KR101608614B1 - Fabricating method for controlling work-hardening ability in metallic glass matrix composites and composite materials fabricated by the method - Google Patents

Fabricating method for controlling work-hardening ability in metallic glass matrix composites and composite materials fabricated by the method Download PDF

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KR101608614B1
KR101608614B1 KR1020150008145A KR20150008145A KR101608614B1 KR 101608614 B1 KR101608614 B1 KR 101608614B1 KR 1020150008145 A KR1020150008145 A KR 1020150008145A KR 20150008145 A KR20150008145 A KR 20150008145A KR 101608614 B1 KR101608614 B1 KR 101608614B1
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박은수
오현석
류욱하
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서울대학교산학협력단
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Abstract

The present invention relates to a method to fabricate a work-hardening ability controllable amorphous alloy matrix composite material and a composite material fabricated by the method and, more specifically, relates to fabricating a work-hardening ability-adjusted amorphous alloy matrix composite material, capable of adjusting work-hardening ability of an amorphous alloy matrix composite material by adjusting strain hardening ability of a superelastic second phase by controlling a phase change characteristic temperature of the second phase within an amorphous matrix; and a composite material thereof. The superelastic second phase of the present invention is changed in a vicinity of yield stress of an amorphous matrix through interaction with the amorphous matrix, and after the superelastic second phase is changed, strain hardening ability thereof is accumulated and manifested after yield of the amorphous matrix. As such, when an amorphous matrix composite material is fabricated, even phase change characteristics is able to be controlled by controlling a phase change tendency of the superelastic second phase. In conclusion, the present invention has an effect of controlling work-hardening ability of an amorphous matrix composite material in accordance with a proportional relation with a phase change characteristic temperature or stress hardening ability controlled through an adjustment of a composition and a process in a crystalline alloy powder state. The method to control work-hardening ability has an effect of accelerating a development of an amorphous matrix composite material having excellent work-hardening ability which has been limitedly reported; and moreover, provides a new material for a structure having customized mechanical characteristics requested in various industrial fields of a highly industrialized society.

Description

가공경화능 제어 비정질 합금 기지 복합재의 제조방법 및 그에 따라 제조된 복합재료{Fabricating method for controlling work-hardening ability in metallic glass matrix composites and composite materials fabricated by the method}TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for manufacturing an amorphous alloy substrate, and a composite material produced by the method.

본 발명은 비정질 합금 기지 복합재료에서 가공경화능을 제어하는 방법에 관한 것으로서, 더욱 자세하게는 비정질 기지 내 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도를 제어함으로써 제 2상의 변형경화능을 조절하여 비정질 합금 기지 복합재료의 가공경화능을 조절하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법 및 그에 따라 제조된 복합재료에 관한 것이다.
The present invention relates to a method for controlling the work hardenability of an amorphous alloy matrix composite material, and more particularly, to a method for controlling the hardenability of an amorphous alloy base material by controlling a phase change characteristic temperature of a super- And controlling the work hardenability of the composite material. The present invention also relates to a composite material produced by the method.

일반적으로, 비정질 금속 재료는 상온에서 고강도 (~1 GPa 이상)와 고탄성 (~ 2%)의 우수한 기계적 성질을 나타낸다. 예를 들어, Al-기지의 경우는 1 GPa, Ni-, Cu-, Ti-, Zr-기지의 비정질인 경우는 약 2 GPa 정도의 항복강도를 보이며, 특히, Fe-기지의 경우는 4 GPa 이상의 강도를 나타내어 결정질 금속에 비해 월등히 우수한 강도 값을 나타낸다. 이러한 비정질 합금의 우수한 고강도 특성은 액체와 같이 무질서하게 배열되어 있는 원자구조 때문에 나타나며 기존의 결정질 금속 재료가 만족시키지 못했던 새로운 산업 분야의 고품질 구조재료로 응용 가능성이 높다. In general, amorphous metal materials exhibit excellent mechanical properties at room temperature, high strength (~ 1 GPa or more) and high elasticity (~ 2%). For example, in the case of Al-base, yield strength is about 2 GPa in the case of 1 GPa, Ni-, Cu-, Ti-, Zr- based amorphous materials, Or more and exhibits a strength value much higher than that of a crystalline metal. The high strength properties of such amorphous alloys are due to the disordered arrangement of atoms such as liquids and are likely to be applied to high quality structural materials in new industrial fields that conventional crystalline metal materials have not satisfied.

그러나 비정질 금속 재료들은 항복이후에 연성을 가지지 못하고, 특히 결정질 재료와 같은 항복 후 가공경화능이 제한적이기 때문에 폭넓게 구조재료로 활용되는데 제약이 되고 있다. 부연하면, 일반적으로 비정질 금속 재료는 유리 천이 온도 이하에서 수% 이내로 연성이 거의 없고, 연성이 제한적으로 있더라도 소성 변형거동이 국부적인 변형연화 (strain softening)를 유발하는 것으로 알려진 전단띠 (shear band)의 형성과 전파를 통해 진행되기 때문에, 변형 중 네킹 (necking) 현상과 같은 변형연화가 일어나기 쉽다. 따라서, 비정질 재료를 실제 산업적으로 이용하기 위해서는 전단띠의 생성 및 전파를 제어할 수 있는 재료의 개발을 통해 고인성을 가지는 신소재의 개발이 요구된다.
However, since amorphous metal materials do not have ductility after yielding, they are widely used as structural materials because they have a limited work hardening ability after yielding such as crystalline materials. Further, in general, amorphous metal materials have a shear band which is known to cause local strain softening even though the ductility of the amorphous metal material is less than several percent below the glass transition temperature and the ductility is limited. And therefore, strain softening such as a necking phenomenon during the deformation is apt to occur. Therefore, in order to use amorphous materials in practical industry, development of new materials having high toughness is required through development of materials capable of controlling generation and propagation of shear straps.

