KR102478654B1

KR102478654B1 - Composite with interface materials and manufacturing method for the same

Info

Publication number: KR102478654B1
Application number: KR1020170087811A
Authority: KR
Inventors: 이상복; 조승찬; 이상관; 조일국
Original assignee: 한국재료연구원
Priority date: 2017-07-11
Filing date: 2017-07-11
Publication date: 2022-12-16
Also published as: KR20190006740A; WO2019013496A1

Abstract

본 발명은 제1 기지와; 상기 제1 기지와 계면을 경계로 하여 구분되는 제2 기지;를 포함하고, 상기 계면은 상기 계면을 구성하는 계면 물질로 이루어지며, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)을 유지하고; 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 화학적으로 서로 다른 조성을 가지는 원자 층을 적어도 한층 이상 포함하며; 상기 계면에서 존재하는 조성과 벌크 상태로 존재할 때의 조성이 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료에 관한 것이다.
본 발명에 따른 복합재료는, 제1 기지와 제2 기지 간의 계면에, 상기 제1 기지 또는 제2 기지를 구성하는 물질로부터 열역학적으로 안정하며 제1 기지와 제2 기지와는 다른 조성의 새로운 계면 물질을 포함할 수 있다. 이를 통해 본 발명의 복합 재료는 제1 기지와 제2 기지의 계면 결합력을 향상시킬 수 있다.The present invention includes a first base; A second base divided by an interface with the first base; wherein the interface is made of an interface material constituting the interface, and the interface material is matched with the first base and the second base ( remain coherent or semi-coherent; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; It relates to a composite material characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.
The composite material according to the present invention is thermodynamically stable from the materials constituting the first matrix or the second matrix at the interface between the first matrix and the second matrix and has a new interface with a composition different from that of the first matrix and the second matrix. may contain substances. Through this, the composite material of the present invention can improve the interfacial bonding force between the first matrix and the second matrix.

Description

Composite materials including interfacial materials and their manufacturing methods {COMPOSITE WITH INTERFACE MATERIALS AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 기지와 계면, 그리고 상기 계면을 구성하는 계면 물질을 포함하는 복합재료와 이의 제조방법에 관한 것이다. The present invention relates to a composite material including a matrix, an interface, and an interface material constituting the interface, and a manufacturing method thereof.

복합재료란 경량 구조나 기능 융합 등의 특성 발현을 위하여 두 종류 이상의 서로 다른 소재를 이용하여, 원래의 소재보다 우수한 성능을 갖도록 복합화한 재료를 말한다.Composite material refers to a material obtained by combining two or more different materials to have better performance than the original material in order to express characteristics such as lightweight structure or functional convergence.

이러한 복합재료는 통상 기지나 강화재 등의 소재에 따라 다양한 종류로 분류될 수 있다.These composite materials may be classified into various types according to materials such as bases and reinforcing materials.

대표적인 복합재료 중 하나인 금속기지 세라믹 강화 복합재료는 경도, 내마모성 및 높은 탄성계수와 같은 세라믹 재료가 갖는 고유의 성질과, 연성, 인성, 내충격성과 같은 금속 재료가 갖는 고유의 성질을 결합함으로써, 금속과 세라믹의 장점을 동시에 활용하고자 하는 재료로, 서멧(cermet)이라고도 불린다.Metal matrix ceramic reinforced composites, one of the representative composite materials, combine the unique properties of ceramic materials such as hardness, wear resistance and high modulus of elasticity with the properties of metal materials such as ductility, toughness and impact resistance. It is also called cermet, as it is a material that seeks to utilize the advantages of ceramics and ceramics at the same time.

이러한 서멧은 다양한 산업분야에서 사용되고 있고, 특히 가공용 공구, 압연롤 등에 널리 적용되고 있으며, 극한 부식/마모 환경에서 내마모성, 내열성 및 내식성 등이 보다 향상된 대형 서멧 소재에 대한 수요는 확대되고 있다.These cermets are used in various industrial fields, in particular, are widely applied to tools for processing, rolling rolls, etc., and the demand for large cermet materials with improved wear resistance, heat resistance, and corrosion resistance in extreme corrosion/abrasion environments is expanding.

한편 공구용 소재의 경우, WC를 중심으로 한 초경합금이 주로 응용되고 있으나, 텅스텐의 공급이 제한적이고 가격이 고가여서 최근 가격 경쟁력 차원에서 유리한 TiC 입자 강화 Fe계 복합재료에 대한 관심이 급격히 높아지고 있다.On the other hand, in the case of tool materials, cemented carbide with a focus on WC is mainly applied, but the supply of tungsten is limited and its price is high, so interest in TiC particle-reinforced Fe-based composite materials, which are advantageous in terms of price competitiveness, is rapidly increasing.

이와 관련하여, 미국 Sintercast Corp.에서 분말야금공정을 통해 TiC와 열처리가 가능한 Fe기지 복합재료를 개발하여 Ferro-TiC란 상품명으로 처음 상업화를 시작하였으며, 독일의 DEW(Deutsche Edelstahl werke)에서는 Ferro-titanit라는 상품을 판매하고 있다.In this regard, Sintercast Corp. of the U.S. developed a Fe-based composite material capable of heat treatment with TiC through a powder metallurgy process and started commercialization under the trade name of Ferro-TiC for the first time. We are selling a product called

또한, 초음속 추진체용 금속소재로 Ni-Cr-Al, Fe-Cr-Al 합금 등의 소재에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다. 그런데 상기 합금들은 중량이 무겁다는 근본적인 단점을 가진다. 이에 따라, 최근에는 저비중의 세라믹 입자를 강화한 Fe계 금속복합재료 개발에 대한 연구가 활발하게 이루어지고 있다.In addition, as metal materials for supersonic propellants, research on materials such as Ni-Cr-Al and Fe-Cr-Al alloys is being actively conducted. However, these alloys have a fundamental disadvantage of being heavy. Accordingly, in recent years, research on the development of Fe-based metal composite materials reinforced with ceramic particles of low specific gravity has been actively conducted.

그런데, 도 1에 나타낸 바와 같이, 종래의 금속기지 세라믹 강화 복합재료의 경우, 금속기지와 세라믹 강화재 사이의 구조 및 특성 차이로 인해 양자의 계면에서의 젖음(wetting)이 좋지 않아 계면 결합력이 낮아질 수 있는 문제가 있다.However, as shown in FIG. 1, in the case of the conventional metal matrix ceramic reinforced composite material, due to the difference in structure and characteristics between the metal matrix and the ceramic reinforcing material, wetting at the interface between the two is not good, and the interfacial bonding force may be lowered. there is a problem with

또한 금속기지와 세라믹 강화재를 복합화 하는 과정에서 금속기지와 강화재 사이에 반응 생성물이 생성될 수 있다. 그런데 이 반응 생성물이 취약하거나 또는 이 반응 생성물이 불규칙한 형태로 성장하여 계면물성을 크게 저하시켜서, 그 결과 원하는 물성을 구현하기 어려운 경우가 많다.In addition, a reaction product may be generated between the metal matrix and the reinforcing material in the process of combining the metal matrix and the ceramic reinforcing material. However, in many cases, the reaction product is brittle, or the reaction product grows in an irregular shape, greatly degrading the interface properties, and as a result, it is difficult to realize the desired properties.

이러한 문제점을 해결하기 위한 한 방법으로, 하기 특허문헌 1과 같이, 강화재인 SiC 표면에 얇은 탄소막을 형성하여 기지인 금속과 강화재 간의 반응을 억제하고자 하는 방법이 개시되어 있다.As a method for solving this problem, as in Patent Document 1 below, a method of suppressing the reaction between a metal and a reinforcing material by forming a thin carbon film on the surface of SiC, which is a reinforcing material, is disclosed.

이 방법은 계면물성을 저하시키는 반응층 또는 불균일한 반응층의 형성을 방지할 수 있다. 그러나 이 방법은 금속기지와 세라믹 강화재간의 결합력을 향상시키기 어렵다는 문제점이 있다.This method can prevent formation of a reaction layer that deteriorates interfacial properties or a non-uniform reaction layer. However, this method has a problem in that it is difficult to improve the bonding force between the metal matrix and the ceramic reinforcing material.

또한, 하기 특허문헌 2와 같이, 금속기지와 강화재인 알루미나(Al₂O₃) 사이에 Ti와 N을 포함하는 중간층을 형성하여 금속기지와 알루미나 사이의 낮은 젖음성 문제를 해결하는 기술도 개시되어 있다.In addition, as shown in Patent Document 2 below, a technique for solving the problem of low wettability between the metal matrix and alumina by forming an intermediate layer containing Ti and N between the metal matrix and alumina (Al ₂ O ₃ ) as a reinforcing material is also disclosed. .

그러나 이 기술은 금속과 알루미나 강화재를 사용하는 경우에만 적용할 수 있다는 단점이 있다. 또한, 이 기술은 분말야금공정을 이용한 기술이기 때문에 Fe계 합금, Co계 합금, Ni계 합금과 같은 고융점 금속복합재료를 제조할 경우 대형제품의 제조가 어렵다는 근본적인 문제가 있다. 게다가 이 기술은 재료의 손실이 크고 높은 가공비로 인하여 경쟁력이 낮은 문제점이 있다.However, this technique has a disadvantage in that it can be applied only when metal and alumina reinforcements are used. In addition, since this technology uses a powder metallurgy process, there is a fundamental problem in that it is difficult to manufacture large products when manufacturing high melting point metal composite materials such as Fe-based alloys, Co-based alloys, and Ni-based alloys. In addition, this technology has a problem of low competitiveness due to high material loss and high processing cost.

특허문헌 1 : 일본등록특허공보 제3837474호Patent Document 1: Japanese Patent Registration No. 3837474 특허문헌 2 : 일본공개특허공보 평7-188803호Patent Document 2: Japanese Unexamined Patent Publication No. 7-188803

본 발명의 과제는, 복합재료에 있어서, 제1 기지와 제2 기지 간의 결합력을 향상시킬 수 있고 제1 기지와 제2 기지로부터 얻을 수 없는 새로운 물성을 가지며 열역학적으로 안정한 계면물질로 이루어진 계면을 포함하는, 새로운 복합재료를 제공하는 것이다.An object of the present invention is to include, in a composite material, an interface made of a thermodynamically stable interface material that can improve the bonding force between the first matrix and the second matrix, has new physical properties that cannot be obtained from the first matrix and the second matrix. To provide a new composite material.

