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KR20240017621A - 니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법 - Google Patents

니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR20240017621A
KR20240017621A KR1020220095545A KR20220095545A KR20240017621A KR 20240017621 A KR20240017621 A KR 20240017621A KR 1020220095545 A KR1020220095545 A KR 1020220095545A KR 20220095545 A KR20220095545 A KR 20220095545A KR 20240017621 A KR20240017621 A KR 20240017621A
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alloy
cobalt
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배효주
고광규
조원희
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경상국립대학교산학협력단
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Abstract

본 발명은 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어로 니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법에 관한 것으로서, 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금은, 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

Description

니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법{NI-BASED SUPER HEAT RESISTING ALLOY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금의 구성 성분 조절 및 공정 조건, 특히 기존의 용체화 처리 공정 온도보다 높은 온도에서 γ' 석출물의 생성을 최적화하여 기계적 특성을 향상시킨 니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
내충격성 및 기계적인 물성이 우수한 철(Fe)도 1,200℃에서는 급속히 연화가 일어나게 되고, 1,539℃가 되면 용해된다. 이 때문에 제트엔진이나 로켓, 원자력, 제철용의 열교환기 등 매우 높은 온도(고온)에서 사용될 수 있는 물질의 재료(구조재)로서 일반적인 철 이상으로 내열성을 갖는 금속재료가 필요하게 되었다. 그리하여 적당한 금속 원소들을 첨가하여 이러한 요청에 부응하도록 만들어진 것이 초내열합금이다. 사용하고자 하는 금속 재료가 열에 약한 즉 융점이 낮은 경우, 내열성을 상승시키기 위해서 융점이 높은 금속 재료를 첨가하는 시도가 행해지고 있다. 첨가되는 금속으로서는 크롬(Cr, 융점 1,900℃), 몰리브덴(Mo, 융점 2,600℃), 텅스텐(W, 융점 3,400℃) 등이 대표적인 성분 원소들이다. 또한, 금속이 탄화물 형태가 되면 융점이 상승하기 때문에 탄소(C)도 금속을 내열화 성분으로 사용할 수 있다.
초고온에 견디는 합금의 구체적인 예로서는 탄탈륨(Ta)에 텅스텐(W)과 하프늄(Hf)을 혼합한 합금으로서 2,000℃에도 견디어 낼 수 있다. 또 철(Fe)에 니켈(Ni)이나 코발트(Co) 등을 첨가한 합금도 열에 강한 특징으로 보이고 있다.
700℃ 이상의 고온에서 사용되는 합금으로, 현재는 니켈기(基) 합금이 주류를 이루고 있다. 내열합금에 대한 명확한 정의는 없지만, 일반적으로 700℃ 내지 1,100℃에서 사용되는 합금이라 할 수 있다. 이를 크게 대별하면 철-니켈기 초내열합금, 니켈기 초내열합금 및 코발트기 초내열합금 등으로 분류될 수 있다.
철-니켈기 초내열합금은 800℃ 전후까지 고응력 하에서 사용할 수 있으며, 이는 니켈-크롬-철계와 니켈-크롬-코발트-철계로 구분된다.
코발트기 초내열합금은 일반적으로 텅스텐(W)을 비교적 많이 함유한 니켈-크롬-코발트 합금으로, 800℃ 내지 850℃까지 고응력 하에서 사용할 수 있다.
니켈기 초내열합금은 몰리브덴(Mo)을 첨가한 하스테로이계 합금과 티탄(Ti), 알루미늄(Al)을 첨가한 합금으로 분류할 수 있으며, 900℃ 내지 1,000℃의 고온에서 사용할 수 있다. 현재에는 니켈기 초내열합금 등이 일부 실용화되고 있다. 특히, 니켈기 초내열합금은 우수한 고온 기계적 특성으로 인해 항공기 엔진이나 발전용 가스 터빈의 디스크 및 블레이드에서 널리 사용되고 있다. 니켈기 초내열합금은 단결정 합금과 다결정 합금으로 구분할 수 있는데, 단결정 합금은 필수적인 레늄(Re) 첨가로 인해 원자재 가격이 높다는 단점이 있다. 따라서 가격 경쟁력을 확보하기 위해서는 다결정 합금이 적합하지만, 다결정 합금 또한 비교적 가격이 높은 코발트(Co)의 높은 함량으로 인해 원자재 가격이 높을 뿐만 아니라, 최근 전기자동차 등 이차전지의 수요 폭증의 영향으로 코발트 자원 확보 자체가 점차 어려워지고 있는 실정이다. 즉, 전기자동차가 상용화되면서 전기차 배터리의 주요 원료인 코발트의 수요가 폭증하고 있다. 고용량 리튬 배터리에는 리튬 니켈 코발트 화합물이 쓰이는데, 코발트는 전세계 매장량의 약 71%가 콩고에 매장되어있을 정도로 편재된 자원이며, 콩고의 정치적 불안과 치안 문제도 크다 보니 수급 문제가 더욱 더 심각해지고 있는 상황이다. 따라서 원가절감형 합금의 제조를 위해 코발트의 함량을 낮출 수 있는 제조 방법이 절실하게 필요한 실정이다.
종래에 개발된 단련용 니켈기 초내열합금에서 내산화성과 크리프 특성이 우수한 합금으로 알려져 있는 상용합금은 Haynes 230, Alloy 617 및 Inconel 738LC 합금들이 대표적이며, 이들은 대략 650℃ 또는 그 이상의 온도까지 우수한 상 안정으로 장시간 사용할 수 있다.
