KR102293798B1 - Fe계 합금 소결체 및 이의 제조방법 - Google Patents

Fe계 합금 소결체 및 이의 제조방법 Download PDF

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홍성현
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서울대학교산학협력단
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Abstract

본 발명의 일 관점에 따른 Fe계 합금 소결체는, 액상소결(liquid phase sintering)하여 형성된 Fe계 합금 소결체로서, 상기 소결체는, 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립(grain); 및 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary);를 포함한다.

Description

Fe계 합금 소결체 및 이의 제조방법{Sintered Fe alloy and manufacturing method of the same}
본 발명은 Fe계 합금 소결체 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 더 상세하게는 자동차 및 기계 장치의 P/M 부품(캠, 기어, 스프로킷, 밸프플레이드, 허브) 분야에 적용되는 Fe계 합금 소결체에 관한 것이다.
종래의 액상 소결 기술은 고밀도의 소결체를 제작 할 수 있다. 그러나 결정립계에 형성된 응고상에 의해 힘을 버티지 못하고, 연신율이 크게 떨어지는 단점이 있다. 이를 극복하기 위해, Fe 기반의 액상 소결에서는 합금 원소(alloying element)를 첨가하였다. 그 중에서도 Ni과 Cu는 결정립(Grain)의 연성(ductility)을 향상시킬 뿐만 아니라, 상대적으로 유연한(ductile) 응고상을 형성할 수 장점이 있다. 또 연신율의 저하를 일으키는 응고상의 비율을 최소화하는 연구도 진행되었다. 전형적인 액상 소결 기술의 경우, 이론적으로 5vol% 내지 15vol%의 액상이 최대 밀도를 달성하는데 필요한 것으로 알려져 있다.
특히, Fe 분말의 액상 소결 기술은 공정반응(Eutectic reaction)을 유도하여 소결시 액상을 형성하고, 결정립계의 기공을 채워줘서 소결체의 밀도를 향상시킬 수 있는 공정 방법 중 하나이다. 하지만 결정립계에서 형성된 응고상은 취성(brittle)의 성질을 가지고 있기 때문에 외부 힘에 매우 취약하여 본 특성을 발휘하지 못하거나 연신율이 떨어지는 단점이 있다.
본 발명은 이러한 문제점을 해결하기 위해서 안출된 것으로서, 인장강도뿐만 아니라, 연신율이 우수한 Fe계 합금 소결체 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다. 그러나, 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 따른 Fe계 합금 소결체는, 액상소결(liquid phase sintering)하여 형성된 Fe계 소결체로서, 상기 소결체는, 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립(grain); 및 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary);를 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 제 1 상은 Fe3(C,B) 상(phase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 제 2 상은 MoFe(C,B) 상(Phase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 MoFe(C,B) 상은 Fe계 합금 소결체에 있어서 Mo을 4wt% 이상 함유할 때 형성된다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 제 1 상은 Fe-rich 상(phase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 제 2 상은 Mo-rich 상(phase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체에 있어서, 상기 제 2 상의 두께는 상기 제 1 상의 두께보다 상대적으로 더 얇을 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따른 Fe계 합금 소결체의 제조방법은, Fe, Mo, B 및 C 분말을 혼합하여 혼합분말을 형성하는 단계; 상기 혼합분말을 압착하여 펠렛을 형성하는 단계; 및 상기 펠렛을 액상소결(liquid phase sintering)하여 소결체를 형성하는 단계;를 포함하고, 상기 소결체는, 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립(grain); 및 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary);를 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 제 1 상은 Fe3(C,B) 상(phase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 제 2 상은 MoFe(C,B) 상(Pphase)을 포함할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 소결체는 상기 Mo을 4wt% 이상 함유할 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 액상소결은 공정반응을 유도하는 온도범위에서 수행될 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 공정반응은, 상기 소결체의 매트릭스 내에서 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite) 복합조직을 상기 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직으로 상변화시키는 반응일 수 있다.
상기 Fe계 합금 소결체의 제조방법에 있어서, 상기 온도범위는 1250℃ 내지 1350℃일 수 있다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 합금 소결체는 단일 공정으로 형성되며, 소결체의 결정립계에서 연성 조직과 경화 조직이 서로 교대로 증착된 형태의 미세구조를 갖는다. 이에 따라, 경도, 인장강도 및 연신율 등의 기계적 특성이 향상될 수 있어, 자동차 및 기계 장치의 P/M 부품 분야에도 활용될 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 Fe계 합금 소결체의 미세구조를 개략적으로 도해하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체 샘플의 소결밀도와 경도를 측정한 결과이다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체 샘플의 인장강도와 연신율을 측정한 결과이다.