본 발명의 다른 과제는, 새로운 방법을 이용하여, 제1 기지와 제2 기지로부터 얻을 수 없는 새로운 물성을 가지며 열역학적으로 안정한 계면물질로 이루어진 계면을 포함하는, 새로운 복합재료를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.Another object of the present invention is to use a new method to provide a method for manufacturing a new composite material that has new properties that cannot be obtained from the first matrix and the second matrix and includes an interface made of a thermodynamically stable interface material. will be.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 측면은, 제1 기지와; 상기 제1 기지와 계면을 경계로 하여 구분되는 제2 기지;를 포함하고, 상기 계면은 상기 계면을 구성하는 계면 물질로 이루어지며, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)을 유지하고; 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 화학적으로 서로 다른 조성을 가지는 원자 층을 적어도 한층 이상 포함하며; 상기 계면에서 존재하는 조성과 벌크 상태로 존재할 때의 조성이 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료를 제공하는 것이다.One aspect of the present invention for solving the above problems, the first base and; A second base divided by an interface with the first base; wherein the interface is made of an interface material constituting the interface, and the interface material is matched with the first base and the second base ( remain coherent or semi-coherent; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; It is to provide a composite material characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

바람직하게는, 상기 제1 기지와 상기 제2 기지의 탄성 계수(elastic modulus)는 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Preferably, a composite material is provided in which the elastic modulus of the first matrix and the second matrix are different from each other.

바람직하게는, 상기 제1 기지와 상기 제2 기지의 연신율(elongation)은 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Preferably, the composite material is provided in which the elongation of the first matrix and the second matrix are different from each other.

바람직하게는, 상기 제1 기지와 상기 제2 기지의 전자기 특성이 서로 다른것을 특징으로 하는 복합재료가 제공된다.Preferably, the composite material is provided in which the electromagnetic properties of the first base and the second base are different from each other.

바람직하게는, 상기 제1 기지는 금속인 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Preferably, the composite material is provided wherein the first matrix is metal.

특히, 상기 제1 기지는 Fe계 합금을 포함하는 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.In particular, the first matrix is provided with a composite material comprising a Fe-based alloy.

더 나아가, 상기 제1 기지는 몰리브덴(Mo)을 포함하는 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Furthermore, the first matrix is provided with a composite material characterized in that it contains molybdenum (Mo).

바람직하게는, 상기 제1 기지는 세라믹인 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Preferably, the composite material is provided wherein the first matrix is ceramic.

바람직하게는, 상기 제2 기지는 세라믹인 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.Preferably, the second substrate is provided with a composite material characterized in that ceramic.

특히, 상기 제2 기지는 TiC, VC, WC, TaC, NbC 들 중 어느 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 복합 재료가 제공된다.In particular, the second base material is provided with a composite material comprising at least one of TiC, VC, WC, TaC, and NbC.

바람직하게는, 상기 계면은 상기 제1 기지 또는 제2 기지와 동일한 브라베이스 격자(Bravais lattice)를 가지는 것을 특징으로 하는 복합재료가 제공된다.Preferably, the composite material is provided wherein the interface has the same Bravais lattice as the first matrix or the second matrix.

특히, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 또는 제2 기지와 전율 고용체(complete solid solution)을 형성하는 것을 특징으로 하는 복합재료가 제공된다.In particular, the composite material is provided wherein the interfacial material forms a complete solid solution with the first matrix or the second matrix.

더 나아가, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 제2 기지와 다른 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 복합재료가 제공된다.Furthermore, the composite material is provided wherein the interfacial material has a composition different from that of the first matrix and the second matrix.

바람직하게는, 상기 계면과 상기 제1 기지 및 제2 기지의 격자 미스피트(lattice misfit)은 10% 이하인 것을 특징으로 하는 복합재료가 제공된다.Preferably, the composite material is characterized in that the lattice misfit between the interface and the first matrix and the second matrix is 10% or less.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 다른 측면은, 고체 상태의 제 2기지를 준비하는 단계; 상기 고체 상태의 기지 내부에 액상의 제1 기지를 함침하는 단계; 상기 제1 기지 및 제2 기지 사이에 계면이 형성되는 단계;를 포함하며, 상기 계면은 상기 계면을 구성하는 계면 물질로 이루어지며, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)을 유지하고; 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 화학적으로 서로 다른 조성을 가지는 원자 층을 적어도 한층 이상 포함하며; 상기 계면에서 존재하는 조성과 벌크 상태로 존재할 때의 조성이 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료의 제조 방법을 제공하는 것이다.Another aspect of the present invention for solving the above problems is preparing a second base in a solid state; impregnating a liquid first base into the solid state base; forming an interface between the first base and the second base, wherein the interface is made of an interface material constituting the interface, and the interface material matches the first base and the second base ( remain coherent or semi-coherent; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; It is to provide a method for producing a composite material, characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

바람직하게는, 상기 함침하는 단계는 대기압 내지 100 기압 이하의 압력으로 상기 액상의 제1 기지를 가압하는 단계인 것을 특징으로 하는 복합 재료의 제조 방법이 제공된다.Preferably, the impregnating step is provided with a method for producing a composite material, characterized in that the step of pressurizing the first base of the liquid phase with a pressure of from atmospheric pressure to 100 atmospheres or less.

바람직하게는, 상기 준비하는 단계는 성형공간 내에 제2 기지를 장입하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합 재료의 제조 방법이 제공된다.Preferably, the preparing method is provided with a method for manufacturing a composite material, characterized in that it comprises the step of charging the second matrix into the molding space.

바람직하게는, 상기 제2 기지는 분말 또는 다공체(foam) 형태인 것을 특징으로 하는 복합 재료의 제조 방법이 제공된다. Preferably, the second substrate is provided in a method for producing a composite material, characterized in that the powder or foam form.

바람직하게는, 상기 함침하는 단계 이후에 조직 치밀화, 잔류 응력 제거 또는 기지 조직 제어를 위한 후처리 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 복합 재료의 제조 방법이 제공된다.Preferably, a method for manufacturing a composite material is provided, which further comprises a post-processing step for tissue densification, residual stress relief, or base tissue control after the impregnation step.

본 발명에 따른 복합재료는, 제1 기지와 제2 기지 간의 계면에, 상기 제1 기지 또는 제2 기지를 구성하는 물질로부터 열역학적으로 안정하며 제1 기지와 제2 기지와는 다른 조성을 가지는 새로운 계면 물질을 포함할 수 있다. 이를 통해 본 발명의 복합 재료는 제1 기지와 제2 기지 간의 계면 결합력을 향상시킬 수 있다.The composite material according to the present invention is a novel interface at the interface between the first matrix and the second matrix that is thermodynamically stable from the materials constituting the first matrix or the second matrix and has a composition different from that of the first matrix and the second matrix. may contain substances. Through this, the composite material of the present invention can improve the interfacial bonding strength between the first matrix and the second matrix.

또한 본 발명의 복합재료는 제1 기지와 제2 기지 뿐만 아니라 형성된 계면 물질의 고유한 특성을 통해, 예를 들어 중성자 흡수, 전자파 차폐/흡수, 에너지 변환/저장, 내식성 향상 등의 부가적인 기능을 얻을 수 있다. 이를 통해 본 발명의 복합재료는 새로운 특성과 향상된 복합화 기능을 갖질 수 있게 된다.In addition, the composite material of the present invention has additional functions such as neutron absorption, electromagnetic wave shield/absorption, energy conversion/storage, corrosion resistance improvement, etc. You can get it. Through this, the composite material of the present invention can have new properties and improved composite function.

한편 본 발명에 따른 복합재료의 제조방법은, 제1 기지의 액상 가압 과정에서 상기 제1 기지에 포함된 성분 내지 제2 기지의 성분이 제1 기지와 제2 기지의 계면에 확산된다. 이를 통해 본 발명의 제조 방법에서는 열역학적으로 안정하며 제1 기지와 제2 기지와는 다른 조성의 새로운 계면 물질을 형성시키므로, 기존의 용융법 내지 분말야금법에 비해 큰 규모의 복합 재료를 보다 균일하고 저렴하게 제조할 수 있게 된다.Meanwhile, in the manufacturing method of the composite material according to the present invention, in the liquid phase pressurization process of the first matrix, the components included in the first matrix to the components of the second matrix are diffused at the interface between the first matrix and the second matrix. Through this, the manufacturing method of the present invention forms a new interfacial material that is thermodynamically stable and has a different composition from the first base and the second base, so that a large-scale composite material is more uniform and can be manufactured inexpensively.