이러한 이유로 비정질 합금의 낮은 파괴인성 문제를 해결하기 위해서 다양한 방법들이 제시되고 있다. 최근에 비정질 금속 분말에 연성의 금속분말을 일정량 혼합하여 열간 압출 및 열간 단조를 통하여 분말을 일체화시키는 방법으로 비정질 복합재를 제조하여 비정질 재료의 연신율을 향상시킴으로써 파괴인성을 향상시키는 기술이 개발되었다. 하지만, 단순히 연성의 금속분말이 분산된 복합재료로는 구조재료로 활용되기 위해서 필수적인 가공경화 특성을 구현하지 못하였고, 이를 극복하기 위해 비정질 합금 분말과 응력유기 변태를 하는 결정질 합금 분말을 방전 플라즈마 소결하는 방법을 통해서 복합재료를 제조함으로써 가공경화 특성을 유발하는 기술이 개발되었다. 하지만 종래의 응력유기 변태 제 2상을 분산시킨 복합재는 비정질 기지 합금에 가공경화 특성을 부여하는 새로운 기구를 제시했을 뿐, 가공경화능의 조절에 관한 방법을 제시하지 못하여 상용화를 위해 요구되는 특성에 부합하는 맞춤형 가공경화능을 가진 비정질 기지 복합재를 제조하는데 한계가 있었다.
For this reason, various methods have been proposed to solve the problem of low fracture toughness of amorphous alloys. Recently, a technique of improving the fracture toughness by improving the elongation of the amorphous material by preparing an amorphous composite material by mixing a certain amount of soft metal powder with the amorphous metal powder and integrating the powder by hot extrusion and hot forging has been developed. However, in order to overcome this problem, the amorphous alloy powder and the stress-induced transformed crystalline alloy powder were sintered by discharge plasma sintering A technique has been developed to produce the work hardening properties by producing the composite material by the method of the present invention. However, the conventional composite material in which the stress-induced transformation second phase is dispersed presents a new mechanism for imparting work hardening properties to the amorphous base alloy, and can not provide a method for controlling the work hardenability, There is a limit in manufacturing an amorphous matrix composite having a custom work hardening ability that meets the requirements.

대한민국 등록특허 10-0448152Korean Patent No. 10-0448152 대한민국 출원특허 제 10-2014-0130388호Korean Patent Application No. 10-2014-0130388

본 발명은 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서 비정질 기지 내 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도를 제어함으로써 제 2상의 변형경화능을 조절하여 비정질 합금 기지 복합재료의 가공경화능을 조절하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법 및 그에 따라 제조된 복합재료를 제공하는 데에 그 목적이 있다.
Disclosure of Invention Technical Problem [8] Accordingly, the present invention has been made to solve the above-mentioned problems of the prior art, and it is an object of the present invention to control the strain hardening ability of the second phase by controlling the phase change characteristic temperature in the amorphous base, The present invention also provides a method for producing an amorphous alloy matrix composite material having controlled work hardenability and a composite material produced by the method.

상기 목적을 달성하기 위한 가공경화능 제어가 가능한 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법은 조성 및 공정제어에 의한 상변화 특성온도가 서로 다른 초탄성 결정질 분말을 준비하는 단계; 결정질 분말의 조성에 따른 변형경화능 변화를 확인하는 단계; 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말과 비정질 합금 분말을 가압-소결하여 복합재를 제조하여 가공경화능을 평가하는 단계를 포함하여 구성된다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing an amorphous alloy matrix composite capable of controlling work hardening ability, comprising: preparing a super-elastic crystalline powder having different phase change characteristic temperatures by composition and process control; Confirming the change in strain hardening ability according to the composition of the crystalline powder; And a step of pressurizing-sintering the crystalline alloy powder and the amorphous alloy powder having superelastic behavior to produce a composite material and evaluating the work hardenability.

본 발명의 발명자는 단순한 연성의 결정질 금속과 비정질 합금의 복합소재화가 아닌 비정질 금속과 결정질 금속의 복합재료 형성 과정에서 폴리머픽 상변화에 따른 Ti-Cu-Ni 준안정 석출상을 응고 중 in-situ로 석출시킴으로써, 가공경화효과를 얻을 수 있는 금속기지 복합재료(대한민국 특허 출원 제 10-2014-0130388호)를 발명하였지만, 응고 중 폴리머픽 상변화에 따른 Ti-Cu-Ni 준안정 석출상을 실시간으로 석출시키기 위한 합금 조성이 제한되는 단점이 있었다. 이와 같이, 종래의 합금설계 및 주조 방법으로는 비정질 기지 복합재료를 제조하는 조성이 제한되면서, 제 2상의 분율, 분포, 형상, 및 특성에 따른 복합재료의 기계적 특성을 조절하는 것이 매우 어려웠으며, 이에 응력유기변태 거동을 보이는 결정질 금속 분말을 비정질 금속 분말과 각각 혼합하여 소결함으로써 제 2 상이 고르게 분산되고 가공경화 특성을 갖는 ex-situ 복합재 제조기술을 발명하게 되었다(대한민국 특허 출원 제10-2013-0166124호). 하지만 이들 종래의 복합재는 가공경화 특성만을 부여할 수 있었고, 가공경화능의 조절이 안 되었기 때문에 요구되는 특성에 맞는 적합한 가공경화능을 가진 복합재를 제조하기 어려워 실용화에 어려움이 있었다. 이에 본 발명에서는 초탄성 거동을 하는 제 2상의 응력유기 상변태를 통해 비정질 기지 복합재가 가공경화능을 나타내게 되는 기구를 규명하여, 서로 다른 초탄성 거동을 나타내는 결정질 금속의 상변화 특성온도 변화 내지 변형경화능 변화와 복합재의 가공경화능과의 상관관계를 도출하여, 비정질기지 복합재가 가진 가공경화능을 초탄성 제 2상의 특성에 따라 예측 가능하도록 하여 가공경화능 조절이 가능한 비정질 기지 복합재를 제조하는 본 발명을 발명하게 되었다.
The inventors of the present invention have found that the Ti-Cu-Ni metastable precipitation phase due to the change of the polymeric phase during the process of forming the composite material of the amorphous metal and the crystalline metal, rather than the composite material of the simple ductile crystalline metal and the amorphous alloy, (Korean Patent Application No. 10-2014-0130388), which is capable of obtaining a work hardening effect by precipitating a Ti-Cu-Ni metastable precipitate phase in a solid state, There is a disadvantage that the composition of the alloy for precipitation is limited. Thus, it is very difficult to control the mechanical properties of the composite material depending on the fraction, distribution, shape, and characteristics of the second phase, while the composition of the amorphous matrix composite material is limited by conventional alloy design and casting methods. Thus, a crystalline metal powder exhibiting a stress-induced transformation behavior is mixed with an amorphous metal powder and sintered to produce an ex-situ composite material manufacturing technique in which the second phase is uniformly dispersed and has work-hardening properties (Korean Patent Application No. 10-2013- 0166124). However, these conventional composites can impart only work hardening properties, and since the work hardenability can not be controlled, it is difficult to produce a composite material having suitable work hardenability suitable for the required characteristics, which makes it difficult to put into practical use. In this invention, the mechanism by which the amorphous matrix composite exhibits the work hardening ability through the stress organic phase transformation of the second phase which behaves in super elasticity is identified, and the phase change characteristic temperature change or strain hardening And the work hardening ability of the composite material is derived and the work hardening ability of the amorphous matrix composite material is predicted according to the characteristics of the super elastic phase material 2 to prepare an amorphous matrix composite material capable of controlling the work hardening ability And invented the invention.

