KR101875806B1 - 자동차 및 전자부품용 구리-티타늄계 동합금재의 제조 방법 및 이로부터 제조된 동합금재 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재의 제조방법 및 이로부터 제조된 동합금재에 관한 것으로 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 동시에 만족되는 특성을 구현하여 고성능을 요구하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재를 제공하는 것이다.
Description
본 발명은 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법 및 이로부터 제조된 동합금재에 관한 것으로, 특히 소형 및 정밀 커넥터, 스프링소재, 반도체 리드프레임, 자동차 및 전기 전자용 커넥터, 릴레이 소재 등의 정보 전달 및 전기 접점 재료로서, 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재의 제조 방법 및 이로부터 제조된 동합금재에 관한 것이다.
자동차, 전기 전자, 정보통신, 반도체 산업 등의 추세는 친환경 소재에 대한 필요성 및 요구는 물론이고, 최종 생산품에서 구현하고자 하는 기능 다양화에 따라 전기회로 구성이 더욱 복잡해지고 있으며, 이와 동시에 부품의 고기능화, 소형화, 고집적화의 구현이 요구되고 있다. 이러한 산업 부품에 적용되는 다양한 커넥터, 단자, 스위치, 릴레이, 리드프레임 등의 동합금 소재는 고강도와 같은 요구 특성에 부합하도록 개발된 수많은 종류의 동합금 소재들이 사용되고 있다.
950MPa 이상의 고강도 특성을 갖춘 동합금으로는 구리-베릴륨(Cu-Be)계 동합금이 사용되는데, 구리-베릴륨계 동합금은 우수한 강도 및 굽힘가공성을 가지며, 내피로성, 비자성 등의 우수한 특성 덕분에 정밀 스위치, 단자, 모바일폰 등 전기 전자 부품에 주로 사용하였다. 그러나 첨가 원소인 베릴륨(Be)은 용해/주조, 가공 시에 발생되는 분진에 포함되는데, 이는 인체에 유해한 성분이므로 향후 지속적으로 사용이 규제될 것으로 예상되며, 제조 비용이 매우 비싸다는 단점이 있다. 따라서 현재 구리-베릴륨(Cu-Be) 동합금에 준하는 강도를 가지되, 유해 성분인 베릴륨을 포함하지 않는 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금으로 빠르게 대체되고 있는 실정이다.
구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금은 스피노달 분해형 합금으로 티타늄(Ti)의 스피노달 분해에 의해 강도가 향상되는 합금이다. 구리(Cu) 기지 조직 내에 티타늄(Ti)은 구리(Cu)와 금속간화합물을 형성하여 결정립계나 입자 내에 제 2 상으로 석출된다. 그러나 티타늄(Ti)이 매우 활성이기 때문에 첨가원소와 화합물을 형성하여 소비되기 쉬워, 입계로의 편석을 이용하여 입계 반응형 석출을 억제하는 효과는 작다. 또한 첨가원소가 너무 많이 첨가되면 티타늄(Ti)의 고용량이 적어져 구리-티타늄(Cu-Ti) 합금의 장점을 상쇄시킨다.
현재 상용화되고 있는 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재는 구리-티타늄(Cu-Ti) 또는 구리-티타늄-철(Cu-Ti-Fe)로 한정되어 있다. 기존에 출원된 특허문헌들을 보면, 강도와 굽힘가공성을 동시에 양립시키기 위해 시도된 많은 기술들이 보고되고 있다. 일부 특허문헌에는 상기에 언급한 상용화 합금성분에 기타 다양한 원소를 첨가하여도 동일한 효과를 얻을 수 있다고 개시한 경우가 간혹 있지만 결과가 제시되거나 상용화된 바가 없고, 실제로 다양한 원소를 첨가해 보면 강도가 증가하면 굽힘가공성이 저하되고, 굽힘가공성이 증가하면 강도가 저하되는 단점이 있어, 높은 강도와 우수한 굽힘가공성을 동시에 확보하는 것은 매우 어려운 실정이다.
그러나, 자동차, 전기 전자, 정보통신, 반도체 산업에서 최신 경향은, 동합금재가 조립 시나 작동 시에 부여되는 응력에 견딜 수 있는 고강도 특성과 함께, 정보전달 및 전기 접점 재료로서 일정 성능 이상의 전기전도도, 가혹한 굽힘가공에 견딜 수 있는 우수한 굽힘가공성을 동시에 갖출 것을 요구한다.
예를 들어, 최근 모바일 등 전기 전자 부품의 경우, 기능 다양화에 따라 소형화는 물론이고 형상이 매우 복잡해지기 때문에 가공품의 형상, 치수 정밀도뿐만 아니라 소재가 견딜 수 있는 최대 항복강도를 향상시키는 것이 아울러 요구된다. 즉, 소재 굽힘가공시 가공부의 탄성변형을 구리 합금에 부여함으로써 전기 접점에서의 접압을 얻고 있는데, 소재 가공 시 구리 합금 내부에 발생하는 응력이 구리합금의 항복강도를 초과하게 되면 구리합금판재에 소성변형이 발생되어 접압력(스프링성)이 떨어져 소재가 처지는 현상이 발생한다. 이 때문에 구리 판재의 항복강도가 높을수록 높은 접압력(스프링성)을 얻을 수 있으므로 보다 높은 항복강도를 달성하는 것이 필요하다. 그러나 일반적으로 항복강도는 굽힘가공성과 반비례적인 특성을 나타내는 경향을 가지고 있어 요구 물성을 구현하는데 많은 어려움이 있다. 또한, 동합금재는 우수한 전기전도체로서 널리 사용되고 있는 소재이다. 그러나 구리-티티늄(Cu-Ti) 합금은 전기전도도가 약 10~13%IACS로 전기전도도가 일반 동합금재에 비해 크게 떨어지므로 트랜지스터, 집적회로 등의 리드프레임(Lead Frame)이나, 전기부속품 등 고강도 및 전기전도도를 동시에 요구하는 전기전자 부품용 소재로 이용하기에는 불리하다.
최근 연구동향을 살펴보면, 구리-티타늄(Cu-Ti)계 합금에 있어서 고강도를 유지하면서 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 우수한 굽힘가공성을 구현하는 연구, 및 구리-티타늄(Cu-Ti)계 금속간화합물의 석출량을 조절함으로써 전기전도도를 개선하는 연구도 활발하게 진행되고 있다.
일본 공개특허공보 제2004-091871호에서는 제조 공정의 개량을 진행하여 인장강도, 탄성강도를 유지하면서 굽힘 가공성을 개선시키고 있다. 예를 들어, 용체화 처리, 냉간압연, 시효 처리 후에 추가로 냉간압연을 실시, 금속간화합물 제어하여 2상 금속간화합물 중 구리-티타늄-철(Cu-Ti-Fe)계인 금속간화합물 비율이 50% 이상인 것을 특징으로 고강도 및 굽힘가공성을 향상시키는 기술이 보고되고 있다. 하지만 상기 특허문헌 발명의 제조 공정은 시효 처리 후 최종압연으로 변경하여 강도 향상 측면에서는 유리하나 굽힘가공성 측면에서는 불리하다.
