(57)【要約】【課題】クリープ、疲労、応力腐食割れに対する抵抗性を向上させること。【解決手段】高温領域で溶体化処理を行った後、すぐに時効処理のための中温領域まで１〜１５℃/分で徐冷した後、すぐに時効処理のための中温領域で所定時間維持して時効処理を行う。続いて時効処理後に空冷する。【選択図】図２Ａ
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ニッケル基合金の製造、加工後の熱処理工程において、
高温領域で溶体化処理を行う段階と、
前記溶体化処理を行った後、すぐに時効処理のための中温領域まで１〜１５℃/分で徐冷する段階と、
前記徐冷する段階後、すぐに前記時効処理のための中温領域で所定時間維持して時効処理を行う段階、および
前記時効処理後に空冷する段階を含む波形粒界のためのニッケル基合金の熱処理方法。
【請求項２】
前記徐冷する段階は、
前記溶体化処理段階で形成された平坦な粒界の一部に不完全な波形粒界を形成する段階、および
前記不完全な波形粒界が安定な波形に成長し、前記平坦な粒界では不完全な波形が形成されており、前記波形粒界に板状の炭化物が析出され始める段階からなることを特徴とする請求項１に記載のニッケル基合金の熱処理方法。
【請求項３】
前記時効処理段階であって、前記不完全な波形粒界は安定な波形に大部分転移されており、前記析出された炭化物は、前記波形粒界を構成するいずれかの結晶粒と整合に取りながら、反対側の結晶粒側へは板状に離れて成長して不整合界面になることを特徴とする請求項２に記載のニッケル基合金の熱処理方法。
【請求項４】
前記溶体化処理は、１０００〜１２００℃で溶体化処理時間の間に進行して、前記時効処理は、７００〜９００℃で時効処理時間の間に進行することを特徴とする請求項１に記載の波形粒界のためのニッケル基合金の熱処理方法。
【請求項５】
波形の結晶粒界を含めて、前記結晶粒界に板状の炭化物が互いに離れて配置される波形粒界を有するニッケル基合金。
【請求項６】
前記炭化物は、前記結晶粒界を構成するいずれかの結晶粒と整合界面になり、反対側の結晶粒へ成長して不整合界面になることを特徴とする請求項５に記載のニッケル基合金。
【請求項７】
前記炭化物は、前記結晶粒界を構成する二つの結晶粒に対して、互いに異なる結晶粒の方向に交代で、不整合界面がジグザグ形態に配置されることを特徴とする請求項５に記載の波形粒界のためのニッケル基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ニッケル基合金の熱処理方法及び合金に関するものである。特にクループ、疲労、応力腐蝕亀裂など、粒界亀裂による破損に対する抵抗性を高めるニッケル基合金の熱処理方法、および波形粒界を有するニッケル基合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ニッケル基合金は、加工性、溶接性、耐蝕性および高温機械的特性などが優れて、航空機および発電用ガスタービンのパワー・アセンブリ（power assembly）のような高温用部品の素材に使用されている。
このような素材は、運用中、熱と応力に持続的あるいは複雑な変形サイクルおよび高温腐蝕などの厳しい環境に露出されて、主にクリープ、疲労、応力腐蝕亀裂などにより損傷を受けて破損される。従って、このような素材の主要な損傷の原因であるクリープ、疲労、応力腐蝕損傷などの抵抗性を向上させることは製造業者、部品加工業者および運営業者などに重要な課題の一つになって来た。
【０００３】
図１は、発電用ガスタービンの燃焼器ライナ、遷移ダクトなどに広く使用されているニッケル基合金ＮＩＭＯＮＩＣ２６３の製造および加工に適用される従来の熱処理工程を示す。その方法は、通常的に高温領域で溶体化処理（１０００〜１２００℃/５分以上）した後に、水冷（５０℃/秒以上）をする。続いて、所定の時間が経過した後、また、中間温度領域で時効処理（７００〜９００℃/５時間以上）を行った後、空冷する２段階熱処理工程を行っている。
【０００４】
前記した熱処理工程は、冷間加工後、溶体化処理工程で γ基地(matrix)内の粗大炭化物および γ′析出相を、単純に溶解および固溶させて、その後の時効処理工程で炭化物を結晶粒界に予め析出させると同時に、γ′析出相を基地内に均一に分布させる。
これにより、素材の高温安定性を高め、粒界敏感化程度を減少させて素材の強度を向上させることがその目的である。
