KR101875807B1 - 고강도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법 - Google Patents

고강도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금의 제조방법에 관한 것으로, 고강도 및 굽힘가공성이 동시에 만족되는 특성을 구현하여 고성능을 요구하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법을 제공한다.

Description

고강도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법{Method for manufacturing a copper alloy material for automobiles and electric/electronic parts excellent in high strength and bending workability}
본 발명은 고강도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 소형 및 정밀 커넥터, 스프링소재, 반도체 리드프레임, 자동차 및 전기 전자용 커넥터, 릴레이 소재 등의 정보 전달 및 전기 접점 재료로서 인장강도 및 굽힘가공성이 우수한 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차, 전기 전자, 정보통신, 반도체 산업 등의 추세는 친환경 소재에 대한 필요성 및 요구는 물론이고, 최종 생산품에서 구현하고자 하는 기능이 다양화에 따라 전기 회로구성이 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 많은 종류의 동합금재들이 사용되어 왔다.
기존에 사용되고 있는 950MPa 이상의 고강도 특성을 갖춘 동합금은 구리-베릴륨(Cu-Be)계 동합금으로, 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 분진이 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)합금으로 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, 가공 시 우수한 굽힘가공성을 동시에 갖출 것을 요구한다.
예를 들어, 자동차용 커넥터의 경우, 커넥터가 소형화될수록 커넥터 폭의 인치수가 작아지며, 커넥터 단자의 핀 개수 또한 기존의 50-70개에서 100개 이상의 고밀도화로 발전하고 있어서, 동합금 소재의 두께도 기존 0.40, 0.30, 0.25mm에서 0.15mm 이하로 점점 얇아지는 추세이다.
전기 전자 부품용 동합금재의 경우에도, 기능 다양화에 따라 소형화는 물론이고 형상의 복잡화에 따른 가공품의 형상 및 치수 정밀도의 향상이 요구되며, 특히 소재가 얇고 작을수록 강도와 굽힘가공성 특성의 양립이 어렵다.
즉, 자동차 분야 및 IT, 모바일 전자 기기 등을 제조하는 전기 전자 분야에서 사용되는 동합금 소재는 최종 생성품의 소형화, 고집적화에 따라 요구되는 크기 및 두께의 기준이 점점 더 작아지는 추세이다. 따라서, 이러한 소재의 협폭화에 따른 가공성의 증가와 소재 두께의 감소에 따라 복잡한 형상으로 가공이 가능하기 때문에 소재는 조립이나 작동시에 부여되는 응력에 견딜 수 있는 고강도 및 가혹한 굽힘 가공에 견딜 수 있는 우수한 굽힘가공성을 동시에 갖추어야 한다. 그러므로, 상기 동합금 소재는 인장강도 950MPa 이상의 강도와 더불어 90˚이상 180˚까지 굽힘가공성을 가져야 한다. 그러나 일반적으로 인장강도는 굽힘가공성과 반비례적인 특성을 나타내는 경향을 가지고 있어 요구 물성을 구현하는데 많은 어려움이 있다.
한편, 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금재의 제조방법과 관련하여 강도와 굽힘가공성을 동시에 만족시키기 위해 종래 기술에는 동합금재의 XRD(X-ray Diffraction Spectroscopy) 결정구조 해석에서 동합금재의 주요 피크인 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 강도비 관계를 연구한 사례들이 있다. 예를 들어, 동합금의 제조 공정에서 높은 압하율로 냉간압연을 진행하면 압연 집합조직이 발달하여 동합금재의 (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도가 강해지고, 반대로 재결정 열처리를 하면 재결정 집합조직이 발달하여 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도가 강해진다. 그러나, 냉간가공만 수행한 제품은 강도 확보에는 유리하나 연성이 부족하여 굽힘가공성에 악영향을 미치고, 반대로 재결정 열처리를 하면 연성 확보는 가능하나 강도 확보에는 어려움이 있다.
최근 연구 동향을 살펴보면, 구리-티타늄(Cu-Ti)계 합금에 있어서 고강도를 유지하면서 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 우수한 굽힘가공성을 구현하는 연구가 활발하게 진행되고 있다.
대한민국 공개특허공보 제10-2003-0097656호에서는, 제조방법에서 열간압연 및 용체화처리의 열처리 조건을 적정화시켜 Cu3~4Ti구리-티타늄(Cu-Ti) 금속간화합물을 석출시켜 강도 및 굽힘가공성을 개선하는 기술이 개시된다. 이때 금속간화합물 직경은 0.2-3㎛, 개수는 1000㎛2 당 700개 이하일 때 강도 및 굽힘가공성이 향상된다고 제안하고 있다. 그러나 상기 특허문헌에서는 열간압연 및 용체화열처리 조건의 적정화라는 방법으로 강도와 굽힘 가공성을 동시에 만족시키기는 부족하다.
