KR100419162B1 - 미단련연속주조구리-니켈-주석스피노달합금 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금 및 그것을 형성하는 방법에 관한 것이다. 상기 구리-니켈-주석 스피노달 합금은 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 사실상의 부재, 인장 시험 동안의 연성 파괴 거동, 높은 강도, 뛰어난 내마모성 및 내부식성, 높은 베어링 특성을 가지며, 약 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 함유한다. 상기 스피노달 합금을 형성하는 방법으로서, 작은 등축 결정으로 이루어진 연속 주조 구리-니켈-주석 빌레트, 중공 빌레트, 또는 로드에 용체화 열처리 및 시효 단계를 행하여 스피노달 분해형 상변형을 달성하게 된다. 본 발명에 따라서, 강하며 연성인 물질을 얻기 위해서 상기 주조 로드, 빌레트 또는 주물을 스피노달 분해 열처리 과정 전에 단련 처리할 필요가 없고, 이로써 미단련 구리-니켈-주석 스피노달 합금 이외의 다른 물질로부터 제조되었던 다양한 구성요소의 제조에 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금을 사용할 수 있게 된다.
Description
상기 구리-니켈-주석 스피노달 합금은 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 사실상의 부재라는 특징을 가진다. 기호 γ'는 상승된 백분율의 니켈 및 주석을 가진 선행 기술에서 언급된 준안정의 응집성 불연속 석출을 의미한다. 상첨자로 γ'와 γ를 구분하는데, γ는 안정하며 비응집성인 상승된 백분율의 니켈 및 주석 석출로서, 취화를 일으키지 않으면서 강도가 더해진다는 점에서 γ'와 다르다.
가능한 얇고 결정 크기가 작은 결정립계를 갖는 것이 모든 주조 및 금속 가공 계획에 이롭다는 것은 익히 알려진 사실이다. 이러한 이유로, 연속 주조 구리 합금 로드 및 관에서 그러한 미세한 결정립 구조를 얻는 것을 쉽게 용이하게 하는 배열을 개발하는 것이 바람직하다고 여겨진다. 그러한 로드 및 관은 연속 냉간 인발 또는 가공에 만족스럽게 적용이 되거나, 또는 다른 미단련(unwrought) 물질보다 더 좋은 특성을 보여준다. 그래서, 미국 특허 번호 제 4,315,538호에는 연속 주조금속에서 미세한 결정립 크기를 달성하기 위한 방법 및 장치가 개시된다. 이 방법에서는 액체 합금 물질의 저장고에 완전히 잠긴 연속 주조 다이의 사용, 및 다이로 들어가는 액체 금속이 액체와 고체 합금 물질 사이의 경계면 구역에 일반적인 사이클론 동작을 부여하도록 배열된 다이 내 피드 구멍의 사용을 포함한다. 이러한 사이클론 동작은 다이의 인접한 내부 측벽에서부터 합금 물질의 1차 덴드라이트의 전단을 야기하며, 경계면 구역을 가로질러 그러한 덴드라이트를 분포시켜 등축 결정용 핵을 제공함으로써, 경계면 구역에 거친 방향성 응고를 야기할 만큼 충분한 크기의 합금 물질에서의 열구배의 형성을 방지한다.
미국 특허번호 제 5,279,353호는 동일한 종류의 연속 주조 장치와 함께 사용되는 다이 구조물이지만, 원형 로드, 빌레트, 또는 비원형 로드 및 빌레트와 같은 다른 주조 형상에서 뿐만 아니라, 0.5인치 이상의 벽두께를 가진 관에서도 미세한 결정립 구조를 생성할 수 있는 향상된 능력을 가진 다이 구조물에 관한 것이다. 우리는 결과의 주조 형상의 결정립 크기가, 20μm 이상, 아마도 40μm 만큼 크지만, 다른 수단에 의해 주조된 형상보다는 실질적으로 작을 것이라고 추정한다.
또한, 우리는 이어서, 상기 미국 특허번호 제 5,279,353호에 개시된 그러한 연속 주조 방법에 따라서 구리 금속성 합금을 생성하는 것에 대한 추가의 이점을 발견하였는데, 상기 금속성 합금은 작은 등축 결정으로 이루어지며, 원하는 물리적 특성을 달성하기 위해 스피노달 분해형 상변형을 필요로 하는 구리 합금의 생성과 관련된다.
다성분 합금 시스템 내에서 스피노달 분해형 상변형에 대한 내용이 1974년 4월 23일자로 특허 허여된 미국 특허번호 제 3,806,336호, 1976년 5월 4일자로 특허 허여된 미국 특허번호 제 3,954,519호, 및 1979년 10월 23일자로 특허 허여된 미국 특허번호 제 4,171,978호에 개시된다. 이들 특허에 개시된 바와 같이, 소정의 2-성분 및 다른 금속은 시스템의 조성과 관련하여 화학 자유 에너지의 이차 도함수의 소멸 위치로서 열역학적으로 정의되는 "준안정성의 한계" 또는 "스피노달"을 조성 다이아그램 내에 가진다. 균질 단일상 구조의 합금으로 이루어진 고온 조성물이 저온 범위의 스피노달 내로 유입됐을 때, 이것은 분리된 2-상 구조로 변형되며, 이러한 상분리를 스피노달 분해라고 말한다. 그렇게 분해된 합금은 일반적으로 백 옹스트롬 정도의 주기적인 미세 구조를 가지며, 이것은 한 상이 매트릭스 형성하는 다른 하나의 상에 균일하게 분포된 미세한 석출의 형태인 조성 조정된 동형의 2-상으로 구성된다.
스피노달 변형을 필요로 하는 합금은 전체 합금을 통하여 균질 조성을 가져야 한다는 것은 알려진 사실이다. 그러한 균질 부피 내에서, 열처리에 의해 상기 합금을 포함하는 용질 금속 중 일부의 원자 농도의 이동을 일으키는 것이 가능하다. 그러한 변화, 즉 스피노달 분해는 합금에 새로운 물리적 특성을 부여한다.
당해 기술 분야에 숙련된 자는 용질 요소의 미소편석이 스피노달 열처리에 대해 다양한 반응을 나타내는 영역을 가져온다는 것을 알고 있다. 전형적으로, 연속 주조 빌레트 또는 다른 주물은 덴드라이트 셀 내에 "코어링(coring)" 또는 미소편석 뿐만 아니라 거친 역편석을 항상 나타낸다. 그러한 빌레트 또는 주물을 스피노달 처리에 적합하도록 하기 위해서, 과거에는 물질을 "혼련(kneading)"하여 2차덴드라이트 간의 거리를 기계적으로 줄임으로써 미소편석을 감소시키는 단련 처리를 금속 부분에 행하였다. 전형적으로, 그러한 단련 처리는 단면적의 크기를 40 내지 90％까지 감소시키는 압연, 인발, 또는 필거링(pilgering)을 포함한다. 그러나, 단면적의 40 내지 90％를 감소시키기 위해 매우 큰 규모의 냉간 가공이 사용되는 경우, 이는 많은 용도로 기능할 수 있는 충분히 큰 합금 부분을 생성하기에는 매우 비싸거나 불가능한 면이 있다.
또한, 단련 처리는 넓은 동결 범위를 가지는 합금에 의해 나타나는 거친 역 편석을 극복할 수 없다. 이러한 합금은 넓은 동결 범위를 가지기 때문에, 그 합금체 내의 소정 거리에 걸쳐서 용질 요소의 농도 변동이 너무 커서, 용체화 열처리에 의해 효과적으로 제거될 수 없어, 그 결과 이들 합금은 스피노달하게 분해될 수 없을 것이다. 더욱이, 이들 합금은 불연속 석출에 의해 다른 취화한 준안정상을 형성할 수 있다.
빌레트, 로드 또는 관을 형성하는 본 발명의 연속 주조 방법을 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제조하는 본 발명의 방법과 조합하여 사용함에 의해, 과거에 개시된 방법의 상기한 어려움을 모두 피할 수 있고, 특히 스피노달 분해 전에 금속 부분을 단련 처리해야 하는 필요를 피할 수 있게 된다. 본 발명의 연속 주조 방법에 따라서 제조된 로드 또는 관의 이점은 다음의 특성을 가진다: (1) 표면에서 중심까지 균일한 용질 분포; 및 (2) 상당히 감소된 2차 덴드라이트 간 암 간격. 이들 모두는 종래 수단에 의해서는 이루어질 수 없다. 본 발명의 방법에 따라서 제조된 결정의 2차 덴드라이트 간 암 간격은 다른 물질의 암 간격의 단지 1/10 미만이다.그 결과, 균질화된 합금 내에서 용질 요소 농도의 변동이 최소화되어 보다 큰 부피의 합금이 스피노달 변형되며, 동시에 연성 및 인성에 악영향을 미치는 다른 바람직하지 않은 준안정상의 석출을 피할 수 있다. 더욱이, 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제조하기 위해 개시된 본 발명의 방법을 통해 얻어진 스피노달 합금은 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 사실상의 부재라는 특징을 나타낸다. 이로써, 3/8 인치 이상의 단면을 가지는 로드의 제조가 가능하며, 이것은 미단련 상태에서 연속적으로 열처리되어 높은 강도 및 연성을 발달시킬 수 있고, 따라서 특히 저널 베어링, 마모 플레이트, 성형 플레이트 및 그라비어 인쇄롤을 포함하는 다양한 구성요소의 제조에 적합하다. 미국 특허번호 제 5,279,353호가 본 발명과 관련하여 배경기술 설명 부분에서 참고 문헌으로써 인용되었다.