이때, 비정질 분말과 초탄성 결정질 분말의 소결단계는 특별히 제한되지 않고 비정질 합금 분말을 과냉각액체 영역에서 소결할 수 있는 방법이면 모두 적용될 수 있으나, 특히 방전 플라즈마 소결법으로 수행되는 것이 바람직하다. 특히, 본 발명에서는 소결 온도 구간을 기지를 구성하는 비정질 합금의 과냉각 액체영역 (용융점의 2/3 수준의 낮은 온도)으로 설정하여 복합재를 제조함으로써 분말 상태의 결정질 초탄성 합금 특성이 복합재를 제조한 후에도 전혀 영향을 받지 않아 첨가해주는 제 2상 결정질 분말의 특성제어를 통해 복합재 특성을 제어할 수 있는 효과가 있다. 부연하면, 초기에 결정질 합금 분말 상태에서 구성원소의 조성 및 공정제어로 상변화에 의한 초탄성 특성을 제어함을 통해 복합재 안에서 분산상의 초탄성 특성을, 더 나아가 복합재의 가공경화 특성을 용이하게 제어할 수 있는 효과가 있다.
At this time, the sintering step of the amorphous powder and the super-elastic crystalline powder is not particularly limited, and any method can be applied as long as the amorphous alloy powder can be sintered in the supercooled liquid region, but it is preferably performed by the discharge plasma sintering method. Particularly, in the present invention, the sintering temperature range is set to a supercooled liquid region (a low temperature of 2/3 of the melting point) of the amorphous alloy constituting the matrix to produce a composite material, It is possible to control the characteristics of the composite material by controlling the characteristics of the second phase crystalline powder to be added. In addition, by controlling the superelastic characteristics of the phase change by the composition and process control of the constituent elements in the initial state of the crystalline alloy powder, it is possible to control the superelastic characteristics of the dispersed phase in the composite material, There is an effect that can be done.

또한, 비정질 합금 분말은 소결 공정에 필요한 과냉각 액체 영역을 가진 것이면 특별히 제안되지 않고 모두 적용될 수 있으나, 특히, 소결 공정을 용이하게 하는 20 K 이상의 넓은 과냉각 액체 영역과 소결 후 복합재 기지의 비정질화를 용이하게 하는 1 mm 이상 직경의 우수한 비정질 형성능을 가지는 것이 바람직하다.In addition, the amorphous alloy powder can be applied to all of the supercooled liquid regions required for the sintering process without any special suggestions. In particular, the amorphous alloy region can be easily amorphized in a wide supercooled liquid region of 20 K or more, And having an excellent amorphous forming ability of 1 mm or more in diameter.

또한, 결정질 합금 분말은 초탄성 거동을 하는 것이면 특별히 제한되지 않고 모두 적용될 수 있으나, 특히, 우수한 초탄성능을 가진 Ti-Ni 계 초탄성 합금에서 첨가원소 조성 조절을 통해 제조하는 경우 상대적으로 큰 범위로 가공경화능을 조절하는 것이 가능하다. 본 발명의 가공경화능을 제어하는 방법은 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분발의 상변화 특성온도가 상대적으로 높을수록 결정질 제 2상의 응력유기 상변태 (B2 Martensite) 응력이 낮아지게 되고, 이에 따라 상대적으로 큰 변형경화능(straining hardening component)를 가지게 되어, 제 2상의 상변태 응력과 무관하게 상변화가 비정질 기지의 항복점 부근에서 상변화가 일어나는 비정질 기지 복합재의 특성상 복합재의 가공경화능이 향상됨에 기초한다. 따라서 결정질 합금 분말의 상변화 특성온도 측정 내지 변형경화능을 측정하여 비례관계로 가공경화능이 커지도록 설계하는 것이다.
The crystalline alloy powder is not particularly limited as far as it exhibits superelastic behavior, but can be applied to all of them. Particularly, the Ti-Ni-based superelastic alloy having excellent super-carbon performance has a relatively large range It is possible to control the work hardening ability. In the method of controlling the work hardening ability of the present invention, the higher the phase change characteristic temperature of the crystalline alloy powder having superelastic behavior is, the lower the stress B2 phase stress of crystalline second phase is, Based on the fact that the phase change occurs in the vicinity of the yield point of the amorphous matrix irrespective of the phase transformation stress of the second phase, and thus the hardenability of the composite material is improved due to the characteristics of the amorphous matrix composite. Therefore, the phase change characteristic temperature measurement or strain hardenability of the crystalline alloy powder is measured and designed so that the work hardenability is increased in proportional relation.

이 때, 비정질 합금 분말과 결정질 합금 분말이 혼합되는 비율은 비정질 합금 기지의 특성을 유지할 수 있는 5~30중량%인 것이 바람직하다. 결정질 합금의 함량이 5중량%보다 적으면 가공경화능 향상의 효과가 충분하지 못하고, 30중량%보다 많은 경우에는 복합재의 항복 강도가 비정질 합금 기지와 크게 차이가 나는 단점이 있다.
At this time, the mixing ratio of the amorphous alloy powder and the crystalline alloy powder is preferably 5 to 30% by weight, which can maintain the properties of the amorphous alloy base. If the content of the crystalline alloy is less than 5 wt%, the effect of improving the work hardening ability is not sufficient. If the content of the alloy is more than 30 wt%, the yield strength of the composite material is significantly different from that of the amorphous alloy base.