특히, 니켈기 초내열합금의 일종인 상용재 Inconel 738LC는 다결정 합금 중에서도 비교적 높은 온도 수용성을 가지고 있기 때문에 고온 환경에서 사용하기 적합하다. 이 합금은 L12 구조의 γ'- Ni3(Al, Ti) 석출물을 주된 강화기구로 가지는 석출경화형 합금으로, 기계적 특성 향상을 위해 γ' 석출물의 크기와 모양 및 분율을 잘 제어하는 것이 중요하다. 그러나 γ' 석출물의 용해 온도는 대략 1,140℃ 이상으로 나타난 것에 비해 상용재 Inconel 738LC의 용체화 처리 온도는 1,120℃에서 진행되어 γ' 석출물을 완전히 용해하지 못하고 있는 실정이다.
이와 관련된 선행 문헌으로는 다음과 같은 것들이 있다:
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-0203379호(발명의 명칭 "주조용 니켈기 초내열합금" ; 1999년03월23일 등록)는 Ni을 기본 조성으로 하여 여기에 Cr : 6 내지 10%, W : 8 내지 13%, Mo : 1 내지 4%, Al : 3 내지 7%, Ti : 0.5 내지 3%, Nb : 0.5 내지 3%, Co : 8 내지 12%, Ta : 3 내지 7%, Hf : 0.05 내지 2.0%, Zr : 0.05 내지 2.0%, B : 0.01 내지 0.1%, C : 0.01 내지 0.5%로 이루어지는 주조용 니켈기 초내열합금을 기술하고 있다.
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-0725624호(발명의 명칭 "니켈기 단결정 초내열합금" ; 2007년05월30일 등록)는 코발트(Co), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 레늄(Re), 알루미늄(Al), 탄티늄(Ta), 티타늄(Ti) 및 니켈(Ni)로 구성되며, 무게비로 코발트(Co)가 12%, 크롬(Cr)이 4%, 몰리브덴(Mo)이 2%, 텅스텐(W)이 4.2%, 레늄(Re)이 3%, 알루미늄(Al)이 6.2%, 탄티늄(Ta)이 6.8%, 티타늄(Ti)이 0.8%이고 나머지가 니켈(Ni)인 것을 특징으로 하는 니켈기 단결정 초내열합금을 기술하고 있다.
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-1604598호(발명의 명칭 "내산화성 및 크립 특성이 우수한 니켈기 초내열합금 및 그 제조 방법" ; 2016년03월14일 등록)는 크롬(Cr) : 20 내지 26중량%, 텅스텐(W) : 13 내지 17중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5중량%, 망간(Mn) : 0.1 내지 1.0중량%, 실리콘(Si) : 0.1 내지 0.6중량%, 알루미늄(Al) : 0.1 내지 1.0중량%, 란탄(La) : 0.01 내지 0.06중량%, 탄소(C) : 0.01 내지 0.20중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 내산화성 및 크립 특성이 우수한 초내열합금을 기술하고 있다.
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-2144902호(발명의 명칭 "피삭성 및 기계적 물성이 우수한 니켈기 초내열합금" ; 2020년08월10일 등록)는 탄소(C), 황(S), 망간(Mn), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 티타늄(Ti) 니오븀(Nb), 알루미늄(Al) 및 니켈(Ni)을 함유하는 니켈기 초내열합금에 있어서, 상기 니켈기 초내열합금 총 중량 기준으로 탄소(C) : 0.01 내지 0.30중량%, 황(S) : 0.10 내지 0.50중량%, 망간(Mn) : 0.1 내지 1.0중량%, 크롬(Cr) : 10.0 내지 15.0중량%, 몰리브덴(Mo) : 2.0 내지 7.0중량%, 텅스텐(W) : 0.1 내지 5.0중량%, 티타늄(Ti) : 0.1 내지 2.0중량%, 니오븀(Nb) : 1.0 내지 5.0중량%, 알루미늄(Al) : 3.0 내지 10.0중량% 및 잔량의 니켈(Ni)과 불가피한 불순물을 함유함에 따라, 피삭성 및 기계적 물성이 우수한 니켈기 초내열합금을 기술하고 있다.
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-2197355호(발명의 명칭 "니켈기 단결정 초내열합금" ; 2020년12월24일 등록)는 4.5 내지 7.0중량%의 알루미늄(Al), 10.5 내지 12.5중량%의 코발트(Co), 2.65 내지 4.65중량%의 크롬(Cr), 0.8 내지 2.0중량%의 몰리브덴(Mo), 1.8 내지 2.5중량%의 레늄(Re), 6.0 내지 9.0중량%의 탄탈륨(Ta), 6.9 내지 8.9중량%의 텅스텐(W) 및 잔부가 니켈(Ni)로 이루어진, 니켈기 단결정 초내열합금을 기술하고 있다.
대한민국 등록특허공보 등록번호 제10-2340057호(발명의 명칭 "니켈기 단결정 초내열합금 및 이의 제조방법" ; 2021년12월13일 등록)는 중량%로, 4.0 내지 6.0의 알루미늄(Al), 10.5 내지 12.5의 코발트(Co), 2.65 내지 4.65의 크롬(Cr), 2.0 이하(0 초과)의 몰리브덴(Mo), 1.0 내지 1.7의 레늄(Re), 6.0 내지 8.0의 탄탈륨(Ta), 1.8 내지 2.5의 티타늄(Ti), 6.9 내지 8.9의 텅스텐(W) 및 잔부가 니켈(Ni)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 니켈기 단결정 초내열합금 및 이의 제조방법을 기술하고 있다.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건, 특히 기존의 용체화 처리 공정 온도보다 높은 온도에서 γ' 석출물의 생성을 최적화하여 기계적 특성을 향상시킨 니켈기 초내열합금 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 따른 니켈기 초내열합금은, 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어진다.