대한민국 공개특허공보 제10-2006-0100947호에서는 구리-티타늄(Cu-Ti) 금속간화합물을 석출시켜 강도 및 굽힘가공성을 개선하는 기술이 개시된다. 예를 들어, XRD(X-ray Diffraction Spectroscopy) 결정구조 해석에서, (311) 결정면과 (111) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 강도비가 I(311)/I(111)>0.5일 때, 강도 및 굽힘가공성이 향상된다고 제안하고 있다. 그러나 상기 특허문헌에서는 용질원자를 완전히 고용한 상태에서 냉간압연에 의해서 (311) 결정면을 발달시켜 (311) 결정면의 X-선 회절피크 강도는 향상되지만 충분한 굽힘가공성을 수득하지는 못한다.
대한민국 공개특허공보 제10-2012-0076387호에서는, 제조 공정을 개량하여 인장강도를 유지하면서 굽힘 가공성을 개선시키고자 하였다. 예를 들어, 용체화 처리, 냉간압연, 시효 처리 후에 추가로 냉간압연을 실시하고, 마지막으로 변형제거 소둔을 통해 굽힘가공성이 우수한 동합금재를 기재하였다. 하지만 상기 특허문헌의 제조공정은 시효 처리 후 최종압연으로 변경하여 전위밀도가 상승하여 강도 향상 측면에서는 유리하나 굽힘가공성 측면에서는 오히려 불리하다.
대한민국 공개특허공보 제10-2004-0048337호에서는 제3원소를 첨가하여 굽힘가공성 및 강도 향상을 도모한 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금을 개시한다. 예를 들어, 우수한 굽힘가공성과 강도 향상을 동시에 달성하기 위하여, 구리-티타늄(Cu-Ti)계 합금에 제3원소군을 첨가하여 티타늄(Ti) 첨가량의 적정화 및 제3원소군 첨가량의 적정화하여, 제2상 입자 중의 제3원소군의 함유율이 합금 중의 제3원소군의 함유율의 10배 이상이 되도록, 제2상 입자의 개수의 비율을 제2상 입자 전체의 70% 이상으로 제어하였다. 하지만 상기 특허문헌은 첨가원소의 적정화에 따른 것이므로, 강도와 굽힘가공성을 동시에 만족시키는 데에는 한계가 있다.
따라서 위의 선행 특허 문헌들에 기재된 동합금재는 강도는 높지만 굽힘가공성 평가로는 평이한 90˚굽힘 시험, 즉 W 굽힘 시험만 개시하여 굽힘가공성 개선이 충분하다고는 할 수 없다.
본 발명은 지금까지와 다른 관점에서 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금의 특성 개선을 시도하여 인장강도, 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, 상기 티타늄-니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18인 단계, (b) 주괴를 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계, (c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계, (d) 650-780℃에서 5-5000초 동안 중간 열처리 후 급냉하는 단계, (e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계, (f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계, (g) 350-600℃에서, 1-20시간 동안 시효 처리하는 단계, (h) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 5-70%로 최종 냉간가공하는 단계, 및 (i) 300-700℃에서 2-3000초간 응력완화 처리하는 단계를 포함한다. 상기 동합금재는 XRD 결정구조 해석에서, 동합금재의 주요 피크인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 관계에서 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5의 범위이다.
상기 동합금재는 인장강도 950MPa 이상이고, 압연 방향 및 압연 직각 방향 모두가 R/t ≤ 1.5(180˚)이다. 상기 (d) 단계의 중간 열처리 및 급냉 후, 압연방향에 평행한 단면의 조직 관찰시 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 50개 이하이고, 금속간화합물 크기가 3㎛ 이하이다.
최종 수득된 동합금재의 압연방향에 평행한 단면의 조직은 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 800개 이상이고, 금속간화합물 크기가 500㎚ 이하이다.
상기 단계 (e),(f),(g) 및 (h)는, 필요에 따라 2회 내지 5회 반복 실시될 수 있다. 상기 시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 응력제거 단계 이후에, 주석(Sn), 은(Ag), 또는 니켈(Ni) 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
상기 응력제거 단계 이후에, 판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명은 인장강도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차용 커넥터, 전기전자 부품용 동합금재 및 그 제조 방법을 제공한다.
도 1은 실시예 1과 비교예 12의 구리-티타늄-니켈(Cu-Ti-Ni) 합금의 XRD (X-ray Diffraction Spectroscopy) 분석에서 결정구조를 나타내는 그래프이다.
도 2a는 실시예 1의 구리-티타늄-니켈(Cu-Ti-Ni) 합금의 미세구조를 나타내는 도면이다.
도 2b는 도 2a를 확대한 것으로, 실시예 1의 구리-티타늄-니켈(Cu-Ti-Ni) 합금의 금속간화합물 개수 및 크기를 나타내는 도면이다.
