가열된, 산화 방지 분위기를 통과 후의 띠 형상 합금체는, 냉각 중에 γ'상을 석출시켜 경도를 증대시켜 버리는 경우가 있다. 이에 따라, 판 형상의 내열 합금 소재로부터 후술하는 내열 합금 부재를 얻기 위한 가공에 있어서 충분한 가공성을 확보할 수 없는 경우가 있다. 이러한 경우, 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서의 띠 형상 합금체의 냉각 속도가 예를 들면 3℃/s 이상이 되도록, 열처리로 내를 띠 형상 합금체가 통과하는 통판 속도를 조정하고, 재차, 연속 광휘 어닐링 열처리를 행함으로써, 가열에 의해 고용한 γ'상의 석출을 억제하여, 경도의 증대를 억제하는 것이 가능하다. 내열 합금 부재를 얻기 위한 냉간 가공에 있어서 양호한 냉간 가공성을 얻기 위해서는, 내열 합금 소재의 경도는 420Hv 이하인 것이 바람직하다. 또한, 광휘 어닐링(S5)으로서 연속 광휘 어닐링 열처리를 설명했지만, 연속 처리가 아니라도 좋다.
이상과 같이 하여, 상기한 판 형상의 내열 합금 소재를 제조할 수 있다. 이러한 내열 합금 소재는, 후술하는 바와 같이, 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재의 제조에 이용할 수 있다. 또한, 형상을 선 형상으로 하는 선 형상체로 이루어지는 내열 합금 소재를 제조하는 경우에는, 상기한 판 형상의 내열 합금 소재와 동일한 조건으로 제조하면 좋다. 또한, 선 지름에 대해서는, 예를 들면 5.0㎜ 이하로 할 수 있지만, 후공정에서의 냉간 가공성을 양호한 것으로 하려면, 선 지름은 0.15∼2.0㎜의 범위 내로 하는 것이 바람직하고, 0.15∼1.5㎜의 범위 내로 하는 것이 보다 바람직하다.
그 후, 내열 합금 부재를 제조하는 경우에는, 우선, 상기한 내열 합금 소재를 개스킷이나 판 스프링, 접시 스프링, 코일 스프링 등의 내열 합금 부재로서의 소정의 형상으로 성형 가공한다(성형 가공: S6). 성형 가공(S6)에 있어서는, 광휘 어닐링(S5)에 의해 미리 내열 합금 소재를 연화시켜 둠으로써 가공성을 확보하여, 성형 가공을 용이하게 할 수 있다.
그리고, 내열 합금 소재를 성형 가공 후, 시효 열처리하여 내열 합금 부재를 얻는다(시효 열처리: S7). 시효 열처리(S7)에서는, 광휘 어닐링(S5)에 있어서 고용시킨 탄화물이나 텅스텐 금속 간 화합물을 충분히 석출시킴과 함께, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하가 되는 결정 입경을 갖는 금속 조직을 얻는다. 여기에서는, 탄화물, γ'상 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상의 적어도 1종 이상의 석출물을 결정립계를 따라 석출시킴과 함께, γ'상으로 이루어지는 입자를 최대 입경 800㎚ 이하로 결정립 내에 석출시킨다. 또한, γ'상의 입자의 지름은 주사형 전자 현미경으로 측정한다.
결정 입경은, 내열 합금 부재의 사용 환경이 되는 800℃ 이상의 온도, 예를 들면 900℃ 정도의 온도에 있어서의 크리프 강도를 높게 유지하기 위해 비교적 크게 하는 것이 필수이고, 상기한 범위로 한다. 바람직하게는, 결정 입도 번호가 ＃5.0 이하이다. 또한, 결정 입도 번호는, JIS G0551(2020)에 기초하여, 판 형상의 내열 합금 부재에 대해서는 판폭 방향의 단면(TD 단면)에 있어서 두께 방향의 중앙부에서 측정하고, 선 형상의 내열 합금 부재에 대해서는 선 지름 방향의 단면 중심부에서 측정한다.
결정립 내로 석출되는 γ'상 입자는, 상기한 최대 입경을 충족함으로써 소지의 강화에 효율적으로 기여할 수 있다. 이러한 최대 입경을 초과하는 경우는 소지(素地)의 강화에 기여하기 어려워지기 때문이다. 또한, 과도하게 작은 석출물 입자도 석출 강화에 기여하기 어렵기 때문에, 이러한 γ'상 입자의 최소 입경은 5㎚ 이상인 것이 바람직하다.
