KR102539758B1 - 금속의 강도 강화방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 금속의 강도 강화방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게 열처리 전 균일변형 가공조건을 이용한 금속의 강도 강화방법 및 이에 의해 제조된 강도가 강화된 금속에 관한 것이다.
Description
본 발명은 금속의 강도 강화방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게 열처리 전 균일변형 가공조건을 이용한 금속의 강도 강화방법 및 이에 의해 제조된 강도가 강화된 금속에 관한 것이다.
구리 합금은 다른 합금에 비해 높은 전도도를 가진 구리가 기지(matrix)를 이룬다. 따라서, 기계적 특성의 향상을 위한 합금화, 가공경화, 가공 열처리 공정 후에도 다른 합금에 비해 상대적으로 높은 전기전도도를 가진다. 이에 따라 구리합금은 보다 많은 전기장치가 구비되는 자동차에 있어서, 커넥터, 축전지 또는 제어기를 각종 전기 부품, 작동기, 센서 등에 연결하기 위한 커넥터로 많이 사용되고 있다.
구리합금은 다양한 원소를 첨가하여 전기전도도, 열적안정성, 강도 등을 향상시킬 수 있다. 순동이 제일 전도도가 크며, 성분 함량이 증가할수록 전도도가 감소하고, 가공경화량, 석출물의 량, 고용도가 증가할수록 전도도가 감소한다.
구리합금의 전기전도도 및 강도는 서로 트레이드 오프(trade-off) 관계인 특성을 가진다. 강도를 증가시키게 되면 전기전도도가 감소하고, 전기전도도를 향상시키게 되면 미세조직 변화에 따라 강도가 저하되는 문제점이 발생된다.
구리 합금의 석출경화 공정에서는, 과포화 고용체로부터 석출되어 시편 전체에 작고 균일하게 분포하는 연속 석출물(continuous precipitation, CP)과, 그레인 경계 확산(grain boundary diffusion) 및 입계의 이동에 의해 석출이 불규칙적으로 일어남에 따라 입계를 경계로 조성과 결정방위가 불연속적으로 변화하는 불연속 석출물(discontinuous precipitation, DP)이 생성된다.
일반적으로 불연속 석출물(DP)로 이루어진 구리합금의 인장강도가 연속 석출물(CP)로 이루어진 시편보다 낮기 때문에, 불연속 석출물을 억제하는 연구가 주로 진행되고 있다.
본 발명의 배경기술로 한국 특허 제10-1708285호에는 배향형 석출물을 포함하는 금속복합재료 및 이의 제조 방법이 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 간단한 공정에 의해 금속의 강도를 강화하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기 금속의 강도 강화방법에 의해 제조된 강도가 강화된 금속을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 강도가 강화된 구리-니켈-규소 합금을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 상기 구리-니켈-규소 합금을 제조하는 방법에 의해 제조된 강도가 강화된 구리-니켈-규소 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적 및 이점은 하기의 발명의 상세한 설명, 청구범위, 및 도면에 의해 더욱 명확하게 된다.
일 측면에 따르면, i) 금속에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및 ii) 단계 i)의 금속을 열처리(heat treatment)하는 단계;를 포함하고, 단계 i)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하는, 금속의 강도 강화방법이 제공된다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
일 실시예에 따르면, 단계 i)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 단계 i)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 결정립계에 상기 전위 끝단이 접촉되는 것일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 단계 i)에서 균일변형 응력의 한계까지 소성변형 가공할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 단계 ii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 금속은 인장시험 시 균일 변형 가공 한계가 존재하는 것을 특징으로 할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 단계 i) 이전에 초기 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 단계 i) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것일 수 있다.
다른 측면에 따르면, 상기 기재된 금속의 강도 강화방법으로 제조되어, 결정립계에 전위 끝단이 접촉되는, 강도가 강화된 금속이 제공된다.
또 다른 측면에 따르면, i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계; ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및 ii) 단계 i)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계;를 포함하고, 단계 i)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법이 제공된다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
일 실시예에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법의 단계 ii)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법의 단계 ii)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법의 단계 ii)에서 균일변형 응력의 한계까지 소성변형 가공하는 것일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법의 단계 iii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 하는 것일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법의 단계 ii) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것일 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계; ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation) 이하 또는 이상으로 가공하는 단계; 및 iii) 단계 i)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계:를 포함하고, 단계 ii)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 ii) 단계는 니켈 및 규소의 함량의 합계에 따라 열처리 전 균일변형 이하 또는 이상으로 가공 조건을 설정하는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법이 제공된다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 단계 ii)에서 열처리전 균일변형 이상으로 가공하여 불연속 석출을 가속화하는 것을 특징으로 할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시킬 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 이하로 가공하여 강도를 증가시키는 것을 특징으로 할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과일 경우, 단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 이하로 가공하여 불연속 석출을 가속화하는 것을 특징으로 할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과일 경우, 불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시킬 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 단계 iii)는 400℃ 내지 500℃에서 15분 내지 720분 동안 구리-니켈-규소 합금을 열처리하는 것을 특징으로 할 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에 의해 제조된 구리-니켈-규소 합금이 제공된다.
일 실시예에 따르면, 균일 변형 공정을 이용하여 금속의 강도를 강화시킬 수 있다.
일 실시예에 따르면, 간단한 공정에 의해 강도가 강화된 금속을 효율적으로 제조할 수 있다.
일 실시예에 의하면, 균일 변형 공정을 이용하여 구리-니켈-규소 합금의 강도를 강화시킬 수 있다.
일 실시예에 의하면, 간단한 공정에 의해 강도가 강화된 구리-니켈-규소 합금을 효율적으로 제조할 수 있다.
