KR101274063B1 - A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof - Google Patents
A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof Download PDFInfo
- Publication number
- KR101274063B1 KR101274063B1 KR1020130006993A KR20130006993A KR101274063B1 KR 101274063 B1 KR101274063 B1 KR 101274063B1 KR 1020130006993 A KR1020130006993 A KR 1020130006993A KR 20130006993 A KR20130006993 A KR 20130006993A KR 101274063 B1 KR101274063 B1 KR 101274063B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- precipitate
- solid solution
- oriented
- composite material
- precipitates
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Abstract
Description
본 발명은 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금에 석출촉진금속을 선택적으로 첨가하고 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 석출물을 강제로 생성하며, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 배향시킴으로써 강도 및 전기전도도가 향상되도록 한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료 및 이의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a metal composite material having an oriented precipitate and a method for manufacturing the same, and more particularly, to the addition of a precipitate promoting metal to an alloy, and to a solution treatment or homogenization treatment to produce a solid solution, and then to an aging treatment. The present invention relates to a metal composite material having an oriented precipitate forcibly generating precipitates through which the forcibly produced precipitates are oriented through plastic working and thereby improving strength and electrical conductivity.
구리는 높은 전기 전도도를 가지고 있으므로 전기/전자회로에 많이 적용되고 있으나, 정보통신 부품의 고집적화 및 경량화로 인하여 전기/전자회로에 적용되는 경우 높은 전류 및 전압에 노출되고 있는 실정이다.Copper is widely applied to electrical / electronic circuits because of its high electrical conductivity. However, copper is exposed to high currents and voltages when applied to electrical / electronic circuits due to high integration and light weight of telecommunication components.
또한 도전성 소재로 적용되는 경우 가혹한 환경에 노출이 심화되어 높은 강도와 전기전도도 및 우수한 열적안정성이 요구되고 있다.In addition, when applied as a conductive material is exposed to the harsh environment has been required for high strength, electrical conductivity and excellent thermal stability.
즉 구리합금은 보다 많은 전기장치가 구비되는 자동차에 있어서, 커넥터, 축전지 또는 제어기를 각종 전기 부품, 작동기, 센서 등에 연결하기 위한 커넥터로 많이 사용되고 있으며, 이러한 커넥터의 소형화가 절실하게 요구된다.That is, copper alloys are widely used as connectors for connecting connectors, accumulators, or controllers to various electrical components, actuators, sensors, and the like in automobiles equipped with more electric devices, and miniaturization of such connectors is urgently required.
특히 엔진에 가까이 설치된 커넥터는 엔진의 열 및 진동 환경에 노출되어 있으며, 다량의 전류가 커넥터에 보내지는 경우 커넥터는 열을 발생시켜 고온으로까지 상승하게 된다. 따라서, 이러한 커넥터는 상기에서 언급된 환경하에 높은 신뢰성을 갖는 것이 요구되고 있다.In particular, the connector installed close to the engine is exposed to the engine's heat and vibration environment, and when a large amount of current is sent to the connector, the connector generates heat and rises to a high temperature. Therefore, such a connector is required to have high reliability under the above-mentioned environment.
이에 따라 통상적인 자동차 등에 대한 구리 합금 커넥터의 재료로서, Cu-Fe-P 합금(대한민국 등록특허 제 10-0997560호) 또는 Cu-Mg-P 합금(대한민국 등록특허 제 10-0417756호)이 공지되어 있다. 전자의 합금은 강도가 Fe 및 P의 동시 첨가를 기본으로 하는 Fe-P 화합물의 석출에 의해 개선되는 합금이다.Accordingly, Cu-Fe-P alloy (Korean Patent No. 10-0997560) or Cu-Mg-P alloy (Korean Patent No. 10-0417756) is known as a material of a copper alloy connector for a conventional automobile or the like. have. The former alloy is an alloy whose strength is improved by precipitation of Fe-P compounds based on the simultaneous addition of Fe and P.
또한, Zn의 추가 첨가에 의해 내이동성이 개선된 합금(일본특허청 공개 특허공보 제168830호), Mg의 첨가에 의해 내응력완화 특성이 개선된 합금(일본특허청 공개 특허공보 제358033호) 등이 공지되어 있다.In addition, alloys having improved mobility resistance by addition of Zn (Japanese Patent Laid-Open No. 168830), alloys having improved stress relaxation resistance by addition of Mg (Japanese Patent Laid-Open No. 358033), and the like Known.
후자의 합금은 Mg 및 P의 첨가에 의해 강도 및 열 크리핑(creeping) 특성을 개선시켜 인장 강도, 전기전도도 및 내응력완화 특성을 개선시킨 합금이다The latter alloy is an alloy that improves tensile strength, electrical conductivity and stress relaxation resistance by adding Mg and P to improve strength and thermal creeping characteristics.
이와 같이 구리합금은 다양한 원소를 첨가하여 전기전도도, 열적안정성, 강도 등을 향상시킬 수 있게 된다.As described above, the copper alloy can improve electrical conductivity, thermal stability, strength, and the like by adding various elements.
그러나, 구리합금에 첨가되는 다양한 원소는 전기전도도와 강도는 서로 양립되는 특성을 가진다.However, various elements added to the copper alloy have the characteristics that the electrical conductivity and the strength are compatible with each other.
즉, 강도를 증가시키게 되면 전기전도도가 감소하고, 전기전도도를 향상시키게 되면 미세조직 변화에 따라 강도가 저하되는 문제점이 발생된다.In other words, if the strength is increased, the electrical conductivity decreases, and if the electrical conductivity is improved, the strength decreases according to the microstructure change.
본 발명의 목적은 상기와 같은 종래 기술의 문제점을 해소하기 위한 것으로, 보다 상세하게는 합금에 석출촉진금속을 선택적으로 첨가하고 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 석출물을 강제로 생성하며, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 배향시킴으로써 강도 및 전기전도도가 향상되도록 한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료 및 이의 제조방법을 제공하는 것에 있다.An object of the present invention is to solve the problems of the prior art as described above, more specifically, by selectively adding a precipitation promoting metal to the alloy and performing a solution treatment or homogenization treatment to produce a solid solution through the aging treatment The present invention provides a metal composite material having a oriented precipitate forcibly generating precipitates and having the strength and electrical conductivity improved by aligning the forcibly produced precipitates through plastic working.
상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 의한 합금에 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 500㎛×500㎛ 단위면적당 40% 이상의 불연속 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 강제로 생성하며, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 배향시킨 것을 특징으로 한다.To achieve the above object, the alloy according to the present invention is subjected to a solution treatment or homogenization treatment to produce a solid solution, and then aged and treated to discontinuous cell precipitates or lamellar precipitates of 40% or more per 500 μm × 500 μm. It is forcibly produced, characterized in that the forcibly produced precipitates are oriented through plastic working.
본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료는, 합금에 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 630㎛×480㎛ 단위면적당 40% 이상의 불연속 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 강제로 생성하며, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 배향시킨 것을 특징으로 한다.In the metal composite material having the oriented precipitates according to the present invention, the alloy is subjected to solution treatment or homogenization to produce a solid solution, and then aged and treated at 40% or more discontinuous cellular precipitates or lamellar precipitates per unit area of 630 μm × 480 μm. Forcibly produced, characterized in that the forcibly produced precipitates are oriented through plastic working.
본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료는, 합금에 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 불연속 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 강제로 생성하며, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 구리 기지 안에 3.5㎛×1.5㎛ 단위면적당 2.0㎛ 이상의 길이를 갖도록 배향한 것을 특징으로 한다.The metal composite material having the oriented precipitates according to the present invention is produced by dissolving or homogenizing the alloy to form a solid solution, and then forcibly producing discontinuous cellular precipitates or lamellar precipitates through aging treatment. The precipitate is oriented to have a length of 2.0 μm or more per unit area of 3.5 μm × 1.5 μm in the copper base through plastic working.
상기 배향된 석출물은 길이와 직경에 대한 종횡비가 100 이상인 것을 특징으로 한다.The oriented precipitates are characterized by having an aspect ratio of 100 or greater in length and diameter.
상기 고용체가 생성된 합금은 water quenching 방식으로 급냉되거나 공냉됨을 특징으로 한다.The alloy in which the solid solution is produced is characterized in that it is quenched or air cooled by a water quenching method.
