KR101018095B1 - 열간가공성 및 강도가 우수한 Ｃｕ-Ｓｎ-Ｚｒ합금 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 Cu-Sn-Zr 합금의 제조방법에 관한 것으로서, 분무주조공정을 통해서 Sn의 고용함량을 증가시키고 Zr을 소량 첨가함으로써 고용강화와 시효강화 효과를 얻어 강도를 향상시키고 우수한 물성을 갖는 Cu-Sn-Zr 합금의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 Sn의 고용함량을 증가시키고 결정립을 미세화하여 델타상과 같은 2차상의 생성을 효과적으로 억제할 수 있고 Zr을 소량 첨가하여 후속 등온 시효시 기계적 특성을 향상시킬 수 있다. 2차상이 거의 존재하지 않는 균일한 미세조직을 제공하여 후속 가공공정에서 균열을 최소화시킴으로써, 소성가공율 및 가공성을 향상시킬 수 있다.

동합금, 고강도, 열간가공성, Cu-Sn-Zr, 지르코늄

Description

열간가공성 및 강도가 우수한 Ｃｕ-Ｓｎ-Ｚｒ합금 제조방법{Method Of Producing Cu-Sn-Zr Alloy For Improving Hot Workability and Strength}

본 발명은 Cu-Sn-Zr 합금의 제조방법에 관한 것으로서, 분무주조공정을 통하여 Sn의 고용함량을 증가시키고 Zr을 소량 첨가하여 후속 시효처리시 시효강화와 Sn의 고용함량을 늘려 강도를 증가시키며, 가공성을 개선시키는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금의 제조방법에 관한 것이다.

산업발달로 인하여 부품의 경량화와 소형화가 급속도로 이루어지고 있다. 이러한 경향으로 인하여 동합금 소재의 고기능성 및 고강도화가 요구되고 있다. 현재 생산되거나 연구되고 있는 대표적인 고강도 동합금들로 인청동, Cu-Be 합금, Cu-Ni-Sn 합금, Cu-Ni-Si 합금 등이 있다. 현재의 고강도 동합금은 주로 연속주조공정에 의하여 생산되고 있는 실정이다.

그러나 동합금은 주조 및 가공 열처리 조건에 따라서 미세조직이나 석출물 형상이 크게 영향을 받기 때문에 기능성의 구현이 쉽지 않다. 인청동 합금의 경우 에는 주조 후 열간 가공시 균열이 쉽게 발생하여 대량생산이 불가능하다. 따라서 냉간가공만을 실시하여 최종제품을 생산한다. 상기 동합금의 후속 가공 열처리가 용이하지 않은 원인은 조대한 주조조직 및 결정립계면의 편석 때문이다.

고탄성 스프링 재료로 사용되고 있는 Cu-Be 합금은 그 강도가 매우 우수하고 부식 및 피로에 대한 저항성이 우수하지만, Be원소가 고가이고 인체에 매우 해로우며 심각한 환경문제를 야기하기 때문에 최근에는 그 사용이 점차 줄어들고 있다. 새로운 합금 개발 요구로 인하여, 대체합금으로 다양한 동합금이 연구되었고, 그 중 Cu-Ni-Sn 합금과 Cu-Ni-Si 합금에 대한 연구가 가장 활발하게 이루어졌다.

Cu-Ni-Sn 합금은 용체화 처리 후 α과포화 고용체 중에 Sn원자가 재분배되어 농도편차가 일어나 발생하는 스피노달(spinodal)분해강화 효과와 (Cu_XNi_{1 -X})₃Sn의 조성과 Al₃Ti형태의 DO₂₂형 규칙구조를 가지는 준 안정상인 γ' 모상과 정합관계를 이루어 석출강화 효과를 나타낸다. 상기 강화 효과가 나타나기 위해서는 Sn의 함량이 3wt%이상이어야 하고, 열처리 온도는 300~400℃ 범위이어야 하며, 열처리 시간은 3~5시간으로 한정되어야 한다.