다른 한편, 결정립계에 석출되는 상기한 입자는, 적어도 결정립계를 따라 석출되어 있고, 또한 결정립계를 치밀하게 피복하도록 석출되어 있으면 바람직하다(도 8(a) 및 (b) 참조). 이에 따라 입계의 이동을 억제하고, 결정립을 안정화시켜, 상기한 결정 입경을 유지할 수 있다. 또한, 입계로의 석출물은 γ'상, 준안정적인 석출물, Cr을 포함하는 탄화물 등이라도 좋지만, 확산이 느린 W를 포함하는 탄화물이나 고온에 있어서 안정적인 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상에 의한 것인 것이 바람직하다. 이러한 석출물이면, 장시간에 걸쳐 고온에 노출되어도 안정적이고, 결정립계의 이동의 억제를 유지할 수 있다. 이에 따라, 높은 고온 크리프 강도를 안정적으로 유지할 수 있다. W를 포함하는 탄화물의 석출 형태로서는, M6C형에 한정하지 않고, M12C형 등의 상이한 형태라도 좋다. 또한, Cr을 포함하는 탄화물의 석출 형태로서는, M23C6형 등이 있다.
도 2를 참조하면, 이러한 조직을 얻기 위해, 시효 열처리에서는 결정립 내에 γ'상을 석출시키는 온도 T2에서 보존유지하는 열처리 H2에 앞서, 보다 고온에서 결정립계에 상기한 바와 같은 석출물을 형성시키는 온도 T1에서 보존유지하는 열처리 H1을 부여한다.
예를 들면, 도 2(a)에 나타내는 바와 같이, 시효 열처리는, 결정립계에 석출물을 형성시키는 온도역의 온도 T1까지 승온 후, 온도 T1에서 보존유지하고, 그 후 공냉하는 열처리 H1의 후, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역의 온도 T2까지 승온 후, 온도 T2에서 보존유지하고, 그 후 공냉하는 열처리 H2를 행하는 것으로 할 수 있다. 즉, 2단계 열처리로 한다. 이러한 1단계째를 2단계째보다도 고온으로 하는 2단계 열처리에 의해 석출물을 양호하게 제어할 수 있다. 보다 구체적으로는, 예를 들면, 열처리 H1을 900℃에서 24시간 보존유지 후, 공냉하는 열처리로 하고, 열처리 H2를 800℃에서 24시간 보존유지 후, 공냉하는 열처리로 할 수 있다. 또한, 보존유지 후의 냉각에 대해서는 공냉 외에, 로냉(爐冷), 유냉, 수냉, 가스 냉각 등 다른 방법도 사용할 수 있다.
다른 한편, 도 2(b)에 나타내는 바와 같이, 시효 열처리는 연속 열처리로 할 수도 있다. 즉, 결정립계에 석출물을 형성시키는 온도역의 온도 T1에서 보존유지 후, 계속하여 연속적으로, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역의 온도 T2에서 보존유지한 후에 냉각하는 것이다(열처리 H3). 온도 T1에서의 보존유지는, 반드시 일정한 온도에서 보존유지할 필요는 없고, 결정립계에 석출물을 형성시키는 온도역을 소정 시간에 걸쳐 통과시키면 좋다. 마찬가지로 온도 T2에서의 보존유지도, 반드시 일정한 온도에서 보존유지할 필요는 없고, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역에 소정 시간 노출시키면 좋다. 연속 열처리로 함으로써 내열 합금 부재를 효율 좋게 제조할 수 있다.
또한, 도 2(C)에 나타내는 바와 같이, 시효 열처리에 대해서는, 더욱 단시간의 열처리로 할 수도 있다. 이 경우, 1000∼700℃의 범위 내의 소정의 온도 T3에서 4∼8시간 보존유지의 후 공냉으로 한다(열처리 H4). 특히, 상기한 2단계 열처리의 대체이기도 하기 때문에, 보존유지 온도는 비교적 고온인 1000∼900℃의 범위로 하는 것이 바람직하고, 이에 따라, 상기한 바와 같은 석출물을 얻는 것이 가능하다. 단, 시효 열처리의 보존유지 온도는 W를 포함하는 탄화물 및 μ상의 고용 온도를 초과하지 않는 범위에서 설정해야 한다.
그런데, 상기한 바와 같이, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출물을 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서 충분히 고용시키도록, 또한, 시효 열처리에 있어서 충분히 석출시키도록 성분 조성이 설계된다. 이러한 성분 조성의 설계에 있어서는, γ'상, W를 포함하는 탄화물인 W6C 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상의 고용 온도를 후술하는 바와 같이 설정한다. 여기에서, 고용 온도는, 예를 들면, 열역학 계산 소프트웨어 Thermo-Calc2020a를 이용하고, 열역학 데이터베이스로서 TTNi8을 사용하여 산출할 수 있다.
