KR100229601B1 - 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법 - Google Patents

입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 의하면, 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금(이하, '합금'이라 함)은 면심입방정 Al 기지 내에 Al, Mn, Ti 및Zr를 포함하는 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(Tixzry))이 1 내지 50at.% 분산되며, 금속간화합물의 조성비는 t=63내지 69at.%, c=6내지 12at.% 및 d=22 내지 28at.%이고, x+y=100at.%에 대하여 x=0 내지 100at.%, y=0내지 100at.% t+c=100at.%이다. 본 발명의 합금은 반응기를 진공처리한 후, 고순도의 Al, Ti, V 및 Zr을 주입하고 융해한 후 냉각하여 제조한 입방정 금속간화합물을 분말화하고, Al분말과 혼합하여 기계적 합금화하고 진공열간압연하여 제조한다. 본 발명의 합금은 면심입방정 Al 기지내에 입방정 금속간화합물 미세입자가 균일하게 분포되어 강화효과를 가져오고, Al 기지와 금속간화합물의 계면접합이 잘 이루어지면 고온에서의 조대화 저항성이 커서 고온에서 이용되는 분야에 적용될 수 있다. 또한, 본 발명의 합금의 제조방법은 기계적 합금화과정중에 중간의 원하지 않는 상변태 과정을 배제하여 목적하는 제 2상을 쉽게 분산시 킬 수 있고, 초기에 첨가되는 금속간화합물의 양을 조절함으로써 분산상의 부피분율을 자유롭게 조절하여 강도와 연신율을 조절할 수 있다.

Description

입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법
본 발명은 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금(intermetallic-dispersion strengthened aluminium alloy) 및 그의 제조방법에 관한 것이다. 좀더 구체적으로, 본 발명은 면심입방정 알루미늄 기지 내에 알루미늄(Al), 망간(Mn), 티타늄(Ti) 및 지르코늄(Zr)을 포함하는 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(Tixzryy))이 분산된 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 합금 및 기계적 합금화(mechanical alloyiong)에 의한 그의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로, 알루미늄은 밀도가 낮아 가벼운 금속재료로서 다양하게 사용되어져 왔으나 열안정성이 낮아 고온에서 이용되는 분야에서는 적용될 수 없는 문제점이 있었다. 이러한 문제점을 해결하기 위해, 고온강화 알루미늄합금이 개발되어 왔으며, 고온강화 Al합금으로서의 분산강화 Al합금은 분산된 제 2상이 고온에서 원하지 않은 상으로의 상변태가 억제되어야 하고, 고온에서 장시간 노출되었을 경우 조대화 저항성이 커야 한다.
일본국 특허공개 제 59-219444호, 제 4-30805호 및 제 4-308002호에는 Al 기지 (matrix)내에 고온에서 안정한 질화물(nitride), 붕화물(boride), 산화물(oxide)또는 탄화물(caribide) 등을 상당히 많은 양 첨가하여 금속간화합물을 생성, 분산시킴으로써 제조됨 분산강화 효과가 있는 복합재료가 개시되어 있다. 그러나 상기 복합재료는 순수한 Al에 비해 강도(strength), 강성률(modulus of rigidity) 및 크립(creep) 저항성 등의 증가를 가져오지만, 분산 상과 기지간 계면의 취약성과 분산상의 취성 때문에 인성이 약하고 고온에서 조대화 저항성이 작은 단점이 있다.
한편, 고전적 조대화 이론에 따르면, 조대화 속도상수는 용질의 확산계수, 용질의 기지에 대한 평형고용도 및 제 2상과 기지와의 계면에너지 등에 비례하고 온도에 반비례한다(참조 : I. M. Lifshitz et al., J. Phys. Chem. Solids, 19 : 35(1961)). 또한, Ti, Zr등의 전이원소는 Al기지내에서 매우 낮은 값의 확산계수와 평형고용도를 가지며, Al 기지에 소량 첨가될 경우 DO22구조의 Al3Ti, Al3V 및 DO23구조의 Al3Zr등의 제 2상을 생성하고, 전기 제 2상은 구조적으로 Al기지와 유사하고 격자불일치가 작아 Al 기지와 정합 내지는 반정합의 계면을 가지고 결합하기 쉽다(참조 : C. M. Adam, Proc. of Rapidly Solidified Amorphous and Crystalline Alloys, p411(1982)). 따라서, 기지와 분산상의 계면이 취약하지 않으므로 인성의 증가를 가져올 수 있고, 격자불일치가 낮아 계면에너지가 낮게 되고 입자의 조대화 저항성은 증대될 수 있다.