도 1은 엔지니어링 응력-변위 곡선에서 균일 변형 및 불균일 변형 구간을 나타낸 그래프이다.
도 2는 0.5mm 두께의 순동판을 균일 변형 후 열처리한 후의 응력-변위 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3a는 0.5mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이다.
도 3b는 도 3a의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이다.
도 3c는 도 3b의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이다.
도 4는 2 mm 두께의 순동을 초기 열처리한 시편과 초기 열처리 후 10% 또는 20% 냉간가공 후 300℃에서 1분 동안 열처리 후 측정한 인장강도를 나타낸다.
도 5의 (a)는 2mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (b)는 도 5의 (a)의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (c)는 도 5의 (b)의 부분 확대도이고, 도 5의 (d)는 도 5의 (b)의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (e)는 도 5의 (d)의 부분 확대도이다.
도 6은 다양한 동합금의 강도 및 전도도를 나타낸 그래프이다.
도 7은 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 응력-변형 그래프 및 1/σ(dσ/dε)을 나타낸 그래프이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 의한 구리-니켈-규소 합금의 제조방법을 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 9는 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 용체화 처리 조직, 용체화 처리 후, 열처리 전 균일 변형 한계 이하 또는 이상으로 가공하였을 때의 합금의 가공 조직을 나타낸 도면이다.
도 10은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 11은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 12는 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 13은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 14는 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 15은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 16은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일ㅍ변형 및 불균일ㅍ변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 17은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 18은 균일 변형 한계 이상으로 가공된 Cu-6Ni-1.42Si 합금을 450℃에서 30분 및 60분 동안 열처리한 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 2는 0.5mm 두께의 순동판을 균일 변형 후 열처리한 후의 응력-변위 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3a는 0.5mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이다.
도 3b는 도 3a의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이다.
도 3c는 도 3b의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이다.
도 4는 2 mm 두께의 순동을 초기 열처리한 시편과 초기 열처리 후 10% 또는 20% 냉간가공 후 300℃에서 1분 동안 열처리 후 측정한 인장강도를 나타낸다.
도 5의 (a)는 2mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (b)는 도 5의 (a)의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (c)는 도 5의 (b)의 부분 확대도이고, 도 5의 (d)는 도 5의 (b)의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (e)는 도 5의 (d)의 부분 확대도이다.
도 6은 다양한 동합금의 강도 및 전도도를 나타낸 그래프이다.
도 7은 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 응력-변형 그래프 및 1/σ(dσ/dε)을 나타낸 그래프이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 의한 구리-니켈-규소 합금의 제조방법을 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 9는 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 용체화 처리 조직, 용체화 처리 후, 열처리 전 균일 변형 한계 이하 또는 이상으로 가공하였을 때의 합금의 가공 조직을 나타낸 도면이다.
도 10은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 11은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 12는 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 13은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 14는 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 15은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
도 16은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일ㅍ변형 및 불균일ㅍ변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 17은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 18은 균일 변형 한계 이상으로 가공된 Cu-6Ni-1.42Si 합금을 450℃에서 30분 및 60분 동안 열처리한 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다.
본 발명은 다양한 변환을 가할 수 있고 여러 가지 실시예를 가질 수 있는 바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 상세한 설명에 상세하게 설명하고자 한다. 그러나, 이는 본 발명을 특정한 실시 형태에 대해 한정하려는 것이 아니며, 본 발명의 사상 및 기술 범위에 포함되는 모든 변환, 균등물 내지 대체물을 포함하는 것으로 이해되어야 한다. 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지 기술에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우 그 상세한 설명을 생략한다.
본 출원에서 사용한 용어는 단지 특정한 실시예를 설명하기 위해 사용된 것으로, 본 발명을 한정하려는 의도가 아니다. 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다. 본 출원에서, "포함하다" 또는 "가지다" 등의 용어는 명세서상에 기재된 특징, 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부품 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 지정하려는 것이지, 하나 또는 그 이상의 다른 특징들이나 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부품 또는 이들을 조합한 것들의 존재 또는 부가 가능성을 미리 배제하지 않는 것으로 이해되어야 한다.
이하, 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명에 의한 금속의 강도 강화 방법, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 구리-니켈-규소 합금에 대해서 구체적으로 설명한다.
일 측면에 따르면, i) 금속에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및 ii) 단계 i)의 금속을 열처리(heat treatment)하는 단계;를 포함하고, 단계 i)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
균일 변형 및 불균일 변형은 하기와 같이 정의할 수 있다.
엔지니어링 Stress - 엔지니어링 Strain 커브를 구했을 때, 진응력(σ) 및 진변형(ε)은 공칭응력(σengineering) 및 공칭변형(εengineering)의 함수로, 하기와 같이 나타낸다.
σ= σengineering(1+σengineering), ε=ln(1+εengineering)
진변형(ε)=ln(A0/A), A0 = 합금 초기 단면적, A = 변형 후 단면적
1/σ(dσ/dε)≥1일 경우, 변형이 전위로만 일어나는 균일 전단변형이 일어나고, 1/σ(dσ/dε)＜1일 경우, 변형이 전위 및 전단밴드로 일어난다.
도 1은 엔지니어링 응력-변위 곡선에서 균일 변형 및 불균일 변형 구간을 나타낸 그래프이다.
즉, 도 1은 금속의 가공율-강도 그래프로, 탄성 한계(elastic limit)와 최대 인장강도(Ultimate Tensile Strength, UTS) 사이의 균일 변형율 구간(uniform plastic strain)에서 균일 변형 가공이 가능하다는 것을 나타낸다.
불균일 변형 가공은 UTS 이후의 불균일 변형율 구간(non-uniform plastic strain)에서 발생한다.