γ'상은, 결정립 내에 석출됨으로써 크리프 강도의 향상에 크게 기여한다. 그리고, 석출되는 γ'상의 체적률은 γ'상의 고용 온도에 대체로 비례한다. 그 때문에, γ'상의 고용 온도는 940℃ 이상으로 되는 것이 바람직하고, 이에 따라 γ'상을 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서 충분히 고용시킴과 함께, 시효 열처리에서 충분히 석출시킬 수 있다. 한편, γ'상의 고용 온도가 과잉으로 높아지면, 합금의 열간 가공성이 저하한다. 그 때문에, γ'상의 고용 온도는 1000℃ 이하로 되는 것이 바람직하다. 또한, γ'상의 고용 온도는, γ'상을 구성하는 Ni, W, Al, Ti, Nb, Ta의 각각의 첨가량에 의해 조정된다.
탄화물이나 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상은, 결정립계에 석출됨으로써 입계를 강화하여 내열 합금 부재가 사용되는 고온 환경에 있어서도 높은 크리프 강도를 안정적으로 유지할 수 있도록 한다. 또한, 전술과 같이, 탄화물로서는 W를 포함하는 것이 바람직하다. 그 때문에, W6C의 고용 온도 및 μ상의 고용 온도는 내열 합금 부재의 사용 온도보다도 높게 하는 것이 바람직하다. 그래서, 열역학 계산에 의해 산출되는 고용 온도는, W6C에 있어서 910℃ 이상으로 되고, μ상에 대해서는 900℃ 이상으로 된다. 한편, W6C 및 μ상의 고용 온도가 과잉으로 높아지면, 열간 가공성 및 냉간 가공성을 저하시키는 것 외에, 연속 광휘 어닐링 처리에 있어서 미고용의 탄화물 입자 또는 μ상 입자를 증대시켜 결정 입경을 충분히 크게 할 수 없게 되어 버린다. 또한, 고용 온도가 연속 광휘 어닐링 열처리의 보존유지 온도를 상회해 버린 경우, 고용하지 않고 잔존해 버리는 입자로서 W6C에 비해 μ상에 의한 것이 많아지기 쉬운 경향이 있다. 그 때문에, μ상의 고용 온도는, W6C의 고용 온도보다도 낮게 설계되는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 연속 광휘 어닐링 열처리의 보존유지 온도를 1120∼1220℃ 정도로 하는 경우, 열역학 계산에 있어서 산출되는 고용 온도는, W6C에 대해서 1310℃ 이하로 되고, μ상에 대해서 1150℃ 이하로 되는 것이 바람직하다. 또한, 동고용 온도는, W6C에 대해서 1280℃ 이하이면 보다 바람직하다.
이상과 같이 하여, 얻어지는 내열 합금 부재는, 고온 기계 강도, 특히, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수하다. 또한, 동온도역에서의 안정적인 동작을 얻을 수 있는 내열 합금 부재를 안정적으로 공급 가능해진다.
[제조 시험]
다음으로, 내열 합금 소재 및, 내열 합금 부재를 실제로 제조하여, 내열 합금 소재의 결정 입도, 탄화물 등의 석출 개수 밀도 등, 내열 합금 부재의 고온 크리프 강도 등을 조사한 결과에 대해서 도 3 내지 도 8을 이용하여 설명한다.
우선, 도 3의 실시예 1∼17 및 비교예 1∼11에 나타내는 각 성분 조성의 합금을 이용하여, 상기와 마찬가지로 도 5에 나타내는 두께의 판 형상의 내열 합금 소재를 얻었다. 단, 비교예 1, 2, 7에 대해서는, 가공성이 나빠, 열간 압연(S2)이 곤란했기 때문에, 이 시점에서 제조를 끝냈다.
여기에서, 도 4에 나타내는 바와 같이, μ상, W를 포함하는 탄화물인 M6C, γ'상의 각각의 고용 온도를 구했다. 고용 온도는, 열역학 계산 소프트웨어 Thermo-Calc2020a를 이용하고, 열역학 데이터베이스로서 TTNi8을 사용하여 산출했다. 실시예 1∼17에 있어서 μ상의 고용 온도는 상기한 1150℃ 이하가 되었다. 또한, γ'상의 고용 온도는, 상기한 1000℃ 이하가 되었다. 또한, 괄호 기입된 숫자에 대해서는 산출되는 계산상의 고용 온도를 나타내지만, 실험적으로는 그 상(相) 자체가 어떠한 온도에서도 석출되지 않는 것을 나타낸다.