본 발명에 따른 니켈기 초내열합금은, 1,100℃ 내지 1,300℃의 용체화 처리를 수행한다.
또한, 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금의 제조 방법은, (a) 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 원료들을 혼합 및 용해시키는 용융 공정 단계; (b) 상기 용융 공정 단계에서 수득되는 용해된 원료를 고화시키는 응고 공정 단계; (c) 상기 응고 공정 단계에서 수득되는 고화된 합금을 열처리하는 용체화 처리 공정 단계; 및 (d) 상기 용체화 처리 공정 단계에서 수득되는 열처리된 합금을 실온까지 냉각시키는 냉각 공정 단계;를 포함한다.
상기 용체화 처리 공정 단계는 1,100 내지 1,300℃의 범위 이내의 온도에서 3 내지 5시간 동안 수행한다.
상기 냉각 처리 공정 단계에서의 냉각은 공냉에 의해 수행할 수 있다.
상기 응고 공정 단계에서의 고화는 용해된 원료를 주조에 의해 주조품으로 성형한 후, 냉각에 의해 수행할 수 있다.
본 발명에 의해 합금 성분 조절, 특히 크롬의 함량을 줄이면서 기존의 용체화 처리 공정 온도보다 높은 온도에서 γ' 석출물의 생성을 최적화하여 기계적 특성을 향상시킨 니켈기 초내열합금을 제공하며, 고가이며, 최근 이차전지 등 다른 수요가 급증하는 크롬의 사용량을 줄여 비용절감을 달성하면서도 기존의 상용화된 니켈기 초내열합금에 준하거나 더 우수한 기계적 물성을 나타낼 수 있는 니켈기 초내열합금을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 1,120℃에서 용체화 처리를 수행한 합금들의 미세조직들을 나타내는 사진들이다.
도 2는 1,250℃에서 용체화 처리를 수행한 합금들의 미세조직들을 나타내는 사진들이다.
도 3은 1,300℃에서 용체화 처리를 수행한 합금들의 미세조직들을 나타내는 사진들이다.
도 4는 용체화 처리를 수행한 합금들의 γ' 석출물의 평균 크기를 비교한 그래프이다. 1,250℃, 1,120℃, 1,300℃ 순으로 γ' 석출물 평균 크기가 작다.
도 5는 용체화 처리를 수행한 합금들의 γ' 석출물의 분율을 비교한 그래프이다. 1,120℃, 1,250℃, 1,300℃ 순으로 γ' 석출물 분율이 크다.
도 6은 용체화 처리를 수행한 합금들의 코발트 및 몰리브덴의 함량에 따른 기지조직(matrix) 중의 코발트 및 몰리브덴 함량의 변화를 비교한 그래프들이다.
도 7은 용체화 처리를 수행한 합금들의 비커스 경도를 비교한 그래프이다. 1,250℃ 에서 가장 높은 경도값을 나타내었다.
이하, 본 발명의 구체적인 실시예를 첨부한 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
본 명세서에서 사용되는 모든 기술적 그리고 과학적 용어들 및 표현들은 본 기술과 연관되는 경우 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 사람들에 의해 통상적으로 이해되는 바와 동일한 정의들을 갖는다. 그럼에도 불구하고 본 명세서에서 사용되는 일부 용어들 및 표현들의 정의가 명확성을 위해 아래에 제공된다. 따라서 본 명세서에 기재된 실시예와 도면에 도시된 구성은 본 발명의 바람직한 실시예들에 불과할 뿐이고, 본 발명의 기술적 사상을 모두 대변하는 것은 아니므로, 본 출원 시점에 있어서 이들을 대체할 수 있는 다양한 균등물과 변형예들이 있을 수 있음을 이해하여야 한다.
본 발명에 따른 니켈기 초내열합금은, 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따르면, 상기한 바와 같은 조성을 갖는 니켈기 초내열합금은 낮은 코발트 함량(유사한 조성의 상용재 Inconel 738LC에 비해 적어도 50% 감소된 코발트 함량)을 가지면서도 초내열합금의 조성을 가능하게 함으로써 특히 원자재 가격이 높을 뿐만 아니라, 최근 전기자동차 등 이차전지의 수요 폭증의 영향으로 인하여 수급이 어려워지는 문제점을 해결하면서도 최적의 용체화 처리 즉, 1,100 내지 1,300℃의 범위 이내의 온도에서 3 내지 5시간 동안의 열처리에 의한 용체화 처리를 통하여 우수한 기계적 특성, 특히 높은 경도를 얻을 수 있고, 더욱이 코발트 함량이 높은 유사한 조성의 니켈기 초내열합금에 준하는 경도를 얻을 수 있다는 점을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이른 것이다.
상기한 바와 같은 조성을 갖는 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금은 최적의 용체화 처리에 의해 합금의 주된 강화기구인 γ' 석출물의 모양과 분율을 변화시킴으로써 유사한 조성범위를 가지고 있으나, 코발트 함량을 크게 낮춘 것으로서, 코발트 함량이 훨씬 높은 유사한 니켈기 초내열합금 예를 들어, 기존의 Inconel 738LC에 준하는 경도를 나타내었으며, 이와 같은 기계적 특성을 향상시킴으로써 주로 항공기 엔진이나 산업용 가스 터빈의 핵심 부품인 터빈 블레이드와 터빈 디스크 재료로 널리 사용이 가능할 뿐만아니라 효율적이라는 특징을 나타낸다.
또한, 본 발명에 따르면, 상기한 바와 같은 조성을 갖는 니켈기 초내열합금은 몰리브덴의 함량을 조절하는 것에 의해 수득되는 니켈기 초내열합금의 경도에 영향을 줄 수 있는 γ' 석출물의 형상이나 분율을 조절할 수 있다.