인장 시험에서, 상기 불균일 변형은 소위 넥킹(necking)이 시작되었다. 이질적으로 분포된 변형이었다.
상기 단계 i)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형일 수 있다.
상기 단계 i)에서 균일 변형 응력의 한계까지 소성변형 가공할 수 있다. 이에 한정되는 것은 아니나 상기 소성변형량은 3% 이상이 적합하고, 5% 초과가 더 적합하고, 10% 이상이 더욱더 적합할 수 있다. 본 발명에서는 소성변형량이 5%를 초과하여도 열처리 단계를 통해 금속의 강도를 강화할 수 있다. 상기 소성변형 가공은 인발, 압연, 압출 등 다양한 공정이 선택될 수 있다. 본 발명의 실시예에서는 단면적 감소율인 인발율(drawing ratio) 10% 및 20%의 소성변형을 하였다.
상기 단계 i)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것일 수 있다.
균일 변형은 가공 경화(work hardening)로 슬립밴드(slip band)가 형성되는 전위가 형성되고 이동되게 된다. 따라서, 균일 변형의 경우 외부 에너지를 흡수하며, 강도(strength), 연성(ductility), 및 인성(toughness)이 증가하고, 동질적 결함이 나타난다.
이에 대해 불균일 변형은 연화(softening)로 모든 현상이 변형 경화를 배제하고, 시어밴드(shear band), 보이드(void), 인사이드크랙(inside crack)이 발생한다. 따라서, 불균일 변형의 경우 강도(strength), 연성(ductility), 및 인성(toughness)이 감소한다.
상기 균일 변형은 상기 수학식 1을 만족하도록 하여 이루어질 수 있다. 통상의 기술자는 금속에 따라 상기 수학식 1을 만족하도록 하여 균일 변형을 적절하게 할 수 있다.
상기 전위의 끝단이 결정립계에 접촉되는 것일 수 있다. 상기 균일 변형 후 열처리된 금속의 경우 균일 변형에서 생성된 전위의 끝단이 결정립계에 접촉되는 형상으로 나타났다. 상기 금속의 구조에 의해 금속의 강도가 강화될 수 있다.
상기 단계 ii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 할 수 있다.
금속에 따라 강도가 증가하는 온도 및 시간을 적절하게 선택하여 적용할 수 있다. 이에 한정되는 것은 아니나, 구리 금속의 경우 상기 열처리는 250 내지 350℃에서 30초 내지 10분간 하는 것이 구리 또는 이의 합금의 강도 강화에 적합할 수 있다. 본 발명의 실시예에서는 300℃에서 1분간 열처리를 실시하였다. 본 발명의 금속의 강도 강화 방법에 의하면, 단시간의 열처리에 의해 금속의 강도를 획기적으로 향상시킬 수 있다.
상기 금속은 인장시험 시 균일 변형 가공 한계가 존재하는 것을 특징으로 하여, 금속은 그 종류에는 특별한 제한이 없다. 예를 들어, 금속은 구리, 알루미늄, 아연, 철, 및 이들의 합금일 수 있다. 상기 금속은 구리 또는 이의 합금일 수 있다. 본 발명의 금속 강도 강화 방법에 의해 구리 또는 이의 합금의 강도를 효율적으로 강화할 수 있다.
상기 단계 i) 이전에 초기 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 초기 열처리는 단계 ii)의 열처리에 비해 고온에서 장시간 처리되는 충분한 열처리를 하는 단계이다. 상기 단계 i) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것일 수 있다. 이에 한정되는 것은 아니나, 구리의 경우 상기 열처리는 400 내지 500℃에서 15분 내지 2시간 실시하는 것이 구리 또는 이의 합금의 강도 강화에 적합할 수 있다. 본 발명의 실시예에서는 500℃에서 1시간 초기 열처리를 실시하였다.
다른 측면에 따르면, 본원에 기재된 금속의 강도 강화방법으로 제조되어, 전위의 끝단이 결정립계에 접촉되는, 강도가 강화된 금속이 제공된다.
상기 균일 변형 후 열처리된 금속의 경우 균일 변형에서 생성된 전위의 끝단이 결정립계에 접촉되는 형상으로 나타났다. 상기 금속의 구조에 의해 금속의 강도가 강화될 수 있다.
이에 한정되는 것은 아니나, 본 발명에 의해 제조된 구리의 인장강도가 300 MPa 이상이고 항복강도가 170 MPa 이상일 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, 본원의 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계; ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및 iii) 단계 ii)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계;를 포함하고, 단계 ii)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
니켈(Ni)은 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%로 포함하는 것이 구리-니켈-규소 합금 기계적 특성의 개선에 적합할 수 있고, 3 내지 7 질량%가 더 적합할 수 있고 4 내지 6.5 질량%가 더욱더 적합할 수 있다. 구리-니켈-규소 합금은 합금 전체 질량에 대해서 니켈의 함량이 7 질량% 초과이면 니켈이 포함된 화합물의 크기와 균질분포를 유지하는 것이 용이하지 않아 오히려 구리-니켈-규소 합금의 불연속 석출을 저해할 수 있다.
규소(Si)는 합금 전체 질량에 대해서 0.45 내지 2 질량%로 포함하는 것이 구리-니켈-규소 합금 기계적 특성의 개선에 적합할 수 있고, 0.8 내지 2 질량%가 더 적합할 수 있고, 1 내지 2 질량%가 더욱더 적합할 수 있다. 구리-니켈-규소 합금은 합금 전체 질량에 대해서 규소의 함량이 2 질량% 초과이면 규소가 포함된 화합물의 크기와 균질분포를 유지하는 것이 용이하지 않아 오히려 구리-니켈-규소 합금의 불연속 석출을 저해할 수 있다.
