KR101832654B1 - NiIr기 내열 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, Ir: 5.0 내지 50.0질량%, Al: 1.0 내지 8.0질량%, W: 5.0 내지 20.0질량%, 잔부 Ni의 Ni-Ir-Al-W계 합금으로 이루어지고, 필수적인 강화 상으로서, L1₂ 구조를 갖는 γ'상이 매트릭스 중에 석출·분산되어 이루어지는 NiIr기 내열 합금이며, X선 회절 분석에 있어서의, 2θ=43°∼45°의 범위에서 관찰되는 γ'상의 (111)면의 피크 강도(X)와, 2θ=48°∼50°의 범위에서 관찰되는 Ir₃W 상의 (201)면의 피크 강도(Y)와의 비(Y/X)가 0.5 이하인 NiIr기 내열 합금이다. 본 발명에 관한 합금은, 안정적으로 양호한 고온 특성을 발휘할 수 있는 내열성 Ni기 합금이다.

Description

NiIr기 내열 합금 및 그 제조 방법{Ni-Ir-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, Ni-Ir-Al-W계 합금으로 이루어지는 Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 가혹한 사용 환경에 노출되어도 고강도, 내마모성을 갖는 NiIr기 내열 합금, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

제트 엔진, 가스 터빈 등의 고온 부재나, 마찰 교반 접합(FSW)의 툴(공구) 등의 구성 재료로서, 종래부터 Ni기 합금, Co기 합금, Ir기 합금 등 각종의 고온 내열 합금이 알려져 있다. 예를 들어, Ni기 합금을 대신하는 새로운 내열 합금으로서, Ir기 합금인 Ir-Al-W계 합금이 개시되어 있다(특허문헌 1).

그리고, 본원 출원인은, 신규의 조성을 갖는 내열 합금으로서, Ni-Ir-Al-W계 합금을 기본으로 하는 내열성 합금을 개발하고 있다. 이 NiIr기 내열 합금은, Ni에 필수적인 첨가 원소인 Ir, Al, 및 W를 첨가한 합금이며, Ir: 5.0 내지 50.0질량%, Al: 1.0 내지 8.0질량%, W: 5.0 내지 20.0질량%, 잔부 Ni로 이루어지는 조성을 갖는다.

상기한 신규의 NiIr기 내열 합금은, 그 강화 기구로서 L1₂ 구조를 갖는 금속 간 화합물인 γ'상[(Ni, Ir)₃(Al, W)]의 석출 강화 작용을 이용하는 것이다. γ'상은 온도 상승에 수반하여 강도도 높아지는 역온도 의존성을 나타내기 때문에, 우수한 고온 강도, 고온 크리프 특성을 합금에 부여할 수 있다. 그리고, 이 γ'상에 의한 강화 작용의 이용은, 종래부터 알려져 있는 Ni기 내열 합금의 강화 기구와 마찬가지이지만, 본원 출원인에 의한 NiIr기 내열 합금은, γ'상의 고온하에 있어서의 거동이 개선되어 있어 Ni기 내열 합금보다도 고온 안정성이 양호하다.

그런데, 일반적으로 합금의 제조에 있어서는, 용해 주조법에 의해 목적 조성의 합금 잉곳을 제조하는 공정을 주로 갖고, 이것에 적절한 가공 열처리 공정을 부가하여 합금 제품을 제조한다. 본원 출원인에 의한 NiIr기 내열 합금도 일반적인 용해 주조법에 의해 제조 가능하며, 또한 그 주요한 강화 기구인 γ'상의 석출을 위해서 시효 열처리를 행하도록 하고 있다. 이 시효 열처리의 가열 온도는, 700 내지 1300℃의 온도 영역에서 0.5분 내지 72시간 가열하는 것이 바람직하다.

일본 특허 제4833227호 명세서

본원 출원인에 의하면, 상기 NiIr기 내열 합금은, 그 조성 범위를 적절한 것으로 함으로써 취화의 요인으로 되는 제3 상(B2 상)의 발생을 억제하여, 고온하에 있어서 우수한 강도, 내마모성을 발휘하는 것이 확인되었다. 그러나, 몇 가지 합금 시료에 의해 얻어진 제품에 대하여 예측할 수 없을 정도의 마모가 확인되었다. NiIr기 내열 합금에 있어서의 이와 같은 특성 불량은, 항상 발생하는 것은 아니지만 방지되어야만 한다.