Cu-Ni-Sn계 합금 중에서는 Cu-9Ni-6Sn 합금이 연성 및 강도면에서 가장 우수하다. 하지만, 주석함유 청동합금은 응고시 주석이 편석되어 α고용체의 수지상정 사이에 α+β공석조직이 생성된다. 또한, α고용체도 결정 편석 때문에 농도가 달라져 유기조직이 생성된다. 따라서, 주석함유 동합금의 일반적인 미세조직은 상기와 같이 불균일하고 용체화처리하여도 제거되지 않는 경향이 있다.[ref. C. Brooks, "Heat treatment, Structure and Properties of Nonferrous Alloy" American Society for Metals, Metals Park,, Ohio 44073 pp.275] 상기 주석의 편석은 기지내에서 조성을 불균일하게 만들며, 이는 강도증가 및 특성 향상에 악영향을 미치게 된다.

Cu-Ni-Si 합금은 용체화 처리 후 시효처리시 δ-Ni₂Si를 주로 하는 금속간 화합물 입자의 석출에 의하여 강도가 향상된다. Cu-Ni-Si 합금에서 Si의 함량은 Ni의 함량에 따라 결정되고, 일반적으로 Ni/Si의 비가 3~6이 되는 것이 이상적이라고 알려져 있다. 그러나, Cu-Ni-Sn 합금은 시효처리를 한 후에도 인장강도가 800MPa 이하로서 최근에 요구되고 있는 기계적 특성값에 부합되지 못한다.

따라서, 본 발명은 기존의 합금에 비하여 Sn의 고용함량을 증가시키고, Zr을 소량 첨가함으로써 고용강화와 시효강화 효과를 통하여 강도 및 열간가공성을 보다 향상시킬 수 있는 Cu-Sn-Zr 합금의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 중량%로, Sn: 10~16%, Zr: 0.2~0.6%, 잔부 Cu 및 기타 불순물을 포함한 Cu-Sn-Zr 합금용탕을 턴디시 내에 준비하는 단계, 상기 턴디시 내의 합금용탕을 턴디시 하부로 유출시키면서 상기 턴디시 하부에 위치한 가스분무기를 통해 가스를 상기 유출된 Cu-Sn-Zr 합금용탕에 분사하여 상기 Cu-Sn-Zr 합금용탕을 Cu-Sn-Zr 합금액적으로 분무화시켜 이 합금액적을 상기 가스분무기의 하부에서 회전하고 있는 기판위에 적층시키는 단계 및 상기한 Cu-Sn-Zr 합금액적의 적층량에 대응하여 기판을 하강시키면서 상기 합금액적을 기판위에 연속적으로 적층시켜 빌렛을 제조하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법을 제공한다.

상기 합금 용탕의 온도는 1000~1150℃ 범위인 것이 바람직하다.

상기 가스는 질소가스인 것이 바람직하다.

상기 가스분무기의 분사압력은 4~8bar 범위인 것이 바람직하다.

상기 기판의 하강 속도는 0.8~1.5mm/s 범위인 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면 종래 주조합금에서 필수적인 용체화처리 공정을 거치지 않고 바로 후속 가공공정을 실시할 수 있다. 또한, Sn의 고용함량이 증가하고 결정립이 미세화되어 델타상과 같은 2차상의 생성을 효과적으로 억제할 수 있다.

Zr을 소량 첨가하여 후속 등온 시효시 기계적 특성이 우수한 효과가 나타난다. 또한, 2차상이 거의 존재하지 않는 균일한 미세조직을 제공하여 후속 가공공정에서 균열을 최소화시키므로써, 소성가공율 및 가공성을 향상시킬 수 있다.

따라서 종래에 비하여 작업 공정을 단축할 수 있고 비교적 고가인 Ni의 함량을 줄일 수 있다. Sn함량을 증가시켜 고강도화가 가능하며 기능성 부품제조 산업과 구조재료 등의 여러분야에서 이용이 가능할 것이다.

분무주조공정은 고압의 가스를 이용하여 용융액적을 분사하여 용융액적이 완전히 응고되기 전에 성형기판에 적층시킴으로써 봉상, 판상 또는 관상의 성형체를 제조할 수 있는 기술이다. 미세한 액적의 형성을 통하여 급냉응고효과를 얻을 수 있고 기판 표면에서의 최종 반응고 성형과정을 통하여 균일한 미세조직을 형성할 수 있다. 야금학적으로 99%이상의 높은 성형밀도와 편석이 없는 미세한 등방성 결정립의 특징적인 미세조직을 형성할 수 있다.

