KR102393772B1 - 구리-니켈-주석 합금, 그의 제조 방법 및 용도 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 스트레스 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금에 관한 것으로, 상기 합금은, (중량%로); Ni 2.0 - 10.0%, Sn 2.0 - 10.0%, Si 0.01 - 1.5%, Fe 0.01 - 1.0%, B 0.002 - 0.45%, P 0.001 - 0.15%, 선택적으로 Co 최대 2.0% 이하, 또한, 선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하, 선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고, 잔류물은 구리와 불가피한 불순물이고, 원소 실리콘과 붕소의 중량%의 원소 함량의 비 Si/B가 최소 0.4이고 최대 8인 것을 특징으로 하며; 이에 따라 상기 구리-니켈-주석 합금은 Si 함유 및 B 함유 상들 및 시스템들 Ni-Si-B, Ni-B, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si 및다른 Fe 함유 상들을 가지는 것을 특징으로 하며 이는 합금의 처리 특성 및 사용 특성들을 대폭적으로 개선시킨다. 본 발명은 또한, 합금의 제조 방법 및 용도에 대해, 고강도 구리-니켈-주석 합금의 캐스팅 변형 예들 및 다르게 처리되는 변형 예들에 관한 것이다.

Description

구리-니켈-주석 합금, 그의 제조 방법 및 용도
본 발명은 청구항 제1항 내지 제3항의 어느 한 항의 전제부에 따른 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모, 프레팅(fretting) 마모에 대한 높은 저항성 및 향상된 내 부식성 및 응력 완화 저항성을 갖는 구리-니켈-주석 합금, 청구항 제9항 내지 제10항의 전제부에 따른 그의 제조 공정 및 청구항 제16항 내지 제18항의 전제부에 따른 그의 용도에 관한 것이다.
우수한 강도 특성과 우수한 부식 저항 및 열 및 전기적 전류에 대한 도전성으로 인해, 바이너리 형태의 구리/주석 합금들은 기계 공학과 모터 차량 구조, 대부분의 전자 공학 및 전기 공학 분야에 있어서 매우 중요하다.
이 그룹의 물질들은 연마 마모에 대해 높은 저항을 갖는다. 더욱이, 구리/주석 합금은 양호한 미끄럼 특성 및 높은 피로 내구성을 보장하며, 이는 엔진 구조 및 모터 차량 구성에 있어서 또한 일반적으로 기계 공학에 있어서 미끄럼 요소들에 대해 우수한 적합성을 갖도록 한다.
바이너리 형태의 구리/주석 물질과의 비교에 의하면, 구리-니켈-주석 합금은, 경도, 인장 강도 및 항복점과 같은 개선된 기계적 특성들을 갖는다. 기계적 지수들에 있어서의 향상은 Cu-Ni-Sn 합금의 경화능(hardenability)을 통해 본 발명에서 달성된다.
Cu-Ni-Sn 합금에 있어서 자발적 스피노달 편석이 존재하는 온도에 대한 원소들 니켈과 주석의 비율의 중요성은 물론, 침전 공정들은 이 그룹들의 물질들의 특성의 설정을 위해 필수적이다.
문헌에 있어서, 특히 Cu-Ni-Sn 합금의 미세 구조의 결정립계에서의 불연속적 침전물의 존재는 동적 응력하에서 인성 특성에서의 왜곡과 관련된다.
예를 들어, 공보 DE 0 833 954 T1은, Ni의 중량으로 8% 내지 16%, Sn의 중량으로 5% 내지 8%를 갖고, 선택적으로 Mn의 중량으로 0.3% 이하, B의 중량으로 0.3% 이하, Zr의 중량으로 0.3% 이하, Fe의 중량으로 0.3% 이하, Nb의 중량으로 0.3% 이하, Mg의 중량으로 0.3% 이하를 갖고 이들은 반죽에 의한 임의의 처리가 없는 것을 제안하고 있다. 주조 상태의 용액 어닐링 처리의 실시 후 및 스피노달 에이징 후, 합금은 불연속적 침전물 없이 스피노달 상태로 반죽된 미세구조들을 얻기 위해 물 담금질에 의해 각각의 경우에 신속하게 냉각되도록 된다.
이에 반해, Ni의 중량으로 2% 내지 98% 및 Sn의 중량으로 2% 내지 20%를 갖는 Cu-Ni-Sn 합금에 대한 공보 DE 23 50 389 C는, 에이징 어닐링 시 불연속적 침전물의 발생을 방지하기 위해, ε= 75%의 적어도 하나의 성형률을 갖는 냉간 성형이 실시되도록 된다.
문헌 DE 691 05 805 T2는. 구리-니켈-주석 함금으로부터의 성분들 및 산업적인 대량 생산의 반가공 제품들에서 초래되는 것에서의 문제점들을 기술하고 있다. 예를 들어, 특히 주형 마이크로구조의 결정입계에서, Sn 풍부 편석의 발생은 추가적으로 처리하는 경제적 기회를 크게 제한한다. 구리-니켈-주석 함금의 주조 상태 상의 열적 기계적 처리 동작에 의해서도 용이하게 제거될 수 없는 Sn 풍부 편석은 매트릭스에 있어서의 합금 원소들의 균질한 분포를 막는다. 그러나, 이는 이 그룹의 물질들의 경화능에 대한 기본적인 전제 조건이다. 따라서, Ni의 중량으로 4% 내지 18% 및 Sn의 중량으로 3% 내지 13%를 갖는 구리 합금의 용융을 미세하게 원자화하고 집합면 상에 스프레이 입자들을 집합시키는 것이 제안된다. 이어서, Sn 풍부 결정립계 편석의 형성에 대응하기 위해 신속한 냉각이 실시된다.
공보 DE 41 26 079 C2는, 다수의 구리 합금들이 단지 불량한 경제적 실행 가능성에 따라 중간 어닐링 동작들을 갖는 후속 열간 성형 및 냉각 성형에 의해 제조될 수 있는 것을 기술하고 있으며, 적어도 그렇게 한다고 하더라도, 열간 성형은 Sn 풍부 결정립계 침전들, 편석들 또는 다른 불균질물들의 형성으로 인해 어렵게 된다.
이들 구리 합금들은 또한, 구리-니켈-주석 물질들을 포함한다. 따라서, 합금과 같은 주조 상태의 냉간 성형을 보장하기 위해, 용융물의 고화 율의 정확한 제어가 되는 얇은 스트립 주조 방법이 권장된다.
현대 엔진, 기계, 설치류 및 골재들에 있어서의 동작 온도 및 압력 상승의 결과로서, 개별적 시스템 요소들에 대한 광범위하고 다양하고 상이한 메카니즘들의 훼손이 초래된다. 이에 따라, 미끄럼 마찰의 형태들을 물론 진동 마찰 마멸(oscillating friction wear)에 의한 메커니즘의 훼손을 고려하여, 특히 물질 및 구성의 견지에서 미끄럼 부재들 및 플러그 커넥터들의 설계의 경우에 전보다 더욱 크게 중요하게 되고 있다.
전문 용어로서 프레팅(fretting)으로도 불리는 진동 마찰 마멸은 일종의 마찰 마멸로서 진동 접촉 면들 사이에서 초래된다. 부품들의 기하학적 마찰 또는 볼륨 마찰에 부가하여, 주위 매체와의 반응은 마찰 부식으로 이어진다. 상기 물질에 대한 훼손은 마멸 영역에서 특히 피로 강도와 같이 현저히 낮은 국부적 강도를 야기할 수 있다. 피로 균열들은 훼손된 부품 표면으로부터 진행될 수 있으며, 이들 크랙들은 피로 균열/피로 파손으로 이어진다. 마찰 부식에 의해, 부품의 피로 강도는 물질의 피로 지수 밑으로 떨어질 수 있다.
진동 마찰 마멸은 어떤 의미에서 움직임에 따른 미끄럼 마찰의 형태들과는 메카니즘 측면에서 상이하다. 보다 구체적으로 말하면, 부식의 영향은 진동 마찰 마멸의 경우에 특히 현저하다.
문헌 DE 10 2012 105 089 A1은, 슬라이드 베어링의 진동 마찰 마멸에 의해 초래되는 일련의 훼손을 기술하고 있다. 슬라이드 베어링의 안정한 위치를 보장하기 위해, 이들 슬라이드 베어링은 베어링 시트 내에 압입된다. 압입 동작은 슬라이드 베어링상에 높은 응력을 형성하며, 이는 현대 엔진들에 있어서 동적 샤프트 부하 및 열 팽창에 의해 증대된 응력만큼 더욱 증가된다. 과잉 응력의 결과에 따라, 슬라이드 베어링의 기하학적 형상의 변화가 일어날 수 있으며, 이는 원래 베어링 오버랩을 감소시킨다. 이는 베어링 시트에 대한 슬라이드 베어링의 미세한 움직임을 가능하게 한다. 베어링과 베어링 시트 사이의 접촉 면들에서 낮은 진동 폭을 갖는 이들 주기적 상대 운동은 슬라이드 베어링의 백킹(backing)의 진동 마찰 마멸/마찰 부식/프레팅으로 이어진다. 그 결과, 크랙 형상이 시작되고 궁극적으로 슬라이드 베어링의 마찰 피로 파손으로 이어진다. 각종 슬라이드 베어링 재료들에 따른 프레팅 시험들의 결과는, 스피노달 경화 구리-니켈-주석에서의 경우와 같이, 중량으로 2% 이상의 Ni 함량을 갖는 특히 Cu-Ni-Sn 합금이 프레팅 마모에 대해 부적절한 저항을 갖는다.
엔진 및 기계들에 있어서, 전기적 플러그 커넥터들은, 이들이 기계적 진동 바이브레이션되는 환경에 빈번히 배치된다. 접속 장치들의 부재들이, 기계적 응력의 결과로서 서로에 대해 상대 운동을 행하는 상이한 조립체들에 존재할 경우, 그 결과는 접속 부재들의 대응하는 상대 운동으로 될 수 있다. 이들 상대 운동은 플러그 커넥터들의 접촉 영역의 진동 마찰 마멸 및 마찰 부식으로 이어진다. 미소 크랙들은 이 접촉 영역에 형성되며 이는 플러그 커넥터 물질의 피로 저항을 크게 감소시킨다. 피로 손상을 통한 플러그 커넥터의 파손은 중요한 문제로 될 수 있다, 더욱이, 마찰 부식으로 인해, 접촉 저항이 증가하게 된다.
이에 따라, 진동 마찰 마멸/마찰 부식/프레팅에 대해 충분한 저항을 갖기 위한 결정적인 인자는 마모 저항, 연성 및 부식 저항의 물질 특성의 조합이다. 구리-니켈-주석 합금들의 마모 저항을 증대시키기 위해, 상기 물질들에 대해 적절한 마모 저항을 부가할 필요가 있다. 경질 입자들의 형태로 있는 이들 마모 기판들은 연마 및 접합 마모의 결과로부터 보호의 기능을 행하기 위한 것이다. Cu-Ni-Sn 합금들에 있어서의 유용한 경질 입자들은 석출의 각종 형태들을 포함한다.
문헌 US 6 379 478 B1은 Ni의 중량으로 0.4% 내지 3.0%, Sn의 중량으로 14% 내지 11.0%, Si의 중량으로 0.1% 내지 1%, P의 중량으로 0.01% 내지 0.06%를 갖는 플러그 커넥터에 대한 구리 합금의 개시를 기술하고 있다. 니켈 규화물 및 니켈 인화물의 미세 석출들은 합금의 높은 강도 및 양호한 응력 완화 저항을 보장하는 것으로 기술되어 있다.
스틸 베이스 기판상의 미끄럼 층의 제조에 대해, 문헌 US 2 129 197 A는, 베이스 기판에 대한 용접을 적용하여 도포되고 Cu의 중량으로 77% 내지 92%, Sn의 중량으로 8% 내지 18%, Ni의 중량으로 1% 내지 5%, Si의 중량으로 0.5% 내지 3%, 및 Fe의 중량으로 0.25% 내지 1%를 포함하는 구리 함금을 기술하고 있다. 여기에 사용되는 마찰 기판은 합금 원소들인 니켈과 철의 규화물 및 인화물로 되는 것으로 기술되어 있다.
문헌 US 3 392 017 A는, Si의 중량으로 0.4% 이하, Ni의 중량으로 1% 내지 10%, B의 중량으로 0.02% 내지 0.5%, P의 중량으로 0.1% 내지 1% 및 Sn의 중량으로 4% 내지 25%를 갖는 저 용융 구리 함금을 기술하고 있다. 이 합금은, 필러 물질로서 캐스팅 로드의 형태로 적절한 금속 기판 표면에 도포될 수 있다. 종래 기술과 비교하면, 이 합금은 향상된 연성을 갖고 기계적 가공이 가능하다. 디포짓 웰딩(deposit welding)과 달리, 이 Cu-Sn-Ni-Si-P-B 합금은 스프레이법에 의해 퇴적하는 것에 유용하다. 기판 표면의 습윤 및 용융된 합금의 자발적인 유동 특성을 개선시키고 또한, 임의의 첨가 플럭스 사용을 불필요하게 하기 위해, 인, 실리콘 및 붕소의 첨가가 상기 문헌에 언급된다.