대한민국 공개특허공보 제10-2004-0048337호에서는 제3원소를 첨가하여 굽힘가공성 및 강도 향상을 도모한 동합금을 제공하고 있다. 예를 들어, 구리-티타늄(Cu-Ti)계 합금에 제3원소군을 첨가하여 티타늄(Ti) 첨가량의 적정화, 제3원소군 첨가량의 적정화를 도모함으로써, 제2상 입자에 있어서, 제2상 입자중의 제3원소군의 함유율이 합금중의 제3원소군의 함유율의 10배 이상인 제 2상 입자의 개수의 비율을 제2상 입자 전체의 70% 이상으로 제어하여 우수한 굽힘가공성과 강도 향상을 동시에 실현할 수 있는 기술이 보고되고 있다. 하지만 상기 특허문헌의 발명은 첨가원소의 적정화에 따른 것으로 첨가원소의 영향만 가지고 강도와 굽힘가공성을 동시에 만족시키는 데에는 한계가 있다.
대한민국 공개특허공보 제10-2015-0055055호에서는 구리-티타늄(Cu-Ti) 합금의 항복강도를 개선하기 위해 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)를 이용한 결정방위 해석에서 KAM(Kerner Average Misorientation) 값이 1.5-3.0일 때 항복강도가 개선된다고 보고하고 있다. 이 조건을 만족하기 위한 주요 제조방법은 1차 용체화 처리, 중간압연, 최종 용체화 처리, 예비시효, 시효 처리, 냉간압연 순으로 진행된다. 하지만 상기 제조공정은 산업적인 측면에서 제조비용이 너무 비싸다는 단점이 있고, 동합금소재 특성 측면에서는 예비시효와 시효 처리를 통해 제 2상 석출물을 많이 형성시킬 수 있지만 예비시효를 저온 장시간 실시함에 따라 석출물 크기가 조대해지기 때문에 강도에는 유리하나 굽힘가공성에는 매우 불리하다. 따라서, 상기 발명은 사용되는 용도에 한정적으로 사용되는 발명으로 1100MPa 이상의 항복강도를 얻을 수 있지만 본 발명에서 주장하는 굽힘가공성 측면에서는 요구하는 특성을 만족하지 못한다.
대한민국 공개특허공보 제10-2012-0121408호에서는 구리-티타늄(Cu-Ti) 합금의 결정립의 크기, 형태 및 제2상 입자(Cu-Ti계 화합물)의 상태와 강도 및 굽힘가공성의 관계를 조사하였다. 구체적으로 용체화 처리 후에 시효 처리, 냉간압연을 순차적으로 실시하여 강도를 향상시킴과 함께 조대한 제2상 입자를 감소시킴으로써 높은 강도 및 굽힘가공성이 얻어진다고 보고하고 있다. 그러나 상기 특허문헌의 발명은 용질원자를 완전히 고용한 상태에서 냉간압연에 의해서 (311) 결정면을 발달시켜 강도는 향상되지만 충분한 굽힘가공성을 만족하지는 못한다.
대한민국 공개특허공보 제10-2012-0040114호에서는 고온에서 시효 처리하여 전기전도도를 향상시킴과 함께, 냉각속도를 빠르지 않게 함으로써, 입계 반응상을 안정상보다 많이 형성하고, 안정상의 조대화에 의한 강도나 굽힘가공성의 저하를 억제하여 항복강도 850MPa 이상, 전기전도도 18%IACS 이상인 동합금재를 제공한다고 보고하고 있다. 하지만 전기전도도는 높지만 상대적으로 고온 시효 처리에 따른 금속간화합물이 조대화됨으로써 항복강도가 850MPa밖에 되지 않아 소재 가공 시 구리 합금 내부에 발생하는 응력이 구리합금의 항복강도를 초과하게 되어 구리합금판재에 소성변형이 발생되어 접압력(스프링성)이 떨어져 소재가 처지는 현상이 생기기 때문에 강도가 충분하다고 할 수 없다.
따라서 위의 선행 특허 문헌들에 기재된 동합금재는 강도는 높지만 굽힘가공성 평가가 평이한 90˚굽힘 시험, 즉 W 굽힘 시험만 개시하며, 따라서 굽힘가공성 개선이 충분하다고는 할 수 없고 사용되는 용도에 따라 강도를 높게 하면 굽힘가공성을 만족하지 못하는 경우도 있다. 또한, 전기전도도 향상시 강도가 감소된다.
그러나, 최근 모바일 부품을 포함하는 전기 전자 부품용 커넥터 및 트렌지스터, 집적회로 등의 리드프레임(Lead Frame)이나, 전기부속품 등은 소형화 및 고집적화에 따라 요구되는 특성은 900MPa 이상의 항복강도, 15%IACS 이상의 전기전도도와 더불어 90˚이상 180˚까지 굽힘가공성이 동시에 요구된다. 상기에 언급한 대로 항복강도 및 전기전도도, 굽힘가공성이 우수한 동합금재는 베릴륨동(Cu-Be)이 많이 사용되나 베릴륨의 독성과 제조공정이 복잡하여 비용이 높아 구리-티타늄(Cu-Ti)계 합금이 대체재로 사용되나, 베릴륨동(Cu-Be)에 버금가는 특성을 구현하는데는 한계가 있고, 아직까지 상기 요구 특성에 부합한 구리-티타늄(Cu-Ti)계는 여전히 개발되어 있지 않다.
본 발명은 지금까지와 다른 관점에서 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금의 특성 개선을 시도하여 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기 전자 부품용 동합금재 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명에 따르는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법은 (a) 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 동(Cu) 및 0.8 중량% 이하의 불가피한 불순물을 용해 및 주조하여 주괴(slab)를 얻는 단계로서, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Zn, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18 범위인 단계, (b) 주괴를 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계, (c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계, (d) 550-740에서 5-10000초 동안 중간 열처리하는 단계, (e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계, (f) 750-1000에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계, (g) 550-700℃에서 60-1800초 동안 실시한 후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간에서 2차 시효 처리 하는 단계 및 필요에 따라서 시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계, (h) 최종 냉간가공의 압하율 및 가공율을 5-70%까지 진행하는 단계, 및 (i) 300-700에서 2-3000초간 응력 제거하는 단계를 포함한다. 상기 방법에서 단계 (e),(f),(g) 및 (h)는, 필요에 따라 2회 내지 5회 반복 실시될 수 있다. 상기 방법은 또한 시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 방법은 또한 응력제거 단계 이후에, 주석(Sn), 은(Ag), 또는 니켈(Ni) 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 방법은 또한 판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 제조 방법에 따라, 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 구리(Cu) 및 합계 총량으로 0.8 중량% 이하의 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Ni, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18 범위이고, 구리 기지 내에 300㎚ 이하의 미세 석출물이 균일하게 분포되어 있고, 상기 미세 석출물은 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, 및 (Cu,Ni)4Ti로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상인 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재를 제조한다. 상기 미세 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상이다. 상기 동합금재는 항복강도는 900MPa 이상, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 180˚ 완전밀착 굽힘 시험에서 압연방향과 압연직각방향 모두 R/t≤1.5(180˚)이다.