즉, 몰리브덴 이외의 다른 성분들(기지 조직의 금속인 니켈 제외)이 동일한 니켈기 초내열합금들 중에서도 몰리브덴의 함량이 높은 니켈기 초내열합금이 몰리브덴의 함량이 낮은 니켈기 초내열합금에 비해 몰리브덴 함량의 증가로 인해 기지 조직과 석출물에서 강화가 일어나 경도가 증가하는 경향을 나타낸다.
이하, 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 조성범위를 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 니켈기 초내열합금의 내식성, 내산화성 합금의 강도를 향상시키기 위한 필수 불가결한 원소이다. 특히, 크롬은 산화되어 Cr2O3 등을 포함하는 피막을 형성함으로써, 상온과 고온에서의 내식성, 내산화성을 현저히 향상시킬 수 있다. 또한, 크롬은 탄소와 결합하여 탄화물로 석출되어 고온 강도를 증가시킨다. 크롬 첨가로 이러한 효과를 생성하기 위해서는 그 함량이 적어도 8% 이상이어야 한다. 그러나, 크롬의 함량이 너무 높으면 기지조직의 안정성이 감소하고 σ-상 및 α-Cr과 같은 해로운 TCP(Topologically Close Packed)상의 형성이 촉진되므로 연성과 인성(toughness)에 악영향을 일으킨다. 결과적으로, 본 발명의 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 크롬을 10.0 내지 22.0중량%, 바람직하게는 12.0 내지 20.0중량%, 더욱 바람직하게는 14.0 내지 18.0중량% 함유할 수 있다. 만약, 본 발명의 니켈기 초내열합금이 총 중량 기준으로 크롬을 10.0중량% 미만으로 함유할 경우에는 내식성, 내산화성이 저하되는 문제가 있고, 22.0중량% 초과하여 함유할 경우에는 탄화물 및 TCP를 형성하여 크리프 특성 및 고온에서의 기계적 물성 등이 저하되는 문제가 있다.
코발트(Co)
Co는 니켈기 초내열합금에서 필수적인 합금원소로서 기지 조직인 γ 상의 고용강화와 함께 적층결함에너지를 감소시키고, 탄화물 형성에 의한 석출강화 뿐만 아니라 고온에서의 내식성을 향상시키는 효과적인 원소이다. 특히 니켈기 초내열합금의 주요 강화 석출상인 감마 프라임 상(γ')의 고용화 온도(so1vus temperature)와 기지인 감마상(γ)의 고용화 온도를 상승시켜, 용체화 처리가 가능한 온도에 영향을 주며, 합금이 보다 고온에서 사용될 수 있도록 함으로써 고온 강도 및 내식성을 향상시키는 역할을 한다. 그러나 Co의 가격이 여타 첨가 원소에 비하여 매우 고가일 뿐만 아니라, 과량 첨가 시에 Co에서 발생하는 유도방사능이 문제가 될 수 있다. 또한 본 발명에서 코발트(Co)는 텅스텐의 분할계수를 1에 가깝게 하는 필수적인 원소로서 편석에 대한 불감도를 크게 개선한다. 텅스텐(W)은 그의 밀도가 니켈과는 상당히 다르고 줄무늬형 편석 발생의 원인이다. 코발트는 Al, Ti, 그리고 Nb와 같은 석출강화형 원소들의 분할계수를 1에 가깝게 하는데 있어서도 효과적이다. 본 발명의 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 코발트를 3.0 내지 6.0중량%, 바람직하게는 4.0 내지 6.0중량%, 더욱 바람직하게는 4.0 내지 5.0 중량%, 가장 바람직하게는 4.5중량%를 함유할 수 있다. 따라서 본 발명의 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 Co 함량이 3.0중량%보다 적은 경우에는 합금의 고용강화 효과의 저하에 따라 크리프 특성 향상을 기대하기 어려우며, 6.0중량%보다 많이 첨가되는 경우 취성의 TCP 상 생성이 촉진되어 합금의 고온 상 안정성과 기계적 물성을 저하시킬 수 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 알루미늄(Al)과 마찬가지로 감마 프라임 상(γ')의 구성 원소로 감마 프라임상의 역위상경계(APB) 에너지를 증가시켜, 니켈기 초내열합금의 고온 특성을 향상시키는 역할을 한다. 특히, 티타늄(Ti)의 첨가에 따라 격자불일치(misfit)가 커지고, 적층결함 에너지가 작아지게 되기 때문에 크리프 특성을 향상시킬 수 있다. 따라서 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 티타늄을 2.0 내지 5.0중량%, 바람직하게는 3.0 내지 5.0중량%, 더욱 바람직하게는 3.0 내지 4.0중량% 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총 중량 기준으로 티타늄을 2.0중량% 미만으로 함유할 경우에는 감마 프라임상이 충분히 형성되지 않아, 고온에서의 기계적 물성이 충분히 향상되지 못하는 문제가 있고, 5.0중량%를 초과하여 포함할 경우에는 감마 프라임상이 과도하게 형성되어 오히려 강도, 연성, 인성 및 장기간 구조 안정성 등 기계적 물성이 저하되는 문제가 있다. 결과적으로, 티타늄의 함량은 2.0 내지 5.0중량%의 범위로 제한된다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 니켈기 초내열합금의 주 강화상인 감마 프라임 상(γ')의 구성 원소이므로, 고온 크리프 특성 향상에 필요한 원소이며, 내산화성 향상에도 기여한다. 상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금 전체 중량의 2 내지 5중량%의 함유량으로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 첨가량이 2.0중량% 미만인 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없고, 5.0중량%를 초과할 경우에는 과도한 γ' 상의 석출로 가공성이 저하되는 문제가 있다.