또한, 연속 광휘 어닐링 열처리에 있어서는, 도 5에 나타내는 각 온도에서 띠 형상 합금체가 단위 길이(1m)당 5분간 가열되는 바와 같은 속도로 연속 처리로 내를 통과시켰다.
또한, 열간 가공성에 대해서는, 열간 압연(S2)에 있어서 띠 형상 합금체의 귀퉁이부에 발생한 크랙에 의해 그의 양부(良否)를 판정했다. 상세하게는, 이러한 크랙의 압연 폭 방향의 최대 길이가 15㎜ 이하인 경우에 양호「○」라고 판정하고, 15㎜를 초과하여 30㎜ 이하인 경우에 가능「△」라고 판정하고, 그 이외를 불가「×」라고 판정했다. 결과를 도 5에 나타낸다.
도 5에 나타내는 바와 같이, 내열 합금 소재(박판)로서의 실시예 1∼17은, 모두 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖는 것을 알 수 있었다. 또한, 실시예 7 및 17을 제외하고는, ＃5.0 이하였다. 또한, 탄화물 입자 및 μ상 입자의 석출 개수 밀도는 실시예 1∼17의 모두 5×104㎜－2 이하가 되었다. 열간 가공성에 대해서는 실시예 5 및 17의 가능(△)을 제외하고 모두 양호였다.
또한, 실시예 1∼17 및 비교예 1∼11에 있어서, 상기한 바와 같이 내열 합금 소재(박판)를 제조한 후에, 도 6에 나타내는 시효 열처리 조건으로의 시효 열처리를 행하여, 내열 합금 부재의 상당재를 제조했다. 또한, 상기한 바와 같이 비교예 1, 2 및 7에 대해서는, 열간 압연(S2)에 있어서 제조를 중지했기 때문에, 여기에서도 시효 열처리는 행하고 있지 않고, 시험 결과도 기록되지 않았다.
도 6에 나타내는 바와 같이, 실시예 1∼17에 있어서는, 모두 γ'상의 입경은 최대 입경으로 800㎚ 이하가 되고, 크리프 강도는 900℃에서 110㎫의 부하에 있어서 300시간 이상의 파단 시간을 얻었다. 또한, 크리프 강도는, 파단 시간이 300시간 이상인 것을 양호「○」라고 판정하고, 300시간 미만 100시간 이상인 것을 가능「△」라고 판정하고, 100시간 미만인 것을 불가「×」라고 판정했다. 결과를 도 6에 나타낸다. 또한, 「가능」의 판정이라도 내열 합금 부재의 사용 환경에서의 장시간의 사용에는 적합하지 않아, 여기에서는 「양호」 이외의 판정을 불합격으로 했다.
이에 대하여, 비교예 1, 2, 7은, 상기한 바와 같이 열간 압연이 곤란하여, 압연 불가라는 결과였다. 모두 γ' 고용 온도가 1000℃ 이상으로 지나치게 높았기(도 4 참조) 때문에, 열간 압연(S2)의 가공 중에 있어서 γ'상의 석출물에 의해 소지가 강화되어 버린 것으로 생각되었다. 또한, 비교예 1 및 2에서는, Al의 함유량을 다른 것에 비해 적게 함과 함께 Ti의 함유량을 다른 것에 비해 많게 하고 있고, 비교예 7에서는 Al의 함유량을 다른 것에 비해 많게 하고 있었다. 이들에 따라, 각각에 있어서 γ'상의 고용 온도를 높게 해 버린 것으로 생각되었다.
비교예 3은, Cr의 함유량이 다른 것에 비해 적었다. 그 결과, 시효 열처리(S7)에 있어서 입계에 석출시켜야 할 탄화물의 절대량이 부족하여, 크리프 강도에 있어서 「가능」의 판정, 즉 불합격이었다.
비교예 4는, Cr의 함유량이 다른 것에 비해 많았다. 그 결과, 탄화물의 절대량을 필요 이상으로 많게 해 버리고, 예를 들면 광휘 어닐링(S5) 시에 있어서 탄화물을 대량으로 석출시키고 있었던 것으로 생각된다. 그리고, 광휘 어닐링(S5)에 있어서 결정립을 충분히 조대화시킬 수 없어, 크리프 강도를 저하시켜 버린 것으로 생각된다. 그리고, 실제로, 결정 입도 번호는 ＃9가 되고, 크리프 강도는 「불가」의 판정이었다. 이는, 광휘 어닐링(S5) 후의 석출 개수 밀도가 1×105개/㎟로 높았던 점에서도 뒷받침된다.