상기 시효처리는 3시간 이상 실시됨을 특징으로 한다.The aging treatment is characterized in that it is carried out for more than 3 hours.
상기 용체화처리 또는 균질화처리 실시시에 석출촉진금속이 첨가됨을 특징으로 한다.The precipitation promoting metal is added during the solution treatment or homogenization treatment.
상기 석출촉진금속은 타이타늄(Ti), 바나듐(V) 중 어느 하나를 포함하는 것을 특징으로 한다.The precipitation promoting metal is characterized in that it comprises any one of titanium (Ti), vanadium (V).
본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법은, 주조된 합금을 준비하는 재료준비단계와, 상기 합금을 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체 생성단계와, 고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 500㎛×500㎛ 단위면적당 40% 이상의셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와, 상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 석출물을 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 한다.The method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention includes a material preparation step of preparing a cast alloy, a solid solution generation step of generating a solid solution by heat-treating the alloy in a single phase region, and an alloy in which a solid solution is produced. Aging treatment to form a precipitate forcing to form more than 40% of the cell precipitate or lamellar precipitate per 500㎛ × 500㎛ unit area, and the precipitate orientation step of orienting the precipitate by plastic processing the alloy containing the precipitate; do.
본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법은, 주조된 합금을 준비하는 재료준비단계와, 상기 합금을 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체 생성단계와, 고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 630㎛×480㎛ 단위면적당 40% 이상의 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와, 상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 석출물을 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 한다.The method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention includes a material preparation step of preparing a cast alloy, a solid solution generation step of generating a solid solution by heat-treating the alloy in a single phase region, and an alloy in which a solid solution is produced. Aging treatment to form a precipitate forcing to form a cell precipitate or lamellar precipitate of at least 40% per unit area of 630㎛ × 480㎛, and a precipitate orientation step of orienting the precipitate by plastic processing the alloy containing the precipitate; do.
본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법은, 주조된 합금을 준비하는 재료준비단계와, 상기 합금을 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체생성단계와, 고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와, 상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 구리 기지 안에 3.5㎛×1.5㎛ 단위면적당 2.0㎛ 이상의 길이를 갖도록 석출물을 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 한다.The method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention includes a material preparation step of preparing a cast alloy, a solid solution generation step of generating a solid solution by heat-treating the alloy in a single phase region, and an alloy in which a solid solution is produced. Precipitating step to form a cell precipitate or lamellar precipitate, and forcing the precipitate to orient the precipitate to have a length of 2.0㎛ or more per 3.5㎛ × 1.5㎛ unit area in the copper base by plastic processing the alloy containing the precipitate It is characterized by consisting of steps.
상기 재료준비단계에서 타이타늄(Ti), 바나듐(V) 중 어느 하나를 포함하는 석출촉진금속이 포함됨을 첨가됨을 특징으로 한다.In the material preparation step, it is characterized in that the precipitation promoting metal containing any one of titanium (Ti), vanadium (V) is included.
상기 고용체생성단계는, 상태도 상에서 단상을 유지하는 최저온도 이상, 구리 기지상의 용융온도 - 7.5 × X (X는 구리기지 외에 첨가된 조성의 wt%)이하의 온도 범위에서 2시간 이상 가열하는 과정임을 특징으로 한다.The solid solution generation step is a process for heating for 2 hours or more in a temperature range of at least the minimum temperature for maintaining a single phase on the state diagram, the melting temperature of the copper matrix phase-7.5 × X (X is wt% of the composition added other than the copper base) It is characterized by that.
상기 석출물강제생성단계는, 47 × X (X는 구리기지에 첨가된 조성의 wt%) + 구리기지상의 용융점(K:절대온도) × 0.4 이하의 온도에서 실시됨을 특징으로 한다.The precipitate forcing production step is characterized in that it is carried out at a temperature of 47 × X (X is wt% of the composition added to the copper base) + melting point (K: absolute temperature) × 0.4 or less on the copper base.
상기 X인 (Ni+Si)은 4.8 내지 7.5중량% 포함됨을 특징으로 한다.X is (Ni + Si) is characterized in that it comprises 4.8 to 7.5% by weight.
본 발명은 인위적으로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 인위적으로 배향하여 복합재료의 강화재 역할을 수행할 수 있도록 한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료에 관한 것이다.The present invention relates to a metal composite material having an oriented precipitate that can artificially orient the artificially generated precipitate through plastic working to serve as a reinforcing material of the composite material.
따라서, 전기 전도도 및 강도가 향상되는 이점이 있다.Therefore, there is an advantage that the electrical conductivity and strength are improved.
또한 본 발명에서는 석출촉진금속을 선택적으로 첨가하여 석출물의 생성량을 조정할 수 있는 이점이 있다.In the present invention, there is an advantage that the amount of precipitates can be adjusted by selectively adding the precipitation promoting metal.
도 1 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료에서 소성가공전 연속 석출물과 불연속 석출물의 광학현미경 미세조직 사진.
도 2 는 도 1의 A부를 확대한 투과전자현미경 미세조직 사진.
도 3 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 투과전자 현미경 미세조직 사진.
도 4 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료에서 시효처리 전/후의 경도 및 전기전도도 변화를 비교한 그림.
도 5 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법을 나타낸 공정 순서도.
도 6 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법을 나타낸 개요도.
도 7 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계와 석출물강제생성단계의 적용 온도를 검증하기 위한 Cu-Ni2Si 이원상 다이어그램.
도 8 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계를 실시하지 않고 시효처리한 비교예의 미세조직 사진.
도 9 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계 및 석출물강제생성단계를 실시 후 미세조직 사진.
도 10 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계 중 서냉을 실시한 비교예에 대하여 소성가공시 미세조직 사진.
도 11 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계 중 급냉을 실시한 실시예에 대하여 소성가공시 미세조직 사진.
도 12 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계를 실시하지 않은 비교예의 미세 조직 사진.
도 13 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계를 실시한 실시예의 미세 조직 사진.
도 14 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계 중 서냉을 실시하고 석출촉진금속을 첨가하지 않은 비교예의 미세 조직 사진.
도 15 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 고용체생성단계에서 급냉을 실시하고 석출촉진금속을 첨가한 실시예의 미세조직 사진.
도 16 은 도 14의 비교예에 대하여 열간압연 후 500℃ 열처리시 미세조직 사진.
도 17 은 도 15의 실시예에 대하여 열처리 온도 및 실시시간 변화에 따른 미세 조직 변화를 나타낸 사진.
도 18 및 도 19 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 석출물강제생성단계 후 불연속석출의 면적비 변화를 나타낸 그래프.
도 20 은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 석출물강제생성단계가 완료된 바람직한 실시예의 전자현미경 미세조직 사진.
도 21 은 고용체생성단계를 실시하지 않은 비교예에 대하여 석출물강제생성단계(위)와 석출물배향단계(아래)를 실시한 경우 미세조직 사진.
도 22 는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법에서 석출물배향단계 실시 전/후의 미세 조직을 비교한 사진.
도 23 은 비교예와 바람직한 실시예에 대하여 인발공정이 채택된 석출물배향단계 실시 전/후의 기계적 특성을 비교한 그래프.
도 24 는 비교예와 바람직한 실시예에 대하여 압연공정이 채택된 석출물배향단계 실시 전/후의 기계적 특성을 비교한 그래프.
도 25 는 도 23의 실험 결과를 단계별로 비교한 그래프.1 is an optical microscope microstructure photograph of continuous and discontinuous precipitates before plastic processing in a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
Figure 2 is a transmission electron microscope microstructure photograph of the enlarged portion A of FIG.
3 is a transmission electron microscope microstructure photograph of a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
Figure 4 is a figure comparing the hardness and electrical conductivity change before and after aging treatment in a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
5 is a process flow chart showing a method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
6 is a schematic view showing a method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
7 is a Cu-Ni 2 Si binary phase diagram for verifying the application temperature of the solid solution generation step and the precipitate forcing step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
8 is a microstructure photograph of a comparative example subjected to aging without performing a solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
9 is a microstructure photograph after performing a solid solution generation step and precipitate forcing step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
10 is a microstructure photograph during plastic working of the comparative example subjected to the slow cooling in the solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
Figure 11 is a microstructure photograph during plastic working for the embodiment subjected to quenching in the solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
12 is a microstructure photograph of a comparative example without performing a solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
Figure 13 is a microstructure photograph of the embodiment subjected to the solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
14 is a microstructure photograph of a comparative example in which a slow cooling is performed during the solid solution generation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention and no precipitation promoting metal is added.