상기 문헌에 기술된 내용은, 중량으로 0.05% 내지 0.15%의 합금의 필연적인 Si 함량과 중량으로 0.2% 내지 0.6%의 특별히 높은 P 함량을 규정하고 있다. 이는 물질의 자발 유동 특성에 대한 우선적인 요구를 강조한다. 이와 같은 높은 P 함량에 의해, 합금의 열간 성형이 불량하게 되고, 마이크로구조의 스피노달 편석성(spinodal segregatability)이 부적절하게 된다.
문헌 US 4 818 307 A에 의하면, 구리 기반 합금에 석출되는 경질 입자들의 크기는 그의 내마모성에 큰 영향을 갖는다. 예를 들어, 5 내지 100 μm의 크기에 달하는 원소들 니켈 및 철의 복합 규화물 성형/붕화물 성형은, Ni의 중량으로 5% 내지 30%, Si의 중량으로 1% 내지 5%, B의 중량으로 0.5% 내지 3% 및 Fe의 중량으로 4% 내지 30%를 갖는 구리 함금의 내마모성을 현저히 증가시킨다. 주석 원소는 이 물질에 존재하지 않는다. 이 물질은 디포짓 웰딩에 의해 적절한 기판에 마모방지 층으로 도포된다.
문헌 US 5 004 581 A는, 중량으로 5% 내지 15% 범위의 함량 내의 주석 및/또는 중량으로 3% 내지 30% 범위의 함량 내의 아연의 부가적 성분을 갖는 상기 문헌 US 4 818 307 A와 동일한 구리 합금을 기술하고 있다. Sn 및/또는 Zn의 첨가는 특히 접착 마모에 대한 물질의 저항성을 개선한다. 이 물질은 디포짓 웰딩에 의해 적절한 기판에 마모방지 층으로서 유사하게 도포된다.
그러나, 문헌들 US 4 818 307 A 및 US 5 004 581 A에 의하면, 5 내지 100 μm의 원소들 니켈 및 철의 규화물 성형물/붕화물 성형물의 필요한 크기로 인해, 구리 합금은 극히 제한된 냉간 성형성만을 가진다.
석출-경화가능한 구리-니켈-주석 합금의 기재는 문헌 US 5 041 176 A로부터 개시된다. 이 구리 기반 합금은, Ni의 중량으로 0.1% 내지 10%, Sn의 중량으로 0.1% 내지 10%, Si의 중량으로 0.05% 내지 5%, Fe의 중량으로 0.01% 내지 5% 및 붕소의 중량으로 0.0001% 내지 1%를 포함한다. 이 물질은 Ni-Si 계의 분산된 중간 상들의 함량을 갖는다. 이 합금의 특성은 또한, 어떠한 Fe 함량도 갖지 않는 작용 실시예들에 의해 설명된다.
문헌 KR 10 2002 0 008 710 A는 중량으로 6%보다 큰 Sn 함량을 갖는 스피노달 Cu-Ni-Sn 합금이 열간 성형가능하지 않은 것을 기술하고 있다(초록). 그 이유는 Cu-Ni-Sn 합금의 주형 미세 구조의 결정립계에서 Sn 풍부 편석이 존재하기 때문이다. 따라서, 기술된 Cu-Ni-Sn 다중물질 합금에 대해, 또한 고강도 와어어 및 시트(sheet)들에 대해, Ni의 중량으로 1% 내지 8%, Sn의 중량으로 2% 내지 6% 및 Al, Si, Sr, Ti 및 B의 그룹으로부터의 둘 이상의 원소들의 중량으로 0.1% 내지 5%의 조성물이 특정된다.
문헌 US 5 028 282 A는, (개별적으로 또는 함께) 0.04% 내지 5%의 함량을 갖는 추가 첨가제들 및 Ni의 중량으로 6% 내지 25%, Sn의 중량으로 4% 내지 9%을 갖는 구리 합금을 기술하고 있다. 이들 추가 첨가제들은 (중량%로) 다음과 같다:
Zn 0.03% 내지 4% Zr 0.01% 내지 0.2%
Mn 0.03% 내지 1.5% Fe 0.03% 내지 0.7%
Mg 0.03% 내지 0.5% P 0.01% 내지 0.5%
Ti 0.03% 내지 0.7% B 0.001% 내지 0.1%
Cr 0.03% 내지 0.7% Co 0.01% 내지 0.5%
합금 원소들 Zn, Mn, Mg, P 및 B는 합금의 용융물의 탈산소화를 위해 첨가된다. 원소들 Ti, Cr, Fe 및 Co는 미립화 및 강도 향상 기능을 갖는다.
예를 들어 붕소, 실리콘 및 인과 같은 준금속들로 합금화함으로써, 비교적 높은 베이스 용융 온도의 저하를 달성할 수 있으며, 이는 처리 목적을 위해 중요하다. 따라서, 이들 합금 첨가제는 특히 내마모성 코팅 물질 및 고온 물질의 분야에서 사용되며, 상기 물질들은 예를 들어, Ni-Si-B 계 및 Ni-Cr-Si-B 계의 합금들을 포함한다. 이들 물질에 있어서, 특히 합금 원소들 붕소 및 실리콘은 니켈 기반 초경합금의 용융 온도를 현저히 낮추기 위한 요인으로 고려되며, 이는 상기 원소들이 자발 유동 니켈 기반 초경합금들로 사용될 수 있도록 한다.
공고된 명세서 DE 20 33 744 B는, Si 함유 금속 용융물에 있어서 합금 우너소 붕소의 추가적 기능에 관한 중요한 점들을 포함하고 있다. 이에 따르면, 붕소의 첨가는, 코팅 층들의 표면에서 융기되어 산소의 추가 유입을 방지하는 붕소 규산염의 성형물 및 용융물에 형성되는 산화물의 증해(digestion)를 유발한다. 이와 같이, 코팅 층의 평활 면을 달성할 수 있다.
문헌 DE 102 08 635 B4는, 금속 간 상들(intermetallic phases)이 존재하는 확산 솔더 사이트에서의 처리를 기술하고 있다. 확산 납땜에 의해, 상이한 계수의 열 팽창을 갖는 부품들이 서로 접착되도록 된다. 납땜 동작 그 자체에 있어서 또는 이 솔더 사이트 상에서 의 열적 기계적 응력의 경우에, 큰 응력이 계면에서 초래되며, 이는 금속 간 상들의 환경에 있어서 특히 균열로 이어질 수 있다. 제안된 해법은, 접합 상대부재들의 상이한 팽창 계수들의 평형을 유발하도록 하는 입자들과 솔더 성분들의 혼합이다. 예를 들어, 붕소 규산염 또는 포스포러스 실리케이트의 입자들은 그들의 바람직한 열 팽창 계수로 인해, 납땜 접착에 있어서의 열적 기계적 응력을 최소화할 수 있다. 더욱이, 이미 유기된 균열들의 확산이 이들 입자들에 의해 차단된다.
공고된 명세서 DE 24 40 010 B는, 붕소의 중량으로 0.1% 내지 2.0% 및 철의 중량으로 4% 내지 14%를 갖는 주형 실리콘 합금의 특히 전기적 도전성에 대해 붕소 원소의 효과를 강조하고 있다. 이 Si 기반 합금에 있어서, 고 융용 Si-B 상이 석출되며, 이는 실리콘 붕화물로 지칭된다.
붕소 함량에 의해 결정되는, SiB3, SiB4, SiB6, 및/또는 SiBn 다형체들에 통상적으로 존재하는 실리콘 붕화물은 그들의 특성들의 측면에서 실리콘과 매우 다르다. 이들 실리콘 붕화물은 금속적 특성을 가지며, 이에 따라 이들은 전기적 도전성으로 된다. 이들은 예외적으로 높은 열적 안정성 및 산화 안정성을 갖는다. 소결된 제품들에 대해 우선적으로 사용되는 SiB6 다형체는, 그의 매우 높은 경도 및 높은 내연마 마모성으로 인해, 예를 들어 세라믹 제조 및 세라믹 처리에 사용된다.
표면 코팅을 위한 종래의 내마모성 초경합금은, 경질 입자로서 붕화물 및 삽입 규화물을 갖는 금속들인 철, 코발트 및 니켈로 구성되는 비교적 연성의 매트릭스로 구성된다(Knotek, O.; Lugscheider, E.; Reimann, H.: Ein Beitrag zur Beurteilung verschleißfester Nickel-Bor-Silicium-Hartlegierungen [A Contribution to the Assessment of Wear-Resistant Hard Nickel-Boron-Silicon Alloys]. Zeitschrift f
Figure 112018130744136-pct00001
r Werkstofftechnik 8 (1977) 10, p. 331-335). Ni-Cr-Si, Ni-Cr-B, Ni-B-Si 및 Ni-Cr-B-Si 계들의 초경합금의 광범한 사용은 이들 경질 입자들에 의한 내마모성의 증대에 기초한다. 상기 Ni-B-Si 합금은, 규화물인 Ni3Si 및 Ni5Si2는 물론, 붕화물인 Ni3B 및 Ni-Si 붕화물/Ni 실리콘붕화물(silicoborides) Ni6Si2B도 포함한다. 또한, 붕소 원소의 존재시 규화물을 형성하기 위해 임의의 느리게 동작하는 것이 기록되어 있다. 상기 Ni-B-Si 합금 계의 다른 연구는 고용융 Ni-Si 붕화물 Ni6Si2B 및 Ni4 . 29Si2B1 .43의 검출로 이어진다((Lugscheider, E.; Reimann, H.; Knotek, O.: Das Dreistoffsystem Nickel-Bor-Silicium [The Triphasic Nickel-Boron-Silicon System]. Monatshefte f
Figure 112018130744136-pct00002
r Chemie 106 (1975) 5, p. 1155-1165). 이들 고용융 Ni-Si 붕화물은 붕소 및 실리콘의 검출에 있어서 비교적 넓은 균질성의 범위로 존재한다.
많은 응용 분야에 있어서, 금속 비용을 절감시키기 위해 구리-니켈-주석 합금에 아연 원소가 첨가된다. 기능적 측면에서, 합금 원소 아연의 효과는 용해물로부터 Sn-풍부 또는 Ni-Sn-풍부 상들의 성형에 상당한 영향을 미친다. 더욱이, 아연은 스피노달 Cu-Ni-Sn 합금에 있어서의 침전물의 형성을 향상시킨다.
또한, 많은 응용 분야들에 있어서, 드라이 러닝(dry-running) 특성을 향상시키고 보다 양호한 물질제거 작업성을 위해 구리-니켈-주석 합금에 임의의 Pb 함량도 첨가된다.
본 발명의 목적은 고강도 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 것으로, 상기 합금은 각각의 경우에 중량으로 2% 내지 10%의 전체 니켈 함량 및 주석 함량에 걸쳐 우수한 열간 성형성을 갖는다. 얇은 스트립 주조 또는 스프레이 다짐작용 (compaction)의 필요성 없이 통상적인 주조법에 의해 제조되는 전구체 물질이 열간 성형을 위해 사용가능하도록 된다.
주조 후, 구리-니켈-주석 합금은 기공들과 수축 구멍들 및 응력 균열이 없어야 하며, 주석-풍부 상 성분들의 균질한 분포를 갖는 미세구조가 특징적이다. 더욱이, 주조 후 구리-니켈-주석 합금의 미세구조에 금속간 상들이 이미 있어야 한다. 이는 주조 상태에서도, 합금이 고강도, 고경도 및 적절한 내마모성을 갖도록 하기 위해 중요하다. 또한, 주조 상태에서도 높은 내부식성의 특징을 가져야 한다.
구리-니켈-주석 합금의 주조 상태는, 적절한 열간 성형성을 확립할 수 있도록 하기 위해 우선적으로 적절한 어닐링 처리에 의해 균질화하면 안된다.
구리-니켈-주석 합금의 처리 특성에 대해, 우선적으로 해야 할 것은 그의 냉간 성형성이 종래의 구리-니켈-주석 합금에 대해 중간 상들의 함량에도 불구하고 현저히 악화되지 않는 것이다. 또 한편, 합금에 대해, 실시되는 냉간 성형 동작에서 형성하는 최소 등급에 대한 요구사항이 제거되어야 한다.
이는, 불연속적인 침전물의 형성 없이 구리-니켈-주석 물질의 미세구조의 스피노달 편석을 담보할 수 있도록 하기 위해 종래 기술에 따른 전제 조건인 것으로 고려된다.