도 4의 (a) 내지 (c)는 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체 샘플의 미세구조를 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 이미지이고, 도 4의 (d)는 에너지분산분광법(EDS)을 이용하여 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 결정립계를 분석한 이미지이다.
도 5는 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 액상소결의 온도에 따라 액상소결 도중 ??칭시 미세구조를 주사전자현미경(SEM)과 에너지분산분광법(EDS)으로 맵핑(mapping)한 이미지이다.
도 6의 (a) 내지 (c)는 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 결정립계 미세구조를 투과전자현미경(TEM)으로 분석한 이미지이고, 도 6의 (d)는 도 6의 (c)에 도시된 영역의 미세구조를 구면수차보정 주사투과전자현미경(Cs-STEM)으로 분석한 이미지이다.
도 7은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체 샘플의 기계적 특성을 나노 인덴테이션의 하중-변위 곡선(Nnanoindentation load-displacement curves)을 이용하여 분석한 결과이다.(도 7의 (a) 내지 (c)는 Mo 함량에 따른 샘플들의 매트릭스를 분석한 이미지이고, 도 7의 (d) 내지 (f)는 Mo 함량에 따른 샘플들의 결정립계를 분석한 이미지임)
도 8은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체 샘플의 결정립계 미세구조를 광학현미경(OM)과 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 이미지이다.
이하, 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명하면 다음과 같다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있는 것으로, 이하의 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 또한 설명의 편의를 위하여 도면에서는 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다.
종래에는 Fe-B-C계 합금의 연신율을 향상시키기 위해서, Ni과 Cu와 같은 원소를 첨가한 후 액상소결을 수행하여 Fe계 합금을 소결하였다. 그 결과, 응고상의 특성 자체를 연성의 성질을 갖도록 하는 것은 효과가 있었으나, 결정립계의 취성의 성질은 변화시키기 어려운 문제점이 있었다.
이를 해결하기 위해서, 본 발명에서는 Mo를 첨가함으로써, 결정립계에서 두 종류의 응고상이 교차적으로 적층된 구조를 형성하고자 한다. 이하에서, 도면을 참조하여 Mo의 첨가에 따른 Fe계 합금의 기계적 특성에 대해서 설명하고자 한다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 Fe계 합금 소결체의 미세구조를 개략적으로 도해하는 도면이다((a)Mo 첨가안한 것, (b)소량의 Mo 첨가한 것, (c)임계함량 이상의 Mo 첨가한 것).
도 1을 참조하면, Mo를 첨가하지 않은 경우, 액상소결(liquid phase sintering)시 Fe계 합금의 매트릭스 내에 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite) 복합조직을 포함하는 결정립(grain)과 취성의 성질을 갖는 Fe3(C,B) 상이 형성된다. 이 경우, 결정립계를 따라서 크랙(crack)이 발생하기 쉽고, 매트릭스 까지도 영향을 받을 수 있다.
Mo를 소량 첨가할 경우, 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite) 복합조직이 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직으로 변화된 결정립을 구비하여 크랙에 영향을 받지 않는다. 결정립계에는 (Fe,Mo)3(C,B) 상이 형성된다. 그러나, 여전히 결정립계는 취성의 성질을 갖고 있어 크랙이 발생하기 쉽다.
반면, Mo가 임계함량 이상 첨가할 경우, (b)에 도시된 바와 같이, 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립을 포함하며, 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary)를 포함한다.
여기서, 제 1 상은 Fe3(C,B) 상(phase)을 포함하고, 제 2 상은 MoFe(C,B) 상(Pphase)을 포함할 수 있다. 이 때, 상기 MoFe(C,B) 상은 Fe계 합금 소결체에 있어서 Mo을 4wt% 이상 함유할 때 형성된다. 바람직하게는, Mo의 효과를 보다 크게 하기 위해서 5wt% 이상의 Mo를 함유할 수 있다. 제 1 상은 취성이 강한 상이며, 제 2 상은 연성의 성질을 갖는 상으로서, 제 2 상의 두께는 제 1 상의 두께와 같거나 또는 상대적으로 더 얇게 형성될 수 있다.
