KR100196989B1 - 내마모성 구리계 합금 - Google Patents

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KR100196989B1
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아키오 사토
겐스케 히다카
소조 나가야
이사카 가나자와
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후쿠다 다케시
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와다 아끼히로
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Abstract

내마모성 구리계 합금은 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과. 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr). 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소와, 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O) 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 포함한다.
Xwt%로 지정된 상기 탄소의 함량과, Ywt%로 지정된 상기 산소의 함량은 관계식 0X0.5, 0Y0.05 및 Y

Description

내마모성 구리계 합금
제1도는 본 발명에 따른 내마모성 구리계 합금(wear-resistant copper-based alloy)의 적합한 실시예를 평가하기 위해 사용되는 시편(test specimen)의 사시도.
제2도는 제1도의 선 2-2를 따라 취한 단면도.
제3도는 탄소(C) 첨가량(carbon content: X)과 크랙 발생율(crack occurrence)과의 관계를 도시한 다이아그램.
제4도는 탄소 첨가량과 용접 비드 파단 변형량(weld-bead-fracture distortion)과의 관계를 도시한 다이아그램.
제5도는 탄소 첨가량이 0.05wt%인 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조되는 육성층(built-up layer)의 금속 조직을 도시한 주사형 전자 현미경 사진(scanning-electron-microscope photomicrograph).
제6도는 제5도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 구리(cu) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제7도는 제5도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 니켈(Ni) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제8도는 제5도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 몰리브덴(Mo) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제9도는 제5도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 실리콘(Si) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제10도는 제5도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 탄소(C) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제11도는 탄소 첨가량이 0.5wt%인 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제12도는 제11도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 구리(cu) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제13도는 제11도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 니켈(Ni) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제14도는 제11도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 몰리브덴(Mo) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제15도는 제11도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 실리콘(Si) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제16도는 제11도에 도시된 적합한 실시예로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 탄소(C) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제17도는 탄소 첨가량이 0.7wt%인 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제18도는 제17도에 도시된 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 구리(cu) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제19도는 제17도에 도시된 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 니켈(Ni) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제20도는 제17도에 도시된 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 몰리브덴(Mo) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제21도는 제17도에 도시된 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 실리콘(Si) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제22도는 제17도에 도시된 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 육성층의 금속 조직을 도시한 도면으로, 탄소(C) 원소만을 도시한 주사형 전자 현미경 사진.
제23도는 탄소 첨가량이 0.0006wt%인 비교예의 구리계 합금으로 제조되는 주조 잉곳(cast ingot) 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제24도는 탄소 첨가량이 0.01wt%인 비교예의 구리계 합금으로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제25도는 탄소 첨가량이 0.03wt%인 비교예의 구리계 합금으로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제26도는 탄소 첨가량이 0.05wt%인 본 발명의 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제27도는 탄소 첨가량이 0.lwt%인 본 발명의 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제28도는 탄소 첨가량이 0.2wt%인 본 발명의 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제29도는 탄소 첨가량이 0.5wt%인 본 발명의 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제30도는 탄소 첨가량이 0.7wt%인 본 발명의 구리계 합금의 적합한 실시예로 제조된 주조 잉곳 단면의 금속 조직을 도시한 전자 현미경 사진.
제31도는 탄소(C) 첨가량(X)과, 산소(O) 첨가량(Y) 및, 크랙 발생율과의 관계를 도시한 다이아그램.
제32도는 탄소 첨가량(X)과, 크랙 발생율과의 관계를 도시한 다이아그램.
제33도는 탄소 첨가량(X)과, 산소 첨가량(Y) 및, 크랙 발생율과의 관계를 도시한 다이아그램.
제34도는 납(Pb) 첨가량과 크랙 발생율과의 관계를 도시한 다이아그램.
* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명
1 : 원통형 시편 2 : 육성층
[발명의 배경]
[발명의 분야]
본 발명은 내마모성 구리계 합금(wear-resistant copper-based alloy)에 관한 것이다. 본 발명에 따른 내마모성 구리계 합금은 육성(building-up)에 의해 알루미늄계 모재(substrate)인 표면의 내마모성을 향상시키기 위해 적용된다. 예를 들면, 본 발명의 내마모성 구리계 합금 등은 레이저, 플라즈마, 아세틸렌 가스 및 TIC(tungsten-inert gas) 용착 등과 같은 고밀도 에너지에 의해 알루미늄계 모재 표면에 육성된다.
[종래 기술]
알루미늄계 모재의 내마모성, 내열성, 내식성을 향상시키기 위한 각종 표면 처리 기술이 공지되어 있다. 표면 처리 기술중 하나는 물리적 특성이 우수한 재료를 알루미늄계 모재의 표면에 육성하는 것이다.
예를 들면, 일본국 특개평4-297,536호에는 내열성, 내마모성, 내식성 등이 우수한 구리계 합금이 고밀도 에너지(즉, 레이저 비임을 조사)에 의해 알루미늄계 기판 표면에 육성되는 기술이 기재되어 있다. 육성 기술에 사용되는 구리계 합금은 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 니오브(Nb), 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 원소 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물(inevitable impurity)로 구성되어 있다.
구리계 합금은 경질상(hard phase)이 α-상(α-phase)으로 분산되는 금속 조직을 갖는다. 경질상은 Mo, W, Nb 및 V로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 원소를 함유하는 규화물 경질 입자를 갖는다. 예를 들면, 상기 규화물은 Mo, W, Nb 또는 V 규화물이다. α-상은 Cu-Ni 합금을 함유한다. 규화물 경질 입자는 1,200 내지 1,300Hv 정도의 경도를 갖고, Cu-Ni 합금으로 제조된 α-상을 강화한다. 따라서, 규화물 경질 입자는 구리계 합금의 내마모성을 향상시키기 위해 공헌한다. 더욱이, 규화물 경질 입자는 500℃ 이상의 온도에서 저산소 분압 상태하에서도 분해되어 산화물(즉, Mo, W, Nb 또는 V 산화물)을 생성하기 쉽다. 상기 산화물은 습동시 용융되도록 저융점을 갖는다. 따라서, 용융 산화물은 구리계 합금의 표면을 덮고, α-상 매트릭스가 결합모재와 접촉하는 것을 방지한다. 결과로, 구리계 합금은 습동시 높은 자기 윤활 특성을 나타낸다. 따라서, 구리계 합금은 내마모성과 내식성을 향상시킨다.
그러나, 종래의 구리계 합금이 레이저 비임에 의해 알루미늄계 모재 표면에 육성될 때, 최종 육성층(즉, 용착 비드)은 미세한 크랙(crack)이 발생한다. 용착 비드 크랙(weld bead crack; 파단 크랙)은 육성시에 육성 재료가 응고할 때 종래의 구리계 합금이 잔류 인장 응력(또는 응고 수축 응력)보다도 더 낮은 파단 강도를 나타내기 때문에 발생한다. 이와 같은 육성시에, 특히 응고시에, 크랙 발생은 응고 수축 응력을 완화하므로써 어느 정도 억제할 수 있다. 그러나, 상기 대책은 종래의 구리계 합금으로는 실행할 수 없다.