비교예 5는, Co의 함유량이 다른 것에 비해 많았다. 그 결과, γ'상의 고용 온도를 낮게 해 버려, 시효 열처리에 있어서 충분한 양의 γ'상을 석출시킬 수 없어, 크리프 강도를 저하시켜 버린 것으로 생각되었다. 그리고, 크리프 강도는, 실제로 「불가」의 판정이었다.
비교예 6은, W의 함유량이 다른 것에 비해 많았다. 그 결과, μ상의 고용 온도를 필요 이상으로 높게 해 버려, 결정립을 충분히 조대화시킬 수 없어, 크리프 강도를 저하시켜 버린 것으로 생각되었다. 그리고, 크리프 강도는, 실제로 「불가」의 판정이었다.
비교예 8은, 광휘 어닐링(S5)에 있어서의 처리 온도를 다른 것에 비해 낮게 한 것이다. 그 때문에, 탄화물이나 μ상을 충분히 고용할 수 없어, 결정립을 충분히 조대화시킬 수 없었던 것으로 생각되었다. 실제로, 결정 입도 번호는 ＃10이었다. 그 결과, 크리프 강도에 있어서 「불가」의 판정이었다.
비교예 9는, 거의 B를 함유하고 있지 않았다. 그 결과, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 추가로 크리프 강도를 저하시켜 버린 것으로 생각되었다. 실제로 열간 가공성은 「가능」의 판정이고, 크리프 강도에 있어서 「가능」의 판정(불합격)이었다.
비교예 10은 W를 함유하지 않고, 비교예 11은 Co 및 W를 함유하고 있지 않았다. 그 때문에, γ'상의 고용 온도를 낮게 해 버리고, 그 결과, γ'상의 석출물을 충분히 생성할 수 없어 크리프 강도를 저하시켜 버린 것으로 생각되었다.
여기에서, 도 7에는, 연속 광휘 어닐링 후의 (a) 실시예 2 및 (b) 비교예 8의 광학 현미경에 의한 단면 조직 사진을 나타냈다. 실시예 2에서는, 결정 입경의 결정 입도 번호가 ＃3.5가 되고, 탄화물 입자 및 μ상 입자는 석출 개수 밀도로 5×103개/㎟로 비교적 적었다(도 5 참조). 한편, 비교예 8에 있어서는, 결정 입도 번호가 ＃10이 되는 비교적 작은 결정립이 관찰되고, 석출 개수 밀도로 1.5×105개/㎟가 되는 다수의 탄화물 입자 및 μ상 입자의 석출이 관찰되었다. 또한, 석출 개수 밀도는, 화상 해석 소프트 ImageJ를 이용하여 단면 조직 사진으로부터 산출했다.
또한, 도 8에는 시효 열처리 후의 (a) 실시예 2, (b) 실시예 3 및 (c) 비교예 8의 단면 조직 사진을 나타냈다. 실시예 2에 있어서는, 결정립 내에 γ'상의 입자(1)가 관찰되고, 입계에 μ상 또는 W 탄화물의 입자(2) 및 Cr 탄화물의 입자(3)가 관찰되었다. 특히, 입계의 석출물은 입계를 따라 석출되어 있는 것을 알 수 있다. 실시예 3에 있어서도 마찬가지로, 결정립 내에 γ'상의 입자(1)가 관찰되고, 결정립계에 μ상 또는 W 탄화물의 입자(2)가 관찰되었다. 실시예 2 및 3의 결정립계의 석출물은 결정립계를 치밀하게 피복하도록 석출되어 있고, 크리프 강도의 향상에 크게 기여하고 있는 것으로 생각되었다. 한편, 비교예 8에 있어서는, 입 내에 γ'상의 입자(1)가 관찰되는 것은 동일하지만, μ상 또는 W 탄화물의 입자(2)는, 결정립 내에도 결정립계에도 관찰되었다. 또한, 결정립계에 있어서의 이들 입자는 불연속으로 석출되어 있었다. 즉, 비교예 8의 크리프 강도는 실시예 2 나 실시예 3보다도 뒤떨어지는 것이 조직 관찰의 후로부터 추정되었다.
이상과 같이, 실시예 1∼17에서는 높은 크리프 강도를 갖는 내열 합금 부재와, 이러한 내열 합금 부재를 얻기 위한 내열 합금 소재(박판)를 제조할 수 있었다. 즉, 실시예 1∼17에 의하면, 900℃ 정도에서의 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재를 얻을 수 있다. 이에 대하여, 비교예 1∼11에 있어서는, 압연이 불가이거나, 충분한 크리프 강도를 얻을 수 없거나 하여, 고온 기계 강도가 우수한 부재를 얻을 수 없었다.