또한, 알루미늄(Al)의 경우 조성의 절대량도 중요하지만 또 다른 감마 프라임 상(γ')의 생성원소인 티타늄(Ti) 함유량과의 관계도 중요하다.
Al과 Ti은 감마 프라임 석출물(표시기호 :γ', 화학조성식 : Ni3(Al,Ti))을 기지로부터 석출시키는 역할을 하며, Al 대 Ti의 비를 조정함으로써 석출되는 γ'의 함유량을 조절하고, 사용하고자 하는 용도에 맞게 합금을 제조하게 된다. 보통 γ'의 결정구조인 면심 입방 격자를 유지한다는 가정하에서 Al 대 Ti의 비율이 약 5:1까지 변화될 수 있는 것으로 알려져 있다. 그러나 Ti의 함량이 많을 경우에는 에타 상(Ni3Ti)이라는 조밀 육방 격자 형태를 갖는 화합물을 형성하여 합금의 기계적 특성이 저하되는 경향이 있다.
니켈기 초내열합금의 강도 중, 상당 부분은 γ'에 의하여 발생하며, 일반적으로 γ'의 부피분율은 Ti 대 Al의 비와, Al+Ti의 함량에 의하여 결정되는 바, 주조합금의 경우에는 35% 이상의 부피분율을 가지는 것이 보통이다. Al과 Ti의 함유량이 너무 많으면 합금의 고온 강도는 증가되지만, 합금의 연성이 크게 나빠져서 쉽게 깨지는 경향이 있다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 알루미늄을 2.0 내지 5.0중량%, 바람직하게는 3.0 내지 5.0중량%, 더욱 바람직하게는 3.0 내지 4.0중량%로 더 함유할 수 있다.
텅스텐(W)
텅스텐(W)은 감마(γ) 기지조직과 고용체를 형성하는 고용강화 원소로서 효과적일 뿐만 아니라 γ' 상의 Al 자리들에 존재하는 Al을 치환하여 γ' 상의 안정성을 향상시키고, 또한 금속 중에서 가장 무거운 금속이며, 니켈내에서 확산속도가 매우 느리므로 합금의 크리프 변형을 크게 억제하여 고온에서의 특성을 크게 향상시키는 역할을 하므로 니켈기 초내열합금의 고온강도와 크리프 강도를 높일 수 있는 가장 중요한 원소이다. 그러므로, 텅스텐은 고온 안정성을 높이고 구조의 안정성을 향상시킬 뿐만 아니라 열팽창계수를 낮추는 효과를 가진다. 그래서 텅스텐이 적당한 양으로 함유되기만 하면, TCP 상 석출은 발생되지 아니하고 구조 안정성이 악화되지 아니하지만, 그의 함량이 너무 높으면, α-W가 석출되므로 구조 안정성을 감소시킬 뿐만 아니라 열간 가공성(hot workability)을 상당히 악화시킨다. 아울러 텅스텐은 크롬 및 몰리브덴과 함께 M6C 및 M23C6형 탄화물을 형성하는 주요 원소로서 이를 통한 결정입계 강화에도 기여한다.
본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 텅스텐을 1.0 내지 5.0중량%, 바람직하게는 2.0 내지 4.0중량%, 더욱 바람직하게는 2.0 내지 3.0 중량% 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총 중량 기준으로 텅스텐을 1.0중량% 미만으로 함유할 경우에는 감마(γ)상 기지가 충분히 강화되지 못하여, 고온 강도와 크리프 특성이 충분히 향상되지 못하는 문제가 있고, 5.0 중량%를 초과하여 함유할 경우에는 미세조직의 안정성이 저하되어, 기계적 물성이 저하되는 문제가 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 고용강화 즉 초내열합금의 고온특성을 향상시키는 역할을 하는 원소이며, 보다 고온에서 안정한 탄화물을 형성하는 경향이 있다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 탄소(C)와 결합하여 결정립계에 M6C형 탄화물을 형성하여 결정립 성장을 억제한다. 그러나 많은 양이 첨가되는 경우에는 밀도가 높아지고 μ 상(Laves 상)이라는 TCP 상이 생성될 수 있다. Mo은 W과 함께 기지에 고용되어 W과 동일한 역할을 수행하는 것으로, Mo은 내산화성을 해치는 원소로 인식되어 왔으나, 본 발명 합금의 경우에는 오히려 1% 이상의 Mo을 첨가함으로써 Mo을 첨가하지 않은 TM 32l 합금이나, 0.6% 정도로 본 발명 합금보다 소량으로 첨가한 MM 247 합금에 비하여 우수한 크리프 특성 및 고온 인장 강도를 얻을 수 있었다. 따라서 몰리브덴(Mo)은 고용강화 원소로서, 초내열합금의 고온 인장 특성, 크리프 특성 등을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 몰리브덴을 1.0 내지 5.0중량%, 바람직하게는 1.0 내지 3.0중량%, 더욱 바람직하게는 1.0 내지 2.5중량%, 가장 바람직하게는 1.4 내지 1.6중량%를 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총 중량 기준으로 몰리브덴을 1.0중량% 미만으로 함유할 경우에는 고용강화 효과가 미미하여, 고온 인장 특성, 크리프 특성 등이 저하되는 문제가 있을 수 있고, 5.0중량% 초과하여 함유할 경우에는 열간 가공성 및 미세조직의 안정성이 나빠져서 기계적 물성이 저하되는 문제가 있을 수 있다.