しかしながら、このような熱処理方法は、クリープ、疲労、応力腐蝕亀裂に対する抵抗性が十分に満足されないうえに、水準位、改善されていない。
従って、前記した抵抗性をより向上させて経済的であり、手軽で便利な熱処理方法が切望されている。
【０００５】
特許文献１には、耐蝕性向上のためのニッケル基合金の熱処理方法が開示されている。
上記の特許文献１によれば、高温の溶体化処理後、室温までの温度領域の全範囲または一部範囲で、冷却速度を０.１ないし５℃/分で徐冷し、また時効処理を行う方法により、素材内の結晶粒界形状をのこぎり歯状(serration)に変化させて、粒界破損抵抗性を向上させる熱処理方法が提案されている。
しかしながら、この方法は、広い温度範囲で相対的に遅い冷却速度で徐冷するから、熱処理時間が長く掛かり過ぎて不経済であるだけでなく、高温で長時間露出されるから結晶粒の大きさが大きくなる。
また、析出強化相であるγ′が粗大化され、各種有害な相が析出されることから、応力腐蝕亀裂に対する抵抗性を向上できるが、引張特性および高温機械的であるクリープ、疲労などには、むしろ悪影響を及ぼす。これにより、上記の方法を実際の産業現場に適用することは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】大韓民国特許公開１０−１９９９−０２４６６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明が解決しようとする第１の技術的課題は、クリープ、疲労、応力腐蝕亀裂に対する抵抗性を向上させて経済的であり、手軽で便利なニッケル基合金の熱処理方法を提供することである。
また、本発明が解決しようとする第２の技術的課題は、前記方法により製造されたニッケル基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
前記第１の技術的課題を達成するための本発明のニッケル基合金の熱処理方法は、ニッケル基合金の製造、加工後の熱処理工程において、高温領域で溶体化処理を行う。続いて、前記溶体化処理後、すぐに時効処理のための中温領域まで１〜１５℃/分で徐冷する。前記徐冷する段階後、すぐに前記時効処理のための中温領域で所定時間維持して時効処理を行う。最後に、前記時効処理後に空冷する。
【０００９】
本発明の熱処理方法であって、前記徐冷する段階は、前記溶体化処理段階で形成された平坦な粒界の一部に波形粒界が形成され始める段階と、前記生成された波形粒界が安定な振幅と周期で一部成長する同時に、前記平坦な粒界に波形粒界形成がだんだん増加する段階と、前記一部波形粒界に板状の炭化物が析出され始める段階からなることができる。また、前記時効処理段階であって、前記生成された波形粒界は、安定な振幅と周期を有する波形粒界に大部分成長しており、前記析出された炭化物は、前記波形粒界の上に界面エネルギーが小さな板状で安定して成長できる。
【００１０】
本発明の好ましい方法であって、前記溶体化処理は１０００〜１２００℃で溶体化処理時間の間に進行して、前記時効処理は７００〜９００℃で時効処理時間の間に進行することができる。
【００１１】
前記第２の技術的課題を達成するための本発明の合金は、波形の結晶粒界を含めて、前記結晶粒界に板状の炭化物が互いに離れて配置される波形を有する。この際、前記炭化物は、前記結晶粒界を構成する二つの結晶粒の中のいずれかと整合された界面になり、残部は不整合板状界面を有するが、前記炭化物は、前記結晶粒界を構成する二つの結晶粒に対して、不整合をつくる界面が互いに異なる結晶粒の方向に交代でジグザグ形態に配置される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によるニッケル基合金の熱処理方法およびそれによる合金によれば、ニッケル基合金の基本的な特性はそのままに維持したまま、結晶粒界の形状を波形に変化させ、界面エネルギーが低い低密度の炭化物の析出を誘導して、結晶粒界と基地との結合力を高めることで、クリープ、疲労、応力腐蝕亀裂など、粒界亀裂破損に対する抵抗性を向上させることと同時に、時間と費用を節約できる熱処理を行うことができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】従来の熱処理工程を示す図表である。
【図２Ａ】本発明による熱処理工程を示す図表である。