Mo의 첨가량이 임계점을 넘어서면서부터 결정립계에서 단단한 상(Fe3(C,B)) 과 연성의 상(MoFe(C,B))가 교대로 형성되어 인장강도, 경도, 연신율 등의 기계적 특성을 향상시킬 수 있다. 상기 연성의 상(MoFe(C,B))은 단결정(single crystal) 형태로 기계적인(metallic) 성질을 가지고 있어, 응고상 사이에서 버퍼층 역할을 한다.
구체적으로, 본 발명의 Fe계 합금을 제조하는 방법은 Fe, Mo, B 및 C 분말을 혼합하여 혼합분말을 형성하는 단계, 상기 혼합분말을 압착하여 펠렛을 형성하는 단계 및 상기 펠렛을 액상소결(liquid phase sintering)하여 소결체를 형성하는 단계를 포함할 수 있다.
여기서, 상기 액상소결은 공정반응을 유도하는 온도범위에서 수행된다. 상기 공정반응은, 상기 소결체의 매트릭스 내에서 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite) 복합조직을 상기 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직으로 상변화시키는 반응을 유도한다. Fe-B-C 합금에 Mo을 첨가할 경우, Mo의 함량에 따라서 공정반응 온도가 높아지기 시작한다. 그러므로, 본 발명에서 요구되는 연성을 얻기 위한 Mo의 함량에 따라 온도가 정해진다. 상기 공정반응의 온도범위는, 예를 들어, 1250℃ 내지 1350℃일 수 있다. 만약, 공정반응의 온도 범위가 1250℃ 미만일 경우, 결정립계에서 두가지의 응고상이 적층되어 형성되지 않고 모두 연결된 네트워크구조를 가진다. 반면에, 공정반응의 온도범위가 1350℃를 초과할 경우, 과도한 열처리가 발생하게 되어 결정립계에서 두가지의 응고상이 적층되는 구조를 제어하기 어려울 수 있다. 여기서, 상기 공정반응의 온도범위는 Mo의 함량에 따라 상이하게 제어될 수 있으나, Fe계 합금이 결정립계에 완전한 층상 구조가 형성될 수 있는 온도범위로 설정되어야 한다.
이하에서는 Mo의 첨가량에 따른 Fe계 합금의 물성 및 미세구조를 분석한 실험 결과를 설명한다.
상업용 Fe(ASC100.29, Hoganas), Mo(Sigma Aldrich), B(iNexus, Inc.), Carbon(Sigma Aldrich)을 Fe계 합금 소결체를 제조하기 위한 출발 분말로 사용하였다. 여기서, Mo 첨가의 효과를 살펴보기 위해서, B의 함량은 0.4wt%로 제한하였고, C의 함량은 0.8wt%로 제한하였다. Mo의 함량은 1wt%, 2wt%, 3wt%, 4wt%, 5wt%를 첨가하였다.
상기 분말들을 완전히 혼합하고, 600MPa의 압축 압력으로 약 10㎜ 크기의 펠릿 형태로 압축하였다. 이후에, 액상소결은 진공 분위기(10-2 torr 내지 10-3 torr)하에서 1280℃에서 수행되었다. 액상소결 후 각 샘플의 미세구조 관찰을 위해 전해 연마를 하였다.
제조된 각 샘플들은 Fe-Mo-B-C 합금의 상 다이어그램은 Thermo-Calc를 사용한 열역학적 TCFE 데이터베이스를 기반으로 확인하였고, 미세 구조는 에너지분산분광법(EDS) 시스템이 장착된 광학 현미경(OM, Nikon L-150) 및 주사전자현미경 (Fe-SEM, SU-70)을 이용하여 관찰하였다.
또한, 응고시 Mo 첨가에 대한 영향을 분석하기 위해서, 물을 이용하여 ??칭한 후 EDS 시스템과 함께 투과전자현미경(TEM. Tecnai F20, FEI) 및 원자해상도 스캐닝투과전자현미경(STEM.JEM-2100F, JEOL Ltd.)을 사용하여 고해상도 이미지 및 회절 패턴을 확인하였다.