[발명의 요약]
본 발명은 상기 사정을 감안하여 전개된 것이다. 본 발명의 목적은 인성이 높고, 육성시 응고 크랙을 효과적으로 방지할 수 있는 내마모성 구리계 합금을 제공하는 것이다.
본 발명에 따른 내마모성 구리계 합금의 실시예 1은 종래의 구리계 합금의 상기 문제점은 해결하는 것이며, 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소와, 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O)의 첨가량 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 필수적으로 구성하고, Xwt%로 지정된 상기 탄소의 첨가량과, Ywt%로 지정된 상기 산소의 첨가량은 하기 관계식(1) 내지 (3)을 만족하고,
(1) 0X0.5
(2) 0Y0.05
(3) Y(-0.8)(X)+0.04
상기 필수적인 불순물중 하나인 납(Pb)은 0.3wt% 이하로 한정된다.
본 발명의 내마모성 구리계 합금의 실시예 1은 제어된 양의 C 및/또는 O를 함유한다. C 및/또는 O의 작용은 육성시 최종 용착 비드가 크랙되는 것을 효과적으로 방지할 수 있다.
Co. Mo. Ti, Zr, Wb 또는 V가 Si 와 함께 첨가되는 Cu-Ni계 합금은 경질상이 α-상 매트릭스에 분산되는 금속 조직을 갖는다. 경질상은 규화물(즉, Co, Mo, Ti, Zr, Nb 또는 V 등의 규화물)을 함유한다. α-상 매트릭스는 Cu-Ni계 합금을 함유한다. 규화물과 α-상 매트릭스는 액상(liquid phase)에서 서로 혼합되지 않고, 2 액상으로 분리된다. 규화물은 α-상 매트릭스의 비중보다 더 높은 비중(specific gravity)을 갖는다. 예를 들면, MoSi2의 비중은 9.2 이고, WSi2의 비중은 19.3 이다. 반면에 α-상 매트릭스의 비중은 8.9 이다. 따라서, 액상에서, 규화물은 비중 차이로 인해 α-상 매트릭스 아래에 응집된다.
그러나, C 가 Cu-Ni계 합금에 첨가될 때, 저비중의 Co, Mo, Ti, Zr, Nb 또는 V 탄화물이 생성된다. 예를 들면, 생성되는 탄화물은 Mo2C 이고, 8.2 내지 8.9 의 비중을 갖는다. 탄화물은 경질상으로 성장하는 핵을 생성한다. 더욱이, Co, Mo, Ti, Zr, Nb 또는 V 규화물은 고융점 복합 화합물을 생성하기 위하여 탄화물 주위에 부착된다. 따라서, 규화물은 규화물이 액상 상태로 응집되는 것을 억제하도록 균일하게 분산된다. 이 결과, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 실시예 1은 고융점 복합 화합물로 제조되는 경질상이 Cu-Ni계 합금으로 제조된 α-상 매트릭스에서 균일하고 미세하게 분산된 금속 조직을 갖는다. 그러므로, 실시예 1은 인성이 향상되고, 육성시에 크랙 발생을 효과적으로 방지할 수 있다.
실시예 1에서, C 가 0.05wt% 미만으로 존재할 때(즉, X 0.05), 탄화물 핵과 이 탄화물 핵 주위에 증착되는 규화물을 포함하는 복합 화합물은 크랙으로부터 최종 용착 비드를 억제하는 것이 불충분하다. 따라서, C는 0.05wt% 이상(즉, X0.05) 존재하는 것이 적합하다. C가 0.05wt% 이상 존재하고, O가 없을 때(즉, Y =O), 탄화물 핵은 크랙으로부터 최종 용착 비드를 충분히 억제할 수 있다. C가 0.5wt%, 초과(즉, X 0.5) 존재할 때, 탄화물 핵은 편석으로부터 규화물을 억제하여 유지할 수 있으나, 자유로운 탄소는 인성이 저하하는 최종 용착 비드에서 석출된다. 따라서, C는 0.5wt% 이하(즉, X0.5)로 존재하는 것이 적합하다. C는 0.05 내지 0.4wt%(즉, 0.05X0.4) 정도 존재하는 것이 더 적합하다.
더욱이, 실시예 1에서, O가 존재하는 경우, 최종 육성층 표면에 SiO2보호막이 형성된다. SiO2보호막은 응고(solidification)시에 어닐링(annealing; 서냉)효과가 발휘된다. 따라서, 응고 수축 응력을 완화할 수 있고, 육성시 크랙을 효과적으로 방지할 수 있다.
실시예 1에서, O가 매우 작은 양으로 존재할 때, SiO2보호막은 크랙으로부터 최종 용착 비드를 방지하는 것이 불충분하다. O가 0.04wt% 이상(즉, Y0.04) 존재할 때, 그리고 C가 존재하지 않을 때(즉, X =O), SiO2보호막은 크랙으로부터 최종 용착 비드를 충분히 억제할 수 있다. 따라서, O는 0.04wt% 이상(즉, Y0.04) 존재하는 것이 적합하다. O가 매우 많이 존재할 때, 용융층의 온도는 급격하게 상승한다. 그 결과, 과도하게 용융된 알루미늄계 모재는 비상하게 희석되고, 육성시 최종 육성층에서 다수의 핀홀(가스 결격)을 발생하기 위해 수소 가스를 생성한다. 따라서, O 자신은 가스 결함을 발생하기 위해 육성층에 잔류한다.
따라서, O는 0.05wt% 이하(Y0.05) 존재하는 것이 적합하다. O는 0.03 내지 0.05wt%(즉, 0.03Y0.05) 정도 존재하는 것이 더 적합하다.
더욱이, 실시예 1에서, C가 0.05wt% 미만(즉, 0 X 0.05)이 존재할 때 그리고 O 가 하기 관계식(3)(즉, Y(-0.8)X+0.04)을 만족하는 정도로 존재하도록 조정될 때, 크랙으로부터 최종 용착 비드를 충분히 억제할 수가 있다. 이러한 이점은 C 또는 O가 크랙으로부터 최종 용착 비드를 덜 억제하거나 C 와 O 양쪽이 크랙으로부터 최종 용착 비드를 효과적으로 억제할 수 있는 사실로부터 초래된다.
본 발명에 따른 내마모성 구리계 합금의 실시예 2는 종래 구리계 합금의 상기 문제점을 해결하는 것이며, 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과. 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소와, 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O)의 첨가량 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 필수적으로 구성되고, Xwt%로 지정된 상기 탄소의 첨가량과, Ywt%로 지정된 상기 산소의 첨가량은 하기 관계식(1), (2) 및 (4)를 만족하고,
(1) 0X0.5
(2) 0Y0.05
(4) Y(-0.6)(X)+0.03
필수적인 불순물중 하나인 납(Pb)은 0.02wt% 이하 존재한다.