탄탈륨(Ta)
탄탈륨(Ta)은 합금의 기재에 고용하여 강화 효과를 나타내고, 일부는 TaC의 형태의 탄화물로 석출하여 석출강화를 동시에 나타내며, 또한 주 강화상인 감마 프라임 상(γ')에 고용되어 합금의 크리프 특성을 강화, 탄화물 형성 조장, 적층 결함에너지 감소 및 내열성이 우수하고 치밀한 산화막을 형성하여 내식성을 향상시킬 수 있는 역할을 하는 원소로서 그 효과가 가장 뚜렷한 1 ∼ 5중량%의 범위에서 조정하였다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 탄탈륨을 1.0 내지 5.0중량%, 바람직하게는 1.0 내지 3.0중량%, 더욱 바람직하게는 1.5 내지 2.0중량%를 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 초내열합금의 탄탈륨의 함량이 1.0중량% 미만인 경우에는 함유량이 적어 고용경화, 내식성 향상이 미미한 문제점이 있고, 5중량%를 초과하는 경우 복잡한 TCP 상의 생성을 조장하는 문제점이 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 니켈기 초내열합금의 기계적 물성을 향상시키는 역할을 한다. 일반적으로 Nb는 γ" 상(body centered tetragonal phase)이라는 석출물을 형성하는데 기여하고, 또한 NbC라는 형태의 탄화물로서 입계에 분포하여 입계 강화 효과를 가지는 원소로 알려져 있다. 이러한 Nb의 강화효과는 미국의 Inco사에서 현재까지도 상용화하고 있는 Inconel 718이라는 합금에 의하여 충분히 밝혀져 있다. 그러나 과량 함유될 경우 유해한 Ni3Nb 금속간화합물이 석출하여 파단 시, 균열의 원인이 된다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 니오븀을 0.1 내지 3.0중량%, 바람직하게는 0.1 내지 2.0중량%, 더욱 바람직하게는 0.1 내지 1.0중량%로 더 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총 중량기준으로 니오븀을 0.1중량% 미만으로 포함하거나, 3.0중량%를 초과하여 포함할 경우에는 Laves상 및 σ상과 같은 금속간 화합물들이 석출되는 경향이 있어서 구조 안정성을 상당히 해쳐서 기계적 물성이 저하되는 문제가 있다.
탄소(C)
탄소(C)는 기계적 특성에 매우 중요한 역할을 하는 원소로서 탄화물 석출과 합금 내에 고용되어 강도를 높이는 역할을 수행한다. 탄소(C)는 텅스텐(W), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr) 등과 결합하여 MC, M6C 또는 M23C6 형태의 탄화물을 형성하여 결정립계 미세화에 기여하며, 탄화물을 입계에 형성시킴으로써 결정립계 강도를 향상시키므로 고온강도의 향상시킨다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 탄소를 0.1 내지 0.3중량%, 바람직하게는 0.1 내지 0.2중량%, 더욱 바람직하게는 0.1 내지 0.15중량% 함유할 수 있다. 탄소(C)의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우에는 충분한 탄화물이 형성되지 않아 강도 향상 효과를 도모하기 어려운 반면에 0.3중량%를 초과할 경우에는 지나치게 많은 탄화물이 형성되어 연성 및 가공성 등이 저하되는 문제가 있다.
지르코늄(Zr)
지르코늄(Zr)은 대부분이 결정입계에 분포하면서 고온 변형 시, 결정입계 미끄러짐을 방지함으로써 결정입계 강도를 증가시키는 역할을 하지만, 다량이 첨가되면 결정입계 편석으로 인한 취성파괴의 원인이 된다. 또한 지르코늄(Zr)은 탄소(C) 및 붕소(B)과 함께 결정립계에 분포하면서 고온 변형 시, 결정입계 미끄러짐을 방지함으로서 결정입계를 강화시키는 역할을 한다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 지르코늄을 0.01 내지 0.1중량%, 바람직하게는 0.03 내지 0.08 중량%, 더욱 바람직하게는 0.05 내지 0.07 중량%를 더 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총 중량 기준으로 지르코늄을 0.01중량% 미만으로 함유할 경우에는 결정립계 강화 정도가 미미하며, 기계적 물성이 저하될 수 있으며, 0.1중량% 초과하여 함유할 경우에는 과도한 결정립계 편석을 유도하여 고온에서의 기계적 물성과 가공성을 저하시키는 문제가 있다.
붕소(B)
붕소(B)는 결정립계 내에 M3B2, M0B3 등의 형태를 가지는 붕화물을 석출시켜, 결정립계를 강화시키고, 결정립 성장을 억제시켜 크리프 특성을 향상시키는 역할을 한다. 즉, 붕소는 결정립계에 적정량의 붕화물을 석출시킴으로써, 니켈기 초내열합금의 상온과 고온에서의 기계적 물성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명 니켈기 초내열합금은 총 중량 기준으로 붕소를 0.001 내지 0.05중량%, 바람직하게는 0.003 내지 0.02중량%, 더욱 바람직하게는 0.005 내지 0.015중량%로 더 함유할 수 있다. 만약, 본 발명 니켈기 초내열합금이 총중량 기준으로 붕소를 0.001중량% 미만으로 포함할 경우에는 붕화물의 석출이 미미하여, 기계적 물성 특히 크리프 특성의 향상 효과를 발휘하기 어려운 반면, 0.05중량%를 초과하여 포함할 경우에는 과도하게 형성된 붕화물에 의해 결정입계 취성을 증대시켜 기계적 물성이 저하되는 문제가 있다.
이상과 같은 성분조성 범위를 갖는 본 발명에 의한 니켈기 초내열합금의 제조 방법과 제반 특성은 다음의 실시예를 통하여 보다 명확히 이해될 것이며, 이러한 실시예에 한정되지는 않는다.