따라서, 스리니바산 등 및 리 등은 Al 기지내에 Al3Ti이 분산된 합금을 보고하고 있다(참조 : S. Srinivasan et al., Mater. Sci. Eng., Al53 : 691(1992), K. M. Lee et al., Mater. Sci. Eng., vol, A185 : 165(1994)). 그러나, 상기 합금은 기지와 분산상의 계면접합성 및 조대화 저항성의 개선은 있으나, 압축항복강도 등 합금의 기계적 성질이 떨어지는 문제점이 있다.
한편, 금속간화합물을 Al 기지내에 분산시킬 수 있는 방법으로, 금속응고법(rapid solidification process) 및 스프레이 용착(spray deposition)등의 방법이 있다. 그러나, 전자의 경우 합금이 장시간 고온에 노출되었을 때 첨가조성에 따라 금속간화합물외에 다른 상이 생길 가능성이 있고, 제조시에 미세하고 균일한 구조를 얻기가 용이하지 않으며, 실용적으로 최적의 효과를 나타내는 20~25부피%의 금속간화합물을 포함하는 합금을 제조할 수 없는 단점이 있으며, 후자의 경우는 제조시 Al 기지내에 이미 조대화된 금속간화합물이 정출되어 금속간화합물을 미세하게 분산시키는 것이 용이하지 않다는 단점이 있다. 아울러, 전술한 두 방법 모두 통상적인 방법에 비해 상대적으로 원가가 비싸다는 문제점이 있다.
따라서, 이러한 단점을 보완하기 위하여 기계적 합금화가 다각적으로 연구되어 왔다. 기계적 합금화는 합금화 초기에 각각의 첨가원소를 혼합하고 압접 등을 거쳐 최종적으로 비정질 또는 평형으로 도달할 수 없는 상을 얻기 위하여 주로 이용되는데, 제조된 합금의 구조가 매우 균일하고 미세하여 우수한 기계적 성질을 나타낸다. 그러나, 이러한 기계적 합금화에서도 개선의 여지는 많이 존재하는데, 예를 들면 기계적 합금화 과정 중에 유입되는 과도한 에너지로 인해 전형적인 상평형 반응과는 다른 국부적인 화학반응이 일어나기 때문에, 첨가조성이 원하는 상과 화학양론적으로 일치하더라도 비평형 중간상이 생길 가능성이 크다. 특히 화학양론적으로 일치하지 않는 첨가조성, 즉, 동일한 첨가원소의 일부가 기지상에 유입되고 그 나머지가 다른 첨가원소와 결합하여 소규모의 부피분율을 이루는 제 2상을 생성시키고자 하였을 때, 다른 화학양론적 조성을 가지는 중간상이 존재한다면, 원하지 않는 제 3의 상이 생성될 가능성이 더욱 더 커지게 된다.
이에, 본 발명자들은 상기한 종래의 분산강화 Al 합금 및 그의 제조방법이 갖는 문제점을 극복하고 예의 연구노력한 결과, 미리 벌크상태로 제조된 금속간화합물을 분말화하고 기지상이 되는 Al분말과 기계적 합금화하여 구조가 유사한 입방정 금속간화합물을 Al 기지에 분산시킴으로써, 계면접합성, 조대화 저항성 및 고온에서의 기계적 성질이 우수한 Al 합금을 제조할 수 있고, 중간의 원하지 않는 상변태 과정을 배제하여 목적하는 제 2상을 쉽게 분산시키고, 분산시킬 금속간화합물의 부피분율을 초기에 자유롭게 조절함으로써 합금의 물성을 쉽게 조절할 수 있음을 알아내고, 본 발명을 완성하게 되었다.
결국, 본 발명의 주된 목적은 면심입방정 Al 기지 내에 Al, Mn, Ti 및 Zr를 포함하는 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))이 분산된 고온에서 우수한 기계적 성질을 갖는 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 기계적 합금화에 의해 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
제1도는 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 X선 회절분석 패턴을 나타낸 그래프이다.
제2도는 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 주사 전자현미경분석 사진이다.