본 발명은 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금에 관한 것이고, 더 구체적으로는 스피노달 열처리 전에 빌레트나 로드를 단련 처리(wrought processing)할 필요 없는 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명은 어떤 부품 및 부품들의 배열에 있어서 물리적인 형태를 취할 수 있으며, 이것의 바람직한 실시예 및 다른 실시예가 본 명세서에 상세히 설명되고, 명세서의 일부를 형성하는 첨부된 도면에 의해 예시될 것이다.
도 1은 본 발명이 구체적으로 지향하는 일반적 환경을 쉽게 이해하기 위한 금속 로드 및 관 부재의 연속 주조에 사용되는 전형적인 장치의 부분적 단면의 개략도이다.
도 2는 본 발명의 실시에 이용되는 다이 및 다이 피드 슬롯을 나타내기 위해 도 1의 라인 2-2를 따라 취해진 부분 단면도이다.
도 3은 다이의 윗면도를 나타낸다.
도 4는 다이 캡의 프레스를 나타내기 위해 도 2의 라인 4-4를 따라 취해진 부분 단면도이다.
도 5a 내지 5c는 도 3의 라인 5-5를 따라 취해진 다이 캡 내 슬롯의 배치에 대한 상이한 방식을 나타낸다.
도 6a 및 6b는 도 4의 라인 6-6을 따라 취해진 다이 캡 내 슬롯을 제조하는 상이한 방식을 나타낸다.
도 7a 내지 7d는 미세한 결정립 구조의 형성을 위한 최적 조건을 제공하기 위한, 다이 캡 디자인을 계산하는데 사용된 다양한 각도 및 치수를 나타낸다.
도 8은 구리-니켈-주석 합금의 백색의 안정한 γ 석출 및 결정립계를 나타낸 SEM 사진이다.
도 9는 구리-니켈-주석 합금의 백색의 안정한 γ 석출 및 결정립계를 나타낸 SEM 사진이다.
도 10은 γ 지수 대 (T-t) 지수의 플롯이다.
도 11은 경도 지수 및 연성 지수 대 γ 지수의 플롯이다.
도 12는 전형적인 그라비어 인쇄롤을 나타낸다.
도 13은 전형적인 그라비어 인쇄롤의 단면도이다.
도 14는 수냉식 성형 플레이트의 단면도이다.
도 15는 전형적인 저널 베어링을 나타낸다.
도 16은 전형적인 저널 베어링의 단면도를 나타낸다.
바람직한 구체예의 상세한 설명
제한의 목적이 아닌 예시의 목적으로 본 발명의 바람직한 실시예 및 다른 구체예를 나타내는 도면들에 관하여, 도 1은 고형체 로드 부재 또는 스트랜드(C)의 연속 주조를 위한 다이 및 냉각기 어셈블리 캡(B)을 구비한 연속 수직 주조 장치(A)를 도시한다. 황동, 알루미늄, 브론즈 등을 포함하는 많은 상이한 금속들이 그러한 장치를 사용하여 주조되지만, 본원에서는 구리-니켈-주석 합금 물질을 고형체 로드 또는 관으로 연속 주조하는 것에 초점을 둔다.
구리-니켈-주석 합금은 불순물 및 소수의 첨가물을 제외하고는, 약 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 함유한다. 소수의 첨가물은 붕소, 지르코늄, 철, 및 니오브를 포함하는데, 이것들은 등축 결정 형성을 증진시키며, 또한 용체화 열처리 동안 매트릭스에서 니켈 및 주석의 확산 속도의 차이를 감소시킨다. 또, 다른 소수의 첨가물은 합금이 용융 상태에 있을 때, 합금에서 산소를 제거하는 마그네슘을 포함한다. 우리는 황이 합금에 불순물로서 존재하든 아니든, 마그네슘의 첨가가 발생된 궁극적인 특성을 현저히 개선한다는 것을 발견했다. 다른 요소들이 또한 존재할 수 있다. 전술한 각 요소들은 약 0.3 중량％미만으로 상기 구리-니켈-주석 합금에 존재한다.
본원에 설명된 주조 및 열처리 방법과 관련하여, 구리, 니켈 및 주석, 그리고 소수의 첨가물의 상기한 농도 범위는 실질적으로 모든 물질이 용체화 열처리 동안 그것의 상다이아그램 내에서 단일상 영역 내에, 그리고 시효 경화 동안 스피노달 영역 내에 유지되는 것을 보증한다. 즉, 상기한 농도 범위의 조합은 열 또는 냉간 가공 없이 실질적인 스피노달 분해를 허용할 만큼 충분히 미세하고 균질한 결정립 구조 및 용질 분포를 합금에 가져온다고 밝혀졌으며, 상기 농도 범위를 벗어나서는 그러한 특징을 달성할 수 없다.
연속 주조 장치(A)는 본 발명의 개념들을 유리하게 결합시킬 수 있는 많은 종류의 그러한 장치 스타일을 포함할 수 있다. 한 그러한 장치를 도 1에 일반적으로 개략하여 나타냈는데, 상부 프레임 부재(14 및 16)를 지지하는 한 쌍의 이격된 빔-모양 베이스(10 및 12)를 포함한다. 플랫폼(18)형 배열부는, 그 자체가 다이 및 냉각기 어셈블리(B)의 일부를 지지하는 부재(10 및 12)에 의해 지지된다. 플랫폼(18)형 배열부는 다이 및 냉각기 어셈블리와 일렬로 통하는 적합한 구멍을 포함하며, 그 구멍을 통해서 관 또는 로드(C)가 통과된다. 단부 개방된 원통형 홀딩 용광로 슬리브(20)는 프레임 부재(14 및 16)에 의해 지지되며, 그 안에 일반적으로 컵-형상의 도가니(22)를 수용한다. 도가니(22)는 액체 합금 저장고로서 작용하며, 하부벽(24)을 포함하는데, 하부벽(24)은 그것을 통해 연장된 다이 및 냉각기 어셈블리(B)의 일부를 갖는다. 다이 및 냉각기 어셈블리의 바깥쪽으로 방사상으로 연장된 플랜지(28)는 하부벽(24)의 하부와 맞물려서 이들 구성요소 사이에 알맞은위치 관계를 제공한다.
바닥 플레이트(30)는 홀딩 용광로 슬리브(20)의 바닥에 가깝게 인접한 다이 및 냉각기 어셈블리의 일부에 의해 지지된다. 이 바닥 플레이트는 차례로 도가니의 최하단부 주위와 다이 및 냉각기 어셈블리의 일부의 둘레에 배치된 시멘트재(32)의 기부를 제공한다. 플레이트(30)는 시멘트재(32)와 슬리브(20)의 내벽 사이에 삽입된 내화 점토재(34)의 기부를 더 제공한다. 내화 점토 벽돌(36)은 플랫폼(18)과 바닥 플레이트(30)의 하부 표면 사이에 알맞게 삽입된다. 주입용 홈통(38)은 홀딩 용광로의 외부로부터 도가니(22)로 용융 구리 합금 금속(40)을 붓는 것을 용이하게 하며, 홀딩 용광로 뚜껑(42)이 슬리브(20)의 상부를 덮도록 알맞게 제공됨으로써 도가니를 실질적으로 둘러싼다.
연속 주조 작업 동안, 관 또는 로드 부재(C)가 다이 및 냉각기 어셈블리(B)의 하단부로부터 일반적으로 수직 배치로 나온다. 본 발명이 구체적으로 지향하는 주조 방법 종류에서, 로드 및 관이 주조됨에 따라서 다이로부터 관 또는 로드를 빼내기 위해 적합한 핀치롤(미도시)이 다이 및 냉각기 어셈블리 아래에 배치된다. 이들 핀치롤은 종래의 것이며, 이후 설명되는 방식으로, 로드 또는 관(C)에 대한 원하는 물리적 특징들을 달성하기 위해 나머지 장치 구성요소의 작동을 조화시키는 수단을 포함한다.
도 1에 나타낸 주조 장치(A)는 단지 다양한 구성요소들의 일반적 또는 개략적 외관 뿐만 아니라, 본원에 포함된 특정한 환경의 이해를 허락하기 위한 서로에 대한 그것들의 상대적인 관계를 포함한다. 특별한 구조, 구성요소 등은 각각의 연속 주조 장치마다 변할 수 있으며, 그러한 변형은 본 발명의 전체적인 범위 또는 내용에 어떤 식으로도 영향을 미치지 않는다. 더욱이, 장치 자체는 본 발명의 일부를 형성하지 않으며, 그것의 작동은 본 분야에 일반적으로 공지되어 있다는 사실에 비추어, 더 이상의 상세한 설명은 당업자들이 본 발명을 충분하고 완전히 이해하도록 하는데 불필요하다고 생각된다.