이에 한정되는 것은 아니나, 구리-니켈-규소 합금은 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는 것이 기계적 특성 향상에 적합할 수 있다.
상기 단계 ii)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형일 수 있다.
상기 단계 ii)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것일 수 있다.
상기 단계 ii)에서 균일변형 응력의 한계까지 소성변형 가공할 수 있다.
상기 단계 iii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 할 수 있다.
상기 단계 i) 이전에 초기 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 초기 열처리는 단계 ii) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것일 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, 본원에 기재된 구리-니켈-규소 합금의 제조방법으로 제조된, 구리-니켈-규소 합금이 제공된다.
이에 한정되는 것은 아니나, 본 발명에 의해 제조된 구리-니켈-규소 합금의 경도는 250Hv 내지 350Hv일 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, 본원의 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계; ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation) 이하 또는 이상으로 가공하는 단계; 및 iii) 단계 ii)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계;를 포함하고, 단계 ii)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 ii) 단계는 니켈 및 규소의 함량의 합계에 따라 열처리 전 가공 조건을 균일 변형(uniform deformation) 이하 또는 이상으로 설정하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
일 실시예에 따르면, Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 단계 vi)에서 열처리 전 균일 변형 한계 이상으로 가공하는 것을 특징으로 한다.
상기 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하인 구리-니켈-규소 합금의 가공은 진변형률의 100% 내지 210%로 균일 변형 한계 이상으로 가공하는 것을 특징으로 한다. 상기 진변형률의 100% 내지 210%로 균일 변형 한계 이상으로 가공하였을 때, 불연속 석출을 가속화시킬 수 있다. 진변형률의 100% 미만으로 가공하면, 불연속 석출이 저하될 수 있고, 진변형률의 210% 초과로 가공하면, 전단밴드에 석출물이 조대하게 생성되어 오히려 석출강화 효과를 감소시킬 수 있다.
상기 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하인 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 상기 불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시킬 수 있어, 합금의 강도를 효율적으로 강화시킬 수 있다. 불연속 석출영역을 50% 미만의 면적비로 생성시키면 합금의 기계적 특성을 향상시키기 어려움이 있을 수 있다. 또한, 상기 불연속 석출영역을 60% 이상, 70% 이상, 80% 이상, 또는 85% 이상의 면적비로 생성시킬 수 있어, 합금의 강도를 더욱 더 효율적으로 강화시킬 수 있다.
한편, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과일 경우, 단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 한계 이하로 가공하는 것을 특징으로 한다.
석출경화형 합금의 강도의 상승을 위해서 석출을 가속화하여 짧은 열처리 시간에 석출강화 효과를 상승시킨다. 첨가원소의 양이 증가할 경우, 불연속 석출(Discontinuous Precipitation, DP)의 발생이 용이하다.
합금을 냉간 가공(인발 또는 압연)할 경우, 가공률이 균일 변형 한계(Uniform Deformation)까지는 성형 결함은 전위(dislocation)만이 발생된다.
가공율이 균일 변형 한계 이상일 경우는 성형 결함은 전위(dislocation) 및 전단밴드(shear band)가 발생된다.
합금 내 전위 및 전단밴드와 같은 결함은 불균일 핵생성(heterogeneous nucleation) 사이트로 작용하여 석출물의 발생을 가속화하고, 용질 확산을 위한 경로로 작용할 수 있다.
석출물의 핵생성이 용이한 순서는 전단밴드(shear band), 전위(dislocation), 결함이 없는 결정립 순서이다.
일반석출(연속석출: continuous precipitation)을 주 강화원으로 작용시킬 때, 성형가공시 전위(dislocation) 생성으로 석출가속화 전위는 일반격자구조보다 원자의 확산을 증가시킨다. 전위(dislocation)는 불균일 핵생성(heterogeneous nucleation) 사이트로 작용하여 석출핵생성을 가속화한다.
균일 변형(uniform deformation) 한계 이상 가공할 경우, 전위(dislocation) 이외에도 전단밴드(shear band)가 생성되고 이는 불균일 핵생성(heterogeneous nucleation) 사이트로 작용하게 되어 석출상을 조대화한다.
조대한 석출물을 억제하고 석출경화효과를 가속화시키기 위해서 원자의 확산을 향상시키는 전위만을 생성시켜야 한다.
상기 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과인 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 상기 가공은 진변형률의 85% 내지 100%로 균일 변형 한계 이하로 가공하는 것을 특징으로 한다. 상기 진변형률의 85% 내지 100%로 균일 변형 한계 이하로 가공하였을 때, 불연속 석출을 가속화시킬 수 있다. 진변형률의 85% 미만의 가공인 경우, 불연속 석출이 저하될 수 있고, 진변형률의 100% 초과의 가공인 경우, 전단밴드에 석출물이 조대하게 생성되어, 오히려 석출강화 효과를 감소시킬 수 있다.
상기 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과인 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 상기 불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시킬 수 있어, 합금의 강도를 효율적으로 강화시킬 수 있다. 불연속 석출영역을 50% 미만의 면적비로 생성시키면 합금의 기계적 특성을 향상시키기 어려움이 있을 수 있다. 또한, 불연속 석출영역을 60% 이상, 70% 이상, 80% 이상, 90% 이상, 또는 95% 이상 생성시킬 수 있어, 합금의 강도를 효율적으로 강화시킬 수 있다.
이에 한정되는 것은 아니나, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법은 단계 iii)는 400℃ 내지 500℃에서 15분 내지 720분 동안 구리-니켈-규소 합금을 열처리하는 것이 합금의 강도 강화에 적합할 수 있다.
