KR101317274B1

KR101317274B1 - 타이타늄 합금을 이용한 비정질 복합재료와 그 제조방법

Info

Publication number: KR101317274B1
Application number: KR1020110095547A
Authority: KR
Inventors: 이성학; 하대진; 전창우; 김충년
Original assignee: 포항공과대학교 산학협력단
Priority date: 2011-09-22
Filing date: 2011-09-22
Publication date: 2013-10-14
Also published as: KR20130031961A

Abstract

본 발명은 종래의 비정질 합금의 문제점을 해결하기 위해 창안된 것으로, 비정질 합금이 가지는 높은 강도, 경도 및 내식성 등을 유지하면서 기존의 비정질 합금이 가지고 있던 취약한 상온 인장 특성이 향상된 새로운 비정질 복합재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 비정질 복합재료는, Ti: 44 ~ 56 원자%, Zr: 24 ~ 29 원자%, Ni: 2 ~ 4 원자%, Be: 10 ~ 15 원자%, V: 4 ~ 8 원자%, Al: 1 ~ 3 원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상을 일부 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

타이타늄 합금을 이용한 비정질 복합재료와 그 제조방법 {AMORPHOUS MATRIX COMPOSITES MODIFIED FROM TITANIUM ALLOYS AND METHOD OF MANUFACTRUING THE SAME}

본 발명은 상용의 타이타늄 합금을 이용한 비정질 복합재료와 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 상용의 비정질 타이타늄 합금에 추가적인 합금원소의 첨가를 통해, 비정질 합금 기지 내에 결정질 수지상을 형성함으로써, 특히 상온 인장 성질이 뛰어난 비정질 복합재료와 이의 제조방법에 관한 것이다.

현대 산업사회에서 사용되는 재료는 자동차, 항공, 중장비, 전자 등의 산업이 고도화됨에 따라 기존 금속 재료의 한계 특성을 뛰어 넘는 금속 재료의 개발이 절대적으로 요구되고 있다.

일반적으로 비정질 합금의 상온에서의 소성변형은 고도로 국부화된(highly localized) 전단밴드(shear band)에 집중되어 인장 및 압축 시에 소성영역을 거의 나타내지 않는다. 또한 하나의 전단밴드에서의 국부적인 소성변형량이 매우 크고, 파괴에 이르기까지 수 개의 전단밴드만이 작용하여 취성파괴를 일으킨다.

그런데 비정질 합금의 기지 내에 연성의 결정질 수지상(crystalline dendrite)을 인시츄(in situ)로 생성시킨 비정질 합금 복합재료에서는 수지상 들의 존재에 의해 다중전단밴드가 형성되고, 이러한 다중전단밴드의 형성은 전위가 존재하지 않는 비정질 합금에서 주요한 변형기구로 작용한다. 이와 관련하여, 연성 결정질 수지상을 포함하는 Zr계 비정질 합금 복합재료가 하중을 받았을 때 완전 비정질 합금에서 생성되는 전단밴드보다 많은 전단밴드가 생성됨으로써 연성이 향상된다고 보고된 바가 있다. 이에 따라, 많은 연구자들은 비정질 합금의 상온 연신율을 향상시키기 위해 여러 방법으로 비정질 기지 내에 결정상을 도입하는 연구를 하고 있다.

이러한 노력에도 불구하고 현재까지 개발된 비정질 복합재료는 압축응력 하에서는 어느 정도 소성변형을 나타내지만, 인장응력 하에서는 대부분 소성변형에 취약한 성질을 보이며, 이는 비정질 복합재료에서 관찰되는 결정상이 대부분 나노 결정립 형태를 가지거나 그 크기가 수 mm에 불과하기 때문이다.

본 발명은 전술한 종래의 비정질 합금의 문제점을 해결하기 위해 연구개발된 것으로서, 비정질 합금이 갖는 높은 강도, 경도 및 내식성 등의 특성을 유지하면서 기존의 비정질 합금 또는 비정질 복합재료가 가지고 있던 취약한 상온 인장 특성이 향상된 새로운 비정질 복합재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명의 다른 목적은 응고과정 중에 형성된 결정상의 크기와 분포를 조절하여 소정의 상온 인장 연신 특성을 갖는 비정질 복합재료를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결하기 위한 수단으로서 본 발명은, Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 2 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, V: 1 ~ 10원자%, Al: 0 ~ 5원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상을 일부 포함하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료를 제공한다.

