KR19990022720A - 미가공된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금 및 동일한 것을 형성하는 방법에 관한 것이다. 상기 구리-니켈-주석 스파이노달 합금은 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출의 사실상의 부재, 인장 시험동안의 연성 약화 특징, 높은 강도, 뛰어난 마모 및 부식 저항력, 높은 베어링 특성을 가지며 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리 함유량으로 이루어진다. 상기 스파이노달 합금을 형성하는 방법으로써, 작은 등축의 크리스털로 구성된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 빌릿, 중공 빌릿, 또는 로드가 용체성 열 처리 및 시효 단계를 거쳐서 스파이노달 분해형 상 변형을 일으키게 된다. 본 발명에 따르면, 강하며 연성의 물질을 얻기 위해서 상기 캐스트 로드, 빌릿 또는 캐스팅을 스파이노달 분해 열처리과정전에 가공처리할 필요가 없게 됨으로써 미가공의 구리-니켈-주석 스파이노달 합금 이상의 다른 물질로부터 제조된 다양한 구성부의 제조에서 상기 미가공된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금의 사용을 가능하게 한다.
Description
상기 구리-니켈-주석 스파이노달 합금은 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출의 사실상의 부재라는 특징을 가진다. 상기 기호 γ' 는 상승된 백분율의 니켈 및 주석을 가진 선행 기술에서 언급된 바 있는 준안정의 응집성 불연속 석출을 의미한다. 안정적이며 응집되지 않는 상승된 백분율의 니켈 및 주석 석출을 나타내며 연화를 일으키기보다는 강도를 더하는 γ는 수퍼스크립트(')가 붙은 γ'와는 구별이 된다.
가능한 얇고 결정 크기가 작은 결정 입계를 가지는 것이 모든 캐스팅 및 금속 가공 작업에 이롭다는 것은 익히 알려진 사실이다. 이러한 이유로, 연속적인 캐스트 구리 합금 로드 및 튜브에 그러한 정교한 결정 구조를 용이하게 얻기 위한 소정의 배열방식의 준비가 바람직하다고 여기고 있다. 그러한 로드 및 튜브는 연속적인 냉각 드로잉 방식이나 가공에 만족스럽게 적용이 되거나 다른 미가공된 재료보다 더욱 좋은 특성을 보여준다. 그래서, 미국 특허 번호 제 4,315,538호에는 연속 캐스트 금속에서 정교한 입자 크기를 보여주는 방법 및 장치가 개시된다. 이 방법에서는 액체 합금 물질의 저장고에 완전히 잠긴 연속적인 캐스팅 다이의 사용 및 그렇게 배열된 다이내에 피드 개구부의 사용으로 인해서 그 다이내에 위치한 액체 금속이 액체 및 고형의 합금 물질사이의 인터페이스 구역에서 대체로 사이클론 동작을 전달하는 방식을 보여준다. 이러한 사이클론 동작은 상기 다이의 내부 측벽의 근접한 부분으로부터 상기 합금 물질에서 1차적인 덴드라이트의 전단응력을 야기하며 상기 인터페이스 구역을 지나 그러한 덴드라이트를 분배하여서 핵을 등축의 크리스털에 공급하여서 상기 인터페이스 구역에서 강한 방향성 응고를 발생시키는 상당한 크기를 가진 상기 합금 물질내의 열 변화도의 형성을 방지한다.
미국 특허번호 제 5,279,353호는 동일한 형태를 가진 연속적인 캐스팅 장치이나 원형의 로드, 빌릿, 또는 비원형의 로드 및 빌릿과 같은 다른 캐스트 형태에서뿐만 아니라, 0.5 인치 이상의 벽 두께를 가진 튜브에서 정교한 결정 구조를 형성할 수 있는 보다 향상된 능력을 가진 다이 구조에 관한 것이다. 20μm 이상의, 가능한 40μm보다 크나 실제로는 다른 수단에 의해 캐스트된 형태보다 작은 캐스트 형태의 결정 크기를 측정하였다.
또한 상기 미국 특허번호 제 5,279,353호에서 개시된 그러한 연속적인 캐스트 방법에 따라서 구리 금속성 합금 생성을 위한 별도의 잇점을 찾을 수 있게 되었는데, 상기 금속성 합금은 작은 등축의 크리스털로 구성되며, 스파이노달 분해형의 상 변형을 요구하는 구리 합금의 생성으로 인해 원하는 물리적 특성을 가질 수 있게 된다.