이 점에 있어서, 도 2는 주조 동안의 다이 및 냉각기 어셈블리(B) 및 연속 로드 또는 관(C)의 일부에 대한 부분적 단면도를 나타낸다. 또한, 도가니 또는 저장고(22)를 갖는 냉각기 어셈블리와 다이 사이의 경계면 영역을 나타낸다. 더 구체적으로, 주조 다이는 약간 관 모양인 셸-모양 배열로 이루어진다. 이 셸-모양 배열은 그러한 다이에 통상 관련된 많은 상이한 물질로 구성될 수 있다. 본 발명의 바람직한 배열에서, 다이 내벽(46)은 다이 입구 단부 또는 영역(48)과 반대쪽 출구 단부 또는 영역(50) 사이의 원통형 다이 공동을 한정한다. 다이 내벽은 다른 단면 형태를 가질 수 있으며, 로드 또는 관 자체의 외벽 형태에 따른다는 것이 이해될 것이다.
셸(44)의 외벽(52)은 셸의 상단부를 덮는 일반적으로 원통형 형태이며 바깥쪽으로 방사상으로 연장된 플랜지(54)를 가진다. 도 2에 보여진 바와 같이, 다이 상단부는 플랜지(54)를 사용하여 도가니 하부벽(24)의 구멍(56)을 통해 밀접하게 수용된 후, 도가니 바닥의 외부와 밀접하게 맞물려진다. 다이 외벽(58) 부분은 출구 단부(50)를 향하여 인접한 플랜지(54)로부터 안쪽으로 점점 가늘어지는 점감된 형태를 가지며, 냉각기(62)의 점감된 내벽(60)에 대항하여 밀접하게 수용되도록 적합하게 된다.
냉각기(62)는 연속 주조 작업 동안 다이 및 스트랜드를 냉각하기 위해 어떤 종류의 종래의 냉각 매니폴드를 포함할 수 있다. 냉각제는 전형적으로 다이 출구 단부(50)를 향하여 이격된 냉각제 입구 및 상단부에 인접하여 이격된 냉각제 출구를 갖는 매니폴드를 통해서 순환된다.
본 발명에서는 만약 냉각기(62)의 높이가 다음의 범위 내에 있다면, 더 경제적인 생산 속도로 바람직한 물질이 얻어질 수 있다는 것을 발견했다:
1 ≤ h ≤ 30
여기서, h는 인치로 나타내는 냉각기의 높이를 말하며, 1 및 30도 또한 인치 단위이다. 또한, 주물의 단면 크기는 바람직하게 다음의 범위 내에 있어야 한다:
0 ≤ Φ ≤ 30
여기서, Φ는 인치로 나타내는 주물 단면의 크기 범위를 말하며, 0과 30도 또한 인치 단위이다.
h=1.5(Φ)인 냉각기의 사용이 가장 바람직한 방법이나, 상업적인 사용에서 경제적인 이유 및 변화하는 Φ에 대한 표준화된 h의 광범위한 응용을 위해, 본 발명에서는 가장 바람직한 냉각기 높이는 0.375인치 이상 29인치 이하의 단면 크기를 갖는 제품에 대해 3 내지 9인치 범위 내일 것이라는 것을 발견했다.
도 3 및 도 2를 계속해서 참조하면, 캡 또는 플러그 부재(64)는 셀(44) 인접 영역(48)의 개방된 상단부를 위한 커버로서 작용하는데, 이것은 이 영역에서 셸 내로 액체 합금이 유입되는 것을 방지하기 위함이다. 캡(64)은 셸 상단부 영역 내에밀접하게 수용된 제 1 원통형 부분(66) 및 셸 상단부 표면과 맞물려서 배치된 방사상 플랜지를 한정하는 약간 더 큰 제 2 부분(68)을 포함한다.
도가니 또는 저장고(22)로부터 다이 내로 액체 합금 물질을 이송하기 위해서, 다수 개의 등거리로 이격된 피드 슬롯이 캡(64)을 관통하는 것이 유리하다. 도 3, 4 및 5에 보여진 바와 같이, 그러한 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)이 제공된다. 그러나, 더 많거나 더 적은 양의 그러한 슬롯이 어떤 로드 또는 관 크기 및/또는 물질의 연속 주조를 위해 유리하게 이용되거나 또는 바람직할 수도 있다. 도 3, 4 및 5에 보여진 바와 같이, 그러한 피드 슬롯은 내부 공동(48)을 향하여 캡(64)을 통과해 기울어진다.
도 5는 다이 캡(64) 내 피드 슬롯의 배치에 대한 세 가지의 상이한 방식을 예시한다. 도 5A 및 5B에서, 슬롯은 캡의 중심선을 교차하지 않는다. 도 5A에서, 슬롯은 중심선을 향하여 기울어지나, 반면에 도 5B에서는 반대로 된다. 도 5C에서, 슬롯은 중심선을 교차한다. 각 변형은 동결 구역 근처의 액체 합금의 동작 특징에 상당한 영향을 미친다. 주어진 상황에서 사용하기 위한 이 변형의 선택은 액체 합금의 특성 및 주조 크기에 따른다.
도 6에서, 쐐기(78)를 사용하여 다이 캡(64) 내 슬롯을 만드는 두 가지 상이한 방식을 나타낸다. 이 방식의 선택은 매우 중요한데, 알맞은 슬롯 제작의 실패는 다이 캡을 너무 약하게 하여, 그것이 도가니 내의 압력하에서 파손될 것이기 때문이다.
도 2에 관하여, 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)이 오프셋 종류의 관계로셸(44) 주위에 배치된다는 것을 주목해야 한다. 이 특징은 이후 설명되는 방식으로 다이 공동 내로 액체 금속 합금이 바람직하게 들어가도록 작용한다. 이들 피드 슬롯의 간격과 관련하여, 도 4는 서로에 대해 수직이고 셸(44)의 길이 방향으로 연장된 한 쌍의 직경 평면(P 및 P')를 나타낸다. 평면(P)는 피드 슬롯(70 및 74)의 중심선과 평행하게 배치되고, 평면(P')는 피드 슬롯(72 및 76)의 중심선과 평행하게 배치된다. 최상의 전체적 작동 또는 결과를 달성하기 위해서, 피드 슬롯(70 및 74)의 구멍에 대한 중심선의 측면 거리 또는 간격(a 및 b)은 직경 평면(P)로부터 마주한 방향으로 배치되며, 피드 슬롯(72 및 76)의 구멍에 대한 중심선의 측면 거리(c 및 d)는 직경 평면(P')로부터 마주한 방향으로 배치되고, 바람직한 값을 가지도록 계산된다. 대칭적인 슬롯 위치를 위한 이들 거리의 계산 방법은 미국 특허번호 제 5,279,353에서 설명된다.
도 1을 참조하여 설명된 일반적인 종류의 연속 주조 장치와 함께, 상기한 다이 구조물을 이용한 연속 주조 작업에서, 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)의 상단부는 상기 도가니(22)와 통하도록 배치된다. 따라서, 용융 또는 액체 금속 합금 물질이 도가니 또는 저장고로부터 도 7에서 화살표로 표시된 다수의 피드 슬롯을 통해 다이 내부로 흐른다. 용융 또는 액체 금속 합금 물질은 용융 합금 혼합물의 액화점이 350℉ 이상인 것이 바람직하다.
도 2 및 7에 나타낸 바와 같이, 이들 피드 슬롯과 다이 공동 간의 상대적인 관계로 인해, 액체 금속 합금이 다이 공동으로 들어감에 따라, 매우 강한 동작이 액체 금속 합금에 부여된다. 이 동작은 화살표 X로 일반적으로 표시되며, 액체 합금 물질이 소위 동결 구역 근처까지 다이를 통해 아래쪽으로 나아감에 따라, 액체 함금 물질 내에 일반적으로 균일한 온도가 발생되도록 한다.
도 2에서 이런 동결 구역 근처(80)는 피드 슬롯 아래에서 피드 슬롯 자체와 일정한 간격을 유지하고 있다. 게다가, 이 동작은 다이 내벽(46)에 인접하여 또는 그 근처에 배치된 1차 덴드라이트의 방향을 바꾸고, 경계면 구역(82)을 가로질러 덴드라이트를 분포시킨다. 그러한 분포는 유리하게는 경계면 구역 내의 무작위 위치에서 등축 결정용 핵을 제공한다.
경계 또는 전이 구역(82)은 동결 구역 근처(80)에 바로 인접해 있으며, 액체 합금 또는 반액체 합금을 고체 상태로 변형함으로써 로드 또는 관(C)을 한정하는 영역을 포함한다. 다이 출구 단부(50)로부터 바깥쪽으로 스트랜드를 당기는 동안 핀치롤(미도시)의 간헐적인 움직임이 다이 내의 적합한 영역에서 이 변형이 실질적으로 완료되는 것을 허용한다. 전형적으로, 핀치롤의 각 간헐적 움직임 또는 스트로크는, 스트로크들 간의 다양한 시간 간격에서, 분당 30인치로, 대략 약 0.5 내지 1.0인치 범위 내에서 어딘가로 스트랜드를 이동시킬 수 있다. 원형이든 비원형이든, 금속 처리량 속도(1bs/시간)는 빌레트, 로드 또는 중공 막대의 단면(인치로)의 대략 100 내지 350배 범위 내의 어딘가에 있을 것이다.
