KR940008946B1 - 니켈계 초합금의 주조품 및 그 제조방법 - Google Patents

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Description

니켈계 초합금의 주조품 및 그 제조방법

제1도는 IN 718 시편의 용접부의 기공(gas hole)을 보이는 현미경 사진(10X).

제2도는 IN 718 시편의 용접 열영향부의 미세균열을 보이는 현미경 사진(50X).

제3도는 분당 약 2.8℃(5℉)의 속도로 응고된 IN 718의 라베스상 석출물을 보이는 현미경 사진(100X).

제4도는 분당 약 83℃(150℉)의 속도로 응고된 IN 718의 라베스상 석출물을 보이는 현미경 사진(100X).

제5도는 IN 718의 라베스상 생성과 응고속도 사이의 관계도.

제6, 6a 및 6b도는 본 발명의 합금과 IN 718에 있어서 라베스상 생성과 크롬향량 사이의 관계도.

제7a 및 7b도는 LF1합금과 IN 718 시편의 현미경 사진(250X).

제8도는 LF1 합금과 IN 718 시편의 비교적 저사이클 피로거동을 보이는 막대 그래프도.

본 발명은 주조용 니켈계 초합금, 특히 개스 터빈 엔진에 사용되는 대형 부품의 주조에 유용한 조성물에 관한 것이다.

초합금은 통상 니켈, 코발트, 또는 철을 기본으로 하는 재료로서 538℃(1000℉) 이상의 온도에서 유용한 기계적 특성을 가진다. 이와같은 특성 때문에 초합금은 개스 터빈 엔진에 많이 사용되어 왔다. 일반적으로 개스터빈 엔진의 부품은 주조, 분말야금법으로 제작하거나 후판, 박판과 같은 열기계적으로 가공한 단조품을 기계가공하여 제작한다. 열 기계적으로 가공된 제품은 일반적으로 동일합금으로 주조된 제품보다 미세한 결정크기를 가지고, 보다 균일한 미세조직을 가지므로 기계적 성질도 더 우수한다. 그러나 상기 열 기계적으로 가공된 제품으로 부터 기계가공등에 의해 부품을 제작하는 것이 가능하지만, 이는 노동력이 많이 들고 다량의 스크랩(scrap)이 발생한다. 따라서, 열기계적으로 가공된 제품으로부터 부품을 제조하는 것은 비상히 고가로 되어 주조에 의해 제작하는 것이 바람직하다. 이 경우는 주조품은 열간등은 프레스 가공(이하 HIP로 줄여 부른다)하여 기계적 성질을 향상시킨다.

공지의 니켈계 초합금인 인코넬

(INCONEL

) 합금 718은 수년간에 걸쳐 개스터빈 엔진 산업에 이용되어온 재료로서, 인터내쇼날 니켈 컴패니, 인코오포레이티드(International Nickel Company, Inc.)의 등록상표이다. 이하 인코넬 합금 718은 IN 718로 줄여 부른다. 우주 항공 재료 기준(AMS)에서는 이 합금을 5665(가공 재료) 및 5383(주조 재료)으로 기술하고 있으며, AMS 5383에 따른 IN 718의 조성은 중량%로 표시하여, 50-50% Ni, 17-21% Cr, 4.75-5.5% Nb+Ta, 2.8-3.3% Mo, 1% 이하의 Co, 0.65-1.15% Ti, 0.4-0.8% Al, 1.75% 이하의 Al+Ti, 0.35% 이하의 Si, 0.006% 이하의 B, 0.30% 이하의 Cu, 0.015% 이하의 P, 0.35% 이하의 Mn, 0.10% 이하의 C, 및 잔여량의 Fe로 구성된다. 표 1과 같이 기계가공된 형태의 IN 718은 주조되고 HIP 처리된 IN 718보다 성질이 우수하다. 표 1의 가공된 IN 718 시편은 AMS 5663 기준에 따라 봉재 및 단조품으로 처리되었으며, 주조되고 HIP 처리된 IN 718 시편은 아르곤 분위기 내에서 1190℃(2.175℉)의 온도에서 4시간 동안 103.4MPa(15000psi)의 압력으로 HIP 처리되고 기계적 성질을 최적화하기 위해 열처리된 것이다.

종래부터 주조후 손질이 거의 필요치 않은 정도로 완성체에 가까운 대형의 복잡한 IN 718부품을 주조하는 것이 요청되어 오고 있다. 이러한 주조에 의하면, 단조, 기계가공 및 용접작업과 같은 공정을 생략할 수 있으므로 부품의 제조단가가 매우 절감될 수 있다.