따라서 본 발명은, 본원 출원인에 의한 NiIr기 내열 합금에 있어서 발생하는 우발적인 특성 불량의 요인을 밝혀, 고온하에서의 강도, 경도, 및 내마모성이 확보된 합금을 제공한다. 그리고, 이러한 NiIr기 내열 합금을 안정적으로 제조 가능하게 하는 방법도 명시한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서, 우선, 본 발명자들의 NiIr기 내열 합금에 관하여 상기와 같은 특성 불량이 발생하는 요인에 대하여 검토하였다. 그 결과, 고온 소모가 발생하는 재료에 있어서는, 문제가 발생하지 않는 재료와 비교하여 합금의 상 구성에 서로 다름이 있음을 알아내었다. 이 점에 대하여 상세히 설명하자면, NiIr기 내열 합금에 있어서는, 상기한 바와 같이 γ'상[(Ni, Ir)₃(Al, W)]이 합금의 고온 강도 확보를 위한 주요한 상이지만, 합금의 제조 조건에 따라서는 Ir₃W 상이 석출되는 경우가 있으며, 그와 같은 합금은 고온 특성이 뒤떨어진다는 사실을 알아내었다. 따라서, 본 발명자들은, Ir₃W 상의 영향을 고려하여, 그 석출량을 제한함으로써 적합한 고온 특성을 갖는 NiIr기 내열 합금을 얻을 수 있도록 하여 본 발명에 상도하였다.

즉, 본 발명은 Ir: 5.0 내지 50.0질량%, Al: 1.0 내지 8.0질량%, W: 5.0 내지 20.0질량%, 잔부 Ni의 Ni-Ir-Al-W계 합금으로 이루어지고, 필수적인 강화 상으로서, L1₂ 구조를 갖는 γ'상이 매트릭스 중에 석출·분산하여 이루어지는 NiIr기 내열 합금이며, X선 회절 분석에 있어서의, 2θ=43°∼45°의 범위에서 관찰되는 γ'상의 (111)면의 피크 강도(X)와, 2θ=48°∼50°의 범위에서 관찰되는 Ir₃W 상의 (201)면의 피크 강도(Y)와의 비(Y/X)가, 0.5 이하인 NiIr기 내열 합금이다.

상기한 바와 같이, 본 발명에 관한 내열 합금은, Ni-Ir-Al-W계 합금으로 이루어지는 NiIr기 내열 합금을 전제로 하면서, 특성 저하의 요인으로 추정되는 Ir₃W 상의 양을 규정하는 것이다. 이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 관한 내열 합금은, Ni, Ir, Al, W를 필수적인 구성 원소로 한다. 첨가 원소인 Al은, γ'상의 주요한 구성 원소이며, 그 석출에 필요한 성분이다. 1.0질량% 미만의 Al에서는 γ'상이 석출되지 않거나, 석출되어도 고온 강도 향상에 기여할 수 있는 상태는 되지 않는다. 한편으로, Al 농도의 증가에 수반하여 γ'상의 비율은 증가하지만, Al을 과잉으로 첨가하면, B2형의 금속 간 화합물(NiAl, 이하, B2 상이라 칭하는 경우가 있음)의 비율이 증가해 물러져서 합금의 강도를 저하시키게 되기 때문에, Al량의 상한을 8.0질량%로 하고 있다. 또한, Al은, 합금의 내산화성의 향상에도 기여한다. Al은, 바람직하게는 1.9 내지 6.1질량%로 한다.

W는, NiIr기 합금에 있어서의 γ'상의 고온에서의 안정화에 기여하는 성분이며, 그 주요한 구성 원소이다. 종래, NiIr기 합금에 있어서, W의 첨가에 의해 γ'상이 안정화되는 것은 알려지지 않았지만, 본 발명자들에 의하면, W 첨가에 의해 γ'상의 고용 온도를 올릴 수 있어, 고온에서의 안정성을 확보할 수 있다. 이 W는, 5.0질량% 미만의 첨가에서는 γ'상의 고온 안정성 향상이 충분하지 않다. 한편, 20.0질량％를 초과한 과잉 첨가는, 비중이 큰 W를 주성분으로 하는 상의 생성을 조장하여, 편석이 발생하기 쉬워진다. 또한, W는 합금의 매트릭스를 고용 강화하는 작용도 갖는다. W는, 바람직하게는 10.0 내지 20.0질량%로 한다.

그리고, Ir은, 매트릭스(γ상)에 고용함과 함께 γ'상의 Ni로 부분 치환함으로써, γ상과 γ'상에 대하여 각각 고상선 온도, 고용 온도를 상승시켜서 내열성을 향상시키는 첨가 원소이다. Ir은, 5.0질량% 이상으로 첨가 효과를 나타내지만, 과잉 첨가하면 합금의 비중을 크게 하게 되고, 또한 합금의 고상선 온도가 고온으로 되기 때문에, 상한을 50.0질량%로 한다. Ir은, 바람직하게는 10.0 내지 45.0질량%로 한다.