도 1은 종래의 복합재료에 있어서, 계면 불량을 설명하기 위한 개략도이다.
도 2는 종래의 복합재료의 계면 상태를 나타내는 것이다.
도 3a 내지 도 3d는 본 발명의 계면 및 계면 물질을 가지는 복합재료를 설명하기 위한 개략도이다.
도 4는 제1 기지인 Fe계 합금과 제2 기지인 TiC 강화재의 계면에서 정합 또는 반정합이 가능한 전이금속탄화물들을 나타낸 것이다.
도 5는 DFT(Density Function Theory)를 바탕으로 계산한, Mo의 첨가에 따른 계면에서의 화학적 결합 에너지의 변화를 나타낸 것이다.
도 6은 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질의 에너지 상태에 대한 DFT해석결과를 나타낸 것이다.
도 7은 제1 기지인 Fe 합금과 제2 기지인 TiC 강화재 사이의 계면 물질로 MoC가 존재할 때의 계면의 젖음(wetting) 상태를 나타낸 것이다.
도 8은 벌크(Bulk) 상태와 계면에서의 Mo₂C와 MoC의 열역학적 에너지 상태를 나타낸 것이다.
도 9는 본 발명의 일 실시형태에 따른 복합재료의 제조 공정도이다.
도 10은 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면을 투과전자현미경(TEM)으로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
도 11a 및 도 11b는 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료를 APT(Atom-Probe Tomography)로 관찰한 이미지이다.
도 12는 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면을 APT를 사용하여 성분별로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
도 13은 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면 및 계면물질을 APT의 분석결과를 통해 모식적으로 나타낸 것이다.
도 14는 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질의 유무에 따른 강도를 DFT(Density Function Theory)로 예측한 결과를 나타낸 것이다.
도 15는 복합재료가 아닌 일반적인 강재, 본 발명에서의 비교예인 제1 기지에 Mo가 포함되지 않으면서 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료, 그리고 본 발명에서의 일 실시형태인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 상온(25℃)과 고온(700℃)의 인장실험 결과를 나타낸 것이다.
도 16은 복합재료가 아닌 일반적인 강재와 본 발명에서의 일 실시형태인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 고온 압축강도를 비교한 그래프를 나타낸 것이다.
도 17은 대표적인 고온용 초합금인 니켈 기지 초합금(RENE 95)와 본 발명에서의 일 실시형태인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 고온 압축 실험 결과를 나타낸 것이다.
도 18은 본 발명에서의 일 실시형태인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 상온 및 고온(700℃)에서의 파단면을 나타낸 것이다.1 is a schematic diagram for explaining interface defects in a conventional composite material.
2 shows the interface state of a conventional composite material.
3a to 3d are schematic diagrams for explaining a composite material having an interface and an interface material of the present invention.
4 shows transition metal carbides capable of being matched or semi-matched at the interface between the Fe-based alloy as the first base and the TiC reinforcing material as the second base.
5 shows a change in chemical bonding energy at the interface according to the addition of Mo, calculated based on DFT (Density Function Theory).
6 shows DFT analysis results for energy states of an interface and an interface material prepared according to an embodiment of the present invention.
7 shows a wetting state of the interface when MoC is present as an interface material between the Fe alloy as the first base and the TiC reinforcing material as the second base.
8 shows the thermodynamic energy state of Mo ₂ C and MoC in a bulk state and an interface.
9 is a manufacturing process diagram of a composite material according to an embodiment of the present invention.
10 shows the result of analyzing the interface of the Fe-TiC composite material on which the interface and the interface material are formed according to an embodiment of the present invention by transmission electron microscopy (TEM).
11a and 11b are images observed by APT (Atom-Probe Tomography) of an Fe—TiC composite material having an interface and an interface material formed according to an embodiment of the present invention.
12 shows the result of analyzing the interface of the Fe—TiC composite material on which the interface and the interface material are formed according to an embodiment of the present invention is analyzed for each component using APT.
FIG. 13 schematically shows the interface and interfacial material of the Fe—TiC composite material in which the interface and interface material are formed according to an embodiment of the present invention through APT analysis results.
14 shows the result of predicting the strength according to the presence or absence of an interface and an interface material prepared according to an embodiment of the present invention by Density Function Theory (DFT).
15 is a general steel material other than a composite material, a composite material using a TiC reinforcing material as a second matrix without Mo being included in the first matrix as a comparative example in the present invention, and a first matrix as an embodiment in the present invention. It shows the tensile test results at room temperature (25 ℃) and high temperature (700 ℃) of the composite material containing Mo and using TiC reinforcement as the second matrix.
16 is a graph showing a comparison of high-temperature compressive strength of a general steel material other than a composite material and a composite material including Mo in a first matrix and using a TiC reinforcing material as a second matrix, which is an embodiment of the present invention.
17 shows results of high-temperature compression tests of a nickel-based superalloy (RENE 95), which is a representative high-temperature superalloy, and a composite material in which Mo is included in the first matrix and TiC reinforcing material is used as the second matrix, which is an embodiment in the present invention. .
18 shows fracture surfaces at room temperature and high temperature (700° C.) of a composite material in which Mo is included in the first matrix and TiC reinforcing material is used as the second matrix, which is an embodiment of the present invention.

이에 앞서 본 명세서 및 청구범위에 사용된 용어나 단어는 통상적이고 사전적인 의미로 해석되어서는 아니 되며, 발명자는 그 자신의 발명을 가장 최선의 방법으로 설명하기 위해 용어의 개념을 적절하게 정의할 수 있다는 원칙에 입각하여 본 발명의 기술적 사상에 부합하는 의미와 개념으로 해석되어야만 한다.Prior to this, the terms or words used in this specification and claims should not be interpreted in a conventional and dictionary sense, and the inventor may appropriately define the concept of the term in order to explain his/her invention in the best way. It should be interpreted as a meaning and concept consistent with the technical idea of the present invention based on the principle that there is.

따라서 본 명세서에 기재된 실시 예와 도면에 도시된 구성은 본 발명의 바람직한 일 실시예에 불과할 뿐이고, 본 발명의 기술적 사상을 모두 대변하는 것은 아니므로, 본 출원시점에 있어서 이들을 대체할 수 있는 다양한 균등물과 변형예들이 있을 수 있음을 이해하여야 한다.Therefore, the embodiments described in this specification and the configurations shown in the drawings are only one preferred embodiment of the present invention, and do not represent all of the technical spirit of the present invention, so various equivalents that can replace them at the time of the present application. It should be understood that there may be waters and variations.

본 발명에 있어서, 'Fe계 합금'이란, Fe를 50중량% 이상 포함하고, Fe에 합금화 가능한 C, Mn, Mo, Cr 등의 다양한 합금원소를 포함할 수 있는 합금을 의미한다.In the present invention, 'Fe-based alloy' means an alloy that contains 50% by weight or more of Fe and can include various alloying elements such as C, Mn, Mo, and Cr that can be alloyed with Fe.

또한, 'Ti와 C를 포함하는 강화재'란, Ti와 C를 주성분으로 하고, 이외에 다른 물질, 예를 들면 N, O 등의 물질,을 포함할 수 있는 강화재를 의미한다.Further, 'reinforcing material containing Ti and C' means a reinforcing material that has Ti and C as main components and may include other materials, such as N and O, in addition to Ti and C as main components.

또한, '분말'이란, 구상, 판상, 비늘상, 파이버상 등 다양한 형상의 입자로 이루어진 분말을 의미하며, 불연속적으로 형성된 입자라면 본 발명에 속하는 것으로 해석되어야 한다.In addition, 'powder' means a powder made of particles of various shapes such as spherical, plate-like, scale-like, fibrous, etc., and any discontinuously formed particles should be construed as belonging to the present invention.

또한, '세라믹 재료로 이루어진 프리폼'이란, 세라믹 재료를 사용하여 소정의 형상으로 성형한 분체(분말 또는 Powder), 세라믹 재료로 이루어진 다공체, 세라믹 재료로 이루어진 연속한 파이버의 번들(bundle) 등을 의미한다.In addition, 'preform made of ceramic material' means a powder (powder) molded into a predetermined shape using ceramic material, a porous body made of ceramic material, a bundle of continuous fibers made of ceramic material, etc. do.

도 2는 종래의 복합재료에 있어서 계면를 나타내는 것이다. 2 shows an interface in a conventional composite material.

도 2에 나타난 바와 같이, A상과 B상의 2상 조직으로 이루어진 전통적인 복합재료 내에는 상기 2개의 상을 이루는 물질 층이 그대로 서로 접촉(contact)하여 계면을 이루게 된다. As shown in FIG. 2, in a traditional composite material composed of a two-phase structure of phases A and B, the material layers constituting the two phases are in contact with each other to form an interface.

이와 같이 이루어진 전통적인 계면은 A상과 B상의 물질의 특성의 차이 및 결정구조의 차이가 클 경우 젖음성(wettability)이 낮아지게 된다. 그 결과 도 1에 도시된 바와 같이, 좋지 않은 결합상태를 갖는 계면을 형성할 가능성이 높다. 결국 상기 계면을 가지는 복합재료는 복합화를 통해 원하는 물성을 구현할 수 없는 경우가 많다.The traditional interface formed in this way has low wettability when the difference in properties and crystal structure of the materials of the A phase and the B phase is large. As a result, as shown in FIG. 1, there is a high possibility of forming an interface having a poor bonding state. As a result, in many cases, the composite material having the interface cannot realize desired physical properties through compounding.

도 3a 내지 도 3d는 본 발명의 계면 및 계면 물질을 구비한 복합재료를 설명하기 위한 개략도이다.3A to 3D are schematic diagrams for explaining a composite material having an interface and an interface material of the present invention.

도 3a 내지 도 3d에 도시된 바와 같이, 만일 기지인 A상을 구성하는 물질의 일부 성분과 또 다른 기지인 B상을 구성하는 물질의 일부 성분이 A상과 B상의 계면으로 확산하여 반응하거나 또는 확산하여 상기 일부 성분이 계면에서 많이 존재하는 상태(rich)가 전체적인 에너지를 낮출 수 있다면(즉, 열역학적으로 안정한 상태가 된다면), 복합화 과정에서 A상과 B상을 이루는 상기 일부 성분은 상기 확산을 통해 계면에서 상기 기지들과는 다른 새로운 계면물질을 형성할 수 있게 된다.As shown in FIGS. 3A to 3D , if some components of the material constituting phase A, which is a known base, and some components of a material constituting another phase B, which is a known base, diffuse and react at the interface between phase A and B, or If a state (rich) in which some of the components diffuse and exist in a large amount at the interface can lower the overall energy (that is, if it becomes a thermodynamically stable state), the some components constituting the phases A and B in the complexation process can reduce the diffusion Through this, it is possible to form a new interfacial material different from the bases at the interface.

이때, A상과 B상의 계면에 형성되는 계면을 구성하는 물질은, 도 3a 내지 도 3d에 도시된 바와 같이, A상과 B상을 이루는 성분들의 다양한 조합이 가능하다.At this time, as the material constituting the interface formed at the interface of the A phase and the B phase, various combinations of components constituting the A phase and the B phase are possible, as shown in FIGS. 3A to 3D .

본 발명에 따른 계면 및 계면물질을 형성하기 위해서는, 종래 복합재료 설계 시에 단순히 기능 위주로 금속기지와 강화재를 설계한 것에서 벗어나 보다 개선된 방법들을 이용한다.In order to form the interface and the interface material according to the present invention, more improved methods are used, away from the simple design of the metal matrix and the reinforcement material based on the function in the design of the conventional composite material.

특히 계면과 상기 계면을 구성하는 물질이 갖는 고유의 특성과 함께 열역학적 계산을 통해 전체 에너지를 낮출 수 있는 성분의 조합 내지는 그 성분을 의도적으로 A상과 B상에 첨가하고자 한다. In particular, a combination of components that can lower the total energy through thermodynamic calculation along with the inherent characteristics of the interface and the material constituting the interface, or the component is intentionally added to the A and B phases.

이를 통해, 본 발명에 따른 계면 및 계면 물질의 설계가 가능하게 되고, 설계된 계면 및 계면물질은 전체 복합재료의 에너지를 낮추는 방향으로 형성된다. 그 결과, A상과 B상의 계면에 비교적 균일한 두께로 형성되어 비정상적인 성장에 따른 복합화 물성의 저하도 방지할 수 있게 된다.Through this, it is possible to design the interface and interface material according to the present invention, and the designed interface and interface material are formed in a direction of lowering the energy of the entire composite material. As a result, it is formed with a relatively uniform thickness at the interface of the A phase and the B phase, so that the deterioration of composite properties due to abnormal growth can be prevented.