분무주조공정은 먼저 용융금속을 수 mm 직경의 노즐을 통하여 자유낙하를 시킴과 동시에 고압의 불활성가스를 가스분사기를 이용하여 분사하여 용융금속을 분무화한다. 분무된 액적은 낙하하는 동안 고속, 저온의 분사가스에 의하여 냉각이 되면서 기판에 도달된다. 도달한 액적은 크기에 따라서 완전히 응고된 미세입자, 반용융상태의 중간크기 액적 및 액체상태의 조대한 액적으로 구분된다.

다양한 상태의 액적들은 적층으로 인하여 적층표면에 반응고 또는 반용융상태의 얇은 층을 형성하며, 잔류액상은 기판과의 열전도와 대류하는 분사가스에 의하여 응고된다.

액적의 적층이 계속됨에 따라 기판을 일정속도로 하강시켜 용탕의 노즐과 적층표면과의 거리를 일정하게 유지시킴으로써 적층표면의 열용량과 액상분율을 일정하게 제어한다.

상기 공정을 통하여 급냉응고의 효과와 기판표면에서의 반응고 성형과정을 통하여 미세하고 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. 또한, 편석을 최소화하고 미세한 등방성 결정립의 특징적인 미세조직을 형성할 수 있다.

합금 용탕의 온도가 1000℃ 미만인 경우에는 온도가 낮아서 응고가 빨리되서 기판위에 액적의 적층이 어렵고, 1150℃를 초과하는 경우에는 용탕이 과열되기 때문에 기판위에 액적이 적층되지 못하고 흘러내리는 문제가 있다. 따라서 합금 용탕의 온도는 1000~1150℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

턴디시 하부에서 용탕이 유출될 때 가스분무기에서 가스를 분사하는데, 상기 분사가스는 질소가스 혹은 아르곤가스와 같은 불활성가스를 사용하는 것이 바람직하나 경제성을 고려할 때 질소가스를 사용하는 것이 가장 바람직하다.

합금용탕으로 가스를 분사하여 합금액적을 만든다. 이 때, 분사가스의 압력이 4bar 미만인 경우에는 액적의 크기가 조대하여 빌렛의 합금 조직이 균일하지 못할 우려가 있다. 반면에 8bar를 초과하는 경우에는 가스분무기 주변에 배압이 형성되어 조업이 원활하지 못하게 될 수 있다. 따라서 분사가스의 압력은 4~8bar범위로 한정하는 것이 바람직하다.

합금액적이 기판위로 분무될 때 기판은 하강을 한다. 이 때, 기판의 하강속도가 0.8mm/s 미만일 경우에는 적층되는 합금층의 두께가 너무 두껍게 형성될 수 있다. 반면에 1.5mm/s 를 초과하는 경우에는 액적이 용이하게 적층하기 어려울 수 있다. 따라서 기판의 하강속도는 0.8~1.5mm/s 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 Sn의 함량이 10중량% 미만인 경우에는 강도가 낮아지는 문제가 있고, 16중량%를 초과하는 경우에는 분무주조공정을 이용하기 어렵고 열간가공성도 저하된다. 그리고, Zr의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 강도의 상승 효과가 적고, 반대로 0.6중량%를 초과하는 경우에는 합금내에 고용되지 못하고 알갱이 형태로 존재하게 된다. 따라서 Sn의 함량은 10~16중량%, Zr의 함량은 0.2~0.6중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표1에 따른 제조방법과 조성비에 따라 빌렛을 제조하고 제조된 빌렛의 가공성을 평가하기 위하여 고온압축실험을 하였고, 그 결과를 하기 표1에 나타내었 다. 또한, 상기 발명예1에 대하여 미세조직사진을 관찰하고, 그 결과를 도1에 나타내었다.

