KR100393524B1 - 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 텅스텐 중합금의 표면만을 경도는 높고, 부서지기 쉬운 탄화물층으로 표면개질시킴으로서 장갑판 관통시 고경도의 표면특성에 의한 관통능력 향상과 함께 표면의 탄화물층이 쉽게 떨어져 나가게 함으로써 국부적인 단열전단밴드의 생성없이도 셀프-샤프닝 현상을 발생시켜 관통능력을 향상시킬 수 있는 텅스텐 중합금의 표면개질 방법을 제공하기 위하여, 텅스텐계 중합금을 탄소 분말로 덮어서 텅스텐계 중합금을 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 25 - 85% 이고, 표면경도의 증가율이 2 - 30% 이 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법과, 텅스텐계 중합금을 Cr 분말로 덮은 후, 다시 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 30% 이하이고, 표면경도의 증가율이 80% 이하가 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법을 제공한다.

Description

텅스텐계 중합금의 표면개질 방법{METHOD FOR SURFACE-MODIFYING TUNGSTEN HEAVY ALLOY}

본 발명은 텅스텐 중합금의 표면개질 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 장갑판 파괴용 관통자 소재로 사용되고 있는 텅스텐 중합금 관통자(tungsten heavy alloy penetrators)의 표면을 높은 경도의 탄화물층으로 표면개질시키는 텅스텐 중합금의 표면개질 방법에 관한 것이다.

텅스텐 중합금은 90 wt% 이상의 텅스텐에 니켈, 철 또는 니켈, 구리 분말을 혼합하여 액상소결 방법으로 제조하여 고밀도, 고강도, 고인성, 좋은 기계 가공성 등의 우수한 기계적 성질을 갖는다. 특히 장갑판과 충돌시 높은 충격에너지를 나타내기 때문에 장갑판 파괴용 관통자 소재로서 현재 가장 널리 사용되고 있다.

현재 사용되고 있는 장갑판 파괴용 관통자 소재로는 텅스텐 중합금 외에 감손우라늄(depleted uranium)이 있다. 감손우라늄은 장갑판에 충돌시 텅스텐 중합금보다 우수한 관통능력으로 인하여 널리 사용되어 왔으나, 부식 저항성이 약하고 가격이 비싸며 특히 환경오염의 문제가 심각하여 최근에는 그 사용이 제한되고 있다. 그러므로, 각국에서는 대체 소재인 텅스텐 중합금의 관통능력을 감손우라늄의 관통능력 정도로 향상시키기 위한 연구를 활발히 진행 중에 있다.

감손우라늄이 우수한 관통능력을 가지는 것은 관통자의 장갑판 관통시 관통자의 탄두에서 국부적인 단열 전단밴드(localized adiabatic shear band)가 생성됨으로써 셀프-샤프닝(self-sharpening) 현상을 효과적으로 발생시키기 때문인 것으로알려져 있다. 국부적인 단열 전달밴드란 관통자가 장갑판을 관통할 때 매우 높은 변형속도로 인해 탄두의 가장자리 부위에 소성 변형이 국부적으로 집중되는 단열 전단변형이 발생하게 되는데 특히, 이러한 단열 전단변형이 좁고 긴 밴드의 형태로 발생되는 것을 의미한다. 그리고 셀프-샤프닝 현상이란 관통자 탄두가 장갑판을 관통시, 급격한 변형을 받게 되는 탄두의 가장자리 부위가 쉽게 파괴되어 떨어져나가게 됨으로써 관통중에도 계속해서 탄두가 뾰족해지면서 관통압력이 계속 유지되는 현상이다. 이에 비하여 텅스텐 중합금은 장갑판 관통시 셀프-샤프닝 현상 대신, 탄두가 버섯처럼 뭉퉁해져버리는 머쉬루밍(mushrooming) 현상이 발생됨으로써 관통능력이 감손우라늄에 비해 떨어지게 된다. 그러므로 최근의 연구에서는 텅스텐 중합금 관통자에서도 셀프-샤프닝 현상을 발생시키고자하는 다양한 시도가 이루어지고 있다.