본 발명은 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재 및 그 제조 방법을 제공한다.
도 1a는 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 투과전자현미경(FE-TEM)의 레플리카(Replica) 분석을 이용한 사진과 포인트 EDS 분석 결과이다.
도 1b는 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 투과전자현미경(FE-TEM)의 레플리카(Replica) 분석 결과, (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 이미지를 나타내는 사진이다.
도 2는 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 투과전자현미경(FE-TEM)의 레플리카(Replica) 분석 결과, (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 크기 및 면밀도를 나타내는 사진이다.
도 3은 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 주사전자현미경(FE-SEM)의 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 분석 결과에 따른 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 1b는 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 투과전자현미경(FE-TEM)의 레플리카(Replica) 분석 결과, (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 이미지를 나타내는 사진이다.
도 2는 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 투과전자현미경(FE-TEM)의 레플리카(Replica) 분석 결과, (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 크기 및 면밀도를 나타내는 사진이다.
도 3은 표 1의 No. 1에 개시된 조성(Cu-3.2Ti-0.25Ni)에 따라 제조된 본 발명에 따르는 동합금재로 제조된 판재 시료의 전계방출형 주사전자현미경(FE-SEM)의 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 분석 결과에 따른 미세조직을 나타내는 사진이다.
본 발명은 항복강도를 포함한 강도 특성, 전기전도도 및 굽힘가공성을 동시에 향상된 동합금재의 제조 방법 및 그로부터 제조된 동합금재를 제공한다.
이하, 본 발명에 따르는 동합금재의 제조 방법을 설명한다.
본 발명에 따르는 동합금재의 제조 방법
종래의 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재는 일반적으로 용해/주조, 열간압연, (열처리 및 냉간압연의 반복), 용체화 처리, 냉간압연, 시효 처리 순서로 제조한다.
반면에, 본 발명에 따르는 동합금재는 본 발명의 특성을 달성하기 위해 제안된 하기 제조 방법에 의해 수득된다.
본 발명에 따르는 동합금재는 (a) 1.5 내지 4.5 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 구리(Cu) 및 총량 0.8 중량% 이하의 불가피한 불순물을 용해 및 주조하여 주괴를 얻는 용해 및 주조 단계로서, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Zn, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율 10<Ti/Ni<18 범위인 단계; (b) 주괴를 750-1000℃에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계; (c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계; (d) 550-740℃에서 5-10000초 동안 중간 열처리하는 단계; (e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계; (f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계, (g) 550-700℃에서 60-1800초 동안 1차 시효 처리 후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간 동안 2차 시효 처리하는 2단 시효 처리 단계; (h) 최종 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 0-70%로 최종 냉간가공하는 단계; (i) 300-700℃에서 2-3000초 동안 응력완화 처리하는 단계를 포함하는 방법에 따라 제조된다.
본 발명에 따르는 동합금재의 구체적인 제조 조건은 아래와 같다.
(a) 용해 및 주조
본 발명에 따르는 동합금재의 조성이 되도록, 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 구리(Cu)를 첨가하여 티타늄(Ti)의 산화 방지를 목적으로 진공 용해로를 이용하여 용해 후 불활성 가스 분위기에서 주조를 실시하여 주괴를 수득한다. 이때 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율 10<Ti/Ni<18 범위이다. 상기 공정에서 상술한 불가피한 불순물이 포함될 수 있으나, 합계 총량이 0.8 중량%를 넘지 않도록 제어하여야 한다.
(b) 열간가공
열간가공은 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 동안 실시하고, 바람직하게는 850-950℃에서 2-4시간 동안 실시할 수 있다. 750℃ 이하, 1시간 이내에서는 열간가공을 실시하면 주조 조직이 남아 있어 열간가공 시 크랙 등 결함 발생 확율이 높고 완제 제조 시 강도와 굽힘 가공성이 떨어진다. 또한 1000℃ 이상, 5시간 이상인 경우는 결정립이 조대화되어 완제 두께로 제조 시 굽힘 가공성이 떨어진다.
(c) 1차 냉간가공
열간가공 후 1차 냉간가공은 상온에서 실시한다. 1차 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율은 50% 이상이다. 1차 냉간가공이 50%보다 낮은 경우에는 구리(Cu) 기지조직 내에 충분한 석출구동력이 발생하지 하지 않아 짧은 시간에 연속적으로 진행하는 용체화 처리 과정에서 재결정이 늦게 일어나므로 용체화 처리에 불리하다.
(d) 중간 열처리
중간 열처리는 550-740℃에서 5-10000초 동안 실시한다. 상기 중간 열처리 공정에 따라 크기가 0.3-3㎛인 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 일부 생성된다. 이후 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공한 후 용체화 처리를 실시하면, 중간 열처리시 생성된 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물들이 다시 재고용되고, 용체화 처리, 시효 처리 및 최종 냉간가공시 더 많은 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 미세 금속간화합물이 형성되어 고강도 및 굽힘가공성을 동시에 수득할 수 있다.
(e) 2차 냉간가공
중간 열처리에 이어서 2차 냉간가공을 실시한다. 2차 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율은 50% 이상이다 용체화 처리 전 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율이 높을수록 용체화 처리에서 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물이 미세하고 균일하게 분포시킬 수 있어, 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50%이상으로 냉간가공을 진행하는 것이 유리하다.
(f) 용체화 처리
용체화 처리는 고강도, 우수한 굽힘가공성을 얻기 위해서 중요한 공정이다. 용체화 처리는 750-1000℃에서, 1-300초 동안 실시하며, 바람직하게는 800-900℃에서 10-60초 동안 실시할 수 있다. 용체화 처리가 750℃ 또는 1초 미만에서는 충분한 과포화 상태를 형성하지 못하여 시효 처리 후, 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 충분하게 석출하지 못하여 인장강도, 항복강도가 떨어지며, 용체화 처리가 1000℃ 또는 300초 초과에서는 결정립 크기는 50㎛ 이상으로 성장하며 굽힘 가공성이 떨어진다. 특히 압연 방향으로 굽힘가공성은 급격하게 떨어진다.