또한, 본 발명에 관한 Ni기 내열 합금은, 그 고온 특성의 한층 더한 향상 또는 부가적인 특성 향상을 위하여 추가적인 첨가 원소를 첨가해도 된다. 이 추가적인 첨가 원소로서는, B, Co, Cr, Ta, Nb, Ti, V, Mo를 들 수 있다.

B는, 결정립계에 편석해서 입계를 강화하는 합금 성분이며, 고온 강도·연성의 향상에 기여한다. B의 첨가 효과는 0.001질량% 이상으로 현저해지지만, 과잉 첨가는 가공성에 있어서 바람직하지 않으므로 상한을 0.1질량%로 한다. 바람직한 B의 첨가량은, 0.005 내지 0.02질량%로 한다.

Co는, γ'상의 비율을 증가시켜서 강도를 상승시키는 데도 유효하다. Co는 γ'상의 Ni와 부분 치환하여, 그 구성 원소로 된다. 이와 같은 효과는 5.0질량% 이상의 Co 첨가로 보이지만, 과잉 첨가는 γ'상의 고용 온도를 저하시켜서 고온 특성이 손상되어 버린다. 그로 인해, 20.0질량%를 Co 함유량이 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Co는 내마모성을 향상시킨다는 작용도 갖는다.

Cr도, 입계 강화에 유효하다. 또한, Cr은 합금에 C가 첨가되어 있는 경우, 탄화물을 형성해서 입계 근방에 석출함으로써 입계를 강화한다. Cr의 첨가량은 1.0질량% 이상으로 첨가 효과가 보인다. 단, 과잉으로 첨가하면 합금의 융점 및 γ'상의 고용 온도가 내려가 고온 특성이 손상되어버린다. 그로 인해, Cr의 첨가량은 25.0질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cr은, 합금 표면에 치밀한 산화 피막을 만들어, 내산화성을 향상시킨다는 작용도 갖는다.

Ta는, γ'상을 안정화시키고, 또한 고용 강화에 의해 γ상의 고온 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, 합금에 C가 첨가되어 있는 경우에 탄화물을 형성·석출할 수 있기 때문에 입계 강화에 유효한 첨가 원소이다. Ta는, 1.0질량% 이상을 첨가함으로써 상기 작용을 발휘한다. 또한, 과잉 첨가는 유해상의 생성이나 융점 강하의 원인으로 되므로 10.0질량％를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

또한, Nb, Ti, V, Mo도, γ'상의 안정화 및 매트릭스를 고용 강화하여 고온 강도를 향상되는 데도 유효한 첨가 원소이다. Nb, Ti, V, Mo는, 1.0 내지 5.0질량% 첨가하는 것이 바람직하다.

이상과 같이, B, Co, Cr, Ta, Nb, Ti, V, Mo의 첨가 원소는, 입계 근방에서 편석함으로써 입계의 강도를 향상시킴과 동시에, γ'상을 안정화하여 강도를 향상시킬 수 있다. 상기한 바와 같이, Co, Cr, Ta, Nb, Ti, V, Mo는, γ'상의 구성 원소로서도 작용한다. 이때의 γ'상의 결정 구조는, 첨가 원소가 없는 Ni-Ir-Al-W 4원계 합금의 γ'상과 마찬가지의 L1₂ 구조이며, (Ni, X)₃(Al, W, Z)로 나타낸다. 여기서, X는 Ir, Co이며, Z는 Ta, Cr, Nb, Ti, V, Mo이다.

그리고, 더 유효한 첨가 원소로서 C를 들 수 있다. C는, 합금 중의 금속 원소와 함께 탄화물을 형성하여 석출함으로써 고온 강도와 연성을 향상시킨다. 이와 같은 효과는 0.001질량% 이상의 C 첨가로 보이지만, 과잉 첨가는 가공성이나 인성(靭性)에 있어서 바람직하지 않으므로 0.5질량%를 C 함유량의 상한으로 한다. 바람직한 C의 첨가량은, 0.01 내지 0.2질량%로 한다. 또한, C는, 상기한 바와 같이 탄화물 형성에 있어서 큰 의의가 있지만, 이에 더하여 B와 마찬가지로 편석함으로써 입계 강화에도 유효한 원소이다.