텅스텐 중합금에서 셀프-샤프닝 현상을 발생시키기 위한 최근의 시도들은 주로 감손우라늄에서와 같은 국부적인 단열 전단밴드를 텅스텐 중합금에서도 형성되도록 함으로서 셀프-샤프닝 현상을 발생시키고자 하는 방향으로 이루어졌다. 보제 등[참고: A. Bose, H. Couque and J. Lankford, "Develpoment and Properties of New Tungsten-Based Composites for Penetrators," Inter. J. Powder Metall., 28 383-388 (1992)]은 단열전단 변형거동을 텅스텐 중합금에서 일으키기 위하여 망간(Nn), 하프늄(Hf) 등으로 기지원소를 대체하려 하였고, 라메쉬 등[참고: K. T. Ramesh and R. S. Coates, "Microstructural Influences on the Dynamic Response of Tungsten Heavy Alloys," Metall. Trans. A, 23A 1161-1175 (1992)]은 기계적 합금화와 고상 소결법을 이용하여 텅스텐 입자를 미세화하거나, 기공 등과 같은 불균일한 결함을 인위적으로 만들어 그러한 결함 부위에 국부적으로 변형이 집중되도록 하려고 하였다. 그러나 텅스텐 중합금은 소재의 기본 물성이 국부적인 단열전단 밴드를 생성시키기에는 무리가 있을 뿐만 아니라, 상기의 방법들로는 오히려 기존의 텅스텐 중합금의 물성이 저하되는 결과를 보임으로서 상기의 여러 연구자들의 시도는 큰 성공을 거두지 못하였다.

본 발명에서는 종래기술과는 달리, 텅스텐 중합금의 표면만을 경도는 높고, 부서지기 쉬운 탄화물층으로 표면개질시킴으로써 장갑판 관통시 고경도의 표면특성에 의한 관통능력 향상과 함께 표면의 탄화물층이 쉽게 떨어져 나가게 함으로써 국부적인 단열전단밴드의 생성없이도 셀프-샤프닝 현상을 발생시켜 관통능력을 향상시킬 수 있는 텅스텐 중합금의 표면개질 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

도 1은 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금의 모식도로, 탄화물층과 텅스텐 중합금을 보여준다.

도 2는 텅스텐 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금의 충격에너지와 표면경도의 변화를 보여주는 그래프로, AG는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C1은 600℃에서 1시간동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C2는 700℃에서 30분동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C3는 800℃에서 2시간동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금을 나타낸다.

도 3은 텅스텐 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금의 동적 전단응력-전단변형 곡선을 보여주는 그래프로, 역시 AG는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C1는 600℃에서 1시간동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C2는 700℃에서 30분동안 표면침탄열처리된 텅스텐 중합금을 나타내고, C3는 800℃에서 2시간동안 표면침탄열처리된 텅스텐 중합금을 나타낸다.

도 4는 중합금 관통자의 관통성능-관통속도 곡선으로, S는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금 관통자를 나타내고, C2는 700℃에서 30분동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금 관통자를 나타내고, C4는 800℃에서 5분동안 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금 관통자를 나타낸다.

도 5는 Cr 분말이 이용된 표면 개질법을 위한 분말 덮기의 모식도로, WHA는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금 소결체를 나타내고, Cr는 Cr분말층을 나타내고, C는 탄소분말층을 나타낸다.

도 6은 X-선 회절 분석 결과로, AG는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C5는 본 발명의 제 2 표면개질법에 따라 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금을 나타낸다.

도 7은 텅스텐 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금의 충격에너지와 표면경도의 변화를 보여주는 그래프로, AG는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금을 나타내고, C5는 본 발명의 제 2 표면개질법에 따라 1150℃에서 약 10분간 표면침탄열처리된 텅스텐 중합금을 나타낸다.

도 8은 텅스텐 중합금 관통자의 관통속도-관통성능 곡선으로, S는 시효 열처리까지 된 텅스텐 중합금 관통자를 나타내고, C5는 본 발명의 제 2 표면개질법에 따라 표면침탄열처리 된 텅스텐 중합금 관통자를 나타낸다.

이에 본 발명은 텅스텐계 중합금을 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 25 - 85% 이고, 표면경도의 증가율이 2 - 30% 이 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법을 제공한다.