【図２Ｂ】図２Ａの工程による微細組織の変化を概念的に説明するための図面である。
【図３】従来の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の微細組織を示す写真である。
【図４】本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の微細組織を示す写真である。
【図５】従来の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の常温引張試験後、波面を示す写真である。
【図６】本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の常温引張試験後、波面を示す写真である。
【図７Ａ】従来の熱処理方法および本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金を７６０℃/２９５ＭＰＡ条件でクリープ試験を行った結果を示すグラフである。
【図７Ｂ】従来の熱処理方法および本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金を８１５℃/１８０ ＭＰａの条件でクリープ試験を行った結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下添付する図面を参照しながら、本発明の好ましい実施例を詳細に説明する。以下に説明する実施例は、多様な形態に変形できるし、本発明の範囲が下記に説明する実施例に限定されない。本発明の実施例は、当分野で通常の知識を有する者に、本発明をより完全に説明するために提供するものである。
【００１５】
本発明は、まず、ニッケル基合金の主要損傷原因と、これを克服する方法を詳細に説明し、続いて、前記方法を実現する熱処理方法を説明する。
この際、説明の便宜のため、ニッケル基合金の主要損傷原因であるクリープ、疲労、応力腐蝕亀裂などを、「粒界損傷」であると定義して説明する。
【００１６】
ニッケル基合金の主要損傷原因である粒界損傷は、すべてが脆弱な結晶粒界に沿って亀裂が生じて伝播する。
これにより、結晶粒界そのものエネルギーを低くし、亀裂伝播路程(道のり)を増やして結晶粒界に析出される析出相、例えば、炭化物の形状と特性を変化させれば、粒界損傷の抵抗性を高めることができる。
本発明は、前述した粒界エネルギーを低くし、亀裂伝播路程を増やして炭化物の形状と特性を変化させるために、波形の結晶粒界を形成することを提示するものである。
【００１７】
波形の結晶粒界は、下記のような理由により、粒界損傷に対する抵抗性を増大させる。
まず、結晶粒間のずれ程度を下げて、基地との結合力が増加する同時に、粒界構成を変更して粒界に沿う亀裂伝播路程を長くする。
また、結晶粒界に析出される炭化物は、密度が低く、安定な界面エネルギーを有する板状を有する。
さらに、前記炭化物は、同一な結晶粒界に生成されたとしても、それぞれの炭化物は、互いに異なる結晶粒と整合を共有し、界面を形成して、結局、炭化物の不整合界面が交差されてジグザグ形態に配列される。
【００１８】
前記のように、波形形成により炭化物特性も、やはり粒界損傷抵抗性に有利なように変化する。
つまり、粒界空洞（ｃａｖｉｔｙ）あるいは亀裂に主要生成位置を提供する炭化物と基地との不整合界面密度が低くなって安定されて、粒界割れが生じる速度が遅くなる。亀裂が生じたとしても交差する不整合界面により、亀裂合体を通した伝播速度が遅延される。
【００１９】
本発明は、波形の結晶粒界を形成して板状の析出物を誘導する方法を提示するのである。
【００２０】
波形粒界の発生に対するメカニズムはいろいろあるが、最近、本発明者は、結晶粒界そのものが、温度により総エネルギーを低くするために形状を変化させて、波形粒界が発生するという事実を確認した。
つまり、高温領域では、結晶粒間のずれより表面エネルギーの影響が大きくて、表面積をできるだけ小さくするため、直線形の結晶粒界（これを平坦な粒界という）が発達する。
中間温度領域以下では、相対的に結晶粒間のずれが重要なので、結晶粒界が結晶学的に有利に配列されるように、いくつかのセグメントに分離される波形粒界が発生する。
このような波形粒界の発生メカニズムを考えて、本発明のニッケル基合金から波形粒界を得るためには、下記のような条件を必ず満たさなければならない。
【００２１】