또한, 상기한 각종 첨가 원소 외에, 합금의 Ir을 다른 귀금속 원소로 치환한 것에 대해서도 마찬가지의 특성을 얻을 수 있다. 구체적으로는, 합금 중에 5.0 내지 50.0질량% 포함되어 있는 Ir에 대하여, 30질량% 이하의 Rh 또는 Pt를 부분 치환해도 γ'상에 의한 강화 기구가 발휘된다.

본 발명은, 각 합금 원소 농도를 상기에서 설명한 범위 내로 하여, 고온하에서 강화 상으로서 기능하는 γ'상을 석출시키는 것이다. 여기서, 본 발명에 관한 합금의 상 구성에 대하여 설명하자면, 주요한 강화 상인 γ'상은, (Ni, Ir)₃(Al, W)이다. 이 γ'상에 의한 석출 강화 작용은, 종래의 Ni기 합금이나 Ir기 합금과 마찬가지이고, γ'상은, 강도에 대하여 역온도 의존성을 갖기 때문에 고온 안정성도 양호하다. 그리고, 본 발명에 있어서는, γ'상의 고온 안정성이 더 향상되어 있고, 이것에 더하여 합금 자체(γ상)의 고온 강도도 높기 때문에, 종래의 Ni기 내열 합금에 대하여 한층 더 높은 고온 분위기에 노출되어도 우수한 고온 특성을 유지한다. 또한, 본 발명에 관한 Ni기 내열 합금에 있어서의 γ'상의 입경은, 10㎚ 내지 1㎛인 것이 바람직하다. 석출 강화 작용은, 10㎚ 이상의 석출물로 얻어지지만, 1㎛를 초과한 조대한 석출물에서는 오히려 저하된다.

그리고, 본 발명에서는, 합금의 고온 특성에 영향을 미친다고 생각되는 Ir₃W 상의 석출량을 제한한다. 구체적으로는, γ'상의 (111)면의 피크 강도(X)와, Ir₃W 상의 (201)면의 피크 강도(Y)의 비(Y/X)를 0.5 이하로 한다. 본 발명이 X선 회절 분석의 결과에 기초하는 것은, 이 분석법이 비교적 간편하면서, 상 구성의 규정 시에 비교적 적절한 결과를 나타내기 때문이다. 본 발명에 관한 NiIr기 합금에 있어서 γ'상은 (111)면의 피크가 가장 강하고, 2θ=43°∼45°의 범위에서 관찰된다. 또한, Ir₃W 상의 피크는 (201)면의 피크가 가장 강하고, 2θ=48°∼50°의 범위에서 관찰된다. 본 발명자들에 의하면, 이들 상의 피크 강도비(Y/X)가 0.5를 초과하였을 때, 강도가 낮은 합금으로 되는 것이 확인되었다. 이 피크 강도비(Y/X)에 대해서는 0.1 이하의 것이 바람직하고, 0으로 되는 것이 가장 바람직하다.

본 발명에 관한 NiIr기 합금은, γ'상의 적절한 분산에 의해 고온 강도를 개선하는 것이지만, Ir₃W 상을 제외하고 다른 상의 생성을 배제하는 것은 아니다. 즉, Al, W, Ir을 상기 범위에서 첨가한 경우, 조성에 따라서는 γ'상뿐만 아니라, B2 상이 석출되는 경우가 있다. 또한, 이 Ni-Al-W-Ir 4원계 합금에서는, D019 구조의 ε'상도 석출될 가능성이 있다. 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 이들 γ'상 이외의 석출물이 존재하여도 고온 강도는 확보되어 있다. 무엇보다, 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, B2 상의 석출이 비교적 억제되어 있다. 그리고, 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 550 내지 700Hv(상온)로 높은 경도를 안정적으로 발휘할 수 있다.

다음으로, 본 발명에 관한 NiIr기 합금의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 관한 NiIr기 합금의 제조 방법은, 기본적으로는 일반적인 합금의 제조 방법에 준하는 것이며, 용해 주조법에 의해 상기 조성의 합금 잉곳을 제조하는 공정과, 합금을 시효 열처리하는 공정을 주요한 공정으로 한다.