본 발명의 내마모성 구리계 합금의 실시예 2는 제어된 양의 C 및/또는 O를 포함한다. 또한, Pb은 0.02wt% 이하의 억제된 양에 필수적인 불순물로서 존재한다. 그런데, 실시예 1의 작용 효과에 더하여, 실시예 2는 필수적인 불순물 중 하나인 Pb의 억제된 양으로부터 초래되는 하기의 작용과 효과를 나타낸다.
최종 육성층은 부족한 강도를 갖거나 또는 응고시 수축 응력을 초과하기 때문에 크랙된다. 이 수축 응력은 응고시 액상에서 고상까지 육성층의 변형시 온도 변화에 의존한다. Pb은 저융점 금속이며, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 다른 조성 원소 대부분에 대해 용해되지 않는다. 예를 들면, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 초기 결정의 제1상은 약 1400℃의 융점을 갖는다. 반면에, Pb은 327℃의 융점을 갖는다. 따라서, Pb은 육성시 최종 응고 단계에서도 액상으로 잔류하고, 액상과 고상간의 온도자는 대략 1,000℃로 유지된다. 따라서 Pb은 응고가 종료될 때까지 장기간의 시간이 걸린다. 그 결과, 수축 응력도 많이 발생하고, 크랙은 최종 응고시 Pb을 기점으로 하여 발생한다. 따라서, 실시예 2에서, 최종 육성층의 내크랙성에 악영향을 미치는 Pb은 0.02wt%의 억제된 양으로 존재한다. 따라서, 실시예 2는 육성시 크랙 발생을 효과적으로 억제할 수 있다.
필수적인 불순물 중 하나인 Pb이 0.02wt% 이하의 억제된 양으로 존재할 시, C 및/또는 O의 첨가량의 범위를 확대 즉, 실시예 1의 것과 비교하여 그 소량측으로 확대할 수 있다. 따라서, 실시예 2는 크랙을 충분히 억제할 수 있다.
실시예 2에서, C가 0.05wt% 미만(즉, 0 X 0.05)인 경우 그리고 O가 상기 관계식(4)(즉, Y(-0.6)X+0.03)를 만족하는 양(즉, Y)으로 존재하도록 조정하는 경우, 크랙 발생을 충분히 억제할 수가 있다.
실시예 1과 유사하게, C가 0,05wt% 이상(즉, X0.05) 존재하고, O가 없을 경우(즉. Y = O), 실시예 2는 크랙 발생을 충분히 억제할 수가 있다. 따라서, C는 0.05wt% 이상(즉, X0.05) 존재하는 것이 양호하다.
실시예 2에서, 0가 0.03wt% 이상 존재하는 경우와, C가 존재하지 않는 경우(즉, X = O), 실시예 2는 크랙 발생을 충분히 억제할 수가 있다. 따라서, O는 0.03wt% 이상(즉, Y0.03) 존재하는 것이 적합하다. 실시예 1에 기술된 것과 동일한 이유로 인해, C 및/또는 O 첨가량은 각각 0.5wt% 이하(즉, X0.5)와 0.05wt% 이하(즉, Y0.05)로 조정된다.
또한, 실시예 2에서, C는 0.05 내지 0.4wt%(즉, 0.05X0.4) 정도 존재하고, 0는 0.03 내지 0.05wt%(즉, 0.03Y0.05) 정도 존재하는 것이 더 적합하다.
따라서, 실시예 1 및 2는 미세한 복합 화합물이 균일하게 분산되기 때문에 용융 상태에서 규화물이 응집하는 것을 방지할 수 있다. 따라서, 실시예 1 및 2는 이들이 용융 상태로부터 분말 또는 봉(rod) 형상으로 제조할 때 하기 장점을 제공한다.
규화물이 분말의 제조시 즉, 가스 분무법에 의해 응집 될 때, 응집된 규화물은 턴디시(tundish) 노즐에 달라붙는다. 그 결과, 재료 손실은 용융시 반대로 영향을 미치거나 또는 최종 분말 원소는 크게 변화한다. 이것에 대해, 실시예 1 및 2는 이러한 문제가 없다. 실시예 1 및 2가 용융 상태로부터 봉형상으로 제조될 때, 최종 봉형상의 조성은 적게 변화한다.
본 발명에 따르면, C 및/또는 O는 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 실시예 1 및 2에서 구체적인 양으로 존재한다. 따라서, 실시예 1 및 2는 육성시 크랙 발생을 효과적으로 억제할 수 있다. 이들은 알루미늄계 실린더 헤드의 대량 생산에 적용된다. 예를 들면, 이들은 대량 생산 알루미늄계 실린더 헤드의 육성 밸브 시트에 사용된다. 더욱이, 이들은 그 용융 상태로부터 분말의 제조성을 향상시키고, 최종 분말의 조성에서 변동을 억제할 수 있다. 더욱이, 이들은 이들이 용융 상태로부터 분말과 봉형상으로 제조될 때 제조 비용을 절감시킨다.
다음에, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 다른 조성 원소 한정 이유가 설명된다.
니켈(Ni) : Ni의 일부는 Cu에 용해되어 Cu-Ni상을 형성하고(즉, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 매트릭스), 다른 일부는 매트릭스를 강화하기 위해 Ni 규화물을 형성한다. 더욱이, Ni은 본 발명의 내마모성 구리계 합금에서 내마모성을 향상시키기 위한 원소인 Co, Mo, Ti, Zr, Nb, V, Cr 또는 Fe을 함유할 필요가 있다. Ni이 10.0wt% 미만의 양으로 첨가될 때, 최종 구리계 합금은 종래의 Cu-Ni계 합금의 특성과 비교하여 내식성 및 내마모성과 같은 특성을 나타내지 않고, 감소된 양에서만 Co. Mo, Ti, Zr, Nb, V, Cr 또는 Fe을 함유한다. Ni이 증가된 양으로 첨가될 때, 최종 구리계 합긍은 용융되나, Cu가 감소된 양에서 용해되는 상을 포함한다. 따라서, 최종 구리계 합금은 고열전도성과 결합모재와의 접합성과 같은 구리계 합금의 종래 특성을 손실한다. 따라서, Ni의 상한은 30.0% 미만으로 조절된다.
따라서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 10.0 내지 30.0wt%, 양호하게는 12.0 내지 25.0wt%의 Ni을 함유한다.
철(Fe) : Fe은 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 용해성에서 Ni과 Co와 유사하게 작동하며, Ni과 Co의 일부를 치환할 수 있다. Fe이 Ni과 Co의 일부로 치환될 때, Mo. Ti, Zr, Nb 또는 V의 첨가량과 페로몰브텐의 Fe 첨가량의 관점에서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 2.0 내지 15.0wt%, 양호하게는 3.0 내지 10.0wt%정도의 Fe을 포함한다.
코발트(Co): Co는 Cu중에선 거의 용해되지 않는다. 그러나, Co는 Si, Ti, Zr, Nb, V, Cr 또는 C와 함께 고융점 복합 화함물을 형성하기 위해 Ni의 일부와 합금화되고, 이에 의해 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내마모성을 향상시킨다.