(g) 2단 시효 처리(double aging treatment)
시효 처리는 미세한 금속간화합물을 석출시켜 강도, 전기전도도, 굽힘가공성 등의 특성을 개선시키기 위해 시행되는 중요한 공정이다. 종래의 일반적인 시효 경화형 동합금재 제조 방법의 경우, 단일한 시효 처리(single aging treatment)로 제조하는 것이 일반적이다. 상기에 언급한 일부 선행특허에서는 예비시효 공정을 도입한 사례도 있다. 구체적으로, 대한민국 공개특허공보 제10-2015-0055055호에서는 예비시효 공정을 150-250℃ 저온에서 10시간 이상의 장시간으로 수행하고, 이어서 시효 처리를 실시하여 제2상 입자를 균일하게 석출시키는 공정을 채택하였다. 하지만 예비 시효를 장시간 실시하기 때문에 제조 공정 비용이 증가하는 단점이 있고, 석출물 크기가 조대해지므로 굽힘가공성에는 악역항을 미친다.
반면에 본 발명에 따르는 동합금재는 구리-티타늄(Cu-Ti)에 니켈(Ni)을 Ti/Ni 비율에 맞게 첨가하여 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물을 생성시키고 용체화 처리 후 연속 2단 시효 처리 공정을 도입함으로써, 종래의 1단 시효 처리 제조공정 보다 미세한 석출물의 분포를 얻을 수 있다. 즉, 550-700℃에서 60-1800초 동안 1차 시효 처리 후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간 동안 2차 시효 처리를 실시하면, 1차 시효 처리에서 석출물이 2차 시효 처리시 석출에 대한 불균일 핵생성 위치로 작용하게 되므로, 1단 시효 처리를 실시하는 것보다 더욱 미세한 석출물들이 구리(Cu) 기지 내에 균일하게 분포시킬 수 있다. 본 발명에 따르는 2단 시효 처리 공정의 1차 시효 처리는 550-700℃에서 60-1800초 동안 실시되고, 이어서 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간 동안 2차 시효 처리를 실시한다.
1차 시효 처리 조건은 550-700℃에서 60-1800초 조건으로 2차 시효 처리보다 고온에서 단시간에 이루어지는 것이 중요하다. 이 구간은 용체화 처리 후 고용되어 있던 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 중 정합성이 나쁜 Cu3Ti 석출물이 일부 형성되어 강도를 확보하는 중요한 공정이다. 이후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간 동안 2차 시효 처리를 실시한다. 이 구간은 시효 처리 후 최종 냉간가공시 결정립계, 구리(Cu) 기지 내에서 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)계 미세한 금속간화합물의 생성과 성장이 일어나며 정합성이 나쁜 Cu3Ti 석출물이 정합성이 양호한 Cu4Ti 석출물로 상당 부분 변화되고 미세한 복합 석출물들이 구리(Cu) 기지 내에 균일하게 분포되어 강도를 향상시키는 동시에 굽힘가공성을 향상시킨다. 상기에서 2차 시효 처리 온도가 350℃ 미만, 및 시간이 1시간 미만에서는 열량 부족으로 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물들이 구리(Cu) 기지 조직 내에 충분히 생성 및 성장하지 못하여 항복강도, 굽힘가공성이 떨어지며, 온도가 500℃ 초과 및 20시간 초과에서 과시효 영역으로 접어들면서 굽힘가공성은 최대값을 가지지만, 항복강도가 감소한다.
(h) 최종 냉간가공
시효 처리 후 최종 냉간가공을 실시한다. 최종 냉간가공의 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율은 5-70%이다. 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율이 5% 미만이면 인장강도가 현저하게 떨어지며, 최종 냉간가공의 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율이 70% 초과이면 굽힘가공성이 크게 저하된다.
(i) 응력완화 처리
응력완화 처리는 300-700℃에서 2-3000초간 실시되며, 바람직하게는 500-600℃에서 10-300초 동안 실시될 수 있다. 응력완화 처리 단계는 수득된 생성물의 소성 변화에 의해 형성된 응력을 열을 가하여 해소하는 공정이며, 특히 판형상 교정 후 탄성강도를 회복하는데 중요한 역할을 한다. 응력완화 처리가 300℃ 미만, 또는 2초 미만으로 실시되면 판형상 교정에 따른 탄성강도 손실을 충분하게 회복하지 못하고, 700℃ 초과, 또는 3000초 초과에서는 탄성강도 최대 회복 구간을 지나 연화(Softening)가 발생되어 기계적 성질인 인장강도, 탄성강도가 저하될 수 있다.
상기 제조 방법 중에서 (e) 2차 냉간가공 단계 내지 (h) 최종 냉간가공 단계를 필요에 따라 2회 내지 5회 반복적으로 실시할 수 있다 즉, 최근 자동차 및 전기전자 부품의 소형화, 고집적화에 따른 동합금재의 두께 감소로 인해 최종 생성물의 두께에 따라 반복 실시가 가능하다.
또한 시효 처리 전, 후 소재의 판형상 상태에 따라서 판형상 교정을 실시할 수 있다. 당업자는 상기 판형상 교정 단계를 필요에 따라 적절하게 실시할 수 있다.
또한 응력제거 단계 이후에 필요에 따라서 주석(Sn), 은(Ag), 니켈(Ni) 도금을 실시할 수 있다. 당업자는 상기 도금 단계를 필요에 따라 적절하게 실시할 수 있다.
한편, 용도에 따라 판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다. 구체적으로 판재인 경우에는 0.03~0.8mm 두께, 봉 및 관 형태일 때는 외경사이즈 0.5-200Φ로 제조될 수 있다.
상술한 본 발명에 따르는 동합금재의 제조 방법에 따라 동합금재를 수득할 수 있다.
본 발명에 개시된 동합금재의 제조 방법에 따라 제조된 동합금재는 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 구리(Cu) 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Ni, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18 범위이고, 구리 기지 내에 300㎚ 이하의 미세 석출물이 균일하게 분포되어 있고, 상기 미세 석출물은 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, 및 (Cu,Ni)4Ti로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상이며, 상기 미세 석출물의 면밀도는 2.5 X 108/㎝2 이상을 특징으로 한다. 본 발명에 따라 제조된 동합금재는 항복강도 900MPa 이상이고, 전기전도도는 15%IACS 이상, 굽힘가공성은 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t≤1.5(180˚)이다.
이하, 본 발명에 따르는 동합금재를 구성하는 성분 원소와 그의 한정 이유를 설명한다.
(1) 티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 니켈(Ni)과 금속간화합물을 형성하여 강도 항상에 기여하는 원소이며, 본 발명에 따르는 동합금재의 티타늄(Ti)의 성분 함량은 1.5-4.3 중량% 범위이다. 티타늄(Ti) 함량이 1.5 중량% 미만이면 시효 처리에서 충분한 강도를 확보하지 못하므로 자동차, 전기 전자용 커넥터, 반도체, 리드프레임에 적용하기 부적합하며, 티타늄(Ti) 함량이 4.3 중량% 초과일 경우에는 주조 시 형성된 정출물로 인한 열간가공시 측면 균열(side crack)을 유발하며 굽힘가공성이 저하되는 원인이 된다.