상술한 바와 같이 구성된 복합재료의 제조방법은, 비정질 합금 분말과 초탄성 특성이 제어된 결정질 합금 분말을 기지를 구성하는 비정질 합금의 과냉각 액체영역 (용융점의 2/3 수준의 낮은 온도)에서 소결함으로써 복합재가 형성되어, 초탄성 특성이 제어된 결정질 분말 특성이 복합재를 제조한 후에도 전혀 영향을 받지 않아 첨가해주는 제 2상 결정질 분말의 특성제어를 통해 복합재 특성을 제어할 수 있는 효과가 있다. 부연하면, 초기에 결정질 합금 분말 상태에서 구성원소의 조성 및 공정제어로 상변화 특성온도에 따른 초탄성 특성을 제어함을 통해 복합재 안에서 분산상의 응력유기 변태거동과 관련된 변형경화능 제어를, 더 나아가 복합재의 가공경화 특성을 용이하게 제어할 수 있는 효과가 있다. 특히 본 발명의 초탄성 제 2상은 비정질 기지와의 상호작용을 통해 비정질 기지의 항복응력 근처에서 상변화가 발생하여, 초탄성 제 2상의 상변화 후 변형경화능이 축적되어 비정질 기지 항복 이후에 발현되도록 하는 특성이 있어서 이에 따라 초탄성 제 2상의 상변화 경향을 제어하여 비정질 기지 복합재의 상변화 특성까지 제어할 수 있도록 한다. 결론적으로, 본 기술은 결정질 합금 분말 상태에서 조성 및 공정 조절을 통해 상변화 특성온도 내지 변형경화능과 비례관계로 비정질 기지 복합재의 가공경화능을 제어할 수 있는 효과가 있다. 궁극적으로 이러한 가공경화능 제어방법은 현재 제한적으로 개발되고 있는 우수한 가공경화능을 가진 비정질 기지 복합재 개발을 촉진하고, 더 나아가 고도 산업사회의 다양한 산업분야에서 요구하는 맞춤형 기계적 특성 가진 차세대 구조용 신소재를 제공하는 효과가 있다.
The method of manufacturing the composite material as described above is characterized in that the amorphous alloy powder and the crystalline alloy powder whose superelastic property is controlled are sintered at a supercooled liquid region of the base constituting the amorphous alloy at a low temperature of 2/3 of the melting point The composite material is controlled so that the characteristics of the composite material are controlled by controlling the properties of the second phase crystalline powder added without any influence even after the composite material is manufactured. In addition, by controlling the superelastic properties according to the phase change characteristic temperature by the composition and process control of the constituent elements in the initial state of the crystalline alloy powder, it is possible to control the strain hardening ability related to the stress organic transformation behavior of the dispersed phase in the composite material, The work hardening characteristics of the composite material can be easily controlled. Particularly, the superelastic phase 2 of the present invention has a phase change near the yield stress of the amorphous matrix through interaction with the amorphous matrix so that the strain hardening ability after the phase change of the superelastic phase 2 accumulates and is expressed after the amorphous matrix yield So that the phase change tendency of the superelastic second phase can be controlled to control the phase change characteristics of the amorphous matrix composite. As a result, the present technology has the effect of controlling the work hardening ability of the amorphous matrix composite in proportion to the phase change characteristic temperature or strain hardening ability through composition and process control in the state of the crystalline alloy powder. Ultimately, such a process hardenability control method promotes the development of amorphous matrix composites having excellent work hardening ability which is currently being limited, and further provides a new generation structural new material having tailored mechanical properties required in various industrial fields of high industrial society .

도 1은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 XRD 측정 결과이다.
도 2은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 DSC 측정 결과이다.
도 3은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 나노인덴테이션 측정 결과이다.
도 4은 도 3의 나노인덴테이션 측정 결과에 Hertzian 이론을 도입하여 응력유기 변태개시응력 분석을 수행한 결과이다.
도 5는 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대하여 나노인덴테이션 측정결과를 기초로 변형경화능을 비교한 모식도이다.
도 6는 본 실시예 따라 제조된 초탄성 거동을 하는 Ti50Ni45Cu5 결정질 합금 분말을 20중량%만큼 가지는 비정질 합금 기지 복합재료의 주사전자 현미경 사진이다.
도 7은 본 실시예 따라 제조된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들을 20중량%만큼 제 2상으로 가지는 비정질 합금 기지 복합재료들에 대한 압축시험 결과이다.
도 8은 본 실시예 따라 제조된 초탄성 거동을 하는 Ti50Ni45Cu5 결정질 합금 분말을 20중량%만큼 가지는 비정질 합금 기지 복합재료에 대한 압축시험을 수행하면서 실시간으로 중성자 산란 분석을 측정한 결과 (좌측)와 이를 격자변형응력 관계 그래프로 도시한 결과(우측)이다.
도 9은 도 7의 압축시험 결과를 소성변형응력-소성변형률로 변환한 결과이다.FIG. 1 shows the XRD measurement results for the different superelastic behavior of the crystalline alloy powder used in this embodiment.
2 is a DSC measurement result of the crystalline alloy powder having different superelastic behaviors used in this embodiment.
FIG. 3 shows the results of nanoindentation measurement of the crystalline alloy powder having different superelastic behaviors used in this embodiment.
FIG. 4 is a result of performing the stress induced transformation stress analysis by introducing the Hertzian theory into the nanoindentation measurement result of FIG.
FIG. 5 is a schematic diagram comparing the strain hardenability of the crystalline alloy powder having different superelastic behavior used in the present embodiment, based on the result of nanoindentation measurement.
6 is a scanning electron microscope (SEM) image of an amorphous alloy matrix composite material having 20% by weight of a Ti 50 Ni 45 Cu 5 crystalline alloy powder having superelastic behavior according to the present embodiment.
FIG. 7 is a compression test result for amorphous alloy matrix composites having different superelastic behavior of crystalline alloy powders prepared in accordance with this embodiment and having 20 wt.
FIG. 8 is a graph showing the results of neutron scattering analysis in real time while performing a compression test on an amorphous alloy matrix composite material having 20% by weight of Ti 50 Ni 45 Cu 5 crystalline alloy powder having superelastic behavior according to the present embodiment (Left) and the result of the lattice strain stress relationship graph (right).
Fig. 9 shows the result of converting the compression test result of Fig. 7 into the plastic strain-plastic strain.

첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 실시예를 상세히 설명한다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Referring to the accompanying drawings, embodiments of the present invention will be described in detail.