또 다른 측면에 따르면, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에 의해 제조된 구리-니켈-규소 합금이 제공된다.
이에 한정되는 것은 아니나, 본 발명에 의해 제조된 구리-니켈-규소 합금의 경도는 250Hv 내지 350Hv일 수 있다.
이하, 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명에 의한 금속 및 이의 제조 방법에 대해서 구체적으로 설명한다.
실시예
이하에서는 본 발명의 구체적인 실시예 및 비교예, 이들의 특성 평가 결과를 통해서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기로 한다.
실시예 1
0.5 mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 동안 초기 열처리하였다. 그 후 순동의 균일 변형 가공이 가능한 10% 또는 20% 가공율로 냉간가공하고 300℃ 온도에서 1분 동안 열처리하였다.
인장시험은 ASTM E8M 규격에 따라 1 mm/min 속도로 수행되었다.
그 결과를 도 2 내지 도 3c에 나타내었다.
도 2는 0.5mm 두께의 순동판을 균일 변형 후 열처리한 후의 응력-변위 관계를 나타낸 그래프이다.
즉, 도 2는 0.5 mm 두께의 순동을 초기 열처리한 시편과 초기 열처리 후 10% 또는 20% 냉간가공 후 300℃에서 1분 동안 열처리 후 측정한 인장강도를 나타낸다. 균일 변형가공 후 열처리 시 일반 열처리 시편보다 높은 강도를 얻을 수 있고, 특히 본 실시예에서 20% 균일 변형 가공 후 열처리된 시편은 인장강도가 크게 향상된 것으로 나타났다.
도 3a는 0.5mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 3b는 도 3a의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이고, 도 3c는 도 3b의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이다.
도 3a에 나타난 바와 같이, 초기 열처리된 시편은 내부에 전위가 거의 존재하지 않는 것으로 나타났다. 또한, 도 3b에 나타난 바와 같이, 도 3b의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후에는 조직 전역에 전위가 균일하게 분포되어 있는 것으로 관찰되었다. 나아가, 도 3c에 나타난 바와 같이, 도 3b의 20% 냉간가공된 순동을 최종 300℃에서 1분 열처리한 후에는 균일한 전위들 끝단에 결정립계가 위치하는 형태의 조직이 관찰되었다.
실시예 2
실시예 1과 비교하여 순동의 두께를 0.05 mm 에서 2 mm로 변경한 것을 제외하고, 동일한 조건을 제조하여 인장시험을 실시하였다.
즉, 2 mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 동안 초기 열처리 하였다. 그 후 순동의 균일 변형 가공이 가능한 10% 또는 20% 가공율로 냉간가공하고 300℃ 온도에서 1분 동안 열처리하였다.
인장시험은 ASTM E8M 규격에 따라 1 mm/min 속도로 수행되었다.
그 결과를 도 4 및 도 5에 나타내었다.
도 4는 2 mm 두께의 순동을 초기 열처리한 시편과 초기 열처리 후 10% 또는 20% 냉간가공 후 300℃에서 1분 동안 열처리 후 측정한 인장강도를 나타낸다. 도 4에 나타난 바와 같이, 균일 변형가공 후 열처리 시 일반 열처리 시편보다 높은 강도를 얻을 수 있다.
도 5의 (a)는 2mm 두께의 99.99% 순동을 500℃ 온도에서 1시간 초기 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (b)는 도 5의 (a)의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (c)는 도 5의 (b)의 부분 확대도이고, 도 5의 (d)는 도 5의 (b)의 20% 냉간가공된 순동을 300℃ 온도에서 1분 열처리한 후 촬영한 조직사진이고, 도 5의 (e)는 도 5의 (d)의 부분 확대도이다.
도 5의 (a)에 나타난 바와 같이, 초기 열처리된 시편은 내부에 전위가 거의 존재하지 않는 것으로 나타났다. 또한, 도 5의 (b)에 나타난 바와 같이, 도 5의 (b)의 초기 열처리된 순동을 20% 냉간가공한 후에는 조직 전역에 전위가 균일하게 분포되어 있는 것으로 관찰되었다. 나아가, 도 5의 (d) 및 (e)에 나타난 바와 같이, 도 5의 (b)의 20% 냉간가공된 순동을 최종 300℃에서 1분 열처리한 후에는 균일한 전위들 끝단에 결정립계가 위치하는 형태의 조직이 관찰되었다.
도 4 및 도 5에 나타난 바와 같이, 두께 2mm의 순동 시편을 0.5 mm 두께 시편과 동일하게 실험한 결과, 최종 열처리 후 결정립계에 전위 끝단이 위치하는 조직을 나타낸 시편이 초기 열처리된 시편보다 높은 인장강도를 나타내었다.
도 6은 다양한 동합금의 강도 및 전도도를 나타낸 그래프이다. 구리합금의 전기전도도 및 강도는 트레이드-오프인 서로 양립되는 특성을 가진다. 강도를 증가시키게 되면 전기전도도가 감소하고, 전기전도도를 향상시키게 되면 미세조직 변화에 따라 강도가 저하되는 문제점이 발생된다. 동합금의 기계적 특성 및 전도도를 동시에 증가시키기 위해서는 적절한 가공도, 열처리 조건, 첨가 원소가 중요하다.
실시예 3
질량% Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금은 99.99%Cu, 99.9%Si 및 99.9%Ni를 사용한 유도 용해로 제조되었다. 잉곳을 20mm 길이의 막대 형태로 절단 한 후 단면적이 75% 감소하도록 스웨이징했다. 그 후 워터 퀀칭 후 1시간 동안 980℃에서 용체화 처리하고, 5분에서 12시간까지 다양한 시간 동안 400℃ 내지 500℃서 열처리하여 충분한 DP의 미세 구조를 얻었다.