또한 본 발명은 텅스텐계 중합금을 Cr 분말로 덮은 후, 다시 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 30% 이하이고, 표면경도의 증가율이 80% 이하가 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법을 제공한다.

여기서, 상기 표면침탄 열처리는 수소 분위기에서 행해지는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 상기 표면 침탄처리 열처리 후, 계속해서 상기 텅스텐계 중합금에 고용된 수소를 제거하기 위해 600℃ 이상의 온도범위, 질소 또는 불활성 분위기하에서 열처리를 행할 수도 있다. 또한 상기 텅스텐계 중합금은 상기 질소 분위기하에서의 열처리 후 수냉되는 경우 충격인성의 저하를 막을 수 있다.

일반적으로 텅스텐 중합금은 매우 미량의 탄소에 의해서도 그 충격인성이 급격히 감소하는 것으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명자들은 탄소 분말 내에서 텅스텐 중합금 소결체를 열처리하는 텅스텐 중합금 표면개질법으로부터 어느 정도의 충격인성의 감소가 있더라고 표면의 경도를 증가시킴으로써 오히려 관통자의 관통능력을 향상시킬 수 있음을 밝혀냈다. 즉, 텅스텐 중합금에서는 제거하려고만 했던 탄소를 표면개질이라는 아이디어를 이용하여 오히려 역이용함으로써 관통능력의 향상을 얻을 수 있었다.

또한, 본 발명자들은 단순히 텅스텐 중합금 소결체를 탄소 분말 내에서 열처리하는 경우, 텅스텐 중합금의 표면경도를 증가시키기 위하여 중합금의 표면에 생성되는 탄화물층의 두께를 증가시키면 이에 따른 충격인성의 감소가 불가피하다는 문제점이 있음을 밝혀내고, 지속적인 연구 끝에 열역학적인 특성을 이용하여 Cr을 탄소확산의 장벽으로 사용하는 새로운 표면개질법을 개발함으로써 충격인성의 감소가 거의 없이 표면에 탄화물층을 형성시킬 수 있다는 것을 밝혀냈다. 이러한 새로운 표면개질법은 열역학적인 근거로부터 그 아이디어를 얻어 개발되었고, 텅스텐 중합금에서는 전혀 이용될 수 없을 것으로 생각되었던 탄소를 적극적으로 이용할 수 있도록 함으로써 기존의 관념을 뒤바꿔놓은 새로운 표면개질법이다.

본 발명자들에 의해 개발된 텅스텐 중합금 관통자의 표면개질에 의한 관통능력 향상의 방법은 다음과 같은 장점이 있다. 첫째, 탄두가 장갑판을 관통시 관통능력은 탄두의 표면물성에 크게 의존하므로 텅스텐 중합금의 표면을 고경도의 특성을 갖도록 함으로써 기존의 텅스텐 중합금 관통자의 관통능력 외에 부가적으로 표면물성에 의한 관통능력 향상을 얻을 수 있다. 즉, 굴착용 공구로도 사용되는 텅스텐 탄화물의 물성을 이용함으로서 장갑판 관통 초기에 표면의 텅스텐 탄화물층에 의한 부가적인 관통력 향상 효과를 얻을 수 있다. 둘째, 텅스텐 중합금 관통자의 표면이 관통시 부스러져 쉽게 제거되게 함으로써 셀프-샤프닝 현상을 유발할 수 있다. 셀프-샤프닝 현상이란 탄두의 관통시 탄두의 가장자리가 파괴되어 연속적으로 떨어져나가는 현상이므로, 표면개질된 텅스텐 중합금 관통자의 경우 취약한 표면의 탄화물층이 관통시 쉽게 떨어져나감으로서 셀프-샤프닝 현상을 발생시킬 수 있다. 이상의 장점들은 상호보완적으로 작용하여 텅스텐 중 관통자의 관통능력을 더욱 향상시킬 수 있다.

본 발명에 따른 제 1 표면개질 방법은 다음과 같다.

본 발명은 텅스텐 중합금 소결체를 종래의 방법으로 제조한 후, 제조된 텅스텐 중합금 소결체를 탄소분말 내에서 다시 표면개질을 위한 열처리를 하는 방법으로 이루어진다.