第一に、粒界からの炭化物析出は、最大限遅延されなければならない。その理由は、炭化物は、結晶粒界の固定効果（pinning effect）により結晶粒界の動きに邪魔されており、析出された炭化物は、その特性（密度、様子など）を改善することが困難であるからである。従って、炭素の過飽和は、最小化されなければならない。
第二に、結晶粒界が自ら動いて平衡状態に近接することができるように、十分な時間と温度を付与しなければならない。
【００２２】
本発明では、前記した条件をすべて充足するために、ニッケル基合金を炭化物が溶解、固溶される高温領域で所定時間維持した後、結晶粒界間のずれが重要になる中間温度以下まで徐冷した後、すぐにその温度で時効処理を行う方法を提示する。
また、前記方法は波形粒界の生成と同時に、ニッケル基合金に求められる基本的な特性はそのままに維持した。これにより、既存の方法と比べて熱処理方法が簡単であり、本発明の目的に一致する新しい熱処理方法を提案することができる。
【００２３】
本発明は、いろいろな条件の熱処理試験を通して、結晶粒の大きさと析出相 γ′分率が一定水準に維持されながら、波形粒界を誘導する最適の熱処理条件を提示する。
具体的にその条件を見ると、溶体化処理のために高温領域で所定時間維持した後、時効処理のための中温領域まで徐冷した後、すぐに中温領域で時効処理を実施した後、まもなく空冷する。この際、中温領域までの徐冷は１〜１５℃/分で遂行する。
【００２４】
本発明の熱処理工程を従来の方法と比べれば、下記の通りである。
従来は、高温領域（１０００〜１２００℃）で溶体化処理を行った後、室温まで水冷（５０℃/秒以上）し、また中温領域（７００〜９００℃）で時効処理を行う２段階熱処理方法を適用する。
これに対して本発明は、溶体化処理を行った後、すぐに中温領域まで徐冷した後、時効処理温度でそのままに維持させた後、熱処理を終了する１段階の熱処理方法である。
【００２５】
図２Ａは、本発明による熱処理工程を示す図表であり、図２ｂは、図２ａの工程による微細組織の変化を概念的に説明するための図面である。
ここで、熱処理温度領域および熱処理時間は、熱処理が遂行される代表的な条件を例示しただけであって、本発明の範囲を限定するものではない。この際、対象素材にはニッケル基合金ＮＩＭＯＮＩＣ２６３圧延材を使用した。
【００２６】
図２Ａおよび図２Ｂを参照して説明すると、本発明の熱処理方法は、溶体化処理段階（ａ段階）、徐冷段階（ｂ〜ｃ段階）、時効処理段階（ｄ段階）および空冷段階に区分される。
つまり、まず、溶体化処理を行うために、高温領域である１０００〜１２００℃で溶体化処理時間、例えば、５分以上維持する。
その後、時効処理温度（７００〜９００℃）である中温領域まで１〜１５℃/分の速度で徐冷する。
続いて、時効処理温度である７００〜９００℃で時効処理時間、例えば、５時間以上維持した後、空冷して熱処理を終結する。
【００２７】
溶体化段階は、本発明の目的に一致して、前記合金で溶体化処理が十分に起きる、つまり、素材内の炭化物および γ′析出相を十分に溶解、固溶させるが、結晶粒成長は発生しない程度の溶体化処理時間の間に進行される。
この際、ａ段階のように溶体化処理により、素材の粒界は平坦な形状を有する平坦な粒界（２０）である。
【００２８】
波形粒界は、中温領域まで１〜１５℃/分で徐冷する過程で形成され始める。波形粒界は、b段階のように部分的に波形の形態を見える波形粒界（２２）が現れる。これを徐冷の初期段階という。
この際、徐冷の初期段階の波形粒界（２２）は振幅と周期が完全に発達していない状態である（これを便宜上、不完全な波形粒界という）。
【００２９】
一方、ｃ段階では、不完全な波形粒界（２２）は続いて形成されており、一部は成長して安定な波形の形態を現わす完全な波形粒界（２４）に変移される。これを徐冷の末期段階という。
つまり、徐冷の末期段階では、まだ完全に発達していない不完全な波形粒界（２２）と、成長して完全に発達した完全な波形粒界（２４）、そして、まだ波形の形態が現れない一部平坦な粒界（２０）が共存する。
この際、不完全な波形粒界（２２）と完全な波形粒界（２４）に板状の炭化物（３０）が析出され始め、結晶粒には析出硬化相 γ′が生成され始める。板状の炭化物（３０）が波形粒界（２２、２４）に接する部分は、一つの結晶粒に整合され、残部は不整合される。
【００３０】