종래 기술에 대응하는 Cu-Ni-Sn 물질의 추가 처리에 대한 다른 요구는 상기 물질의 시효 경화 후의 냉각률에 기초한다. 이에 따라, 스피노달 시효 경화 후, 불연속적 침전물 없이 스피노달 상태로 분리된 미세구조를 얻기 위해 물 담금질(water quenching)에 의해 물질들을 신속히 냉각하도록 할 필요성이 고려된다. 그러나, 이러한 냉각 방법의 결과로서, 위험한 고유 응력이 시효 경화 후에 형성될 수 있기 때문에, 본 발명의 다른 목적은, 합금에 대한 것이라도, 시효 경화를 포함하는 전반적 제조 공정에 걸쳐 불연속적 침전물의 형성을 방지하는 것이다.
적어도 하나의 어닐링 동작은 물론, 적어도 하나의 어닐링 동작 또는 적어도 하나의 열간 성형 및/또는 냉간 성형 동작을 포함하는 추가 처리 동작에 의해, 미세 입자(fine-grain), 고강도를 갖는 경질 입자 함유 미세구조, 높은 내열성, 고경도, 높은 응력 제거(완화) 저항, 적절한 전기적 도전성 및 마찰 연마 및 진동 마찰 마멸의 메카니즘에 대한 높은 등급의 저항이 확립될 수 있다.
구리-니켈-주석 합금에 대해, 본 발명은 청구항 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따른 특징들에 의해 반영되고, 제조 공정에 대해서는 청구항 제9항 내지 제10항에 따른 특징들에 의해 반영되고, 용도에 대해서는 청구항 제16항 내지 제18항에 따른 특징들에 의해 반영된다.
본 발명은, 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 응력 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금을 포함하며, 상기 합금은, (중량%로);
Ni 2.0 - 10.0%,
Sn 2.0 - 10.0%,
Si 0.01 - 1.5%,
B 0.002 - 0.45%,
P 0.001 - 0.09%,
선택적으로 Co 최대 2.0% 이하, 또한,
선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하,
선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고,
잔류물은 구리와 불가피한 불순물이고,
- 원소 실리콘과 붕소의 중량%로 원소 함량의 Si/B 비가 최소 0.4이고 최대 8이고;
- 상기 구리-니켈-주석 합금은, Si 함유 상들과 B 함유 상들 및 Ni-Si-B, Ni-B, Ni-P 및 Ni-Si 계의 상들을 포함하며 이는 합금의 처리 특성 및 사용 특성들을 대폭적으로 개선하는 것을 특징으로 한다.
본 발명은 또한, 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 응력 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금을 포함하고, 상기 합금은, (중량%로);
Ni 2.0 - 10.0%,
Sn 2.0 - 10.0%,
Si 0.01 - 1.5%,
B 0.002 - 0.45%,
P 0.001 - 0.09%,
선택적으로 Co 최대 2.0% 이하, 또한,
선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하,
선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고,
잔류물은 구리와 불가피한 불순물이되,
- 원소 실리콘과 붕소의 중량%로 원소 함량의 Si/B 비가 최소 0.4이고 최대 8이고;
다음의 미세구조 성분들이 주조 후에 합금에 존재하고:
a) 전체 미세구조에 기초하여 다음을 갖는, Si 함유 및 P 함유 금속 기반 조성물.
a1) 실험식 CuhNikSnm에 의해 기록될 수 있고, 2 내지 6의 원자%의 원소 함량의 (h+k)/m 비를 가질 수 있는 35부피% 이하의 제1 상 성분,
a2) 실험식 CupNirSns에 의해 기록될 수 있고, 10 내지 15의 원자%의 원소 함량의 (p+r)/s 비를 가질 수 있는 15부피% 이하의 제2 상 성분, 및
a3) 고체 구리 용액의 잔류물;
b) 전체 미세구조에 기초하여, 다음으로 존재하는 상(phase)들,
b1) Si 함유 및 B 함유 상들로서 0.01부피% 내지 10부피% 이하로,
b2) 실험식 NixSi2B를 갖고 x = 4 내지 6인 Ni-Si 붕화물로서 1부피% 내지 15부피%로,
b3) Ni 붕화물로서 1부피% 내지 15부피%로,
b4) Ni 인화물로서 1부피% 내지 5부피%로,
b5) 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하고 주석 및/또는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들에 의해 피포(ensheath)되는 미세구조에 있어서의 Ni 규화물로서 1부피% 내지 5부피%로;
- 주조 동안, 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하는 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물, Ni 인화물 및 Ni 규화물들의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은, 용융물의 고화/냉각 동안 균일한 결정화를 위해 시드(seed)들을 구성하며, 이에 따라 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들이 섬 모양 및/또는 메시 모양과 같이 미세 구조에 균일하게 분포되도록 하고;
- 포스포러스 실리케이트(phosphorus silicate)와 함께, 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 포스포러스 실리케이트의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들이, 합금의 부품들 및 반가공 물질상에 내마모 및 부식 보호 코팅의 기능을 제공하는 것을 특징으로으로 한다.
바람직하게는, 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들은 적어도 1 부피%로 합금의 주형 미세구조에 존재한다.
섬 모양 또는 메시 모양으로 있는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 균일한 분포는 미세 구조가 편석이 없는 것을 의미한다. 이 종류의 편석들은 주물 미세 구조에 있어서의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 축적을 의미하는 것으로 이해되며, 이는, 주물에 대한 열 및/또는 기계적 응력에 의해, 균열을 일으킬 수 있는 크랙들의 형태로 미세 구조에 충격을 야기할 수 있다. 주조 후의 미세 구조는 여전히 (Cu, Ni) - Sn 계의 가스 구멍, 수축 구멍, 응력 크랙, 및 불연속 침전이 없다. 이 변형 예에서, 합금은 주조 상태로 있다.
본 발명은 또한, 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 스트레스 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금을 포함하며, 상기 합금은, (중량%로);
Ni 2.0 - 10.0%,
Sn 2.0 - 10.0%,
Si 0.01 - 1.5%,
B 0.002 - 0.45%,
P 0.001 - 0.09%,
선택적으로 Co 최대 2.0% 이하,
선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하,
선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고,
잔류물은 구리와 불가피한 불순물이되,
원소 실리콘과 붕소의 중량%의 원소 함량의 Si/B 비가 최소 0.4이고 최대 8이고;
- 적어도 하나의 어닐링 동작 또는 적어도 하나의 열간 성형 동작 및/또는 냉간 성형 동작은 물론, 적어도 하나의 어닐링 동작에 의해 합금의 추가 처리 후, 다음의 미세구조 성분들이 존재하고:
A) 전체 구조에 기초하여, 다음을 갖는 금속 기반 조성물,
A1) 실험식 CuhNikSnm에 의해 기록될 수 있고, 2 내지 6의 원자%의 원소 함량의 (h+k)/m 비를 가질 수 있는 15부피% 이하의 제1 상 성분들,
A2) 실험식 CupNirSns에 의해 기록될 수 있고, 10 내지 15의 원자%의 원소 함량의 (p+r)/s 비를 가질 수 있는 5부피% 이하의 제2 상 성분들, 및
A3) 고체 구리 용액의 잔류물;
B) 전체 미세구조에 기초하여, 다음으로 존재하는 상(phase)들,
B1) 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하고, Ni 규화물 및 (Cu, Ni) - Sn 계의 침전물들에 의해 피포되는, 미세 구조에 있어서의 Si 함유 및 B 함유 상들, 실험식 NixSi2B를 갖고 x = 4 내지 6인 Ni-Si 붕화물, Ni 붕화물, Ni 인화물, 및 Ni 규화물로서 2부피% 내지 30부피%로;
B2) 미세구조에 있어서의 (Cu, Ni) - Sn 계의 연속적 침전물들로서 80부피% 이하로;
B3) 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하고 (Cu, Ni) - Sn 계의 침전물들에 의해 피포되고, 3μm 미만의 크기를 갖는, 미세 구조에 있어서의 Ni 인화물 및 Ni 규화물로서 2부피% 내지 30부피%로;
- 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하는 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물, Ni 인화물 및 Ni 규화물의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은 합금의 추가 처리 동안 미세구조의 정적 및 동적 재결정화를 위해 시드들을 구성하여, 균일하고 미세 입자 미세구조의 확립을 가능케 하고;
- 포스포러스 실리케이트와 함께, 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 포스포러스 실리케이트의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은, 합금의 부품들 및 반가공 물질상에 마모 보호 및 부식 보호 코팅의 기능을 제공하는 것을 특징으로 한다.
바람직하게는, (Cu, Ni) - Sn 계의 연속적 침전들은 적어도 0.1 부피%로 합금의 추가 처리 상태의 미세 구조에 존재한다.
합금의 추가 처리 후에도, 미세 구조는 편석이 없다. 이 종류의 편석들은 결정립계 편석의 형태를 취하는 미세 구조에 있어서의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 축적을 의미하는 것으로 이해되며, 이는, 특히 구성요소들에 대한 동적 응력에 의해, 균열을 일으킬 수 있는 크랙들의 형태로 미세 구조에 충격을 야기할 수 있다.
추가 처리 후의 미세 구조는 가스 구멍, 수축 구멍 및 응력 크랙이 없다. 이는, 추가 처리 상태의 미세 구조가 (Cu, Ni) - Sn 계의 불연속 침전이 없는 본 발명의 필수적 특징으로서 강조되어야 한다.
이 제2 변형 예에서, 합금은 추가 처리된 상태로 있다.
본 발명은, Si 함유 및 B 함유 상들과 Ni-Si-B, Ni-B, Ni-P, 및 Ni-Si 계들의 상들을 갖는 구리-니켈-주석 합금이 제공되는 구성으로부터 진행한다. 이들 상들은 주조성, 열간 성형성 및 냉간 성형성의 처리 특성들을 현저히 향상시킨다. 더욱이, 이들 상들은, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 강도 및 저항의 증가에 의해 합금의 용도 특성을 향상시킨다. 이들 상들은 부가적으로, 본 발명의 추가 용도 특성으로서 내부식성 및 응력 완화(제거) 저항성을 향상시킨다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금은, 사형(sandcasting) 공정, 셀 몰드 주조 공정, 정밀 주조 공정, 풀(full) 몰드 주조 공정, 압력 다이캐스팅 공정, 로스트 폼(lost foam) 공정 및 영구 몰드 주조 공정에 의해, 또는 연속적 또는 반연속적 스트랜드 주조 공정의 도움으로 제조될 수 있다.
공정 기술의 측면에서 복잡하고 비용이 드는 일차 형성 기술의 사용은 가능하나 이는 본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 제조를 위해 절대적으로 필요한 것은 아니다. 예를 들어, 스프레이 컴팩션 또는 얇은 스트립 주조의 사용으로 제조하는 것이 가능하다. 본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 주조 포맷은 특히, 예를 들어 열간 압연, 스트랜드 프레싱 또는 단조에 의해 균질화 어닐링을 행할 절대적 필요성 없이 Sn 함량 및 Ni 함량의 전체 범위에 걸쳐 직접적으로 열간 성형될 수 있다. 또한, 바람직한 것은, 본 발명의 합금으로부터 제조된 포맷의 셀 몰드 주조 또는 스트랜드 주조 후, 예컨대, 물질에 있어서의 클로즈, 구멍들 및 크랙들에 대해 용착하기 위해 상승된 온도로 임의의 복잡한 단조 공정 또는 압축 공정을 실시하는 것이 불필요하다. 이에 따라, 구리-니켈-주석 합금들의 부품들 및 반가공 제품들의 제조에 있어서 지금까지 존재하는 처리 관련 제한문제들이 추가로 제거된다.
주조 공정에 따라, 합금의 Sn 함량의 증가로, 주조 상태에 있어서의 본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 미세 구조의 금속 기반 물질은 고체(solid) 구리 용액(α상)에 균일하게 분포되는 주석 풍부 상들의 비율을 증가시키는 것으로 구성된다.
금속 기반 물질의 이들 주석 풍부 상들은 제1 상 성분들 및 제2 상 성분들로 분할될 수 있다. 제1 상 성분들은 실험식 CuhNikSnm에 의해 기록될 수 있고, 2 내지 6의 원자%의 원소 함량의 (h+k)/m 비를 가질 수 있다. 상기 제2 상 성분들은 실험식 CupNirSns에 의해 기록될 수 있고, 10 내지 15의 원자%의 원소 함량의 (p+r)/s 비를 가질 수 있다.
본 발명의 합금은 두 개의 그룹으로 분할될 수 있는 Si 함유 및 B 함유 상들로 특정화된다.
제1 그룹은 실리콘 붕화물(silicon borides)의 형태를 취하고 SiB3, SiB4, SiB6, 및 SiBn 다형체(polymorphs)로 될 수 있는 Si 함유 및 B 함유 상들에 관한 것이다. 상기 화합물 SiBn에 있어서의 "n"은 실리콘 래티스에 있어서 붕소 원소의 높은 용해도를 나타낸다.
Si 함유 및 B 함유 상들의 제2 그룹은 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 포스포러스 실리케이트(boron phosphorus silucate)의 규산염 화합물에 관한 것이다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금에 있어서, 실리콘 붕화물의 형태 및 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 포스포러스 실리케이트의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들의 미세 구조 성분은 0.01부피% 이상 및 10부피% 이하이다.