텅스텐 중합금의 제조는 혼합 및 성형, 소결, 열처리, 냉간 가공, 시효열처리의 5단계의 공정으로 이루어진다. 본 발명에서는 대표적인 예로 93W-4.9Ni-2.1Fe(wt%) 합금계를 택하였다. 각각의 분말을 칭량하여 건식 혼합 후 냉간 가압 성형하였고, 1493℃에서 3시간 액상소결하였다. 소결체는 1150℃에서 5시간 동안 열처리한 후 수냉하고, 다시 1180℃에서 2시간 동안 열처리한 후 수냉, 1200℃에서 1시간 동안 열처리 후 수냉하는 3단 열처리를 하였다. 열처리 된 시편은 약 18%의 스웨이징 가공처리 후, 500℃에서 1시간 동안 시효 열처리시켰다.

텅스텐 중합금의 표면개질 과정에서는 시효 열처리 된 텅스텐 중합금 소결체를 탄소분말 내에 완전히 묻은 후에 수소분위기에서 온도와 시간을 변화시키면서 침탄 열처리함으로서 텅스텐 중합금내로의 탄소의 확산 깊이를 조절하면서 텅스텐 중합금의 표면에만 탄화물층이 형성되도록 하였다.

도 1은 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금의 모식도이다. 검은 부분은 텅스텐 탄화물층 (1)이고, 회색 부분은 기존의 텅스텐 중합금 (2)으로 표면부에만 탄화물층 (1)이 형성되었음을 볼 수 있다.

일련의 연구 결과, 침탄 열처리에 의해 텅스텐 중합금의 흡수충격에너지는 감소하고 표면경도는 증가하게 되고 그 감소율 및 증가율이 상기 침탄 열처리 온도 및 열처리 시간에 따라 달라지지만, 침탄 열처리하지 않은 재료의 흡수충격에너지에 대한 침탄 열처리된 재료의 흡수충격에너지의 감소율 (25 - 84%)과 표면경도의 증가율 (2 - 26%)을 특정 범위로 제한함으로써 텅스텐 중합금 관통자의 관통능력을 향상시킬 수 있음을 밝혀내었다. 상기 범위 이하의 침탄 조건에서는 텅스텐 중합금에 대한 탄소의 고용 효과만을 기대할 수 있고, 상기 범위 이상의 침탄 조건에서는 텅스텐 탄화물층 두께는 증가하는 반면 텅스텐 중합금내로의 탄소 확산 깊이도 크게 증가하게 된다. 텅스텐 중합금은 소량의 탄소에 의해서도 매우 취약해지는 특성을 가지고 있으므로, 과도한 탄소 확산깊이는 표면경도의 증가에도 불구하고 오히려 텅스텐 중합금의 관통능력을 저하시키게 된다.

본 발명은 종래의 텅스텐 중합금의 제조공정 후에 단지 표면개질 열처리공정을 추가시킬 뿐이므로 종래의 텅스텐 중합금 관통자의 제조공정을 그대로 유지하면서도 관통자의 관통능력을 향상시킬 수 있다는 장점을 가지고 있다.

이하, 본 발명은 다음 실시예에 의해 구체적으로 기술되지만, 이들 실시예는 예시적인 것에 지나지 않으며, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다.

실시예 1.

실시예 1에서는 텅스텐 중합금의 관통특성을 간접적으로 평가할 수 있는 동적비틀림시험(torsional Kolsky bar test)을 이용하여 시효열처리까지 된 텅스텐 중합금 (AG 시편)과 침탄 열처리로 표면개질된 후의 텅스텐 중합금에 대해 시험하였다.

침탄 열처리조건을 600℃에서 1시간(C1 시편), 700℃에서 30분(C2 시편), 800℃에서 2시간(C3 시편)으로 하여 동적비틀림시험용 시편을 제조하였다. C1 시편은 텅스텐 중합금에 대한 탄소고용효과를 볼 수 있고, C2 시편은 표면에 형성되는 탄소탄화물층의 영향을 볼 수 있다. 또한 C3 시편은 표면에 형성된 탄소탄화물층의 두께 증가와 확산된 탄소에 대한 복합적인 영향을 확인할 수 있다.