선택된 일부 시료는 0.95 및 균일 소성 변형률의 2배로 그루브 롤링에 의해 열처리 전 소성 변형되었다. 상기 변형률은 진변형에 대한 면적 감소인 ln(A0/A)에 의해 주어진다. 여기서 A0은 초기 영역이고 A는 변형 후 영역이다.
Vickers 경도는 100g 로드가 있는 경도 시험 기계(모델: HM-200 Mitutoyo)와 10개 이상의 indentation으로부터 평균 경도 값을 사용하여 측정되었다. 현미경 관측을 위해, 광학 현미경(OM)(모델: Olympus GX51), 스캐닝 전자현미경(SEM)(모델: JEOLIT300), field-emission-SEM(FESEM)(모델: JEOL JSM7001F)이 사용되었다. 각 시료는 냉간 장착되고 기계적으로 연마되었으며 40% 인산 용액에 OM 및 SEM 관측용 2초 동안 및 SEM 관측용 20~30초 동안 전기 식각되었다.
이하, 결과를 도면을 참조하면서 설명한다.
인장시험에 의해 Stress-Strain 커브를 구하면, 1/σ(dσ/dε)식에 의해 모든 합금의 균일 변형 한계를 지정할 수 있다. 도 7은 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 응력-변형 그래프 및 1/σ(dσ/dε)을 나타낸 그래프이다.
결과는 Cu-6Ni-1.42Si 합금이 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금보다 강하다는 것을 보여준다. 두 번째 원소인 니켈(Ni)의 함량이 높을수록 합금의 강도가 증가하지만, 두 합금의 Ni와 Si의 함량은 평형 용해도에 가깝거나 초과했다. 각 합금의 균일한 변형 한계를 식별하기 위해 실제 응력-변형 곡선은 공학적 응력-변형 데이터로부터 도해되며, 삽입물의 표준화된 작업 강화율(1/σ)(dσ/dε)도 표시된다.
980℃에서 1시간 동안 용체화 처리한 Cu-4.75Ni-1.13Si, Cu-6Ni-1.42Si 합금의 Stress-strain curve와 1/σ(dσ/dε) 커브의 계산에 의해 균일 변형 한계는 합금 조성 및 열처리 조건에 따라 달라진다.
Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 단면적 감소율은 0.22이고, Cu-6Ni-1.42Si 합금의 단면적 감소율은 0.18이 된다.
불연속 석출 과정에 변형 중에 형성되는 결함(전위 및 전단 밴드)의 영향을 제거하기 위해, 봉상 압연 가공에 의한 변형량을 제어했다. 적용된 두 가지 특정 변형율 값은 0.95εu 및 2εu이며, 각 변형율은 넥킹에서 균일한 변형 한계(εu)에 가깝거나 실질적으로 초과되었다. 로드형 시료의 면적감소율(A0/A)은 실온에서 균일한 진변형율(0.95εu 및 2εu)을 만족시키기 위해 봉상 압연 가공에 의해 활용되었다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 의한 구리-니켈-규소 합금의 제조방법을 개략적으로 나타낸 도면이다. Cu-4.75Ni-1.13Si 합금 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 넥킹 포인트(Necking point), 0.95εu 및 2εu 의 단면적 감소율을 하기 표 1과 같이 나타내었다. 소성 변형 중에 넥킹 발생 직전 균일한 변형 한도까지 전위 생성 및 이동이 수반된다는 사실이 확인되었다. 넥킹 포인트를 넘어, 대조적으로, 전단 밴드는 소성 변형 프로세스에 참여하기 시작한다. 전위 및 전단 띠 모두 이종 핵분열을 위한 현장 및 절대 확산 경로 역할을 할 수 있으며, 이는 석출 과정을 촉진하는 경향이 있다.
도 9는 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 용체화 처리 조직, 용체화 처리 후, 열처리 전 균일 변형 한계 이하 또는 이상 가공하였을 때의 합금의 가공 조직을 나타낸 도면이다.
Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 진변형률의 95%(균일 변형 한계 이하) 및 200%(균일변형 한계 이상)로 가공 시, 전위에 의한 슬립밴드 및 전단밴드(shear band)가 전혀 관찰되지 않았다.
Cu-6Ni-1.42Si 합금의 진변형률의 95%(균일 변형 한계 이하)로 가공 시, 전위에 의한 슬립밴드(slip band)만 관찰되고, 진변형률의 200%(균일 변형 한계 이상)로 가공 시, 전위에 의한 슬립밴드 및 전단밴드(shear band)가 관찰되었다.
도 10 및 도 11은 각각 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다. 열처리 전 진변형률의 95%(균일 변형 한계 이하)로 가공 시, 450℃에서 60분 및 360분 동안 열처리한 가공 조직에서 불연속 석출이 관찰되었다. 열처리 전 진변형률의 95%(균일 변형 한계 이하)로 가공 시, 500℃에서 30분 및 60분 동안 열처리한 가공 조직에서 불연속 석출이 관찰되었다.
도 11에 따르면, 450℃ 보다 500℃에서 불연속 석출물이 나타나는 시간이 훨씬 짧았다.
도 12는 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일 변형 및 불균일 변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다. Cu-4.75Ni-1.13Si 합금은 열처리 전 가공 시, 가공도의 증가에 따라 불연속 석출물이 증가한다. 도 12에 따르면, 450℃ 보다 500℃에서 불연속 석출물이 나타나는 시간이 훨씬 짧았으며, 불균일 가공, 균일 가공, 무가공 순서로 불연속 석출물이 나타나는 시간이 짧고, 가속화된 것을 확인할 수 있다. 따라서, 석출가속화와 강도저하의 적절한 조건으로 열처리 조건을 실시하여야 한다.