단, 지금까지 설명한 바와 같이 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 그 재료 조직에 있어서 Ir₃W 상의 석출량이 일정량 이하인 것을 요하는 점에서, 이것을 고려한 제조 조건의 설정이 이루어진다. 여기서, Ir₃W 상의 발생 원인에 대하여 추정함에 있어서, 본 발명자들은, 합금의 제조 과정, 특히 용해 주조 공정에서의 냉각 속도에 관련된 주조 조직(덴드라이트 조직)의 발달 기구에 의한다고 생각하였다. 덴드라이트 조직은 일반적인 용해 주조 공정에서는 언제나 보여 수지상정이라고도 불리는 조직이며, 주축으로 되는 줄기 부분(1차 아암)과, 거기에서 생성하는 가지 부분(2차 아암, 3차 아암)으로 구성된다. 이러한 형태로부터 덴드라이트 조직에서는, 1차 아암이 생성하여 어느 정도 성장한 후에 2차 아암이 생성·성장하고, 나아가 순차 3차 아암이 생성된다. 그리고, 덴드라이트 조직의 마이크로적 형태는, 냉각 속도에 따라 상이하다. 즉, 냉각 속도가 빠르면 1차 아암이 급속하게 생성·성장하기 때문에, 1차 아암과 거의 동시에 2차, 3차 아암이 생성된다. 그 결과, 미세한 1차 아암과 2차·3차 아암이 밀집한 조직을 나타낸다. 한편, 냉각 속도가 느린 경우, 1차 아암의 생성·성장에 시간이 걸려, 2차 아암의 생성이 불충분한 채 주조(응고)가 완료되어 버려, 굵은 1차 아암과 미발달의 2차 아암이 발생한다. 이때, 덴드라이트 조직 간의 영역은, 융액이 시간차를 갖고 응고한 결과 형성되는 것으로, 조성적인 불균형이 발생하기 쉬워지게 되어 있다.

본 발명자들은, 주조 후의 합금에 있어서, 상기와 같은 조성의 변동 영역에 대해서는, 그 후 γ'상 석출을 위한 시효 열처리를 행하여도 적합하게 γ'상을 충분히 석출시킬 수 없어, Ir₃W 상과 같은 바람직하지 않은 석출 상을 발생시키는 것이라고 생각하였다. 이와 같은 덴드라이트 조직 간의 영역에서의 조성의 변동은, 다른 합금계에서도 발생할 가능성은 부정할 수 없지만, 본원의 NiIr기 내열 합금의 경우, 복수의 합금 원소를 포함하는 4원계 이상의 합금인 것 또한 Ir이라는 초고융점 금속으로부터 Al이라는 저융점 금속을 포함하는 것이기 때문에, 응고 시의 거동을 완전히 제어할 수는 없어, 덴드라이트 1차 아암의 굵기가 미치는 영향은 보다 큰 것이라 추정된다.

따라서, 본 발명에 관한 Ir₃W 상의 적은 NiIr기 합금을 제조하기 위해서는, 주조 단계에 있어서 미세한 1차 아암과 2차·3차 아암이 밀집한 조직을 얻을 필요가 있다. 즉, 주조 공정에서의 냉각 조건의 적정화가 특히 중요하다. 구체적으로는, 주조 공정에서의 냉각 속도를 200℃/min 이상으로 한다. 200℃/min 미만의 냉각 속도에서는, 냉각이 너무 느려서 줄기가 굵은 1차 아암의 성장이 주체로 되고 2차·3차 아암의 생성을 촉진할 수 없어, 조성 변동에 의한 Ir₃W 상의 석출량이 증대된다. 또한, 냉각 속도의 상한에 대해서는, Ir₃W 상의 석출을 억제하는 관점에서는 설정되지 않는다. 단, 과도하게 높은 냉각 속도는 부적절한 응고 왜곡을 부여하고, 크랙 발생의 원인으로 되기 때문에 500℃/min 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 냉각 속도는 300℃/min 이상이다.

주조 공정에서의 냉각 속도의 제어는, 주형의 구성 재료를 열전도율이 높은 재료(구리, 은, 알루미늄 등)로 하는 외에, 주형을 적절하게 냉각하는 등의 대응에 의해 가능하게 된다. 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 주조성이 양호하며 응고 시의 깨짐이 발생하기 어렵기 때문에, 주조 공정의 단계에서 제조 목적으로 되는 제품의 최종 형상에 가까운 상태에서 합금 잉곳을 제조할 수도 있다(최종 형상 근접 성형화). 따라서, 주형의 구성 재료의 선정과 주형 형상·치수의 최적화에 의해 효율적인 합금 제품의 제조가 가능하다.

또한, 본 발명에 관한 NiIr기 합금의 제조 방법은, 용해 주조 공정의 후의 시효 열처리 공정을 필수 공정으로 한다. 시효 열처리에 의해 합금의 강화 인자인 γ'상을 석출시키기 위해서이다. 이 시효 열처리는, 700 내지 1300℃의 온도 영역에서 가열한다. 바람직하게는, 750 내지 1200℃의 온도 영역으로 한다. 또한, 이때의 가열 시간은, 30분 내지 72시간으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 열처리는, 예를 들어 1100℃에서 4시간 가열하고, 또한 900℃에서 24시간 가열하는 등과 같이, 복수 회 행하여도 된다.