(2) 니켈(Ni)
니켈(Ni)은 티타늄(Ti)과 금속간화합물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이며, 상기 금속간화합물을 미세하고 균일하게 분포할수록 강도 향상과 더불어 굽힘가공성도 동시에 향상시킬 수 있다. 본 발명에 첨가되는 니켈(Ni) 함량은 0.05 내지 1.0 중량% 범위이다. 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금에서 니켈(Ni) 첨가는 용체화 처리 시 금속간화합물의 조대화를 억제하기 때문에 더 고온에서 용체화 처리가 가능하며, 티타늄(Ti)을 충분히 고용시킬 수 있다. 니켈 함량이 0.05중량%보다 적은 경우 상술한 효과를 수득하기에 부족하다. 그러나 강도 확보를 위해 니켈(Ni)을 1.0 중량%보다 과잉으로 첨가하면 니켈-티타늄(Ni-Ti) 금속간화합물에 의해 소비되는 티타늄(Ti) 양이 많아지기 때문에 오히려 강도와 굽힘가공성을 저하시키는 원인이 된다.
(3) 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율
본 발명에 따르는 동합금재에서 티타늄과 니켈은 구리(Cu) 기지 내에 강도와 굽힘가공성에 기인하는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물을 형성하는 역할을 한다. 이때, 동합금재에 함유된 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18이다. 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율이 10.0 이하에서는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물에 의해 소비되는 티타늄(Ti) 양이 많아지기 때문에 강도 및 굽힘가공성을 저하시키고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율이 18.0 이상이 되면 니켈(Ni) 첨가에 대한 강도 효과를 볼 수 없다. 따라서, 본 발명에 따르는 동합금재의 합금조성에서 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18이다.
(4) 불순물(Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Ni, Si, Zr, V, P)
본 발명에 따르는 동합금재는 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Ni, Si, Zr, V, 및 P로 이루어진 그룹으로부터 선택적으로 1종 이상의 원소를 불순물로서 포함할 수 있다. 상기 불순물은 의도적으로 첨가한 것은 아니지만, 용해 주조 등의 동합금재 제조 공정 과정을 통해 자연스럽게 첨가되는 성분으로, 시효 처리과정에서 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)에 불순물이 함께 금속간화합물을 형성하여 기지 조직 내에 석출되어 강도를 증가시킨다. 상기 불순물의 합계 총량은 0.8 중량% 이하이다. 상기 불순물의 합계량이 0.8 중량%가 넘으면 티타늄-니켈-X(Ti-Ni-X)계(여기서, X는 상기 불순물을 의미함) 금속간화합물이 다량 석출되어 급격한 강도 및 굽힘가공성 저하를 초래한다.
본 발명에 따르는 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재는 구리(Cu) 기지 내 독특한 복합 석출물을 형성한다. 일반적으로 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금은 구리(Cu) 기지 상인 α상에 대해 정합성이 나쁜 Cu3Ti상과 정합성이 양호한 Cu4Ti상이 존재하고, 이들 미세 입자가 강도 특성에 기여한다고 알려져 있다. 그러나 α상에 대해 정합성이 나쁜 Cu3Ti는 강도 측면에서는 유리하지만 굽힘가공성에는 악영향을 끼친다. 최근에는 정합성이 좋은 Cu4Ti상을 미세하고 균일하게 분산시켜 강도와 굽힘가공성을 양립시키는 기술이 보고되고 있다. 또한 구리(Cu) 기지 내에 Cu3Ti을 국소적으로 석출시켜 강도 및 굽힘가공성을 양립시키는 기술도 보고되고 있다. 그러나 국소적이라 하더라도 구리(Cu) 기지 내의 정합성이 나쁜 Cu3Ti상이 입계에서 미고용 입자로서 산재하고 있으면, 제품 가공시 국소적으로 분산된 Cu3Ti가 강도나 굽힘가공성에 악영향을 미친다.
반면에, 본 발명의 동합금재는 상기 언급한 내용과 전혀 다른 관점에서 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재의 특성을 개선시키므로 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 동합금재를 제공할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 동합금재는 구리-티타늄(Cu-Ti)에 니켈(Ni)을 Ti/Ni 비율에 맞게 첨가하여 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물이 생성시키고, 용체화 처리에 이어서 2단 시효 처리(double aging treatment)를 적용함으로써 구리(Cu) 기지 상인 α상에 대해 정합성이 나쁜 Cu3Ti상과 정합성이 양호한 Cu4Ti상 이외에도, CuTi, Cu3Ti2상 등 복합적인 석출물을 아주 미세하면서도 균일하게 분포함으로써 우수한 항복강도, 전기전도도와 더불어 우수한 굽힘가공성까지 확보할 수 있다.
본 발명에 따르는 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 동합금재는, 단면조직 관찰 시 결정립 크기가 5㎛ 이하이고, 복합 석출물 크기는 300㎚ 이하, 복합 석출물의 면밀도는 2.5 X 108/㎝2 이상이다. 일반적으로 동합금재 평균 결정립의 크기는 동합금재의 강도나 굽힘가공성에 크게 영향을 미친다. 본 발명에 따르는 동합금재의 압연방향에 평행한 단면의 조직은 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이다. 상기 단면에 드러나는 평균 결정 입경이 5㎛보다 큰 경우, 굽힘가공시 균열의 기점이 되므로 굽힘가공성에는 불리하다. 또한, 본 발명에 따르는 동합금재 내에 300㎚ 이하의 미세한 복합 석출물이 균일하게 분포되고 상기 복합 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상이기 때문에 900MPa 이상의 항복강도, 15%IACS 전기전도도 및 R/t≤1.5(180°)의 굽힘가공성을 얻을 수 있다. 다시 말하면, 복합 석출물의 면밀도는 2.5 X 108/㎝2 이하에서는 900MPa 이상의 항복강도 및 전기전도도를 얻을 수 없고, 복합 석출물의 면밀도는 2.5 X 108/㎝2 이상이더라도 크기가 300㎚ 이상이면 굽힘가공시 소재 표면이 쉽게 거칠어지거나 크랙이 발생되어 굽힘가공성에 매우 불리하기 때문이다.
본 발명에 따라 제조되는 동합금재의 항복강도는 900MPa 이상이고, 더 바람직하게는 950MPa 이상이다. 항복강도가 900MPa 미만에서는 소재 가공 시 구리 합금 내부에 발생하는 응력이 구리합금의 항복강도를 초과하게 되어 구리합금 판재에 소성 변형이 발생되어 접압력(스프링성)이 떨어져 소재가 처지는 현상이 발생한다. 구리 판재의 항복강도가 높을수록 높은 접압력(스프링성)을 얻을 수 있으므로 보다 높은 항복강도가 필요하다.