도 3은 실시예 1의 구리-티타늄-니켈(Cu-Ti-Ni) 합금의 중간 열처리 후 미세구조를 나타내는 도면이다.
본 발명은 인장강도를 포함한 강도 특성 및 굽힘가공성을 동시에 향상된 동합금재의 제조 방법을 제공한다. 본 명세서에서 함량에 대한 표시로 %가 사용된 경우에는, 달리 지시되지 않는 한, 중량%를 의미한다.
본 발명의 동합금재
본 발명의 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, 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18을 만족하며, 상기 불가피한 불순물은 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Zn, Si, Zr, V, P로 이루어지는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 원소이다.
이하, 본 발명의 동합금재를 구성하는 성분 원소와 그의 한정 이유를 설명한다.
(1) 티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 니켈(Ni)과 금속간화합물을 형성하여 강도 항상에 기여하는 원소이며, 본 발명의 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 항상에 기여하는 원소이며, 함량은 0.05-1.0 중량% 범위이다. 구리-티타늄(Cu-Ti)계 동합금에서 니켈(Ni) 첨가는 용체화 처리 시 금속간화합물의 결정립 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 발명의 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 발명의 동합금재의 합금조성에서 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18이다.
(4) 불순물(Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Zn, Si, Zr, V, P)
본 발명의 동합금재는 Sn, Co, Fe, Mn, Cr, Zn, Si, Zr, V 및 P로 이루어진 그룹으로부터 선택적으로 1종 이상의 원소를 불순물로서 포함할 수 있다. 상기 불순물은 의도적으로 첨가한 것은 아니지만, 용해 주조 등의 동합금재의 제조 공정을 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 발명의 동합금재는 인장강도 950MPa 이상이고, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t ≤ 1.5(180˚) 이다.
본 발명의 동합금재에서, 인장강도는 950MPa 이상이고, 바람직하게는 1000MPa 이상이다. 인장강도가 950MPa 미만에서는 자동차 부품 또는 전기전자 부품의 조립시나 작동시에 부여되는 응력에 견딜 수 없기 때문에 950MPa 이상의 인장강도가 필요하다.
본 발명의 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.
이하, 본 발명의 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, 및 시효 처리 순서로 제조한다.
반면에, 본 발명의 동합금재는 본 발명의 특성을 달성하기 위해 제안된 하기 제조 방법에 의해 수득된다.
본 발명의 동합금재는 (a) 1.5 내지 4.3 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, 상기 티타늄/니켈(Ti/Ni)의 중량 비율 10<Ti/Ni<18 범위인 단계(용해 및 주조); (b) 주괴를 750-1000℃에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계(열간가공); (c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계(1차 냉간가공); (d) 650-780℃에서 5-5000초 동안 중간 열처리 후 급냉하는 단계(중간 열처리); (e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계(2차 냉간가공); (f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계(용체화 처리); (g) 350-600℃에서 1-20시간 동안 시효 처리하는 단계(시효 처리); (h) 최종 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 5-70%로 최종 냉간가공하는 단계(최종 냉간가공); (i) 300-700℃에서 2-3000초 동안 응력완화 처리하는 단계(응력완화 처리)를 포함하는 방법에 따라 제조된다.
본 발명의 동합금재의 구체적인 제조 조건은 아래와 같다.
(a) 용해 및 주조
전술한 본 발명의 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 첨가하고, 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, 또는 1시간 이내에서는 열간가공을 실시하면 주조 조직이 남아 있어 열간가공 시 균열 등 결함 발생 확율이 높고 완제 제조 시 강도와 굽힘 가공성이 떨어진다. 또한 1000℃ 이상, 또는 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
이 단계는 최종 수득된 동합금재의 XRD 결정구조 해석에서 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물인 I금속간화합물(200) 결정면의 X-선 회절피크 강도를 형성하는데 가장 중요한 공정 단계로, 본 발명의 조성 제어 및 중간열처리 조건을 만족해야만 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물을 생성, 제어하여 최종 수득물에서 고강도 및 굽힘가공성을 동시에 만족시킬 수 있다.