15 is a microstructure photograph of an embodiment in which a quenching is performed in a solid solution generation step and a precipitation promoting metal is added in the method of manufacturing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
FIG. 16 is a microstructure photograph of 500 ° C. heat treatment after hot rolling for the comparative example of FIG. 14.
FIG. 17 is a photograph showing microstructure changes according to changes in heat treatment temperature and run time for the example of FIG. 15. FIG.
18 and 19 are graphs showing the change in the area ratio of the discontinuous precipitation after the forcing precipitation step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
20 is an electron microscope microstructure photograph of a preferred embodiment in which a precipitate forcing production step is completed in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention;
21 is a microstructure photograph when the precipitate compulsory generation step (top) and the precipitate orientation step (bottom) for the comparative example was not performed solid solution generation step.
Figure 22 is a photograph comparing the microstructure before and after the precipitate alignment step in the method for producing a metal composite material having an oriented precipitate according to the present invention.
23 is a graph comparing the mechanical properties before and after the implementation of the precipitate alignment step adopting the drawing process for the comparative example and the preferred embodiment.
24 is a graph comparing the mechanical properties before and after the implementation of the precipitate alignment step adopting the rolling process for the comparative example and the preferred embodiment.
FIG. 25 is a graph comparing the experimental results of FIG. 23 step by step; FIG.
이하 첨부된 도 1 내지 도 3을 참조하여 본 발명에 의한 불연속 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 가지는 금속복합재료(20)에 대하여 설명한다.Hereinafter, a
이에 앞서 본 명세서 및 청구범위에 사용된 용어나 단어는 통상적이고 사전적인 의미로 해석되어서는 아니되며, 발명자는 그 자신의 발명을 가장 최선의 방법으로 설명하기 위해 용어의 개념을 적절하게 정의할 수 있다는 원칙에 입각하여 본 발명의 기술적 사상에 부합하는 의미와 개념으로 해석되어야만 한다.Prior to this, terms and words used in the present specification and claims should not be construed in a conventional and dictionary sense, and the inventor may appropriately define the concept of the term in order to describe its invention in the best possible way It should be construed as meaning and concept consistent with the technical idea of the present invention.
따라서 본 명세서에 기재된 실시 예와 도면에 도시된 구성은 본 발명의 바람직한 일 실시예에 불과할 뿐이고, 본 발명의 기술적 사상을 모두 대변하는 것은 아니므로, 본 출원시점에 있어서 이들을 대체할 수 있는 다양한 균등물과 변형예들이 있을 수 있음을 이해하여야 한다.Therefore, the embodiments described in the present specification and the configurations shown in the drawings are merely preferred embodiments of the present invention, and are not intended to represent all of the technical ideas of the present invention. Therefore, various equivalents It should be understood that water and variations may be present.
도 1과 도 2는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료에서 소성가공전 연속 석출물과 불연속 석출물의 광학현미경 미세조직 사진 및 도 1의 A부 확대 사진이고, 도 3은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 투과전자 현미경 미세조직 사진이다.1 and 2 are optical microscopic microstructure photographs of continuous and discontinuous precipitates before firing in the metal composite material having the oriented precipitates according to the present invention, and the enlarged portion A of FIG. 1, and FIG. A transmission electron microscope microstructure photograph of a
본 발명은 금속 내부에서 기계적 강도를 감소시키는 셀룰라 또는 라멜라 구조의 석출물을 생성한 후 인위적으로 배향하여 복합재료형 강화 효과를 갖도록 함으로써 강도 및 전기전도도가 향상되도록 한 금속복합재료(20)이다.The present invention is a metal composite material (20) to improve the strength and electrical conductivity by producing a cellular or lamellar precipitate of the mechanical strength in the metal and then artificially oriented to have a composite type strengthening effect.
즉, 도 1 및 도 2와 같이 합금(10) 내부에 석출물을 인위적으로 생성한 후 도 3과 같이 석출물을 인위적으로 배향하여 본 발명인 금속복합재료(20)를 완성하였다.That is, as shown in Figs. 1 and 2, the precipitates are artificially generated inside the
상기 석출물은 불연속 셀룰라 석출물이나 연속 라멜라 석출물 등이 포함될 수 있으며, 소성가공은 인발, 압연, 압출 등 다양한 공정이 선택될 수 있다.The precipitate may include a discontinuous cellular precipitate or a continuous lamellar precipitate, and the plastic working may be selected from various processes such as drawing, rolling, and extrusion.
도 4는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)에서 시효처리 전/후의 강도 및 전기전도도 변화를 비교한 표이다.4 is a table comparing strength and electrical conductivity changes before and after aging in the
도면과 같이 상기 금속복합재료(20)를 제조하는 과정 중에는 석출물의 양을 증가시키기 위한 석출촉진금속을 합금(10)에 포함시킬 수 있다.As shown in the figure, during the process of manufacturing the
석출촉진금속은 타이타늄(Ti) 또는 바나듐(V)이 적용되며, 본 발명의 바람직한 실시예는 구리합금이 채택되었다.As the precipitation promoting metal, titanium (Ti) or vanadium (V) is applied, and a preferred embodiment of the present invention employs a copper alloy.
상기 석출촉진금속이 선택적으로 첨가됨에 따라 전기전도도나 강도를 인위적으로 조정할 수 있음은 물론이다.As the precipitation promoting metal is selectively added, it is of course possible to artificially adjust the electrical conductivity or strength.
상기와 같이 소성 가공 전에 3시간 이상의 시효처리에 의해 인위적으로 생성된 석출물은 길이와 직경에 대한 종횡비가 100 이상을 가지며, 합금(10)의 전체 면적에 대하여 40% 이상의 면적에 불연속석출물영역이 형성되도록 함으로써 강도 및 전기전도도를 향상시킬 수 있다.As described above, the precipitates artificially generated by aging for 3 hours or more before the plastic working process have an aspect ratio of 100 or more in length and diameter, and a discrete precipitate region is formed in an area of 40% or more with respect to the total area of the
그리고 본 발명은 합금(10)에 용체화처리 또는 균질화처리를 실시하여 고용체를 생성한 후 시효처리를 통해 500㎛×500㎛ 단위면적당 40% 이상의 불연속 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 강제로 생성할 수 있으며, 630㎛×480㎛ 단위면적당 40% 이상의 불연속 셀룰라 석출물 또는 연속 라멜라 석출물을 생성할 수 있다.In addition, the present invention may be subjected to the solution treatment or homogenization treatment to the
또한, 강제로 생성된 석출물을 소성가공을 통해 구리기지 안에 3.5㎛×1.5㎛ 단위면적당 2.0㎛ 이상의 길이를 갖도록 배향 가능하다.In addition, forcibly produced precipitates can be oriented in a copper base to have a length of 2.0 μm or more per unit area of 3.5 μm × 1.5 μm through plastic working.
이하 첨부된 도 5를 참조하여 금속복합재료(20)의 제조방법을 설명한다.Hereinafter, a method of manufacturing the
도 5는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법을 나타낸 공정 순서도이다.5 is a process flow chart showing a method for producing a
도면과 같이 본 발명인 금속복합재료(20)를 제조하는 방법은, 주조된 합금(10)을 준비하는 재료준비단계(S100)와, 상기 합금(10)을 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체생성단계(S200)와, 고용체가 생성된 합금(10)을 시효처리하여 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계(S300)와, 상기 석출물을 포함하는 합금(10)을 소성가공하여 석출물을 배향하는 석출물배향단계(S400)로 이루어진다.The method of manufacturing the
상기 재료준비단계(S100)는 합금(도 5 및 도 6 참조)을 준비하는 과정으로, 전술한 석출촉진금속이 선택적으로 준비될 수 있다.The material preparation step (S100) is a process of preparing an alloy (see FIGS. 5 and 6), and the aforementioned precipitation promoting metal may be selectively prepared.
보다 구체적으로 살펴보면, 상기 합금(10)은 본 발명의 실시예에서 니켈(Ni)-실리콘(Si)을 포함하는 구리합금이며 압연, 인발, 압출 중 어느 하나로 성형된 주조품이 채택되어 잔류 석출물이 존재하게 된다.In more detail, the
상기 석출촉진금속은 타이타늄(Ti), 바나듐(V) 중 어느 하나를 포함하여 구성된다.The precipitation promoting metal is composed of any one of titanium (Ti), vanadium (V).