IN 718로 개스 터빈 엔진과 같은 터보 장치의 대형 부품을 주조할 수 있는 가능성을 검사하기 위하여 개발 프로그램이 실행되었다. 그러나 주조에 관련된 여러 가지 문제점을 해결한 후에도 주조품내에는 여전히 기공, 편석 및 개재물이 다량 존재했다. 이와 같은 결함들은 기계적 성질을 해치게 되므로 대형의 IN 718주조 부품을 실용화하려면 반드시 제거해야 한다. 상기 기공 및 편석을 감소시키기 위해 주조품을 HIP 처리한 후 잔존 주조 결함을 용접에 의해 보수하는 시도가 행해졌다. 이러한 결함을 MIG 용접 또는 TIG 용접에 의해 용접보수하는 것은 당해기술분야에서 잘 알려져 있다. 그러나 용접 보수시 개스와 용접 스플래터(splatter)가 발생하는 문제점이 있으며, 또한 용접부의 금속조직학적 검사 결과 제1도의 화살표로 표시한 것과 같은 기공이 허용치 이상 존재했으며, 제2도의 화살표로 표시한 것과 같은 열영향부(HAZ)내의 미세균열도 관찰되었다. 자세히 조사해 본 결과, 상기 용접보수시의 문제점 및 용접부내의 기공(gas hole)은 HIP 처리시 고압의 HIP 매개물인 아르곤 개스가 재료의 표면이나 입계를 통해 재료내의 공동부(pore)내에 용입되는 결과였다. 즉, 표면에 연결되어 있는 공동부나 용융된 결정입계를 통해 주조품내로 침입한 개스가 HIP 처리시의 열적 균질화에 의해 국부적으로 용융된 재료가 기지내로 용해되어 HIP 처리시의 종료시에 주조품을 실온으로 냉각시킬때 주조품내에 용입되는 것이다. 금속 조직학적 연구에 의하면, 개스가 용입된 영역내에는 상당히 많은 양의 저융점 라베스상이 존재했다. IN 718에 있어서 라베스상의 일반 화학식은 (Ni, Fe, Cr, Mn, Si)₂(Mo, Ti, Nb)인 것으로 생각된다.

상기 HIP 처리시의 아르곤 개스의 용입은 전술한 열영향부의 미세균열과 무관한 것으로 인정되었으나 리베스상은 열영향부의 미세균열의 주요 원인임이 관찰되었다. 이와 같은 미세균열은 일반적으로 표면아래에 존재하고 용접부품의 수명을 상당히 감촉시키는 원인이 되므로 바람직하지 않다. 라베스상과 열영향부의 미세균열 사이의 관계에 대한 상세한 분석은 1985년에 출판된 악타 메탈러지카(Acta Metallurgica) 제33권, 제7호 제1205-1216면에 기재된 빈센트(Vincent)의 "니켈계 초합금 IN 718의 용접부 주위의 석출(Precipitation Around Welds in the Nickel Base Superalloy Inconel 718)"에 기재되어 있다.

라베스상을 함유한 주조된 IN 718은 HIP 처리전에 실질적으로 라베스상 전체를 용해하도록 열처리할 수 있다(미합중국 특허출원 제565,589호 참조). 이와같은 열처리에 의하면 라베스상이 제거되고 HIP 처리시의 개스의 용입도 배제되므로 합금의 용접성이 보다 양호해지긴 하지만 열처리에 많은 시간이 소비되므로 그다지 바람직스럽지 않다.