본 발명에 의한 합금의 미세 구조에 있어서의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 균일한 구성은, 특히, 주로 용해물에 이미 침전되어 있는, x가 4 내지 6인 실험식 NixSi2B를 갖는 실리콘 붕화물 및 Ni-Si 붕화물의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들의 효과로부터 비롯된다.
이어서, 용해물의 고화/냉각 동안, 바람직하게는 이미 존재하는 Ni-Si 붕화물 및 실리콘 붕화물 상에 Ni 붕화물의 침전이 존재한다. 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하는 전체적인 붕소 화합물은 용해물의 제1 고화/냉각 동안 일차 시드(seed)들로 기능한다.
이후 용해물의 고화/냉각에 있어서, Ni 인화물 및 Ni 규화물은, 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 이미 존재하는 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물의 일차 시드들상의 이차 시드들로서 바람직하게 침전된다.
Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물은 각각 1부피% 내지 15부피%로 미세구조에 존재하고 Ni 인화물 및 Ni 규화물은 각각 1부피% 내지 5부피%로 미세구조 부분에 존재한다.
이에 따라, 미세 구조에 있어서, 실험식 NixSi2B를 갖고 x가 4 내지 6인 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물, Ni 붕화물, Ni 인화물 및 Ni 규화물의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재한다.
이들 상들은 이후 결정화 시드들로 지칭된다.
끝으로, 금속 기반 물질의 원소 주석 및/또는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들은 바람직하게 결정화 시드들의 영역에서 재결정화하며, 그 결과, 주석 및/또는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들은 피포(ensheathed)된다.
주석 및/또는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들에 의해 피포된 이들 결정화 시드들은 이후 제1 클래스의 경질 입자들로 지칭된다.
본 발명에 의한 합금의 주조 상태에 있어서, 제1 클래스의 경질 입자들은 80 μm 미만의 사이즈를 갖는다. 바람직하게는, 제1 클래스의 경질 입자들의 크기는 50 μm 미만이다.
합금의 Sn 함량의 증가에 따라, 섬 모양으로 있는 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 구성은 미세 구조에 메시형(meshlike) 구성으로 변형된다.
본 발명에 의한 구리-니켈-주석 합금의 주조 미세 구조에 있어서, 제1 상 성분들은 35부피% 이하의 비율을 갖는다. 제2 상 성분들은 15부피% 이하의 미세 구조 부분을 갖는다. 바람직하게는, 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들은 적어도 1부피%로 합금의 주조 상태의 미세 구조에 존재한다.
본 발명에 의한 합금의 주조 동안, 합금 원소인 붕소의 첨가의 결과로서, 억제된 살태로 되고 그에 따라 인화물 및 규화물이 불완전하게 성형된다. 이러한 이유로, 인화물 및 규화물의 내용물은 주조 상태의 금속 기반 물질에 용해된 상태로 남는다.
종래의 구리-니켈-주석 합금은 비교적 넓은 고화 인터벌을 갖는다. 주조시에 있어서의 이러한 넓은 고화 인터벌은 기체 흡수의 위험을 증대시키고 그 결과, 불완전하고, 거칠고, 통상적으로 용해물의 수지상(dentritic) 결정화로 된다. 그 결과, 종종. 그의 상 경계에 수축 구멍들 및 스트레스 크랙들을 빈번히 야기하는 기체 구멍들 및 거친 Sn 풍부 편석들이 야기된다. 이 그룹의 물질들에 있어서, Sn 풍부 편석들은 부가적으로 결정립계에 우선적으로 야기된다.
붕소, 규소 및 인의 조합된 함량으로 인해, 본 발명에 의한 합금의 용해물에 있어서의 각종 처리가 활성화되고, 이는 종래의 구리-니켈-주석 합금과 비교하여 그의 고화 특성들을 결정적으로 변화시킨다.
본 발명의 용해물에 있어서, 원소들인 붕소, 규소 및 인은 환원 기능을 갖는다. 붕소와 규소의 첨가는, 용해물의 환원의 세기를 저하시키지 않고 인의 함량을 낮추도록 할 수 있다. 이 측정을 사용하여, 인의 첨가에 의해 용해물의 적절한 환원의 역효과를 억제할 수 있다. 이에 따라, 높은 P 함량은 임의의 경우에 이미 매우 큰 구리-니켈-주석 합금의 고화 인터벌을 부가적으로 연장시킬 수 있으며, 이는 물질 형태에 있어서 구멍들에 대한 경향 및 편석에 대한 경향에서의 증가로 이어진다. 중량으로 0.001% 내지 0.09%의 범위로 본 발명의 합금의 P 함량의 제한에 의해 인의 첨가에 의한 악영향이 감소된다.
특히 붕소 원소 및 결정화 시드에 의해 기재 용융 온도를 낮추는 것은 본 발명의 합금의 고화 간격의 감소로 이어진다. 그 결과, 본 발명의 주조 상태는, 개별적인 상 성분들의 미세 분포를 갖는 매우 균일한 미세 구조를 갖는다. 이에 따라, 본 발명의 합금에 있어서는 특히 결정립계에서, 주석 풍부 편석들이 일어나지 않는다.
본 발명에 의한 합금의 용해물에 있어서, 붕소, 규소 및 인 원소들의 효과는 금속 산화물의 감소이다. 원소들 그 자체는 동시에 산화되고 통상적으로 주물의 표면에 부풀어오르며, 이때 그들은 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 형태로, 기체의 흡수로부터 주물들을 보호하는 보호층을 형성한다. 예외적으로 본 발명에 의한 합금의 주물의 평할 면들이 발견되는데 이는 이러한 보호층의 형성을 나타낸다. 본 발명의 주조 상태의 미세 구조는 또한, 주물의 전체 단면에 걸쳐 기공(gas pores)들이 없다.
인용된 문헌들에 관련된 적요란의 요점에 있어서, 확산 납땜 시의 열 팽창의 계수들이 상이한 상 들 간의 응력 크랙들을 피하기 위해 붕소 실리케이트 및 인 실리케이트 도입시의 장점들이 언급된다.
본 발명의 기본 개념은, 구리-니켈-주석 물질들의 주조, 열간 성형 및 열 처리에 있어서 공정들에 대한 확산 납땜에 있어서의 접합 상대부재(partner)들의 열 팽창의 상이한 계수들의 정합(matching)에 대해 붕소 실리케이트, 붕소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 효과를 적용하는 것이다. 이들 합금들의 광범한 고화 인터벌로 인해, 저-Sn 및 Sn 풍부 구조 영역들 사이에 높은 기계적 응력이 야기되고 이는 오프셋 상태로 결정화하고 크랙 및 구멍들로 이어질 수 있다. 더욱이, 이들 손상적 특징들은 또한, 저-Sn 및 Sn 풍부 미세 구조 성분들의 열 팽창의 상이한 계수들 및 상이한 열간 성형 특성들로 인한 구리-니켈-주석 합금들상에 열간 성형 및 고온 어닐링 동작들에서도 일어날 수 있다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금들에 대한 붕소, 규소 및 인의 조합된 첨가의 효과는 우선, 용해물의 고화 동안, 결정화 시드들의 효과에 의해, 섬 모양 및/또는 메시의 형태로 금속 기반 물질의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 균일한 분포를 갖는 미세 구조에 있다. 결정화 시드들에 부가하여, 용해물의 고화 동안, 인 실리케이트와 함께, 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트의 형태로 형성되는 Si 함유 및 B 함유 상들은, 금속 기반 물질의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들 및 고체 구리 용액의 열 팽창의 계수들의 필요한 매칭을 보장한다. 이와 같이, 상이한 Sn 함량을 갖는 상들 사이의 구멍들 및 응력 균열의 형성이 방지된다.
구리-니켈-주석 합금의 특징적 합금 함량의 추가적 효과는 주조 상태에서 입자 구조의 상당한 변화이다. 이에 따라, 일차 주조 미세 구조에 있어서, 30 μm 미만의 아결정립(subgrain)의 입자 크기를 갖는 하부구조가 형성되는 것이 발견되었다.
대안적으로, 본 발명의 합금은 적어도 하나의 어닐링 동작은 물론 어닐링 및/또는 열간 성형 및/또는 냉간 성형 동작에 의한 추가 처리를 받을 수 있다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금을 추가 처리하는 하나의 수단은, 주물들을, 적어도 하나의 어닐링 동작은 물론 적어도 하나의 냉간 성형 동작에 의해 필요한 특성들을 갖는 최종 형태로 변환하는 것이다.
침전된 제1 클래스의 경질 입자들 및 균일한 주조 미세 구조의 그 결과, 본 발명의 합금은, 주조 상태에서도, 놓은 강도를 갖는다. 그 결과, 주물들은 경제적으로 추가로 그들을 처리하기 어려운 비교적 낮은 냉간 성형성을 갖는다. 이러한 이유로, 냉간 성형 동작에 앞서 주물들상의 균질화 어닐링 동작의 실행은 바람직한 것으로 나타났다.
본 발명의 시효 경화성의 보장을 위해, 균질화 어닐링 처리 후 가속 냉각이 바람직한 것으로 나타났다. 물 담금질과 무관하게, 침전 메카니즘 및 분리 메카니즘의 늦춤(slowness)으로 인해, 비교적 낮은 냉각률을 갖는 냉각법이 사용될 수도 있다.
예를 들어, 가속된 공기 냉각의 사용은, 충분한 정도로 본 발명의 균질화 어닐링 동작 동안 미세 구조에 있어서의 침전 공정 및 분리 공정의 경도 향상 및 강도 증대 효과를 감소시키기 위해 유사하게 실행가능한 것으로 발견되었다.
본 발명의 미세 구조의 재결정화를 위한 결정화 시드들의 현저한 효과는, 170 내지 180℃의 온도 범위 및 10분과 6시간 사이의 어닐링 시간 내에서 어닐링에 의한 냉간 성형 후 설정될 수 있는 미세 구조에서 명백하다. 재결정화 합금의 예외적인 미세 구조는 통상적으로 70% 초과의 ε형성 등급으로 추가 냉간 성형 단계들을 가능케 한다. 이와 같이, 초고 강도 상태의 합금이 규정될 수 있다.
본 발명에 의한 추가 처리에서 가능하게 되는 높은 등급의 냉간 성형은 인장 강도 Rm, 항복점 Rp0 .2, 및 경도에 대해 특히 높은 값들을 규정할 수 있다. 특히, Rp0.2 파라미터는 미끄럼 부재 및 안내 부재들에 대해 중요하다. 더욱이, 높은 값의 Rp0 .2는 전자 공학 및 전기 공학에 있어서 플러그 커넥터의 필요한 스프링 특성에 대한 전제 조건이다.
구리-니켈-주석 물질들의 처리 및 특성에 관한 종래 기술된 많은 문헌들에 있는 요점에 있어서, 예를 들어, 미세 구조에 있어서의 (Cu, Ni)-Sn 계의 불연속 침전물의 침전을 방지하기 위해, 75%의 최소 등급의 냉간 성형을 관찰하기 위한 기준이 규정된다.
이에 반해, 본 발명의 합금의 미세 구조는, 냉간 성형의 정도에 무관하게, (Cu, Ni)-Sn 계의 불연속 침전이 없게 된다. 예를 들어, 특히 본 발명의 바람직한 실시예들에 대해, 20% 미만의 냉간 성형의 극도로 적은 최소 등급의 경우에도, 본 발명의 미세 구조는, (Cu, Ni)-Sn 계의 불연속 침전이 없는 상태로 된다.
종래 기술에 의하면, 통상적인 스피노달 형태로 분리가능한 Cu-Ni-Sn 물질들은, 그렇게 된다고 하더라도, 매우 어렵게 열간 성형가능한 것으로 고려된다.
결정화 시드들의 효과는 마찬가지로 본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 열간 성형의 공정 동안 관찰된다. 상기 결정화 시드들은, 본 발명의 합금의 열간 성형시에 있어서의 동적 재결정화가 600 내지 880℃의 온도 범위 내에서 우선적으로 발생하는 사실에 우선적으로 원인이 있는 것으로 고려된다. 이는 미세 구조의 균일성 및 미세 입자성의 추가적 향상으로 이어진다.
바람직하게는, 열간 성형 후 반가공 제품 및 부품들의 냉각은 잔잔하거나 또는 가속된 공기 또는 물로 실시될 수 있다.
주조 후의 경우와 같이, 주물의 열간 성형 후 부품들의 매우 평활한 표면을 형성하는 것도 가능하다. 이러한 관찰은, 열간 성형시 물질에서 발생하는, 붕소 실리케이트 및/또는 불소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 형태를 취하는 Si 함유 및 B 함유 상들을 제시한다. 열간 성형시에도, 결정화 시드들과 함께 실리케이트들은, 본 발명의 금속 기반 물질의 상들의 얄적 팽창의 상이한 계수들의 매칭으로 귀결된다. 이에 따라, 주조 후의 경우에서와 같이, 열간 성형 부품들 및 미세 구조의 표면은 열간 성형 후에도 마찬가지로 크랙 및 구멍들이 없었다.