Co가 2.0wt% 이하로 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 내식성을 저하하므로써 불충분한 양으로 제조된다. Co가 15.0wt% 이상으로 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 인성을 저하시키는 초과량으로 제조된다. 더욱이, 이 경우에, 최종 구리계 합금은 상 다이아그램에서 액상 곡선을 상승된 온도로 나타내기 때문에 용이하게 분말로 제조할 수가 없다. 따라서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 2.0 내지 15.0wt%, 양호하게는 2.0 내지 10.0wt% 정도의 Co를 함유한다.
실리콘(Si) : Si은 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 매트릭스를 강화하여 니켈 규화물을 형성하기 위해 Ni과 반응한다. 더욱이, Si은 고융점 복합 화합물을 제조하기 위해 내마모성을 향상시키는 원소인 Co, Mo, Ti, Zr, Nb, V, Cr 또는 C와 반응하고, 이에 의해 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내마모성을 향상시킨다.
Si이 0.5wt% 미만 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 내마모성을 저하시키는 불충분한 양으로 제조된다. Si이 5.0wt% 이상 첨가될 때, 니켈 규화물과 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 인성을 저하시키는 과도한 양으로 제조된다. 따라서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 0.5 내지 5.0wt%, 양호하게는 0.5 내지 3.0wt% 정도의 Si을 함유한다.
크롬(Cr) : Cr은 Cu중에선 거의 용해되지 않는다. 그러나, Cr은 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내산화성을 향상시키기 위해 Ni 및/또는 Co의 일부와 합금화된다. 더욱이, Cr은 Si, Co, Mo, Ti, Zr, Nb, V 또는 C와 함에 고융점 복합 화합물을 형성하고, 이에 의해 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내마모성을 향상시킨다. 더욱이, 육성 작업이 레이저에 의해 분말로 실행되는 경우, Cr은 안정한 산화막을 형성하기 위해 O와 결합하고, 레이저에 의해 분말 육성시 용착성을 향상시킨다. Cr이 1.0wt% 미만으로 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 내마모성을 저하시키는 불충분한 양으로 제조된다. Cr이 10.0wt% 초과 첨가될때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 인성을 저하시키는 과도한 양으로 제조된다. 더욱이, 이 경우에, 최종 구리계 합금은 상 다이아그램중에서 상승된 온도로 액상 곡선을 나타내기 때문에 쉽게 분말로 제조할 수 없다. 따라서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 1.0 내지 10.0wt%, 양호하게는 1.0 내지 5.0wt% 정도의 Cr을 함유한다.
몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 또는 바나듐(V) : Mo, Ti, Nb 또는 V은 Cu중에선 용해되지 않고, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내열성을 향상시키기 위해 Co 및/또는 Ni의 일부와 합금화된다. 더욱이, Mo, Ti, Zr, Nb 또는 V은 고융점 복합 화합물을 제조하기 위해 Si, Co, Cr 또는 C와 반응하고, 이에 의해, 본 발명의 내마모성 구리계 합금의 내마모성을 향상시킨다. Mo, Ti, Zr, Nb 및 V으로 구성되는 그룹으로부터 선택된 적어도 한 종류인 제1선택 원소가 2.0wt% 미만의 양으로 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 내마모성을 저하시키는 불충분한 양으로 제조된다. 상기 제1선택 원소가 15.0wt% 이상의 양으로 첨가될 때, 고융점 복합 화합물은 최종 구리계 합금의 인성을 저하시키는 과도한 양으로 제조된다. 더욱이, 이 경우에, 최종 구리계 합금은 상 다이아그램중에서 상승된 온도로 액상 곡선을 나타내기 때문에 쉽게 분말로 제조할 수 없다. 따라서, 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 2.0 내지 15.0wt%, 양호하게는 2.0 내지 10.0wt% 정도의 Mo, Ti, Zr, Nb 및 V으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소를 함유한다.
[적합한 실시예의 상세한 설명]
이하. 본 발명의 실시예를 상세히 설명한다.
[실시예 1]
하기 표 1 에 나타난 바와 같은 조성을 갖는 내마모성 구리계 합금 분말(wear-resistant copper-based alloy powder)은 가스 분무법(gas atomizing process)에 의해 제조된다. 최종 분말은 80 내지 350 메시(meshe)의 입도를 갖는다. 가스 분무법에서 원료 합금 원소의 분말은 각 구리계 합금 분말을 위해 약 100kg의 용탕(molten matal)을 준비하여 오븐(oven; 소로)에서 1,700℃로 가열된다. 용탕은 바닥에 노즐이 설치된 용기(즉, 턴디시; tundish)에 주입된다. 그런 다음, 용탕은 노즐을 통해 배출된다. N2가스는 용탕을 분말화하기 위해 배출된 용탕에 분무된다. 분말화된 용탕은 N2가스 분위기 중에서 냉각되어 유지된다. 표 1에 설정된 구리계 합금 분말이 이렇게 준비된다.
구리계 합금 분말에서, O 첨가량(content)은 분무실(atomizing chamber)에서 산소량을 조절하기 위해 제어된다. 그러나, Pb, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 필수적인 불순물(inevitable impurity)의 첨가량은 제어되지 않는다. 따라서, 구리계 합금 분할에서, Pb은 약 0.03wt% 정도의 필수적인 불순물로 존재하고, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 다른 필수적인 불순물은 합계 약 0.5wt% 정도 존재한다.
[분말 제조 작업성의 평가]
본 발명에 따른 실시예 1과 비교 실시예의 구리계 합금 분말은 분말 제조 작업성으로 평가된다. 이 평가에 있어서, 턴디시의 노즐은 약 100kg의 용탕에 의해 분무법으로 분말을 제조하는 동안 노즐 폐쇄가 일어나는지의 여부를 조사한다.
또한, 합금 분말은 응고에 의해 분당 1500℃ 로부터 15℃ 까지 냉각되는 것에 의해 잉곳에서 주조된다. 잉곳이 절단되고 그 단면적은 내부에 편석이 발생되었는가의 여부를 육안으로 관찰한다. 이 평가 결과가 표 1 에 나타나 있다.
표 1 로부터 실시예 1의 구리계 합금 분말 1 내지 6은 노즐을 폐쇄하지 못하며, 구리계 합금 분말 1 내지 6 으로 제조된 잉곳에서 편석이 발생되지 않는다.
다른 한편, 비교예의 구리계 합금 분말 7에서 탄소 첨가량은 노즐을 너무 작게 폐쇄하고 비교예의 구리계 합금 분말 7로 제조되는 잉곳에서 편석이 발생된다.
따라서, 구리계 합금 분말 7에서 상기 소량의 탄소 첨가량은 편석을 방지하지 못하며, Mo 등의 규화물이 응집된다.