그리고, 니켈(Ni)과 실리콘(Si)의 중량을 합한((Ni+Si) 중량%는 합금(10)의 전체 중량에 대하여 최고 고용도의 81% 이상 즉, 4.8 내지 7.5중량% 포함되도록 제한하였으며, 잔부는 구리(Cu) 및 기타 불가피한 불순물이다.In addition, the sum of the weights of nickel (Ni) and silicon (Si) ((Ni + Si) wt% is limited to include 81% or more of the highest solid solubility, that is, 4.8 to 7.5 wt% based on the total weight of the
그리고, 상기 석출촉진금속은 선택적으로 포함하되, 0.025 내지 0.24 중량%의 타이타늄(Ti)이 포함되거나, 0.028 내지 0.086중량%의 바나듐(V)이 포함될 수 있다.In addition, the precipitation promoting metal may be optionally included, 0.025 to 0.24% by weight of titanium (Ti), or 0.028 to 0.086% by weight of vanadium (V) may be included.
상기 재료준비단계(S100) 이후에는 고용체생성단계(S200)가 실시된다. 상기 고용체생성단계(S200)는 잔류 석출물을 제거하기 위한 과정으로, 상기 재료준비단계(S100)에서 석출촉진금속이 포함되는 경우 고용도가 낮출 수 있다.After the material preparation step (S100), the solid solution generation step (S200) is carried out. The solid solution generation step (S200) is a process for removing residual precipitates, when the precipitation-promoting metal is included in the material preparation step (S100) may have a low solubility.
상기 고용체생성단계(S200)는 합금(10) 및 석출촉진금속을 일정 온도 이상의 온도에서 가열하는 과정으로, 상기 고용체생성단계(S200)의 바람직한 온도는 구리기지 합금(10)의 경우 950℃이상, 1084(순구리 용융점)- 7.5×X 이하의 온도가 바람직하다.The solid solution generation step (S200) is a process of heating the
그리고, 상기 X는 전술한 (Ni+Si)의 중량% 값이 적용되며, 본 발명의 실시예인 Cu-Ni-Si, Cu-Ni-Si-Ti 또는 Cu-Ni-Si-V 합금(10)은 액상이 생기지 않는 1084-7.5×X 와, 고용체를 형성할 수 있는 최고고용한계온도인 950℃ 이상이 바람직하다.In addition, X is the above-described weight% value of (Ni + Si) is applied, Cu-Ni-Si, Cu-Ni-Si-Ti or Cu-Ni-Si-V alloy (10) which is an embodiment of the present invention The silver liquid is preferably 1084-7.5 × X in which no liquid phase is formed, and 950 ° C. or more, which is the maximum employment limit temperature at which a solid solution can be formed.
즉 도 7을 참조하면, 실시예인 Cu-Ni-Si, Cu-Ni-Si-Ti 또는 Cu-Ni-Si-V 합금(10)의 경우 950℃ 이하에서 단상을 형성하지 않고 다상을 형성하기 때문에 불연속 석출물이 생성되지 않는다.That is, with reference to Figure 7, in the case of the Cu-Ni-Si, Cu-Ni-Si-Ti or Cu-Ni-Si-
상기 고용체생성단계(S200) 이후에는 불연속석출물 강제생성단계(S300)가 실시된다.After the solid solution generation step (S200), the discontinuous precipitate forced generation step (S300) is carried out.
상기 석출물강제생성단계(S300)는 합금(10) 내부에 불연속 셀룰라 석출물이나 불연속 라멜라 석출물을 생성시키는 과정으로, 본 발명의 실시예에서는 상기 고용체생성단계(S200) 이후 water quenching 또는 공냉을 실시하고 석출촉진 금속을 첨가하였을 경우는 2시간 이상 시효하고 석출촉진금속을 첨가하지 않은 경우는 5시간 이상 시효함으로써 불연속 석출물을 강제 생성시켰다.The precipitate forcing generation step (S300) is a process of generating a discontinuous cellular precipitate or discontinuous lamellar precipitate inside the
즉, 도 8 및 도 9와 같이 고용체생성단계(S200) 중 냉각 방식을 상이하게 채택한 비교예와 실시예에 대한 미세 조직 사진으로서, 비교예는 가열로 내부에서 서서히 냉각시킨 반면, 실시예는 급냉시켰다.That is, as a microstructure photograph of the comparative example and the embodiment adopting the cooling method differently in the solid solution generation step (S200) as shown in Figure 8 and 9, while the comparative example is slowly cooled in the heating furnace, the embodiment is quenched I was.
이에 따라 비교예는 일반적인 형상의 석출물이 생성되었으나, 실시예에서는 불연속적인 석출물이 생성된 것을 확인할 수 있다.Accordingly, in the comparative example, precipitates having a general shape were generated, but in the examples, it may be confirmed that discontinuous precipitates were produced.
도 10은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 고용체생성단계(S200) 중 서냉을 실시한 비교예에 대하여 소성가공시 미세조직 사진이고, 도 11은 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 고용체생성단계(S200) 중 급냉을 실시한 실시예에 대하여 소성가공시 미세조직 사진이다.10 is a microstructure photograph during plastic working of the comparative example subjected to the slow cooling in the solid solution generation step (S200) in the manufacturing method of the
이들 도면과 같이, 가열로 내부에서 서서히 냉각시킨 비교예의 경우 석출물이 배향되지 않았으나, 상기 고용체생성단계(S200)에서 급냉한 실시예의 경우에는 석출물배향단계(S400)를 실시하였을 때 석출물이 가공 방향과 나란히 배향된 것을 확인할 수 있다.As shown in these figures, in the comparative example slowly cooled in the heating furnace, the precipitates were not oriented, but in the case of the quenched embodiment in the solid solution generation step (S200), the precipitates were subjected to the processing direction and the processing direction. It can be seen that they are oriented side by side.
따라서, 상기 고용체생성단계(S200)에서는 water quenching 또는 공냉 방식을 이용하여 급냉하는 것이 바람직하다.Therefore, in the solid solution generation step (S200), it is preferable to quench using water quenching or air cooling.
상기 고용체생성단계(S200) 이후에는 석출물강제생성단계(S300)가 실시된다. 상기 석출물강제생성단계(S300)는 고용체생성단계(S200)에서 합금(10) 내부에 형성된 석출물의 양을 증가시키기 위한 단계로서, 본 발명의 실시예에서는 시효(aging) 처리를 적용하였다.After the solid solution generation step (S200), the precipitate forcing generation step (S300) is performed. The precipitate forcing generation step (S300) is a step for increasing the amount of precipitate formed in the
이하 도 12 내지 도 19를 참조하여 석출물강제생성단계(S300) 전/후의 미세조직을 비교하여 설명한다.12 to 19 will be described by comparing the microstructure before and after the precipitate forcing generation step (S300).
먼저 도 12 및 도 13과 같이 고용체생성단계(S200) 중 열처리로 내부에서 서냉한 비교예의 경우 불연속 석출물 영역이 소량 생성되었으나, 고용체생성단계(S200)가 바람직하게 실시된 실시예의 경우 비교예와 동일한 시간 동안 석출물강제생성단계(S300)를 실시하더라도 불연속 석출물 영역이 많이 확장된 것을 확인할 수 있었다.First, as shown in FIGS. 12 and 13, in the case of the comparative example cooled slowly in the heat treatment furnace during the solid solution generation step (S200), a small amount of discrete precipitate regions were generated, but in the embodiment in which the solid solution generation step (S200) was preferably performed, the same as the comparative example Even if the precipitate forcing generation step (S300) is carried out for a time, it can be seen that the discontinuous precipitate region is expanded a lot.
비교예와 실시예의 성분별 함량은 아래 표 1과 같다.The content of each component of the Comparative Example and Example is shown in Table 1 below.
도 14 및 도 15와 같이 석출촉진금속이 포함되지 않은 경우보다 석출촉진금속을 포함시킨 경우 동일한 시간 동안 석출물강제생성단계(S300)를 실시하더라도 불연속 석출물 영역이 넓은 것을 확인할 수 있다.14 and 15, when the precipitation promoting metal is included rather than when the precipitation promoting metal is not included, it can be seen that even when the precipitate forcing generation step (S300) is performed for the same time, the discontinuous precipitate region is wide.