또한, 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금의 제조 방법은, (a) 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 원료들을 혼합 및 용해시키는 용융 공정 단계; (b) 상기 용융 공정 단계에서 수득되는 용해된 원료를 고화시키는 응고 공정 단계; (c) 상기 응고 공정 단계에서 수득되는 고화된 합금을 열처리하는 용체화 처리 공정 단계; 및 (d) 상기 용체화 처리 공정 단계에서 수득되는 열처리된 합금을 실온까지 냉각시키는 냉각 공정 단계;를 포함함을 특징으로 한다.
상기 (a)의 용융 공정 단계는 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 원료들을 혼합 및 용해시키는 것으로 이루어진다. 상기한 바와 같은 조성을 갖는 니켈기 초내열합금은 낮은 코발트 함량(유사한 조성의 상용재 Inconel 738LC에 비해 적어도 50% 감소된 코발트 함량)을 가지면서도 초내열합금의 특성을 가능하게 함으로써 특히 원자재 가격이 높을 뿐만 아니라, 최근 전기자동차 등 이차전지의 수요 폭증의 영향으로 인하여 수급이 어려워지는 문제점을 해결하면서도 최적의 용체화 처리 공정을 통하여 우수한 기계적 특성, 특히 높은 경도를 얻을 수 있고, 더욱이 코발트 함량이 높은 유사한 조성의 니켈기 초내열합금에 준하는 경도를 얻을 수 있다.
특히, 상기 용체화 처리 공정 단계는 1,100℃ 내지 1,300℃의 범위 이내의 온도에서 3 내지 5시간 동안 수행되며, 바람직하게는 1,120℃ 내지 1,300℃의 범위 이내의 온도에서 4시간 동안 수행한다. 이러한 용체화 처리 공정 단계에서의 열처리 온도는 본 발명에 따른 니켈기 초내열합금의 최적의 용체화 처리를 가능하게 하며, 이러한 용체화 처리에 의하여 합금의 주된 강화기구인 γ' 석출물의 모양과 분율을 변화시킴으로써 유사한 조성을 가지며, 특히 종래의 니켈기 초내열합금, 예를 들어, 코발트 함량이 훨씬 높은 유사한 니켈기 초내열합금인 기존의 Inconel 738LC에 준하는 경도를 나타낼 수 있으며, 그 외의 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
상기 (b)의 응고 공정 단계는 상기 용융 공정 단계에서 수득되는 용해된 원료를 실온에 방치하여 냉각 및 고화되도록 함으로써 수행된다.
상기 (d)의 냉각 공정 단계는 상기 용체화 처리 공정 단계에서 수득되는 열처리된 합금을 실온까지 냉각시키는 것으로 이루어지며, 이러한 냉각 공정 단계는 바람직하게는 공냉에 의해 수행될 수 있다.
특히, 상기 응고 공정 단계에서의 고화는 용해된 원료를 주조에 의해 주조품으로 성형한 후, 냉각에 의해 수행될 수 있으며, 상기한 바와 같은 성형에 의해 목적하는 바의 외형, 예를 들어, 항공기 엔진이나 산업용 가스 터빈의 디스크 또는 블레이드와 같은 소정의 외형을 갖는 주조품으로 성형한 후, 후속하는 용체화 처리 공정 및 냉각 처리 공정에 의해 목적하는 바의 외형을 갖는 물품을 수득하는 것을 가능하게 한다.
이하에서 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예들이 기술되어질 것이다.
이하의 실시예들은 본 발명을 예증하기 위한 것으로서 본 발명의 범위를 국한시키는 것으로 이해되어져서는 안될 것이다.
비교예
크롬(Cr) : 16중량%, 코발트(Co) : 8.5중량%, 티타늄(Ti) : 3.4중량%, 알루미늄(Al) : 3.4중량%, 텅스텐(W) : 2.6중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.75 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1.75중량%, 니오븀(Nb) : 0.9중량%, 탄소(C) : 0.11중량%, 지르코늄(Zr) : 0.06중량%, 붕소(B): 0.01중량%, 잔부로서 니켈(Ni) 및 불가피한 불순물을 포함하도록 하여 합금을 조성하였다. 이러한 비교예의 조성은 상용재인 Inconel 738LC의 조성이다.
실시예 1
코발트를 8.5중량%에서 4.5중량%로, 그리고 몰리브덴을 1.75중량%에서 1.5중량%로 성분을 조정한 것을 제외하고는 나머지 성분들은 비교예와 동일한 합금 구성 성분으로 이루어진다.
실시예 2
코발트를 8.5중량%에서 4.5중량%로, 그리고 몰리브덴을 1.75중량%에서 2.2중량%로 성분을 조정한 것을 제외하고는 나머지 성분들은 비교예와 동일한 합금 구성 성분으로 이루어진다.
실험예
비교예, 실시예 1 및 실시예 2의 합금들을 각각 1,120℃, 1,250℃ 및 1,300℃(용체화 처리 온도)에서 아르곤 가스 분위기 하에서 4시간 동안 열처리를 진행하고, 공냉 처리하였다. 이후, 주사전자현미경(SEM: Scanning electron microscope)을 이용하여 γ' 석출물의 변화를 살펴보았다.
그 결과, 온도와 조성변화에 따라 γ' 석출물의 형상(도 1 내지 도 3), 크기(도 4) 및 분율(도 5)이 변화한 것을 확인할 수 있었다.
또한, 변화시킨 코발트와 몰리브덴의 고용강화 효과를 확인하고자 에너지 분산형 X-선 분광법(EDS: Energy dispersive X-ray spectroscopy)을 사용하여 분석하였다.
그 결과, 기지와 γ' 석출물에서 코발트와 몰리브덴의 함량 변화(도 6)가 나타난 것을 확인할 수 있다.