본 발명에 따라 제조되는 동합금재의 전기전도도는 15%IACS 이상이다. 일반적인 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금의 전기전도도는 10-13%IACS이므로, 정보전달 및 전기 접점 재료로 사용되기에는 부족하다. 즉, 전기 접점 재료로 사용되기 위해서는 적어도 15%IACS는 되어야 한다. 본 발명에 따르는 동합금재에서는 300㎚ 이하의 미세 금속간화합물의 양을 최대한 증대 및 균일하게 분포시켜 항복강도를 유지하면서 15%IACS 이상의 전기전도도를 얻을 수 있다.
본 발명에 따르는 동합금재에서, 굽힘가공성은 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t≤1.5(180°) 이며, 바람직하게는 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t≤1.0(180°)이다. 굽힘가공성이 R/t 값이 1.5(180°) 초과가 되면 협폭 가공품의 굽힘가공시 굽힘 크랙이 발생되어 소형화 또는 형상이 복잡한 가공품에 적용이 어렵기 때문에 R/t≤1.5(180°)의 굽힘가공성이 필요하다.
따라서, 본 발명의 제조 방법에 의해 제조된 동합금재의 항복강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 동시 만족될 수 있다.
실시예
실시예 1 내지 10
상술한 본 발명의 동합금재를 하기 표 1에 개시된 조성으로, 하기 표 2에 개시된 공정 조건으로 제조하였다. 구체적으로, 표 1에 개시된 조성으로 성분 원소를 조합한 후 진공용해/주조기를 사용하여 용해와 주조를 실시하여 총 중량 2kg이며 두께 25mm, 폭 100mm, 길이 150mm의 동합금 주괴를 제조하였다. 이 동합금 주괴는 판재로 제조하기 위해서 950℃에서 11mm까지 열간가공하고 수냉한 후, 양 표면을 0.5mm 두께로 산화 스케일을 제거하기 위해 면삭하였다. 이후 두께를 5mm까지 1차 냉간가공 후 표 2에 기재된 온도 및 시간 조건으로 중간 열처리를 실시하였다. 이 후 두께를 0.4mm까지 압하율 92%로 2차 냉간가공을 실시하고, 표 2에 제시된 조건과 같이 용체화 처리, 2단 시효 처리, 최종 냉간가공을 차례로 실시하여 최종 냉간가공율에 따른 완제 두께의 판재 시편을 제조하였다.
비교예 1 내지 12
해당 비교예를 표 1 및 표 2에 따라 제조하였다. 다른 일반적인 과정은 상술한 실시예의 제조 방법과 동일하다. 상술한 바와 같이, 표 1은 동합금재의 성분 원소를 표시하였다.
| 구분 | 화학성분(wt%) | Ti/Ni 비율(%) |
||||
| Cu | Ti | Ni | 불순물 | |||
| 실시예 | 1 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 |
| 2 | 잔부 | 3 | 0.25 | - | 15 | |
| 3 | 잔부 | 3.5 | 0.2 | - | 17.5 | |
| 4 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | P0.01 | 12.8 | |
| 5 | 잔부 | 4 | 0.25 | - | 16 | |
| 6 | 잔부 | 2.5 | 0.2 | - | 12.5 | |
| 7 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | Zn0.02 | 12.8 | |
| 8 | 잔부 | 3.8 | 0.35 | - | 10.8 | |
| 9 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 10 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 비교예 | 1 | 잔부 | 3.2 | - | - | - |
| 2 | 잔부 | 5 | 0.25 | - | 20 | |
| 3 | 잔부 | 1 | 0.25 | - | 4 | |
| 4 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 5 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 6 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 7 | 잔부 | 3.2 | 0.5 | Co 0.35,Cr0.5 | - | |
| 8 | 잔부 | 3.2 | 0.5 | Sn 0.35,Cr0.5 | - | |
| 9 | 잔부 | 3.2 | - | Fe 0.2 | - | |
| 10 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
| 11 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | P0.02 | 12.8 | |
| 12 | 잔부 | 3.2 | 0.25 | - | 12.8 | |
상술한 바와 같이, 표 2는 동합금재의 제조 공정 조건을 표시하였다.
| 구분 | 공정 | |||||
| 중간 열처리 (℃x 초) |
용체화 처리 (℃ x 초) |
1차 시효 처리 (℃ x 초) |
2차 시효 처리 (℃ x 시간) |
최종압연 (압하율%) |
||
| 실시예 | 1 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 |
| 2 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1200 | 400 x 5 | 15 | |
| 3 | 700 x 3600 | 830 x 50 | 650 x 1200 | 400 x 5 | 10 | |
| 4 | 700 x 1200 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 20 | |
| 5 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 | |
| 6 | 700 x 3600 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 20 | |
| 7 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 15 | |
| 8 | 700 x 3600 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 | |
| 9 | 650 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 15 | |
| 10 | 600 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 15 | |
| 비교예 | 1 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 |
| 2 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 | |
| 3 | 700 x 3600 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 20 | |
| 4 | 850 x 1800 | 830 x 50 | 750 x 1800 | 400 x 5 | 15 | |
| 5 | 400 x 1800 | 830 x 50 | 450 x 1800 | 400 x 5 | 15 | |
| 6 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 75 | |
| 7 | 열간압연 시 Crack | |||||
| 8 | ||||||
| 9 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 400 x 5 | 10 | |
| 10 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 300 x 5 | 15 | |
| 11 | 700 x 1800 | 830 x 50 | 650 x 1800 | 550 x 5 | 15 | |
| 12 | - | 830 x 50 | - | 400 x 5 | 15 | |
수득된 각 시료에 대하여, 항복강도, 전기전도도, 굽힘가공성, 평균 결정립 크기, 복합 석출물 크기 및 면밀도를 아래와 같은 방법으로 평가하였다.