상기의 침탄 열처리 조건에 의해 표면개질된 텅스텐 중합금과 AG 시편의 흡수충격에너지(impact energy)와 표면경도(surface hardness)의 변화를 도 2에 나타내었다. 텅스텐 탄화물층의 두께가 두꺼워질수록 표면경도는 증가하였으나, 충격인성은 감소하였다. 특히 텅스텐 탄화물이 형성되기 시작하는 C2 시편은 C1 시편에 비해 충격인성의 급격한 감소를 관찰할 수 있다.

상기의 표면열처리 조건에 의해 표면개질된 텅스텐 중합금과 AG 시편에 대한 동적비틀림시험의 결과인 동적 전단응력-전단변형 곡선을 도 3에 나타내었다. 도 3을 보면 AG에서 C1, C2, C3로 표면 개질 조건이 심해질수록 최대전단응력점에서 파괴점까지 곡선의 기울기가 경향성 있게 변화하는 것을 볼 수 있다 (기울기의 절대값이 감소). C1 조건은 그 기울기가 변하기 시작하는 조건이므로 C1 이하의 조건에서는 거의 AG와 동일한 기울기를 보이게 되며 이로부터 관통성능의 향상에는 기여하지 못할 것으로 판단할 수 있다. 또한, 도 3의 C3의 충격인성값은 관통자로 사용할 수 있는 최소값에 해당된다고 볼 수 있으므로, C3 이상의 조건에서는 최대 전단 응력점이 너무 낮아져 효과적인 관통성능의 향상을 기대하기 곤란할 것으로 생각된다. 따라서, C1 (흡수충격에너지: 97J, 표면경도: 673Hv) 및 C3 (흡수충격에너지: 21J, 표면경도: 826Hv) 조건은 관통 성능의 향상에 대한 표면개질효과를 기대할 수 있는 경계 조건으로 판단된다.

상기 경계 조건을 침탄 열처리하지 않은 AG (흡수충격에너지: 130J, 표면경도: 657Hv)와 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 25 - 85% 이고, 표면경도의 증가율이 2 - 30%인 범위를 본 발명의 침탄 조건으로 정하였다. 즉, 흡수충격에너지의 감소율과 표면경도의 증가율이 상기 범위내에 속하도록 침탄 열처리를 행하는 경우, 관통자의 관통능력의 향상이 기대된다.

상기 동적 비틀림시험에 사용된 시편들의 파단면에 대한 미세조직 관찰에 의하면 표면에 생성되는 텅스텐 탄화물층의 두께가 증가할수록 파면 근처의 변형집중은 감소되는 반면 텅스텐 입자의 벽개파괴 발생빈도와 그 범위는 증가하였다. 즉, 텅스텐 탄화물층의 두께가 증가할수록 큰 변형을 받게 되더라도 변형에 의한 파괴보다는 취성에 의한 파괴 경향이 증가하게 된다는 것을 의미한다.

상기 동적 비틀림시험 결과와 파단면에 대한 미세조직 관찰 결과들을 통해 다음과 같은 평가를 내릴 수 있다. 최대 전단 응력점에서 파괴점까지의 곡선 기울기가 표면 개질의 양이 증가할 수록 감소하는 것은 표면에서의 벽개 파괴 경향이 증가한다는 것을 의미하며 이로부터 기울기의 변화가 관찰되기 시작하는 C1 시편부터 관통 성능이 향상될 수 있는 조건이 되는 것으로 판단할 수있다. 그리고 C3 시편의 최대 전단 응력값이 감소된 것은 시편 내부에서의 탄소 확산량이 증가하여 시편이 취약해졌기 때문이다. 그러나 도 2에서 C3 시편에 대한 충격에너지 값을 고려해 볼 때 C3 시편의 조건 이상에서는 시편의 과도한 취화로 인해 표면 개질에 의한 관통성능의 향상을 기대할 수가 없다. 이상의 결과로부터 표면 개질에 의한 관통 성능의 행상을 기대할 수있는 조건은 C1 시편의 조건에서 C3 시편의 조건 까지로 판단되며, 관통 성능이 가장 향상될 수 있는 최적의 표면 개질 조건은 아래의 실시예 2에서 제시한다.