본 발명은 이러한 관점에서 도출된 것으로, 본 발명에 따른 복합재료는, 제1 기지와; 상기 제1 기지와 계면을 경계로 하여 구분되는 제2 기지;를 포함하고, 상기 계면은 상기 계면을 구성하는 계면 물질로 이루어지며, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)을 유지하고; 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 화학적으로 서로 다른 조성을 가지는 원자 층을 적어도 한층 이상 포함하며; 상기 계면에서 존재하는 조성과 벌크 상태로 존재할 때의 조성이 서로 다른 것을 특징으로 하는 복합 재료인 것을 특징으로 한다.The present invention is derived from this point of view, and the composite material according to the present invention includes a first base; A second base divided by an interface with the first base; wherein the interface is made of an interface material constituting the interface, and the interface material is matched with the first base and the second base ( remain coherent or semi-coherent; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; It is characterized in that the composite material is characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

이 때, 상기 제1 기지 및 제2 기지는 모두 기지로 사용되거나 또는 그 중 하나는 강화재와 같이 다른 하나의 기지의 특성을 보완할 수 있는 기능을 가진 재료가 사용 가능하다. 더 나아가 서로 다른 금속 기지가 접합된 클래드(clad) 역시 넓은 범주에서는 본 발명의 복합 재료에 포함된다.In this case, both the first base and the second base may be used as bases, or one of them may be a material having a function to complement the characteristics of the other base, such as a reinforcing material. Furthermore, clads in which different metal matrices are bonded are also included in the composite material of the present invention in a broad scope.

본 발명에서의 복합 재료를 구성하는 제1 기지와 제2 기지는 서로 다른 특성을 가져서, 상호 보완적인 기능 내지는 역할을 하는 것이 바람직하다. 구체적으로, 상기 제1 기지와 상기 제2 기지는 탄성 계수(elastic modulus), 연신율(elongation), 전자기 특성(예를 들면, 전자파 차폐/흡수, 중성자 흡수 등) 이 서로 다른 것이 바람직하다.It is preferable that the first matrix and the second matrix constituting the composite material in the present invention have different characteristics and play complementary functions or roles. Specifically, it is preferable that the first base and the second base have different elastic modulus, elongation, and electromagnetic properties (eg, electromagnetic wave shielding/absorbing, neutron absorption, etc.).

예를 들어, 제1 기지가 제2 기지보다 연신율이 크고 동시에 제2 기지가 제1 기지보다 탄성 계수가 큰 복합재료는, 현재 상업적으로 널리 사용되는 금속기지 세라믹 강화 복합재료 또는 FRP(fiber reinforced plastic) 등이 있다.For example, a composite material in which the first matrix has a greater elongation than the second matrix and at the same time the second matrix has a greater modulus of elasticity than the first matrix is a currently widely used commercially available metal matrix ceramic-reinforced composite material or fiber reinforced plastic (FRP). ), etc.

한편, 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지는 금속 또는 세라믹인 것이 바람직하다. Meanwhile, the first base and/or the second base are preferably metal or ceramic.

보다 구체적으로, 만약 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지가 금속일 경우, 상기 금속은 Fe계 합금, Fe계 합금, Co계 합금, Ni계 합금과 같이 고융점 금속일 수 있다. 더 나아가 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지가 Fe계 금속인 경우, 상기 기지(들)은 C, Mn, Si, Al, Cr, Mo, Ni, Ti, V, Nb 등과 같은 합금 원소를 적어도 하나 이상 포함할 수도 있다.More specifically, if the first base and/or the second base is a metal, the metal may be a high melting point metal such as an Fe-based alloy, an Fe-based alloy, a Co-based alloy, or a Ni-based alloy. Furthermore, when the first base and/or the second base is an Fe-based metal, the base(s) contain at least an alloying element such as C, Mn, Si, Al, Cr, Mo, Ni, Ti, V, Nb, or the like. It may contain more than one.

반면에 만약 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지가 세라믹일 경우, 상기 세라믹은 TiC, VC, WC, TaC, NbC, Al₂O₃, B₄C, WC, Ta₄C₃, ZrC 등과 같은 소위 말하는 강화재일 수 있다. On the other hand, if the first base and/or the second base are ceramics, the ceramics are TiC, VC, WC, TaC, NbC, Al ₂ O ₃ , B ₄ C, WC, Ta ₄ C ₃ , ZrC, and the like. It may be a so-called reinforcing material.

한편 일반적으로 계면에서의 에너지인 계면에너지(γ^interface)는 다음 식과 같이 화학적 결합 에너지(γ^ch)와 구조적 에너지(γ^st)의 합으로 표시된다.On the other hand, interface energy (γ ^interface ), which is generally the energy at the interface, is expressed as the sum of chemical bonding energy (γ ^ch ) and structural energy (γ ^st ) as shown in the following equation.

여기서 화학적 결합 에너지는 원자간 결합력(cohesive energy)과 계면에서의 끊어진 원자간 결합 에너지에 의해 결정되며, 구조적 에너지는 계면에서의 기지와 계면간 격자 미스피트(lattice misfit)에 의한 탄성 에너지(elastic energy)에 의해 결정된다.Here, the chemical bonding energy is determined by the cohesive energy between atoms and the bond energy between broken atoms at the interface, and the structural energy is determined by the elastic energy due to the lattice misfit between the matrix and the interface at the interface. ) is determined by

자연계에서 일어나는 모든 자발적인 반응은 전체 시스템의 열역학적 에너지를 낮추는 방향으로 이루어진다. 만일 계면에서의 계면물질의 화학적 결합 에너지 또는 구조적 에너지를 제어할 수 있다면, 원하는 특성의 계면의 설계가 가능하게 된다.All spontaneous reactions occurring in nature are directed toward lowering the thermodynamic energy of the entire system. If the chemical bonding energy or structural energy of the interfacial material at the interface can be controlled, it is possible to design an interface with desired characteristics.

본 발명에서의 계면물질은 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지와 동일한 브라베이스 격자(Bravais lattice)를 가지는 것이 바람직하다. 더 나아가 본 발명의 계면물질은 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지와 전율 고용체(complete solid solution)를 형성하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 본 발명의 계면 물질은 상기 제1 기지 및/또는 제2 기지와 다른 조성을 가지는 것이 더욱 바람직하다. The interfacial material in the present invention preferably has the same Bravais lattice as the first matrix and/or the second matrix. Furthermore, it is more preferable that the interfacial material of the present invention forms a complete solid solution with the first matrix and/or the second matrix. Further, it is more preferable that the interface material of the present invention has a composition different from that of the first matrix and/or the second matrix.

이와 같이 계면물질이 주위 기지들과 격자(lattice) 구조가 동일하거나 더 나아가 전율 고용체를 형성할 수 있으면, 계면물질의 성분 등을 조절하여 복합재료 시스템의 전체 계면 에너지를 조절할 수 있게 된다. 그 결과 원하는 특성 내지는 성분을 가지는 계면 및 계면 물질을 설계할 수 있다.In this way, if the interfacial material has the same lattice structure as the surrounding matrices or can form a full solid solution, the total interfacial energy of the composite material system can be adjusted by adjusting the components of the interfacial material. As a result, it is possible to design interfaces and interface materials having desired properties or components.

또한 본 발명에서의 계면 물질은 상기 제1 기지 및 제2 기지의 격자 미스피트(lattice misfit)은 10% 이하를 가지는 것이 바람직하다. In addition, the interfacial material in the present invention preferably has a lattice misfit of 10% or less between the first matrix and the second matrix.

일반적으로 격자 미스피트는 서로 다른 격자간의 격자 상수(lattice constant)의 차이의 비로 정의된다. 그런데 격자 미스피트가 크게 되면 이는 서로 다른 격자간의 격자 상수의 차이가 큰 것을 의미한다. 이와 같은 경우 서로 다른 격자는 서로 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)를 이루지 못하고 부정합(incoherent) 계면을 가지게 된다. 이 경우 계면의 구조적 에너지 다시 말하면 계면에서의 또는 계면 물질의 탄성 에너지는 증가하게 되거나, 또는 탄성 에너지는 그대로 유지되더라도 화학적 결합 에너지가 증가하게 된다. 그 결과 이러한 계면 물질의 생성은 열역학적으로 억제된다. In general, lattice misfit is defined as a ratio of differences in lattice constants between different lattices. However, when the lattice misfit is large, this means that the difference in lattice constant between different lattices is large. In this case, the different lattices do not form coherent or semi-coherent interfaces and have incoherent interfaces. In this case, the structural energy of the interface, that is, the elastic energy at the interface or of the interface material increases, or the chemical bonding energy increases even though the elastic energy remains the same. As a result, the formation of these interfacial materials is thermodynamically suppressed.

따라서 본 발명에서의 계면 물질은 주위의 기지들과 정합 또는 부정합을 이룸으로써, 이를 통해 계면에서의 구조적 에너지를 감소시킬 수 있다. 이를 통해 본 발명자가 원하는 특성 내지는 성분을 가지는 계면 및 계면 물질을 설계할 수 있게 된다. Therefore, the interfacial material in the present invention can reduce the structural energy at the interface by matching or mismatching with the surrounding matrices. Through this, the present inventors can design interfaces and interface materials having desired properties or components.