그런데, 상기한 실시예를 포함하는 고온 기계 강도가 우수한 내열 합금 부재 및 이러한 내열 합금 부재를 얻기 위한 내열 합금 소재(박판)와 거의 동등한 기계적 성질을 부여할 수 있는 합금의 조성 범위는 이하와 같이 정해진다.
우선, 필수 첨가 원소에 대해서 설명한다.
C는, Cr, W, Ti, Nb, Ta 등과 결합하여, 여러 가지의 탄화물을 형성한다. 이들 탄화물은 시효 열처리에 의해 입계에 석출되면, 입계를 강화시켜 합금의 크리프 강도나 고온에서의 연성을 향상시킨다. 한편, 과잉으로 함유시키면, 탄화물의 고용 온도를 과잉으로 상승시키고, 합금의 열간 가공성을 저하시킬 뿐만 아니라, 광휘 어닐링 열처리에 있어서 결정 입경을 충분히 조대화시키는 것을 곤란해지게 하여, 크리프 강도를 저하시킨다. 이들을 고려하여, C는, 질량％로, 0.001∼0.050％의 범위 내, 바람직하게는 0.005∼0.030％, 보다 바람직하게는, 0.005∼0.020％의 범위 내이다.
Cr은, O와 결합하여 표층에 치밀한 Cr2O3층을 부동태 피막으로서 형성하기 때문에, 내산화성의 향상 및 열간 가공성의 유지에 유효하다. 또한, C와 결합함으로써 탄화물로서 입계에 석출되어, 크리프 강도를 향상시킨다. 한편으로, 과잉으로 함유시키면, 탄화물의 고용 온도를 과잉으로 상승시키고, 광휘 어닐링 열처리에 있어서 결정립을 충분히 조대화시키는 것을 곤란하게 하여, 크리프 강도를 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Cr은, 질량％로, 10.0∼19.0％의 범위 내, 바람직하게는 11.0∼18.0％의 범위 내, 보다 바람직하게는 12.0∼17.0％의 범위 내이다.
Co는, L12형 금속 간 화합물상인 γ'-(Ni, Co)3(Al, W, Ti, Nb, Ta)의 고용 온도를 저하시키는 효과를 갖고, 열간 가공성의 향상에 유효하다. 한편으로, 과잉으로 함유하면, γ'상의 고용 온도를 과잉으로 저하시켜 시효에 의해 석출되는 γ'상의 양을 감소시키기 때문에, 크리프 강도를 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Co는, 질량％로, 10.0∼30.0％의 범위 내, 바람직하게는 11.0∼27.0％의 범위 내이다.
W는, L12형 금속 간 화합물상 γ'-(Ni, Co)3(Al, W, Ti, Nb, Ta)를 안정화시키는 것 외에, 모상인 γ상의 고용 강화에도 기여한다. 또한, W는 금속 간 화합물 μ-(Co, Cr, Ni, Fe)7(W, Mo, Nb, Ta)6을 형성할 수 있음과 함께 C와 결합하여 M6C형 등의 탄화물도 형성할 수 있다. 이들 μ상이나 탄화물은 시효 처리에 의해 결정립계에 입 형상으로 석출되어 크리프 강도의 향상에 기여한다. 또한, μ상은 고온에 있어서 비교적 안정적인 화합물이고, 장시간의 조직 안정성이 우수하기 때문에, 입계에는 탄화물보다도 μ상을 석출시키는 것이 바람직하다. 한편으로, W를 과잉으로 함유시키면, μ상이나 탄화물의 고용 온도를 과잉으로 상승시키고, 광휘 어닐링 열처리에 있어서 결정립을 충분히 조대화시키는 것이 곤란해져, 크리프 강도를 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, W는, 질량％로, 13.0∼18.0％의 범위 내, 바람직하게는 14.0∼17.0％의 범위 내이다.
Al은, L12형 금속 간 화합물상 γ'-(Ni, Co)3(Al, W, Ti, Nb, Ta)를 안정화시켜, 크리프 강도를 향상시킨다. 한편으로, 과잉으로 함유시키면, γ'상의 고용 온도를 과잉으로 상승시켜 열간 가공성 및 냉간 가공성을 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Al은, 질량％로, 1.8∼4.5％의 범위 내, 바람직하게는 2.0∼4.0％의 범위 내, 더욱 바람직하게는 3.5∼4.0％의 범위 내이다.
B는, 입계에 편석하여 입계 강화에 기여하고 열간 가공성 및 냉간 가공성을 향상시키는 것 외에, 탄화물이나 μ상의 입계로의 석출을 촉진시켜, 크리프 강도의 향상에 유효하다. 한편으로, 과잉으로 함유하면, 열간 가공성 및 냉간 가공성을 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, B는, 질량％로, 0.0010∼0.0200％의 범위 내, 바람직하게는 0.0010∼0.0100％의 범위 내이다.