[인성 평가]
본 발명에 따른 실시예 1과 비교 실시예의 구리계합금 분말이 인성을 위해 평가되었다. 이 평가에 있어서, 직사각형 평행육면체 시편을 주조하기 위해 셀몰드로 구리계 합금 분말의 용탕이 수집되고 충전되었다. 시편은 10mm×10mm×55mm의 치수를 갖도록 마무리되었으며 충격값(단위 1kgf·m/cm )을 측정하기 위해 샤르피 충격 강도 시험을 행하였다. 그 평가 결과는 표 1 에 나타나 있다.
표 1 로부터 실시예 1의 구리계 합금 분말 1 내지 6 으로 제조된 모든 시편이 1.0kgf·m/cm 이상의 충격값을 나타내며 비교예의 구리계 합금 7 및 8 로 제조된 시편에 비하여 인성이 향상되었다는 것을 인식할 수 있다.
구리계 합금 분말 1 내지 6 에서, C는 편석을 억제하는 첨가량으로 존재한다. 특히 탄화물 핵과 탄화물 핵 주위에 부착된 규화물을 구비하는 복합 화합물은 규화물이 응집되는 것을 억제한다. 또한 경질상으로서의 복합 화합물이 매트릭스에 균일하게 분산된다.
반면에 구리계 합금 분말 7 에서, C는 적합하게 편석을 억제하지 못하는 적은 첨가량이 존재한다. 따라서 Mo등의 규화물이 응집된다. 또한 구리계 합금분말 8 에서, C는 많은 량이 존재하여 자유(free) 탄소가 석출되어 시편의 인성을 저하시킨다.
구리계 합금 분말 1 내지 7 에서 Mo 대신에 Ti, Zr, Nb 또는 V을 첨가한 경우뿐만 아니라 구리계 합금 분말 1 내지 7 에서 Mo 대신에 Mo, Ti, Zr, Nb 및 V으로 구성된 그룹으로부터 선택된 2개 이상의 원소를 첨가한 경우에도 동일한 장점이 얻어진다.
[실시예 2]
실시예 2에 있어서, Ni, Si, Co, Mo, Cr, Fe 및 O의 량은 각각 16.0wt%, 2.80wt%, 7.40wt%, 6.2wt%, 1.4wt%, 4.90wt% 및 0.0030wt%이다. 또한 C 량은 다양하게 변경된다. 그렇게 준비된 원료 합금 원소는 결정 입도가 80 내지 350 메시를 가지는 다양성의 마모 저항성 구리계 합금 분말을 제조하기 위해 실시예 1과 같은 방법으로 처리되었다.
실시예 2에 있어서, Pb, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등의 필수적인 불순물량은 제어되지 않는다는 것을 주의해야 한다. 따라서 실시예 2의 구리계 합금 분말에 있어서 Pb은 약 0.03wt% 정도의 필수적인 불순물로써 존재하며 Al, P, S, Sn. Zn, Bi, Sb, Mg등과 같은 다른 필수적인 불순물이 총 0.5wt% 가 존재한다.
또한 제1도 및 제2도에 나타난 바와 같은 다수의 원통형 시편(1)은 알루미늄 합금으로 제조되었다. 알루미늄 합금은 JIS(일본공업규격)에 대한 AC2B 알루미늄 합금과 등가이다. 즉, 알루미늄 합금은 Cu 2.0 내지 4.0wt%, Si 5.0 내지 7.0wt%, Mg 0.5wt% ol하, Zn 1.0wt% 이하, Fe 1.0wt% 이하, Mn 0.5wt% 이하, Ni 0.5wt% 이하, Ti 0.2wt% 이하 및 잔부 Al으로 이루어진다. 시편은 외경이 50mm, 높이가 40mm 이며 상부면상에 기울기(1a)가 제공된다. 제2도에 도시한 바와 같이 기울기(1a)는 중심을 향하는 방향으로 넓은 곳으로부터 좁은 곳으로 기울어졌다.
원통형 시편(1)의 기울기(1a)는 하기 조건하에서 레이저에 의하여 내마모성 구리계 합금 분말로 육성된다.
레이저 출력 : 4.5KW
육성 폭 : 3∼10mm
육성 속도 . 900mm/분
실딩 가스 : 아르곤(Ar)
실딩 가스 유량 : 10L/분
육성 두께 : 1.5∼2.5mm
따라서 육성층(2)은 제2도에 도시된 바와 같이 형성되었다.
[용착비드 크랙의 평가]
용착 비드에서 발생하는 크랙을 위해 육성층(built-up-layer : 2)이 조사되었다. 제3도에 이러한 결과가 도시되어 있다. 제3도에 있어서 블랭크 화살표는 규화물이 분산된 영역을 나타내며 용착 비드의 인성이 다량의 카바이드 발생으로 인해 감소된다.
총 100개의 시편(1)이 크랙 발생율을 위해 조사되었을 때 크랙 발생율은 하기식으로 계산되었다.
(크랙 발생율(%))={(크랙 시편수)/(총시편)}×100
제3도로부터 크랙 발생율은 현저히 감소되고 C가 0.05wt% 이상 존재할 때 0.05% 이하로 억압된다. 이 현상은 C가 존재하지 않거나 C 량이 너무 작아 경질 규화물이 응집되는 것으로 이해된다. 반면에 C가 제어된 양으로 존재할 때 고융점 복합 화합물이 발생된다. 복합 화합물은 MoC와 같은 카바이드를 구비하며 규화물이 형성되어 카바이드 주위에 부착된다. 구리계 합금은 복합 화합물이 Cu-Ni 합금의 α-상 매트릭스로 균일하게 분산되는 금속 구조를 갖는다. 그 결과 구리계 합금은 개선된 인성을 나타낸다.
또한 규화물이 규화물 경질상으로 응집될 때, 레이저 빔의 흡수는 Cu-Ni 합금의 α-상 매트릭스의 흡수율만큼 국부적으로 20배정도 증가하고, 이는 규화물 응집이 없는 결합모재상에서 레이저에 의해 수행된다. 그러므로 알루미늄계 기판은 과도하게 용융되어 Cu-Ni 합금의 α-상 매트릭스에 희석된다. 그 결과 Cu-Al 및 Ni-Al과 같은 금속간 화합물은 α-상 매트릭스에서 발생된다. 금속간 화합물은 0.1% 이하의 용착 비드 파단 응력을 나타내며 응고시에 수축 응력에 견디지 못한다. 따라서 금속간 화합물에서 크랙 전개가 시작된다.
16개의 밸브 시트를 가지는 실린더 헤드가 구리계 합금으로 육성되는 경우에 크랙 발생율을 고려해 본다. 제3도로부터 C가 존재하지 않을 때, 용착 비드는 5.5% 이상의 크랙 발생율을 나타내는 것으로 이해된다. 그와 같은 용착 비드를 가지는 실린더 헤드에 있어서, 크랙 발생율(불량율)이 88% 까지 증가되는 것으로 가정되었다. 그러므로 그와 같은 구리계 합금은 실용적으로 사용되지 않는다. 반면에 C가 0.05wt% 이상 존재할 때, 용착 비드는 0.05% 이하의 크랙 발생율을 나타낸다. 그와 같은 용착 비드를 가지는 실린더 헤드에 있어서, 크랙 발생율(불량율)은 0.8% 이하로 감소될 수 있다. 그러므로 그와 같은 구리계 합금은 실용적으로 사용될 수 있다.