액체 상태에서 고체 상태로의 변형 동안, 동결 구역 근처(80)를 향한 그리고 동결 구역 근처에서의 액체 합금의 상기한 동작은 고체 상태로의 전이 동안 합금 물질 내에 균등한 열분포를 달성한다. 균등한 열분포는 차례로 합금의 거친 방향성 응고를 야기할 만큼 충분한 크기의 열구배의 형성을 방지 또는 제거한다. 이상 설명된 바와 같이, 그러한 거친 방향성 응고는 미국 특허번호 제 4,315,538호의 도 2에 나타낸 허용되지 않는 종류의 매크로 구조를 가져온다.
로드 또는 관(C)이 경계면 또는 전이 구역(82)에서 주조 다이를 통해 축방향으로 이동함에 따라, 최종 고체 상태로의 변형시에 로드의 어떤 수축이 있을 것이다. 따라서, 도 2는 액체 또는 용융 구리 합금이 응고되고 냉각되기 시작함에 따라, 다이 내벽(46)으로부터 안쪽으로 방사상으로 약간 이격되는 로드의 외벽(84)을 나타낸다. 로드 또는 관의 냉각은 냉각기(62)에 의해 용이하게 된다. 앞서 주목된 바와 같이, 이 냉각기는 많은 종류의 냉각 배열을 포함할 수 있으며, 전형적으로는 로드 또는 관(C)의 움직임에 대해 일반적으로 반대 방향으로, 그것을 통한 냉각 유체 또는 물의 통과를 제공한다.
상기한 바람직한 실시예에 따라서 본 발명을 사용할 시, 미국 특허번호 제 4,315,538호의 도 3에 나타낸 바와 같은 미세한 결정립계를 갖는 다각형 결정립 구조가 쉽게 얻어진다. 더욱이, 이와 같이 달성된 결정립 크기는 이전에 공지되어 사용된 연속 주조 기술과 비교하여 아주 작다.
합금이 연속 주조된 후, 열처리가 행해진다. 열처리는 용체화 열처리 및 시효 경화 처리, 즉 스피노달 분해 열처리를 모두 포함한다. 용체화 열처리는 충분한 시간 동안 고체화 온도의 약 60 내지 80％의 온도에서 실행되어 합금의 매트릭스를 단일상(또는 단일상에 매우 가까운)으로 변형시킨다. 다시 말해서, 합금은 알파 영역에서 용체화 열처리되어 균질화된다. 다음에, 합금의 즉각적인 냉각수 담금질이 수행된다. 담금질에 사용된 물의 온도는 100℉ 이하이다. 합금은 적어도 30분 동안담금질 상태로 유지된다. 선행 특징인 교반 냉각이 바람직하다.
원하는 최종의 기계적 특성에 따라서, 상이하게 변형된 용체화 열처리가 이용될 수 있는데, 즉 용체화 온도는 상기 합금을 단일상으로 변형하기 위해 필요한 시간 이상의 시간 동안 온도 범위의 최고 온도에서 유지될 수 있다. 이들 단계는 궁극적으로 시효 처리시 더 강하며, 더 단단하고, 덜 연성인 특성을 가져오며, 그 이유는 당해 기술분야에 숙련된 자에 의해 쉽게 이해될 것이다.
담금질은 용체화 열처리에서 얻어진 단일상(균질화된) 구조의 대부분을 보존하는 수단을 제공한다. 물과 같은 수성 매체 이외의 다른 담금질 매체는 만족도가 떨어진다는 것이 입증되었다. 열처리 용광로에서 빌레트를 꺼낼 때부터 담금질의 시작할 때 까지의 시간 간격을 최소화하는 것이 중요하다. 예를 들어, 용체화 열처리 용광로에서 합금을 꺼내는 것과 담금질 사이에 수 분 이상의 어떤 지연은 해롭다.
주로, 합금으로 만들어진 부품의 제조 또는 단련 처리가 이 시기에 행해질 것인데, 이는 합금이 "연질"이며, 이 상태에서 기계로 만들거나 성형하기가 더 쉽기 때문이다.
열처리의 다음 단계는 원하는 최종 특성을 제공할 만큼 충분한 시간 동안 용체화 열처리 온도의 약 30 내지 60％의 온도에서 수행되는 시효 경화 또는 스피노달 분해 열처리이다. 이들 원하는 특성에 따라서, 상이하게 변형된 시효 경화 또는 스피노달 분해 열처리가 사용될 수 있다. 일반적으로, 동일한 시간 동안 상이한 온도에서 시효된 합금의 특성을 비교한다면, 두 온도 중 더 낮은 온도에서 더 큰 연성 및 더 적은 강도 또는 경도가 얻어진다. 동일한 열역학적 원리가 동일한 온도 및 상이한 시간에서 시효된 합금에 적용된다.
시효 처리 후의 최종 단계는 또 다른 즉각적인 담금질이며, 바람직하게는 물을 사용한다. 이 단계에 대한 필요가 당해 기술분야에 숙련된 자에게 바로 명백하지 않을 수도 있지만, 그러나 우리는, 만일 합금이 시효 후에 서서히 냉각된다면, 심지어 시효와 물 담금질 사이의 지연이 수분이라면, 최적의 특성이 손실될 수 있다는 것을 알았다. 합금은 처리 또는 조성에 있어서의 비교적 작은 차이에도 매우 민감하여, 동일한 기제의 합금 시스템으로부터 유용한 상이한 특성을 갖는 물질을 만드는 것이 가능하다.
본 발명의 열처리 과정과 관련하여, 우리는 용체화 열처리 및 시효 경화 열처리 모두 후, 물을 사용한 즉각적인 담금질이 물질의 본래 연성을 희생시키지 않으면서 높은 강도를 얻는데 중요하다는 것을 발견했다. 용어 "즉각적인" 담금질은 물질이 열처리 용광로로부터 꺼내진 후 45 내지 60초 미만임을 의미한다. 바람직하게, 시간은 가능한 30초 이하여야 한다.
평형 상태의 구리-니켈-주석 시스템에 대한 상다이아그램은 완전히 알려지지 않았으며, 비평형 상태에 대한 설명은 전혀 알려지지 않고 있다. 그러나 우리는, 완전한 다이아그램이, 용체화 열처리 온도 바로 아래의 온도에서 취화한 γ' 상이 빠르게 형성되고, 이어서 시효 동안 불연속적인 방식으로 거칠게 된다는 것을 나타낼 것이라고 생각한다. 유사하게, 합금이 느린 냉각 또는 공기 냉각에 관련된 것들과 같은 연장된 시간 동안 시효 경화 온도 또는 다소 아래의 온도에 노출된다면,취화한 γ' 상 및 아마도 다른 상들이 빠르게 형성될 것이다. 담금질은 우리가 존재한다고 여기는, 안정 및 준안정의 해로운 상으로, 심지어 짧은 시간 동안 물질이 서서히 냉각되는 것을 방지하기 위해 필요하다.
본 발명의 주조 및 열처리 방법과 결합된 본 발명의 합금 조성물은 실질적으로 모든 물질이 용체화 열처리 동안 불완전한 상다이아그램의 단일상 영역 내에, 그리고 시효 경화 동안 스피노달 영역 안쪽에 유지되는 것을 보증한다. 따라서, 우리는 완전한 스피노달 분해를 얻었고, 원할때는 비응집성의 안정한 γ상의 석출을 제어했으며, 동시에 결정립계에서 그리고 매트릭스 내에서 취화한 준안정 응집성 상의 커다란 불연속 석출을 피하였다.
이제, 본 발명은 다음의 실시예에서 더욱 상세히 설명될 것이다.
본 발명의 목적은 작은 등축 결정을 달성할 수 있는 방식으로 연속 주조되고, 단련 처리의 필요 없이 다양한 열 및 시효 처리되어 스피노달 분해형 상변형을 달성하는 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제공하는 데 있다.
본 발명의 제 1 양상에 따라서, 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금은 약 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 포함한다. 이러한 합금은 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 사실상의 부재 및 인장 시험 동안의 연성 파괴 거동을 더 특징으로 한다.
본원에 설명된 주조 및 열처리 방법과 관련하여, 상기한 농도 범위는 실질적으로 모든 물질이 용체화 열처리 동안 그것의 상다이아그램 내에서 단일상 영역 내에, 그리고 시효 경화 동안 스피노달 영역 내에 유지되는 것을 보증한다. 즉, 상기한 농도 범위의 조합은 열 또는 냉간 가공 없이 실질적인 스피노달 분해를 허용할 만큼 충분히 미세하고 균질한 결정립 구조 및 용질 분포를 합금에 가져온다고 밝혀졌으며, 상기 농도 범위를 벗어나서는 그러한 특징을 달성할 수 없다.
본 발명의 제 2 양상에 따라서, 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제조하는 방법이 개시된다. 구리-니켈-주석 합금은 작은 등축 결정을 달성할 수 있는 방식으로 연속 주조된다. 합금은 소정 시간 동안 소정의 최적 온도에서 용체화 열처리되어 합금의 매트릭스를 단일상으로 변형시키고, 즉시 냉각수로 담금질된다. 그런 다음, 결과의 합금은 소정의 최적 온도에서 소정 시간 동안 스피노달 분해 (시효) 열처리되고, 다시 즉시 냉각수로 담금질된다.