제3도는 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 Al기지와 분산상인 금속간화합물간의 격자 불일치를 나타낸 그래프이다.
제4도는 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 미세 경도를 나타낸 그래프이다.
제5도는 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 압축 시험결과를 나타낸 응력-변형곡선이다.
이하, 본 발명에 의한 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금은 면심입방정 Al 기지 내에 Al, Mn, Ti 및 Zr를 포함하는 입방정 금속간화합물 (tAl-cMn-d(TixZry))이 1내지 50at.% 분산되며, 금속간화합물의 조성비는 t=63내지 69at.% c=6 내지 12at.% 및 d=22내지 28at.%이고, x+y=100at.%에 대하여 x=0내지 100at.%, y=0 내지 100at.%이다.
이때, Al 기지는 Al 또는 (Al, X)합금이며, 전기 X는 Ti, V, Zr, Si, Mn, Mo, W, Cr, Ni, Cu, Pd, Ce, Co, Nb, Sc, Y, Mg, Fe, Hf, C, B, N, O 및 P로 구성된 그룹 중에서 선택된 하나 이상의 원소이다. 또한, X의 첨가량은 Al기지가 면심입방정 구조를 유지할 수 있는 범위로 제한된다.
Al 기지 내에 금속간화합물의 첨가량은 1내지 50at.%이며, 금속간화합물은 면심입방정 Al 기지 내에 미세(sub-micro)하게 분산되며, 분산되는 금속 간화합물은 면심입방정 Al 기지와 유사한 입방정 구조, 예를 들면 Ll2 구조를 갖는다. 금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))의 조성비는 t=63 내지 69at.%, c=6 내지 12at.% 및 d= 22내지 28at.%이고, x+y=100at.%에 대하여 x=0 내지 100at.%, y=0내지 100at.%이다.
본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금은 통상적인 기계적 합금화와는 달리, 기계적 합금화 초기에 원소를 첨가하지 않고, 이미 벌크 상태로 제조된 금속간화합물을 분말화하여 분말상의 Al 기지에 첨가하고 혼합하여 금속간화합물을 면삽입방정 기지내에 미세하게 분포시켜 제조하며, 그 구체적인 제조방법을 공정별로 설명하면 다음과 같다.
[제 1공정] 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))의 제조
반응기(chamber)를 시편의 오염을 방지하기 위해 진공처리한후, 고순도의 Al, Mn, Ti 및 Zr을 각각의 주입비를 Al은 63 내지 69at.%, Mn은 6 내지 12at.%, Ti 및 Zr은 합산하여 22 내지 28at.%로하여 주입하고, 융해, 바람직하게는 진공 아크멜팅(arc melting)한 후 냉각하여 시편을 수득하였다. 그런 다음, 응고 속도 차이로 인한 편석 또는 불균일성을 억제하기 위해 전기 공정에서 수득한 시편을 재용해하는 과정을 반복하고, 진공하 900 내지 1200℃에서 20 내지 28시간동안 열처리한 다음 냉각하여 입방정 금속간화합물을 제조한다.
[제2공정] 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄 합금의 제조.
상기 공정에서 제조한 입방정 금속간화합물을 분말화하고 Al 분말 또는 (Al, X) 합금분말과 혼합하여 수득한 혼합분말을 프리믹싱(premixing)하는데, X 및 그 첨가량은 상술한 바와 동일하며, 입방정 금속간화합물의 첨가량은 1 내지 50at.%이다. 그런 다음, 소량의 공정제어제(process control agent, PCA),바람직하게는 스테아르산을 첨가하고, 아트리터 밀(attritor mill)로 기계적 합금화하고, 300 내지 500℃에서 진공열간압연(VHP, vacuum hot pressing)하여 벌크형태의 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 제조한다.
상기 공정에서 제조한 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 X선회절분석(X-ray diffractometry, XRD) 및 주사전자현미경분석(scanning electron microscopy, SEM)하고, 밀도, 미세경도(vickers hardness, VHN), 압축항복강도 및 압축연신율을 측정하여 미세구조, 조직, 조성 등의 특성을 분석한다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
이들 실시예는 오로지 본 발명을 설명하기 위한 것으로, 본 발명의 요지 에 따라 본 발명의 범위가 이들 실시예에 국한되지 않는다는 것은 당업계에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어서 자명할 것이다.