[육성층에서 파단 변형의 평가]
실시예 2의 육성층(2)은 파단 변형율을 위해 조사되었다. 예를 들어 육성층(2)은 15mm×25mm×10mm의 직사각형 평행육면체로서 형성된 시편으로 가공하였다. 시편은 그 길이(예를 들어 25mm)의 중심에서 하중을 받게된다. 그러므로 시편은 휘어지고 파단 지점에서 파단 변형율을 계산하기 위해 길이 변화(25mm 로부터의 연신)를 조사하였다. 하중은 시편에 대해 0.02mm/sec로 적용되었다. 파단 변형율은 하기식에 의해 결정된다.
(파단 변형율(%))={( A - B )/ A }×100
여기서 A는 시험전의 시편의 길이를, B는 파단(또는 시험후의)시의 시편의 길이를 나타낸다. 제4도는 파단 변형율 평가의 결과를 나타낸다. 제4도에 있어서, 이중 화살표는 열 수축으로 인해 크랙이 발생되는 영역을 나타낸다.
제4도로부터 명백한 바와 같이, 탄소량이 많을수록 파단 변형율은 크며 용착 비드는 크랙을 더 발생하지 않는다. 그러나 탄소량이 0.4wt%를 초과할 때 파단변형율은 감소된다. 그러므로 용착 비드는 열수축으로 인해 크랙을 발생하게 된다. 탄소량이 0.4wt% 이상일 때 MoC가 과도하게 석출되기 때문에 파단 변형율이 감소된다. 그러므로 탄소량의 상한은 0.4wt% 이다.
[경질상의 구성 형태 변화의 평가]
실시예 2에서 3개의 육성층(2)은 금속 구조에 대해 주사 전자 현미경(SEM)으로 조사되었다. 3개의 육성층(2)은 탄소량을 0.05wt%, 0.5wt% 및 0.7wt%가진다. 제5도 내지 제22도는 주사 전자 현미경(SEM) 사진으로 관찰한 결과를 나타낸다.
제5도 내지 제10도는 탄소량이 0.05wt%인 육성층(2)을 나타낸다. 제11도 내지 제16도는 탄소량이 0.5wt%인 육성층(2)을 나타낸다. 제17도 내지 제22도는 탄소량이 0.7wt%인 육성층(2)을 나타낸다. 제6도 내지 제10도, 제12도 내지 제16도 및 제18도 내지 제22도에서 백색부분이 Cu, Ni, Mo, Si 및 C의 고농도 부분이다. 이 사진은 고용융점 복합 화합물이 MoC와 같은 카바이드 핵과 그 핵 주위에 부착된 규화물로 형성된다.
반면에, 제17도 내지 제22도는 비교예의 구리계 합금으로 제조된 육성층(2)을 나타내며 탄소량은 0.7wt%이다. 제22도로부터 명백한 바와 같이 백색 봉형상 부분으로 보이는 자유 탄소가 비교예의 육성층(2)에서 석출된다.
[경질상의 분산성 평가]
탄소량이 0.0006wt%, 0.0lwt%, 0.03wt%, 0.05wt%, 0.lwt%, 0.2wt%, 0.5wt% 및 0.7wt%로 변화되는 것을 제외하고는 다른 원료 합금 원소는 실시예 2와 같은 동일량으로 준비되었다. 원료 합금 원소는 8개의 용탕을 준비하여 1500℃ 로 가열하였다. 원료 합금 원소는 잉곳으로 주조되었다. 잉곳이 절단되고 그단면이 광학 현미경으로 조사되었다. 제23도 내지 제30도는 현미겅 사진의 관찰 결과를 나타낸다. 용탕은 10 내지 10 ℃/sec 의 속도로 점차 냉각에 의해 응고된다.
제26도 내지 제30도는 탄소량 X 가 0.05wt% 이상일 때, 고 용융점 복합 화합물이 카바이드의 핵과 그 핵 주위에 부착된 규화물로 형성되며, 복합 화합물은 Cu-Ni 합금의 α-상 매트릭스에 균일하고 미세하게 분산된다. 반면에, 제23도 내지 제25도는 탄소량 X 가 0.05wt% 미만(즉, X 0.05)일 때 규화물(즉 흑색부분)이 그 아래에 응집된다.
[실시예 3]
실시예 3에 있어서, Ni, Si, Co, Mo, Cr 및 Fe의 량은 각각 16.0wt%, 2.80wt%, 7.40wt%,, 6.2wt%, 1.4wt% 및 4.90wt%로 고정된다. 또한 C 및 O의 량은 다양하게 변화된다. 그렇게 준비된 원료 합금 원소는 결정 입도가 80 내지 350 메시를 가지는 다양한 내마모성 구리계 합금 분말츨 생성하기 위해 실시예 1과 같은 방식으로 처리되었다.
또한 실시예 3에서 Pb, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 필수적인 불순물의 양은 제어되지 않는다. 따라서, 실시예 3의 구리계 합금 분말에서 Pb은 0.03wt% 정도의 필수적인 불순물로써 존재하고, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 다른 필수적인 불순물은 총 0.5wt% 정도 존재한다.
구리계 합금 분말은 실시예 2와 같은 조건하에서 레이저에 의해 제1도 및 제2도에 나타난 바와 같이 육성층(2)을 형성하는데 사용된다.
[용착 비드 크랙의 평가]
육성층(2)은 용착 비드에서의 크랙 발생율과 핀홀을 위해 조사되었다. 제31도는 이 평가의 결과를 나타낸다. 제31도에서 블랭크원(○)은 0.05% 이하의 크랙 발생율을 나타내고, 블랭크 삼각형(△)은 0.05 내지 1.0%의 크랙 발생율을 나타내며, 크로스(×)는 1.0% 이상의 크랙 발생율을 나타내고, 고형 삼각형(▲)은 약간의 핀홀의 발생을 나타낸다. 제31도에서 블랭크 화살표는 규화물이 사라진 영역을 나타내며 카바이드가 많은 양으로 나타나기 때문에 용착 비드의 인성이 감소된다.
총 100개의 시편(1)은 크랙 발생율을 위해 조사되었으며 크랙 발생율은 하기식으로 계산된다.
(크랙 발생율(%))={(크랙 시편수)/(총시편수)}×100
제31도로부터 탄소량 X 및 산소량 Y는 상술한 관계식(1) 내지(3)을 만족할 때. 크랙 발생율은 0.05% 이하로 감소되며, 동시에 핀홀의 발생이 방지된다.
선 연결점A(즉(0.05, 0)와 점B(즉(0, 0.04)는 Y=(-0.8)(X)10.04의 식으로 표현된다.