또한, 상기 비정질 복합재료의 결정상은 체심입방구조(BCC, Body Centered Cubic)를 이루고 있는 것을 특징으로 한다.

연신율이 향상된 비정질 복합재료를 얻기 위해서는 외부 응력 및 변형에 대응하여 쉽게 변형이 이루어지는 결정상이 필요하다. 그런데, Ti 및 Ti 합금은 온도와 조성에 따라 체심입방구조(BCC)와 육방밀집구조(HCP)를 형성할 수 있고, 체심입방구조를 갖는 경우가 육방밀집구조에 비해 미끄럼(slip)이 쉽게 일어나 연신인장율 향상에 효과적이기 때문에, 본 발명에서는 결정상의 구조를 체심입방구조로 한다.

또한, 상기 결정상의 평균 입경이 10㎛ ~ 100㎛인 것을 특징으로 하는데, 이와 같이 비교적 조대한 결정상의 크기는 초기 변형을 담당하며 특히 비정질상에서 시작되는 크랙(crack)의 전파를 억제하는 효과를 가져 연신 인장율의 향상에 기여하기 때문이다. 평균 입경이 10㎛ 미만인 경우 크랙의 전파 억제 효과가 떨어지고, 100㎛를 초과할 경우 비정질 모재가 갖는 장점을 활용하기 어렵기 때문에, 상기 범위로 유지하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 결정상의 부피분율이 50% ~ 85%인 것을 특징으로 하는데, 이는 결정상의 분율이 너무 낮을 경우, 비정질의 파괴가 주도적으로 발생하여 인장연신율의 향상이 불가하며, 결정상의 분율이 높을 경우 비정질 합금의 고유 특성을 잃게 되기 때문이며, 비정질상의 부피분율은 적어도 20% 이상인 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 결정상이 전위에 의한 미끄럼 변형에 의해 변형되는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 비정질 복합재료는 모두 항복점 이후 UTS(Ultimate Tensile Strength)까지 다소의 가공경화를 보이고 이후에 네킹(necking)이 발생하여 꾸준한 가공연화를 거쳐 파괴에 이르는 것을 특징으로 하는데, 이는 복합재료에 생성되어 있는 결정상이 크랙의 전파를 효율적으로 방해하는 역할을 함으로써 얻을 수 있는 특징이다.

또한, 상기 비정질 복합재료는 상온 인장 연신율이 3% 이상인 것으로 특징으로 한다.

또한, 상기 비정질 복합재료의 인장강도가 1.0 ~ 1.2GPa 인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 비정질 복합재료에 있어서, Al을 1원자% 이상 포함시킬 경우 V은 4원자% 이상이 되도록 함유하고, 상기 V/Al의 함량 비율은 2.75 이상이 되도록 한 것을 특징으로 한다. α-Ti 안정화원소인 Al을 포함시킬 경우, β-Ti 안정화원소인 V의 함량을 Al에 비해 2.75배 이상 첨가함으로써, 불안정 β상의 형성 없이, 수지상의 강도를 높일 수 있어, 강도와 연신율의 향상을 함께 도모할 수 있다.

또한, 본 발명의 다른 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, (a) Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 2 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, V: 1 ~ 10원자%, Al: 0 ~ 5원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지는 모합금을 제조하는 단계; (b) 상기 모합금을 비산화성 분위기의 액상과 고상의 공존 영역에서 열처리하는 단계; 및 (c) 상기 열처리된 모합금을 냉각시켜 조대한 결정상을 포함하는 비정질 복합재료를 제조하는 단계;를 포함하는 비정질 복합재료의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 있어서, 상기 비산화성 분위기란 모합금이 열처리 중에 산화되지 않도록 하기 위한 분위기로서, 10^-3torr 보다 높은 진공상태, 불활성 가스 분위기, 환원성 가스 분위기 등을 포함한다.