바람직하게, 본 발명의 주조 상태 및/또는 열간 성형 상태의 적어도 하나의 어닐링 처리는 10분 내지 6시간의 지속기간 및 대안적으로 잔잔하거나 가속 공기 또는 물에 의한 냉각으로, 170 내지 880℃의 온도 범위 내에서 실시될 수 있다.
본 발명의 하나의 태양은, 적어도 하나의 냉간 성형 동작의 실시를 포함하는, 주조 상태 또는 열간 성형 상태 또는 어닐링된 주조 상태 또는 어닐링된 열간 성형 상태의 추가 처리에 대한 바람직한 공정에 관한 것이다.
바람직하게는, 본 발명의 냉간 성형 상태의 적어도 하나의 어닐링 처리는 10분 내지 6시간의 지속기간 및 대안적으로 잔잔하거나 가속 공기 또는 물에 의한 냉각으로 170 내지 880℃의 온도 범위 내에서 실시될 수 있다.
바람직하게는, 응력 완화(제거) 어닐링/시효 경화 어닐링 동작은 0.5 내지 8시간의 지속기간으로 170 내지 550℃의 온도 범위 내에서 실시될 수 있다.
적어도 하나의 어닐링 동작은 물론, 적어도 하나의 어닐링 동작 또는 열간 성형 및/또는 냉간 성형 동작에 의한 합금의 추가 처리 후, (Cu, Ni)-Sn 계의 침전이 결정화 시드들의 영역들에 바람직하게 형성되고, 그 결과, 재결정 시드들이 이들 침전에 의해 피포된다.
(Cu, Ni)-Sn 계의 침전에 의해 피포된 이들 재결정 시드들은 이후 제2 클래스의 경질 입자로 지칭된다.
본 발명에 의한 합금의 추가 처리의 결과로서, 제2 클래스의 경질 입자의 크기는 제1 클래스의 경질 입자의 크기에 비해 감소한다. 특히 냉간 성형의 증가 정도에 따라, 합금의 최고강성의 성분들로 되는, 이들이 그들을 둘러싸는 금속 기반 물질의 형상의 변화에 기여할 수 없기 때문에 제2 클래스의 경질 입자들의 크기에 있어서 감소를 촉진시킨다. 냉간 성형의 정도에 따라, 제2 클래스의 결과적인 경질 입자 및/또는 제2 클래스의 경질 입자들의 결과적인 세그먼트들은 40 μm 미만 내지 5 μm 미만까지의 크기를 갖는다.
본 발명의 Ni 함량 및 Si 함량은 각각 중량으로 2.0%와 10.0% 사이의 제한 내에 가변한다. 중량으로 2.0% 미만의 Ni 함량 및/또는 Si 함량은 지나치게 낮은 강성 값 및 경도 값들로 될 수 있다. 더욱이, 미끄럼 응력에 의한 합금의 동작 특성은 부적절하게 될 수 있다. 연마 및 접착 마모에 대한 합금의 저헝성은 요구를 충족하지 못할 수 있다. 중량으로 10.0% 초과의 Ni 함량 및/또는 Si 함량은 본 발명의 합금의 인성 특성이 빠르게 악화할 수 있으며, 그 결과 그 물질로 형성되는 부품의 동적 내구성이 저하된다.
본 발명에 의한 합금으로 제조되는 부품들의 최적 동적 내구성의 보증에 대해, 각각의 경우에 중량으로 3.0% 내지 9.0%의 범위 내에 있는 니켈 및 주석의 함량이 바람직한 것으로 나타났다. 이에 대해, 본 발명에 있어서는, 각각의 경우에 중량으로 4.0% 내지 8.0%의 범위가 니켈 및 주석 원소들의 함량에 대해 특히 바람직하다.
Ni 함유 및 Si 함유 구리 물질에 대해, 미세 구조의 스피노달 편석의 정도는 니켈 및 주석 원소들의 1 중량%로 원소 함량의 Ni/Sn 비의 증가에 따라 상승하는 것이 종래 기술로부터 알려지고 있다. 이는 중량으로 약 2% 및 그 이상에 걸쳐 Ni 함량 및 Sn 함량에 있어서 맞는다. Ni/Sn 비의 감소에 따라, (Cu, Ni)-Sn 계의 침전 형성의 메카니즘은 보다 큰 중량을 얻으며, 이는 스피노달 상태로 분리된 미세 구조 부분에서의 감소로 이어진다. 하나의 특정 결과는 Ni/Sn 비의 감소에 따라, (Cu, Ni)-Sn 계의 불연속 침전의 형성 정도가 커지는 것이다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 기본적 특징들은 미세 구조에 있어서의 불연속 침전의 형성에 대해 Ni/Sn 비의 효과를 결정적으로 억제하는 것을 포함한다. 이에 따라, 본 발명의 미세 구조에 있어서, Ni/Sn 비와 전혀 무관하고 시효 경화조건들과 무관하고, (Cu, Ni)-Sn 계의 불연속 침전물의 침전이 없는 것으로 발견되었다.
이에 대해, 본 발명의 합금의 추가 처리 동안, (Cu, Ni)-Sn 계의 연속적 침전물이 80부피% 이하로 형성된다. 바람직하게는, Cu, Ni)-Sn 계의 연속적 침전물은 적어도 0.1부피%로 합금의 추가 처리된 상태의 미세 구조에 존재한다.
마찰 보호 및 부식 보호의 목적을 위한 용해물의 고화/냉각 동안 결정화 시드들의 효과, 재결정화 시드들로서의 결정화 시드들의 효과 및 실리케이트 기반 상들의 효과는, 단지, 실리콘 함량이 적어도 0.01 중량%이고 붕소 함량이 적어도 0.002 중량%일 때 본 발명의 합금에 기술적 중요성이 있는 정도를 달성할 수 있다. 만약, 대조적으로, 실리콘 함량이 1.5 중량% 초과 및/또는 붕소 함량이 0.45 중량%를 초과하면, 이는 주조 특성에 있어서의 열화로 이어진다. 지나치게 높은 함량의 결정화 시드는 용해물을 치명적으로 더 두껍게 할 수 있다. 더욱이, 그 결과는 본 발명에 의한 합금의 인성 특성을 감소시킬 수 있다.
Si 함량에 대한 바람직한 범위는 0.05 중량% 내지 0.9 중량%의 제한범위 내에 있도록 고려된다. 실리콘에 대해 특별히 바람직한 함량은 0.1 중량% 내지 0.6 중량%로 되는 것이 확인되었다.
붕소 원소에 대해, 0.01 중량% 내지 0.4 중량%의 함량이 바람직한 것으로 고려된다. 0.03 중량% 내지 0.3 중량%의 붕소 함량이 특히 바람직한 것으로 발견되었다.
붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트들의 형태로 있는 Ni-Si 붕화물 과 Si 함유 및 B 함유 상들의 적절한 함량을 보장하기 위해, 원소들 실리콘과 붕소의 원소 비에 대한 하한은 중요한 것으로 확인되고 있다. 이러한 이유로, 본 발명에 의한 합금에서 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 최소 Si/B 비는 0.4이다. 중량%로 본 발명에 의한 합금에 대한 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 바람직한 최소 Si/B 비는 0.8이다. 바람직하게는, 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 최소 Si/B 비는 1이다.
본 발명의 추가적으로 중요한 특징에 대해, 8의 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 Si/B 비에 대한 상한의 고정이 중요하다. 주조 후, 실리콘의 부분들은 금속 기반 물질에 용해되고 제1 클래스의 경질 입자들에 바인드된다.
주조 상태의 열적 기계적 추가 처리 동작시, 재1급의 경질 입자들의 규화물 성분들의 적어도 부분적인 용해가 존재한다. 이는 금속 기반 물질의 Si 함량을 증대시킨다. 이것이 상한을 초과하면, 특히 크기의 증가에 따른 Ni 규화물의 과잉 비율의 침전이 존재한다. 이는 본 발명의 냉간 성형성을 현저히 저하시킬 수 있다.
이러한 이유로, 본 발명에 의한 합금의 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 최대 Si/B 비는 8이다. 이와 같은 척도에 의해, 3 μm 미만으로 합금의 주조 상태의 열적 또는 열적 기계적 추가 처리 동작 동안 형성되는 규화물의 크기를 적게할 수 있다. 더욱이, 이는 규화물의 함량을 제한한다. 이에 대해, 최대값인 6 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 Si/B 비를 제한하는 것이 특히 바람직한 것으로 발견되었다.
결정화 시드들의 침전은 본 발명에 의한 합금의 용해물의 점도에 영향을 준다. 이 사실은 인의 첨가가 필수적인 이유를 강조하고 있다. 인의 효과는, 용해물이 결정화 시드들에도 불구하고 충분히 이동가능한 것으로, 이는 본 발명의 주조성에 대한 큰 중요성이다. 본 발명의 합금의 인 함량은 0.001 중량% 내지 0.09 중량%이다.
0.001 중량% 미만에서, P 함량은 본 발명의 충분한 주조성의 보장에 대한 기여를 더 이상 하지 않는다. 한편, 합금의 인 함량이 0.09 중량%를 초과하는 값이면, 지나치게 큰 Ni 성분이 인화물의 형태로 바인드되며, 이는 미세 구조의 스피노달 분리성을 저하시킨다. 또 한편, P 함량이 0.09 중량%를 초과하는 경우에, 본 발명의 열간 성형성에 있어서 치명적인 열화로 될 수 있다. 이러한 이유로, 0.01 중량% 내지 0.09 중량%의 P 함량이 특히 바람직한 것으로 나타났다. 바람직하게는, 0.02 중량% 내지 0.08 중량%의 범위로 P 함량을 제공하는 것이다.
합금 원소 인은 다른 이유로 매우 큰 중요성을 갖는다. 8의 중량%로 실리콘과 붕소 원소들의 원소 함량의 필요한 최대 Si/B 비와 함께, 이는, 합금의 인 함량에 기여할 수 있으며, 본 발명의 추가 처리 후, 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하고 (Cu, Ni)-Sn 계의 침전에 의해 피포되고, 3 μm 이하의 크기를 갖고 또한 2부피% 내지 30부피%의 함량을 갖는, Ni 인화물 및 Ni 규화물이 미세구조에 형성될 수 있다.
개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 존재하고 (Cu, Ni)-Sn 계의 침전에 의해 피포되고, 3 μm 이하의 크기를 갖는 이들 Ni 인화물 및 Ni 규화물은 이하에 제3 클래스의 경질 입자들로 지칭된다.
본 발명의 특히 바람직한 구성의 추가 처리된 상태의 미세 구조에 있어서, 제3 클래스의 경질 입자들은 1 μm 미만의 크기를 갖는다.
이들 제3 클래스의 경질 입자들은 우선적으로 마모 기재로서 그들의 기능에 있어서 제2 클래스의 경질 입자들을 보충한다. 이에 따라, 이들은 금속 기반 물질의 강도 및 경도를 증대시키고 그에 따라 접착 마모 응력에 대한 합금의 저항성을 향상시킨다. 둘째, 제3 클래스의 경질 입자들은 접착 마모에 대한 합금의 저항성을 증대시킨다. 끝으로, 제3 클래스의 이들 경질 입자들의 효과는 본 발명의 합금의 열간 강도 및 응력 완화 저항성의 현저한 증가이다. 이는, 전자공학/전기공학 분야에 있어서 특히 미끄럼 부재들 및 부품 및 연결 부재들에 대한 본 발명의 합금의 사용을 위한 중요한 전제 조건이다.
주조 상태의 미세 구조에 있어서의 제1 클래스의 경질 입자들 및 추가 처리된 상태의 미세 구조에 있어서의 제2 클래스 및 제3 클래스의 경질 입자들의 함량으로 인해, 본 발명의 합금은 침전-경화성 물질의 특성을 갖는다. 바람직하게는, 본 발명은 침전-경화성 및 스피노달적으로 분리가능한 구리-니켈-주석 합금에 대응한다.
원소들 실리콘, 붕소 및 인의 원소 함량의 전체 합계는 적어도 0.2 중량%인 것이 바람직하다.
본 발명의 합금의 주조 변형예 및 추가 처리된 변형예는 다음의 선택적인 요소들을 포함할 수 있다:
코발트 원소는 2.0 중량% 이하의 함량으로 본 발명의 구리-니켈-주석 합금에 첨가될 수 있다. 원소들 니켈, 코발트 간의 유사한 관계로 인해 또한 마찬가지로, Si 붕화물 성형, 붕화물 성형, 규화물 성형, 및 인화물 성형 특성들 간의 유사한 관계로 인해, 합금에 있어서 제1 클래스, 제2 클래스 및 제3 클래스의 경질 입자들 및 결정화 시드들의 형성에 참여하기 위해 합금 원소 코발트가 첨가될 수 있다. 그 결과, 경질 임자들 내에 바인드되는 Ni 함량을 감소시킬 수 있다. 이는, 미세 구조의 스피노달 분리를 위한 금속 기반 물질에서 효과적으로 이용가능한 Ni 함량이 증가하는 효과를 달성할 수 있다. 바람직하게 Co의 0.1 중량% 내지 2.0 중량%의 부가에 의해 본 발명의 합금 강도 및 경도를 현저히 증가시킬 수 있다.