[실시예 4]
실시예 4에 있어서, Pb, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 필수적인 불순물의 양은 용융 공정으로부터 분무 공정까지 구리계 합금 분말 준비동안에 혼합되지 않도록 조절되며, 필수적인 불순물의 양은 하기와 같이 조절된다. 필수적인 불순물의 제어를 제외하고 실시예 4는 실시예 2와 동일한 방법으로 수행된다. 즉, Ni, Si, Co, Mo, Cr, Fe 및 O 의 양은 실시예 2의 양과 같은 것으로 고정되며 C 량은 다양하게 변화된다.
구체적으로 실시예 4에 있어서, 납의 냥은 0.0lwt% 이며, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg와 같은 다른 필수적인 불순물의 량은 총 0.05wt% 이다.
구리계 합금 분말은 실시예 2의 것과 동일한 조건하에서 레이저에 의해 제1도 및 제2도에 도시된 것과 같은 육성층(2)을 형성하도록 사용되었다.
[용착 비드 크랙의 평가]
육성층(2)은 크랙 발생율을 위해 조사되었다. 제32도는 그 평가 결과를 나타낸다. 제32도로 명백한 바와 같이, 실시예 4의 구리계 합금 분말로 제조된 육성층(2)은 제3도에 도시한 실시예 1의 것과 유사한 크랙 발생율 특성을 나타낸다. 제3도와 비교해 볼 때, 제32도의 작은 측으로 탄소량의 효과가 이동하는 즉, 탄소량이 0.05wt% 이하(예를 들어 0.03wt%)일지라도 크랙 발생율이 감소된다.
[실시예 5]
실시예 5에 있어서, 필수적인 불순물중 하나인 Pb의 량은 0.0lwt% 로 조절되며, 다른 필수적인 불순물인 Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg의 량은 총 0.05wt% 로 조절된다. 필수적인 불순물의 조절을 제외하로, 실시예 5는 실시예 3과 같은 방법으로 수행된다. 즉, Ni, Si, Co, Mo, Cr 및 Fe 의 양은 실시예 3의 것으로 고정되며, C 및 O의 량은 다양하게 변화된다.
구리계 합금 분말은 실시예 2와 같은 동일 조건하에서 레이저에 의해 제1도 및 제2도에 도시된 것과 같은 육성층(2)을 형성하는데 사용된다.
[육성 크랙의 평가]
각 육성층(2)은 실시예 3과 동일한 방법으로 크랙 발생율과 핀홀을 시험한다. 그 결과가 제33도에 도시된다. 제33도에서, 블랭크 원(○)은 0.05% 이하의 크랙 발생율을 나타내고, 블랭크 삼각형(△)은 0.05 내지 1.0%의 크랙 발생율을 나타내며, 크로스(×)는 1.0% 이상의 크랙 발생율을 나타내고, 고형 삼각형(▲)은 약간의 핀홀을 나타낸다. 제33도로부터 명백한 바와 같이, 실시예 5의 구리계 합금 분말로 제조된 육성층(2)은 제31도에 도시된 실시예 3과 유사한 크랙 발생과 핀홀 발생 특징을 나타낸다. 제31도와 비교하면, 크랙과 핀홀 발생의 감소 결과 해칭 영역은 제33도에서 더 작은 탄소 첨가량 측으로 넓어진다. 즉, 크랙 발생율은 탄소 첨가량이 0.05wt% 이하일 때 감소된다.
따라서, 제33도로부터 명백한 바와 같이, Pb의 첨가량이 0.0lwt% 로 제어되고 탄소 첨가량(X)과 산소 첨가량(Y)이 상기 관계식(1), (2) 및(4)를 만족시킬때, 크랙 발생은 0.05% 이하로 감소되고, 동시에 핀홀은 발생되는 것이 방지된다.
라인 연결점 P(0.05, 0)와 점 Q(0, 0.03)는 식 Y=(-0.6)X+0.03 으로 표현된다.
[실시예 6]
실시예 6에서, Ni, Si, Co, Mo, Cr, Fe, C 및 O 의 첨가량은 각각 16.0wt%, 2.80wt%, 7.40wt%, 6.2wt%, 1.4wt%, 4.90wt%, 0.lwt% 및 0.003wt%로 일정하다. 더욱이, Pb의 첨가량은 여러 가지로 변화한다. 따라서, 이렇게 준비된 원료 합금 원소는 80 내지 350 메시의 입도를 갖는 다양한 내마모성 구리계 합금 분말을 제조하기 위해 실시예 1과 동일한 방법으로 제조된다.
또한, 실시예 6에서, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 필수적인 불순물의 첨가량은 제어되지 않는다. 따라서, 실시예 6의 구리계 합금 분말에서, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb, Mg 등과 같은 필수적인 불순물은 전체 약 0.5wt%정도 존재한다.
최종 구리계 합금 분말은 실시예 2의 것과 동일한 조건하에서 레이저에 의해 제1도 및 제2도에 도시된 바와 같은 육성층(2)을 형성한다.
[용착 비드 크랙 평가]
최종 육성층(2)은 실시예 2와 동일한 방법으로 용착 비드에서 크랙 발생율을 위해 시험된다. 제34도에는 이 평가의 결과가 도시되어 있다. 제34도에 도시된 바와 같이, 크랙 발생율이 저감하기 때문에 적은 Pb 첨가량이 적합하다.
그러나. Pb 첨가량이 0.02wt%를 초과할 때, 크랙 발생은 급격히 증가한다.
Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg의 모든 필수적인 불순물은 저융점과 저비점의 원소이다. Pb과 달리, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg와 같은 다른 필수적인 불순물은 본 발명의 내마모성 구리계 합금에서 고용(solid-solve)된다. 즉, 이들은 이들이 미량(trace amount) 존재할 때 Cu-Ni 합금의 α-상 매트릭스에서 고용된다. 계속해서, 다른 필수적인 불순물은 최종 응고부에 침전되지 않는다. 그러나, 레이저와 같은 고온 가열원을 사용하는 육성법에서, 육성층은 최대로 2,800 내지 3,000℃ 정도에 도달하는 최고 온도로 가열된다. 이 결과, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg은 이들이 미량 존재할 때 가스 부족을 야기시키는 육성층에서 증발하고 잔존한다. 따라서, Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg과 같은 필수적인 불순물은 가능한 적은량, 즉 합계 약 0.05wt% 정도 존재하는 것이 적합하다.
더욱이, 본 발명의 내마모성 구리계 합금이 레이저에 의해 육성될 때, 이트륨(Y), 유해 금속(misch metal) 및 하프늄(Hf)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 원소는 0.01 내지 0.lwt% 정도 존재한다. 이들 원소는 레이저 육성 동작이 실행될 때 안정한 산화막을 형성하기 위해 O 와 결합한다. 이 산화막은 레이저 비임을 안정하게 흡수하고, 용융 금속의 적합한 풀(pool)을 형성하여, 용융 풀을 정화한다. 이러한 양호한 작용은 상기 원소중 한 종류가 존재하거나 상기 원소중 두 종류 이상이 존재할 때 제조된다.