도 14는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 고용체생성단계(S200) 중 서냉을 실시하고 석출촉진금속을 첨가하지 않은 비교예의 미세 조직 사진이고, 도 15는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 고용체생성단계(S200)에서 급냉을 실시하고 석출촉진금속을 첨가한 실시예의 미세조직 사진으로서, 재료준비단계(S100)에서 바나듐(V)을 첨가한 경우, 고용체생성단계(S200)와 석출물강제생성단계(S300) 완료 후 미세조직 사진을 나타낸 것으로서, 타이타늄(Ti)과 동일하게 불연속 석출물의 형성이 촉진된 것을 확인할 수 있었다. FIG. 14 is a microstructure photograph of a comparative example in which a slow cooling process is performed during the solid solution generation step (S200) and no precipitation promoting metal is added in the method of manufacturing a
도 16은 도 14의 비교예에 대하여 열간압연 후 500℃ 열처리시 미세조직 사진이고, 도 17은 도 15의 실시예에 대하여 열처리시 온도 및 실시시간 변화에 따른 미세 조직 변화를 나타낸 사진이다.FIG. 16 is a microstructure photograph of a heat treatment at 500 ° C. after hot rolling with respect to the comparative example of FIG. 14, and FIG. 17 is a photograph showing a change in microstructure according to temperature and execution time during heat treatment with respect to the embodiment of FIG. 15.
도 17과 같이 석출물강제생성단계(S300)에서 400℃로 가열한 경우 6시간이 경과하더라도 불연속 석출물은 생성되지 않았으나, 450℃와 500℃로 가열한 경우에는 1시간 경과 시점부터 석출물이 증가하였다.As shown in FIG. 17, in the case of heating to 400 ° C. in the precipitate forcing generation step (S300), even when 6 hours had elapsed, discontinuous precipitates were not produced.
반면 비교예의 경우 도 16과 같이 500℃에서 7시간 동안 가열하더라도 석출물은 발생하지 않았다.On the other hand, in the comparative example, even when heated at 500 ° C. for 7 hours as shown in FIG. 16, no precipitate occurred.
도 14와 도 16과 같이 석출물강제생성단계(S300)를 실시하기 전의 비교예에서는 미세조직에 큰 변화를 나타내지 않았으나, 실시예의 경우 도 15 및 도 17과 같이 시간이 증가함에 따라 불연속 석출물이 증가하는 것을 확인할 수 있었다.14 and 16 did not show a significant change in the microstructure in the comparative example before performing the precipitate forcing generation step (S300), but in the case of the embodiment discontinuous precipitates increase with time as shown in Figure 15 and 17 I could confirm that.
비교예의 경우 바나듐(V) 또는 타이타늄(Ti)이 첨가되지 않은 경우에는 석출물강제생성단계(S300)를 실시하고 오랜 시간 지속하더라도 불연속 석출물이 소량를 형성되어 바람직한 실시예와는 상반된 결과를 나타내었다.In the case of the comparative example, if vanadium (V) or titanium (Ti) was not added, the precipitate forcing generation step (S300) was performed and a small amount of discontinuous precipitate was formed even though it was continued for a long time, and thus showed a result contrary to the preferred embodiment.
도 18 및 도 19는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 석출물강제생성단계(S300) 후 불연속석출물의 면적비 변화를 나타낸 그래프이다.18 and 19 are graphs showing the change in the area ratio of the discontinuous precipitate after the precipitate forcing production step (S300) in the manufacturing method of the
즉, (Ni+Si)의 중량% X를 변화시에 석출물의 발생량을 분석한 그래프로서 합금(10)의 전체 중량에 대하여 (Ni+Si)의 중량% X가 4.81중량% 이상 포함되었을 경우 불연속 석출물 또는 라멜라 석출물의 면적이 40% 이상 차지하는 것을 확인하였다.That is, as a graph analyzing the amount of precipitates generated when the weight% X of (Ni + Si) is changed, when the weight% X of (Ni + Si) is included 4.81 wt% or more with respect to the total weight of the alloy (10) It was confirmed that the area of the precipitate or lamellar precipitate occupies 40% or more.
다만 (Ni+Si)의 중량% X가 4.81중량% 미만 포함된 경우에는 40% 이상의 불연속 석출물 면적을 형성하지 못하였다.However, when less than 4.81% by weight of (Ni + Si) by weight X contained more than 40% of the discrete precipitate area could not be formed.
따라서, 도 7에서 나타낸 상태도 상에서 (Ni+Si)의 중량% X는 4.8 내지 7.5중량% 범위 내에서 실시됨이 바람직하다. 그리고 상태도는 모든 석출형 합금에서 동일한 현상을 구현하기 때문에 최고 고용도의 81% 첨가한 합금에서 동일한 현상이 일어나는 것으로 예측할 수 있다.Therefore, the weight% X of (Ni + Si) on the state diagram shown in Figure 7 is preferably carried out in the range of 4.8 to 7.5% by weight. And since the state diagram realizes the same phenomenon in all precipitated alloys, it can be predicted that the same phenomenon occurs in the alloy added with 81% of the highest solid solution.
상기와 같은 실시예를 토대로 500℃에서 석출물강제생성단계(S300)를 실시한 결과 도 20과 같이 불연속 셀룰라 석출물이 형성되었으며, 라멜라 석출물은 길이와 직경에 대한 종횡비가 100 이상을 나타내었다. As a result of performing the precipitate forcing generation step (S300) at 500 ° C. based on the embodiment as described above, discontinuous cellular precipitates were formed as shown in FIG. 20, and the lamellar precipitates exhibited an aspect ratio of 100 or more in terms of length and diameter.
상기와 같은 실험 결과를 토대로 불연속 석출물강제생성단계(S300)의 실시온도는, 47 × X + 260℃(533K) 이하의 온도가 채택되며 이러한 관계식을 가진다.Based on the experimental results as described above, the implementation temperature of the discontinuous precipitate forcing generation step (S300), a temperature of 47 × X + 260 ℃ (533K) or less is adopted and has such a relationship.
그리고, 상기 고용체생성단계(S200)의 실시온도(℃)는, 1084-7.5×X 와 고용체를 형성할 수 있는 최고고용한계인 950℃ 이상의 온도가 채택되며 이러한 관계식을 가진다.In addition, the implementation temperature (° C.) of the solid solution generation step (S200), 1084-7.5 × X and the maximum employment limit that can form a solid solution of 950 ℃ or more is adopted and has such a relationship.
그리고 상기 불연속 석출물의 생성은 확산히 시작되는 0.4 × 구리기지금속의 용융점(K:절대온도) 이상부터 생성되므로 본 발명에서 밝혀진 구리기지금속 외의 첨가조성과의 관계로부터 도 7 에 나타낸 상태도에 나타낸 영역에서 불연속 석출물이 강제 형성된다.In addition, since the formation of the discontinuous precipitate is generated from the melting point (K: absolute temperature) of 0.4 × copper base metal which starts to diffuse, the region shown in the state diagram shown in FIG. In the discontinuous precipitate is forced to form.
상기 불연속 석출물강제생성단계(S300) 이후에는 석출물배향단계(S400)가 실시된다. 상기 석출물배향단계(S400)는 전술한 바와 같은 실시예에 따라 내부에 형성된 불연속 석출물 또는 불연속 라멜라 석출물을 인위적으로 배향시키기 위한 과정이다.After the discontinuous precipitate forcing step (S300), the precipitate alignment step (S400) is performed. The precipitate alignment step (S400) is a process for artificially aligning the discrete precipitates or discrete lamellae precipitates formed therein according to the embodiment as described above.
즉, 본 발명의 실시예에서 상기 석출물배향단계(S400)는 압연 또는 인발 또는 압출이 채택되었으며, 도 11은 압연(상단)과 인발(하단)을 채택하여 제조된 금속복합재료(20)의 미세조직 사진으로서, 본 발명의 바람직한 실시예에 따라 제조된 금속복합재료(20)는 불연속 석출물이 서로 평행하게 배열되어 있음을 확인할 수 있다.That is, in the embodiment of the present invention, the precipitate alignment step (S400) has been adopted by rolling or drawing or extrusion, Figure 11 is a fine of the
이하 첨부된 도 21 및 도 22를 참조하여 비교예와 실시예의 미세조직을 비교 설명한다.Hereinafter, the microstructure of the comparative example and the embodiment will be described with reference to FIGS. 21 and 22.