여기서, 시효 열처리 공정에 있어서는, 미세한 γ'상을 석출시킴과 함께 재료 깨짐을 방지하기 위해서, 상기 온도에서 가열 유지 후의 냉각 온도를 제어하는 것이 바람직하다. 이 냉각 속도가 너무 빠르면 조대한 γ'상이 석출되어 합금의 고온 강도에 영향을 미칠 가능성이 있다. 또한, γ'상은 열 충격에 의한 크랙 발생의 우려가 있기 때문에 과도하게 빠른 냉각 속도에 의해 합금에 깨짐이 발생할 우려가 있다. 이 시효 열처리 후의 냉각 속도는, 5 내지 80℃/sec로 하는 것이 바람직하다.

상기 시효 열처리에 의해 γ상에 γ'상이 분산된 NiIr기 합금이 제조된다. 또한, 용해 주조 공정으로부터 시효 열처리 공정까지의 사이에서, 적절하게 단조 등의 가공 처리, 열처리를 행하여도 된다. 특히, 시효 열처리에 앞서서, 균질화를 위한 열처리를 행할 수도 있다. 이 균질화 열처리는, 각종 방법에 의해 제조되는 합금을 1100 내지 1800℃의 온도 영역으로 가열한다. 바람직하게는, 1200 내지 1600℃의 범위에서 가열한다. 이때의 가열 시간은, 30분 내지 72시간으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 시효 열처리 후에는 제품 형상에 맞춰서 적절하게, 압연, 절삭 등의 가공 처리를 행할 수 있다. 상기한 바와 같이, 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 최종 형상 근접 성형으로 주조할 수 있는 점에서, 주조 공정·시효 열처리 공정 후에 경미한 가공에 의해 최종 형상으로 할 수 있다.

본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 고온 강도, 내마모성 등, 본래 갖는 특성을 안정적으로 발휘할 수 있다. 이 NiIr기 합금은, 용해 주조 공정에서의 냉각 속도가 적절한 설정에 의해 제조 가능하며, 또한 시효 열처리 후의 냉각 속도의 조정도 맞춰서 행함으로써 보다 적합한 고온 특성을 갖는 합금을 제조할 수 있다.

도 1은, 실시예 1, 비교예 1에 관한 합금으로 제조한 FSW 툴에 의한 접합 시험 후의 툴 치수의 측정 결과.
도 2는, 접합 시험에 있어서의 접합 거리에 대한 마모량의 변화를 나타내는 도면.
도 3은, 실시예 1, 비교예 1의 합금 용해 주조 후의 재료 조직을 나타내는 사진.
도 4는, 시효 열처리 후의 실시예 1, 비교예 1의 재료 조직을 나타내는 사진.
도 5는, 실시예 1, 비교예 1의 각 합금에 대한 X선 회절 분석의 결과.

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 설명한다.

제1 실시 형태: 본 실시 형태에서는, NiIr기 내열 합금으로서, 37.77질량% Ni-25.0질량% Ir-4.38질량% Al-14.32질량% W-7.65질량% Co-4.67질량% Ta-6.1질량% Cr-0.1질량% C-0.01질량% B 합금을 제조하고, 이것을 FSW의 툴에 가공해서 접합 시험을 행하여, 합금의 내마모성을 평가하였다.

NiIr기 내열 합금의 제조는, 용해 주조 공정에 있어서 불활성 가스 분위기 중에서 아크 용해에 의해 합금의 용탕을 용제하여, 주형에 주입 대기 중에서 냉각·응고시켰다. 본 실시 형태에서는, 주형으로서 최종 제품인 FSW 툴의 형상 치수의 공간을 갖는 구리제의 주형과, 로스트왁스법에서 사용한 세라믹제의 주형의 2개를 준비하였다. 주형의 치수는 동일하다. 이들 주형에 있어서의 냉각 속도는, 구리 주형에서 450℃/min으로 되고 세라믹 주형에서 20℃/min으로 된다.

용해 주조 공정에 의해 제조한 합금 잉곳은, 균질화의 열처리를 1300℃ 4시간의 조건에서 행하고, 소정 시간 가열 후 냉각하였다. 이때의 냉각은 공랭으로 하였지만 냉각 속도는 30℃/sec로 되었다. 시효 열처리는, 온도 800℃, 유지 시간 24시간의 조건에서 행하고, 소정 시간 가열 후 서냉하였다. 냉각 후 절삭 가공에 의해 볼록 형상의 FSW 툴(치수: 핀 길이 1.7㎜, 숄더 직경 φ15㎜)로 하였다.