본 발명에서는 주조 IN 718내에 생성되는 라베스상 석출양과 응고 속도 사이에 어떤 관계가 있는가를 알아보기 위해 금속조직학적 검사를 실시했다. 상기한 "응고속도"라 함은 합금의 액상선 온도와 고상선 온도사이의 냉각속도를 의미한다. 시험 결과 주조시편내의 라베스상 석출양은 응고 속도가 느려짐에 따라 증가했다. 이와같은 결과는 제3도, 4도 및 5도에 잘 나타나 있다. 제3도는 분당 약 2.8℃(5")의 속도로 응고된 IN 718 시편의 현미경 사진으로서 이 비교적 느린 응고속도에 있어서는 미세조직내의 수지상 사이의 영역에 서로 연결된 망상의 라베스상이 다른 존재함을 볼 수 있다. 제4도는 분당 약 83℃(150℉)의 비교적 빠른 속도로 응도고된 IN 718 시편의 현미경 사진으로서 제3도에 비해 라베스상의 양이 상당히 감소되어 있으며, 또한 제3도의 상호 연결된 망상구조와 달리 제4도의 라베스상은 고립된 석출물로 존재한다. 제3도의 상호 연결된 망상의 라베스상이 HIP 처리중에 용해되면 제4도의 고립된 형태로 존재하는 라베스상이 용해될 때보다 많은 양의 HIP 처리 매체가 합금내에 용입될 것은 분명하다. 제5도는 주조 IN 718내의 라베스상 석출의 양이 응고속도에 반비례하는 것, 즉, 응고속도가 감소할수록 더 많은 양의 라베스상이 생성되는 것을 보여준다. 제5도에 있어서 "라베스상의 면적%"은 광학 현미경에 의해 100배율로 측정한 값이다. 제3도 및 제4도의 시편은 표준 금속조직학적 방법을 이용하여 준비한 것으로서, 라베스상 석출물을 명로하게 관찰할 수 있도록 시편을 10%의 수산(oxalic acid)을 함유한 수용액으로 전해 에칭처리한 것이다. 이들 현미경 사진에서 라베스상은 미세한 백색의 상으로 나타나 있으며, 이들 라베스상을 둘러싸고 있는 어두운색의 상은 주로 γ" 상인 Ni₃Nb이다. 이 γ" 상은 IN 718의 주요한 강화상(strengthening phase)으로서, 이 합금 및 이와 비슷한 성분을 함유한 합금을 γ" 강화합금이라 부른다. IN 718의 기지상(matrix phase)은 니켈 고용체(γ상)이며, 이 γ상내에 분산되어 있는 것은 탄화물로서, 현미경사진에서 백색으로 나타난다.

금속조직학적인 분석에 의하면 IN 718의 라베스상의 융점은 약 1149℃-1163℃(2100-2125℉)로서, 이는 라베스상을 함유하지 않은 IN 718의 고상선 온도 약 1274℃(2325℉) 및 액상선 온도 1377℃(2510℉)보다 훨씬 낮은 온도이며, 또한 전술한 바 HIP 처리시 관찰된 라베스상을 용해시키는데 통상 이용하는 HIP 처리온도인 1190℃(2175℉)보다도 낮은 온도이다. 따라서, HIP 처리중에 라베스상의 용융이 발생되는 것이다. 라베스상의 경도는 로크웰 경도로 약 60이었다. 또한 전자 마이크로프로브(Electron microprobe) 정밀분석에 의하면, 라베스상의 조성은 중량%로 표시했을 때, 약 35-40% Ni, 25-30% Nb, 11-13% Fe, 11-13% Cr, 7-10% Mn, 1-2% Ti, 1% Si로 나타났다. 이 같은 조성은 전술한 빈센트의 논문에 기재된 조성과 일치하는 것이다. 그러나 미합중국 특허 제4,431,443호에는 IN 718의 라베스상의 화학 양론식을 Ni₂Nb로 기재하고 있으며, 그 화학 조성은 중량%로 표시할때 56% Ni-44% Nb인 것으로 보인다.

제5도에 도시한 경향에 의하면, 개스터빈 엔진 디퓨져 케이스(doffuser case)와 같은 대형의 복자한 IN 718 주조품의 두터운 부분 및 주조 작업의 고유조건(예, 주형설계, 코어의 설치등)에 기인되어 느린 속도로 응고된 다른 부분에는 라베스상이 존재하였다. 현재 제트 엔진에 사용되는 주조된 디퓨져케이스는 중량이 약 454kg(1000파운드)까지이며, 단면 두께는 약 19.0mm(0.75인치)-2.54mm(0.10인치)정도로서 두꺼운 부분의 응고 속도는 분당 약 2.8℃(5℉)이고 얇은 부분의 응고속도는 분당 약 83℃(150℉)이다. 제5도에 도시된 바와같이 이러한 조건하에서 IN 718을 주조한다면 응고 속도가 느린 부분에 라베스상이 생성될 것이다. 전술한 바와같이, 라베스상은 용접보수시 허용치 이상의 개스와 용접스플래터를 발생시키는 원인이라고 열영향부의 미세균열을 형성하는 원인이 되는 등 IN 718의 용접성을 해치게 된다.