[실시예 1] 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금의 제조(Ⅰ)
반응기를 확산펌프를 이용하여 10-4torr로 진공처리한 후, 고순도의 Al(99.99%) 66%, Mn(99.98%) 9%, Ti(99.9%) 10% 및 Zr(99.2%) 15%을 주입하고, 무소모 텅스텐 전극(non consumable tungsten electrode)을 사용하여 아크멜팅 한 후 냉각하여 시편을 수득하였다. 그런 다음, 전기 공정에서 수득한 시편을 재용해하는 과정을 5번 반복하고 석영 유리관(quartz tube)에 장입한 후, 유리 관 내부를 진공상태로 만들고 1000℃에서 24시간동안 열처리한 다음 수냉(water quenching)하여 입방정 금속간화합물을 제조하였다.
상기 공정에서 제조한 입방정 금속간화합물 20at.%을 분쇄하고 Al분말 80at.%과 혼합하여 수득한 혼합분말을 100rpm으로 30분동안 프리믹싱(premixing)한 다음, 2중량%의 스테아르산(stearic acid)을 첨가하고 1.6리터의 용량을 가지며 3/16인치 스테인세스강볼(stainless steel ball)을 사용하는 아트리터 밀(attritor mill)에 볼과 혼합분말의 중량비를 65 : 1로 장입하고 300rpm으로 회전하여 입방정 금속간화합물 분산강화 합금을 수득하였다. 그런 다음, 전기 합금을 400℃에서 진공열간압연(VHP, vacuum hot pressing)하여 벌크형태의 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 제조하였다.
[실시예 2] 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금의 제조(Ⅱ)
고순도의 Al(99.99%) 66%, Mn(99.98%) 9%, Ti(99.9%) 15% 및 Zr(99.2%) 10%을 주입하는 것을 제외하고는, 실시예 1과 동일한 방법으로 벌크형태의 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금을 제조하였다.
[실시예 3] 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금의 특성분석
[실시예 3-1] X선회절 분석
(a) 실시예 1에 의하여 제조한 Ll2구조의 금속간화합물, (b) 실시예 1에 의하여 수득한 기계적 합금화 직후의 합금, (c) 실시예 1에 의하여 제조한 VHP한 후의 벌크형태의 합금, (d) 전기 벌크형태의 합금을 X선회절 분선(Rigaku Model D/MAX-PC, 일본)하여 그 결과를 제1도에 나타내었다. 제1도에서, 2θ는 시료를 회전시켰을 때 입사되는 X-선이 시료와 이루는 각도이며, CPS(count per second)는 X-선이 회절하는 강도이다. 제2도에서 보듯이, 모든 X-선회절 패턴에서 Ll2구조의 피크(◆)가 검출되므로, 기계적 합금화, VHP 및 고온에서 열처리한 후에도 Al 기지내에 분산된 금속간화합물이 다른 상으로의 상변태나 제3의 상을 생성하지 않고 그 구조를 그대로 유지함을 알 수 있었다.
[실시예 3-2] 주사전자현미경분석
(a) 실시예 1에 의하여 제조한 VHP한 후의 벌크형태의 합금, 전기 벌크 형태의 합금을 425℃에서 각각(b)100시간, (c)200시간, (d)400시간동안 열 처리한 합금을 주사전자현미경분석(Phillips Model NO. 515, 네델란드)하여 그 결과를 제2도에 나타내었다. 제2도의 사진에서, 검은 부분은 Al 기지이고 하얀 부분은 분산되어 있는 금속간화합물이며, 매우 검은 부분은 Al 기지이고 하얀 부분은 분산되어 있는 금속간화합물이며, 매우 검은 부분은 에너지분산분광기(energy dispersive spectroscopy, EDS)(Phillips Model EDAX DX-4, 네델란드)를 이용한 분석결과, Al의 농도가 더 높은 부분으로 밝혀졌다. 분석 결과, 첫째, 기지내에 분산되어 있는 금속간화합물의 크기가 수 ㎛ 이하로 매우 작으며, 고온에서 장시간 열처리한 후에도 입자의 성장이 일어나지 않아 조대화 저항성이 매우 크고, 둘째, 계면이 명확하지 않은 것으로 Al 기지와 금속간화합물이 정합내지는 반정합으로 결합이 잘 이루어져 있어 계면형질이 좋으며, 셋째, 벌크형태의 합금을 제조한 열처리 과정중에서 기공(pore)이 생성되지 않는다는 것을 알 수 있었다.