徐冷段階を経て、すぐに時効処理段階が進行されから一定時間が経過すると、ｄ段階のように波形粒界は、成長して完全な波形粒界（２４）に大部分が変移して、このような完全な波形粒界（２４）には、析出された炭化物（３０）が成長して板状の炭化物（３２）が形成される。
ここで成長された炭化物（３２）は、炭化物が波形粒界（２４）を構成する一つの結晶粒と完全な整合に取りながら、整合界面の反対側の結晶粒側へは不整合界面になりながら成長する。
この際、波形粒界そのものの結晶学的変体（variant）の変化により、界面エネルギーが相対的に高い炭化物と基地との不整合界面になる配列は、ジグザグ形態に交差される。
【００３１】
時効処理段階は、本発明の目的に一致して、前記合金の γ′析出相を基地内に均一に分布させ、炭化物を結晶粒界に成長させて、同一の時効処理温度区間で（７００〜９００℃）露出しても、組織上の変化がない程度で時効処理が十分に起こる時効処理時間の間に進行する。
この際、板状の炭化物（３２）は完全な波形粒界（２４）に安定して成長する。
【００３２】
時効処理を完了した炭化物（３２）は、板状の炭化物で、波形粒界（２４）により互いに離れて配置される。
前記炭化物（３２）は、同一な波形粒界（２４）に生成されたとしても、それぞれの炭化物（３２）は、互いに異なる結晶粒と整合を共有し、界面を形成して、結局、炭化物（３２）の不整合界面が交差されてジグザグ形態に配列される。
【００３３】
要するに、平坦な粒界（２０）から完全な波形粒界（２４）へ変異するから、粒界そのものの界面エネルギーは非常に低くできるし、界面エネルギーが低い波形粒界の上に析出される炭化物（３２）も、やはり密度が低くなり、安定した板状に成長して炭化物（３２）の不整合界面エネルギーも顕著に低くなる。
これと共に、波形粒界そのものの結晶学的変体変化により、それぞれの炭化物の不整合な界面はジグザグ形態に交差して配列される。
【００３４】
本発明において、溶体化処理後、すぐに時効処理温度まで徐冷することにおいて、１〜１５℃/分と限定した理由は、冷却速度が１℃/分未満である場合、高温で露出時間が長くなるから、結晶粒と析出硬化相γ′が粗大化され、基本的な機械特性が低下されるおそれがある。また、冷却速度が１５℃/分を超過した場合は、結晶粒界が波形になるために十分な時間的余裕がなくなって、炭化物が析出されるから波形粒界を得ることができない。
【００３５】
一方、溶体化処理後、その温度から室温までの温度領域の全範囲で、１〜１５℃/分で徐冷する場合、γ′析出と高温安定性が十分ではなくて、そのままに素材を使用することができないし、別度の時効処理を行わなければならないから、時間および費用の負担が大きい。
万一、溶体化処理後、その温度から本発明の時効処理温度ではなく他の温度区間で、１〜１５℃/分で徐冷する場合、波形粒界が発生しないことだけではなく、時効処理を再び行わなければならないといった問題が発生する。
【００３６】
なお、本発明で提示する徐冷段階を経た後に急冷処理を行って、また時効処理を行ったら、微細組織は上述したｃ段階で見える。
つまり、この段階では、不完全な波形粒界（２２）と、完全な波形粒界（２４）と、平坦な粒界（２０）が共存する。
また、炭化物（３０）が急冷されることにより過飽和されて、これを時効処理を行ったら、不完全な波形粒界（２２）、完全な波形粒界（２４）、それではなく平坦な粒界（２０）にも炭化物が塊状形態に析出される。この場合は、本発明と比べて高い界面エネルギーを有する。
【実施例】
【００３７】
図３は、従来の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の微細組織を示す写真である。
ここで、下記の写真は、結晶粒界付近を拡大したものである。
熱処理は、１１５０℃/３０分程度で溶体化処理を行って室温まで水冷（５０℃/秒以上）した後、また８００℃/８時間程度で時効処理を行い、空冷した。
図示されているように、従来の合金の微細組織は、直線形態の平坦な粒界と結晶粒界に顆粒状の小さな炭化物が高い密度に析出させることが分かる。この際、結晶粒大きいさは６０〜７０μmであることを確認した。
【００３８】
図４は、本発明の実施例による熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の微細組織を示す写真である。
ここで、下記の写真は、結晶粒界付近を拡大したものである。