본 발명에 따른 복합재료의 제조방법은, 고체 상태의 제 2기지를 준비하는 단계; 상기 고체 상태의 기지 내부에 액상의 제1 기지를 함침하는 단계; 상기 제1 기지 및 제2 기지 사이에 계면이 형성되는 단계;를 포함하며, 상기 계면은 상기 계면을 구성하는 계면 물질로 이루어지며, 상기 계면 물질은 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 정합(coherent) 또는 반정합(semi-coherent)을 유지하고; 상기 제1 기지 및 상기 제2 기지와 화학적으로 서로 다른 조성을 가지는 원자 층을 적어도 한층 이상 포함하며; 상기 계면에서 존재하는 조성과 벌크 상태로 존재할 때의 조성이 서로 다른 것을 특징으로 한다.A method for manufacturing a composite material according to the present invention includes preparing a second matrix in a solid state; impregnating a liquid first base into the solid state base; forming an interface between the first base and the second base, wherein the interface is made of an interface material constituting the interface, and the interface material matches the first base and the second base ( remain coherent or semi-coherent; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; It is characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

이때, 상기 함침하는 단계는 대기압 내지 100 기압 이하의 압력으로 상기 액상의 제1 기지를 가압하는 조건으로 수행할 수 있다. 더욱 바람직하게는 상기 가압력은, 용해된 금속재료의 함침을 보다 안정적으로 수행하기 위하여, 1기압 초과 30기압 이하의 조건으로 수행할 수 있다. 이를 통해 제조된 복합 재료의 제1 기지와 제2 기지간의 젖음성(wettability)을 향상시키고 미세조직의 균일성을 확보하여, 건전한 미세조직을 가지는 복합 재료를 제조할 수 있게 된다.In this case, the impregnating step may be performed under conditions of pressurizing the first base of the liquid phase at a pressure of from atmospheric pressure to 100 atmospheres or less. More preferably, the pressing force may be performed under conditions of greater than 1 atm and less than 30 atm in order to more stably impregnate the molten metal material. Through this, it is possible to manufacture a composite material having a sound microstructure by improving wettability between the first base and the second base of the manufactured composite material and securing the uniformity of the microstructure.

또한 상기 준비하는 단계는 성형공간 내에 상기 제2 기지를 장입하는 단계를 포함할 수 있다. 더 나아가 상기 제1 기지 또는 제2 기지의 재료적 특성에 따라, 상기 준비하는 단계 이후에 성형공간을 진공 배기하는 단계를 추가로 포함할 수도 있다. 이는 분위기 내의 불순물을 제거함으로써 원하지 않는 새로운 재료의 출현을 억제하고, 그 결과 건전한 미세조직을 제조할 수 있도록 하기 위함이다.In addition, the preparing step may include charging the second base into the molding space. Furthermore, depending on the material characteristics of the first base or the second base, a step of evacuating the molding space may be further included after the preparing step. This is to suppress the appearance of unwanted new materials by removing impurities in the atmosphere, and as a result, to be able to manufacture a sound microstructure.

한편, 상기 제2 기지는 분말 또는 다공체(foam) 형태인 것이 보다 바람직하다. 일반적으로 제1 기지와 제2 기지 간의 젖음성을 향상시키기 위해서는 제2 기지의 표면적이 클수록 유리하다. Meanwhile, the second matrix is more preferably in the form of powder or foam. In general, in order to improve the wettability between the first base and the second base, the larger the surface area of the second base, the more advantageous it is.

다만, 제2 기지의 균일 분포 및 체적율 제어의 측면에서는 다공체인 것이 보다 유리할 수 있으나, 반드시 다공체로 한정되는 것은 아니다. 왜냐하면 다공체는 제조를 위해 추가적인 제조공정이 필요하다는 단점이 있기 때문이다. 또한 만약 제2 기지가 취성의 소재라면, 다공체의 연결된 구조로 인해 복합재의 인성/연성 저하의 문제가 발생할 수도 있다. However, a porous material may be more advantageous in terms of uniform distribution and volume ratio control of the second matrix, but is not necessarily limited to a porous material. This is because the porous body has a disadvantage in that an additional manufacturing process is required for manufacturing. Also, if the second matrix is a brittle material, a problem of deterioration in toughness/ductility of the composite material may occur due to the connected structure of the porous body.

이에 따라 제2 기지는 분말인 것이 바람직하며, 다공체인 것이 표면적 측면에서는 보다 바람직하지만, 상기의 문제점들을 감안한다면 반드시 다공체로 한정되는 것은 아니다. 제2 기지의 표면적을 높일 수 있다면 어떠한 형상 내지는 크기도 무방하다.Accordingly, the second base is preferably a powder, and a porous material is more preferable in terms of surface area, but considering the above problems, it is not necessarily limited to a porous material. Any shape or size may be used as long as the surface area of the second matrix can be increased.

만일 상기 제2 기지가 세라믹이라면, 저온 소결(예를 들면 1,400℃ 이하) 공정에서 제2 기지 입자를 사전 소결(pre-sintering)함으로써 분말 또는 다공체 형태를 제조할 수 있다. If the second matrix is ceramic, a powder or porous body may be manufactured by pre-sintering the second matrix particles in a low temperature sintering process (eg, 1,400° C. or lower).

한편 사전 소결 다공체의 경우 그 형상으로 인해 강도는 약하지만, 상기 함침하는 단계에서 세라믹 입자 연결부로도 액상의 제1 기지가 함침될 수 있다. 그 결과 제조된 복합 재료는 세라믹 입자가 서로 분리되면서 균일 하게 분산된 바람직한 미세조직도 가질 수 있다.On the other hand, in the case of the pre-sintered porous body, the strength is weak due to its shape, but in the impregnation step, the liquid first matrix may be impregnated into the ceramic particle connection part as well. As a result, the manufactured composite material may have a desirable microstructure in which ceramic particles are separated from each other and uniformly dispersed.

만일 상기 제2 기지가 금속인 경우에도, 액상이나 기상에 석출하는 방법, 전해법 등을 통해 표면에 기공이 형성된 분말 또는 다공체 형태의 금속분말을 제조하는 것이 가능하다. Even if the second base is a metal, it is possible to manufacture a metal powder in the form of a powder or porous body having pores formed on its surface through a method of precipitation in a liquid or gas phase, an electrolytic method, or the like.

이와 같은 금속 분말의 경우도 함침하는 단계에서 금속 분말 표면으로 액상의 제1 기지가 함침될 수 있다. 그 결과 제조된 복합 재료는 금속 분말의 표면에 액상의 제1 기지가 함침되어 젖음성이 향상된 바람직한 미세조직을 가질 수 있다. In the case of such a metal powder, the liquid first matrix may be impregnated into the surface of the metal powder in the impregnation step. As a result, the composite material may have a desirable microstructure with improved wettability by impregnating the surface of the metal powder with the liquid first matrix.

한편 본 발명의 복합 재료 제조 방법에서는, 가압 함침 단계 이후에 형성된 복합재료의 조직 치밀화, 잔류응력 제거, 기지조직 제어, 또는 인터페이즈 두께 제어를 위한 후처리 단계를 포함할 수 있다.Meanwhile, the composite material manufacturing method of the present invention may include a post-processing step for densifying the structure of the composite material formed after the pressure impregnation step, removing residual stress, controlling the matrix structure, or controlling the interphase thickness.

[[ 실시예Example ]]

본 발명의 일 실시예에서는 제1 기지로 Fe계 합금을, 제2 기지로 TiC의 강화재로 사용하였을 때, 우수한 계면 특성을 가질 수 있는 물질을 확인하기 위하여, 사전 작업으로 DFT(Density Function Theory) 해석을 수행하였다.In one embodiment of the present invention, in order to identify a material that can have excellent interfacial properties when a Fe-based alloy is used as a first base and a TiC reinforcing material as a second base, DFT (Density Function Theory) analysis was performed.

먼저 상기 제1 기지인 Fe계 합금과 제2 기지인 TiC 강화재 사이에서 계면을 형성하는 계면물질로서, 계면에서 양 기지와 화학적 결합 에너지와 구조적 에너지 모두를 낮출 수 있는 후보군들을 조사하였다.First, as an interface material forming an interface between the Fe-based alloy as the first base and the TiC reinforcement as the second base, candidates capable of lowering both the chemical bonding energy and structural energy of both bases at the interface were investigated.

도 4는 제1 기지인 체심 입방 격자(body centered cubic, bcc)의 Fe계 합금과 제2 기지인 TiC 강화재의 격자와 계면에서 정합 또는 반정합이 가능한, 다시 말하면 상기 제1 및 제2 기지의 격자 상수와 유사한 격자 상수를 가질 수 있는 전이금속탄화물들을 도시하고 있다.4 is a body centered cubic (bcc) Fe-based alloy as a first base and a TiC reinforcing material as a second base that can be matched or semi-matched at the interface, that is, of the first and second bases. Transition metal carbides that may have a lattice constant similar to the lattice constant are shown.

도 4에서 도시된 바와 같이 VC, MoC, WC, TaC, NbC가 제1 기지 및 제2 기지와 격자 상수가 유사한 것으로 조사되었다. 그 중에서도 VC와 MoC가 특히 바람직한데, 이는 상기 두 탄화물들은 다른 탄화물들보다도 상기 제1 기지 및 제2 기지 모두에 대해 격자 미스피트가 작기 때문이다.As shown in FIG. 4, it was investigated that VC, MoC, WC, TaC, and NbC had lattice constants similar to those of the first matrix and the second matrix. Among them, VC and MoC are particularly preferred because the two carbides have smaller lattice misfits for both the first matrix and the second matrix than other carbides.

한편, 계면에 상기 탄화물로 된 계면 물질이 존재할 경우의 계면에서의 화학적 에너지 변화를 조사하고자 밀도 함수 이론(density function theory, 이하 DFT라 함)에 따른 모델링을 수행하였다. DFT에 따른 계산은 DFT framework 기반의 Vienna ab initio simulation package (VASP)과 project augmented-wave (PAW) potentials, 그리고 exchange-correlation terms의 일반화된 기울기 근사 (generalized gradient approximation)가 사용되었다.On the other hand, modeling was performed according to density function theory (hereinafter referred to as DFT) to investigate the chemical energy change at the interface when the interfacial material made of carbide is present at the interface. For the calculation according to DFT, generalized gradient approximation of the DFT framework-based Vienna ab initio simulation package (VASP), project augmented-wave (PAW) potentials, and exchange-correlation terms were used.

도 5는 DFT를 바탕으로 계산한 Mo의 첨가에 따른 계면에서의 계면에너지(화학적 결합 에너지+구조적 에너지)의 변화를 도시한 것이고, 도 6은 DFT를 바탕으로 계산한 복합 재료 내에서 Mo의 위치에 따른 계면에서의 전체 에너지 상태를 나타낸 것이다.Figure 5 shows the change in interface energy (chemical bonding energy + structural energy) at the interface according to the addition of Mo calculated based on DFT, and Figure 6 shows the position of Mo in the composite material calculated based on DFT It shows the total energy state at the interface according to

도 5에서와 같이, 제1 기지인 Fe 합금과 제2 기지인 TiC 강화재가 접촉하여 존재할 경우보다 제 1기지인 Fe 합금 내에 Mo가 첨가되어 제2 기지인 TiC 강화재와 접촉하는 경우가 계면에너지가 더 낮아지는 것을 알 수 있다. 더 나아가 제1 기지에 첨가된 Mo가 확산하여 제1 기지인 Fe 합금과 제2 기지인 TiC 강화재 사이의 계면에서 MoC 조성의 계면물질을 형성하게 되면 계면에서의 계면에너지는 최소가 됨을 알 수 있다. As shown in FIG. 5, the interface energy is higher when Mo is added to the first base Fe alloy and in contact with the second base TiC reinforcement than when the first base Fe alloy and the second base TiC reinforcement exist in contact. It can be seen that the lower Furthermore, when Mo added to the first base diffuses to form an interface material of MoC composition at the interface between the first base Fe alloy and the second base TiC reinforcing material, it can be seen that the interface energy at the interface is minimized. .