도 13은 Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일변형 및 불균일변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다. Cu-4.75Ni-1.13Si 합금의 열처리 전 균일 변형은 열처리 전 가공이 없거나, 열처리 전 불균일 가공에 비해 높은 경도를 나타낸다. 따라서, 상기 구리-니켈-규소 합금의 제조방법에서 Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 이하로 가공하여 강도를 증가시킬 수 있다.
도 13에 따르면, 500℃에서 높은 280~300Hv의 높은 경도에 달성하는 열처리 시간이 450℃에 비해 매우 짧았다. Cu-4.75Ni-1.13Si 합금에서는 열처리 전 사전 변형량이 증가함에 따라 피크 경도에 도달하는 시간이 단축되는 경향이 관찰되었다. 결함의 밀도(전위 및 전단 밴드)가 증가하면 석출 프로세스가 가속된다. 상기 결과는 소성 변형과 관련된 결함의 특성에 관계없이 사전 변형은 불연속 석출 공정을 향상시킨다는 것을 나타낸다. 따라서, 구리-니켈-규소 합금에서 니켈 및 규소의 함량의 합계가 임계중량인 5.88질량% 이하에서는 불연속 석출물의 생성을 위한 열처리 시, 균일변형 한계 이상으로 가공한 후 열처리를 하면 불연속 석출이 가속화되는 것으로 나타났다.
도 14 및 도 15는 각각 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 전 가공이 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다. 열처리 전 진변형률의 95%(균일 변형 한계 이하)로 가공 시, 450℃에서 30분 및 60분 동안 열처리 처리한 가공 조직에서 불연속 석출이 관찰되었다. 열처리 전 진변형률의 0% 내지 95%(균일 변형 한계 이하)로 가공 시, 500℃에서 30분 동안 열처리한 가공 조직에서 불연속 석출이 관찰되었다.
도 16은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 열처리 전 균일변형 및 불균일변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 불연속석출물의 분율의 변화를 나타낸 그래프이다. Cu-6Ni-1.42Si 합금은 열처리 전 균일 변형 가공 시, 변형하지 않거나 불균일 변형을 한 합금보다 불연속 석출을 가속화한다. Cu-6Ni-1.43Si 합금의 불연속 석출 역동학(kinetics)이 2εu 보다 0.95εu의 사전 변형 값에 대해 더 컸음을 나타낸다. 따라서, 전위의 '경미한' 결함이 전위와 전단 띠의 '심각한' 결함보다 불연속 석출 공정을 가속화하는 데 더 효과적일 수 있다. 열처리 전 2εu 변형 전 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 미세 구조도 초기 열처리 단계에서 불연속 석출 프로세스가 크게 향상되고, 추가 열처리로 인해 속도가 느려진다는 것을 보여준다.
도 17은 Cu-6Ni-1.42Si 합금의 450℃ 및 500℃에서의 열처리 시, 열처리 전 균일변형 및 불균일변형 유무에 따른 열처리 시간에 대한 비커스 경도의 변화를 나타낸 그래프이다. 도 17에 따르면, 500℃에서 높은 280~310Hv의 높은 경도에 달성하는 열처리 시간이 450℃와 유사했다.
도 16 및 도 17에 따르면, 구리-니켈-규소 합금에서 니켈 및 규소의 함량의 합계가 임계중량인 5.88질량% 초과에서는 불연속 석출물의 생성을 위한 열처리 시, 균일변형 한계 이하로 가공한 후 열처리를 하면 불연속 석출이 가속화되는 것으로 나타났다.
도 18은 균일 변형 한계 이상으로 가공된 Cu-6Ni-1.42Si 합금을 450℃에서 30분 및 60분 동안 열처리한 가공 조직의 변화에 미치는 영향을 나타낸 도면이다. 도 18에 따르면, 균일 변형 한계 이상으로 가공하는 불균일 가공을 거친 Cu-6Ni-1.42Si 합금을 450℃에서 30분 및 60분 동안 열처리하였을 때, 불연속 석출물을 억제하는 전단밴드(shear band)가 생성된다. 이러한 불균일 가공에 의해 생성된 전단밴드는 석출 핵생성 사이트(site)로 작용하여, 석출을 가속화시키는 역할도 하고, 불연속 석출의 진행방향을 막아서 불연속 석출을 방해하는 역할을 한다.
상기와 같이 열처리 중 불연속 석출 거동(behavior)에 대한 사전 변형 효과를 설명하기 위해 변형이 없는 Cu-4.75Ni-1.13Si 및 Cu-6Ni-1.42Si 합금을 1시간 동안 980℃에서 처리한 다음 450℃ 및 500℃에서 연속적으로 처리했다. 이전의 열처리 전 변형은 각 합금의 균일한 변형률 한계의 0.95배 및 2배 적용되었다.
불연속 석출물 생성에 따라 두 합금의 경도가 크게 감소한다. 구리 기지에서의 불연속 석출물 형성이 빠르기 때문에 피크 경도는 사전 변형률 증가로 인해 짧아진다. 그러나, Cu-6Ni-1.42Si 합금의 균일한 변형 한계보다 낮은 변형률의 열처리 전 변형(prior deformation)은 균일한 변형 한계 이상의 변형률로 변형된 동일한 합금보다 빠른 불연속 석출물 형성을 유도한다.
사전 변형이 열처리 전 균일한 변형 한계(0.95εu)보다 낮은 합금은 심각한 이전 소성 변형(2εu)보다 훨씬 높은 불연속 석출 비율을 나타낸다. 전단 밴드는 불연속 석출을 촉진하거나 불연속 석출을 억제하는 두 가지 배타적인 역할을 수행할 수 있다. 그러나, 전위는 용질의 움직임을 향상시키고, 불연속 석출을 형성하기 위한 빠른 확산 경로로 작용한다.