도 21은 고용체생성단계(S200)를 실시하지 않은 비교예에 대하여 석출물배향단계 실시한 경우 미세조직 사진이고, 도 22는 본 발명에 의한 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료(20)의 제조방법에서 석출물배향단계(S400) 실시 전/후의 미세 조직을 비교한 사진이다.FIG. 21 is a microstructure photograph when the precipitate alignment step is performed for the comparative example in which the solid solution generation step (S200) is not performed, and FIG. 22 is a precipitate in the manufacturing method of the
도 21과 같이 비교예는 고용체생성단계(S200)를 실시하지 않아 석출물강제생성단계(S300)에서 석출물이 생성되지 않은 합금에 석출물배향단계(S400)를 실시한 것으로, 고용체를 생성시킨 후(도 22의 위 사진) 석출물배향단계(S400)를 실시한 실시예(도 22의 아래 사진)와 대비할 때 미세조직의 정렬 방향이 현격히 상이한 것을 확인할 수 있다.As shown in FIG. 21, the comparative example was performed by performing the precipitate alignment step (S400) on the alloy in which precipitates were not produced in the precipitate forcing generation step (S300) without performing the solid solution generation step (S200). Above picture) When contrasting with the embodiment of the precipitate alignment step (S400) (photo below in Figure 22) it can be seen that the alignment direction of the microstructure is significantly different.
이와 같은 미세조직의 배향 여부 차이는 도 23 및 도 24와 같이 기계적 특성에 큰 차이를 나타낸다.The difference in the orientation of the microstructure shows a large difference in mechanical properties as shown in FIGS. 23 and 24.
도 23은 비교예와 바람직한 실시예에 대하여 인발공정이 채택된 석출물배향단계(S400) 실시 전/후의 기계적 특성을 비교한 그래프이고, 도 24는 비교예와 바람직한 실시예에 대하여 압연공정이 채택된 석출물배향단계(S400) 실시 전/후의 기계적 특성을 비교한 그래프이다.Figure 23 is a graph comparing the mechanical properties before and after the implementation of the precipitate alignment step (S400) is adopted with respect to the comparative example and the preferred embodiment, Figure 24 is a rolling process is adopted for the comparative example and the preferred embodiment This is a graph comparing the mechanical properties before / after the precipitate alignment step (S400).
먼저 도 23을 참조하면 시효처리까지 완료한 실시예의 경우 500㎫ 이하의 강도를 나타내어 비교예의 강도인 600㎫ 보다 낮은 수치를 나타내었다.First, referring to FIG. 23, an example of completing the aging treatment showed a strength of 500 MPa or less, which was lower than 600 MPa, which is the strength of the comparative example.
그러나, 상기 석출물배향단계(S400)에서 인발공정을 실시한 비교예와 실시예를 비교해보면 강도의 증가분이 형격히 차이나는 것을 알 수 있다.However, when comparing the comparative example and the embodiment performed the drawing process in the precipitate alignment step (S400) it can be seen that the increase in strength is sharply different.
즉, 비교예의 경우 인발공정 전에 600㎫의 강도를 나타내다가 인발공정 후 800㎫로 조금 상승하였으나, 실시예의 경우에는 인발공정 전 500㎫ 정도의 강도를 나타내다가 인발공정 후 1100㎫에 가까운 강도를 나타내어 오히려 석출물배향단계(S400) 이후에는 비교예보다 실시예의 합금(10)의 강도가 뛰어난 것을 알 수 있다.That is, in the comparative example, the strength of 600 MPa before the drawing process was increased to 800 MPa after the drawing process, but in the case of the example, the strength was about 500 MPa before the drawing process, and the strength was close to 1100 MPa after the drawing process. Rather, after the precipitate orientation step (S400) it can be seen that the strength of the
따라서, 본원발명의 석출물강제생성단계(S300)를 실시하여 석출물을 강제로 생성하고 이러한 석출물을 강제로 배향함으로써 석출물이 강화재 역할을 수행할 수 있다는 것을 증명하고 있다.Therefore, by performing the precipitate forcing generation step (S300) of the present invention forcing the formation of precipitates and forcing the precipitates, it is proving that the precipitate can act as a reinforcing material.
도 24는 상기 석출물강제생성단계(S400)에서 압연공정을 채택하여 실시한 것으로, 비교예의 경우 압연공정을 실시하기 전에는 600㎫을 나타내어 실시예의 강도인 550㎫보다 높은 강도를 나타냈으나, 석출물강제생성단계(S400)를 실시한 이후에는 비교예의 경우 800㎫미만의 강도를 나타낸 반면, 본원발명의 바람직한 실시예는 900㎫의 강도를 나타내어 석출물의 배향에 따른 강도 상승 효과를 확인할 수 있었다.24 shows that the rolling process was adopted in the precipitation forcing production step (S400). In the comparative example, before performing the rolling process, the strength was higher than 550 MPa, which is 600 MPa before the rolling process. After performing the step (S400), the comparative example showed a strength of less than 800 MPa, while the preferred embodiment of the present invention exhibited a strength of 900 MPa to confirm the effect of increasing the strength according to the orientation of the precipitate.
도 25는 도 23의 실험 결과를 단계별로 비교한 그래프로서, 공정별 강도 증가효과를 아래에서 위쪽 방향으로 순차적으로 적층하여 표현하였다.FIG. 25 is a graph comparing the experimental results of FIG. 23 step by step, in which the strength increase effect for each process is sequentially stacked from the bottom to the top.
도면과 같이 합금(10) 상태에서 비교예와 실시예는 동일한 200㎫의 강도를 나타내었고, 고용체생성단계(S200)와 석출물강제생성단계(S300) 이후에는 오히려 비교예의 강도가 430㎫ 증가하여 실시예의 강도보다 높았다.As shown in the drawing, Comparative Example and Example showed the same strength of 200 MPa in the
그러나, 상기 석출물배향단계(S400) 이후 비교예는 190㎫이 상승한 반면 실시예는 480㎫이 상승하여 비교예보다 290㎫의 강도 향상 효과를 확인하였다.However, the comparative example after the precipitate alignment step (S400) was increased by 190 MPa while the example was confirmed that the strength improvement effect of 290 MPa compared to the comparative example was increased by 480 MPa.
즉, 본 발명의 바람직한 실시예에 따라 제조된 금속복합재료(20)는 불연속 석출물이 서로 평행하게 배열되어 기계적 특성이 일박적인 제조방법에 의해 제조된 금속복합재료(20)에 비해 기계적 특성이 월등히 증가한 것을 확인할 수 있었다.That is, the
이러한 본 발명의 범위는 상기에서 예시한 실시예에 한정하지 않고, 상기와 같은 기술범위 안에서 당업계의 통상의 기술자에게 있어서는 본 발명을 기초로 하는 다른 많은 변형이 가능할 것이다.The scope of the present invention is not limited to the above-described embodiments, and many other modifications based on the present invention will be possible to those skilled in the art within the scope of the present invention.
예를 들어 본 발명의 실시예에서는 석출촉진금속으로서 타이타늄을 채택하였으나 바나듐도 적용 가능하다.For example, in the embodiment of the present invention, although titanium is used as the precipitation promoting metal, vanadium may also be applied.
10. 합금 20. 금속복합재료
S100. 재료준비단계 S200. 고용체생성단계
S300. 석출물강재생성단계 S400. 석출물배향단계10.
S100. Material preparation step S200. Employment creation stage
S300. Precipitate steel regeneration step S400. Precipitate orientation
Claims (15)
The precipitation promoting metal was added to the cast copper alloy to perform a solution treatment with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, a precipitation promoting metal adopting titanium (Ti) or vanadium (V), and a balance of copper. Alternatively, the solution may be homogenized to produce a solid solution, quenched or air-cooled by water quenching, and through aging, forcibly producing more than 40% of discontinuous cellular precipitates or lamellar precipitates per 500 μm × 500 μm, and forcibly produced. A metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that the precipitate is oriented in the plastic working direction through plastic working.