또한 라베스상을 함유한 주조되고 HIP 처리된 IN 718에서는 라베스상을 거의 함유하지 않거나 전혀 함유하지 않은 시편에 비해 인장 특성이 감소된다는 것이 밝혀졌다. 표 11는 상당량의 라베스상(제3도의 시편에 함유된 것과 유사한 양)을 함유한 주조되고 HIP 처리된 IN 718 시편과 라베스상을 함유하지 않은 주조되고 HIP 처리된 IN 718 시편의 인장 특성 데이터를 표시한 것이다. 이 표에서 라베스상을 함유하지 않은 IN 718 시편은 HIP 처리전에 라베스상을 용해시키기 위한 열처리를 하여 100X의 현미경 배율에서 라베스상을 발견할 수 있도록 한 것으로서, 이 열처리에 의해 재료의 금속학적 변화나 미세조직의 변화는 없었다. 또 HIP는 1163℃(2125℉)의 온도에서 3시간 동안 103.4MPa(15000psi)의 압력으로 실시했으며, 이어서 871℃(1600℉)의 온도에서 10시간 동안 안정화 열처리가 이루어지고, 954℃(1750℉)의 온도에서 1시간 동안 용체화처리되고, 732℃(1350℉)의 온도에서 8시간 동안 시효처리되며, 다음에 시간당 적어도 55℃(100℉)의 속도로 663℃(1225℉)의 온도까지 노냉되고, 이 663℃(1225℉)의 온도에서 8시간 동안 유지시켰다. 표에 나타나 있는 바와같이 라베스상의 존재에 의해 어느 시험 온도의 경우에도 인장특성이 감소하고 있으며, 특히 연성(즉, 단면 감소율 및 연신율)이 상당히 감소된 것을 알 수 있다.

본 발명의 합금은, 가공된 IN 718에 유사한 성질을 가지며, 거의 완성체에 가까운 대형의 복잡한 주조품을 주조할 수 있으며, 라베스상을 거의 함유하지 않거나 전혀 함유하지 않으며, 주조되고 HIP 처리된 상태에서 개스의 용입이 발생하지 않는 미세조직을 가지며, 개스방출 또는 용접 스플래터 및 용접 균열을 발생시키지 않고 기공이나 개재물과 같은 주조결함을 용접보수할 수 있는 합금을 개발하기 위한 계획의 산물이다.

본 발명의 합금은 IN 718 합금의 조성을 개선한 것으로서, 이 합금의 응고시 생성되는 라베스상의 양을 제한하기 위해 Cr을 함량을 약 10-15중량%로 감소시켰다. 시험에 의해 낮은 Cr 함량은 응고 속도가 매우 느리더라도 라베스상의 생성을 효과적으로 억제한다는 것이 밝혀졌다. 이에 따라 HIP 처리시 수지상정 사이의 영역에서 용융이 발생되지 않게되고, 따라서 제품내에 HIP 처리 개스의 용입도 발생하지 않게된다. 합금의 응고중에 생성되는 소량의 라베스상은 주조후의 HIP 처리중에 용이하게 용해되고, 따라서 주조되고 HIP 처리된 상태에서는 합금의 미세조직은 라베스상을 포함하지 않고 용입된 개스도 포함하지 않는다. 주조되고 HIP 처리된 물품은 그 후 열처리에 의해 본 발명과 유사한 처리를 한 IN 718과 동일한 정도의 기계적 특성을 구비하며, 또한 본 발명과 유사한 처리를 한 IN 718보다 용접성이 우수하다.

본 발명의 합금에서 Mo 함량은 3.3중량% 이하로 감소시킬 수 있다. Mo 또한 Cr의 영향에 비교되지는 않지만 라베스상의 생성에 영향을 미친다. 본 발명의 합금의 조성은 중량%로 표시하여 10-15% Cr, 3.3% 이하의 Mo, 0.65-1.25% Ti, 4.75-5.5% 이하 Nb+Ta, 15-24% Fe, 0.2-0.8% Al, 및 잔여량의 Ni-Co로 되어 있다.

이하, 첨부 도면을 참고로 본원 발명에 대해 상세히 설명한다.