또한, 본 발명에 있어서 재열처리 온도, 즉 상기 (b)단계의 온도는 800 ~ 900℃를 유지하는 것이 바람직한데, 이 온도는 상기 합금 조성물이 고상과 액상이 공존하는 온도 영역으로서, 짧은 시간 내에 결정상이 원하는 크기로 성장할 수 있도록 하며, 이후 급랭과정을 통해 액상 물질을 비정질화시켜, 비정질 복합재료를 형성하도록 하기 위함이다.

또한, 본 발명에 있어서 상기 냉각 공정은 용융된 액상 성분이 비정질 상태가 형성될 수 있도록, 10⁴ ~ 10⁶K/sec의 냉각속도로 급속 냉각한다. 냉각속도가 10⁴K/sec 미만일 경우, 액상의 비정질화가 어렵고 냉각속도 10⁶K/sec를 초과하는 것은 불필요한 비용의 상승을 초래하기 때문이다.

다음으로, 본 발명에 있어서 합금 성분을 상기와 같이 설정한 이유에 대해 설명한다.

Ti : 40 ~ 60원자 %

Ti는 수지상을 형성하는 주요성분으로서, 40원자% 미만일 경우 첨가되는 V 및 Al와 함께 수지상(dendrite)을 형성하기 어렵고, 60원자%를 초과할 경우 비정질 모재의 부피비율이 지나치게 저하되므로, 40 ~ 60원자%의 범위가 바람직하며, 44 ~ 56원자%가 보다 바람직하다.

Zr : 20 ~ 30원자 %

Zr은 Ti과 함께 수지상을 형성하는 주요성분으로, 20원자% 미만일 경우 비정질상을 형성하기 어렵고, 30원자%를 초과할 경우 Ti, V 및 Al과 함께 수지상(dendrite)의 부피분율이 저하되므로, 20 ~ 30원자%로 첨가되는 것이 바람직하며, 24 ~ 29원자%가 보다 바람직하다.

Ni : 2 ~ 10원자 %

Ni은 Ti, Zr과 함께 비정질상을 구성하는 주요성분으로, 10원자% 초과일 경우 수지상을 형성하는데 방해가 되며, 10원자% 이하로 함유하는 것이 바람직하며, 2원자% 미만일 경우 비정질상의 물성을 저해하기 때문에, 2원자% 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 2 ~ 4원자%가 보다 바람직하다.

Be : 10 ~ 20원자 %

Be은 비정질 형성능을 향상시키는 성분으로, 10원자% 미만으로 첨가할 경우 비정질 모재 자체가 형성되기 어렵고, 20원자%를 초과하여 첨가할 경우에는 마찬가지로 비정질 형성능을 저해하기 때문에, 10 ~ 20원자%가 바람직하며, 10 ~ 15원자%가 보다 바람직하다.

V: 1 ~ 10원자 %

V은 5족 원소로서 Ti합금에서 β상에 고용되고 상태도에서 (α+β)/α 변태점을 낮게 하여 β상 영역을 확대하는 β상 안정화원소로서 작용한다. Ti-6Al-4V합금에 비해 V의 상한치가 높은데 이와 같이 V의 상한치를 높게 함으로써 β상의 탄성 특성(elastic property)에 영향을 주어 원하는 β상의 물성을 도출할 수 있기 때문이다. V의 함량은 4 ~ 8원자%가 보다 바람직하다.

Al : 0 ~ 5원자 %

Al은 3족 원소로서 Ti 합금에서 α상에 고용되고 b/(α+β) 변태점을 높여 α상 영역을 확대하는 α상 안정화원소로서 작용한다. Al의 함량은 연성 향상을 위해서 1 ~ 3원자%로 포함되는 것이 보다 바람직하다.

불가피한 불순물

본 발명에 따른 복합재료에는 제조과정에서 불가피하게 포함되는 불순물을 포함할 수 있으나, 상기 합금원소 외의 불순물은 각각 1원자% 이하로 유지되어야 하며, 바람직하게는 0.1원자%로, 보다 바람직하게는 0.01원자% 이하로 유지되어야 한다.