본 발명의 제 3 양상에 따라서, 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금의 제조에 사용되는 열처리를 위한 최적 온도 및 시간을 결정하는 방법이 개시된다. 작은 등축 결정을 가진 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제공된다. 제 1 합금 샘플이 제 1 용체화 열처리되고, 즉시 이어서 바람직하게는 냉각수로 담금질된다. 다음에, 이 제 1 합금 샘플은 제 1 스피노달 분해 열처리되고, 즉시 이어서 냉각수와 같은 수성 매체로 담금질된다. 제 2 합금 샘플이 제 2 용체화 열처리되고, 즉시 이어서 바람직하게는 냉각수로 담금질된다. 그 후, 이 제 2 합금 샘플은 제 2 스피노달 분해 열처리되고, 즉시 이어서 냉각수와 같은 수성 매체로 담금질된다. 이 2개의 스피노달 합금 샘플을 금속조직학적으로 시험하여, 용체화 열처리 및 스피노달 분해 열처리를 모두 포함하는 최적의 열처리를 위한 최적 온도 및 그에 상응하는 시간을 결정한다. 최적의 열처리는 최적의 경도 및 연성을 가지는 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제공한다.
본 발명의 한 이점은 덴드라이트 셀 내의 미소편석을 줄이기 위한 단련 처리의 필요 없이 강도 및 연성을 모두 갖는 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제조될 수 있다는 것이다.
본 발명의 다른 이점은 표면에서 중심까지 균일한 용질 분포를 가지며, 단련 처리의 필요 없이 스피노달 분해될 수 있는 연속 주조 빌레트 또는 로드가 제조된다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 전형적인 연속 주조 물질의 암 간격의 1/10 미만의 2차 덴드라이트 간 암 간격을 가지며, 단련 처리의 필요 없이 스피노달 분해될 수 있는 연속 주조 빌레트 또는 로드가 제조된다는 것이다.
본 발명의 다른 이점은 미단련 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 간단하고 경제적으로 제조된다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 최적의 기계적 특성을 가지는 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제조된다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 결정립계에서 불연속 γ'상이 본질적으로 부재하는 미단련 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제조된다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 로드에 대해서 3/8인치 이상, 빌레트에 대해서 16인치까지의 단면을 갖는 무거운 물체가 미단련 상태에서 열처리되어 높은 강도 및 연성을 얻을 수 있다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 인장 시험 동안 파괴 전에 네킹 스트레인에 도달 및 초과할 수 있는 미단련 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제조될 수 있다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은 인장 시험 동안 연성 파괴 거동을 나타내는 미단련 구리-니켈-주석 스피노달 합금이 제조될 수 있다는 것이다.
본 발명의 또 다른 이점은, 미단련 구리-니켈-주석을 열처리하는데 사용된 더 높은 온도가, 빌레트가 용광로 내에 머물러야 하는 시간을 감소시켜, 향상된 생산성 및 경제적 절약을 가져온다는 것이다.
본 발명의 다른 이점은 개시된 방법에 의해 제조된 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 사용하여 넓은 범위의 제품들을 간단하고 경제적으로 제조할 수 있다는 것이다. 그러한 제품은 특히 베어링, 기어, 및 항공기 랜딩기어 베어링, 스탬핑 프레스 마모 플레이트, 다이 주조 또는 플라스틱 사출용 몰드 및 다른 구성요소, 중장비 베어링 및 유체 동력 전송 시스템 구성요소와 같은 다른 마모성 부품을 포함한다.
본 발명의 또 다른 이익 및 이점은 다음의 상세한 설명의 이해를 통해서 당해 기술 분야에 숙련된 자에게 명백해질 것이다.
실시예 I
9 중량％의 니켈, 6 중량％의 주석 및 나머지 구리를 함유하는 구리-니켈-주석 합금을 상기한 연속 주조 방법을 이용하여 연속 주조하여 균일한 미세한 결정 크기를 달성했다. 최소한에서, 상기한 연속 주조 Cu9Ni6Sn의 구리 함유량은 적어도 84 중량％였으며, 그렇지 않으면 원하는 열 전도도를 달성할 수 없었다.
Cu9Ni6Sn의 합금의 주석량은 6.3 중량％ 이하이다. 6.3 중량％ 이상의 주석 함유량에서는 상당한 양의 불연속 γ' 석출이 결정립계로부터 성장되었다. 다량의 석출은 단단하고 강하지만 조금의 연성도 갖지 않는 물질을 만드는 것으로 밝혀졌다.
제 1 열처리("A")가 Cu9Ni6Sn 합금의 제 1 샘플에 수행되어 최대의 연성을 가져오게 되며, 그 결과 낮은 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 제 1 열처리("A")에 의하면, 합금은 5시간 동안 1580℉에서 용체화 열처리된 후, 즉시 물로 담금질된다. 이 단계에 이어서 상기 합금은 3시간 동안 570℉에서 시효(스피노달 분해 열처리)되고, 즉시 두번째 물 담금질 단계가 이어진다.
제 2 열처리("B")가 동일한 Cu9Ni6Sn 합금의 제 2 샘플에 수행되어 최대의 인장 강도 및 경도를 가져온다. 그러나, 상기 합금은 여전히 약간의 연성을 갖는다. 제 2 열처리("B")에 의하면, 합금은 5시간 동안 1580℉에서 용체화 열처리된 후, 즉시 물로 담금질된다. 이 단계에 이어서 상기 합금은 4시간 동안 815℉에서 시효(스피노달 분해 열처리)되고, 즉시 두번째 물 담금질 단계가 이어진다.
하기에 나타낸 표 I는 본 발명의 연속 주조 방법에 따라서 생성되고, 이어서 열처리("A" 또는 "B")되어 상기한 스피노달 분해가 행해진 Cu9Ni6Sn 합금의 기계적 특성의 범위를 나타낸다. 그 특성은 스피노달하게 변형되는 합금, 스피노달과 함께 응집성인 전이상으로 변형되는 합금, 및 스피노달과 함께 비응집성인 평형상으로 변형되는 합금의 상대 부피 ％에 따라서 변한다. 이러한 변형 모두는 확산-제어 반응이며, 따라서 시간 및 온도에 의존하게 된다. 열처리("A")가 행해진 제 1 샘플에 존재하는 이들 상 대 열처리("B")가 행해진 제 2 샘플에 존재하는 이들 상의 상대적인 양을 금속조직학적으로 시험하여, 최적의 열처리 방법, 즉 최적의 용체화 열처리를 수행할 수 있는 최적 온도 및 해당 시간과 최적의 스피노달 분해 열처리를 수행할 수 있는 최적 온도 및 해당 시간을 추정했다.
본 발명의 바람직한 실시예에서, 열처리("B")가 행해진 합금에 대립하는 것으로서 열처리("A")가 행해진 합금에 존재하는 상의 상대량을 금속조직학적으로 시험하여 결정된 최적 온도 및 시간을 사용한 최적의 열처리를 동일한 Cu9Ni6Sn 합금의 제 3 샘플에서 행했다. 그 결과, 실시예 I과 관련하여, 최적의 열처리를 행하기 위해서, 합금은 4시간 동안 1580℉에서 최적의 용체화 열처리된 후 즉시 물로 담금질되고, 이어서 3시간 동안 815℉에서 시효되고 두번째 물 담금질된다. 그 결과, 얻어진 합금은 하기의 표 II에 나타낸 바와 같이, 최적의 연성 및 강도를 갖게 된다. 상기 합금은 인장 시험 동안 부서짐 거동을 보이지 않았다. 실제로, 네킹 스트레인에 도달했으며, 그것을 넘어서 신축된다. 더욱이, 어떠한 불연속 γ' 석출도 미세 구조 내에 존재하지 않았다.
실시예 II
15 중량％의 니켈, 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 함유하는 구리 합금을상기한 방법을 이용하여 연속 주조하여 균일한 미세한 결정 크기를 달성했다.
Cu15Ni8Sn 합금에 존재하는 주석량은 최대 8 중량％가 된다. 8 중량％ 이상의 주석 함유량에서는 상당한 양의 불연속 석출이 결정립계로부터 성장되었다. 다량의 석출은 단단하며 강하지만 조금의 연성도 갖지 않는 물질을 만드는 것으로 밝혀졌다. 그 결과, 파괴가 항상 일어나기 쉽다.
제 1 열처리("A")가 Cu15Ni8Sn 합금의 제 1 샘플에 수행되어 최대의 연성을 가져오게 되며, 그 결과 낮은 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 제 1 열처리("A")에 의하면, 합금은 5시간 동안 1580℉에서 용체화 열처리된 후, 즉시 물로 담금질된다. 이 단계에 이어서 상기 합금은 3시간 동안 570℉에서 시효(스피노달 분해 열처리)되고, 즉시 두번째 물 담금질 단계가 이어진다.
제 2 열처리("B")가 동일한 Cu15Ni8Sn 합금의 제 2 샘플에 수행되어 최대의 인장 강도 및 경도를 가져온다. 그러나, 상기 합금은 여전히 약간의 연성을 가진다. 제 2 열처리("B")에 의하면, 상기 합금은 6시간 동안 1580℉에서 용체화 열처리된 후, 즉시 물로 담금질된다. 이 단계에 이어서 상기 합금은 6시간 동안 800℉에서 시효(스피노달 분해 열처리)되고, 즉시 두번째 물 담금질 단계가 이어진다.