열처리 전 사전 변형에서 발생한 전위 및 전단띠를 포함한 결함이 Cu 매트릭스에서 용질의 확산의 활성화의 원인이 된다고 가정하는 것이 논리적이다. 전단 띠는 매우 효과적인 확산 경로로 작용하며 관련 손상된(broken) 결함 때문에 불안정하다는 것이 일반적으로 받아들여졌다. 일반적으로 받아들여지는 개념과는 달리, 열처리 전에 변형률 0.95εu 로 사전 변형된 합금은 넥킹 포인트를 넘어 심한 사전 변형을 가진 합금보다 높은 불연속 석출 비율을 보였다. 현재의 결과는 전단띠가 불연속 석출을 촉진하거나 방해할 수 있다는 것을 암시한다. 그러나, 전위는 불연속 석출을 촉진하기 위해 용질의 이동을 위한 빠른 확산 경로로만 작용할 수 있다. 본원은 Cu-Ni-Si 합금의 강도를 강화하기 위한 불연속 석출의 균질한 구조를 얻기 위해 불연속 석출 공정을 가속화하기 위해 활용될 수 있다.
이상, 본 발명의 일 실시예에 대하여 설명하였으나, 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면, 특허청구범위에 기재된 본 발명의 사상으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서, 구성 요소의 부가, 변경, 삭제 또는 추가 등에 의해 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있을 것이며, 이 또한 본 발명의 권리 범위 내에 포함된다고 할 것이다.
Claims (25)
- i) 금속에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및
ii) 단계 i)의 금속을 열처리(heat treatment)하는 단계:를 포함하고,
단계 i)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하고,
상기 금속은 순동 또는 금속 전체 질량에 대해 91 질량% 이상의 구리(Cu)를 포함하는 구리 합금인, 금속의 강도 강화방법.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위 - 제1항에 있어서,
단계 i)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형인, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
단계 i)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것인, 금속의 강도 강화방법. - 제3항에 있어서,
결정립계에 상기 전위 끝단이 접촉되는 것인, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
단계 i)에서 균일변형 응력의 한계까지 소성변형 가공하는, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
단계 ii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 하는, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
상기 금속은 인장시험 시 균일 변형 가공 한계가 존재하는 것을 특징으로 하는, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
상기 단계 i) 이전에 초기 열처리하는 단계를 더 포함하는, 금속의 강도 강화방법. - 제1항에 있어서,
단계 i) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것인, 금속의 강도 강화방법. - 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 금속의 강도 강화방법으로 제조되어,
결정립계에 전위 끝단이 접촉되는, 강도가 강화된 금속. - i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계;
ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation)을 부가하는 단계; 및
iii) 단계 i)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계:를 포함하고,
단계 i)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하고,
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위
단계 i)의 합금은 니켈(Ni)과 규소(Si)의 합이 5.88 질량% 이하이고,
단계 ii)에서 균일변형 응력의 한계까지 소성변형 가공하여 합금의 강도를 강화하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제11항에 있어서,
단계 ii)에서 균일 변형은 금속에 가해지는 응력 대비 가공 경화가 큰 변형인, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제11항에 있어서,
단계 ii)에서 균일 변형은 전위(dislocation)가 형성되는 것인, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 삭제
- 제11항에 있어서,
단계 iii)에서 열처리는 강도가 증가하는 온도 및 시간으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제11항에 있어서,
단계 ii) 이전의 초기 열처리는 가공 시 응력이 감소하지 않거나 증가하는 것인, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제11항 내지 제13항, 제15항, 및 제16항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된, 구리-니켈-규소 합금.
- i) 합금 전체 질량에 대해서 2 내지 7 질량%의 니켈(Ni); 0.45 내지 2 질량%의 규소(Si); 및 구리(Cu)와 불가피한 불순물의 잔부;를 포함하는, 구리-니켈-규소(Cu-Ni-Si) 합금을 준비하는 단계;
ii) 상기 구리-니켈-규소 합금에 균일 변형(uniform deformation) 이하 또는 이상으로 가공하는 단계; 및
iii) 단계 i)의 구리-니켈-규소 합금을 열처리(heat treatment)하는 단계:를 포함하고,
단계 ii)의 균일 변형은 하기 수학식 1을 만족하고,
상기 ii) 단계는 니켈 및 규소의 함량의 합계에 따라 열처리 전 균일변형 이하 또는 이상으로 가공 조건을 설정하는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법.
[수학식 1]
σ: 진응력 ε: 진변위 - 제18항에 있어서,
Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 이하일 경우, 단계 ii)에서 열처리전 균일변형 이상으로 가공하여 불연속 석출을 가속화하는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제19항에 있어서,
불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시키는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제19항에 있어서,
단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 이하로 가공하여 강도를 증가시키는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제18항에 있어서,
Ni 및 Si의 함량의 합계가 5.88 질량% 초과일 경우, 단계 ii)에서 열처리 전 균일 변형 이하로 가공하여 불연속 석출을 가속화하는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제22항에 있어서,
불연속 석출영역을 50% 이상의 면적비로 생성시키는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제18항에 있어서,
단계 iii)는 400℃ 내지 500℃에서 15분 내지 720분 동안 구리-니켈-규소 합금을 열처리하는 것을 특징으로 하는, 구리-니켈-규소 합금의 제조방법. - 제19항 내지 제24항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 구리-니켈-규소 합금.
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
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| PE0902 | Notice of grounds for rejection |
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