전술한 바와같이 IN 718은 느린 속도로 응고될때 다량의 라베스 상을 생성하여 합금의 용접성과 기계적 성질이 불량해지게 된다. 이러한 문제점에 의해 응고속도가 느리더라도 라베스상의 석출물이 거의 존재하지 않는 주조상태의 미세조직을 가지는 합금조성물의 필요성이 증대되는 바, 이러한 합금은 HIP 처리시 고압개스가 합금내에 용입되지 않으며, 열영향부의 미세균열이 발생하지 않는다. 또한 주조된 HIP 처리되고 열처리된 주조품의 인장특성이 이와 유사한 처리를 한 라베스상을 함유하지 않은 미세조직을 가지는 동일하게 처리된 IN 718합금(예, 전술한 미합중국 특허출원 제565,589호의 주조용 IN 718)의 거의 대등하다.

기계가공된 IN 718부품은 주조상태에서의 라베스상의 존재와 관련된 성질의 저하나 열하의 문제가 발생하지 않는데, 이는 출발원료로서의 잉곳(ingot)의 응고중에 생성된 라베스상의 부품의 고온가공중에 파괴도어 용해되기 때문이다. 기계가공된 부품의 편석이 저하되고 결정크기가 감소되므로 기계가공된 IN 718의 기계적 성질을 주조된 IN 718의 성질보다 우수하고, IN 718과 동일한 조성을 가지는 기계가공된 제품(미합중국 특허 제3,046,108호, 제3,758,295호 및 제4,231,795호에 몇가지 가기재되어 있음)의 기계적 성질과 유사하다. 그러나 원하는 특성을 얻기 위해서는 미합중국 특허 제3,046,108호에 기재된 바와 같은 열 기계적인 가공이 필요하며, 비가공된 상태로는 사용할 수 없다.

주조시 라베스상 석출물이 생성되지 않는 합금 조성을 얻기 위해, 느린 속도의 응고시 라베스상의 생성에 미치는 여러 가지 원소의 영향을 실험했다. 표 Ⅲ에 제시되어 있는 바와 같이 먼저 IN 718의 조성범위 내에서 여러 가지 조성을 위하여 라베스상의 생성여부를 조사했다. 이들 시편의 응고속도는 분당 약 2.8℃(5℉)로 하여 대형 주조품의 두꺼운 부분의 응고속도 정도로 매우 느리게 했다.

표 Ⅲ에서는 IN 718의 조성범위와 전형적인 IN 718조성(합금 SS9)이 기재되어 있다. 미세조직내의 라베스상의 양은 제5도의 데이터를 작성할때 사용한 측정장치와 동일한 광학식 측정장치로 측정했다. 표에서 라베스상의 양이 "다량"이라함은 제3도에 도시되어 있는 바와같이 라베스상의 면적%가 약 4-5%임을 의미한다. 표에서 볼 수 있는 바와같이 IN 718 조성범위에서 Si, Cr 및 Nb의 함량을 변화시키는 것에 의해서는 주조품내의 라베스상의 생성량에 뚜렷한 변화가 발생하지 않았다.

다음에는 IN 718의 조성범위 보다 낮은 Cr 함량에 의한 라베스상의 생성효과를 조사했다. 즉, Cr 함량을 13-15중량%로 하고 기타의 원소는 합금 SS9(표Ⅲ)와 동일하게 유지하여 실험해본 결과, 제6도, 6a도, 및 6a도에 도시된 바와같이 응고속도가 느리더라도 라베스상의 생성량은 합금내의 Cr의 함량에 크게 영향을 받는다는 것이 밝혀졌다. 제6a도 및 제6b도는 제6도에 표시된 점 6a 및 6b에 각각 대응하는 시편의 현미경 사진이다. 전술한 바와 같이 마이크로프로브(microprobe) 정밀분석에 의하면 라베스상의 주성분이 Ni가 아니고 Nb인 점, 그리고 전술한 미합중국 특허 제4,431,443호에 라베스상을 Ni₂Nb로 기재하고 있다는 점에 비추어 볼때 Cr 함량의 감소에 의해 라베스상이 감소된다는 것은 의외의 일이다.

또한 Mo 함량을 3%로 부터 1%로 감소시켜도 13%의 Cr을 함유하는 합금내의 라베스상의 양이 감소됨이 실험결과 밝혀졌다. 그러나 이 같은 Mo의 함량의 감소에 의한 라베스상의 감소 정도는 전술한 Cr 함량을 공침 19% 이하로 감소시킴에 의해 얻어지는 라베스상의 감소효과에 미치지 못했다.