이렇게 나타난 변화를 비커스 경도와 비교한 결과, 1,300℃의 경우, 용체화 처리 온도가 너무 높아짐에 따라 γ' 석출물과 γ-Ni 기지 간의 정합성을 잃음으로써 모든 조성에서 형태가 불규칙하게 바뀌어 경도값에 큰 차이가 없다. 하지만 1,120℃와 1,250℃의 경우, 비교예(상용재 Inconel 738LC)에 비해 실시예 1의 경도가 높아졌는데, 이는 석출물의 크기가 작아지고 분율이 높아짐에 따라 석출경화 효과가 증가한 것으로 여겨진다. 실시예 2에서도 높은 경도를 나타내었는데, 이는 코발트 함유량의 감소에 따른 고용강화 효과를 막고자 몰리브덴의 함량을 늘림으로써 고용강화 효과가 강하게 작용한 것으로 여겨진다. 이때, 비커스 경도의 압흔은 마이크로 단위로 측정이 되기 때문에 나노 사이즈의 γ' 석출물보다는 기지의 고용강화 효과가 더 지배적으로 나타남으로써 실시예 1 보다는 실시예 2의 경도값이 더 우수하게 나타났다. 이와 같은 결과를 통해 값비싼 코발트 함량을 줄이더라도 열처리 온도를 1,250℃로 올리고, γ' 석출물의 크기 및 분율을 조절하거나 혹은 몰리브덴의 고용강화 효과를 이용하여 비교예(상용재 Inconel 738LC)와 비슷하거나 더 우수한 물성을 나타낼 수 있음을 확인할 수 있었으며(도 7), 보다 우수한 물성의 원가절감형 합금을 제조할 수 있다.
특히, 용체화 온도와 기계적 강도의 상호 관계를 살펴보면, 용체화 처리 온도를 1,300℃로 하는 경우, 본 발명에 따른 실시예들(실시예 1 및 실시예 2)의 기계적 강도가 비교예(상용재 Inconel 738LC)의 기계적 강도와 거의 유사하게 나타남에 비하여, 용체화 처리 온도가 낮아질수록 실시예 1의 기계적 강도가, 그리고 실시예 1의 기계적 강도에 비해 실시예 2의 기계적 강도가 비교예의 기계적 강도에 비하여 크게 증가하였다. 이를 근거로 할 때, 본 발명의 구성성분 특히 코발트 함유량의 변화에 따른 기계적 강도는 용체화 처리 공정 온도를 조정하여도 상용재인 비교예의 Inconel 738LC의 기계적 강도와 유사하거나 더 우수한 결과를 갖는 니켈기 초내열합금을 수득할 수 있다.
더욱이, 구성성분 중, 몰리브덴 함유량을 1.75중량%에서 2.2중량%로 더 높인 실시예 2의 경우, 몰리브덴 함량이 상대적으로 낮은 실시예 1에 비해 동일한 용체화 처리 온도에서도 훨씬 더 높은 기계적 강도를 얻을 수 있다.
위에서 기술된 실시예들 중의 임의의 실시예에 대해 고려되는 바와 같은 본 발명의 범주로부터 벗어남이 없이 여러 변형된 실시예들이 이루어질 수 있다. 본원에서 언급된 임의의 참고 문헌들, 특허들 또는 과학 문헌의 기록들은 이들 전체로 모든 목적들에 대하여 본 명세서에 참조로 통합된다.
이상에서 본 발명은 기재된 구체적인 실시예에 대해서만 상세히 설명되었지만 본 발명의 기술사상 범위 내에서 다양한 변형 및 수정이 가능함은 통상의 지식을 가진 사람에게 있어서 명백한 것이며, 이러한 변형 및 수정이 첨부된 특허청구범위에 속함은 당연한 것이다.
(도면 부호 없음)

Claims (6)

  1. 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금.
  2. 제1항에 있어서, 1,100 내지 1,300℃의 용체화 처리 온도를 갖는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금.
  3. (a) 크롬(Cr) : 10 내지 22중량%, 코발트(Co) : 3 내지 6.0중량%, 티타늄(Ti) : 2 내지 5중량%, 알루미늄(Al) : 2 내지 5중량%, 텅스텐(W) : 1 내지 5중량%, 몰리브덴(Mo) : 1 내지 5 중량%, 탄탈륨(Ta) : 1 내지 5중량%, 니오븀(Nb) : 0.1 내지 3중량%, 탄소(C) : 0.1 내지 0.3중량%, 지르코늄(Zr) : 0.01 내지 0.2중량%, 붕소(B): 0.001 내지 0.05중량% 및 나머지 니켈(Ni)과 불가피한 불순물로 이루어지는 원료들을 혼합 및 용해시키는 용융 공정 단계;
    (b) 상기 용융 공정 단계에서 수득되는 용해된 원료를 고화시키는 응고 공정 단계;
    (c) 상기 응고 공정 단계에서 수득되는 고화된 합금을 열처리하는 용체화 처리 공정 단계; 및
    (d) 상기 용체화 처리 공정 단계에서 수득되는 열처리된 합금을 실온까지 냉각시키는 냉각 공정 단계;
    를 포함하는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서, 상기 용체화 처리 공정 단계가 1,100 내지 1,300℃의 범위 이내의 온도에서 3 내지 5시간 동안 수행되는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금의 제조 방법.
  5. 제3항에 있어서, 상기 냉각 공정 단계에서의 냉각이 공냉에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금의 제조 방법.
  6. 제3항에 있어서, 상기 응고 공정 단계에서의 고화가 용해된 원료를 주조에 의해 주조품으로 성형한 후, 냉각에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는 니켈기 초내열합금의 제조 방법.
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