먼저, 과냉각 액체영역이 약 30 K 정도(유리천이온도(Tg)=448, 결정화 개시온도(Tx)=475)로 충분히 확보할 수 있고, 비정질 형성 최고 직경이 4 mm 이상으로 우수한 비정질 형성능을 가지는 Cu54Ni6Zr22Ti8 비정질 합금 분말을 가스 분무법으로 제조하여 준비하였다. 비정질 기지의 특성이 복합재의 특성에도 크게 영향을 미치나, 본 발명의 복합재 제조를 위해서는 비정질 합금 분말은 소결 공정에 필요한 과냉각 액체 영역을 가진 것이면 특별히 제안되지 않고 모두 적용될 수 있다. 하지만, 결정질 제 2 상과의 소결을 통해 복합재를 제조하는 본 발명의 특성상 소결 공정이 용이하도록 하는 20 K 이상의 넓은 과냉각 액체영역과 소결 후 복합재 기지의 비정질화를 용이하도록 하는 1 mm 이상 직경의 우수한 비정질 형성능을 가지는 것이 바람직하다.
First, the supercooled liquid region can be sufficiently secured to about 30 K (glass transition temperature (T g ) = 448, crystallization start temperature (T x ) = 475), and amorphous formation maximum diameter is 4 mm or more, Was prepared by gas spraying method. The Cu 54 Ni 6 Zr 22 Ti 8 amorphous alloy powder was prepared by gas spraying. Although the characteristics of the amorphous matrix greatly affect the properties of the composite material, the amorphous alloy powder for the production of the composite material of the present invention can be applied to any material having a supercooled liquid region required for the sintering process without any special suggestions. However, due to the characteristics of the present invention that the composite material is produced through sintering with the crystalline second phase, a wide supercooled liquid region of 20 K or more, which facilitates the sintering process, and an excellent supercooled liquid region having a diameter of 1 mm or more to facilitate amorphization of the composite substrate after sintering It is preferable to have an amorphous forming ability.

다음으로 복합재에 가공경화능을 부여하는 제 2상 결정질 합금 분말로서, 서로 다른 상변화 특성온도를 가져서 서로 다른 초탄성 거동을 보이는 결정질 합금 분말인 Ti50Ni45Cu5, Ti50Ni40Cu10, Ti50Ni30Cu20 조성의 분말을 가스 분무법 (평균 입경~ 약 30 의 구 형태)으로 준비하였다.
Next, the second phase crystalline alloy powder, which imparts work hardenability to the composite material, is composed of a mixture of Ti 50 Ni 45 Cu 5 , Ti 50 Ni 40 Cu 10 , which is a crystalline alloy powder having different phase change characteristic temperatures and exhibiting different superelastic behavior , And a powder of Ti 50 Ni 30 Cu 20 was prepared by a gas atomization method (spherical shape having an average particle size of about 30).

도 1은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 XRD 측정 결과이다. 준비된 Ti50Ni50-xCux, (x=5, 10, 20) 초탄성 결정질 합금 분말들은 모두 초탄성 결정질 합금인 경우 상온에서 나타나는 결정상인 오스테나이트(austenite) B2상인 것을 확인할 수 있다.
FIG. 1 shows the XRD measurement results for the different superelastic behavior of the crystalline alloy powder used in this embodiment. The prepared superalloyed crystalline alloy powders of Ti 50 Ni 50-x Cu x , (x = 5, 10, 20) were confirmed to be austenite B2 phase, which is a crystalline phase at room temperature in the case of superelastic crystalline alloys.

도 2은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 DSC 측정 결과이다. Ti50Ni30Cu20 초탄성 결정질 합금 분말에 대해 시차열분석 (differential scanning calorimetry, DSC)으로 상변태 온도를 확인한 결과, 마텐사이트 변태시작온도(Ms)는 32.4이고 마텐사이트 변태종료온도(Mf)는 5.7이며, 오스테나이트 변태시작온도(s)는 -13.5이고 오스테나이트 변태종료온도(f)는 36.8를 나타내어, 초탄성 결정질 합금에서 나타는 전형적인 상변화 과정을 나타내는 것을 확인할 수 있었으며 상온에서 대부분 오스테나이트 상태임을 확인할 수 있다. 이와 유사하게, Ti50Ni45Cu5 초탄성 결정질 합금 분말에 대한 상변태 온도를 확인한 결과, 마텐사이트 변태시작온도 (Ms)는 2.7이고 마텐사이트 변태종료온도(Mf)는 16.2이며, 오스테나이트 변태시작온도(s)는 2.4이고 오스테나이트 변태종료온도(f)는 11.5를 나타내어 초탄성 결정질 합금에서 나타는 전형적인 상변화 과정을 나타내는 것을 확인할 수 있었다. 마지막으로, Ti50Ni40Cu10 초탄성 결정질 합금 분말의 상변태 온도를 확인한 결과, 마텐사이트 변태시작온도(Ms)는 -15.95이고 마텐사이트 변태종료온도(Mf)는 38.5이며, 오스테나이트 변태시작온도(s)는 -25.2이고 오스테나이트 변태종료온도(f)는 4.4를 나타내어 초탄성 결정질 합금에서 나타는 전형적인 상변화 과정을 나타내는 것을 확인할 수 있었으며, 상온에서 안정한 오스테나이트 상태임을 확인할 수 있다. 이상의 실시예를 통하여 준비된 초탄성 거동을 보이는 결정질 합금들을 상변화 특성온도를 분석한 결과 Cu의 첨가량과는 무관하게 Ti50Ni30Cu20 > Ti50Ni45Cu5 > Ti50Ni40Cu10 순으로 마르텐사이트 변태시작온도(Ms)와 마르텐사이트 변태종료온도 (Mf)가 감소하는 것을 확인할 수 있다.
2 is a DSC measurement result of the crystalline alloy powder having different superelastic behaviors used in this embodiment. The transformation temperature of the Ti 50 Ni 30 Cu 20 elastic crystalline alloy powder was determined by differential scanning calorimetry (DSC). As a result, the martensitic transformation start temperature (M s ) was 32.4 and the martensitic transformation end temperature (M f ) Was 5.7, and the austenite transformation starting temperature ( s ) was -13.5 and the austenite transformation ending temperature ( f ) was 36.8. Thus, it was confirmed that the typical phase transformation process of the superelastic crystalline alloy is exhibited. It can be confirmed that it is an austenite state. Similarly, when the phase transformation temperature for the Ti 50 Ni 45 Cu 5 superelastic crystalline alloy powder was confirmed, the martensitic transformation start temperature (M s ) was 2.7, the martensitic transformation end temperature (M f ) was 16.2, and the austenite The transformation initiation temperature ( s ) was 2.4 and the austenite transformation end temperature ( f ) was 11.5, indicating a typical phase change process in the super-elastic crystalline alloy. Finally, a Ti 50 Ni 40 Cu 10 cho results confirm the phase transformation temperature of the elastic crystalline alloy powder, maten site transformation starting temperature (M s) is -15.95 and maten site transformation finish temperature (M f) is 38.5, the austenite transformation The starting temperature ( s ) was -25.2 and the austenite transformation end temperature ( f ) was 4.4, indicating a typical phase change process in the super-elastic crystalline alloy, and stable austenite state at room temperature. As a result of analyzing the phase change characteristic temperature of the crystalline alloys showing superelastic behavior prepared through the above examples, it was found that Ti 50 Ni 30 Cu 20 > Ti 50 Ni 45 Cu 5 > Ti 50 Ni 40 Cu 10 regardless of the amount of Cu added , It can be seen that the martensitic transformation start temperature (M s ) and the martensitic transformation end temperature (M f ) decrease.