저 Cr 합금의 미세조직과 기계적 성질을 평가하기 위해 4개의 113Kg(250파운드)의 진공유도용해(VIN) 시편을 제작하였다. 이들 4개의 시편(각각 LF1a, LF1b, LF2a, LF2b로 표시됨)의 실제 화학조성은 표 IV에 기재했다. 상기 LF1a와 LF1b 시편은 화학조성이 유사하므로 이하 이들 두 시편을 LF1 시편이라 부르고, 상기 LF2a와 LF2b 시편도 같은 이유에서 LF2 시편이라 부른다.

표 4에 제시되어 있는 바와 같이, 두 합금시편(LF1과 LF2)은 약 12% Cr을 함유하며, 시편 LF1은 약 3% Mo을 함유하는 한편, 시편 LF2는 약 1% Mo을 함유한다. 그 외의 합금 조성은 전형적인 IN 718의 조성과 동일하며, 다만 IN 718에서는 Fe를 잔여량으로 한데 비해, 본 시편에서는 Fe를 약 18%로 고정시켰고 표에서는 또한 이러한 종류의 합금에 불순물로서 존재하는 전형적인 원소의 량이 기재되어 있다.

저 Cr 합금의 특성을 평가하고, 또는 IN 718과 비교하기 위해 LF1, LF2 및 IN 718을 이용하여 주지의 정밀 주조 기술에 의해 동일한 조건에서 각각 두종류의 다른 엔진 부품을 제작하였다. 제작한 두 종류의 엔진 부품들은 모두 개스 터빈 엔진에 사용하는 것으로서 종래에는 주조용 IN 718로 제작되었다. 상기 두 종류의 엔진 부품중 하나는 직경이 약 38.1㎝(15인치)이고 중량이 약 6.8kg(15파운드)이며, 다른 하나는 직경이 약 86.35cm(34인치) 중량이 약 13.6kg(30파운드)이다. 주조된 상태에서 각 부품의 금속조직을 관찰해 본 결과(제7a도 및 제7b도). LF1과 LF2에는 라베스상이 거의 없었으나, IN 718에는 제7b도의 화살표로 표시한 바와같이 라베스상이 함유되어 있었다. 도면에 표시된 라베스상의 양은 응고 속도가 느린 대형의 복잡한 주조품에서 통상 관찰되는 라베스상의 양에 비해 매우 적은 것이며, 또한 제3도의 라베스상과는 달리 상호 연결된 망상구조도 아니다. 이에 비해 12% Cr을 함유한 합금에서는 응고시 라베스상의 생성경향이 매우 낮다는 것이 분명해졌다.

저 Cr 합금인 LF1과 LF2의 기계적 성질을 IN 718과 비교하기 위해 시편들을 HIP 처리하고 열처리한 상태에서 실험했다. HIP 처리는 1190℃(2175℉)의 온도에서 4시간 동안 103.4MPa(15000psi)의 압력으로 실시했다. 합금 LF1과 LF2의 인장 특성에 미치는 열처리 조건의 영향을 평가하기 위해 두가지 상이한 열처리 조건을 사용했다. 표 V 및 표 VI에서는 각각 21℃(70℉) 및 649℃(1200℉)의 온도에서 실시한 인장시 험결과가 표시된 것이며, 표에서 "1"이라고 표시한 열처리 방법은 871℃(1600℉)에서 10시간 안정화처리하고, 954℃(1750℉)에서 1시간 용체화처리하고, 732℃(1350℉)에서 8시간 석출(시효)처리하고, 이어서 시간당 적어도 55℃(100℉)의 냉각 속도로 663℃(1225℉)의 온도까지 노냉시키고, 이 663℃(1225℉)의 온도에서 8시간 유지한 다음 실온까지 냉각시키는 순서로 되어 있으며, 표에서 "2"라고 표시한 열처리 방법은 871℃(1600℉)에서 24시간 안정화 처리하며, 용체화처리 및 시효처리는 상기 열처리 "1"과 동일하다.

표 5에 나타나 있는 바와 같이 저 Cr 합금인 LF1과 LF2의 인장특성은 주조되고 HIP 처리되고 열처리된 IN 718의 인장특성과 대체로 동일하다. 또, 시험온도 21℃(70℉)에서는 IN 718의 인장특성이 LF1 및 LF2의 인장특성보다 약간 우수하나 부품의 실제 사용 온도는 이 보다 고온(예로써 649℃(1200℉))이므로 실용상의 가치는 별로 없다. 그러나 표 VI를 보면 649℃(1200℉)의 고온에서는 저 Cr 합금의 인장특성이 IN 718과 대등함을 알 수 있다.