하기에 나타낸 표 III은 본 발명의 연속 주조 방법에 따라서 생성되고, 이어서 열처리("A" 또는 "B")되어 상기한 스피노달 분해가 행해진 Cu15Ni8Sn 합금의 기계적 특성의 범위를 나타낸다. 그 특성은 스피노달하게 변형되는 합금, 스피노달과 함께 응집성인 전이상으로 변형되는 합금, 및 스피노달과 함께 비응집성인 평형상으로 변형되는 합금의 상대 부피 %에 따라서 변한다. 이러한 변형 모두는 확산-제어 반응이며, 따라서 시간 및 온도에 의존하게 된다. 열처리('A")가 행해진 제 1 샘플에 존재하는 이들 상 대 열처리("B")가 행해진 제 2 샘플에 존재하는 이들 상의 상대적인 양을 금속조직학적으로 시험하여, 최적의 열처리 방법, 즉 최적의 용체화 열처리를 수행할 수 있는 최적 온도 및 해당 시간과 최적의 스피노달 분해 열처리를 수행할 수 있는 최적 온도 및 해당 시간을 추정했다.
본 발명의 바람직한 실시예에서, 열처리("B")가 행해진 합금에 대립되는 것으로서 열처리("A")가 행해진 합금에 존재하는 상의 상대량을 금속조직학적으로 시험하여 결정된 최적 온도 및 시간을 사용한 최적의 열처리를 동일한 Cu15Ni8Sn 합금의 제 3 샘플에서 행했다. 그 결과, 실시예 II와 관련하여, 최적의 열처리를 행하기 위해서, 합금은 2시간 동안 1580℉에서 최적의 용체화 열처리된 후 즉시 물로 담금질되고, 이어서 3시간 동안 815℉에서 시효되고 두번째 물 담금질된다. 그 결과, 얻어진 합금은 하기의 표 IV에 나타낸 바와 같이, 최적의 연성 및 강도를 갖는다. 상기 합금은 인장 시험 동안 부서짐 거동을 보이지 않았다. 실제로, 네킹 스트레인에 도달했으며, 그것을 넘어서 신축된다. 더욱이, 어떠한 불연속 γ' 석출도 미세 구조 내에 존재하지 않았다.
상기 표 I-IV에 나타낸 기계적 특성의 범위는 스피노달 분해 열처리가 수행된 다른 "생주물(as cast)" 빌레트로부터는 얻어질 수 없다. 본 발명을 이용하여 실현된 기계적 특성을 얻기 위해서는 반드시 전형적인 "생주물" 빌레트에 대해 단련 처리 단계가 필요하다. 비록 단련 처리가 사용된다 할지라도, 최종 제품은 넓은 동결 범위를 가지는 합금에 대해 극복 불가능한 역편석 현상을 여전히 가지게 된다. 만약 아주 다량의 냉간 가공이 그 물질에 도입되지 않는 한, 특징적인 부서짐 거동이 명백히 나타나서 그러한 물질을 다소 쓸모 없게 만들 것이다.
추가로, 상기 실시예 I 및 II에 의하여 형성된 합금의 마이크로포토그래프의 검사시에, 결정립계는 상기 불연속 γ'상 석출을 본질적으로 갖지 않는다는 것을 알 수 있었다.
하기에 나타낸 표 V는 본 발명에서 설명된 많은 미단련 합금 조성물 및 미단련의 미세한 결정립을 가진 연속 주조 스피노달 물질을 달성하기 위해 이 조성물들을 용체화 열처리 및 시효 처리하는데 사용된 다양한 파라미터를 보여준다. 상기 표 V에 나타낸 파라미터는 금속조직학적인 시험 방법에 의해 결정된 것들이다.
(1) 명목 조성에 기재된 니켈 및 주석 함유량은 바람직한 합금 조성물에서 최대치이다.
(2) 구리 최소량은 바람직한 합금 조성물에서 84 중량％이고, 주석 함유량은 6.3 중량％ 이하이고, 니켈 함유량은 9.0 중량％ 이하가 된다.
(3) 스피노달 합금 I.D. 2번은 실시예 II의 표 IV에 나타낸 Cu15Ni8Sn 합금 물질에 해당한다.
(4) 스피노달 합금 I.D. 5번은 실시예 I의 표 II에 도시된 Cu9Ni6Sn 합금 물질에 해당한다.
용어 "금속조직학적으로 시험하는"은, 열처리를 위한 최적 온도 및 시간을 결정하기 위해서, 물질의 포토마이크로그래프 및 그래프 재구성이 다음 방식으로 이용된다는 의미이다. 예를 들어, 경도 및 연성의 최적 조합을 얻기 위해 바람직하다고 여기는 상기 표 V의 I.D. 2번과 동일한 조성을 갖는 스피노달 합금을 사용하여, 열처리("A")(1시간 동안 600℉에서 시효됨)된 합금의 제 1 샘플의 SEM 포토를촬영했다(도 8). 상기 SEM 포토는 100배의 확대도에서 스피노달 합금의 폴리싱된 표면의 것이며, 백색의 안정한 γ 석출을 보여준다. 300 μm 라인이 상기 SEM 포토에 그려지는데, 18개의 백색의 안정한 γ 석출 입자가 그 라인을 교차하게 된다.
이어서, 스피노달 합금의 제 2 샘플이 열처리("B")(3시간 동안 800℉에서 시효됨)된다. SEM 포토(도 9)는 100배의 확대도에서 스피노달 합금의 폴리싱된 표면을 촬영한 것이며, 백색의 안정한 γ 석출을 보여준다. 300 μm 라인이 상기 SEM 포토에 그려지는데, 5개의 백색의 안정한 γ 석출 입자가 그 라인을 교차하게 된다.
다음으로, 만들어 낸 제 1 지수에 의해 그래프가 형성된다. 상기 제 1 샘플에 속하는 상기 시효 처리에 대한 지수 시스템 상에서, 시간(1시간) 및 온도(600℉)의 곱은 600이며 (T-t) 지수는 100으로 설정된다. 제 2 샘플과 관련하여, 시간(3시간) 및 온도(800℉)의 곱은 2400이며 (T-t) 지수는 400으로 설정된다.
다음, 18개의 백색 석출 입자를 100과 동일하도록 하여서 γ 지수를 정하였는데, 이는 5개의 백색 석출 입자는 약 30의 γ 지수에 상응한다는 것을 의미한다. 상기 데이터를 이용하여, 도 10에 나타낸 것과 같이, γ 지수 대 (T-t) 지수의 플롯을 구성할 수 있다.
그런 다음, 상기 샘플들을 구조학적으로 테스트하고, 각각에 대해 그 경도를 측정하였다. 74에 해당하는 RB경도 번호를 가진 상기 제 1 샘플에 대해 경도 지수는 100으로 설정된다. 제 2 샘플의 RB경도 번호는 100에 해당한다. 그 결과, 상기제 2 샘플에 대한 경도 지수는 150으로 설정된다. 도 11에 나타낸 바와 같이, 상기 데이터는 사용하여 경도 지수 대 γ 지수의 플롯을 구성한다.
다음으로, 상기 두 개의 샘플을 인장 시험하여 연성(％ 연신율)을 측정한다. 그 연성 지수는 39％에 해당하는 ％ 연신율을 가진 상기 제 1 샘플에 대해 100으로 설정된다. 제 2 샘플은 5에 해당하는 ％ 연신율을 갖는다. 그 결과, 상기 제 2 샘플에 대해 연성 지수는 13으로 설정된다. 도 11에 나타낸 바와 같이, 상기 데이터는 사용하여 연성 지수 대 γ 지수의 플롯을 구성한다.
도 11에서, 구성된 두 개 라인의 교차 위치는 경도 및 연성의 최적의 조합을 나타내며, 도 10에 따라서 135의 경도 지수 및 67의 연성 지수를 나타내고, 도 11에 따라서 135의 경도 지수 및 67의 연성 지수를 나타내는, 약 65의 γ 지수에 상응한다. 따라서, 최적의 경도 및 연성의 조합을 형성하기 위해 필요한 시효 처리를 위한 시간 및 온도는 815℉에서 1.7시간이 된다.
하기의 표 VI는 상기한 분석에 의해 최적의 샘플에서 결정된 지수 뿐만 아니라 스피노달 합금 실시예의 제 1 및 2 샘플에서 결정된 지수를 나타낸다. 또한, 상기한 분석을 이용하여 수행되는 응용 분야에 필요할 때, 다른 최적의 특성 조합이 얻어질 수 있다는 사실을 주목해야 한다. 예를 들어, 표 VII에 도시된 특성은 주목되는 응용 분야에서의 사용을 위해 최상은 아니지만 적절하다고 간주되는 물질을 제공하기 위해 본 발명의 방법을 이용하여 얻어졌다.
본 발명의 방법은 연속 주조 빌레트 또는 로드에 대한 스피노달 분해 열처리의 이점을 얻기 위해 단련 처리를 이용하는 선행 기술 방법을 필요로 하지 않기 때문에, 본 발명의 방법을 사용하여, 과거에는 물질의 부서짐 성질을 극복하기 위해 많은 냉간 가공의 감소가 필요했기 때문에 구리-니켈-주석 합금으로부터 제조될 수 없었던 넓은 범위의 주조 물질을 제조하는 것이 가능하게 되었다. 예를 들어, 상기 Cu9Ni6Sn 및 Cu15Ni8Sn 합금은 항공기 랜딩기어 베어링, 프레스 마모 플레이트, 플라스틱 사출 성형, 중장비 베어링 및 다른 중요 부품, 즉 잠수 안전 물질을 포함하여 베어링, 기어, 및 다른 마모 부품의 제조에 이제 사용될 수가 있다.