도 3은 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대한 나노인덴테이션 측정 결과이다. 도 4는 도 3의 나노인덴테이션 측정 결과에 Hertzian 이론을 도입하여 응력유기 변태개시응력 분석을 수행한 결과이다. Hertzian 이론을 적용하여 탄성 변형을 벗어나는 응력 구간을 마르텐사이트 변태 거동의 시작점으로 계산하면 Ti50Ni30Cu20 < Ti50Ni45Cu5 < Ti50Ni40Cu10 순으로 응력유기 마르텐사이트 변태시작응력이 작아지고, 이는 도 2에서 구한 마르텐사이트 변태시작온도(Ms)와 마르텐사이트 변태종료온도 (Mf)와 반비례 관계이다.
FIG. 3 shows the results of nanoindentation measurement of the crystalline alloy powder having different superelastic behaviors used in this embodiment. FIG. 4 is a result of performing the stress induced transformation stress analysis by introducing the Hertzian theory into the nanoindentation measurement result of FIG. 3. When calculating the stress period beyond the elastic deformation to apply the Hertzian theory as a starting point of martensite transformation behavior Ti 50 Ni 30 Cu 20 <Ti 50 Ni 45 Cu 5 <Ti 50 Ni 40 Cu 10 in order to stress - induced martensitic transformation start stress Is inversely proportional to the martensitic transformation starting temperature (M s ) and the martensitic transformation end temperature (M f ) as shown in FIG.

이를 보다 구체적으로 정량화 하고자 도 5는 본 실시예에서 사용된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들에 대하여 나노인덴테이션 측정결과를 기초로 변형경화능을 비교한 모식도이다. 일반적으로 유사한 조성군에서 마텐사이트 합금의 항복응력 값이 유사하다고 가정하면 도 4를 통해 구한 마르텐사이트 변태시작응력을 토대로 변형경화능(strain hardening component)을 비교하였을 때 Ti50Ni30Cu20 > Ti50Ni45Cu5 > Ti50Ni40Cu10 순으로 변형경화능이 큰 것을 확인할 수 있다. 이러한 결과를 통해 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도와 변형경화능간에 비례관계가 있는 것을 확인 할 수 있다.
5 is a schematic diagram comparing the strain hardenability of the crystalline alloy powder with different superelastic behaviors used in the present embodiment based on the result of nanoindentation measurement. In general, assuming that the yield stress values of the martensitic alloys are similar in a similar composition group, when the strain hardening components are compared based on the martensitic transformation starting stress obtained from FIG. 4, Ti 50 Ni 30 Cu 20 > Ti 50 Ni 45 Cu 5 > Ti 50 Ni 40 Cu 10 in this order. From these results, it can be seen that there is a proportional relationship between the phase change characteristic temperature and the strain hardening property of the super elastic second phase.

본 발명의 복합재 제조에 관하여는, 초탄성 특성이 서로 다른 결정질 분발의 상변화 특성 변화의 영향을 비교하고자 먼저 오스테나이트 Ti50Ni30Cu20, Ti50Ni45Cu5, Ti50Ni40Cu10 초탄성 결정질 합금 분말과 Cu54Ni6Zr22Ti8 비정질 합금 분말을 결정질 합금 분말의 비중이 각각 20중량%이 되도록 혼합하였다. 그리고 혼합된 분말을 Cu54Ni6Zr22Ti8 비정질 합금 분말의 과냉각 액체영역에서 방전 플라즈마 소결법으로 소결하여, 비정질 합금 기지 복합재료를 제조하였다.
In order to compare the effects of the phase change characteristics of the crystalline powders having different superelastic properties, austenitic Ti 50 Ni 30 Cu 20 , Ti 50 Ni 45 Cu 5 , Ti 50 Ni 40 Cu 10 The superelastic crystalline alloy powder and Cu 54 Ni 6 Zr 22 Ti 8 amorphous alloy powder were mixed so that the specific gravity of the crystalline alloy powder was 20 wt%, respectively. And amorphous alloy matrix composites were prepared by sintering the mixed powders by discharge plasma sintering in the supercooled liquid region of Cu 54 Ni 6 Zr 22 Ti 8 amorphous alloy powder.

도 6은 본 실시예 따라 제조된 초탄성 거동을 하는 Ti50Ni45Cu5 결정질 합금 분말을 20중량%만큼 제 2상으로 가지는 비정질 합금 기지 복합재료의 주사전자 현미경 사진이다. 밝은 색의 바탕으로 나타난 부분이 Cu54Ni6Zr22Ti8 비정질 합금 기지이고, 기지의 내부에 어두운 색으로 분산된 부분이 Ti50Ni45Cu5 초탄성 결정질 합금 부분이다. 도 6에 도시된 것과 같이, Ti50Ni45Cu5 초탄성 결정질 합금이 균일하게 분산된 것을 확인할 수 있으며, 이로부터 방전 플라즈마 소결법으로 과냉각 액체영역 내에서 소결하는 경우에 Cu54Ni6Zr22Ti8 비정질 합금은 비정질 상태로 기지를 형성하고 Ti50Ni45Cu5 초탄성 결정질 합금은 결정질 상태로 분산된 복합재료를 제조할 수 있음이 확인된다. 본 실시예의 다른 조성인 Ti50Ni30Cu20과 Ti50Ni40Cu10에서도 도 6과 유사하게 양호한 복합재 미세구조 형상을 갖는 것을 확인하였다.
FIG. 6 is a scanning electron microscope (SEM) image of an amorphous alloy matrix composite material having a superfluidic behavior of Ti 50 Ni 45 Cu 5 crystalline alloy powder of 20 wt. This section appeared on the basis of light-colored, and Cu 54 Ni 6 Zr 22 Ti 8 amorphous alloy matrix, is dispersed as a dark color portion in the interior of the base portion is Ti 50 Ni 45 Cu 5 crystalline superelastic alloy. As shown in FIG. 6, it can be confirmed that the Ti 50 Ni 45 Cu 5 superelastic crystalline alloy is uniformly dispersed. From this, when sintering in the supercooled liquid region by the discharge plasma sintering method, Cu 54 Ni 6 Zr 22 Ti 8 amorphous alloy forms matrix with amorphous state and Ti 50 Ni 45 Cu 5 superelastic crystalline alloy can produce composite material dispersed in crystalline state. The other compositions of this embodiment, Ti 50 Ni 30 Cu 20 and Ti 50 Ni 40 Cu 10 , also showed good composite microstructure shapes similar to those of FIG.