주조되고 HIP 처리되고 열처리된 LF1 및 IN 718 시편에 대해 593℃(1100℉)에서 등온 저 사이클 피로(LCF) 시험을 실시하고, 그 실험결과(평균치)를 제8도에 도시하였다. 도면에서 볼 수 있는 바와같이 LF1 시편의 LCF 특성은 IN 718 시편과 거의 대등하다.

상기 개선된 합금의 주조성은 IN 718과 동일하다. 합금의 "주소성"이라함은 고온 균열이나 지나친 수축공의 발생이 없이 합금의 주형내에 충전되어 합금이 응고할 수 있는 가능성을 측정한 것이다. 시험결과 IN 718뿐만 아니라 저 Cr 합금인 LF1 및 LF2 모두 성공적으로 주형내에 충전되었으며, 완성된 주조품 모두 비슷한 갯수의 표면결함 및 내부결함을 가졌다. 따라서, 상기 3종류의 합금의 주조성은 비슷한 것으로 평가되었다.

대형의 복잡한 주조품에는 주조결함이 존재할 수 있으므로 용접에 의한 결함의 제거(용접 보수)가 필요하다. IN 718 주조품에는 라베스상이 존재하지만 LF1 및 LF2 주조품에는 라베스상이 거의 없으나 전혀 없으므로 용접시 허용치 이상의 개스 방출이나 용접 스플래터(splatter) 또는 미세균열도 발생하지 않는다. 따라서 용접이 가능한 합금이라고 볼 수 있고, 실제 시험에 의해 본 발명의 합금의 용접성이 표준 IN 718의 용접성보다 우수함이 밝혀졌다.

주지의 주조방법에 의해 표 IV에 표시한 조성범위내의 조성을 가지는 대형 주조품을 주조할 수 있으며, 바람직한 방법은 진공유도용해(VIM)에 의해 원재료를 용해하고, 그 용금을 정밀 주형내에서 응고시키는 방법이다. 상기 원재료 이외에 스크랩과 같은 재생재료가 사용될 수 있다.

주조후 주조품내의 연결된 기공을 제거하고, 또 비록 소량이라도 주조품내에 생성되어 있는 라베스상을 용해시키기 위해 주조된 부품을 HIP 처리하는 것이 바람직하다. 라베스상 뿐만 아니라 기공을 효과적으로 감소시키는 한 가지 HIP 처리조건으로서, 1190℃(2,175℉)의 온도에서 4시간동안 103.4MPa(15,000psi)의 압력으로 처리하는 것이 있으나, 당해 분야의 전문가는 동일한 효과를 얻을 수 있는 여러가지 온도-시간-압력의 조합을 이해할 수 있을 것이다. 이와 같은 라베스상은 고온의 HIP 처리중에 γ기재내로 용해하므로, 초기 주조품내에 약 2면적% 이하의 라베스상의 존재하는 것은 허용된다.

HIP 처리후에도 주조부품에 기공이나 개재물과 같은 표면결함이 남아 있으면 예로써 연마가공과 같은 방법에 의해 이들 결함을 제거해준 다음, 표 IV의 범위내의 조성을 가지는 용가재(예로서 봉형이나 와이어형)를 사용하여 전술한 용접 보수를 할 수 있다. 용가재의 조성을 표 IV의 범위내의 조성으로 하는 것은 용접비드와 기지금속이 잘 융합하도록 하기 위함이다. 용접 보수를 하기전에 주조부품을 871°±14℃(1.600°±25℉)에서 10-24시간 공냉하고, 이어서 954±14℃(1,750°±25℉)에서 1시간 공냉처리하는 것이 바람직하며, 용접 보수후 다시 검사하여 더 이상 결함이 발견되지 않으면 954°±14℃(1,750°±25℉)에서 1시간 공냉하고, 이어서 732°±14℃(1,350°±25℉)에서 8시간 동안 663℃(1,225℉)까지 노냉하고, 이어서 663±14℃(1225°±25℉)에서 8시간 공냉처리하여 합금의 기계적 성질을 최적화하도록 한다.

예를들어, 수처리나 서비스작업 등과 같은 주조공정 외에서 발생한 결함도 상기 설명한것과 동일한 방법으로 용접보수된다.

이상은 본 발명의 일실시예에 대해서 기술하였지만, 본 발명의 범위에서 벗어나지 않는 한도에서 여러가지 변형이 가능하다.

[표 1]

[표 2]

* 이 시편은 주조품내의 라베스상을 용해시켜 제거하기 위해 미리 HIP 처리를 한 것임.