특히, 본 발명의 새로운 Cu9Ni6Sn 스피노달 합금은 도 12 및 13에 나타낸 바와 같이 그라비어 인쇄롤(90)을 제조하는 데 사용될 수 있다. 많은 인쇄 출판물이 로토그라비어 인쇄로 알려진 방법을 이용하여 만들어진다. 인쇄될 용지 또는 기타 매체는 두 개 롤 사이에 위치하는데, 그 한 롤은 지지롤이며, 다른 나머지는 다이아몬드 스타일 또는 레이저-에칭 방식으로 이미 미세하게 음각된 인쇄용 롤이지만, 또한 종이의 양면에 동시에 인쇄하기 위해서 지지롤도 때로는 음각된다. 과거에 전형적으로 사용된 중공 인쇄롤(90)은 그 외표면에 전착된 경질 구리층(92)을 갖는 강철 셸이었다. 상기 구리층(92)은 후속 음각되는 금속으로서 기능하는 다음 몇몇경우에 크롬으로 전기도금된다. 상기 인쇄롤(90)의 양 단부는 스핀들(미도시)에 끼워지도록 연결된다. 상기 인쇄롤(90)의 길이는 약 120 인치이다. 상기 인쇄롤(90)은 약 8 인치의 외경 및 약 6.5 인치의 내경을 갖는다.
본 발명에 따라서, 그라비어 인쇄롤(90)이 본 발명에 따르는 Cu9Ni6Sn 합금의 연속 주조로부터 제조될 수 있으며, 이어서 본 발명에 개시된 대로 열처리되어 스피노달 변형을 달성한다는 것을 우리는 발견했다. 상기 인쇄롤(90)의 상부층(94)은 100psi의 인장 강도, 70psi의 항복 강도, 7½의 ％ 연신율 및 약 200의 비커스 경도를 갖는 높은 강도 및 인성으로 이루어져야만 한다. 본 발명에 개시된 방법으로부터 그라비어 인쇄롤(90)을 제조함으로써 비용이 비싸며 환경적으로도 불편한 점이 있는 전착에 대한 필요를 제거할 수 있다. 본 발명의 방법으로부터 제조된 상기 그라비어 인쇄롤(90)은 이미 음각된 표면을 분리 조립하고, 어떤 새로운 텍스트를 위해 재음각함으로써 몇 번이나 사용될 수 있다. 상기 롤은 높은 가치로 재활용될 수 있다. 이들이 그 기계에 구조적인 기능성을 제공할 정도의 충분한 기계적 강도를 가지고 있기 때문에, 재활용 물질로서 가치가 낮은 강철 기판을 사용하여 롤을 지지할 필요가 없다.
본 발명의 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금은 다이 주조 방법/기계의 일반적인 배열에 사용되는 플런저 팁을 제조하기 위해 또한 사용될 수 있다. 상기 플런저 팁은 적합하게 열처리된 본 발명의 구리-니켈-주석 스피노달 합금으로부터 만들어진다. 상기 플런저 팁은 압력하에서 용융 금속을 몰드 공동으로 몰아넣어서 그 압력을 유지하도록 한다. 상기 플런저 팁의 열전도성은 강철의 약 두 배가된다. 상기 플런저 팁은 Cu9Ni6Sn 합금의 빌레트 또는 로드로부터 단조되거나 또는 기계로 만들어진 후, 약 30정도의 록웰 C 경도로 마무리 열처리된다.
또한, 본 발명의 Cu9Ni6Sn 스피노달 합금은 코어 또는 코어 핀과 같은 사출 성형을 위한 어떤 구성 요소를 제조하는데 사용될 수 있다. 상기 코어는 상기 로드의 길이 단부에 인접한 통로를 뚫음으로써 Cu9Ni6Sn 합금의 로드로부터 제조되며, 이로써 뚫어진 통로에 삽입된 구리 관에 의해 전형적으로 도입된 물의 순환을 가능하도록 한다. 상기 코어는 냉각기 또는 히터 유체가 상기 코어를 통해 흐르도록 하는 방식으로 사출 성형 어셈블리 내에서 사용된다.
본 발명에서 본 발명에 따른 연속 주조 Cu9Ni6Sn 스피노달 합금이 도 14에 나타낸 바와 같이 수냉 성형 플레이트(100) 용도로서 유리하게 제조될 수 있다는 것을 알았다. 그러한 플레이트는 유냉되거나 가열될 수도 있다.
예를 들어, 본 발명은 60인치의 길이, 15인치의 폭, 4인치 두께의 크기를 갖는 Cu9Ni6Sn 합금으로부터 스피노달 브론즈 슬래브를 생성할 수 있었다. 본 발명에서는 본 발명의 선행 실시예와 일치되는 방식으로 이를 열처리했다. 상기 슬래브의 기계적 특성은 33의 록웰 C 경도를 포함하여 단면을 통해 이전 실시예에서의 특성과 일치되었다. 또한, 상기 슬리브는 그것의 단면 전체의 다양한 위치에서 20％ IACS의 전기적 전도성을 가진다. 더욱이, 상기 슬래브의 열전도성은 37 내지 40 BTU/hr-ft-ft2-℉이며, 이것은 그 물질을 플라스틱 사출 성형 공정을 위한 플라스틱 사출을 위한 성형 플레이트의 용도에서 공구강에 대한 이상적인 대체물로 역할하도록 한다. 상기 슬래브는 상기 수냉 성형 플레이트(100) 내에 조립된다. 이들 작업은 플라스틱 제품(102)을 형성하는 공동을 파는 단계, 수냉 통로(104)를 만드는 단계, 코어 핀(미도시), 이젝터 핀(106), 폴리머 사출 게이팅(107), 정렬/위치 포스트(미도시) 및 그 통로(미도시)에 필요한 구멍을 기계로 만드는 단계를 포함하며, 이들에 의해 상기 성형 플레이트가 상기 장치 내의 공구강 베이스 플레이트에 부착된다.
본 발명에서는 플라스틱 구성부의 실제 생산에서 셋팅된 상기 성형 플레이트(100)를 사용했다. 그 구성부 제작 동작 대 공구강 성형 셋의 생산성이 측정되어서 높은 열전도성 성형 플레이트(100)의 사용을 통해 40%(동작 시간당 구성부에 있어서)정도 증가하였다. 이러한 개량은 사출된 폴리머 및 상기 성형 플레이트의 온도의 더욱 급속한 복귀로부터 다음 사출 사이클을 성공적으로 시작하기 위해 요구되는 출발 온도로의 높은 열 수축율로 인해 제작된 그 장치의 사이클 주기에서 비례적 감소로부터 이루어진다. 사실상, 상기 공구강 열전도율은 본 발명에 의해 생성된 상기 성형 플레이트 세트에 대한 40 BTU/hr-ft-ft2-℉에 비교하여 약 17 BTU/hr-ft-ft2-℉가 된다.
상기 플레이트(100)는 100,000 사이클후에도 어떠한 눈에 띨 만한 마모나 부식이 발견되지 않았다. 더욱이, 상기 플라스틱 구성부가 추후의 전기도금을 위해 상당히 부드럽고 균등화된 표면부를 필요로 하기 때문에 상기 공동상에 실행된 기계조립 작업이 그 공동 표면상의 미세-다이아몬드 폴리싱의 발생을 포함한다. 본발명에 따른 상기 스피노달 합금은 어려움없이 상기 요구된 마무리를 성공적으로 실행하여서 예를 들어, 강철, 공구강, 구리 베릴륨, 구리 알루미늄 및 알루미늄 합금에서 잘 사용되는 다른 물질보다 더 폴리싱된 마무리를 실행할 수 있다고 본다.
다른 고전도성의 공구강 대체물을 사용하는 데 있어서 본 산업계에서 이전에 직면하였던 문제는 다른 구리 기제의 대체물은 성형 플레이트가 기계로 만들어지는 금속 기판을 제공하기 위해서 수많은 다른 처리 단계를 필요로 하기 때문에 높은 비용을 필요로 한다는 것이다. 그러한 단계는 본 발명에서는 제거된다.
둘째로, 몇 개의 다른 구리 기제의 공구강 대체물은 다른 금속가운데서도 베릴륨을 가지고 기본적으로 구리 합금된다. 그러나, 본 산업계에서는 그러한 금속 기판의 제조와 관련하여 생기는 환경적 위험 및 건강상의 위험측면에서 베릴륨을 피하고자 한다. 또한 상기 물질이 어떤 폴리머와 함께 사용될 때에는 성형 부식이 문제가 된다고 보고 있다. 또한 문제는 다른 물질에서도 존재한다. 예를 들어, 선택적인 리칭 부식으로 인해 구리-알루미늄-아연-크롬-코발트-철-실리콘 합금에도 그러한 부식문제가 있게 된다. 한편, 본 발명에서는 본 산업계에서의 이러한 이슈 및 관심사를 각각 드러내어 각 경우에 대한 개량을 가져오도록 한다.