중간열처리 공정은 동합금 제조공정에서 통상적으로 실시되는 공정이다. 동합금재를 얇은 두께로 제조하기 위해서는 냉간가공이 많이 들어가기 때문에 중간에 열처리(소둔, 재결정 및 연화목적)를 하여 소재를 연하게 만든 후 재가공을 통해 완제품을 제조하는 하나의 공정으로 알려져 있다. 한편, 일부 선행 기술에서는 상기에 언급한 재결정 및 연화목적이 아닌 석출을 목적으로 하는 과시효처리 개념의 중간열처리를 도입한 사례가 있지만 시효경화를 목적으로 저온에서 실시하기 때문에 상기에 언급한 일반적인 중간열처리(소둔, 재결정 및 연화 목적) 개념과는 다른 프로세스이다. 실제로 석출경화 및 시효경화형 합금에서 시효처리 개념의 저온 중간열처리 공정을 실시하게 되면 석출물이 다량 생성되어 실제 시효처리에서 생성되어야 되는 석출물 개수가 적어서 고강도의 물성을 얻을 수 없으며, 중간열처리 이후 석출물 증가에 의해 강도가 급격히 상승하여 이 후 공정인 압연공정에서 균열을 유발하여 완제품까지 제조하는데 한계가 있어 연화를 목적으로 하는 중간열처리 목적을 달성할 수 없다.
또한, 상기에 언급한 일반적인 중간열처리(소둔, 재결정 및 연화 목적)를 실시하여도 본 발명에서 한정하는 성분 범위와 공정 범위를 벗어나게 되면 본 발명의 동합금재의 물성을 달성할 수 없다.
본 발명의 중간 열처리는 650-780℃에서 5-5000초 동안 실시한 후, 수초 내에 급냉을 실시한다. 중간 열처리 온도가 780℃ 초과가 되면 중간 열처리시 일부 석출되었던 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 완전 재고용이 되어 최종 수득물에서 미세 금속간화합물이 충분히 석출되지 않아 인장강도 저하 및 굽힘가공시 균열이 발생하며, 중간 열처리 온도가 650℃ 미만이면 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 다량 석출되어 최종 수득물에서 제2상 금속간화합물을 형성시키지 못해 최종 수득물에서 인장강도를 확보할 수 없다. 또한 상기 온도범위에서 중간 열처리를 행한 후 급냉을 실시하지 않으면, 생성물(소재)이 열처리 후 상온까지 냉각되는 과정 중에 석출물이 다량 발생하기 때문에 최종 수득물에서 고강도 및 굽힘가공성을 동시에 만족하기에 불가능하다.
상기 중간 열처리 공정 조건을 모두 만족해야, 완성된 본 발명의 동합금재의 XRD 결정구조 해석에서 동합금재의 주요 결정면인 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도, (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도 및 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 강도비가 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5의 범위를 만족할 수 있다. 도 1을 참고하면, 중간 열처리 공정에 따른 차이점을 확인할 수 있다.
상기 (d) 단계의 중간 열처리 공정에 따라 크기가 0.3-3㎛인 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 일부 생성된다. 구체적으로 압연방향에 평행한 단면의 조직 관찰하면, 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 50개 이하이고, 크기가 3㎛ 이하인 금속간화합물이 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, 용체화처리, 시효처리 및 최종 냉간가공 시 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) 시효 처리
시효 처리는 강도, 연신율, 전기전도도, 굽힘가공성 등의 특성을 개선시키기 위해 시행된다. 시효 처리 온도는 350-600℃에서 1-20시간 동안 실시할 수 있다. 이 구간은 용체화 처리 및 최종 냉간가공 시 결정립계, 구리(Cu) 기지 조직 내에서 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)계 미세한 금속간화합물의 생성과 성장이 일어나며 강도와 굽힘가공성을 향상시킨다. 시효 처리에서 온도가 350℃ 미만이거나 시간이 1시간 미만인 경우는 열량 부족으로 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물들이 구리(Cu) 기지 조직 내에 충분히 생성 및 성장하지 못하여 인장강도 및 굽힘가공성이 떨어진다. 시효 처리가 600℃ 초과이거나 20시간 초과인 경우 과시효 영역으로 접어들면서 굽힘가공성은 최대값을 가지지만, 인장강도가 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 강도를 향상시키는 (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도가 충분하게 형성되지 못하여 인장강도가 현저하게 떨어진다. 또한 최종 냉간가공의 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율이 70% 초과이면 굽힘가공성을 향상시키는 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도가 감소하여 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 소재(생성물)의 판형상 상태에 따라서 판형상 교정을 실시할 수 있다.
또한 응력제거 단계 이후, 필요에 따라서 주석(Sn), 은(Ag), 니켈(Ni) 도금을 실시할 수 있다.
한편, 용도에 따라 판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이 단계는 응력제거 단계 이후에 도금과 상관없이 가능하다. 구체적으로 판재인 경우에는 0.03-2.5mm 두께, 봉 및 관 형태일 때는 외경사이즈 0.5-500Φ로 제조될 수 있다.
본 발명에 따르는 제조방법에 의해 수득된 동합금재의 압연방향에 평행한 단면의 조직을 분석하여 결정립의 크기(결정 입경)를 확인할 수 있다. 평균 결정 입경은 동합금재의 강도나 굽힘가공성에 크게 영향을 미친다. 본 발명에 따르는 인장강도와 굽힘가공성을 동시에 만족시키기 위해서는 동합금재의 압연방향에 평행한 단면의 조직은 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이다. 상기 단면에 드러나는 평균 결정 입경이 30㎛보다 큰 경우, 강도 확보 측면에서는 유리하나 굽힘가공시 균열의 기점이 되므로 굽힘가공성에는 불리하다.