도 7은 본 실시예 따라 제조된 서로 다른 초탄성 거동을 하는 결정질 합금 분말들을 20중량%만큼 제 2상으로 가지는 비정질 합금 기지 복합재료들에 대한 압축 시험 결과이다. 서로 다른 상변화거동을 통해 초탄성 거동을 하는 결정질 합금이 첨가된 세가지 복합재 시편 모두 항복점 이후 소성변형 구간이 곡선의 형태를 나타내며 결정질 물질과 유사한 가공경화 거동을 보이는 것을 확인할 수 있다. 이는 초탄성 거동을 하는 상변화 제 2상을 비정질 기지에 첨가하는 경우 상변화 특성과 무관하게 복합재에 가공경화능을 부여할 수 있음을 보여준다.
FIG. 7 is a compression test result for amorphous alloy matrix composites having different superelastic behavior of crystalline alloy powders prepared in accordance with this embodiment and having 20 wt. It can be seen that all of the three composite specimens with the superalloy behavior with different phase change behaviors exhibit a curved shape after the yield point and exhibit a work hardening behavior similar to that of the crystalline material. It is shown that the addition of the phase-change second phase to the amorphous matrix gives superficial hardening properties to the composite irrespective of the phase change characteristics.

도 8은 본 실시예 따라 제조된 초탄성 거동을 하는 Ti50Ni45Cu5 결정질 합금 분말을 20중량%만큼 제 2상으로 가지는 비정질 합금 기지 복합재료에 대한 압축 시험을 수행하면서 실시간으로 중성자 산란 분석을 측정한 결과 (좌측)와 이를 격자변형응력 관계 그래프로 도시한 결과(우측)이다. 도 8의 좌측 결과로부터 응력을 가하지 않은 압축시험 전의 시편에 대한 중성자 산란 분석에서는 오스테나이트상(B2)에 해당하는 피크만이 관찰되었으나, 압축시험을 수행하는 도중에 항복점 부근에서 마르텐사이트상(B19)에 해당하는 피크가 관찰되어 상변화가 복합재의 항복응력 주변에서 일어남을 확인하였다. 이를 보다 명확히 하고자 도 8의 우측과 같이 압축시험동안 격자변형응력 관계 그래프로 정리한 결과, 비정질 기지와 제 2상 상변화의 포아송 비의 차에 의해 상변화 개시응력 부근 (700 MPa)부터 항복 응력까지 더 이상 격자변형률이 증가하지 않아 분산상에 더 이상 응력이 증가하지 않아서 마르텐사이트 상변화가 일어날 것으로 예상됐던 응력유기 상변태 개시응력 이후에도 상변화가 일어나지 않음을 확인하였다. 그리고 비정질 합금 기지의 항복이 일어나는 응력 직후 마르텐사이트 상변태와 함께 격자변형이 급격하게 증가하는 현상이 일어나 비정질 합금 기지의 항복 이후에 분산상에 응력 집중이 일어남을 확인할 수 있었다. 이러한 결과를 통해 초탄성 거동을 나타내는 응력유기 상변화 제 2상을 포함하는 비정질 기지 복합재의 경우, 비정질 금속 복합재의 가공경화가 비정질 합금 기지의 항복 이후 분산상으로의 응력이동현상으로 인해 나타남을 확인할 수 있으며, 특히, 분산상의 마르텐사이트로의 상변태 및 상변태 이후 변형경화능이 비정질 합금 복합재의 가공경화능에 결정적인 영향을 미치는 것을 확인할 수 있다. 또한, 복합재의 변형시 상변화 개시응력에서 제 2상의 격자변형이 멈추는 특성을 통해, 상변화 특성온도와 반비례 관계를 가지는 상변화 개시응력이 높아질수록 이를 통해 복합재의 항복값이 증가하는 것을 알 수 있다. 이러한 관계는 도 7의 상변화 특성온도에 따른 항복 값 변화와도 일치하는 결과이다.
8 is a graph showing the results of a neutron scattering analysis in real time while performing a compression test on an amorphous alloy matrix composite having a second phase of Ti 50 Ni 45 Cu 5 crystalline alloy powder having a superelastic behavior, (Left) and the results of the lattice strain relationship graph (right). From the result of the left side of FIG. 8, only the peak corresponding to the austenite phase (B2) was observed in the neutron scattering analysis of the specimen before the stress test without the stress test, but the martensite phase (B19) Was observed and a phase change was observed around the yield stress of the composite. In order to clarify this, as shown in the right side of FIG. 8, the lattice strain stress relationship graph during the compression test shows that the yield stress from the phase change starting stress (700 MPa) due to the difference of the Poisson's ratio of the amorphous matrix and the second phase change The phase change did not occur even after the stress-induced phase transformation initiation stress, which was expected to cause the martensite phase change due to no further increase in the lattice strain until the initial phase, and no further increase in stress in the dispersed phase. It was also confirmed that the lattice strain rapidly increases with the phase transformation of martensite immediately after the yielding of the amorphous alloy matrix, and stress concentration occurs in the dispersed phase after the breakdown of the amorphous alloy matrix. From these results, it can be seen that, in the case of amorphous matrix composites containing the stress-induced phase change second phase exhibiting superelastic behavior, the work hardening of the amorphous metal composite material is due to the stress transfer to the dispersed phase after yielding of the amorphous alloy base In particular, it can be confirmed that the strain hardening ability after phase transformation and phase transformation of the dispersed phase to martensite has a decisive influence on the work hardening ability of the amorphous alloy composite material. Also, it can be seen that the yield value of the composite material increases as the phase change initiation stress, which is inversely proportional to the phase change characteristic temperature, increases through the property of stopping the lattice strain of the second phase in the phase change starting stress upon deformation of the composite material have. This relationship is consistent with the yield value change according to the phase change characteristic temperature in FIG.