제작한 FSW 툴에 의한 접합 시험은, 소정 형상으로 가공된 한 쌍의 피접합 부재(SUS304)를 준비하고, 양자를 맞대어 FSW 툴을 접촉하고, 툴을 회전시켜서 피접합부를 마찰 가열하여 접합시켰다. 이때의 접합 조건은 이하와 같다.

·툴 삽입 각도: 3°

·삽입 깊이: 1.80㎜/sec

·툴 회전 속도: 150rpm 또는 200rpm

·접합 속도: 1.00㎜/sec

·실드 가스: 아르곤

·1 패스당 접합 거리: 250㎜

마모 평가는, 1 패스의 접합 후 툴을 회수하여 그 단면 치수를 측정하고, 가장 마모한 개소의 마모량(마모 체적)을 측정하였다.

이 측정 결과의 예를 도 1에 나타내지만, 비교예 1의 툴은 접합 후에 숄더부에 있어서 심한 마모가 보인다. 이에 반하여, 실시예 1의 툴은, 비교예 1과 마찬가지 숄더부에서 근소한 마모는 보이지만 그 양은, 압도적으로 적다고 할 수 있다. 도 2는, 접합 거리에 대한 마모량의 변화를 나타내는 것이다. 비교예 1은, 접합 거리의 증대를 따라 마모량이 현저하게 증가하고 있다. 이에 반하여 실시예 1은, 접합 거리의 증대에 따른 영향도 적어 접합 거리 1800㎜(4 패스째)에는 비교예의 1/5 정도의 마모량이다.

여기서 실시예 1, 비교예 1의 상위점에 대하여 검토한다. 도 3은, 실시예 1, 비교예 1의 용해 주조 후의 재료 조직을 나타낸다. 이 도면으로부터, 실시예 1의 합금 잉곳은 덴드라이트의 1차 아암 및 2차 아암이 미세하게 밀집된 조직을 나타낸다. 이에 반하여 비교예 1은 줄기가 굵은 1차 아암이 보이지만, 2차 아암이 성장 부족이며, 덴드라이트 간에는 다른 응고 상이 보인다. 또한, 도 4는, 시효 열처리 후의 실시예 1, 비교예 1의 재료 조직이지만, 양 재료 모두 γ'상의 석출은 확인되지만, 비교예에는 석출 불량의 개소가 보인다.

그리고, 도 5는, 실시예 1, 비교예 1의 각 합금에 대한 X선 회절 분석의 결과이다. 이 X선 회절 분석은, 분석 조건(45㎸, 40㎃, Cu-Kα선)으로 행하였다. 도면으로부터 비교예 1의 합금에서는, 2θ=48°∼50°의 사이에 비교적 강한 피크가 관찰되고 있어, 이것이 Ir₃W 상의 (201)면의 피크라고 생각된다. 이 피크 강도(Y)에 대하여 2θ=43°∼45°의 범위에서 관찰되는 γ'상의 (111)면의 피크 강도(X)의 비(Y/X)를 산출하면 1.4였다. 이에 반하여, 실시예 1의 합금에서는 Ir₃W 상의 (201)면의 피크는 극히 약하여, 노이즈와의 구별이 곤란하다. 그로 인해, 실시예 1의 피크 강도비(Y/X)는 0.1 이하라고 생각된다. 이와 같이, 실시예 1과 비교예는, 크게 상위한 상 구성이며, 비교예 1은 고온하에서의 내마모성은 낮다.

제2 실시 형태: 여기에서는, 주형의 재료를 변경하면서 냉각 속도를 변화시켜서 제1 실시 형태와 동조성의 NiIr기 내열 합금을 제조하고, 그 상 구성 및 금속 조직을 비교하였다. 본 실시 형태에서는, 주형으로서 카본 주형, 철제주형(비교예 2, 비교예 3)을 사용하였다. 이들 주형의 형상·치수는 동일하다. 또한, 제1 실시 형태와는 치수가 서로 다른 구리제 주형(실시예 2, 비교예 4)도 사용하였다.

본 실시 형태에서의 합금의 제조 공정은, 제1 실시 형태와 마찬가지의 조건으로 하고, 주형의 종류에 따른 냉각 속도만 상위하도록 하였다. 합금 제조 후에는 X선 회절 분석을 행하여 피크 강도비의 산출 후, 1000℃에서의 압축 강도 시험을 행하였다. 또한, 산출된 피크 강도비(Y/X), 1000℃에서의 압축 강도 시험의 결과를 표 1에 나타내었다. 또한, 제1 실시 형태의 실시예 1, 비교예 1에 대해서도 1000℃에서의 압축 강도 시험을 행하고 있으며, 표 1에는 그것들의 결과도 함께 나타낸다.