본 발명에 따른 비정질 복합재료 및 이의 제조방법은 다음과 같은 효과를 기대할 수 있다.

먼저, 본 발명에 다른 비정질 복합재료는 합금설계와 후속 처리(열처리 또는 가공열처리)를 통해, 결정상의 결정구조, 결정상의 크기 및 부피 분율을 제어함으로써, 종래의 비정질 합금과는 차별되는 우수한 상온 인장 특성을 나타내어 고기능성 제품에의 산업적 응용이 가능하다.

또한, 인시튜(in situ) 방법을 통해 결정상과 비정질상이 혼합된 복합재료를 손쉽게 제조할 수 있다.

도 1a 내지 1c는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 주사현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 X-선 회절분석 결과이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 EBSD 결과이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료로 제조한 인장시편의 응력-변형률 그래프이다.
도 5는 도 4의 인장시험 후 인장시편의 사진이다.
도 6은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료에 하중을 가하였을 때 변형되는 상태를 주사전자현미경을 통해 경시적으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 7은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 인장시험 후 EBSD 결과이다.

이하 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 비정질 복합재료에 대하여 상세하게 설명하겠지만 본 발명이 하기의 실시예에 제한되는 것은 아니다. 따라서 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 변경할 수 있음은 자명하다.

비정질 복합재료의 제조

본 발명자들은 먼저, 순 Ti(99.9%), 순 Zr(99.9%), 순 Ni(99.9%), 순 Be(99.9%), 순 V(99.9%) 및 순 Al(99.9%)을 사용하여, 고순도 아르곤(99.99%) 가스 분위기 하에서 아크 용해기를 통해, 하기 표 1과 같은 조성을 갖는 모합금을 제조하였다.

No.	조성(원자%)
No.	Ti	Zr	Ni	Be	V	Al
A	51.7	28.3	3.21	11.79	5	-
B	50	25	3	12	7.5	2.5
C	51.7	28.3	3	10	5	2

이와 같이 제조된 모합금은 10^-4Torr 정도의 진공도에서, 유도가열기를 통해 상기 모합금이 고상과 액상이 공존하는 온도인 800℃ ~ 900℃까지 가열한 후 5분간 유지하여 결정상의 성장이 이루어지도록 한 후, 내부에 흐르는 냉각수에 의해 냉각이 이루어지고 있는 구리판 위에서 급랭시킴으로써 결정화되지 않고 잔존하는 액상 성분이 급랭과정을 통해 비정질 상태가 되도록 함으로써, 인 시튜(in situ)로 결정질과 비정질이 복합화된 복합재료를 제조하였다. 이때 제조되는 복합재료의 결정질과 비정질의 비율과 수지상의 크기는 유도가열기의 가열온도와 시간의 조절을 통한 고/액 공존비율의 조절을 통해 조절될 수 있다.

미세조직 및 성분 분석

이렇게 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 주사전자현미경(SEM), X-선 회절분석기 및 EBSD를 사용하여 분석하였다.

도 1a 내지 도 1c는 Ti계 비정질 복합재료 A, B, C 합금의 SEM 미세조직사진이다.

열처리 후 급랭 과정을 거친 세 합금에서는 각각 약 61 ~ 76 부피%의 결정상이 비정질상 기지에 균일하게 분포한다. 이 결정상들은 응고 시 나타나는 수지상 형태를 하고 있으며, 기지와 비교적 매끈한 계면을 가지며 구형 형태를 가진다. 그리고, 합금 A ~ C에서 수지상의 부피분율은 각각 61 %, 68%, 76%이었다. 또한, 합금 A ~ C에서 수지상의 평균 크기는 각각 25.0mm, 27.0mm, 24.1mm이다.

도 2는 합금 A ~ C의 X-선 회절분석결과를 나타낸 것이다.

도 2에서 확인되는 바와 같이, 세 합금에서 모두 비정질 특유의 넓은 할로우(halo) 패턴과 함께 날카로운 결정상 피크들이 나타난다. 결정상 피크들을 분석한 결과, 합금 A ~ C는 모두 bcc구조의 β상에 해당하는 피크만을 가지고 있다.