또한, 본 발명에 따르는 제조방법에 의해 수득된 동합금재의 압연방향에 평행한 단면 조직에서, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 800개 이상이고, 금속간화합물 크기가 500㎚ 이하이다. 상술한 바와 같이 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물의 개수가 800개 이상이고, 크기가 500㎚ 이하이면, 950MPa 이상의 강도 및 R/t ≤ 1.5(180°)의 굽힘가공성을 얻을 수 있다. 금속간화합물 개수가 800개 이하에서는 950MPa 이상의 강도를 얻을 수 없고, 금속간화합물 개수가 800개 이상이더라도 크기가 500㎚ 이상이면 굽힘가공시 소재(생성물) 표면이 쉽게 거칠어지거나 균열이 발생되어 굽힘가공성에 매우 불리하기 때문에 금속간화합물 크기가 500㎚ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 우수한 강도 및 우수한 굽힘가공성을 나타내는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재는 특유의 XRD(X-ray Diffraction Spectroscopy) 결정 구조를 가진다.
종래 동합금재의 X-선 회절패턴은 통상 (111), (200), (220), (311)의 4개의 결정면의 X-선 회절피크로 구성되고, 다른 결정면으로부터 X-선 회절피크는 위의 4개의 결정면의 X-선 회절피크가 상기 결정면의 강도보다 현저히 약하기 때문에 해석되지 않는다. 일반적인 동합금재의 제조 방법에서 열처리(소둔 또는 용체화 처리) 후의 (200) 결정면과 (311) 결정면의 X-선 회절피크 강도는 강해지는데, 이는 열처리를 통해 재결정이 일어나 소재가 연성을 가져 굽힘가공성이 증대가 되는 것을 의미한다. 이후 냉간 가공을 진행하게 되면 이들 결정면은 감소하며 (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도는 증가하고, 이 경우 강도는 증대되지만 반대로 굽힘가공성은 저하된다.
그러나, 본 발명에 따르는 제조방법에 의해 수득된 동합금재의 XRD 결정구조 해석에서는 X-선 회절피크 강도에서 동합금재의 주요 결정면인 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도, (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도 및 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 강도비는 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5의 범위를 만족해야 한다. 여기서 I(200) 및 I(220)은 동합금재 결정면의 X-선 회절피크 강도이며, I금속간화합물(200)은 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물의 결정면의 X-선 회절피크 강도를 나타낸다.
본 발명에 따르는 제조방법에 의해 수득된 동합금재는 본 발명의 조성 제어를 통해 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물을 생성하고, 본 발명의 중간 열처리 및 용체화, 시효처리, 최종압연 등의 제조 공정에서의 조건 및 순서의 제어를 통해 구리(Cu) 기지 내에 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 미세하게 분포시킨다. 상기 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물의 주요 결정면인 (200) 결정면의 X-선 회절 강도는 I금속간화합물(200)으로 표시한다. 놀랍게도, 본 발명의 동합금재의 주요 결정면인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도인 I(220) 및 I(220), 그리고 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도인 I금속간화합물(200)의 강도의 강도비 관계가 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5로 제어될 때, 우수한 강도와 우수한 굽힘가공성을 모두 달성할 수 있다. 즉, 강도에 기인하는 동합금재 (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도를, 강도와 굽힘가공성에 기인하는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 결정면의 I금속간화합물(200) X-선 회절피크 강도와 굽힘가공성에 유리한 동합금재 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 합으로 나눈 관계식 I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)의 값이 상기 범위에 포함되어야, 본 발명에 따르는 물성을 얻을 수 있다. 상기 값이 1 이하이면 굽힘가공성에 기인하는 (200) 결정면이 발달하여 강도가 저하되고 4.5 이상이면 강도에 기인하는 (220) 결정면이 발달하여 굽힘가공성이 저하되기 때문이다.
본 발명의 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 동합금재는 인장강도 950MPa 이상이고, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t ≤ 1.5(180˚)이다.
본 발명의 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 동합금재에서, 인장강도는 950MPa 이상이고, 바람직하게는 1000MPa 이상이다. 인장강도가 950MPa 미만에서는 자동차 부품 또는 전기전자 부품의 조립시나 작동시에 부여되는 응력에 견딜 수 없기 때문에 950MPa 이상의 인장강도가 필요하다.
본 발명의 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 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 균열이 발생되어 소형화 또는 형상이 복잡한 가공품에 적용이 어렵기 때문에 R/t ≤ 1.5(180°)의 굽힘가공성이 필요하다.