실시예 2.

실시예 2에서는 표준시편으로서 표면개질되지 않고 시효 열처리까지만 된 텅스텐 중합금(S 관통자)과 텅스텐 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금을 실제 관통자보다는 작은 크기의 관통자로 제작하여 장갑판을 실제로 관통시키는 고속충돌시험을 행함으로써 직접적으로 표면개질의 영향을 평가하였다.

침탄 열처리조건은 상기의 실시예 1에서의 경도, 충격에너지, 동적비틀림시험 결과를 근거로 700℃에서 30분(C2 관통자)과 800℃에서 5분(C4 관통자)으로 하여 고속충돌시험용 시편을 제조하였다. C2 관통자는 상기의 실시예 1에서의 동적 비틀림시험 결과 가장 적절한 표면 열처리 조건으로 평가된 것으로서 텅스텐 중합금의 표면에 형성되는 텅스텐 탄화물층으로 인한 관통효과를 관찰할 수 있다. C4 관통자는 탄소의 확산을 억제하면서 텅스텐 탄화물층의 두께를 증가시킨 조건이다.

상기의 침탄 열처리 조건에 의해 표면개질된 텅스텐 중합금 관통자의 S 관통자에 대한 고속충돌시험의 결과를 도 4에 나타내었다. S 관통자에 비해 표면개질된 관통자의 관통성능이 증가하는 경향을 보이며, C2 관통자의 관통성능이 C4 관통자보다 우수한 것으로 나타났다. 고속충돌시험에 사용된 관통자의 잔류부분에 대한 미세구조 관찰 결과와 더불어 평가해 보면, S 관통자에서는 알려진 경우와 같이 셀프-샤프닝 현상이 거의 관찰되지 않았고, C4 관통자에서는 셀프-샤프닝 현상으로 인해 관통 성능은 S 관통자에 비해 증가하였으나, C2 관통자의 관통력 보다는 낮았다. 잔류 관통자의 후단부에서 변형집중과는 무관한 긴 균열이 형성되는 것으로 보아 이는 텅스텐 탄화물층의 두께가 증가할수록 취성파괴의 경향이 증가하였기 대문인 것으로 판단된다. 반면, C2 관통자는 표면부에서 적당한 취성파괴가 발생함으로서 셀프-샤프닝 현상이 잘 관찰되었다. 그러므로 적절한 텅스텐 탄화물층으로 표면개질된 텅스텐 중합금 관통자에서는 국부적인 단열 전단밴드의 생성없이도 셀프-샤프닝 현상을 효과적으로 발생시킬 수 있었다.

본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법은 다음과 같다.

상기 제 1 표면개질 방법에 의해서는 표면경도의 증가와 더불어 충격인성의 감소가 불가피하였다. 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법은 충격인성의 감소가 거의 억제된 상태에서도 표면에 탄화물층을 형성시킴으로써 표면경도의 증가를 얻을 수 있는 새로운 표면개질법에 관한 것이다.

텅스텐 중합금 소결체는 제 1 표면개질 방법에서와 마찬가지로 종래의 방법으로 제조된다.

텅스텐 중합금의 표면개질을 위해서는 도 5에서의 모식도와 같이 시효 열처리 된 텅스텐 중합금 소결체의 표면에 적절한 두께의 Cr 분말층을 만든 후 다시 탄소분말로 완전히 덮어서 이를 열처리하였다. 열처리는 1150℃의 수소 분위기에서 약 10분 동안 유지 후, 질소 분위기로 전환하여 약 50분 동안 유지하였다. 그리고 수냉처리 하였다.

텅스텐 중합금 소결체와 탄소분말 사이에 Cr 분말층이 필요한 이유와 열처리 공정에 대한 설명은 아래와 같다.