원소 아연(Zn)은 0.1 중량% 내지 2.0 중량%의 함량으로 본 발명의 구리-니켈-주석 합금에 첨가될 수 있다. 이는, 합금의 Ni 함량 및 Sn 함량에 따라, 합금 원소 아연이, 본 발명의 금속 기반 물질에서의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들의 비율을 증가시키는 것으로 나타났으며, 이는 강도 및 경도를 증대시킨다. Ni 성분과 Zn 성분 간의 상호작용은 이를 위해 기여하는 것으로 고려된다. Ni 성분과 Zn 성분 간의 이들 상호작용의 결과로서, 제1 클래스 및 제2 클래스의 경질 입자들의 크기의 감소가 마찬가지로 발견되었으며, 이에 따라 미세 구조에 있어서 보다 미세한 분포로 형성된다.
아연의 0.1 중량% 미만에서는, 본 발명의 미세 구조 상의 이들 효과 및 기계적 특성을 관찰하는 것이 불가능했다. 2.0 중량% 초과의 아연 함량에서는, 합금의 인성 특성이 보다 낮은 레벨로 저하되었다. 또한, 본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 내부식성에 있어서의 열화가 있었다. 바람직하게는, 0.1 중량% 내지 1.5 중량% 범위의 아연 함량이 본 발명에 첨가될 수 있다.
선택적으로, 최대 0.25 중량% 이하로 오염 제한 이상의 적은 비율의 납이 본 발명의 구리-니켈-주석 합금에 첨가될 수 있다. 본 발명의 특히 바람직한 실시예에 있어서, 구리-니켈-주석 합금은 임의의 불가피한 오염물과 무관하게 납이 없으며, 이는 환경 기준을 충족한다. 이 점에 있어서, 납은 Pb의 최대 0.1 중량% 이하의 납 함량이 고려된다.
붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 형태로 존재하는 Si 함유 및 B 함유 상들의 형성은 본 발명의 합금의 미세 구조에 있어서 크랙 및 구멍들의 내용물에 있어서의 유의한 감소로 이어지지 않는다. 이들 실리케이트 기반 상들은 또한, 부품들 상에 마모 보호 및 부식 보호 코팅의 역할도 수행한다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금으로 형성되는 부품들상의 접착 마모 응력시, 합금 원소 주석은 마찰 상대부재들 사이에 마찰 층(tribological layer)으로 불리는 성형물에 특히 기여한다. 특히 혼합 마찰 조건 하에, 물질의 드라이 러닝 특성이 더욱더 중요해질 때 이 메카니즘이 중요하다. 상기 마찰 층은 마찰 상대부재들 사이에 순수한 금속 접촉 영역의 크기 감소로 이어지며, 이는 부재들의 용착 또는 프레팅을 방지한다.
현대의 엔진, 기계 및 골재들의 효율 증가로 인해, 보다 높은 동작 압력 및 동작 온도가 야기된다. 이는 특히, 목적이 연료의 보다 완전한 연소인 새로 개발된 내연 기관에서 관찰된다. 내연기관 주위의 공간에서의 상승된 온도에 더하여, 미끄럼 베어링 시스템의 동작 시 일어나는 열의 전개가 있다. 본 발명의 합금으로 제조돤 부품들에 있어서, 주조 및 열간 성형시와 유사하게 베어링 동작에서의 높은 온도로 인해, 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 형태로 존재하는 Si 함유 및 B 함유 상들의 형성이 있다. 상기 화합물은 또한, 합금 원소 주석으로 인해 일차적으로 형성되는 마찰 층을 보강하며, 이는 본 발명의 합금으로 제조되는 미끄럼 부재들의 접착 마모 저항성을 증가시키게 된다.
이에 따라, 본 발명의 합금은 내마모 특성 및 내부식성의 조합을 보장한다. 이 특성들의 조합은 필요에 따라, 마찰 마모의 메카니즘에 대한 높은 저항 및 마찰 부식에 대한 높은 물질 저항으로 이어진다. 이와 같이, 본 발명은 미끄럼 부재 및 플러그 커넥터로서 사용하기에 우수한 적합성을 가지는데, 이는 프레팅(fretting)으로 불리는 진동 마찰 마멸 및 마찰 마멸에 대해 높은 등급의 저항성을 갖기 때문이다.
마찰 마멸의 접착 및 접착 메카니즘에 대해 본 발명의 저항성을 증대시키기 위해 제3 클래스의 경질 입자들의 중요한 기여와 함께, 제3 클래스의 경질 입자들은 진동 저항성을 증대시키기 위한 결정적인 기여를 한다. 제2 클래스의 경질 입자들과 함께, 제3 클래스의 경질 입자들은, 프레팅으로 불리는 특히 진동 마찰 마멸 하에 응력을 받은 부품들에 유도될 수 있는 피로 크랙들의 전파에 대한 차단을 구성한다. 이에 따라, 제2 클래스의 경질 입자들 및 제3 클래스의 경질 입자들은 특히, 프레팅으로 불리는 진동 마찰 마멸에 대해 본 발명의 합금의 저항성을 증대시키기 위해 붕소 실리케이트 및/또는 붕소 인 실리케이트 및 인 실리케이트의 형태로 존재하는 Si 함유 및 B 함유 상들의 마모 보호 및 부식 보호 효과를 보충한다.
열 저항 및 응력 완화 저항은, 고온이 야기되는 곳에 사용할 목적으로 사용되는 합금의 추가적인 필수 특성들에 속한다. 매우 높은 열 저항 및 응력 완화 저항을 보장하기 위해, 고밀도의 미세 침전물이 바람직하게 고려된다. 본 발명의 합금에 있어서 이러한 종류의 침전물은 제3 클래스의 경질 입자들 및 (Cu, Ni)- Sn 계의 연속적 침전물이다.
실질적으로 기공들이 없고, 크랙들이 없고 편석이 없고 제1 클래스의 경질 입자들의 함량을 갖는 균일하고 세립(fine grain)의 미세 구조로 인해, 주조 상태에서도, 본 발명의 합금은 높은 등급의 강도, 경도, 연성(ductility), 복합 마모 저항 및 부식 저항을 갖는다. 이 특성들의 조합은, 슬라이딩 요소(미끄럼 부재)들 및 가이드 요소(안내 부재)들이 주조 포맷으로도 제조될 수 있다는 것을 의미한다. 본 발명의 주조 상태는 부가적으로, 피팅용 하우징, 및 물 펌프, 기름 펌프 및 ㅇ연료 펌프용 하우징의 제조에도 사용될 수 있다. 본 발명의 합금은 또한, 조선용 프로펠러, 날개부재, 스크류 및 허브용으로도 사용가능하다.
본 발명의 추가 처리되는 변형예는 특히 높은 목합 및/또는 동적 부품 응력을 갖는 용도의 분야에 사용할 수 있다.
본 발명의 구리-니켈-주석 합금의 우수한 강성 특성 및 내마모성 및 내부식성은, 추가적 사용이 가능한 것을 의미한다. 이에 따라, 본 발명은 해수 서식 유기체(seawater-dwelling organism)의 사육(물속 배양)을 위해 구성에 있어서의 금속 물품에 적합하다. 더욱이, 본 발명은 해양 및 화학 공업에 필요한 파이프, 시일부재 및 연결 볼트들을 제조하기 위해 사용될 수 있다.
타악기의 제조를 위한 본 발명의 합금의 사용에 있어서는, 상기 물질이 매우중요하다. 특히 고급의 심벌즈는 이들이 통상적으로 벨 또는 셀에 의해 최종 형상으로 변환되기 전에 열간 성형 및 적어도 하나의 어닐링 동작에 의해 통상적으로 -주석 함유 구리 합금으로 지금까지 제조되고 있다. 이어서, 심벌즈는 그의 물질 제거 최종 처리 전에 다시 한번 어닐링된다. 심벌즈(예를 들어, 라이드 심벌즈, 하이, 크래시 심벌즈, 차이나 심벌즈, 스플래시 심벌드 및 이펙트 심벌즈)의 각종 변형예의 제조는 그에 따라 물질의 특히 바람직한 열간 성형성을 요구하며, 이는 본 발명의 함금에 의해 보장된다. 본 발명의 화학적 조성물의 범위 한정 내에서, 금속 기반 물질의 상이한 미세 구조 부품들 및 상이한 경질 입자들이 매우 넓은 범위 내에서 설정될 수 있다. 이와 같이, 심벌즈의 음향 특성에 영향을 미치도록 하는 관점에서 합금 포인트로부터도 가능하다.
특히 복합 슬라이드 베어링의 제조에 대해, 본 발명은 접합 방법에 의해 복합 파트너에 적용되도록 사용될 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 시트(sheet)들, 플레이트들 또는 스트립과 바람직하게는 담금질 및 강화 스틸로 제조되는 스틸 실린더ㅓ또는 스틸 스트립 간의 복합 제조가, 170℃ 내지 880℃의 온도 범위 내에 적어도 하나의 어닐링 동작의 선택적 실시와 함께 단조, 납땜 또는 용접에 의해 가능하다. 또한 마찬가지로 170℃ 내지 880℃의 온도 범위 내에 적어도 하나의 어닐링 동작의 선택적 실시와 함께, 예를 들어, 롤 클래딩, 유도성 또는 전도성 롤 클래딩 또는 레이저 롤 클래딩에 의해 복합 베어링 컵 또는 복합 베어링 부시를 제조할 수 있다.
본 발명의 합금에 있어서의 미세 구조의 형성은, 복합 베어링 컵 또는 복합 베어링 부시와 같은 복합 미끄럼 부재들의 제조를 위해 추가 옵션으로 올라가는 것을 제공한다. 예를 들어, 용융 주석 도금(hot-dip tinning) 또는 전해질 주석 도금, 스퍼터링 또는 PVD 법 또는 CVD 법에 의해 본 발명으로부터 베이스 보디에 베어링 동작에 러닝 층으로 기능하는 주석 또는 Sn 풍부 물질의 코팅을 도포하는 것이 가능하다.
이와 같이, 복합 베어링 컵 또는 복합 베어링 부시와 같은 고성능 복합 미끄럼 부재들은 또한, 강(steel)으로 제조되는 백 베어링, 본 발명의 합금으로 제조되는 실제 베어링, 및 주석 및 Sn 풍부 코팅으로 제조되는 러닝 층을 갖는 3층 시스템으로 제조될 수도 있다. 이 다층 시스템은 특히, 미끄럼 베어링의 길들임(running-in)의 용이성 및 적응성에 대해 바람직한 효과를 가지며 외부 입자들 및 마찰 입자들의 임베다빌리티(embeddability)를 개선시키며, 이때 미끄럼 베어링에 대한 열적 또는 열적기계적 응력하에서도 개별 층들의 경계 영역에서의 크랙 및 구멍 형성의 결과로서 층 복합 시스템의 오버라이드로부터 비롯되는 손상이 없다.
특히, 강도, 스프링 특성 및 응력 완화 저항에 대한 구리-니켈-주석 물질들의 큰 잠재력은, 본 발명의 합금의 사용을 통해, 전자 공학 및 전기 공학 분야에 있어서의 주석 도금 부품, 와이어 부재들, 가이드 부재들 및 연결 부재들의 사용 분야에 이용될 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 미세 구조는, 상승된 온도 하에서도 본 발명의 합금과 주석도금 사이의 경계 영역에 구멍 형성 및 크랙 형성과 같은 손상 메카니즘을 감소시키며, 이는 주석 도금의 분리 또는 부품의 전기적 도통 저항의 증가에 대응한다.
각각의 경우에 약 10 중량% 이하의 Ni 함량 및 Sn 함량을 갖는 종래의 구리-니켈-주석 반죽 합금으로 제조된 반가공 제품 및 부품들의 기계적 가공은 부적절한 물질 제거능력으로 인해 매우 큰 어려움을 거쳐야만 가능하다. 이에 따라, 터닝(turning)이 기계의 처리 영역으로부터 손으로 제거되어야 하기 때문에 장시간 터닝은 장시간의 기계적 셧다운 시간을 초래한다.
이에 대해, 본 발명의 합금에 있어서는, 상이한 경질 입자들이 터닝 차단제(turning breaker)로 작용한다. 짧게 잘 부셔지는 터닝 및/또는 뒤엉킨 터닝들은 물질의 제거성을 용이하게 하도록 하며, 그 이유로 주조 상태로부터 제조된 반가공 제품과 부품들 및 본 발명의 후처리 상태의 합금은 보다 양호한 기계적 처리성을 갖는다.
본 발명의 중요한 실시예는 표 1 내지 10에 의해 설명된다. 본 발명과 기준 물질의 구리-니켈-주속 합금의 주조 플라크를 스트랜드 주조에 의해 제조했다. 주조의 화학적 조성은 표 1로부터 명백하다.