도 3은 합금 A ~ C에서의 EBSD 분석결과를 보여준다.

일반적으로 15°이상의 방위차(misorientation)를 가지는 결정립은 유효결정립으로 간주되며, inverse pole figure (IPF) color map에서는 다른 색으로 표시된다(도 3). 도 1에서 수지상의 크기는 약 25mm 정도이지만, 같은 방위관계를 가지면서 연결되어 있어 실제 수지상의 크기는 이보다 큰 것을 알 수 있다. EBSD IPF color map으로부터 측정된 수지상의 크기는 합금 A, B, C에서 각각 81 mm, 37 mm, 73 mm이다. 합금 A, B, C는 모두 β상으로 이루어져 있다.

상온 기계적 특성 평가

도 4는 합금 A ~ C의 상온 인장응력-변형률 곡선을 보여준다.

도 4에서 확인되는 바와 같이, 합금 A는 1.04 GPa의 항복강도와 3.3%의 연신율을 나타내며, 합금 B는 1.17 GPa의 항복강도와 4.0%의 연신율을 나타내고, 합금 C는 1.03GPa의 항복강도와 4.4%의 연신율을 나타낸다. 즉, 세 합금 모두 1 GPa 이상의 고강도와 3 ~ 4.5% 정도의 연신율을 나타내므로 기존의 비정질 합금에 비해 우수한 인장 연신 특성을 가진다.

합금 A ~ C는 모두 항복점 이후 최대항복점(UTS)까지 다소의 가공경화를 보이고 이후에 네킹(necking)이 발생하여 꾸준한 가공연화를 거쳐 파괴에 이른다. 도 5는 세 합금의 인장시험 후 시편 형상을 보여주는 저배율 사진이다. 합금 A, B, C 모두는 네킹이 발생하고 이 네킹 부근에 변형이 집중되어 파괴가 일어난 것을 확인할 수 있으며(도 5), 이 결과는 도 4의 인장곡선과 일치한다.

도 6은 인장시험 후 C 합금의 파면 부근 변형이 일어난 영역을 관찰한 SEM 사진이며, 변형이 일어난 정도에 따라 변형 초기, 중기, 후기로 구분하였다.

합금 C에서 변형 초기 수지상에서 변형밴드가 형성되며, 이 변형밴드는 일정 영역 내에서는 같은 방향으로 형성되는 경향을 나타낸다(도 6(a)). 변형이 진행되면, 변형밴드는 비정질 기지를 통해서 이웃 수지상의 변형밴드와 연결된다(도 6(b)). 변형이 많이 일어나면, 변형밴드 중 한두 개가 깊어지면서 변형이 집중되고, 이 깊은 변형밴드에서 균열이 발생하여 파괴에 이른다(도 6(c)).

한편, 본 발명의 합금은 비정질 기지에 61 ~ 76 부피%의 조대한 수지상을 포함하고 있어 미세조직에는 큰 차이가 없지만, 합금 B의 항복강도와 인장강도가 합금 A, C보다 높다. 도 6에서 알 수 있듯이 수지상에서 먼저 변형이 이루어지는 거동을 보이는데 더 높은 경도의 수지상을 포함한 합금 B가 합금 A, C에 비해 높은 항복강도와 인장강도를 나타내는 것이다.

비정질 복합재료의 경우 비정질 기지의 항복강도에 이르기 전 낮은 응력하에서 쉽게 변형되는 수지상에서 먼저 변형이 발생하는데 이러한 변형에 대한 저항성이 합금 B가 합금 A, C에 비해서 강하다고 할 수 있다. 또한 연신율 측면에서는 합금 A, B, C순으로 증가하였는데, 이는 수지상의 분율 차이에 기인한 것이다. 합금 A의 수지상 분율은 61%, 합금 B의 수지상 분율은 68%이며, 합금 C의 수지상 분율은 76%로 A, B, C순으로 증가하는데, 이는 수지상에서 먼저 변형밴드가 생성되는 변형거동을 고려하였을 때 높은 부피분율의 수지상이 재료의 소성변형을 담당한 결과이다. 수지상에서 시작된 변형밴드가 비정질상으로 전파되어 깊어질 경우 비정질상의 특성에 의해 비정질상에서 급속한 변형이 진행되는 것을 고려하였을 때, 수지상에서 담당하는 소성변형에 대한 저항성이 전체 합금의 연신율에 큰 영향을 미친 것으로 판단된다.