텅스텐 중합금의 표면을 상기 제 1 표면개질 방법에 의해 표면개질시킬 경우 표면에 고경도의 텅스텐 탄화물이 생성되어 표면경도의 증가를 얻을 수 있었다. 그러나 이와 동시에 중합금의 충격인성의 급격한 감소가 발생하였다. 이러한 인성의 감소 원인으로서는 첫째, 텅스텐 중합금과 탄소가 직접적으로 접하고 있기 때문에 600℃∼800℃의 낮은 온도에서도 중합금의 기지상을 통해 탄소원자가 빠르게 확산하게 되고 이로 인해 시편 내부의 텅스텐/기지상 계면과 텅스텐/텅스텐 계면에 탄소가편석되는 것이 가장 주요한 충격인성 저하의 이유이다. 둘째, 열처리 중에 사용된 수소분위기로 인해 수소가 계면에 고용 편석되는 수소취성도 인성저하의 한 원인이며, 셋째로는 약 1000℃ 이하에서는 철, 니켈과 텅스텐간의 Ni₄W, NiW₂, (Ni,Fe)W 등의 중간상화합물이 계면에 석출되어 텅스텐 중합금의 취성이 증가하게 되는데 이러한 상들이 상기 제조 방법 1의 열처리 중에 생성, 석출되는 것 또한 인성저하의 원인이 된다.

본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법에서는 열처리시의 충격인성 감소를 억제시키기 위하여 상기의 세 원인들을 제거시키면서 동시에 표면개질이 이루어지는 새로운 공정을 개발하였다.

먼저 탄소가 빠르게 시편 내부로 확산되는 것을 억제하기 위해서 탄소 확산에 대한 장벽 역할이 가능한 원소를 텅스텐 중합금 소결체의 표면에 분포시킴으로서 탄소 편석에 의한 인성의 감소를 억제시킬 수 있었다. 본 발명에서는 탄소 확산에 대한 장벽으로서 Cr을 사용하였다. Cr은 고온에서도 텅스텐 중합금내로의 확산 속도가 매우 느리기 때문에 표면 개질을 위한 열처리시에 중합금의 표면에만 존재하게 할 수 있어 기존의 텅스텐 중합금의 물성을 최대한 유지시킬 수 있고, 또한 열역학적으로 텅스텐 중합금의 구성 원소인 텅스텐, 니켈, 철에 비해 탄화물 형성 경향이 매우 강하기 때문에 고온에서도 텅스텐 중합금의 내부로 탄소가 과도하게 확산되는 것을 억제할 수 있다. 즉, 탄소가 Cr 분말층을 통과하는 과정에서 탄소의 확산량과 확산속도가 상당히 억제되게 되고 Cr 분말층을 통과한 탄소는 텅스텐 중합금 소결체의 표면에 존재하고 있는 Cr 원소에 의해 빠르게 탄화물을 형성함으로써 텅스텐 중합금의 내부로 탄소가 확산되어 침투하는 것을 억제할 수 있다.

수소 분위기를 사용함으로 해서 유발되는 수소 취성의 문제는 약 10분 동안만 수소 분위기에서 탄소가 확산되도록 하고, 다시 질소 분위기에서 약 50분 동안 고용되었던 수소를 중합금으로부터 제거하는 질소 열처리를 통해서 해결하였다.

1000℃ 이하에서 생성되는 중간상 화합물에 의한 인성 저하는 텅스텐 중합금 제조공정에서의 일반적인 질소 열처리온도인 1150℃에서 수냉 처리함으로써 해결하였다.

실시예 3.

실시예 3에서는 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법에 의해 충분한 탄화물이 텅스텐 중합금 소결체의 표면에 생성되었는지를 확인하고, 동시에 충격인성의 변화를 시험하였다.

도 6은 표면개질 되지 않은 텅스텐 중합금(AG 시편)과 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법으로 표면개질된 텅스텐 중합금(C5 시편)에 대한 X-선 회절 분석 결과이다. C5 시편 표면에는 상당량의 Cr₇C₃, Fe₃W₃C의 탄화물이 생성되어 있음을 알 수 있다.