본 발명의 동합금재의 제조 방법에 따라 수득된 동합금재는 상술한 바와 같이, 강도 및 굽힘가공성 특성을 만족시킨다. 구체적으로, 상기 동합금재는 인장강도 950MPa 이상이고, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향 모두 R/t ≤ 1.5(180˚)이다. 해당 특성에 대한 구체적인 내용은 동합금재에 관련 설명을 참조할 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 150mm인 동합금 주괴를 제조하였다. 이 동합금 주괴는 판재로 제조하기 위해서 950℃에서 2시간 동안 유지 후 11mm까지 열간가공하고 수냉한 후, 양 표면을 0.5mm 두께로 산화 스케일을 제거하기 위해 면삭하였다. 이후 두께를 3.5mm까지 65%로 1차 냉간가공 후, 표 2에 기재된 온도 및 시간으로 중간 열처리를 실시하였다. 이후 두께를 0.4mm까지 88.6%로 2차 냉간가공을 실시하고, 표 2에 제시된 조건과 같이 용체화 처리, 시효 처리, 최종 냉간가공을 차례로 실시하여 최종 냉간가공율에 따른 완제 두께의 판재 시편을 제조하였다.
비교예 1 내지 12
해당 비교예들은 구체적인 조건을 표 1 및 표 2에 개시된 내용으로 하여 전체적으로 상술한 실시예의 제조 방법과 동일하게 제조하였다.
표 1은 각 실시예와 비교예의 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 Co0.35,Cr0.5 6.4
8 잔부 3.2 0.5 Sn0.35,Cr0.5 6.4
9 잔부 3.2 - Fe0.2 -
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
표 2는 동합금재의 제조 공정 조건을 표시하였다.
공정
중간 열처리
(℃ x 초)		 2차 냉간가공
(압하율%)		 용체화처리
(℃ x 초)		 시효처리
(℃ x 시간)		 최종 냉간가공
(압하율%)
실시예 1 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 10
2 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 15
3 700 x 3600 88.6 830 x 50 400 x 5 10
4 780 x 1200 88.6 830 x 50 400 x 5 20
5 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 10
6 700 x 3600 88.6 830 x 50 400 x 5 20
7 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 15
8 700 x 3600 88.6 830 x 50 400 x 5 10
9 650 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 15
10 680 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 15
비교예 1 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 10
2 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 10
3 700 x 3600 88.6 830 x 50 400 x 5 20
4 850 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 15
5 600 x 18000 88.6 830 x 50 400 x 5 15
6 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 75
7 열간압연시 균열(Crack)
8
9 700 x 1800 88.6 830 x 50 400 x 5 10
10 700 x 1800 88.6 830 x 50 300 x 5 15
11 700 x 1800 88.6 830 x 50 600 x 5 15
12 - 88.6 830 x 50 400 x 5 15
수득된 각 시료에 대하여, 인장강도, 굽힘가공성, 금속간화합물 크기 및 개수, 금속간화합물과 동합금재에 대한 결정구조를 아래와 같은 방법으로 평가하였다.
시험예
(인장강도)
인장 시험기를 사용하여 JIS Z 2241에 준거하여 압연 방향으로 인장강도를 측정하였다. 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) 굽힘 시험을 실시한 후 광학현미경으로 균열이 확인되지 않을 경우는 O, 균열이 확인된 경우는 X로 평가하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
(평균 결정 입경 크기)
최종 시편을 기계 연마 실시 후 FE-SEM(제조사: FEI, 미국)을 사용하여 5000배 배율로 측정 후 1000㎟ 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 결정 입경을 선분법(절단법, 헤인법)에 의한 결정 입경 측정방법을 이용하여 측정 후 평균 결정 입경을 구하였다.
(금속간화합물 크기 및 개수)
최종 시편을 기계 연마 실시 후 FE-SEM(제조사: FEI, 미국)을 사용하여 5000배 배율로 측정 후 1000㎟ 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 금속간화합물을 육안으로 식별하여 크기 및 개수를 구하였다. 해당 결과는 표 3에 개시하였다.