하지만 이외에도 변형과정에서 합금 C는 합금 A, B와는 다른 과정을 포함하고 있다.

도 7은 합금 C의 인장 변형 후 EBSD 결과를 보여준다.

변형 전 수지상은 대부분 bcc 결정구조를 가지는 β상으로 이루어져 있지만, 변형이 진행된 부분에 일부 β상이 α상(녹색)으로 상변태가 일어난다(도 7(b)). 이러한 EBSD 결과는 변형과정에서 β상이 α상(혹은 α''상)으로 상변태가 일어난다는 것을 알려주는 것이다.

합금 A와 B에서는 이와 같은 상변태가 관찰되지 않았다. 도 3의 EBSD 결과를 보면, 합금 A~C는 모두 β상으로 구성되어 있지만, 도 7의 EBSD 결과를 보면, 합금 C는 변형 후에 일부 수지상 내부에 α상이 포함되어 있는데, 이는 수지상 내에 β상이 α상으로 변태한 결과라고 할 수 있다.

비슷한 인장강도에서 연신율의 차이를 보인 합금 A, C를 비교하였을 때, 합금 A, C는 모두 β상을 형성시키기 위해 β상 안정화원소인 V을 각각 같은 함량으로 첨가한 것이다. 하지만 합금 C의 경우엔 α상 안정화원소인 Al이 첨가되어 있어 합금 A보다 불안정한 β상을 형성하고 있다. 따라서 합금 C의 β상은 합금 A의 β상보다 불안정하다고 할 수 있으며, 결과적으로 합금 C의 수지상은 β상으로 이루어져 있지만 변형과정에서 소량의 α상이 β상과 공존하는 조직으로 변태한다.

일부 β상의 안정도가 낮은 타이타늄 합금의 경우, 외부 하중에 의해 β상이 α''상으로 변태하는 현상이 발생하며, 탄성구간에서 이러한 상변태가 일어나면 β상과 α''상 간의 상변태가 가역적으로 발생하는 형상기억현상이 발생하기도 한다. 이와 같이 안정한 β상(합금 A)과 불안정한 β상(합금 C)으로 이루어진 수지상을 가지는 두 합금의 변형 거동을 비교해 보면, 합금 A, C는 모두 수지상에서 변형밴드가 형성되고 변형이 우선적으로 일어난다. 전위가 존재하지 않아 이론강도에 근접하는 강도를 가지는 단단한 비정질 기지와 전위 이동과 같은 변형기구에 의해 낮은 응력 하에서 쉽게 변형되는 결정상이 혼합되어 있는 비정질 복합재료의 경우, 비정질 기지의 항복강도에 이르기 전 수지상에서 변형이 발생하고, 이후 비정질 기지도 수지상에서 시작된 변형이 연결, 전파됨으로써 변형된다. 합금 A, C는 이러한 일반적인 복합재료의 변형 거동을 충실히 따른다. 즉, 변형 초기 수지상에서 변형밴드가 형성되고, 이후 이웃한 수지상의 변형밴드와 연결되는 과정에서 비정질 기지도 변형된다.

그러나 합금 C는 변형과정에서 α상으로의 변태를 나타내고 있으므로 수지상에서의 변형밴드 형성이 합금 A와는 다른 과정을 포함할 수 있는데, A 합금에 비해 연성이 큰 C 합금의 경우 수지상에서 우선적으로 변형되기는 하지만 A 합금보다 더 변형에 대한 저항성이 강하다고 할 수 있다. 이는 앞서 설명한 높은 부피분율의 수지상에 의한 변형 외에도 일부 β상이 α상으로 변형유기 상변태한 결과가 더해진 것이라 할 수 있다.