[실시예 3-3] 격자불일치의 측정
(a) 실시예 1 및 2에 의하여 수득한 기계적 합금화 직후의 합금, (b) 실시예 1 및 2에 의하여 제조한 VHP한 후의 벌크형태의 합금, 전기 벌크형태의 합금을 425℃에서 각각 (c) 100시간, (d) 200시간, (e) 400시간동안 열처리한 합금을 X-선회절분석하여 측정한 격자상수를 이용하여 Al 기지와 분산상인 금속간화합물간의 격자불일치(lattice misfit)를 계산하여 제3도에 나타내었다. 제3도에서, --□-- 및 --■--는 실시예 1, --○-- 및 --●--는 실시예 2에 의해 제조된 합금에 대한 계산값이며, 각각 약 0.412%, 약 0.397%, 약 0.415% 및 약 0.395%로 격자불일치가 낮고, 거의 일정하게 유지됨을 관찰할 수 있었다. 상기 결과로부터 기계적 합금화 직후 뿐만 아니라, VHP 및 고온에서 열처리한 후에도 Al기지와 분산상이 서로 잘 결합되어 조대화 저항성이 크다는 사실을 알 수 있었다. 또한, 실시예 1에 의해 제조된 합금은 425℃에서 열처리 한 후, 실시예 2에 의해 제조된 합금은 VHP한 후에 두 개의 격차불일치값을 갖는 것을 관찰할 수 있었는데, 그것은 기계적 합금화 또는 VHP 후에 열처리를 하면 Ti이 더 많은(rich) 분산상 입자가 분산된 합금 부분과 Zi이 더 많은(rich) 분산상 입자가 분산된 합금 부분의 두종류로 구분되기 때문에 나타나는 현상이며, 두 분산상 입자는 모두 안정한 Ll2구조를 갖는다. 제3도에서, --□-- 및 --○--는 Zi이 더 많은 분산상 입자, --■-- 및 --●--는 Ti이 더 많은 분산상 입자가 분산된 합금 부분의 격자불일치값이다.
[실시예 3-4] 밀도의 측정
실시예 1 및 2에 의해 제조된 벌크형태의 입방정 금속간화합물 분산강화 Al 합금의 밀도를 측정(Mettler Model No. 33360/210260, 스위스)하였다. 그 결과, 상기 합금의 밀도는 각각 2.9968g/㎤ 및 2.9593g/㎤으로 Al의 밀도 (2.6000g/㎤)와 유사하므로, 상기 합금이 경량합금으로서 사용될 수 있음을 알 수 있었다.
[실시예 3-5] 미세경도의 측정
(a) 실시예 1 및 2에 의하여 제조한 VHP한 후의 벌크형태의 합금, 전기 벌크형태의 합금을 425℃에서 각각 (b)100시간, (c)200시간, (d)400시간동안 열처리한 합금의 미세경도를 측정하여 그 결과를 제4도에 나타내었다. 각 시편은 미세경도기(Wilson Model Tukon, 미국)로 10군데 이상을 임의로 선택하여 측정한 후 평균을 내었으며, 표준편차의 정도를 나타내었다. 제4도에서, --■--은 실시예 1,--●--은 실시예 2에 의해 제조된 합금에 대한 측정값이며, 각 조성을 갖는 합금에 대해 고온에서 장시간 열처리한 후에도 경도가 하락하지 않고 그대로 유지된다는 사실을 알 수 있었다.