또한, 원자구조는 냉간 FEG(ARM-200F)를 갖는 Cs 보정된 STEM에 의해 관찰였다. 모든 TEM 시편은 집속이온빔(FIB, Helios Nano Lab450, FEI)을 사용하여 제조하였다. 소결 밀도는 증류수를 사용하여 아르키메데스 방법으로 측정하였다. 경도는 폴리싱된 표면에서 로크웰(Rockwell) 경도 측정(일본 Mitotoyo, 일본)을 사용하여 측정하였으며, Fe-Mo-BC 합금의 나노 인덴테이션은 Berkovich 인덴터가 장착된 Hysitron TriboLab 750 Ubi 나노 인덴테이션 시스템으로 수행하여 고유성을 평가했다.
경도, 인장 강도 및 연신율을 측정하기 위해, 인장 막대를 MPIF 표준 10으로 제조하였다. 이어서, 시험기(Instron 5584)를 사용하여 변형률 1.86㎜/분으로 시편에 대해 인장 시험을 수행하였다. 균열형성 및 전파에 대한 결정립 경계 형태의 영향을 확인하기 위해 모든 표본을 로크웰 경도 측정을 사용하여 준비한 후, 압입 후 분획 거동의 미세 구조를 관찰했다.
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체의 소결밀도와 경도를 측정한 결과이다.
도 2를 참조하면, 모든 샘플은 다공성이 없이 치밀화 된 것을 확인할 수 있었다. Mo의 첨가에 따라, 소결밀도는 종래대비 향상되었고, 미세경도도 향상되었다. 특히, Mo의 첨가량이 5wt%인 합금 샘플의 경우, 미세경도가 가장 높았으며, Mo를 첨가하지 않은 합금 샘플 대비 2배 이상 높은 것으로 나타났다. 이로써, Fe계 합금 소결체에 Mo가 첨가됨에 따라 소결밀도와 미세경도가 모두 개선되는 것을 확인할 수 있었다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체의 인장강도와 연신율을 측정한 결과이다.
도 3을 참조하면, Mo가 첨가되지 않은 합금 샘플(Fe-0.4B-0.8C 합금)의 인장강도는 239MPa이고, Mo 1wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-1Mo-0.4B-0.8C 합금)의 인장강도는 422MPa까지 증가되었다.
또한, Mo의 첨가량이 1wt%에서 5wt%로 증가함에 따라, 인장강도는 계속적으로 증가하였다. 결과적으로, Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 최고 인장강도는 최대 674 MPa를 달성했다.
Mo가 첨가되지 않은 합금 샘플(Fe-0.4B-0.8C 합금)의 연신율은 3.97% 였으나, Mo 1wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-1Mo-0.4B-0.8C 합금)의 연신율은 2.15%로 감소했다. 그러나, Mo의 첨가량이 증가함에 따라 연신율이 점차적으로 증가하였고, Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)은 4.92%로 가장 높은 연신율 값을 나타냈다.
일반적으로 인장강도와 연신율이 반대로 작용하기 때문에 연신율이 낮으면, 인장강도가 높아지지만, 본 발명의 실시예에 의한 Fe계 합금 소결체의 경우, Mo의 첨가량이 증가함에 따라 Fe-Mo-B-C 합금의 인장강도와 연신율이 증가하였다.
이는 미세구조, 입계특성 및 위상에 의해서 기계적 물성이 크게 영향 받는 것으로 판단된다. 또한, 결정립계에서의 균열의 형성은 미세구조 변수에 의해 제어되어 인장강도를 증가시키는 것으로 알려져 있다. 이러한 이유로, 인장강도 및 연신율에 대한 미세구조의 효과를 확인하기 위해, Mo 첨가에 따른 Fe-Mo-B-C 합금의 미세구조를 추가로 분석하였다.
도 4의 (a) 내지 (c)는 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체의 미세구조를 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 이미지이고, 도 4의 (d)는 에너지분산분광법(EDS)을 이용하여 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 결정립계를 분석한 이미지이다.
도 4를 참조하면, Mo가 첨가되지 않은 합금 샘플(Fe-0.4B-0.8C 합금)(도 4의 (a))은 매트릭스가 펄라이트 및 페라이트 복합조직으로 구성되었으나, Mo가 첨가된 합금 샘플(Fe-1Mo-0.4B-0.8C 합금(도 4의 (b)) 및 Fe-1Mo-0.4B-0.8C 합금(도 4의 (c)))의 매트릭스는 펄라이트 및 베이나이트 복합조직으로 구성된 것을 확인할 수 있었다.
Mo가 첨가됨에 따라 매트릭스에서 Fe3C의 두께가 감소하면서 미세한 펄라이트 및 베이나이트 복합조직을 형성하였다. Mo는 펄라이트 변형 반응을 지연시키고, 베이나이트 형성을 증가시킨 것을 확인할 수 있었다.