다음으로, 부(副)구성 원소로서 임의로 첨가 가능한 원소에 대해서 설명한다. 상기한 합금은, 상기한 필수 첨가 원소에 더하여, 이하의 어느 1종 이상의 원소를 추가로 포함해도 좋다. 이들 임의 첨가 원소의 함유량은 이하와 같이 정해진다.
Fe는, Co와 치환함으로써 동등한 효과를 얻을 수 있기 때문에, 비용 저감에 유효하다. 단, 과잉인 함유는 크리프 강도 및 내산화성을 저하시킨다. 이들을 고려하여, Fe는, 질량％로, 5.0％ 이하의 범위 내, 바람직하게는 1.0％ 이하의 범위 내이다.
Mo는, 모상인 γ상의 고용 강화에 기여함과 함께, μ상을 안정화시키기 위해, W와 아울러 첨가하는 것도 유효하다. 단, 과잉인 함유는 내산화성을 저하시킨다. 이들을 고려하여, Mo는, 질량％로, 3.0％ 이하의 범위 내이다.
Nb 및 Ta는, γ'-(Ni, Co)3(Al, W, Ti, Nb, Ta)를 안정화시킨다. 단, 과잉인 함유는 금속 간 화합물 δ-Ni3(Nb, Ta)를 입계에 판 형상으로 석출시켜 크리프 강도를 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Nb 및 Ta는 각각, 질량％로, 2.0％ 이하의 범위 내이다.
Ti는, Nb 및 Ta와 마찬가지로 γ'-(Ni, Co)3(Al, W, Ti, Nb, Ta)를 안정화시킨다. 단, 과잉인 함유는, 금속 간 화합물 η-Ni3Ti를 입계에 판 형상으로 석출시켜 크리프 강도를 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Ti는, 질량％로, 2.0％ 이하의 범위 내이다.
V는, C와 결합하여 탄화물을 형성하고, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 단, 과잉인 함유는, 내산화성을 저하시킨다. 이들을 고려하여, V는, 질량％로, 1.0％ 이하의 범위 내이다.
Mg 및 Ca는, S를 고정하여 열간 가공성의 향상을 촉진한다. 단, 과잉인 함유는, 각 원소와의 화합물을 생성하여, 열간 가공성을 저하시키는 원인이 되어 버린다. 이들을 고려하여, Mg 및 Ca의 각각은, 질량％로, 0.01％ 이하의 범위 내이다.
Zr은, 미량의 함유로 크리프 강도의 향상에 기여하는 것 외에, S를 고정하는 작용도 갖는다. 단, 과잉의 함유는, 열간 가공성을 저하시켜 버린다. 이들을 고려하여, Zr은, 질량％로, 0.05％ 이하의 범위 내이다.
또한, 그 외, 불가피적으로 함유될 수 있는 불순물 원소에 대해서 설명한다.
Cu는, 고온 취화를 일으켜 합금의 열간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Cu는, 질량％로 1.0％ 이하로 그의 함유량이 제한된다.
Si는, 내산화성의 향상에 유효하기는 하지만, 과잉인 함유는 합금의 열간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Si는, 질량％로, 0.6％ 이하로 그의 함유량이 제한된다.
S는, 입계에 편석하여 열간 가공성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, S는, 질량％로, 0.005％ 이하로 그의 함유량이 제한된다.
Mn은, S를 고정하는 효과를 갖기는 하지만, 과잉인 함유는 열간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Mn은, 질량％로, 0.50％ 이하로 그의 함유량이 제한된다.
그 외의 불가피적인 불순물 원소로서는, N, O, P, Te, As, Sn, Sb, Se, Ce, Bi 등을 들 수 있다. 이들 원소는 과잉으로 함유되면 합금의 열간 가공성 및 고온 강도를 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, 이들의 함유량은, 각각의 원소에 대해서, 질량％로, 0.0050％ 이하로 제한된다.
이상, 본 발명의 대표적인 실시예를 설명했지만, 본 발명은 반드시 이들에 한정되는 것이 아니고, 통상의 기술자이면, 본 발명의 주지 또는 첨부한 특허청구의 범위를 일탈하는 일 없이, 여러 가지의 대체 실시예 및 개변예(改變例)를 발견할 수 있을 것이다.
본 출원은, 2021년 4월 6일자 출원의 일본특허출원 2021-064747에 기초하는 것으로서, 그의 내용은 여기에 참조로서 취입된다.