본 발명에서는 본 발명에 따른 Cu15Ni8Sn 합금이 저널 베어링, 왕복 베어링, 항공기 랜딩 기어 및 브레이크 시스템 베어링; 전사 스탬핑 프레스 가이드 또는 마모 플레이트; 또는 수압 피스톤 펌프 및 모터내의 원통형 블록으로써 제조되어서 사용될 수 있다.
사실상, 본 발명은 본 발명에서 설명된 구리-니켈-주석 스피노달 합금으로부터 도 15 및 16에 도시된 저널 베어링(110)(플레인 베어링)을 생성하였다. 상기 저널 베어링(110)은 윤활제 도입을 위해 1/8 인치의 직경을 가진 드릴 홀(112)을 포함한다. 또한 상기 저널 베어링(110)은 상기 베어링(110)의 어느 한 단부로 연장되지 않은 1/8 인치의 직선 홈(114)을 포함한다. 상기 베어링(110)의 외경은 1 인치의 내경에 비해서 약 1.5 인치이다.
강철축이 상기 베어링에 의해 2일 동안 연속적으로 지지되어 일정 속도의 로드하에서 회전되며 일반적인 윤활유로 간헐적으로 윤활되어진다. 로드 및 속도의 다양한 결합이 이러한 방식에서 상기 시스템에 적용된다. 베어링 스트레스에 의해 표시된 로드는 20 ksi로부터 95 ksi까지 변화된다. 상기 축의 회전 속도는 분당 2 표면피트로부터 분당 30 표면피트까지 변화된다. 이러한 두 개의 파라미터의 생성은 상기 시스템의 PV 값으로써 알려진다. 상기 베어링은 40,000 psi-ft/min으로부터 1,600,000 psi-ft/min까지의 PV 값을 갖게 된다. 상기 베어링의 중공부에 의해 설명된 것과 같이 이러한 크기의 증가는 동작 후에 최고 250,000 psi-ft/min까지의 PV 값에서 트래블의 0으로부터 10.2 x 10-9in3/표면 피트까지의 범위내에 있게 된다. 마모에 대한 동일한 측정이 250,000 psi-ft/min 이상에서 1,200,000 psi-ft/min까지의 PV 값에서 10으로부터 50 x 10-9in3/ft까지의 범위내에 일반적으로 있게 된다. 플레인 베어링 물질에 의한 그러한 실행력은 비할 데가 없게 된다.
상기 시스템의 작업 온도는 베어링 테스트 각각을 통해 측정된다. 대체로, 상기 시스템은 축 회전이 시작될 때 실온(시작 온도) 이상에서 100℉이하에서 올라간다. 낮은 PV 이하에서, 상기 온도는 그 이후로 일정상태를 유지한다. 높은 PV에서는, 상기 온도 증가가 크게 진행된다. 그러나, 최고의 높은 PV에서는, 상기 시스템이 유체역학적으로 실행되어 어떤 검출가능한 마모도 보이지 않기 때문에 그 증가는 단지 50℉만이다. 높은 PV하의 온도는 또한 24시간 간격에서 간헐적인 윤활 뒤의 연장된 시간동안 감소되게 된다. 그러한 온도 변화는 시스템 동작에는 유해하지는 않다. 또한 본 발명은 상기 온도 증가가 상기 베어링 물질의 합금 합성이 그 베어링 물질에 의해 보여준 높은 열 전도성보다 낮다는 것을 알 수 있었다.
하기에 도시된 표 VII는 상기 표 V내에 명시된 스피노달 합금에 대한 가능한 몇 가지 응용을 목록화한다. 또한, 최소 구조적 특성이 표 V에 이전에 명시된 상기 합금의 각각에 대해 보여진다.
본 발명은 바람직한 실시예와 관련하여 기술되었다. 명백히, 변형예 및 다른 변화가 본 발명의 상세한 설명의 이해를 통해 생길 수 있을 것이다. 그러한 변형예및 변화가 본 발명의 청구범위 및 그에 동등한 범위내에서 이루어질 수가 있다.
Claims (22)
- 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 포함하며, 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 부재 및 인장 시험 동안 파괴 전에 네킹 스트레인에 도달 및 초과하는 능력을 특징으로 하는, 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금.
- 제 1 항에 있어서, 주석 함유량은 5 내지 6.3 중량％인 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 2 항에 있어서, 구리 함유량은 적어도 84 중량％인 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 1 항에 있어서, 0.3 중량％까지의 망간을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 4 항에 있어서, 0.3 중량％까지의 붕소, 0.3 중량％까지의 지르코늄, 0.3 중량％까지의 철, 0.3 중량％까지의 니오브, 및 0.3 중량％까지의 마그네슘을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 스피토달 합금.
- 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금의 제조 방법으로서, 상기 방법은(a) 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 포함하며, 미세한 등축 결정을 갖는 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 고체화 온도의 60 내지 80％의 온도에서 합금을 용체화 열처리하여 매트릭스를 단일상으로 변형시키고, 즉시 이어서 담금질하는 단계; 및(c) 용체화 열처리 온도의 30 내지 60％의 온도에서 (b) 단계의 합금을 스피노달 분해 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계를 포함하며,상기 용체화 열처리 및 상기 스피노달 분해 열처리는 100,000psi 이상의 인장 강도, 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 부재, 및 인장 시험 동안 파괴 전에 네킹 스트레인에 도달 및 초과하는 능력을 특징으로 하는 스피노달 합금을 가져오는 방법.
- 제 6 항에 있어서, 담금질 단계는 물로 수행하는 것을 특징으로 하는 방법.
- 제 7 항에 있어서, 물은 100℉ 이하의 온도인 것을 특징으로 하는 방법.
- 제 1 항의 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 포함하는 그라비어 인쇄롤.
- 제 1 항의 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 포함하는 사출 성형 기계용 성형 플레이트.
- 제 1 항의 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 포함하는 저널 베어링.
- 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금의 제조에 사용되는 열처리를 수행하기 위한 최적의 온도 및 시간을 결정하는 방법으로서, 상기 열처리는 최적의 용체화 열처리 및 최적의 스피노달 분해 열처리를 포함하고, 상기 방법은(a) 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 포함하며, 미세한 등축 결정을 갖는 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 제 1 합금 샘플을 제 1 용체화 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계;(c) (b) 단계의 합금 샘플을 제 1 스피노달 분해 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계로서, 상기 제 1 용체화 열처리 및 상기 제 1 스피노달 분해 열처리는 최적의 연성을 갖는 제 1 스피노달 합금을 가져오며;(d) 제 2 합금 샘플을 제 2 용체화 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계;(e) (d) 단계의 합금 샘플을 제 2 스피노달 분해 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계로서, 상기 제 2 용체화 열처리 및 상기 제 2 스피노달 분해 열처리는 최적의 인장 강도 및 경도를 갖는 스피노달 합금을 가져오며; 그리고(f) 상기 (c) 및 (e) 단계의 상기 구리-니켈-주석 스피노달 합금 샘플을 금속조직학적으로 시험하여, 100,000psi를 초과하는 인장 강도를 갖는 상기 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금을 제공할 수 있는 최적의 용체화 열처리를 수행하기 위한 온도 및 시간과 최적의 스피노달 분해 열처리를 수행하기 위한 온도 및 시간을 결정하는 단계를 포함하는 방법.
- 제 12 항에 있어서, 스피노달 합금은 0.3 중량％까지의 망간, 0.3 중량％까지의 붕소, 0.3 중량％까지의 지르코늄, 0.3 중량％까지의 철, 0.3 중량％까지의 니오브, 및 0.3 중량％까지의 마그네슘을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
- 제 12 항에 있어서, 담금질 단계는 물로 수행하는 것을 특징으로 하는 방법.
- (a) 8 내지 16 중량％의 니켈, 5 내지 8 중량％의 주석 및 나머지 구리를 포함하며, 미세한 등축 결정을 갖는 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 고체화 온도의 60 내지 80％의 온도에서 합금을 용체화 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하는 단계; 및(c) 용체화 열처리 온도의 30 내지 60％의 온도에서 (b) 단계의 합금을 스피노달 분해 열처리하고, 즉시 이어서 담금질하여, 스피노달 합금을 제공하는 단계를 포함하는 방법에 의해 제조되며, 결정립계에서 불연속 γ' 상 석출의 부재 및 100,000psi 이상의 인장 강도를 특징으로 하는, 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 스피노달 합금.
- 제 15 항에 있어서, 결정립계에서 불연속 γ'상 석출의 부재를 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 15 항에 있어서, (a) 단계에서 제공된 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금의 주석 함유량은 5 내지 6.3 중량％인 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 17 항에 있어서, (a) 단계에서 제공된 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금의 구리 함유량은 적어도 84 중량％인 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 15 항에 있어서, (a) 단계에서 제공된 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석 합금은 0.3 중량％까지의 망간을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 19 항에 있어서, (a) 단계에서 제공된 미단련 연속 주조 구리-니켈-주석합금은 0.3 중량％까지의 붕소, 0.3 중량％까지의 지르코늄, 0.3 중량％까지의 철, 0.3 중량％까지의 니오브, 및 0.3 중량％까지의 마그네슘을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 15 항에 있어서, 담금질 단계는 수성 매체로 수행하는 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
- 제 21 항에 있어서, 수성 매체는 물인 것을 특징으로 하는 스피노달 합금.
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