한편, Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 결정립계 이미지인 도 4의 (d)에 의하면, 이러한 라멜라 구조가 Fe-rich 상과 Mo-rich 상이 교대로 적층된 구조를 갖는 것을 명확하게 확인할 수 있었다.
도 5는 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 액상소결의 온도에 따라 액상소결 후 ??칭시 미세구조를 주사전자현미경(SEM)과 에너지분산분광법(EDS)으로 맵핑(mapping)한 이미지이다.
도 5를 참조하면, 각 샘플들의 액상소결 진행 중 측정된 미세구조 결과로서, 1280℃, 1180℃ 및 1080℃의 온도로부터 ??칭된 Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 광학적 미세구조는 응고 반응이 잘 개시되어 초기 응고상을 형성한 것을 확인할 수 있었다.
맵핑 결과, 공정 응고상이 매트릭스 주위에서 핵생성된 것을 보여준다. 또, Mo, Fe, B 원소는 공정 응고 단계에서 주로 농축되었으며, 나머지 결정립계는 여전히 그 온도에서 액상으로 존재하는 것을 확인할 수 있었다.
이어서 공정 반응(L → Fe + Fe2B)이 1180℃에서 발생되었고, 도 5의 (b)에 도시된 바와 같이, 더 거친 층상 구조를 생성하였다. 이후에, 결정립계는 도 5의 (c)에 도시된 바와 같이, 1080℃에서 Mo-rich 상과 Fe-rich 상으로 구성된 라멜라 구조가 되었다. EDS 결과, Fe-rich 상은 Mo 및 B 원소를 점차적으로 감소시켰으며 Mo-rich 상은 응고 과정에서 명확하게 층상 구조를 형성한 것을 확인할 수 있었다.
도 6의 (a) 내지 (c)는 도 4의 (c)에 도시된 샘플의 결정립계 미세구조를 투과전자현미경(TEM)으로 분석한 이미지이고, 도 6의 (d)는 도 6의 (c)에 도시된 영역의 미세구조를 구면수차보정 주사투과전자현미경(Cs-STEM)으로 분석한 이미지이다.
도 6의 (a)를 참조하면, 라멜라 구조를 확인할 수 있다. Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 결정립계에서 형성된 응고상을 확인하기 위해서, 응고된 상을 FIB로 샘플링하였고, TEM 관찰도 실시했다. Fe-rich 상의 두께가 2㎛ 이하로 나타났으며, Mo-rich 상의 두께는 단결정으로 700㎚ 이하로 나타났다.
도 6의 (b)를 참조하면, Fe-rich 상이 Fe3(C,B) 경질상의 전형적인 회절 패턴인 것을 확인할 수 있었다. 또, Mo-rich 상은 EDS 결과 및 원자 분해능 TEM(도 6의 (d))에 의해 MoFe(C,B) 상인 것으로 확인되었다. 전자 회절 패턴의 축은 Pnma 공간 그룹(space group)에서 [010]이었다.
MoFeB의 B 사이트에 C가 치환 되어 파라미터가 변하는 것은 매우 어렵다. 또, 실험적 회절 패턴인 MoFe(C,B)가 DFT 원자 구조로부터 시뮬레이션된 회절 패턴과 거의 일치함을 확인할 수 있었다.
도 7은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금 소결체의 기계적 특성을 나노 인덴테이션의 하중-변위 곡선(Nanoindentation load-displacement curves)을 이용하여 분석한 결과이다.(도 7의 (a) 내지 (c)는 Mo 함량에 따른 샘플들의 매트릭스를 분석한 이미지이고, 도 7의 (d) 내지 (f)는 Mo 함량에 따른 샘플들의 결정립계를 분석한 이미지임)
도 7의 (a) 내지 (c)를 참조하면, 하중-변위 곡선의 결과, Mo 첨가량의 증가에 따라 Fe계 합금의 경도값이 증가하여 압입 깊이가 감소한 것을 확인할 수 있었다. 이는 고용 강화에 의해 매트릭스의 높은 경도 값이 유도된 것으로 판단된다.
도 7의 (d) 및 (f)를 참조하면, Mo 첨가량이 증가함에 따라 결정립계에서 형성된 M3(C,B) 응고상의 경도는 증가되었고, Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 결정립계는 M3(C,B) 상 및 MoFe(C,B) 상으로 구성된 것을 확인할 수 있었다.