Claims (13)

  1. 시효 열처리되어 내열 합금 부재를 부여하는 내열 합금 소재로서,
    질량％로,
    C: 0.001∼0.050％,
    Cr: 10.0∼19.0％,
    Co: 10.0∼30.0％,
    W: 13.0∼18.0％,
    Al: 1.8∼4.5％,
    B: 0.0010∼0.0200％를 포함하고, 잔부 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 합금으로 이루어지고,
    결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖고,
    탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하인, 내열 합금 소재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 임의로, 질량％로, Fe: 5.0％ 이하, Mo: 3.0％ 이하, Nb: 2.0％ 이하, Ta: 2.0％ 이하, Ti: 2.0％ 이하, V: 1.0％ 이하, Mg: 0.01％ 이하, Ca: 0.01％ 이하, Zr: 0.05％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Si: 0.6％ 이하, S: 0.005％ 이하, Mn: 0.50％ 이하에서 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 내열 합금 소재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, W6C의 열역학 계산에 의해 산출되는 고용 온도가 910℃ 이상 1310℃ 이하, 또한, μ상의 열역학 계산에 의해 산출되는 고용 온도가 900℃ 이상 1150℃ 이하를 만족하는, 내열 합금 소재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, γ'상의 열역학 계산에 의해 산출되는 고용 온도가 940℃ 이상 1000℃ 이하를 만족하는, 내열 합금 소재.
  5. 제1항에 있어서,
    두께가 1.5㎜ 이하인 판 형상체 또는 선 지름이 1.5㎜ 이하인 선 형상체인, 내열 합금 소재.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 내열 합금 소재의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 합금을 산화 방지 분위기 중에서 1120∼1220℃로 광휘 어닐링 열처리하는, 내열 합금 소재의 제조 방법.
  7. 내열 합금 소재를 가공하여 이루어지는 내열 합금 부재로서,
    질량％로,
    C: 0.001∼0.050％,
    Cr: 10.0∼19.0％,
    Co: 10.0∼30.0％,
    W: 13.0∼18.0％,
    Al: 1.8∼4.5％,
    B: 0.0010∼0.0200％를 포함하고, 잔부 Ni 및 불가피적 불순물로 하는 성분 조성을 갖는 합금으로 이루어지고,
    결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 갖고,
    탄화물, γ'상 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상의 적어도 1종 이상의 석출물이 결정립계를 따라 석출되어 있고,
    γ'상으로 이루어지는 입자가 최대 입경 800㎚ 이하로 결정립 내에 석출되어 있는, 내열 합금 부재.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 임의로, 질량％로, Fe: 5.0％ 이하, Mo: 3.0％ 이하, Nb: 2.0％ 이하, Ta: 2.0％ 이하, Ti: 2.0％ 이하, V: 1.0％ 이하, Mg: 0.01％ 이하, Ca: 0.01％ 이하, Zr: 0.05％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Si: 0.6％ 이하, S: 0.005％ 이하, Mn: 0.50％ 이하에서 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 내열 합금 부재.
  9. 제7항에 있어서,
    두께가 1.5㎜ 이하인 판 형상체 또는 선 지름이 1.5㎜ 이하인 선 형상체인 내열 합금 부재.
  10. 제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 내열 합금 부재의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 합금을, 결정 입도 번호가 ＃6.5 이하인 결정 입경을 가짐과 함께, 탄화물 입자 및 텅스텐 금속 간 화합물인 μ상 입자의 석출 개수 밀도가 합계로 5×104㎜－2 이하가 되도록 산화 방지 분위기 중에서 1120∼1220℃의 온도로 광휘 어닐링 열처리하여 내열 합금 소재를 얻고, 그 후, 당해 내열 합금 소재를 시효 열처리하는 것을 포함하는, 내열 합금 부재의 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 시효 열처리는, 상기 내열 합금 소재를, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역에서 보존유지(保持)하는 열처리 및, 그에 앞서, 상기 내열 합금 소재를, 보다 고온에서 보존유지하여 결정립계에 석출물을 형성시키는 열처리를 포함하는, 내열 합금 부재의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 시효 열처리에 있어서, 상기 내열 합금 소재를, 결정립계에 석출물을 형성시키는 온도역으로 승온하여 보존유지 후, 냉각하고, 그 후, 상기 내열 합금 소재를, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역으로 승온하여 보존유지 후, 냉각하는, 내열 합금 부재의 제조 방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 시효 열처리에 있어서, 상기 내열 합금 소재를, 결정립계에 석출물을 형성시키는 온도역을 소정 시간에 걸쳐 통과시키고, 계속하여, γ'상을 결정립 내에 석출시키는 온도역에 소정 시간 노출한 후에 냉각하는, 내열 합금 부재의 제조 방법.
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