표 1은 본 발명의 실시예 A와 기준 물질 R의 화학적 조성을 나타낸다. 실시예 A는, 중량으로 6.0%의 Ni 함량, 중량으로 5.75%의 Sn 함량, 중량으로 0.3%의 Si 함량, 중량으로 0.15%의 B 함량, 중량으로 0.070%의 P 함량 및 구리의 잔류물로 특정된다. 통상적인 구리-니켈-주석-인 합금인 기준 물질(R)은, 중량으로 5.78%의 Ni 함량, 중량으로 5.75%의 Sn 함량, 중량으로 약 0.032%의 P 함량 및 구리의 잔류물을 갖는다.
표 1: 실시예 A와 기준 물질 R의 화학적 조성(중량%로)
Figure 112018130744136-pct00003
상기 기준 물질(R)의 스트랜드 주조의 미세 구조는 가스 구멍들과 수축 구멍들 및, 특히 결정립계에서 Sn 풍부 편석을 갖는다.
상기 기준 물질(R)과 달리, 실시예 A의 스트랜드 주조는, 결정화 시드들의 효과로 인해, 균일하게 고화되고, 가스 구멍들 및 수축 구멍들이 없으며 편석이 없는 미세 구조를 갖는다.
실시예 A의 주조 상태의 금속 기반 물질은, 전체적인 미세 구조에 기초하여, 섬 모양으로, 삽입된 제1 상 성분들의 약 10부피% 내지 15부피%를 갖는 고체 구리 용액으로 구성되며, 이는 실험식 CuhNikSnm으로 기록될 수 있고 2 내지 6의 원자%로 원소 함량의 비 (h+k)/m을 가질 수 있다. 이는 3.3 및 4의 비 (h+k)/m을 갖는 화합물 CuNi14Sn23 및 CuNi9Sn20을 검출하는 것이 가능했다. 또한, 전체적 미세 구조에 기초하여, 약 5부피% 내지 10부피%로 금속 기반 물질에 섬 모양으로, 실험식 CupNirSns로 기록될 수 있고 10 내지 15의 원자%로 원소 함량의 비 (p+r)/s를 가질 수 있는 제2 상 성분들이 삽입된다. 화합물 CuNi3Sn8 및 CuNi4Sn7이 11.5 및 13.3의 비 (h+k)/m으로 검출되었다. 금속 기반 물질의 제1 및 제2 상 성분들은 결정화 시드들의 영역에 대부분 결정화되고 상기 성분들을 피포(ensheath)한다.
실시예 A의 주조 상태에서의 제1 클래스의 경질 입자들의 분석은, Si 함유 및 B 함유 상들의 대표로서의 화합물 SiB6, Ni-Si 붕화물의 대표로서의 Ni6Si2B, Ni 붕화물의 대표로서의 Ni3B, Ni 인화물의 대표로서의 Ni3P, Ni 규화물의 대표로서의 Ni2S로 포인터를 제공하며 상기 물질들은 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 미세 구조에 존재한다. 또한, 이들 경질 입자들은 주석 및 금속 기반 물질의 제1 상 성분들 및/또는 제2 상 성분들에 의해 피포된다.
주조 실시예 A의 공정 동안, 일차 주조 입자에 하부 구조를 형성했다. 본 발명의 실시예 A의 주조 미세 구조에 있어서의 아결정립(subgrain)들은 10 μm 미만의 입자 크기를 갖는다. 본 발명의 실시예 A의 미세 구조에 침전된 경질 입자들 및 아결정립 구조의 결과로서, 156인 주조 상태의 경도(HB)는 R의 스트랜드 주조의 경도 94 HB를 크게 초과한다(표 2).
표 2: 400℃/3h/공기로 시효 경화된 실시예 A와 R의 주조 상태 및 상태의 경도 HB 2.5/62.5
Figure 112018130744136-pct00004
표 2에 나타낸 바와 같이, 3 시간의 지속 기간으로 400℃에서 시효 경화된 합금 A 및 R의 스트랜드 주조에 대해 알아낸 경도 값들이 도시된다. 94로부터 145 HB로의 경도의 상승은 기준 물질 R에 대해 가장 크다. 이 경화는 미세 구조에 있어서 Sn 풍부 상의 편석의 열적으로 활성화된 성형에 대해 특히 기여할수 있다. 주석 풍부 상 성분들은 실시예 A의 미세 구조에 있어서 경질 입자들의 영역에 매우 미세한 행태로 침전된다. 이러한 이유로, 경화의 상승이 169 HB로부터 173HB로 표시나지 않는다.
본 발명의 한 특징은 경질 입자들의 도입에도 불구하고 구리-니켈-주석 합금의 양호한 냉간 성형성을 유지하는 점이다. 이 목적이 달성되는 정도를 입증하기 위해, 표 3에 따른 제조 프로그램 1이 실시되었다. 이 제조 프로그램은 냉간 성형 동작 및 열간 성형 동작의 한 사이클로 구성되며, 이때 냉간 압연 단계들은 냉간 성형의 가능한 한 최대 등급으로 각각 실시된다.
실시예 A의 주조 상태의 높은 경도로 인해, 2 시간 동안의 지속기간에 740℃의 온도로 가소(calcine)하고, 이어서 물에서 가속 방식으로 냉각했다. 이는 강도 및 경도에 대해 A 및 R의 주조 상태의 특성들의 동화작용(assimilation)을 유발한다.
실시예 A에 대해 성취가능한 60% 및 91%의 냉간 성형 ε의 등급은, 경질 입자들의 함량에도 불구하고, 본 발명의 합금이 달성할 수 있고 종래의 구리-니켈-주석 합금(R)의 형상 변경 특성들을 능가할 수 있다는 사실을 강조한다.
Sn 풍부 편석의 형성에 대해 기준 물질(R)의 열 감도 역시 두 개의 냉간 성형 단계들(표 3에서 번호 4)에서 발견되었다. 이러한 이유로, 합금 A의 냉간 압연 플라크의 중간 어닐링을 위해 사용되는 740℃의 어닐링 온도는 R에 대해 690℃로 떨어트려야 했다.
표 3: 실시예 A 및 기준 물질 R의 스트랜드 주조 플라크들로 형성되는 스트립들에 대한 제조 프로그램 1
Figure 112018130744136-pct00005
상기 제조 프로그램 1의 실행 후, 물질 A 및 R의 스트립들의 지수는, 마지막 냉간 압연 동작 후 및 표 4에 나타낸 시효 경화의 완료에 따라 알아냈다.
300℃에서 시효 경화 및 냉간 압연되는 실시예 A의 스트립들의 강도 및 경도는 기준 물질 R의 스트립들의 각각의 특성들보다 높은 것이 명백하다.
약 400℃의 온도 이상에서, 경질 입자들의 고 함량에 의해, 합금 A의 미세 구조의 재결정화가 일어난다. 이 재결정화는 강도 및 경도의 저하로 이어지며, 이에 따라 침전 경화 및 스피노달 편석의 효과가 명백하질 수 없다.
450℃에서의 시효 경화 후, 추가 처리되는 실시예 A의 미세 구조는 제2 클래스의 경질 입자들을 포함한다(도 3에서 3으로 표시).
더욱이, 추가적 상들은 추가 처리되는 합금 A의 미세 구조에 침전된다. 이들은, 도 3에 4로 표시된 (Cu, Ni) - Sn 계의 연속적 침전들 및 제3 클래스의 경질 입자들을 포함한다.
3 μm 미만의 제3 클래스의 경질 입자들의 크기는 본 발명의 추가 처리되는 합금의 특징이다. 450℃에서의 시효 경화 후, 본 발명의 추가 처리되는 실시예 A에 대해, 이는 실제로 1 μm 미만이다(도 4에 5로 표시).
표 4: 제조 프로그램 1(표 3)을 행한 후 합금들 A 및 R의 냉간 압연 및 시효 경화되는 스트립들의 입자 크기, 전기적 도전성 및 기계적 지수
■ = 아직 완전히 재결정화되지 않음
Figure 112018130744136-pct00006
개별적 합금들의 특성들에 대한 냉간 성형성 및 재결정화 온도의 효과를 감소시키기 위해, 추가 제조 프로그램이 실시되었다. 이 제조 프로그램 2는, 냉간 성형의 정도 및 어닐링 온도에 대한 각각의 경우에 동일한 파라미터들을 사용하여, 스트립들을 제공하도록 냉간 성형 및 어닐링 동작에 의해 물질들 A 및 R의 스트랜드 주조 플라크들을 처리할 목적으로 행해졌다(표 5).
실시예 A의 주조 상태의 높은 경도로 인해, 이는, 2 시간의 지속 기간으로 740℃의 온도로 제1 냉간 압연 단계 전에 재차 가소(calcine)되고 이어서 물에서 가속 방식으로 냉각된다.
표 5: 실시예 A 및 기준 물질 R의 스트랜드 주조 플라크들로 형성되는 스트립들에 대한 제조 프로그램 2
Figure 112018130744136-pct00007
3.0 mm의 최종 두께로 마지막 냉간 압연 단계 후, 합금 A의 스트립들은 가장 높은 강도 및 경도 값들을 갖는다(표 6).
미세 구조의 스피노달 편석으로 인해, 3 시간 동안 400℃로 신효 경화 동작을 행하고, 강도 Rm(498로부터 717 MPa로) 및 RP0.2(439로부터 649 MPa로) 및 경도 HB(166으로부터 230 MPa로)의 상승이 합금 R에서 가장 명백했다. 그러나, 시효 경화된 상태의 합금 R의 미세 구조는 5와 30 μm 사이의 입자 크기로 매우 불균일하다. 더욱이, 기준 물질 R의 시효 경화 상태의 미세 구조는 (Cu, Ni) - Sn 계의 불연속 침전들로 표시된다(도 1 및 도 2에서 부호 1로 표시). 또한, 기준 물질 R의 추가 처리된 상태의 미세 구조에는 Ni 인화물(도 1 및 도 2에서 부호 2로 표시)이 존재한다.
이에 대해, 본 발명의 실시예 A의 시효 경화된 스트립들의 미세구조는 2 내지 8 μm의 입자 크기로 매우 균일하다. 더욱이, 실시예 A의 구조는 3시간 동안 450℃에서 시효 경화 후 공기 냉각이 이어지더라도 불연속 침전이 없다. 이에 반해, 제2 클래스의 경질 입자들은 미세 구조에서 검출가능하다. 이들 상들은 도 3 및 도 6에 부호 3으로 표시된다.
또한, 추가적 상들은 추가 처리되는 합금 A의 미세 구조에 침전된다. 이들은 도 5에 부호 4로 표시된 (Cu, Ni) - Sn 계의 연속 침전물 및 제3 클래스의 경질 입자들을 포함한다. 본 발명의 추가 처리되는 실시예 A에 대해, 450℃에서 시효 경화 후 제3 클래스의 경질 입자들의 크기는 1 μm 미만이다(도 6에 부호 5로 표시).
미세 구조의 스피노달 편석으로 인해, 400℃/3h/공기로 시효 경화 후 합금 A의 스트립의 강도 Rm, RP0.2는 675 및 600 MPa의 값들로 된다. 이에 따라, Rm, RP0.2 는 대응적으로 시효 경화되는 상태의 합금 R의 지수보다 낮다. 그 이유는, 실시예 A가 미세 구조의 강도 증대 스피노달 편석에 대해 경질 입자들 내에 바인드되는 Ni 함량이 없기 때문이다. R의 강도 레벨이 특정 요구치인 경우, 본 발명의 합금에 보다 큰 비율의 합금 원소 니켈을 첨가할 필요가 있다.
표 6: 제조 프로그램 2(표 5)을 행한 후 합금들 A 및 R의 냉간 압연 및 시효 경화되는 스트립들의 입자 크기, 전기적 도전성 및 기계적 지수
■ = 불균질
Figure 112018130744136-pct00008
다음 단계는 합금들 A 및 R의 스트랜드 주조의 열간 성형성을 시험하는 것을 포함한다. 이러한 목적을 위해, 주조 플라크들을 720℃의 온도로 열간 압연했다(표 7). 냉간 성형 및 중간 어닐링의 추가 처리 단계들에 대해, 제조 프로그램 2의 파라미터들을 채용했다.
표 7: 실시예 A 및 기준 물질 R의 스트랜드 주조 플라크들로 형성되는 스트립들에 대한 제조 프로그램 3
Figure 112018130744136-pct00009
기준 합금 R의 주조 플라크의 열간 압연 동안, 깊은 열적 크랙들이 수개의 패스 후에도 형성되었으며, 이는 균열을 통한 플라크들의 손상으로 이어진다.
이에 대해, 본 발명의 실시예 A의 주조 플라크들은 손상없이 열간 압연가능했으며 다중 냉간 압연 및 가소 공정 후 3.0 mm의 최종 두께로 제조될 수 있었다. 시효 경화된 스트립들(표 8)의 특성들은, 제조 프로그램 2(표 6)에 의한 열간 성형 없이 제조되는 스트립들의 특성들에 대부분 대응한다.