[실시예 3-6] 압축항복강도 및 압축연신율의 측정
실시예 1에 의해 제조한 벌크형태의 합금을 절단하여 3x3x7㎣크기의 압축시편으로 제작한 다음, 상온 및 420℃에서 변형률(strain rate) 0.1㎜/min(7≒2x10-4s-1)의 조건으로 압축시험(Static Instron Model No. 4206, 미국)을 하고 압축항복강도는 0.2% 영구변형 항복강도(offset)의 값을 취하여, 그 결과를 제5도에 나타내었다. 제5도에서 보듯이, 상기 합금은 상온에서는 830MPa의 압축항복강도(compressive yield strength)와 7%의 압축연신율(elongation) 및 880MPa의 최대압축강도를 나타내고, 420℃에서는 190MPa의 압축항복강도와 29%의 연신율 및 195MPa의 최대압축강도를 나타내었다. 상기 결과로부터, 본 발명의 Al 합금의 고온에서의 연신율이 저온에 비해 매우 좋기 때문에 고온에서의 가공성이 좋음을 예측할수 있었으며, 상온에서 500 내지 600Mpa 및 고온에서 100 내지 167Mpa의 압축항복강도를 갖는 다른 Al 합금에 비해 본 발명의 Al합금이 높은 압축항복강도를 가짐을 알 수 있었다(참조 : S. Srinivasan et al., Mater. Sci. Eng., A153 : 691(1992), K. M. Lee et al., Mater. Sci. Eng., A185 : 165(1994)
이상에서 상세히 설명하고 입증하였듯이, 본 발명은 면심입방정 Al 기지 내에 Al, Mn, Ti 및 Zr를 포함하는 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))이 분산된 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 기계적 합금화에 의한 그의 제조방법을 제공한다. 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금은 면심입방정 Al기지내에 입방정 Ll2구조의 금속간화합물 미세 입자가 균일하게 분포되어 강화효과를 가져오고, Al 기지와 금속간화합물의 격자불일치가 작아 계면적합이 잘 이루어지고 계면에너지가 낮으므로 고온에서의 조대화 저항성이 커서 고온에서 이용되는 분야에 적용될 수 있다. 또한, 본 발명의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 제조방법은 분산시킬 금속간 화합물을 미리 분말로 제조함으로써, 기계적 합금화 과정중에 중간의 원하지 않는 상변태 과정을 배제하여 목적하는 제2상을 쉽게 분산시킬 수 있고, 초기에 첨가되는 금속간화합물의 양을 조절함으로써 분산상의 부피분율을 자유롭게 조절하여 강도와 연신율을 조정할 수 있다.

Claims (5)

  1. Al 기지내에 Ti, V, Zr, Si, Mn, Mo, W, Cr, Ni, Cu, Pd, Ce, Co, Nb, Sc, Y, Mg, Fe, Hf, C, B, N, O 및 P로 구성된 그룹 중에서 선택된 하나 이상의 원소를 Al 기지의 면심입방정 구조를 유지할 수 있는 범위로 포함시키며, 이 Al 기지 내에 Al, Mn, Ti 및 Zr를 포함하는 입방정 금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))이 1 내지 50at.% 분산되고, 금속간화합물의 조성비가 t=63 내지 69at.%, c=6 내지 12at.% 및 d=22 내지 28at.%이며, x+y=100at.%에 대하여 x=0내지 100at.%, y=0 내지 100at.%인, Ll2구조의 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금.
  2. (i) 반응기를 진공처리한 후, Al, Mn, Ti 및 Zr을 각각의 주입비를 Al은 63 내지 69at.%, Mn은 6 내지 12at.%, Ti 및 Zr은 합산하여 22 내지 28at.%로 하여 주입하고 융해한 후 냉각하여 시편을 수득하고, 전기 시편을 재용해하는 과정을 반복한 다음, 진공하 900 내지 1200℃에서 20 내지 28시간동안 열처리하고 냉각하여 입방정금속간화합물(tAl-cMn-d(TixZry))을 제조하는 공정; 및 (ii) 상기 공정에서 제조한 입방정 금속간화합물 1 내지 50at.%을 분말화하고 Al 분말 50 내지 99at.%와 혼합하여 기계적 합금화하고, 300 내지 500℃에서 진공열간압연하는 공정을 포함하는 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서, 융해는 진공 아크멜팅법에 의하는 것을 특징으로 하는 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 제조방법.
  4. 제2항에 있어서, 전기 Al분말에 Ti, V, Zr, Si, Mn, Mo, W, Cr, Ni, Cu, Pd, Ce, Co, Nb, Sc, Y, Mg, Fe, Hf, C, B, N, O 및 P로 구성된 그룹 중에서 선택된 하나 이상의 원소를 면심입방정 구조를 유지할 수 있는 범위로 혼합하는 공정을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 제조방법.
  5. 제2항에 있어서, 기계적 합금화는 아트리터 밀을 사용하고, 불과 혼합분말의 중량 비를 65 : 1로 장입하여 200 내지 400rpm으로 회전하는 것을 특징으로하는 입방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금의 제조방법.
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