한편 도 6에서의 Mo의 위치에 따른 전체 계면에너지의 변화를 살펴보면, 제1 기지인 Fe계 합금기지와 제2 기지인 TiC 강화재 계면에 Mo가 존재하게 되면, 계(system)의 에너지가 가장 낮은 것으로 확인되었다. 이는 앞서 살펴본 바와 같이, Mo의 첨가에 따라 계면에서의 격자 미스피트가 감소함에 따른 구조적 에너지의 감소에서 기인한 것으로 판단된다.Meanwhile, looking at the change in the total interface energy according to the position of Mo in FIG. 6, when Mo exists at the interface between the first base Fe-based alloy base and the second base TiC reinforcement, the energy of the system is the lowest. confirmed to be As discussed above, this is determined to be due to the decrease in structural energy as the lattice misfit at the interface decreases with the addition of Mo.

또한 이와 같은 계면에너지 계산 결과는, 제1 기지인 Fe 합금에 첨가된 Mo가 복합화 과정에서 제1 기지인 Fe계 합금기지와 제2 기지인 TiC 강화재 계면으로 확산하려는 열역학적인 구동력이 존재하고, 그 결과 계면으로 Mo의 확산이 일어나 계면에서 MoC라는 계면 물질이 형성됨을 의미한다.In addition, the interfacial energy calculation result shows that Mo added to the Fe alloy, which is the first base, has a thermodynamic driving force to diffuse to the interface between the Fe-based alloy base, which is the first base, and the TiC reinforcing material, which is the second base, during the composite process. As a result, diffusion of Mo into the interface occurs, which means that an interfacial material called MoC is formed at the interface.

한편 복합재료의 경우, 계면에서의 또 다른 중요한 특성이 요구되는데 그것은 계면에서의 젖음성이다. 계면을 이루는 계면 물질이 비록 열역학적으로 안정하다고 하더라도, 계면 물질과 계면에서 접촉하고 있는 제1 기지 및 제2 기지와의 젖음성이 나쁘면 계면에서의 계면 물질과 기지들 간의 결합력은 떨어지게 된다. 이 경우 복합재료는 계면과 기지들 사이에서 먼저 파괴가 발생하여 복합화의 효과를 가질 수 없다.On the other hand, in the case of composite materials, another important property at the interface is required, which is wettability at the interface. Even if the interfacial material constituting the interface is thermodynamically stable, if the wettability between the interfacial material and the first matrix and the second matrix in contact at the interface is poor, the bonding force between the interface material and the matrix at the interface is reduced. In this case, the composite material is destroyed first between the interface and the bases, so it cannot have the effect of composite.

도 7은 제1 기지인 Fe 합금과 제2 기지인 TiC 강화재 사이의 계면 물질로 MoC가 존재할 때의 계면의 젖음(wetting) 상태를 DFT 방법으로 계산한 것이다. 먼저 TiC 기판 위에 MoC가 없이 Fe가 존재한다면, Fe는 낮은 젖음성으로 아일랜드(island) 형태로 존재하는 것으로 계산되었다(왼쪽 그림). 반면 TiC 기판 위에 Fe가 MoC를 가지고 존재하면, 단순히 TiC 기판 위에 Fe를 결합하는 것 보다는, TiC와 Fe 사이에 완전한 젖음(complete wetting)을 이루는 MoC 계면이 형성되는 것이 계면에너지가 음(negative)의 값을 가지는 것으로 계산되었다(오른쪽 그림). 이는 Mo가 계면에서 MoC라는 계면 물질로 존재하는 복합재료의 경우, 우수한 젖음성을 가질 것이라는 것을 의미한다.7 is a DFT method for calculating the wetting state of the interface when MoC is present as an interface material between the Fe alloy as the first base and the TiC reinforcing material as the second base. First, if Fe exists on the TiC substrate without MoC, it was calculated that Fe exists in the form of an island with low wettability (left figure). On the other hand, if Fe exists on the TiC substrate with MoC, rather than simply bonding Fe on the TiC substrate, the MoC interface that forms complete wetting between TiC and Fe is formed, resulting in a negative interface energy. value was calculated (right figure). This means that in the case of a composite material in which Mo exists as an interfacial material called MoC at the interface, it will have excellent wettability.

일반적으로 Mo는 탄소와 반응하여 Mo₂C와 MoC로 대표되는 탄화물로 존재한다. 만일 상기 탄화물들이 순수한 벌크(bulk)상태로 존재한다면 도 8에서 도시한 바와 같이 Mo₂C가 MoC보다 열역학적으로 안정한 상태로 알려져 있다. 이는 Mo₂C가 MoC보다 상대적인 격자 안정도(relative lattice stability)가 더 안정함을 의미한다. 여기서 격자 안정도는 단순히 순수한 상태의 Mo, C, Mo₂C, MoC 들의 자유 에너지를 계산하여 도출되는 값이다. 따라서 Mo₂C가 MoC보다 벌크 상태에서 더 안정하다는 의미는, Mo와 C로부터 Mo₂C와 MoC를 형성할 때 단순히 Mo₂C가 MoC보다 열역학적으로 더 낮은 에너지 상태임을 의미한다.In general, Mo reacts with carbon to exist as carbides represented by Mo ₂ C and MoC. If the carbides are present in a pure bulk state, as shown in FIG. 8, Mo ₂ C is known to be thermodynamically more stable than MoC. This means that Mo ₂ C is more stable in relative lattice stability than MoC. Here, the lattice stability is simply a value derived by calculating the free energy of Mo, C, Mo ₂ C, and MoC in a pure state. Therefore, the fact that Mo ₂ C is more stable than MoC in the bulk state simply means that Mo ₂ C is in a thermodynamically lower energy state than MoC when forming Mo ₂ C and MoC from Mo and C.

반면 본 발명의 복합재료의 계면에서는, 위에서 살펴본 바와 같이 Mo는 MoC라는 조성을 가지는 계면 물질로 존재하는 것이 안정한 것으로 나타났다. 이는 벌크 상태와는 달리 계면에서는 기지와 계면의 화학적 결합 에너지와 구조적 에너지도 격자 안정도 못지 않게 매우 중요하기 때문이다. 다시 말하면, 상대적인 격자 안정도 요인보다도 계면에서의 화학적 계면 에너지와 구조적 에너지 요인에 의해, 본 발명의 복합 재료의 계면에서는 Mo₂C가 아닌 MoC가 계면물질로 존재하는 것이다.On the other hand, at the interface of the composite material of the present invention, as seen above, it was found that Mo is stable when it exists as an interface material having a composition of MoC. This is because, unlike the bulk state, at the interface, the chemical bonding energy and structural energy of the matrix and the interface are as important as lattice stability. In other words, MoC, not Mo ₂ C, exists as an interface material at the interface of the composite material of the present invention due to chemical interface energy and structural energy factors at the interface rather than relative lattice stability factors.

보다 구체적으로, 화학적 계면에너지의 계산은, 아래의 일반적인 식으로 계산된다.More specifically, the chemical interfacial energy is calculated by the general formula below.

이 식에서와 같이, 화학적 계면에너지에는 계면에 형성될 물질(MoC 또는 Mo₂C)의 벌크상태에서의 형성에너지가 포함된다. 벌크 상태에서는 Mo₂C가 안정상이고 MoC는 준안정상이므로, MoC의 형성에너지는 Mo₂C의 형성에너지보다 크다. 그런데 화학적 계면에너지 계산에서는 -E_MoC로 포함되므로, 그 결과 Mo₂C가 아닌 MoC로 존재할 때가 화학적 계면에너지를 낮출 수 있게 된다.As in this equation, the chemical interfacial energy includes the formation energy in the bulk state of the material (MoC or Mo ₂ C) to be formed at the interface. Since Mo ₂ C is a stable phase and MoC is a metastable phase in the bulk state, the formation energy of MoC is greater than that of Mo ₂ C. However, since it is included as -E _MoC in the chemical interfacial energy calculation, as a result, the chemical interfacial energy can be lowered when it exists as MoC rather than Mo ₂ C.

이와 더불어, 만일 계면 물질의 존재로 인해 기지1과 기지2와 정합성을 가진다면, 계면에서의 탄성 에너지(구조적 에너지, γ^st)는 작게 된다. 따라서 만일 MoC가 계면에서 제1 기지 및 제2 기지와 정합을 이룬다면, 비록 Moc가 벌크 상태에서는 그것의 격자 안정성이 취약하더라도 낮은 탄성 에너지로 인해 계면에서는 오히려 열역학적으로 안정하게 된다.In addition, if base 1 and base 2 have compatibility due to the existence of the interface material, the elastic energy (structural energy, γ ^st ) at the interface becomes small. Therefore, if MoC is matched with the first matrix and the second matrix at the interface, even though Moc has poor lattice stability in the bulk state, it is rather thermodynamically stable at the interface due to its low elastic energy.

이러한 DFT 해석에 근거하여, 본 발명의 실시예에서는 제1 기지로 아래 표 1의 조성을 가지며 bcc 격자 구조의 Fe계 합금을 사용하였다.Based on this DFT analysis, in the embodiment of the present invention, an Fe-based alloy having a bcc lattice structure having a composition shown in Table 1 below was used as a first matrix.

[표 1][Table 1]

또한, 제2 기지로는 강화재로써 TiC 분말을 사용하였으며, 상기 강화재에는 표면처리나 코팅과 같은 별도의 처리를 수행하지 않았다.In addition, as the second matrix, TiC powder was used as a reinforcing material, and a separate treatment such as surface treatment or coating was not performed on the reinforcing material.