[표 3]

* 전형적인 IN 718조성, ** 제3도의 현미경사진과 같음.

[표 4]

[표 5]

[표 6]

Claims (6)

1. 중량%로 표시하여 10 내지 15% Cr, 3.3% 이하의 Mo, 0.65 내지 1.25% Ti, 4.75 내지 5.5% Nb+Ta, 15 내지 24% Fe, 0.2 내지 0.8% Al, 및 잔여량의 Ni+Co로 구성되며, 주조품내에서 연결된 기공을 제거하기에 충분한 조건으로 HIP 처리된 후, 용입된 아르곤 개스와 라베스상 석출물이 존재하지 않는 미세조직을 가지며, 비가공 상태에서 유용하고 용접가능한 것을 특징으로 하는 니켈계 초합금의 주조품.
2. (a) 중량%로 표시하고 10 내지 15% Cr, 3.3% 이하의 Mo, 0.65 내지 1.25% Ti, 4.75 내지 5.5% Nb+Ta, 15 내지 24% Fe, 0.2 내지 0.8% Al, 및 잔여량의 Ni+Co로 구성되는 합금을 제공하는 단계, (b) 상기 합금을 용해한 후 응고시켜 주조품을 형성하는 단계, (c) 상기 주조품내에서 연결된 기공을 제거하기에 충분한 조건으로 상기 주조품을 HIP 처리하는 단계, (d) 상기 주조품을 857℃ 내지 885℃(1.575℉ 내지 1,625℉)에서 10 내지 24시간 열처리하고, 이어서 940℃ 내지 968℃(1,725℉ 내지 1.775℉)에서 1시간 동안 열처리하는 단계, (e) 주조 결함을 용접 보수하는 단계, 및 (f) 상기 주조품을 940℃ 내지 968℃(1,725℉ 내지 1,775℉)에서 1시간 동안 열처리하고, 이어서 718℃ 내지 746℃(1,325℉ 내지 1,375℉)에서 8시간 열처리하고, 노냉 이하의 냉각속도 649℃ 내지 677℃(1,200℉ 내지 1,250℉)까지 냉각시키고, 649℃ 내지 677℃(1,200℉ 내지 1,250℉)에서 8시간 유지하고, 이어서 실온까지 공냉시키는 단계를 구비하는 것을 특징으로 하는 니켈계 초합금으로 된 주조품의 제조방법.
3. 제2항에 있어서, 상기 용접 보수단계에서 사용되는 용가재 금속이 중량%로 표시하며 10 내지 15% Cr, 3.3% 이하의 Mo, 0.65 내지 1.25% Ti, 4.75 내지 5.5% Nb+Ta, 15 내지 24% Fe, 0.2 내지 0.8% Al, 및 잔여량의 Ni+Co로 구성되는 것을 특징으로 하는 주조품의 제조방법.
4. (a) 중량%로 표시하여 10 내지 15% Cr, 3.3% 이하의 Mo, 0.65 내지 1.25% Ti내지 5.5% Nb+Ta, 15 내지 24% Fe, 0.2 내지 0.8% Al, 및 잔여량의 Ni+Co로 구성되는 합금을, 라베스상이 존재하지 않는 미세조직을 갖는 주조제품을 형성하기 위해 용해 및 응고시키는 단계, (b) HIP 처리된 주조품이 라베스상 및 함몰된 HIP 매체를 갖지 않도록 주조품의 내부에서 연결된 기공을 제거하기에 충분한 조건으로 상기 주조품을 HIP 처리하는 단계, 및 (c) 특성을 최적화 하기 위해 상기 주조품을 열처리하는 단계를 구비하는 것을 특징으로 하는 주조품의 제품방법.
5. 제4항에 있어서, 상기 주조품의 결함을 보수하기 위해 용접하는 단계를 또한 구비하고, 라베스상이 존재하지 않아서 어떠한 용접 개스방출도 없는 것을 특징으로 하는 주조품의 제조방법.
6. 중량%로 표시하여 10 내지 15% Cr, 0.3% 내지 3% Mo, 0.65 내지 1.2% Ti, 4.75 내지 5.5% Nb+Ta, 15 내지 24% Fe, 0.2 내지 0.8% Al, 및 잔여량의 Ni+Co로 구성되고, 라베스상 및 용접 균열부들이 존재하지 않게 되는 것을 특징으로 하는 내산화성 용접 주조품.

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