구분 기계적 특성 평균 결정 입경 (㎛) (Cu,Ni)-Ti
금속간화합물
인장강도
(MPa)		 굽힘가공성
(180˚
R/t≤1.5)		 평균 크기
(nm)		 개수
(1000㎛2)
실시예 1 989 O 6 150 920
2 965 O 8 160 879
3 1020 O 13 187 998
4 992 O 6 150 915
5 1050 O 18 195 1020
6 952 O 7 155 832
7 985 O 6 152 935
8 1030 O 15 192 1005
9 980 O 18 165 823
10 988 O 19 162 829
비교예 1 940 O 38 250 10
2 1120 X 27 215 1185
3 885 O 7 623 360
4 890 X 26 1150 153
5 875 X 22 195 623
6 1090 X 47 452 885
7 열간압연 시 균열(Crack)
8
9 945 X 6.5 189 50
10 905 X 12 158 755
11 825 O 8 152 1210
12 980 X 65 189 450
(XRD 결정구조 해석)
시편을 0.5cm x 0.5cm 절단 후 XRD(제조사: Panalytical, 네덜란드)을 통하여 결정구조를 분석 후 High Score Plus 프로그램을 활용하여 동합금재의 주요 피크인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 I금속간화합물(200) 결정면의 X선 회절피크 강도 값을 수득하였다. 해당 결과 중 일부는 도 1에 개시하였다. 도 1은 실시예 1 및 비교예 12의 XRD 결과이다. 도 1은 실시예 1과 비교예 12의 구리-티타늄-니켈(Cu-Ti-Ni) 합금의 XRD (X-ray Diffraction Spectroscopy) 분석에서 결정구조를 나타내는 그래프이다.
한편, 동합금재의 주요 피크인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 I금속간화합물(200) 결정면의 X-선 회절피크 강도 및 이들의 관계식 I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)의 값을 표 4에 개시하였다.
구분 I금속간화합물(200) I(200) I(220) I(220)/
I금속간화합물(200)+I(200)
실시예 1 31.63 7.47 100 2.55
2 28.96 5.47 100 2.90
3 33.2 7.35 100 2.46
4 32.23 5.32 100 2.66
5 36.23 7.92 100 2.26
6 23.2 6.23 100 3.39
7 32.57 7.85 100 2.47
8 35.14 7.85 100 2.32
9 27.5 7.89 100 2.82
10 25.3 6.52 100 3.14
비교예 1 0 9.58 100 10.43
2 41.2 8.42 100 2.01
3 3.6 7.25 100 9.21
4 47.5 30.2 100 1.28
5 1.33 3.52 100 20.61
6 31.4 2.45 100 2.95
7 열간압연 시 균열(Crack)
8
9 0 7.56 100 13.22
10 30.25 7.45 100 2.65
11 32.42 6.98 100 2.53
12 4.2 5.3 100 10.52
표 3 및 표 4를 보면, 실시예 1 내지 10에 따라 제조된 시편은 인장강도는 950MPa 이상이며, 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향에서 R/t≤1.5 조건에서 180˚ U 굽힘시험시 균열이 발생하지 않았다. 또한, XRD 결정구조 해석에서 X-선 회절피크 강도비가 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5 범위이다(여기서, I(200), I(220) 결정면은 동합금재의 X-선 회절피크 강도이고, I금속간화합물(200) 결정면은 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물의 X-선 회절피크 강도이다). 본 발명에서는 중간 열처리 전후 미세조직을 분석한 결과 결정립 크기와, 금속간화합물 개수 및 분포도의 형태에 따라 특성이 변화되는 것을 발견하였다. 구체적으로, 실시예 1의 중간 열처리를 실시한 동합금재와 비교예 12와 같이 중간열처리를 실시하지 않은 동합금재의 결정 입경 크기, 금속간화합물 개수와 크기가 확연히 차이가 나는 것을 확인하였다. 비교예 12와 같이 중간열처리를 실시하지 않은 소재의 경우 결정립 크기가 50㎛ 이상이고, 압연조직이 발달되어 있는 구조를 나타내었으며, 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)이 금속간화합물이 생성되지 않았다. 실시예 1에 따라 제조한 동합금재 시편의 경우 도 3과 같이 결정립 크기가 20㎛ 이하로 매우 미세하며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 개수가 50개 이하, 금속간화합물 크기가 3㎛ 이하인 금속간화합물이 형성되었다.
이후 냉간압연 압하율을 50% 이상 실시한 후 용체화 처리를 실시하면 중간열처리 시 일부 생성되었던 금속간화합물들이 다시 재고용되고, 이후 2차 중간가공, 용체화처리, 시효 처리, 최종 냉간가공을 실시하면 도 2a와 같이 관찰 시야당 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 개수가 800개 이상, 도 2b와 같이 금속간화합물 크기가 500㎚ 이하인 미세 금속간화합물이 기지 조직 내에 고르게 분포되어 고강도 및 굽힘가공성이 동시에 향상되는 것을 확인하였다.