일반적으로 적층결함에너지(stacking fault energy)가 낮은 α-Ti 합금은 높은 적층결함에너지를 가지는 β-Ti 합금보다 변형 중 쌍정이 잘 발생되는 것으로 알려져 있다. 따라서 합금 C의 α상에서 쌍정에 의한 변형이 생길 확률이 있지만 슬립보다 쌍정이 잘 생성되는 α상이 β상으로 둘러싸여 있고 β상과 특정한 방위관계를 가지면, β상이 쌍정의 형성을 억제하는 역할을 할 수 있다. α상으로만 이루어져 있는 경우 결정립계나 비정질 기지와의 계면이 쌍정의 핵생성 위치를 제공하여 낮은 응력 하에서도 쌍정이 형성될 수 있다. 그러나 α상이 β상으로 둘러싸여 있는 경우에는 β상이 α상에서 쌍정의 핵생성을 방해하여 쌍정의 형성이 어려워져 실제로 쌍정이 관찰되지 않았다.

합금 C의 변형과정에서 상변태에 의해 새로이 생성되는 α상은 변형이 거의 일어나지 않은 상태이므로 변형과정에서 α상에서 쌍정이 형성되어야 하는데 β상에 의한 쌍정 억제 효과로 인해 소성변형에 대한 저항성이 증가하였다.

마찬가지로 합금 B 역시 α상 안정화원소인 Al을 포함하고 있어 변형유기 상변태의 가능성을 가지고 있지만, β상 안정화원소인 V의 함량도 함께 높아 α상으로의 상변태가 일어날만큼의 불안정한 β상이라고 할 수 없으며, 상변태도 관찰되지 않았다. 합금 B는 높은 경도의 수지상에 의해 합금 A, C보다 강도 증가를 나타낸 것이며, 연신율 측면에서는 파괴지연효과를 가지는 연성의 수지상의 분율에 따른 연신율 증가효과를 나타낸 것으로 판단된다.

Claims

Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 2 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, V: 1 ~ 10원자%, Al: 0 ~ 5원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상이 전체 복합재료에서 차지하는 부피분율이 50% ~ 85%인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 Ti의 함량은 44 ~ 56원자%이고, 상기 Zr의 함량은 24 ~ 29원자%이고, 상기 Ni의 함량은 2 ~ 4원자%이고, 상기 Be의 함량은 10 ~ 15원자%이고, 상기 V의 함량은 4 ~ 8원자%, Al의 함량은 1 ~ 3원자%인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 결정상은 체심입방구조(BCC)를 이루고 있는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 결정상의 평균 입경이 10㎛ ~ 100㎛인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
삭제
제 1 항에 있어서,
상기 비정질 복합재료는 상온에서의 인장 연신율이 3% 이상인 것으로 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 비정질 복합재료의 인장강도가 1.0GPa 이상인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 비정질 복합재료는 하중을 가하였을 때, 불안정한 β상으로 인한 변형유기 상변태가 발생하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 2 항에 있어서,
상기 V/Al의 함량 비율이 2.75 이상인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
제 1 항에 있어서,
상기 비정질 복합재료는 하중을 가한 후의 미세조직에, α상을 둘러싼 β상 조직을 포함하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
(a) Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 2 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, V: 1 ~ 10원자%, Al: 0 ~ 5원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지는 모합금을 제조하는 단계;
(b) 상기 모합금을 비산화성 분위기의 액상과 고상의 공존 영역에서 열처리하는 단계; 및
(c) 상기 열처리된 모합금을 냉각시켜 결정상을 포함하는 비정질 복합재료를 제조하는 단계;를 포함하는 비정질 복합재료의 제조방법.
제 11 항에 있어서,
비산화성 분위기란, 10^-3torr 보다 높은 진공상태, 불활성 가스 분위기, 또는 환원성 가스 분위기 중 하나인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
제 11 항에 있어서,
상기 (b) 단계의 열처리는 800 ~ 900℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
제 11 항에 있어서,
상기 (c) 단계의 냉각은, 10⁴ ~ 10⁶K/sec의 냉각속도로 수행되는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.