The precipitation promoting metal was added to the cast copper alloy to perform a solution treatment with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, a precipitation promoting metal adopting titanium (Ti) or vanadium (V), and a balance of copper. Or homogenization treatment to create a solid solution, quenching or air-cooling by water quenching method, and forcing the generation of more than 40% of discontinuous cellular precipitates or lamellar precipitates per unit area of 630㎛ × 480㎛, forcibly produced A metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that the precipitate is oriented in the plastic working direction through plastic working.
The precipitation promoting metal was added to the cast copper alloy to perform a solution treatment with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, a precipitation promoting metal adopting titanium (Ti) or vanadium (V), and a balance of copper. Or homogenization treatment to create a solid solution, quenching or air cooling by water quenching method, forcing discontinuous cell precipitates or lamellar precipitates through aging treatment, and forcibly forming precipitates into copper bases through plastic processing. A metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that a precipitate having a length of 2.0 μm or more per unit area of micrometer x 1.5 μm is oriented in the plastic working direction.
The metal composite material according to any one of claims 1 to 3, wherein the oriented precipitates have an aspect ratio of 100 or more in length and diameter.
타이타늄(Ti)이 적용되는 경우 0.025 내지 0.24 중량% 포함하고,
바나듐(V)이 적용되는 경우 0.028 내지 0.086중량% 포함됨을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료.
The method of claim 4, wherein the precipitation promoting metal,
When titanium (Ti) is applied, it contains 0.025 to 0.24 wt%,
Metallic composite material having an oriented precipitate, characterized in that it contains 0.028 to 0.086% by weight when vanadium (V) is applied.
6. The metal composite material according to claim 5, wherein the aging treatment is performed for at least 3 hours.
상기 구리합금에 타이타늄(Ti) 또는 바나듐(V)이 채택되는 석출촉진금속을 첨가하여 4.8 내지 7.5중량%의 Ni+Si과, 석출촉진금속 및 잔부인 구리를 포함하는 조성 상태로 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체생성단계와,
고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 500㎛×500㎛ 단위면적당 40% 이상의셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와,
상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 석출물을 소성가공 방향으로 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.
A material preparation step of preparing the cast copper alloy,
Heat treatment in a single phase region with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, and the precipitate promoting metal and the remaining copper, by adding a precipitate promoting metal that is titanium (Ti) or vanadium (V) to the copper alloy. Creating a solid solution to create a solid solution,
A precipitate forcing step of aging the alloy in which the solid solution is formed to form at least 40% of cellular precipitates or lamellar precipitates per unit area of 500 μm × 500 μm,
A process for producing a metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that it comprises a precipitate alignment step of plasticizing the alloy containing the precipitate to orient the precipitate in the plastic working direction.
상기 구리합금에 타이타늄(Ti) 또는 바나듐(V)이 채택되는 석출촉진금속을 첨가하여 4.8 내지 7.5중량%의 Ni+Si과, 석출촉진금속 및 잔부인 구리를 포함하는 조성 상태로 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체생성단계와,
고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 630㎛×480㎛ 단위면적당 40% 이상의 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와,
상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 석출물을 소성가공 방향으로 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.
A material preparation step of preparing the cast copper alloy,
Heat treatment in a single phase region with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, and the precipitate promoting metal and the remaining copper, by adding a precipitate promoting metal that is titanium (Ti) or vanadium (V) to the copper alloy. Creating a solid solution to create a solid solution,
A precipitate forcing step of aging the alloy in which the solid solution is formed to form at least 40% of cellular precipitates or lamellar precipitates per unit area of 630 μm × 480 μm,
A process for producing a metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that it comprises a precipitate alignment step of plasticizing the alloy containing the precipitate to orient the precipitate in the plastic working direction.
상기 구리합금에 타이타늄(Ti) 또는 바나듐(V)이 채택되는 석출촉진금속을 첨가하여 4.8 내지 7.5중량%의 Ni+Si과, 석출촉진금속 및 잔부인 구리를 포함하는 조성 상태로 단상영역에서 열처리하여 고용체를 생성하는 고용체생성단계와,
고용체가 생성된 합금을 시효처리하여 셀룰라 석출물 또는 라멜라 석출물을 형성하는 석출물강제생성단계와,
상기 석출물을 포함하는 합금을 소성가공하여 구리기지 안에 3.5㎛×1.5㎛ 단위면적당 2.0㎛ 이상의 길이를 갖는 석출물을 소성 가공 방향으로 배향하는 석출물배향단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.
A material preparation step of preparing the cast copper alloy,
Heat treatment in a single phase region with a composition containing 4.8 to 7.5% by weight of Ni + Si, and the precipitate promoting metal and the remaining copper, by adding a precipitate promoting metal that is titanium (Ti) or vanadium (V) to the copper alloy. Creating a solid solution to create a solid solution,
A precipitate forcing step of aging the alloy in which the solid solution is formed to form a cellular precipitate or lamellar precipitate;
A plastic composite having an oriented precipitate, characterized in that it comprises a precipitate alignment step of plasticizing the alloy containing the precipitate to orient the precipitate having a length of at least 2.0㎛ per 3.5㎛ × 1.5㎛ unit area in the copper base in the plastic working direction in a copper base. Method of manufacturing the material.
타이타늄(Ti)이 적용되는 경우 0.025 내지 0.24 중량% 포함하고,
바나듐(V)이 적용되는 경우 0.028 내지 0.086중량% 포함됨을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.
The method of claim 9, wherein the precipitation promoting metal in the material preparation step,
When titanium (Ti) is applied, it contains 0.025 to 0.24 wt%,
Method for producing a metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that when the vanadium (V) is applied 0.028 to 0.086% by weight.
상태도 상에서 단상을 유지하는 최저온도 이상,
구리기지상의 용융온도 - 7.5 × X (X는 구리기지 외에 첨가된 조성의 wt%)이하의 온도 범위에서 2시간 이상 가열하는 과정임을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.The method of claim 12, wherein the solid solution generation step,
Above the minimum temperature to maintain a single phase on the state diagram,
Melting temperature on a copper base-A process for producing a metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that the heating process for more than 2 hours in the temperature range of less than 7.5 × X (X is wt% of the composition added other than the copper base).
47 × X (X는 구리기지 외에 첨가된 조성의 wt%) + 구리기지상의 용융점(K:절대온도) × 0.4 이하의 온도에서 실시됨을 특징으로 하는 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료의 제조방법.
The method of claim 13, wherein the precipitate forcing step,
A method for producing a metal composite material having an oriented precipitate, characterized in that it is carried out at a temperature of 47 × X (X is wt% of the composition added other than the copper base) + melting point (K: absolute temperature) × 0.4 or less on the copper base.