この際、つまり、熱処理は、１１５０℃/３０分程度で溶体化処理を行い、すぐに時効処理温度である８００℃まで１０℃/分で徐冷した後、８００℃温度で８時間維持した後、空冷した。
【００３９】
図４によれば、本発明の実施例による微細組織は、波形粒界が良く発達されており、結晶粒界に、界面エネルギーが低い板状の炭化物が低い密度に析出されることが分かる。この際、結晶粒の大きさは、通常の熱処理により得られた組織と類似した７０〜８０μmであった。
【００４０】
つぎに図３に示した従来の熱処理方法で製造された合金と、図４に示した本発明の製造方法で製造された合金の特性について検証する。
表１はそれぞれの合金を常温で引張試験を実施した試験結果である。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
表１を見て分かるように、本発明の合金は、従来の合金に比べて降伏および引張強度は、類似な水準を示している。
しかしながら、延性は従来の合金の延伸率２３．３％から３８．１％程に、非常な水準に増加されることが分かる。
【００４３】
図５および図６は、ぞれぞれ従来の熱処理方法および本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金の常温引張試験後、波面を示す写真である。
この際、熱処理は、前記で説明した通りである。
図示されているように、従来の合金は、図５のように粒界面が特別な塑性変形がなしに脆弱に分離されて破断されたことを確認することができる。
【００４４】
本発明の合金は、図６のように波形粒界面にディンプル（dimple）および剪断跡などが観察された。
これは、本発明の合金は、破断直前まで十分な塑性変形を経て破断されることが分かる。
即ち、本発明の合金は、結晶粒界と基地との結合力が従来の合金に比べて、相対的に高いということを意味する。
このような結果は、表１での延性の増加をもたらす要因中の一つで判断することができる。
【００４５】
具体的には、本発明の合金で時効処理を完了した炭化物（３２）は、板状の炭化物で、安定な波形粒界の（２４）上に、互いに離れて配置される。
炭化物（３２）は、波形粒界（２４）を構成する二つの結晶粒中、一つの結晶粒の方向のみに成長して、一つの方向のみに配置される不整合界面配列ではなく、二つの結晶粒方向にそれぞれ交代でジグザグ形態に形成される（４ａ、４ｂ）。
これにより、前記のように波形粒界（２４）形成により炭化物（３２）特性も、やはり粒界損傷抵抗性に有利に変化される。
【００４６】
つまり、粒界空洞（cavity）或いは亀裂に主要生成位置を提供する炭化物（３２）と基地との不整合された界面の密度が低くなり、エネルギーが安定されて粒界割れ生成速度が遅くなる。亀裂が生じたとしても交差して配列された不整合界面により、亀裂合体を通す伝播速度が遅延されて、破断直前まで十分な塑性変形が現れる。
【００４７】
図７Ａおよび図７Ｂは、従来の熱処理方法および本発明の熱処理方法により得られたＮＩＭＯＮＩＣ２６３合金を、それぞれ７６０℃/２９５ＭＰＡおよび８１５℃/１８０ＭＰＡの条件でクリープ試験を行った結果を示すグラフである。
【００４８】
図７Ａおよび図７Ｂを参照すれば、試験条件と関係なく、本発明の熱処理がはるかに優れたクリープ特性を見せていることを確認した。
具体的には、７６０℃/２９５ＭＰａの条件で試験を行った場合に、クリープ時間が約１２９時間から約１７８時間に増加し、クリープひずみも約６％から約１１％に増加した。
また、８１５℃/１８０ＭＰａの条件で試験を行った場合には、クリープ時間が約１８１時間から約２５２時間に増加し、クリープひずみも約１７％から約２０％に増加した。
【００４９】
以上、本発明は、好ましい実施例を挙げて詳細に説明したが、本発明は前記実施例に限定されなく、本発明の技術思想の範囲内に、当分野で通常の知識を有する者により、多様な変形が可能である。
【図１】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図７Ａ】
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【図７Ｂ】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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