본 발명의 실시예에 따른 복합재료의 제조방법은 도 9에 도시된 방법에 따라 수행되었다.A method for manufacturing a composite material according to an embodiment of the present invention was performed according to the method shown in FIG. 9 .

도 9를 참조하면, 도시된 본 발명의 복합재료의 제조 방법은, 가압함침 장비내부에 제2 기지인 강화재 프리폼과 제 1기지를 이루는 금속을 장입하는 단계(S100)과, 장비 내부의 반응성 기체를 제거하는 진공배기 단계(S200)와, 제1 기지를 용해하는 단계(S300)와, 용해된 제1 기지를 가압하여 제2 기지인 강화재 프리폼 내에 함침되도록 하는 함침단계(S400)를 포함한다.Referring to FIG. 9, the method of manufacturing the composite material of the present invention shown is the step of charging a reinforcing material preform as a second base and a metal constituting the first base into the pressure impregnation equipment (S100), and the reactive gas inside the equipment It includes a vacuum exhaust step (S200) of removing the base, a step (S300) of dissolving the first matrix, and an impregnation step (S400) of pressurizing the dissolved first matrix to impregnate it into the reinforcing material preform, which is the second matrix.

보다 구체적으로, 용해된 제1 기지인 Fe 합금을 제2 기지인 강화재 내에 균일하게 함침시키기 위하여, 우선 일축가압성형기를 이용하여 일정 압력에서 성형 및 소결하여 기공율이 35~50%인 TiC 프리폼을 제조하였다. More specifically, in order to uniformly impregnate the dissolved Fe alloy, which is the first base, into the reinforcing material, which is the second base, TiC preforms having a porosity of 35 to 50% are manufactured by forming and sintering at a constant pressure using a uniaxial pressurizing molding machine. did

다음으로 상기 장비 내부에 TiC 프리폼과 상기 표 1의 Fe계 합금을 장입하였다. Next, the TiC preform and the Fe-based alloy of Table 1 were charged into the equipment.

이때, 제1 기지인 Fe계 합금은 용융되므로 장입 시의 형상은 잉곳(ingot), 판재(platet), 분말 등 다양한 형상의 것을 사용할 수 있다. 한편, 제1 기지인 금속기지와 제2 기지인 TiC 분말의 체적비는 강화재인 TiC가 금속기지인 Fe계 합금에 대해 30~70 부피%가 되도록 하였다.At this time, since the Fe-based alloy, which is the first base, is melted, various shapes such as ingot, plate, and powder may be used as the shape when charging. On the other hand, the volume ratio of the first base metal matrix and the second base TiC powder was set to 30 to 70% by volume of TiC, the reinforcing material, with respect to the Fe-based alloy, the metal base.

다음으로 상기 함침 장비 내부의 기체를 제거하기 위하여, 내부를 1×10^-2 torr 이상의 진공도로 유지하였다.Next, in order to remove the gas inside the impregnation equipment, the inside was maintained at a vacuum level of 1×10 ^-2 torr or more.

그리고, 상기 장비의 챔버를 1600℃로 가열하여 제1 기지인 Fe계 합금을 완전히 용융시켰다.Then, the chamber of the equipment was heated to 1600° C. to completely melt the Fe-based alloy as the first base.

이어서, 용융된 제1 기지인 Fe계 합금이 제2 기지인 강화재 TiC에 완전하게 함침될 수 있도록 1~30기압으로 가압하는 함침 공정을 수행하였다. 이때 가압함침공정은 1~30분 수행하여, 계면반응이 충분하게 일어나서 계면물질이 형성될 수 있도록 하였다.Subsequently, an impregnation process of pressurizing at 1 to 30 atm was performed so that the molten Fe-based alloy, which is the first base, could be completely impregnated into the TiC reinforcing material, which was the second base. At this time, the pressure impregnation process was performed for 1 to 30 minutes, so that the interface reaction could sufficiently occur to form an interface material.

이와 같은 함침공정을 수행한 후, 냉각시켜 복합재료를 얻었다.After performing such an impregnation process, it was cooled to obtain a composite material.

[[ 비교예comparative example ]]

또한, 본 발명의 실시예와의 비교를 위하여, 제1 기지로 Mo를 포함하지 않는 아래 표 2의 조성을 갖는 bcc 격자의 Fe계 합금을 사용하여 복합재료를 제조하였다.In addition, for comparison with the examples of the present invention, a composite material was prepared using a bcc lattice Fe-based alloy having a composition shown in Table 2 below that does not contain Mo as a first matrix.

[표 2][Table 2]

비교예의 경우, Fe계 기지합금에서 Mo를 포함하지 않는 것을 제외한 나머지 공정은 본 발명의 실시예와 동일하게 수행하여, 복합재료를 얻었다.In the case of Comparative Example, except for not including Mo in the Fe-based base alloy, the rest of the processes were performed in the same manner as in the Example of the present invention to obtain a composite material.

TEM 분석TEM analysis

도 10은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 계면물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면을 투과전자현미경(TEM)으로 성분을 분석한 결과를 나타낸 것이다.10 shows the results of analyzing the components of the interface of the Fe-TiC composite material with the interfacial material prepared according to an embodiment of the present invention by transmission electron microscope (TEM).

도 10에서 확인되는 바와 같이, Mo를 포함하는 계면 물질이 제1 기지인 Fe계 합금기지와 제2 기지인 TiC 강화재의 계면에 형성되어 있음이 확인된다(도 10의 Mo, Fe 및 Ti의 성분 분석 결과를 참고).As confirmed in FIG. 10, it is confirmed that the interfacial material containing Mo is formed at the interface between the Fe-based alloy base, which is the first base, and the TiC reinforcing material, which is the second base (components of Mo, Fe, and Ti in FIG. 10). see analysis results).

이에 비해 비록 도시되지는 않았지만, 비교예에 따른 Fe-TiC 복합재료의 계면에는 이와 같은 Mo를 포함하는 계면물질의 형성이 관찰되지 않았다.In comparison, although not shown, formation of such an interfacial material containing Mo was not observed at the interface of the Fe-TiC composite material according to the comparative example.

APT 분석APT analysis

Mo를 포함하는 계면 물질에 대해 보다 상세한 분석을 위하여 APT(Atom-Probe Tomography)로 분석하였다.For a more detailed analysis of the interfacial material containing Mo, APT (Atom-Probe Tomography) was analyzed.

도 11a 및 도 11b는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료를 APT(Atom-Probe Tomography)로 관찰한 이미지이다.11a and 11b are images observed by APT (Atom-Probe Tomography) of an Fe-TiC composite material having an interfacial material manufactured according to an embodiment of the present invention.

도 12는 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면을 APT를 사용하여 성분 별로 분석한 결과를 나타낸 것이다.12 shows the result of analyzing the interface of the Fe-TiC composite material with the interfacial material manufactured according to an embodiment of the present invention by component using APT.

도 13은 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면물질이 형성된 Fe-TiC 복합재료의 계면을 APT의 분석결과를 통해 모식적으로 나타낸 것이다.13 schematically shows the interface of the Fe-TiC composite material with the interfacial material manufactured according to an embodiment of the present invention through the analysis results of APT.

도 12 및 도 13에 나타난 바와 같이, 본 발명의 실시예에 의하면, Fe계 합금과 TiC 강화재의 계면에 Mo와 C 및 N을 포함하는 계면 물질이 형성됨을 명확하게 알 수 있다.As shown in FIGS. 12 and 13, according to an embodiment of the present invention, it can be clearly seen that an interface material containing Mo, C, and N is formed at the interface between the Fe-based alloy and the TiC reinforcing material.

보다 자세히 살펴보면, TiC 강화재 외곽부(도 12 기준 오른쪽)에 Mo가 풍부한(rich) 영역이 수십 ㎚ 두께의 층으로 존재하는 것을 관찰하였다. 또한 2 wt.%(이하 %라 한다) Mo를 기준으로 농도가 같은 영역(iso-concentration) 이미지를 나타낸 도 13으로부터, 본 발명에서의 Mo를 포함하는 계면 물질은 제1 기지인 Fe 합금과 제2 기지인 강화재 TiC 사이의 계면에서 일정 영역을 형성하면서 존재함을 확인하였다.Looking more closely, it was observed that a Mo-rich region existed as a layer with a thickness of several tens of nm on the outer portion of the TiC reinforcing material (right side of FIG. 12). In addition, from FIG. 13 showing an iso-concentration image based on 2 wt.% (hereinafter referred to as %) Mo, the interfacial material containing Mo in the present invention is the first base Fe alloy and It was confirmed that it exists while forming a certain area at the interface between TiC, the reinforcing material, which is a base 2.

이와 같이 형성된 계면 및 계면을 구성하는 계면 물질은, 열역학적으로 가장 에너지가 낮은 안정된 상태일 뿐 아니라 제1 기지와 제2 기지에 포함된 성분으로 이루어져 있다. 그 결과 제1 기지와 제2 기지 사이에서 기지들과 계면에서의 결합력을 높여 복합재료의 계면특성을 향상시키고, 그로 인하여 복합재료 자체의 물성을 향상시킬 수 있다.The interface formed as described above and the interface material constituting the interface are thermodynamically in a stable state with the lowest energy and are composed of components included in the first matrix and the second matrix. As a result, the interfacial properties of the composite material are improved by increasing the bonding strength between the first base and the second base at the interface with the bases, thereby improving the physical properties of the composite material itself.

도 14는 본 발명의 일 실시형태에 따라 제조된 계면 및 계면 물질의 유무에 따른 기계적 물성 변화를 DFT(Density Function Theory)로 예측한 결과를 나타낸 것이다.14 shows the result of predicting the change in mechanical properties according to the presence or absence of an interface and an interface material prepared according to an embodiment of the present invention by Density Function Theory (DFT).

보다 구체적으로, 기계적 물성 변화를 원자수준에서 예측하기 위해, 본 발명에서는 2축 인장을 가하여 그에 따른 탄성에너지 증가를 계산함으로써 응력-변위 관계를 예측하였다.More specifically, in order to predict changes in mechanical properties at the atomic level, in the present invention, the stress-displacement relationship was predicted by applying biaxial tension and calculating the corresponding increase in elastic energy.