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130006993A KR101274063B1 (en) | 2013-01-22 | 2013-01-22 | A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof |
| US14/762,772 US20150354048A1 (en) | 2013-01-22 | 2013-02-14 | Metal composite comprising aligned precipitate and preparation method therefor |
| PCT/KR2013/001163 WO2014115920A1 (en) | 2013-01-22 | 2013-02-14 | Metal composite comprising aligned precipitate and preparation method therefor |
| JP2015555085A JP6209621B2 (en) | 2013-01-22 | 2013-02-14 | Metal composite material having oriented precipitate and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130006993A KR101274063B1 (en) | 2013-01-22 | 2013-01-22 | A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR101274063B1 true KR101274063B1 (en) | 2013-06-12 |
Family
ID=48866864
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020130006993A KR101274063B1 (en) | 2013-01-22 | 2013-01-22 | A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20150354048A1 (en) |
| JP (1) | JP6209621B2 (en) |
| KR (1) | KR101274063B1 (en) |
| WO (1) | WO2014115920A1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017018570A1 (en) * | 2015-07-29 | 2017-02-02 | 창원대학교 산학협력단 | Metal composite material comprising alignment-type precipitates and preparation method therefor |
| KR101760076B1 (en) * | 2016-06-09 | 2017-07-24 | 한국기계연구원 | Al-Zn alloy comprising precipitation with improved strength and elongation and method of manufacturing the same |
| KR102012952B1 (en) | 2019-01-15 | 2019-08-21 | (주)일광주공 | Aluminium alloy and manufacturing method thereof |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10344345B2 (en) * | 2015-10-02 | 2019-07-09 | Daido Steel Co., Ltd. | Part obtained from age hardening type bainitic microalloyed steel, process for producing part, and age hardening type bainitic microalloyed steel |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008075172A (en) | 2006-09-25 | 2008-04-03 | Nikko Kinzoku Kk | Cu-Ni-Si-BASED ALLOY |
| KR20080111170A (en) * | 2002-07-05 | 2008-12-22 | 지비씨 메탈즈, 엘엘씨 | Copper alloy containing cobalt, nickel and silicon |
| JP2011084764A (en) | 2009-10-13 | 2011-04-28 | Dowa Metaltech Kk | High strength copper alloy plate material and method for producing the same |
| KR20120104544A (en) * | 2009-12-02 | 2012-09-21 | 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 | Copper alloy sheet and process for producing same |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4728372A (en) * | 1985-04-26 | 1988-03-01 | Olin Corporation | Multipurpose copper alloys and processing therefor with moderate conductivity and high strength |
| JP2869859B2 (en) * | 1995-10-09 | 1999-03-10 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | High strength conductive Cr-containing copper alloy and method for producing the same |
| JPH11264040A (en) * | 1998-03-18 | 1999-09-28 | Nippon Mining & Metals Co Ltd | Copper alloy foil |
| JP2000096199A (en) * | 1998-09-22 | 2000-04-04 | Nippon Mining & Metals Co Ltd | Copper alloy foil |
| JP4779100B2 (en) * | 2004-12-13 | 2011-09-21 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Manufacturing method of copper alloy material |
| JP2008056974A (en) * | 2006-08-30 | 2008-03-13 | Nikko Kinzoku Kk | Copper alloy superior in hot workability |
| TWI395824B (en) * | 2007-03-30 | 2013-05-11 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | Cu-Ni-Si alloy for electronic materials |
| EP2184371B1 (en) * | 2007-08-07 | 2016-11-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy sheet |
| JP5630002B2 (en) * | 2008-11-17 | 2014-11-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more and a method for producing the same |
| CN102227510B (en) * | 2008-12-01 | 2015-06-17 | Jx日矿日石金属株式会社 | Cu-ni-si-co based copper ally for electronic materials and manufacturing method therefor |
| WO2011068134A1 (en) * | 2009-12-02 | 2011-06-09 | 古河電気工業株式会社 | Copper alloy sheet material having low young's modulus and method for producing same |
| JP5048046B2 (en) * | 2009-12-14 | 2012-10-17 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | Copper alloy for electronic equipment |
| JP4677505B1 (en) * | 2010-03-31 | 2011-04-27 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | Cu-Ni-Si-Co-based copper alloy for electronic materials and method for producing the same |
| WO2011125153A1 (en) * | 2010-04-02 | 2011-10-13 | Jx日鉱日石金属株式会社 | Cu-ni-si alloy for electronic material |
| JP5961335B2 (en) * | 2010-04-05 | 2016-08-02 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Copper alloy sheet and electrical / electronic components |
| EP2592164B1 (en) * | 2010-07-07 | 2016-07-06 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Cu-ni-si copper alloy plate with excellent deep-draw characteristics and production method thereof |
| JP5441876B2 (en) * | 2010-12-13 | 2014-03-12 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | Cu-Ni-Si-Co-based copper alloy for electronic materials and method for producing the same |
| EP2796577B1 (en) * | 2011-12-22 | 2018-05-02 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Cu-Ni-Si BASED COPPER ALLOY SHEET HAVING HIGH DIE ABRASION RESISTANCE AND GOOD SHEAR PROCESSABILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME |
-
2013
- 2013-01-22 KR KR1020130006993A patent/KR101274063B1/en active IP Right Grant
- 2013-02-14 US US14/762,772 patent/US20150354048A1/en not_active Abandoned
- 2013-02-14 WO PCT/KR2013/001163 patent/WO2014115920A1/en active Application Filing
- 2013-02-14 JP JP2015555085A patent/JP6209621B2/en active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20080111170A (en) * | 2002-07-05 | 2008-12-22 | 지비씨 메탈즈, 엘엘씨 | Copper alloy containing cobalt, nickel and silicon |
| JP2008075172A (en) | 2006-09-25 | 2008-04-03 | Nikko Kinzoku Kk | Cu-Ni-Si-BASED ALLOY |
| JP2011084764A (en) | 2009-10-13 | 2011-04-28 | Dowa Metaltech Kk | High strength copper alloy plate material and method for producing the same |
| KR20120104544A (en) * | 2009-12-02 | 2012-09-21 | 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 | Copper alloy sheet and process for producing same |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017018570A1 (en) * | 2015-07-29 | 2017-02-02 | 창원대학교 산학협력단 | Metal composite material comprising alignment-type precipitates and preparation method therefor |
| KR20170014282A (en) * | 2015-07-29 | 2017-02-08 | 창원대학교 산학협력단 | Metal composite material including an aligned precipitation and method of manufacturing the metal composite material |
| KR101708285B1 (en) * | 2015-07-29 | 2017-02-20 | 창원대학교 산학협력단 | Metal composite material including an aligned precipitation and method of manufacturing the metal composite material |
| KR101760076B1 (en) * | 2016-06-09 | 2017-07-24 | 한국기계연구원 | Al-Zn alloy comprising precipitation with improved strength and elongation and method of manufacturing the same |
| US10604828B2 (en) | 2016-06-09 | 2020-03-31 | Korea Institute Of Machinery & Materials | Al—Zn alloy comprising precipitates with improved strength and elongation and method of manufacturing the same |
| KR102012952B1 (en) | 2019-01-15 | 2019-08-21 | (주)일광주공 | Aluminium alloy and manufacturing method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20150354048A1 (en) | 2015-12-10 |
| WO2014115920A1 (en) | 2014-07-31 |
| JP6209621B2 (en) | 2017-10-04 |
| JP2016509132A (en) | 2016-03-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6039999B2 (en) | Cu-Ni-Co-Si based copper alloy sheet and method for producing the same | |
| JP5312920B2 (en) | Copper alloy plate or strip for electronic materials | |
| KR102254086B1 (en) | Copper alloy for electronic/electrical devices, copper alloy thin plate for electronic/electrical devices, component for electronic/electrical devices, terminal and bus bar | |
| JP5426936B2 (en) | Copper alloy manufacturing method and copper alloy | |
| KR101274063B1 (en) | A metal matrix composite with two-way shape precipitation and method for manufacturing thereof | |
| CN108431257B (en) | Copper alloy for electronic/electrical equipment, copper alloy strip material for electronic/electrical equipment, module for electronic/electrical equipment, terminal, bus bar, and movable piece for relay | |
| JP2009007666A (en) | Copper alloy for electrical and electronic equipment | |
| JP2007070652A (en) | Copper alloy material for electrical part, and its manufacturing method | |
| CN1676642A (en) | Copper alloy having both strength and conductivity and copper alloy manufacturing method | |
| JP2013047360A (en) | Cu-Ni-Si-BASED ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME | |
| WO2019044073A1 (en) | Copper alloy powder, heat treatment method for multilayer shaped structure, method for producing copper alloy shaped structure, and copper alloy shaped structure | |
| JP2011038126A (en) | Cu-Ni-Si-BASED ALLOY PLATE OR BAR FOR ELECTRONIC MATERIAL | |
| JP2018154910A (en) | Copper alloy sheet having excellent strength and electric conductivity | |
| JP2019203197A (en) | Method for heat-treating lamination-molded object and method for manufacturing copper alloy molded object | |
| JP2016176105A (en) | ELECTRONIC COMPONENT Cu-Ni-Co-Si ALLOY | |
| JP2016176106A (en) | ELECTRONIC COMPONENT Cu-Ni-Co-Si ALLOY | |
| JP6246173B2 (en) | Cu-Co-Ni-Si alloy for electronic parts | |
| JP6591212B2 (en) | Copper alloy material | |
| JP3864965B2 (en) | Manufacturing method of copper alloy for terminals and connectors | |
| KR20210149830A (en) | Copper alloys having high strength and high conductivity and methods for producing such copper alloys | |
| JP2011046970A (en) | Copper alloy material and method for producing the same | |
| JP6246174B2 (en) | Cu-Co-Ni-Si alloy for electronic parts | |
| KR102465440B1 (en) | Wire rod having high strength and high conductivity, and method for manufacturing thereof | |
| JP7355569B2 (en) | Copper alloys, copper alloy products and electronic equipment parts | |
| JP3888366B2 (en) | Method for producing copper alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| A302 | Request for accelerated examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20160308 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170308 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20190311 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20200309 Year of fee payment: 8 |