AG 시편과 C5 시편에 대한 흡수충격에너지 및 표면경도의 변화는 도 7에 나와있다. 도 7로부터, AG 시편의 경우 평균 약 120J의 충격에너지 값을 나타내었고, C5 시편의 경우 평균 약 88J의 충격에너지 값을 나타내어 28%의 감소를 보였고, AG 시편의 경우 평균 약 508 Hv의 표면경도를 가졌지만 C5 시편의 경우 평균 약 888 Hv의 표면경도값을 나타내 75%의 증가를 보였다. 본 발명에 따른 제 1 표면개질 방법으로는 1000℃ 이상의 고온에서는 약 4J 이하의 충격에너지 값을 가졌던 것과 비교한다면 제 2 표면개질 방법은 충격인성을 거의 감소시키지 않으면서도 표면에 다량의 탄화물을 생성시킴으로서 표면 경도를 증가시킬 수 있는 방법이라고 할 수 있다. 따라서 위 실험 결과로부터, 탄소 확산에 대한 장벽으로서 Cr을 사용하여 표면 개질한 텅스텐 중합금의 경우에는 침탄 열처리하지 않은 AG 와 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 30% 이하이고, 표면경도의 증가율이 80% 이하로 인 범위를 본 발명의 침탄 조건으로 정하였다

이상의 결과들로부터 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법은 텅스텐 중합금의 기본 물성이 거의 유지된 상태에서 표면 경도의 증가라는 물성을 추가로 획득하게 할 수 있는 새로운 공정이라고 할 수 있다.

실시예 4.

실시예 4에서는 표면개질 되지 않은 표준시편(S 시편)과 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법으로 표면개질된 텅스텐 중합금(C5 시편)을 각각 실제 관통자보다 작은 크기의 관통자로 제작하여 장갑판을 실제로 관통시키는 고속충돌시험을 행함으로써 직접적으로 표면개질의 영향을 평가하였고 그 결과를 도 7에 나타내었다.

상기 본 발명에 따른 제 1 표면개질 방법에 대한 실시예 2에서의 고속충돌시험에서와 동일하게 S 시편에 비해 C5 시편의 관통력이 더욱 우수한 것으로 나타났다. 한편 고속충돌시험에 사용된 관통자의 잔류부분에 대한 미세구조 관찰 결과에서는 S 시편에 비해 C5 시편에서 상당히 많은 표면 균열들이 관찰되었고, 이로 인한 셀프-샤프닝 현상을 관찰할 수 있었다. 특히 C5 시편에서의 표면 균열 빈도는 본 발명에 따른 제 1 표면개질 방법에 대한 실시예 2에서의 C3 또는 C4 시편보다 더 증가된 것을 확인할 수 있었다. 이는 실제 텅스텐 중합금 관통자의 크기로 사용시에는 충분한 충격인성이 유지된 상태에서 효과적으로 셀프-샤프닝 현상을 유발시킬 수 있을 것으로 예상되는 C5 시편이 채용한 본 발명에 따른 제 2 표면개질 방법이 더욱 효과적일 것임을 의미한다.

본 발명에 따르면, 텅스텐 중합금 표면에서의 경도는 향상시키면서 부서지기 쉬운 탄화물층으로 개질시시킴으로써 장갑판 관통시 고경도의 표면특성에 의한 관통능력 향상과 더불어 표면의 탄화물층을 쉽게 떨어져 나가게 함으로써 국부적인 단열전단밴드의 생성없이도 셀프-샤프닝 현상을 발생시킬 수 있게 한다.

Claims (5)

1. 텅스텐계 중합금을 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 25 - 85% 이고, 표면경도의 증가율이 2 - 30% 이 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법.
2. 텅스텐계 중합금을 Cr 분말로 덮은 후, 다시 탄소 분말로 덮고 표면침탄 열처리를 행하여 침탄 열처리하지 않은 텅스텐계 중합금과 비교하여 흡수충격에너지의 감소율이 30% 이하이고, 표면경도의 증가율이 80% 이하가 되도록 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 표면침탄 열처리는 수소 분위기에서 행해지는 것을 특징으로 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법.
4. 제 3 항에 있어서, 상기 표면침탄 열처리를 10분간 수행한 후, 계속해서 상기 텅스텐계 중합금에 고용된 수소를 제거하기 위해 600℃ 이상의 온도범위, 질소 또는 불활성분위기하에서 50분간 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법.
5. 제 4 항에 있어서, 상기 텅스텐계 중합금은 상기 질소 분위기하에서의 열처리 후 수냉되는 것을 특징으로 하는 텅스텐계 중합금의 표면개질 방법.