시험예
(항복강도)
인장 시험기를 사용하여 JIS Z 2241에 준거하여 압연 방향으로 항복강도를 측정하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
(전기전도도)
4-프로브(Probe) 방식으로 전기저항을 240Hz로 전기 저항을 측정하였으며, 표준 기준 샘플 순동의 저항값과의 전기전도도 비의 백분율을 %IACS 값으로 나타내었다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
(굽힘가공성)
내굽힘 반경을 R, 소재 두께를 t로 하여 압연 방향과 직각 방향(Good way 방향)과 압연 방향과 평행 방향(Bad way)으로 완전 밀착(180˚완전밀착 U 굽힘시험, R/t≤1.5 조건(R=곡율반경, t=소재의 두께) 굽힘시험을 실시한 후 광학 현미경으로 균열이 확인되지 않을 경우는 O, 균열이 확인된 경우는 X로 평가하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
(평균 결정립 크기)
최종 시편을 기계 연마 실시 후 FE-SEM(제조사: FEI, 미국)을 사용하여 5000배 배율로 측정 후 1000㎟ 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 결정입경을 선분법(절단법, 헤인법)에 의한 결정립 측정방법을 이용하여 측정 후 평균 결정 입경을 구하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
(복합 석출물 크기 및 면밀도)
전계방사형 투과전자현미경(FE-TEM)을 이용하여 100,000배 이상의 배율로 관찰 후 레플리카(Replica) 분석을 이용하여 복합 석출물의 크기 및 면밀도를 계산하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
| 구분 | 기계적 특성 | 평균 결정립 크기 (㎛) |
석출물 | ||||
| 항복강도 (MPa) |
전기전도도 (%IACS) |
굽힘가공성 (180˚ R/t≤1.5) |
평균크기 (nm) |
면밀도 108/㎝2) |
|||
| 실시예 | 1 | 920 | 16.8 | O | 2 | 119 | 4.4 |
| 2 | 918 | 18 | O | 3.2 | 160 | 3.2 | |
| 3 | 956 | 15 | O | 2.5 | 127 | 4.8 | |
| 4 | 932 | 16 | O | 5 | 150 | 4.6 | |
| 5 | 963 | 18 | O | 1.8 | 195 | 5.4 | |
| 6 | 902 | 21 | O | 2 | 155 | 2.9 | |
| 7 | 915 | 16 | O | 3 | 152 | 3.0 | |
| 8 | 955 | 17.5 | O | 3.4 | 192 | 4.8 | |
| 9 | 924 | 16 | O | 2 | 165 | 4.0 | |
| 10 | 922 | 18 | O | 4.8 | 162 | 4.1 | |
| 비교예 | 1 | 890 | 13 | O | 8.2 | 93 | 1.6 |
| 2 | 970 | 9 | X | 3.8 | 315 | 2.4 | |
| 3 | 695 | 25 | O | 4.5 | 423 | 0.4 | |
| 4 | 880 | 15 | X | 3 | 550 | 2.4 | |
| 5 | 860 | 15 | X | 4.2 | 195 | 1.8 | |
| 6 | 945 | 10 | X | 7 | 252 | 3.4 | |
| 7 | 열간압연 시 Crack | ||||||
| 8 | |||||||
| 9 | 882 | 13 | X | 6.5 | 1389 | 2.4 | |
| 10 | 850 | 18 | X | 15 | 458 | 2.1 | |
| 11 | 830 | 21 | O | 8 | 152 | 5.4 | |
| 12 | 890 | 19 | X | 9 | 389 | 2.0 | |
표 3을 보면, 실시예 1 내지 10에 따라 제조된 시편은 항복강도는 900MPa 이상이며, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향에서 R/t≤1.5 조건에서 180˚ U 굽힘시험 시 균열이 발생하지 않았으며, 최종 시편을 기계 연마 실시 후 FE-SEM(제조사: FEI, 미국)을 사용하여 5000배 배율로 측정 후 1000㎟ 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 결정입경을 선분법(절단법, 헤인법)에 의한 결정립 측정방법을 이용하여 측정 후 평균 결정 입경을 구한 결과 5㎛ 이하로 나타났으며, 전계방사형 투과전자현미경(FE-TEM)을 이용하여 100,000배 이상의 배율로 관찰 후 레플리카(Replica) 분석에서 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물로 이루어진 석출물의 크기가 300㎚ 이하, 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상이었다.
본 발명에서는 시효 처리 후 전계방사형 투과전자현미경(FE-TEM)을 이용하여 미세조직을 분석한 결과 결정립 크기와, 석출물 크기 및 면밀도의 분포에 따라 특성이 변화되는 것을 발견하였다.
구체적으로, 실시예 1의 2단 시효 처리를 실시한 소재와 비교예 12와 같이 1단 시효 처리를 실시한 소재의 결정립 크기, 석출물 크기, 석출물 면밀도가 확연히 차이가 나는 것을 확인하였다. 비교예 12와 같이 2단 시효 처리를 실시하지 않은 소재의 경우 결정립 크기가 5㎛ 이상이고, 압연조직이 발달되어 있는 구조를 나타내었으며, 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)이 금속간화합물의 크기가 조대해져 항복강도 및 굽힘가공성에 악영향을 미쳤다. 실시예 1과 같이 본 발명에서 제시한 범위로 제조한 소재의 경우 도 3과 같이 결정립 크기가 5㎛ 이하로 매우 미세하며, 전계방사형 투과전자현미경(FE-TEM)을 이용하여 100,000배 이상의 배율로 관찰 후 레플리카(Replica) 분석한 결과 도 1a와 같이 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 크기가 300㎚ 이하로 미세하고, 도 2와 같이 복합 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상으로 미세하고 균일하게 분포되어 항복강도 900MPa 이상, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향에서 R/t≤1.5(180˚)인 조건을 달성하였다.
한편, 비교예 1은 니켈(Ni)이 첨가되지 않아 굽힘가공성은 우수하나, 금속간화합물에 의한 항복강도 및 전기전도도 향상은 기대할 수 없었다. 비교예 2는 티타늄(Ti) 함유량이 5 중량%로, 굽힘가공성에서 균열이 발생하였다. 비교예 3은 티타늄(Ti) 함유량이 1.5 중량% 미만으로 충분한 항복강도가 확보되지 않았다. 비교예 4는 1차 시효 처리 온도가 700℃ 이상으로 1차 시효 처리에서 석출물이 다량 석출되어 2차 시효 처리시 미세 금속간화합물이 충분히 석출되지 않아 항복강도 저하 및 굽힘 균열이 발생하였다. 비교예 5는 1차 시효 처리 온도가 550℃ 미만으로 충분히 열량을 받지 못해 제2상 금속간화합물을 형성시키지 못하였다. 그 결과 항복강도 및 굽힘가공성 모두 현저히 감소되었다.
비교예 6은 최종압연이 70%로 이상으로, 압연조직이 급격하게 발달하여 굽힘가공성을 확보하지 못하였다. 비교예 7, 8은 Co, Sn 등 기타 원소를 첨가한 합금으로 불순물의 합계가 0.8 중량% 이상이 되어 열간가공시 측면 균열(side crack)이 발생되어 완제 샘플을 획득하지 못하였다. 비교예 9는 철(Fe)를 첨가한 합금으로 본 발명에서 주장하는 2단 시효 처리 후에 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)이 금속간화합물이 형성되지 않아 충분한 항복강도 및 굽힘가공성을 확보하지 못하였다. 비교예 10은 2단 시효 처리 과정에서 2차 시효 처리가 350℃ 이하에서 수행되어 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)이 금속간화합물이 완전히 형성하지 못하여 항복강도 및 굽힘가공성이 감소되었다. 비교예 11은 2단 시효 처리 과정에서 2차 시효 처리가 500℃ 이상에서 수행되어 과시효 영역으로 접근하면서 굽힘가공성은 양호하나 항복강도가 급격하게 저하되었다.