본 발명에서 비교예에 해당하는, 제1 기지인 Fe 합금에 Mo를 첨가하지 않은, Fe/TiC 복합재료의 경우 대략 2.4% 정도의 변위까지 2축 인장 탄성변형을 한 후 그 이상의 변위에서는 소성변형을 하는 것으로 계산되었다. In the present invention, in the case of the Fe/TiC composite material in which Mo is not added to the Fe alloy, which is the first base, corresponding to the comparative example, biaxial tensile elastic deformation is performed up to a displacement of about 2.4%, and then plastic deformation is performed at a displacement greater than that. was calculated to do

반면 본 발명에서 실시예에 해당하는, 제1 기지인 Fe 합금에 Mo를 첨가한, Fe-Mo/TiC 복합재료의 경우에는 대략 3% 정도의 변위까지 탄성변형을 유지하는 것으로 계산되었다. On the other hand, in the case of the Fe-Mo/TiC composite material, in which Mo was added to the Fe alloy as the first base, corresponding to the examples in the present invention, it was calculated that the elastic strain was maintained until the displacement of about 3%.

이는 Mo를 첨가한 본 발명의 실시예가 Mo를 첨가하지 않은 비교예보다 강도가 증가하는 것을 예측하는 것이다.This is to predict that the strength of the examples of the present invention in which Mo is added is higher than that of the comparative example in which Mo is not added.

본 발명에서의 상기 계산 결과는 실제 실험결과와도 잘 일치한다.The calculation results in the present invention agree well with the actual experimental results.

도 15는 복합재료가 아닌 일반적인 강재, 본 발명에서의 비교예인 제1 기지에 Mo가 포함되지 않으면서 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료, 그리고 본 발명에서의 실시예인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 상온(25℃)과 고온(700℃)의 인장실험 결과를 나타낸다.15 is a general steel material other than a composite material, a composite material using a TiC reinforcing material as a second matrix without Mo being included in the first matrix as a comparative example in the present invention, and Mo in the first matrix as an example in the present invention. It shows the tensile test results at room temperature (25 ℃) and high temperature (700 ℃) of the composite material using the TiC reinforcing material as the second matrix.

도 15에서 도시된 바와 같이 상온에서는 계면에서의 취약성으로 인해 본 발명의 비교예가 가장 낮은 항복강도를 보인다. 반면, 본 발명의 실시예는, 에너지적으로 안정되고 계면에서의 우수한 젖음성을 가지는 계면물질과 더불어 제2 기지인 TiC의 강화효과로 인해, 가장 높은 항복강도를 가지는 것으로 나타났다. 또한 본 발명의 실시예는 고온에서도 상기의 효과를 그대로 유지하고, 그로 인하여 고온에서도 가장 우수한 항복강도를 가지는 것으로 측정되었다. As shown in FIG. 15, at room temperature, the comparative example of the present invention shows the lowest yield strength due to fragility at the interface. On the other hand, the embodiment of the present invention was shown to have the highest yield strength due to the reinforcing effect of TiC, which is the second matrix, together with the interface material that is energetically stable and has excellent wettability at the interface. In addition, the embodiment of the present invention was measured to maintain the above effect even at high temperature, and thus have the best yield strength even at high temperature.

도 16은 복합재료가 아닌 일반적인 강재와 본 발명에서의 실시예인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 고온 압축강도를 비교한 그래프이다.16 is a graph comparing the high-temperature compressive strength of a general steel material other than a composite material and a composite material in which Mo is included in the first matrix and TiC reinforcing material is used as the second matrix, which is an embodiment of the present invention.

도 16에서 도시한 바와 같이 본 발명의 실시예의 복합재료는 측정된 전체 고온 범위(600~1050℃)에서 일반적인 강재 대비 약 3배 이상의 우수한 고온강도를 가지는 것으로 조사되었다.As shown in FIG. 16, the composite material of the embodiment of the present invention was investigated to have excellent high-temperature strength of about 3 times or more compared to general steel materials in the entire measured high-temperature range (600 ~ 1050 ℃).

도 17은 대표적인 고온용 초합금인 니켈 기지 초합금(RENE 95)와 본 발명에서의 실시예인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 고온 압축 실험 결과를 도시한 것이다.17 shows results of high-temperature compression tests of a nickel-based superalloy (RENE 95), which is a representative high-temperature superalloy, and a composite material in which Mo is included in the first matrix and TiC reinforcing material is used as the second matrix, which is an embodiment of the present invention.

도 17로부터, 본 발명에서의 복합재료는 고온에서도 우수한 고온강도를 유지함을 알 수 있다. 이는 본 발명에서의 계면 및 계면 물질을 포함하는 복합재료가 고온에서도 그 계면 물질이 안정적으로 유지되어 우수한 계면결합력을 가질 수 있기 때문에, 그 결과 본 발명의 복합재료는 고온 기계적 강도를 확보할 수 있게 된다. 17, it can be seen that the composite material of the present invention maintains excellent high-temperature strength even at high temperatures. This is because the composite material including the interface and the interface material in the present invention can have excellent interfacial bonding strength because the interface material is stably maintained even at high temperatures, and as a result, the composite material of the present invention can secure high-temperature mechanical strength. do.

도 18은 본 발명에서의 실시예인 제1 기지에 Mo가 포함되고 제2 기지로 TiC 강화재를 사용한 복합재료의 상온 및 고온(700℃)에서의 파단면을 도시한다. 18 shows fracture surfaces at room temperature and high temperature (700° C.) of a composite material in which Mo is included in the first matrix and TiC reinforcing material is used as the second matrix, which is an embodiment of the present invention.

도 18을 살펴보면, 모든 크랙이 계면이 아닌 제2 기지인 TiC 강화재를 관통한 것을 알 수 있다. Referring to FIG. 18, it can be seen that all the cracks penetrated the TiC reinforcing material, which is the second matrix, not the interface.

통상적으로 복합재료의 파괴는, 취성(brittle) 특성을 가지는 강화재가 아닌, 기지와 강화재 사이에 존재하는 가장 취약한 영역인 계면을 따라 발생한다. 이는 연성인 기지는 변형을 흡수하더라도 기지와 강화재 사이의 계면에서 응력이 집중되고, 집중된 응력을 계면에서 강화재로 전달하기 전에 계면에서 파괴가 먼저 시작되기 때문이다.In general, fracture of a composite material occurs along the interface, which is the most vulnerable area between a matrix and a reinforcement material, not a reinforcement material having brittle characteristics. This is because stress is concentrated at the interface between the matrix and the reinforcing material even though the ductile matrix absorbs strain, and fracture starts at the interface before the concentrated stress is transferred from the interface to the reinforcing material.

그러나 본 발명의 복합재료는 높은 결합력과 낮은 구조적 에너지에서 기인한 열역학적 안정성과 또한 우수한 젖음성을 확보한 계면 및 계면 물질로 이루어져 있다. 이에 따라, 계면분리를 통해 파괴가 일어나는 다른 복합재료들과 달리, 시편에 가해진 하중으로 계면에 응력집중에 의한 계면분리 내지는 변형없이 계면으로부터 강화재로 하중이 전달되어 강화재가 하중을 지탱함으로써 높은 강도를 유지할 수 있게 된다. 그리고 최종파괴 과정에서는 가장 취성 특성을 가지는 강화재가 더 이상의 변형을 극복하지 못하게 되어, 파괴 크랙이 계면이 아닌 강화재의 cleavage 면을 따라 관통하는 특성을 보인다. However, the composite material of the present invention consists of an interface and an interface material that secure thermodynamic stability due to high bonding strength and low structural energy, and also excellent wettability. Therefore, unlike other composite materials in which failure occurs through interfacial separation, the load applied to the specimen transfers the load from the interface to the reinforcing material without interfacial separation or deformation due to stress concentration at the interface, and the reinforcing material supports the load, resulting in high strength. be able to keep Also, in the final fracture process, the most brittle reinforcing material cannot overcome any further deformation, and the fracture crack shows the characteristic of penetrating along the cleavage surface of the reinforcing material rather than the interface.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. As described above, the present invention has been described with reference to the drawings illustrated, but the present invention is not limited by the embodiments and drawings disclosed herein, and various modifications are made by those skilled in the art within the scope of the technical idea of the present invention. It is obvious that variations can be made.

아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을 지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.In addition, although the operation and effect according to the configuration of the present invention have not been explicitly described and described while describing the embodiments of the present invention above, it is natural that the effects predictable by the corresponding configuration should also be recognized.

Claims

base 1;
A second base divided by an interface with the first base; includes,
The interface is made of an interface material constituting the interface,
the interfacial material maintains coherent or semi-coherent contact with the first matrix and the second matrix; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; Composite material, characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

According to claim 1,
A composite material, characterized in that the elastic modulus of the first matrix and the second matrix are different from each other.

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the elongation of the first matrix and the second matrix are different from each other.

According to claim 1,
A composite material, characterized in that the electromagnetic properties of the first base and the second base are different from each other.

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the first base is a metal.

According to claim 5,
The composite material, characterized in that the first matrix comprises a Fe-based alloy.

According to claim 6,
The composite material, characterized in that the first matrix comprises molybdenum (Mo).

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the first matrix is a ceramic.

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the second matrix is a ceramic.

According to claim 9,
The second matrix is a composite material, characterized in that it includes at least one of TiC, VC, WC, TaC, NbC.

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the interfacial material has the same Bravais lattice as the first matrix or the second matrix.

According to claim 11,
The composite material, characterized in that the interfacial material forms a complete solid solution with the first matrix or the second matrix.

According to claim 12,
The composite material, characterized in that the interfacial material has a composition different from the first matrix and the second matrix.

According to claim 1,
The composite material, characterized in that the lattice misfit of the interface and the first matrix and the second matrix is 10% or less.

Preparing a second base in a solid state;
impregnating a liquid first base into the solid state base;
Including; forming an interface between the first base and the second base,
The interface is made of an interface material constituting the interface,
the interfacial material maintains coherent or semi-coherent contact with the first matrix and the second matrix; including at least one atomic layer having a composition chemically different from that of the first matrix and the second matrix; A method for producing a composite material, characterized in that the composition present at the interface and the composition when present in a bulk state are different from each other.

According to claim 15,
The method of manufacturing a composite material, characterized in that the step of impregnating is a step of pressurizing the first base of the liquid phase with a pressure of from atmospheric pressure to 100 atmospheres or less.

According to claim 15,
The method of manufacturing a composite material, characterized in that the preparing step comprises the step of charging the second matrix into the molding space.

According to claim 15,
The method of manufacturing a composite material, characterized in that the second matrix is in the form of a powder or a porous body (foam).

According to claim 15,
The method of manufacturing a composite material, characterized in that it further comprises a post-processing step for tissue densification, residual stress removal or base tissue control after the impregnation step.