한편, 비교예 1은 니켈(Ni)이 첨가 되지 않아 굽힘가공성은 우수하나, 제 금속간화합물에 의한 강도 향상은 기대할 수 없었다. 비교예 2는 티타늄-니켈(Ti-Ni)의 비율이 18 이상으로, 굽힘가공성에서 균열이 발생하였다. 비교예 3은 티타늄-니켈(Ti-Ni)의 비율이 10 미만으로 충분한 강도가 확보되지 않았다. 비교예 4는 중간 열처리 온도가 780℃ 초과로 중간 열처리에서 일부 석출되었던 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 완전 재고용이 되어 최종 수득물에서 미세 금속간화합물이 충분히 석출되지 않아 인장강도 저하 및 굽힘가공시 균열이 발생하였다. 비교예 5는 중간 열처리 온도가 650℃ 미만인 600℃로 지나치게 낮고, 또한 장시간 열처리로 인해 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 다량 석출되어 강도가 급격히 상승하였다. 뿐만 아니라, 이후 공정(압연)시 40%부터 측면 균열(side crack)이 발생되어 완제까지 제조하는데 어려움이 있고, 최종 시효처리에서 제2상 금속간화합물을 형성시키지 못해 최종 수득물에서 강도 및 굽힘가공성 모두 현저히 감소되었다. 비교예 6은 최종압연이 70%로 이상으로, 굽힘가공성에 유리한 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도가 감소하게 되어 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 중간 열처리 후에 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 형성되지 않아 충분한 강도 및 굽힘가공성을 확보하지 못하였다. 비교예 10은 시효 처리 과정이 300℃ 이하에서는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물이 완전히 형성하지 못하여 인장강도 및 굽힘가공성이 감소되었다. 비교예 11은 시효 처리 과정에서 600℃ 이상에서는 과시효 영역으로 접근하면서 굽힘가공성은 양호하나 인장강도가 급격하게 저하되었다. 비교예 12는 상술한 바와 같이, 평균 결정 입경이 50㎛ 이상이고, 압연조직이 발달되어 있는 구조를 나타내며, 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)이 금속간화합물이 생성되지 않았다.
이와 같이 본 발명에서는 티타늄-니켈(Ti-Ni) 비율의 제어 및 중간 열처리를 포함한 상기 제조공정으로 제조하여 수득된 동합금재의 XRD 결정구조 해석에서, 동합금재의 주요 피크인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 I금속간화합물(200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 관계에서 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5의 범위 및 금속간화합물 크기와 개수에 따라 인장강도 950MPa 이상에서 굽힘가공성 동시에 압연 방향, 압연 직각 방향에서 R/t ≤ 1.5(180˚) 조건을 만족시켜 강도 및 굽힘가공성을 동시에 향상시키는 것을 확인하였다. 즉, 본 발명의 동합금재는 향후 경량화, 소형화, 고밀도화로 진화하고 있는 커넥터와 같은 전기전자 부품 용도에 아주 적합한 소재이다.

Claims (8)

  1. (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, 상기 티타늄-니켈(Ti/Ni)의 중량 비율은 10<Ti/Ni<18인 단계,
    (b) 주괴를 750-1000℃ 온도에서 1-5시간 유지하여 열간가공하는 단계,
    (c) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 1차 냉간가공 처리하는 단계,
    (d) 650-780℃에서 5-5000초 동안 중간 열처리 후 급냉하는 단계,
    (e) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 50% 이상으로 2차 냉간가공 처리하는 단계,
    (f) 750-1000℃에서 1-300초 동안 용체화 처리하는 단계,
    (g) 350-600℃에서, 1-20시간 동안 시효 처리하는 단계,
    (h) 냉간압연 압하율 또는 냉간가공율을 5-70%로 최종 냉간가공하는 단계, 및
    (i) 300-700℃에서 2-3000초간 응력완화 처리하는 단계를 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법으로, 상기 동합금재는 XRD 결정구조 해석에서, 동합금재의 주요 피크인 (200), (220) 결정면의 X-선 회절피크 강도와 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti)의 금속간화합물 (200) 결정면의 X-선 회절피크 강도의 관계에서 1<I(220)/I금속간화합물(200)+I(200)<4.5의 범위인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 동합금재는 인장강도 950MPa 이상이고, 압연 방향 및 압연 직각 방향 모두가 R/t ≤ 1.5(180˚)인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 (d) 단계의 중간 열처리 후 급냉한 생성물의 압연방향에 평행한 단면의 조직 관찰시 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 50개 이하이고, 금속간화합물 크기가 3㎛ 이하인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    최종 수득된 동합금재의 압연방향에 평행한 단면의 조직은 평균 결정 입경이 30㎛ 이하이며, 1000㎛2 면적의 반사전자 이미지에 나타나는 구리,니켈-티타늄((Cu,Ni)-Ti) 금속간화합물 개수가 800개 이상이고, 금속간화합물 크기가 500㎚ 이하인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 단계 (e),(f),(g) 및 (h)는, 2회 내지 5회 반복 실시되는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    시효 처리 전, 후 판형상 교정을 하는 단계를 더 포함하는 것인 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
  7. 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.
  8. 제 1 항에 있어서,
    응력제거 단계 이후에, 판재, 봉, 또는 관 형태로 제조하는 단계를 더 포함하는 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재의 제조 방법.
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