이와 같이 본 발명에서는 구리-티타늄(Cu-Ti)에 니켈(Ni)을 Ti/Ni 비율에 맞게 첨가하여 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물을 생성시키고, 용체화 처리 후 2단 시효 처리(double aging treatment)를 적용함으로써 구리(Cu) 기지 상인 α상에 대해 정합성이 나쁜 Cu3Ti상과 정합성이 양호한 Cu4Ti상, 그리고 CuTi, Cu3Ti2,상등 복합적인 석출물을 아주 미세하면서도 균일하게 분포함으로써 결정립 크기가 5㎛ 이하로 매우 미세하며, (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, (Cu,Ni)4Ti의 복합 석출물의 크기가 300㎚ 이하이고, 복합 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상으로 미세하고 균일하게 분포되어, 항복강도 900MPa 이상, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향에서 R/t≤1.5(180˚)로 우수한 항복강도, 전기전도도와 더불어 향상된 굽힘가공성까지 나타내는 것을 확인하였다. 본 발명에 따르는 동합금재는 향후 경량화, 소형화, 고밀도화로 진화하고 있는 커넥터와 같은 전기전자 부품 용도에 아주 적합한 소재이다.
Claims (8)
1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 구리(Cu) 및 합계 총량으로 0.8중량% 이하의 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Ni, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이고, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18 범위인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법으로,
(a) 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 동(Cu) 및 0.8 중량% 이하의 불가피한 불순물을 용해 및 주조하여 주괴(slab)를 얻는 단계,
(b) 주괴를 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계,
(c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계,
(d) 550-740℃에서 5-10000초 동안 중간 열처리하는 단계,
(e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계,
(f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계,
(g) 550-700℃에서 60-1800초 동안 실시한 후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간에서 2차 시효 처리하는 단계 및 필요에 따라서 시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계,
(h) 최종 냉간가공의 압하율 및 가공율을 5-70%까지 진행하는 단계,
(i) 300-700℃에서 2-3000초간 응력 제거하는 단계
를 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
(a) 1.5 내지 4.3 중량%의 티타늄(Ti), 0.05 내지 1.0 중량%의 니켈(Ni), 잔부량의 동(Cu) 및 0.8 중량% 이하의 불가피한 불순물을 용해 및 주조하여 주괴(slab)를 얻는 단계,
(b) 주괴를 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계,
(c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계,
(d) 550-740℃에서 5-10000초 동안 중간 열처리하는 단계,
(e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계,
(f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계,
(g) 550-700℃에서 60-1800초 동안 실시한 후 연속적으로 온도를 낮춰 350-500℃에서 1-20시간에서 2차 시효 처리하는 단계 및 필요에 따라서 시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계,
(h) 최종 냉간가공의 압하율 및 가공율을 5-70%까지 진행하는 단계,
(i) 300-700℃에서 2-3000초간 응력 제거하는 단계
를 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 단계 (e) 및 (f)는, 필요에 따라 2회 내지 5회 반복 실시되는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
상기 단계 (e) 및 (f)는, 필요에 따라 2회 내지 5회 반복 실시되는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계를 더 포함하는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계를 더 포함하는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
응력제거 단계 이후에, 주석(Sn), 은(Ag), 또는 니켈(Ni) 도금하는 단계를 추가로 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
응력제거 단계 이후에, 주석(Sn), 은(Ag), 또는 니켈(Ni) 도금하는 단계를 추가로 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 동합금재의 구리 기지 내에 300㎚ 이하의 미세 석출물이 균일하게 분포되어 있고, 상기 미세 석출물은 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, 및 (Cu,Ni)4Ti로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상인 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
상기 동합금재의 구리 기지 내에 300㎚ 이하의 미세 석출물이 균일하게 분포되어 있고, 상기 미세 석출물은 (Cu,Ni)Ti, (Cu,Ni3)Ti2, (Cu,Ni)3Ti, 및 (Cu,Ni)4Ti로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상인 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 미세 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
상기 미세 석출물의 면밀도가 2.5 X 108/㎝2 이상인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 동합금재는 항복강도는 900MPa 이상, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 180˚ 완전밀착 굽힘 시험에서 압연방향과 압연직각방향 모두 R/t≤1.5(180˚)인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
상기 동합금재는 항복강도는 900MPa 이상, 전기전도도는 15%IACS 이상, 동시에 180˚ 완전밀착 굽힘 시험에서 압연방향과 압연직각방향 모두 R/t≤1.5(180˚)인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
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|---|---|---|---|---|
| KR102421870B1 (ko) * | 2022-05-19 | 2022-07-19 | 주식회사 풍산 | 강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 구리-니켈-실리콘-망간-주석계 동합금재 및 그의 제조 방법 |
| RU2795584C2 (ru) * | 2018-10-22 | 2023-05-05 | ДжейЭкс НИППОН МАЙНИНГ ЭНД МЕТАЛЗ КОРПОРЕЙШН | Титаново-медный материал, способ производства титаново-медного материала и электронный компонент |
Families Citing this family (1)
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|---|---|---|---|---|
| CN113832367B (zh) * | 2021-10-15 | 2022-08-23 | 东北大学 | 一种双级时效工艺制备CuCrZr合金的方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303222A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Nippon Mining & Metals Co Ltd | チタン銅合金素材及びチタン銅合金の熱処理方法 |
| JP2011026635A (ja) * | 2009-07-22 | 2011-02-10 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金板材、銅合金板材の製造方法、および電気電子部品 |
| KR20120040114A (ko) * | 2010-10-18 | 2012-04-26 | 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 | 강도, 도전율 및 굽힘 가공성이 우수한 티탄 구리 및 그 제조 방법 |
| JP2014185370A (ja) * | 2013-03-25 | 2014-10-02 | Dowa Metaltech Kk | Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品 |
| JP2015096642A (ja) * | 2013-11-15 | 2015-05-21 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 電子部品用チタン銅 |
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| JP4885332B2 (ja) * | 2009-12-02 | 2012-02-29 | 古河電気工業株式会社 | 銅合金板材およびその製造方法 |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303222A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Nippon Mining & Metals Co Ltd | チタン銅合金素材及びチタン銅合金の熱処理方法 |
| JP2011026635A (ja) * | 2009-07-22 | 2011-02-10 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金板材、銅合金板材の製造方法、および電気電子部品 |
| KR20120040114A (ko) * | 2010-10-18 | 2012-04-26 | 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 | 강도, 도전율 및 굽힘 가공성이 우수한 티탄 구리 및 그 제조 방법 |
| JP2014185370A (ja) * | 2013-03-25 | 2014-10-02 | Dowa Metaltech Kk | Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品 |
| JP2015096642A (ja) * | 2013-11-15 | 2015-05-21 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 電子部品用チタン銅 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2795584C2 (ru) * | 2018-10-22 | 2023-05-05 | ДжейЭкс НИППОН МАЙНИНГ ЭНД МЕТАЛЗ КОРПОРЕЙШН | Титаново-медный материал, способ производства титаново-медного материала и электронный компонент |
| KR102421870B1 (ko) * | 2022-05-19 | 2022-07-19 | 주식회사 풍산 | 강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 구리-니켈-실리콘-망간-주석계 동합금재 및 그의 제조 방법 |
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