상기 원소중 두 종류 이상의 원소가 존재할 때, 이들은 합계 약 0.01 내지 0.lwt% 정도 존재한다. 두 종류 이상의 원소가 합계 약 0.0lwt% 미만 존재하는 경우, 이들은 산화막을 적게 형성하고, 레이저 비임의 반사율은 증가하며, 용융 풀은 불량하게 증가한다. 이 결과, 여러 가지 결점은 최종 육성층에서 발생한다.
두 종류 이상의 원소가 합계 0.lwt% 초과 존재하는 경우, 이들은 풍부한 산화막을 형성하고, 레이저 비임의 흡수율이 상응한다. 이 결과, 모재는 과도하게 가열되고 너무 희박하게 된다. 또한, 용융 금속의 유동성은 분말 제조시 저하하는 경향이 있다.
또한, 상기 양호한 실시예는 본 발명의 내마모성 구리계 합금이 레이저에 의해 분말 육성에 적용되는 경우에 대해서 설명했다. 본 발명의 내마모성 구리계 합금은 플라즈마, 아세틸렌가스, TIG 등과 같은 다른 에너지원을 사용하는 각종 육성법에 적용할 수 있다.
현재 본 발명을 완전히 기술하였지만, 많은 변경과 수정은 첨부된 청구범위를 포함하는 본 발명의 정신과 범주를 벗어남 없이 가능하다는 것이 본 기술분야에 숙련된 자들에 의해 명백하게 나타난다.

Claims (28)

  1. 표면 육성 작업에 유용한 내마모성 구리계 합금에 있어서, 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소와, 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O) 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 필수적으로 함유하고, Xwt%로 지정된 상기 탄소의 함량과. Ywt%로 지정된 상기 산소의 함량은 하기 관계식(1) 내지 (3)을 만족하며,
    (1) 0X0.5
    (2) 0Y0.05
    (3) Y(-0.8)(X)+0.04
    상기 필수적인 불순물중 하나인 납(Pb)은 0.3wt% 이하로 한정되는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  2. 표면 육성 작업에 유용한 내마모성 구리계 합금에 있어서, 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2,0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소와, 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O) 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 필수적으로 함유하고, Xwt%로 지정된 상기 탄소의 함량과, Ywt%로 지정된 상기 산소의 함량은 하기 관계식(1), (2) 및 (4)를 만족하며,
    (1) 0X0.5
    (2) 0Y0.05
    (4) Y(-0.6)(X)+0.03
    상기 필수적인 불순물중 하나인 납(Pb)은 0.2wt% 이하로 한정되는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  3. 제2항에 있어서, 상기 필수적인 불순물, 알루미늄(Al), 인(P), 황산(S), 주석(Sn), 아연(Zn), 비스무트(Bi). 안티몬(Sb) 및 마그네슘(Mg)은 합계 0.05wt% 이하로 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  4. 제2항에 있어서, 이트륨(Y), 유해 금속 및 하프늄(Hf)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 선택 원소는 0.01 내지 0.lwt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  5. 제2항에 있어서, 상기 Ni은 12.0 내지 25.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  6. 제2항에 있어서, 상기 Fe은 3.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  7. 제2항에 있어서, 상기 Co는 2.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  8. 제2항에 있어서, 상기 Si은 0.3 내지 3.5wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  9. 제2항에 있어서, 상기 Cr은 1.0 내지 5.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  10. 제2항에 있어서, 상기 제1선택 원소는 2.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  11. 표면 육성 작업에 유용한 내마모성 구리계 합금에 있어서, 10.0 내지 30.0wt%의 니켈(Ni)과, 2.0 내지 15.0wt%의 철(Fe)과, 2.0 내지 15.0wt%의 코발트(Co)와, 0.5 내지 5.0wt%의 실리콘(Si)과, 1.0 내지 10.0wt%의 크롬(Cr)과, 2.0 내지 15.0wt%의 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 니오브(Nb) 및 바나듐(V)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 제1선택 원소 및, 잔부의 구리(Cu)와 필수적인 불순물을 필수적으로 함유하고, 상기 필수적인 불순물중 하나인 납(Pb)은 0.02wt% 이하로 한정되며, 탄소(O)와 산소(C)는 각각 0을 초과하고, 상기 탄소와 산소는 상기 합금의 육성시 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  12. 제11항에 있어서, 상기 필수적인 불순물, 알루미늄(Al), 인(P), 황산(S), 주석(Sn), 아연(Zn), 비스무트(Bi), 안티몬(Sb) 및 마그네숨(Mg)은 합계 0.05wt% 이하로 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  13. 제11항에 있어서, 이트륨(y), 유해 금속 및 하프늄(Hf)으로 구성된 그룹으로부터 선택되는 적어도 한 종류의 선택 원소는 0.01 내지 0.lwt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  14. 제11항에 있어서, 상기 Ni은 12.0 내지 25.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  15. 제11항에 있어서, 상기 Fe은 3.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  16. 제11항에 있어서, 상기 Co는 2.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  17. 제11항에 있어서, 상기 Si은 0.3 내지 3.5wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  18. 제11항에 있어서, 상기 Cr은 1.0 낸지 5.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  19. 제11항에 있어서, 상기 제1선택 원소는 2.0 내지 10.0wt% 정도 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  20. 제1항에 있어서, 상기 구리계 합금은 알루미늄계 기판상에 있는 육성층을 포함하고, 상기 육성층은 카바이드와 규화물 입자를 함유하는 α-상 매트릭스를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  21. 제1항에 있어서, 상기 합금은 상기 매트릭스에 균일하게 분산된 카바이드와 규화물 입자를 함유하는 α-상 매트릭스를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  22. 제11항에 있어서, 상기 합금은 상기 매트릭스에 균일하게 분산된 카바이드와 규화물 입자를 함유하는 α-상 매트릭스를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  23. 제1항에 있어서, 상기 합금은 상기 합금의 노출된 표면상에 보호 산화층을 효과적으로 형성하기 위한 양의 산소를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  24. 제11항에 있어서, 상기 합금은 상기 합금의 육성중에 용착 비드 크랙을 효과적으로 억제하는 탄소(C)와 산소(O)를 함유하고, 상기 산소는 상기 합금의 노출된 표면상에 보호층을 효과적으로 형성하기 위한 양으로 또한 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  25. 제1항에 있어서, 상기 합금은 SiO2층을 형성하기 충분한 양의 산소를 포함하고, 상기 합금은 0.05 내지 0.5wt%의 탄소를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  26. 제11항에 있어서, 상기 합금은 SiO2층을 형성하기 충분한 양의 산소를 포함하고, 상기 합금은 0.05 내지 0.5wt%의 탄소를 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  27. 제1항에 있어서, 상기 합금은 합계 0.5wt% 이하의 Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg을 함유하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
  28. 제11항에 있어서, 상기 합금은 합계 0.5wt% 이하의 Al, P, S, Sn, Zn, Bi, Sb 및 Mg을 함유하는 것을 특징으로 하는 내마모성 구리계 합금.
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