냉각 속도가 낮은 비교예 2 내지 4에 대해서도, 강약의 차는 있지만 Ir₃W 상에 의한 피크가 발생하고, 피크 강도비가 0.5를 초과하였다. 그리고, 이 합금은 1000℃에서의 압축 강도가 뒤떨어져 있다. 실시예 1, 2과 같이 주조 시의 냉각 속도를 높게 하는 것이 필요함을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 4와 같이, 구리 주형을 사용하는 경우이더라도 근소하지만 Ir₃W 상이 석출되는 경우도 있기 때문에, 주형의 재료 선정에 추가하여 적절한 열용량 계산 등에 의한 냉각 속도의 설정이 필요하다.

본 발명은 고온 강도, 내산화성, 내마모성을 안정적으로 발휘할 수 있는 NiIr기 합금이다. 본 발명은, 가스 터빈, 비행기용 엔진, 화학 플랜트, 터보차저 로터 등의 자동차용 엔진, 고온로 등의 부재에 적합하다. 또한, 내열 합금의 용도로서, 최근 들어, 마찰 교반 접합(FSW)의 툴에의 적용이 예시되어 있다. 마찰 교반 접합은, 피접합재 간에 툴을 가압하고, 툴을 고속 회전시키면서 접합 방향으로 이동시키는 접합 방법이다. 이 접합 방법은, 툴과 피접합재와의 마찰열과 고상 교반에 의해 접합하는 것으로, 툴은 상당한 고온으로 된다. 종래의 NiIr기 합금은 알루미늄 등의 비교적 저융점의 금속 접합에는 적용할 수 있지만, 철강 재료, 티타늄 합금, 니켈기 합금, 지르코늄기 합금 등의 고융점 재료에 대해서는 고온 강도의 관점에서 사용할 수 없었다. 본 발명에 관한 NiIr기 합금은, 고온 강도가 개선되기 때문에 전술한 고융점 재료를 접합하기 위한 마찰 교반 접합용 툴의 구성 재료로서 적용할 수 있다.

Claims (7)

1. Ir: 5.0 내지 50.0질량%, Al: 1.0 내지 8.0질량%, W: 5.0 내지 20.0질량%, 잔부 Ni과,
   하기의 그룹 I로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소와,
   0.001 내지 0.5질량%의 C를 더 포함하는 Ni-Ir-Al-W계 합금으로 이루어지고, 필수적인 강화 상으로서, L1₂ 구조를 갖는 γ'상이 매트릭스 중에 석출·분산하여 이루어지는 NiIr기 내열 합금이며,
   X선 회절 분석에 있어서의, 2θ=43°∼45°의 범위에서 관찰되는 γ'상의 (111)면의 피크 강도(X)와, 2θ=48°∼50°의 범위에서 관찰되는 Ir₃W 상의 (201)면의 피크 강도(Y)와의 비(Y/X)가 0.5 이하인, NiIr기 내열 합금.
   그룹 I:
   B: 0.001 내지 0.1질량%,
   Co: 5.0 내지 20.0질량%,
   Cr: 1.0 내지 25.0질량%,
   Ta: 1.0 내지 10.0질량%,
   Nb: 1.0 내지 5.0질량%,
   Ti: 1.0 내지 5.0질량%,
   V: 1.0 내지 5.0질량%,
   Mo: 1.0 내지 5.0질량%
2. 삭제
3. 삭제
4. 제1항에 있어서,
   합금 중의 Ir에 대하여 30질량% 이하의 Rh 또는 Pt를 치환하여 이루어지는, NiIr기 내열 합금.
5. 용해 주조법에 의해 제1항에 기재된 조성을 갖는 합금 잉곳을 제조하는 용해 주조 공정과, 700 내지 1300℃의 온도 영역에서 시효 열처리하는 공정을 갖는 NiIr기 내열 합금의 제조 방법이며,
   용해 주조 공정에서의 냉각 속도를 300℃/min 이상으로 하는, NiIr기 내열 합금의 제조 방법.
6. 제5항에 있어서,
   시효 열처리 공정은, 합금을 700 내지 1300℃의 온도 영역에서 가열한 후, 5 내지 80℃/sec의 냉각 속도로 냉각하는 것인, NiIr기 내열 합금의 제조 방법.
7. 제5항에 있어서,
   시효 열처리 전에, NiIr기 합금을 1100 내지 1800℃의 온도 영역에서 균질화 열처리하는, NiIr기 내열 합금의 제조 방법.

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