도 8은 본 발명의 실험예에 따른 Fe계 합금의 결정립계 미세구조를 광학현미경(OM)과 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 이미지이다.
도 8의 (a) 및 (d)를 참조하면, 액상소결시 관찰된 전형적인 크랙 전파를 보여준다. Mo가 첨가되지 않은 합금 샘플(Fe-0.4B-0.8C 합금)의 경질상에서부터 페라이트 상으로 크랙이 전파된 것을 확인할 수 있었다.
도 8의 (b) 및 (e)를 참조하면, Mo 1wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-1Mo-0.4B-0.8C 합금)도 Mo가 첨가되지 않은 합금 샘플(Fe-0.4B-0.8C 합금)과 거의 유사한 전파 거동을 보였으나, 네트워크화 된 M3(C,B) 경질상에서 균열이 우선적으로 발생한 것을 확인할 수 있었다.
반면, 도 8의 (c) 및 (f)를 참조하면, M3(C,B) 경질상 및 MoFe(C,B) 연성상으로 구성된 라멜라 구조에서는 크랙이 관찰되지 않았다. 따라서, 이러한 라멜라 구조는 크랙의 형성 및 전파를 방지하여 Mo 5wt% 첨가된 합금 샘플(Fe-5Mo-0.4B-0.8C 합금)의 연신율을 증가시킨다.
상술한 바와 같이, Fe-B-C계 합금에 Mo를 첨가하여, Fe-B-C 및 Fe-Mo-B 공정반응을 유도함으로써, 성질이 서로 다른 제 1 상 및 제 2 상이 교대로 응고된 라멜라 결정립 경계 구조를 형성하였다.
Mo를 4wt% 이상 첨가함에 따라, Fe-Mo-B-C 계 합금의 매트릭스는 펄라이트 및 베이나이트 복합조직을 가지며, 미세경도를 증가시켰다. 또, Fe-Mo-B-C계 합금의 결정립계가 완전한 층상구조를 나타내었다. 이러한 층상구조에 의해, 크랙 형성 및 전파를 방지하는데 효과적일 뿐 아니라, 높은 인장강도와 높은 연신율도 얻을 수 있었다.
본 발명은 도면에 도시된 일 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (14)

  1. 액상소결(liquid phase sintering)하여 형성된 Fe계 합금 소결체로서,
    상기 소결체는,
    펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립(grain); 및 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary);를 포함하고,
    상기 교대로 적층된 형태는 라멜라 구조를 포함하며,
    상기 제 2 상의 두께는 상기 제 1 상의 두께보다 상대적으로 더 얇은,
    Fe계 합금 소결체.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 상은 Fe3(C,B) 상(phase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 2 상은 MoFe(C,B) 상(Pphase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 MoFe(C,B) 상은 Mo을 4wt% 이상 함유하는,
    Fe계 합금 소결체.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 상은 Fe-rich 상(phase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 2 상은 Mo-rich 상(phase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체.
  7. 삭제
  8. Fe, Mo, B 및 C 분말을 혼합하여 혼합분말을 형성하는 단계;
    상기 혼합분말을 압착하여 펠렛을 형성하는 단계; 및
    상기 펠렛을 액상소결(liquid phase sintering)하여 소결체를 형성하는 단계;를 포함하고,
    상기 소결체는,
    펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직을 구비하는 결정립(grain); 및 성질이 서로 다른 제 1 상(phase)과 제 2 상(phase)이 교대로 적층된 형태의 결정립계(grain boundary);를 포함하고,
    상기 교대로 적층된 형태는 라멜라 구조를 포함하며,
    상기 제 2 상의 두께는 상기 제 1 상의 두께보다 상대적으로 더 얇은,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 제 1 상은 Fe3(C,B) 상(phase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 제 2 상은 MoFe(C,B) 상(Phase)을 포함하는,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 소결체는 상기 Mo을 4wt% 이상 함유하는,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  12. 제 8 항에 있어서,
    상기 액상소결은 공정반응을 유도하는 온도범위에서 수행되는,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 공정반응은,
    상기 소결체의 매트릭스 내에서 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite) 복합조직을 상기 펄라이트(pearlite)와 베이나이트(bainite) 복합조직으로 상변화시키는 반응인,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
  14. 제 12 항에 있어서,
    상기 온도범위는 1250℃ 내지 1350℃인,
    Fe계 합금 소결체의 제조방법.
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