구분	제조방법	합금의 조성	경도(Hv)	파괴온도(℃)		가공성
발명예1	분무주조	Cu-13Sn-0.4Zr	115±4	900		매우양호
비교예1	분무주조	Cu-12Sn	107±2	800		양호
비교예2	주조	Cu-12Sn	192±11	X		불량

상기 표1에 나타난 바와 같이 비교예2는 종래의 주조방법을 사용한 것으로서, 상온에서 균열이 발생한 것을 알 수 있다. 또한, 분무주조공정에 의해 제조된 비교예1은 750℃까지 균일하게 변형되었으나, 800℃에서 급격히 파괴되었다. 반면에 발명예1은 압축온도 850℃까지 균열없이 균일한 변형을 나타내었다. 다만, 900℃에서 파괴되었으나, 이는 고액경계선을 넘어서는 온도이기 때문에 시편 내부에 부분적인 용융이 일어나서 발생한 파괴이다.

본 발명의 조건을 만족하는 범위의 발명예1은 비교예1, 2에 비하여 경도, 파괴온도, 가공성이 우수함을 알 수 있다.

한편, 도1에 나타난 바와 같이 상기 발명예1은 결정립 크기가 20~30 ㎛로 크게 감소하였고 델타상의 석출이 효과적으로 억제되었으며 기공과 편석이 거의 없는 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. X선 회절 분석결과 α-(Cu,Sn)상 이외의 2차상의 생성은 나타나지 않았다.

또한, 냉간압연 및 등온시효에 의한 인장강도 및 연신율을 평가하기 위하여 하기 표2의 합금조성과 제조방법에 따라 제조된 빌렛을 냉간압연 및 등온시효처리를 실시한 후, 인장강도 및 연신율을 측정하고 그 결과를 도2에 도식적으로 나타내었다.

구분	제조방법	합금의 조성
발명예1	분무구조	Cu-13Sn-0.4Zr
비교예3	진공 잉곳주조	Cu-1.9Be-0.3Co
비교예4	분무주조	Cu
비교예5	연속주조	Cu-4Sn
비교예6	연속주조	Cu-5Sn
비교예7	연속주조	Cu-6Sn
비교예8	연속주조	Cu-8Sn
비교예9	연속주조	Cu-13Sn

도2에 나타난 바와 같이, 발명예1은 20% 연신율 수준에서 1050MPa 이상의 최대인장강도를 나타내었고, 이는 종래의 Cu-Be 합금보다 우수한 물성을 나타냄을 알 수 있다.

도1은 본발명에 부합되는 분무주조공정을 통하여 제조한 Cu-13Sn-0.4Zr (발명예1) 빌렛의 미세조직사진;

도2는 발명예 및 비교예들에 대한 인장강도와 연신율을 나타낸 그래프.

Claims (5)

1. 동합금 제조방법에 있어서,

   중량%로, Sn: 10~16%, Zr: 0.2~0.6%, 잔부 Cu 및 기타 불순물을 포함한 Cu-Sn-Zr 합금용탕을 턴디시 내에 준비하는 단계;

   상기 턴디시 내의 합금용탕을 턴디시 하부로 유출시키면서 상기 턴디시 하부에 위치한 가스분무기를 통해 가스를 상기 유출된 Cu-Sn-Zr 합금용탕에 분사하여 상기 Cu-Sn-Zr 합금용탕을 Cu-Sn-Zr 합금액적으로 분무화시켜 이 합금액적을 상기 가스분무기의 하부에서 회전하고 있는 기판위에 적층시키는 단계; 및

   상기한 Cu-Sn-Zr 합금액적의 적층량에 대응하여 기판을 하강시키면서 상기 합금액적을 기판위에 연속적으로 적층시켜 Cu-Sn-Zr 빌렛을 제조하는 단계를

   포함하는 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법.
2. 제 1항에 있어서,

   상기 합금 용탕의 온도는 1000~1150℃ 범위인 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법.
3. 제 1항에 있어서,

   상기 가스는 질소가스인 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법.
4. 제 1항에 있어서,

   상기 가스분무기의 가스분사압력은 4~8bar 범위인 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법.
5. 제 1항에 있어서,

   상기 기판의 하강 속도는 0.8~1.5mm/s 범위인 것을 특징으로 하는 열간가공성 및 강도가 우수한 Cu-Sn-Zr 합금 제조방법.

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