마찬가지로, 이는 열간 성형 단계에 의해 또한 열간 성형 단계 없이 제조되는 본 발명에 의한 합금의 실시예 A로부터 제조되는 스트립들의 미세 구조에 비견할 수 있다. 이에 따라, 도 7 및 도 8은, 열간 성형으로 제조되고 후에 400℃/3h/공기 냉각으로 시효 경화 동작을 행하여 제조되는 실시예 A로부터 제조되는 스트립들의 균일한 구조를 도시한다. 도 7 및 도 8에서, 부호 3으로 표시된 제2클래스의 경질 입자들임이 명백하다.
또한, 도 7은 부호 4로 표시된 바와 같이 (Cu, Ni)- Sn 계의 연속적 침전 및 제3 클래스의 경질 입자들을 도시한다. 실시예 추가 처리되는 변형예의 미세 구조에 있어서, 제3 클래스의 경질 입자들은 실제적으로 1 μm 미만의 크기로 된다(도 8에 부호 8로 표시).
이 추가 처리되는 상태의 실시예 A에서 제2 및 제3 클래스의 경질 입자들의 분석은, Si 함유 및 B 함유 상들의 대표로서의 화합물 SiB6, Ni-Si 붕화물의 대표로서의 Ni6Si2B, Ni 붕화물의 대표로서의 Ni3B, Ni 인화물의 대표로서의 Ni3P, Ni 규화물의 대표로서의 Ni2Si로 포인터를 제공하며 상기 물질들은 개별적으로 및/또는 첨가 화합물 및/또는 혼합 화합물로서 미세 구조에 존재한다. 또한, 이들 경질 입자들은 (Cu, Ni)- Sn 계의 침전에 의해 피포된다.
표 8: 제조 프로그램 3(표 7)을 행한 후 실시예 A의 냉간 압연 및 시효 경화되는 스트립들의 입자 크기, 전기적 도전성 및 기계적 지수
Figure 112018130744136-pct00010
시설, 장치, 엔진 및 기계의 구성에 있어서, 비교적 큰 치수들을 갖는 부품들은 많은 응용분야에 요구된다. 예를 들어, 이는 종종 미끄럼 베어링의 분야의 경우에 필요하다. 대응하는 부품들의 제조는 적절히 큰 치수의 전구체 물질을 필요로 한다. 이에 따라, 무한대로 큰 주조의 제한된 생산성으로 인해, 작은 등급의 냉간 성형에 의해 모두 가능한 경우 요구되는 물질 특성을 설정할 필요가 있다.
표 9는 제조 프로그램 4의 과정에 사용되는 공정 단계들을 적은 것이다. 제조 동작은 냉간 성형 및 어닐링 동작의 한 사이클로 실시되었다. 실시예 A의 주조 상태의 비교적 높은 강도 및 경도와 기준 물질 R의 통상적인 스트랜드 주조에서 비교된 온도 감도로 인해, 합금 A의 주조 플라크들만 740℃에서의 제1 냉간 압연 동작에 앞서 가소했다.
합금 R의 주조 플라크 및 합금 A의 어닐링된 주조 플라크에 대한 제1 냉간 압연 동작은 16%의 ε형성의 등급으로 실시했다. 이어서 690℃에서의 어닐링 동작이 12%의 ε으로 냉간 압연 동작을 실시했다. 끝으로, 스트립들의 경화는 350, 400 및 450℃의 온도로 행했다.
표 9: 제조 프로그램 4
Figure 112018130744136-pct00011
690℃에서의 후속 어닐링 동작과 함께, ε = 16%의 제1 냉간 압연 단계에서의 낮은 등급의 냉간 성형은 기준 물질 R의 수지상 및 수지상(dendritic) 및 거친 입자의 미세 구조를 제거하기에는 불충분했다. 더욱이, 이 열적기계적 처리는 Sn 풍부 편석을 갖는 합금 R의 결정립계의 커버범위를 높였다.
Sn 풍부 편석에 의해 커버되는 R의 결정립계 및 수지상 구조에 걸쳐, 깊은 표면으로부터 스트립의 내측으로 연장되는 크랙들이 제2 냉간 압연 단계 동안 형성되었다.
실시예 A의 스트립들의 크랙이 없고 균일한 미세 구조는 제2 및 제3 클래스의 경질 입자들의 구성에 의해 특정된다. 이전의 제조 프로그램들 후의 경우에서와 같이, 이 제조 프로그램 4의 후에도, 제3 클래스의 경질 입자들은 1 μm 미만의 크기를 갖는다.
마지막 냉간 압연 동작 후 및 시효 경화 동작 후 스트립들의 결과적인 특성들을 표 10에 나타냈다. 고밀도의 크랙들로 인해, 물질 R의 스트립들로부터 손상되지 않은 인장성 샘플들을 취할 수 없었다. 이에 따라, 이들 스트립에 대한 경도의 측정 및 메탈로그래프 분석만 행할 수 있었다.
실시예 A는 미세 구조의 침전 경화와 스피노달 편속의 메카니즘의 상호작용에 의해 명백한 높은 등급의 시효 경화를 갖는다. 이에 따라, 517로부터 639 MPa로, 481로부터 568 MPa로 400℃에서의 시효 경화의 결과로서 지수들 Rm, RP0.2의 상승이 있다.
표 10: 제조 프로그램 4(표 9)을 행한 후 합금 A의 냉간 압연 및 시효 경화되는 스트립들의 입자 크기, 전기적 도전성 및 기계적 지수
■ = 수지상, Sn 풍부 편석들 존재
Figure 112018130744136-pct00012
그 결과, 화학적 조성의 변형예에 의해, 냉간 성형 동작(들)에 대한 형성의 정도, 및 시효 경화된 조건들에 있어서의 변형예들에 의해, 요구되는 물질 특성에 대해 본 발명에 의한 미세 구조의 스피노달 편석의 정도 및 침전 경화의 정도를 조정할 수 있다는 것을 나타낼 수 있다. 이와 같이, 예상되는 사용의 분야에 맞추어 본 발명에 의한 합금의 특히, 강도, 경도, 연성 및 전기적 도전성을 제공하는 것이 가능하다.
1: (Cu, Ni) - Sn 계의 불연속 침전
2: Ni 인화물
3: 제2 클래스의 경질 입자들
4: (Cu, Ni) - Sn 계의 연속 침전 및 제3 클래스의 경질 입자들
5: 제3 클래스의 경질 입자들

Claims (18)

  1. 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 응력 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금에 있어서, 상기 합금은, (중량%로);
    Ni 2.0 - 10.0%,
    Sn 2.0 - 10.0%,
    Si 0.01 - 1.5%,
    B 0.002 - 0.45%,
    P 0.001 - 0.09%,
    선택적으로 Co 최대 2.0% 이하, 또한,
    선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하,
    선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고,
    잔류물은 구리와 불가피한 불순물이되,
    - 원소 실리콘과 붕소의 중량%로 원소 함량의 Si/B 비가 최소 0.4이고 최대 8이고;
    - 다음의 미세구조 성분들이 주조 후에 합금에 존재하고:
    a) 전체 미세구조에 기초하여 다음을 갖는, Si 함유 및 P 함유 금속 기반 조성물,
    a1) 실험식 CuhNikSnm에 의해 기록될 수 있고, 2 내지 6의 원자%의 원소 함량의 (h+k)/m 비를 가질 수 있는 35부피% 이하의 제1 상 성분,
    a2) 실험식 CupNirSns에 의해 기록될 수 있고, 10 내지 15의 원자%의 원소 함량의 (p+r)/s 비를 가질 수 있는 15부피% 이하의 제2 상 성분, 및
    a3) 고체 구리 용액의 잔류물;
    b) 전체 미세구조에 기초하여, 다음으로 존재하는 상(phase)들,
    b1) Si 함유 및 B 함유 상들로서 0.01부피% 내지 10부피% 이하로,
    b2) 실험식 NixSi2B를 갖고 x = 4 내지 6인 Ni-Si 붕화물로서 1부피% 내지 15부피%로,
    b3) Ni 붕화물로서 1부피% 내지 15부피%로,
    b4) Ni 인화물로서 1부피% 내지 5부피%로,
    b5) 개별적으로 또는 첨가 화합물 또는 혼합 화합물로서 존재하고 주석 또는 제1 상 성분들 또는 제2 상 성분들에 의해 피포(ensheath)되는 미세구조에 있어서의 Ni 규화물로서 1부피% 내지 5부피%로;
    - 주조 동안, 개별적으로 또는 첨가 화합물 또는 혼합 화합물로서 존재하는 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물, Ni 인화물 및 Ni 규화물들의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은, 용융물의 고화/냉각 동안 균일한 결정화를 위해 시드(seed)들을 구성하며, 이에 따라 제1 상 성분들 또는 제2 상 성분들이 섬 모양 또는 메시 모양과 같이 미세 구조에 균일하게 분포되도록 하고;
    - 포스포러스 실리케이트(phosphorus silicate)와 함께, 붕소 실리케이트 또는 붕소 포스포러스 실리케이트의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들이, 합금의 부품들 및 반가공 물질상에 내마모 및 부식 보호 코팅의 기능을 제공하는 것을 특징으로 하는, 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  2. 우수한 주조성, 열간 가공성 및 냉간 가공성, 연마 마모, 접착 마모 및 프레팅 마모에 대한 고저항성, 및 부식 및 응력 완화 안정성에 대해 개선된 저항성을 갖는 고강도 구리-니켈-주석 합금에 있어서, 상기 합금은, (중량%로);
    Ni 2.0 - 10.0%,
    Sn 2.0 - 10.0%,
    Si 0.01 - 1.5%,
    B 0.002 - 0.45%,
    P 0.001 - 0.09%,
    선택적으로 Co 최대 2.0% 이하,
    선택적으로 Zn 최대 2.0% 이하,
    선택적으로 Pb 최대 0.25% 이하로 구성되고,
    잔류물은 구리와 불가피한 불순물이되,
    - 원소 실리콘과 붕소의 중량%의 원소 함량의 Si/B 비가 최소 0.4이고 최대 8이고;
    - 적어도 하나의 어닐링 동작 또는 적어도 하나의 열간 성형 동작 및 냉간 성형 동작은 물론, 적어도 하나의 어닐링 동작에 의해 합금의 추가 처리 후, 다음의 미세구조 성분들이 존재하고:
    A) 전체 구조에 기초하여, 다음을 갖는 금속 기반 조성물,
    A1) 실험식 CuhNikSnm에 의해 기록될 수 있고, 2 내지 6의 원자%의 원소 함량의 (h+k)/m 비를 가질 수 있는 15부피% 이하의 제1 상 성분들,
    A2) 실험식 CupNirSns에 의해 기록될 수 있고, 10 내지 15의 원자%의 원소 함량의 (p+r)/s 비를 가질 수 있는 5부피% 이하의 제2 상 성분들, 및
    A3) 고체 구리 용액의 잔류물;
    B) 전체 미세구조에 기초하여, 다음으로 존재하는 상(phase)들,
    B1) 개별적으로 또는 첨가 화합물 또는 혼합 화합물로서 존재하고, Ni 규화물 및 (Cu, Ni) - Sn 계의 침전물들에 의해 피포되는, 미세 구조에 있어서의 Si 함유 및 B 함유 상들, 실험식 NixSi2B를 갖고 x = 4 내지 6인 Ni-Si 붕화물, Ni 붕화물, Ni 인화물, 및 Ni 규화물로서 2부피% 내지 30부피%로;
    B2) 미세구조에 있어서의 (Cu, Ni) - Sn 계의 연속적 침전물들로서 80부피% 이하로;
    B3) 개별적으로 또는 첨가 화합물 또는 혼합 화합물로서 존재하고 (Cu, Ni) - Sn 계의 침전물들에 의해 피포되고, 3μm 미만의 크기를 갖는, 미세 구조에 있어서의 Ni 인화물 및 Ni 규화물로서 2부피% 내지 30부피%로;
    - 개별적으로 또는 첨가 화합물 또는 혼합 화합물로서 존재하는 실리콘 붕화물, Ni-Si 붕화물 및 Ni 붕화물, Ni 인화물 및 Ni 규화물의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은 합금의 추가 처리 동안 미세구조의 정적 및 동적 재결정화를 위해 시드들을 구성하여, 균일하고 미세 입자 미세구조의 확립을 가능케 하고;
    - 포스포러스 실리케이트와 함께, 붕소 실리케이트 또는 붕소 포스포러스 실리케이트의 형태로 있는 Si 함유 및 B 함유 상들은, 합금의 부품들 및 반가공 물질상에 마모 보호 및 부식 보호 코팅의 기능을 제공하는 것을 특징으로 하는, 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 니켈 및 주석 원소들은 각각 3.0% 내지 9.0%로 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 실리콘 원소는 0.05% 내지 0.9%로 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 붕소 원소는 0.01% 내지 0.4%로 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 인 원소는 0.01% 내지 0.09%로 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 구리-니켈-주석 합금.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 임의의 불가피한 불순물을 제외하고 납이 없는 것을 특징으로 하는 고강도 구리-니켈-주석 합금.
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