도 9은 비정질 합금 기지 내에 분산되어 있는 초탄성 합금 분산상들의 가공경화에 대한 역할을 비교하기 위하여 도 7의 압축시험결과를 소성변형응력-소성변형률로 변환한 그래프이다. 도 9에서 알 수 있는바와 같이 가공경화 속도(work hardening rate)는 Ti50Ni30Cu20 > Ti50Ni45Cu5 > Ti50Ni40Cu10 순으로 감소하여 Ms와 Mf 온도와 비례관계 내지 변형경화능과 비례관계를 가져서, 높은 Ms와 Mf 온도와 큰 변형경화능을 가진 Ti50Ni30Cu20 조성의 분산상을 포함한 비정질 합금 복합재에서 가장 우수한 가공경화능을 갖는 것을 확인할 수 있었다. 이는 앞에서 서술한 대로 초탄성 변형을 하는 분산상의 마르텐사이트 변태 이후의 변형경화능이 복합재의 가공경화능에 결정적인 영향을 미친다는 분석 결과와 일치하는 결과로써, 초탄성 합금 분산상의 마르텐사이트 변태온도 (Ms와 Mf 온도) 내지 변형경화능과 비례관계 관계를 가지는 특성에 기반하여 제 2상의 특성을 조절함으로써 비정질 기지 복합재의 가공경화능을 제어할 수 있을 알 수 있다.
FIG. 9 is a graph obtained by converting the compression test results of FIG. 7 into plastic strain stress-plastic strain to compare the role of the superalloy alloy dispersed phases dispersed in the amorphous alloy matrix for work hardening. As can be seen from FIG. 9, the work hardening rate decreases in the order of Ti 50 Ni 30 Cu 20 > Ti 50 Ni 45 Cu 5 > Ti 50 Ni 40 Cu 10 , and is proportional to M s and M f temperatures It was confirmed that the amorphous alloy composite material having the high M s and M f temperatures and the large strain hardening ability of Ti 50 Ni 30 Cu 20 has the best work hardening ability . This is in agreement with the analytical result that the strain hardening ability after the martensitic transformation of the dispersed phase having superelastic deformation as described above has a decisive influence on the work hardening ability of the composite material. As a result, the martensitic transformation temperature (M s And the M f temperature) to the strain hardening ability, it is possible to control the work hardening ability of the amorphous matrix composite by controlling the characteristics of the second phase.

이상 본 발명을 바람직한 실시예를 통하여 설명하였는데, 상술한 실시예는 본 발명의 기술적 사상을 예시적으로 설명한 것에 불과하며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변화가 가능함은 이 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이해할 수 있을 것이다. 따라서 본 발명의 보호범위는 특정 실시예가 아니라 특허청구범위에 기재된 사항에 의해 해석되어야 하며, 그와 동등한 범위 내에 있는 모든 기술적 사상도 본 발명의 권리범위에 포함되는 것으로 해석되어야 할 것이다.
While the present invention has been particularly shown and described with reference to preferred embodiments thereof, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments, but, on the contrary, is intended to cover various modifications and equivalent arrangements included within the spirit and scope of the appended claims. Those skilled in the art will understand. Therefore, the scope of protection of the present invention should be construed not only in the specific embodiments but also in the scope of claims, and all technical ideas within the scope of the same shall be construed as being included in the scope of the present invention.

Claims (10)

비정질 기지 내 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도 중 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) 내지 마르텐사이트 변태종료온도(Mf)를 제어함으로써 제 2상의 변형경화능을 조절하여 비정질 합금 기지 복합재료의 가공경화능을 조절하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조 방법.
Phase Change Characteristics of Superelastic Second Phase in Amorphous Base By controlling the martensitic transformation start temperature (Ms) to the martensitic transformation end temperature (Mf) in the temperature, the strain hardening ability of the second phase is controlled, Wherein the amorphous alloy-based composite material has a controlled work hardening ability.
삭제delete 삭제delete 청구항 1에 있어서, 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도가 복합재의 가공경화능과 비례관계를 가지는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법.
The method for producing an amorphous alloy matrix composite material according to claim 1, wherein the phase change characteristic temperature of the superelastic phase (2) is proportional to the work hardenability of the composite material.
청구항 1에 있어서, 초탄성 제 2상의 변형경화능을 Hertzian 이론을 적용한 나노인덴테이션 측정을 통해 계산해 분석하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법.
The process for producing an amorphous alloy matrix composite material according to claim 1, wherein the strain hardenability of the superelastic phase (2) is calculated by analyzing the nanoindentation using the Hertzian theory.
청구항 1에 있어서, 초탄성 제 2상의 변형경화능은 복합재의 가공경화능과 비례관계를 가지는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료의 제조방법.
The method for producing an amorphous alloy matrix composite material according to claim 1, wherein the strain hardening ability of the super elasticity phase is proportional to the work hardenability of the composite material.
청구항 제1항, 제4항 내지 제6항 중 하나의 방법으로 제조되어, 비정질 기지 복합재의 가공경화능이 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도를 제어함으로써 제 2상의 변형경화능을 조절하여 제어되는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료.
Process according to any one of claims 1 to 4, characterized in that the work hardenability of the amorphous matrix composite is controlled by controlling the phase change characteristic temperature of the super-elastic phase 2 to control the strain hardening ability of the second phase Wherein the amorphous alloy-base composite material is an amorphous alloy-base composite material.
청구항 7에 있어서, 상기 복합재의 비정질 기지가 1 mm 이상의 비정질 형성능을 가지는 Cu-Zr 계 비정질 합금인 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료.
The amorphous alloy matrix composite material according to claim 7, wherein the amorphous matrix of the composite material is a Cu-Zr amorphous alloy having an amorphous forming ability of 1 mm or more.
청구항 7에 있어서, 상기 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도를 Ti-Ni 계 합금에서 조성 제어를 통해 조절하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료.
[7] The amorphous alloy matrix composite material according to claim 7, wherein the phase change characteristic temperature of the super elastic second phase is controlled through composition control of a Ti-Ni alloy.
청구항 7에 있어서, 상기 초탄성 제 2상의 상변화 특성온도를 Ti-Ni-Cu 계 합금에서 Cu 조성을 제어하여 조절하는 것을 특징으로 하는 가공경화능이 조절된 비정질 합금 기지 복합재료.
[7] The amorphous alloy matrix composite material according to claim 7, wherein the phase change characteristic temperature of the super elasticity phase is controlled by controlling a Cu composition in a Ti-Ni-Cu alloy.
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