다구성성분 합금 시스템내에서 스파이노달 분해형의 상 변형에 대한 내용이 1974년 4월 23일자로 특허허여된 미국 특허번호 제 3,806,336 호, 1976년 5월 4일자로 특허허여된 미국 특허번호 제 3,954,519 호, 및 1979년 10월 23일자로 특허허여된 미국 특허번호 제 4,171,978 호에 개시된다. 이들 특허에 개시된 바와 같이, 소정의 이성분 및 다른 금속물이 상기 시스템의 합성과 관련하여 화학적 자유 에너지의 이차적인 유도체의 소멸 위치로써 열역학적으로 정의되는 준안정성의 한계 또는 스파이노달을 합성 다이아그램내에 가진다. 합금내의 동종의 단일 상 구조로 이루어진 고온의 합성물이 저온도의 범위내의 상기 스파이노달내에 유입됐을 때, 이는 분리된 형태의 두 개의 상구조로 변형이 되며, 이러한 상분리는 스파이노달 분해라고 말한다. 그렇게 분해된 합금은 수백 개의 옹스트롬의 순서에서 일반적으로 주기적인 미세구조를 가지며 합성 변화된 두 개의 동형구조의 상으로 구성되는 데, 이들 중 하나의 상은 매트릭스 형태를 가진 다른 하나의 상에 균일하게 분포된 정교한 결정 입계의 형태를 가진다.
스파이노달 변형을 필요로 하는 합금은 전체 합금을 통하여 동종의 합성물을 가져야만 한다는 것은 알려진 사실이다. 그러한 동종의 물질내에서, 열처리에 의해 상기 합금을 포함하는 용해된 금속의 원자 농도상의 변화를 발생하는 것이 가능하다. 그러한 변화, 즉 스파이노달 분해는 상기 합금에 새로운 물리적 특성을 전달하여 준다.
당해 기술분야에 숙련된 자는 용해된 소자의 미소편석이 스파이노달 열 처리에 대해 영역 표시형태의 다양한 응답을 가져온다는 것을 알고 있다. 전형적으로, 연속적인 캐스트 빌릿 또는 다른 캐스팅은 덴드라이트 셀내에서 코어링(coring) 또는 미소편석뿐만 아니라 상당한 역 분리를 항상 보여주었다. 그러한 빌릿 또는 캐스팅은 스파이노달 처리에 적합하도록 하기 위해서는, 과거에는 금속 구성부가 가공처리되어서 상기 물질은 니딩(kneading)하여 미소편석을 감소시켜서 2차적인 상호 수지상(dendrite)으로 거리를 구조적으로 줄이곤 하였다. 일반적으로 그러한 가공 처리는 황단면 영역 크기를 40 내지 30%정도 감소시키는 롤링, 드로잉, 또는 필거링(pilgering)을 포함한다. 그러나, 매우 넓은 범위의 냉각 가공이 실행되어서 횡단면 영역의 40 내지 90% 감소를 가져올 때는, 이는 많은 응용분야에서 사용될 수 있을 만큼의 많은 합금을 생성하기에는 매우 비싸거나 불가능한 면이 있다.
또한 가공 처리는 넓은 냉각 범위를 가지는 합금에 의해 보여지는 상당한 역 분리현상을 극복할 수가 없다. 이러한 합금이 넓은 냉각 범위를 가지는 이유로, 그 합금의 본체내의 소정 거리를 지난 용질 소자의 농도 유동이 너무 커서 용질 열 처리에 의해 효과적으로 제거될 수가 없어서, 결과적으로 이들 합금은 스파이노달(spinodally)하게 분해될 수가 없게 될 것이다. 더욱이, 이들 합금은 불연속 결정 입계를 통해서 다른 연화성의 준안정성 상을 형성할 수가 있다.
구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 제조하는 본 발명의 방법과 결합하여서 빌릿, 로드 또는 튜브를 형성하는 본 발명의 연속적인 캐스트 과정의 사용을 통해, 과거에 개시된 그러한 처리 과정에서 보여준 어려움이 모두 제거되며 특히 스파이노달 분해전에 금속 구성부에 가공 처리과정을 적용해야 하는 필요를 없앨 수 있게 된다. 본 발명의 연속적인 캐스트 처리과정에 따라서 제조된 로드 또는 튜브의 잇점은 다음의 특성을 가진다: (1) 표면부로부터 중심부까지 균일한 용질 분포; 및 (2) 상당히 감소된 2차적 상호 수지상 암 간격. 이들 모두는 종래 수단에 의해서는 이루어질 수가 없다. 본 발명에 의한 처리방식에 따라 형성된 크리스털의 상기 2차적 상호 수지상 암 간격은 다른 물질에 대해서 단지 1/10 미만이 된다. 결과적으로, 상기 동종의 합금내의 용질소자의 농도의 변화는 최소화되어서 보다 많은 양의 합금의 스파이노달 변형을 가능케 하며 동시에 연성 및 인성상에 악영향을 미치는 바람직하지 않은 준안정정 상의 석출을 피할 수 있게 된다. 더욱이, 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성하기 위해 개시된 본 발명의 방법을 통해 얻어진 스파이노달 합금은 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출의 사실상의 부재라는 특징을 가진다. 이로써, 미가공 상태에서 열 처리되어서 높은 강도 및 연성을 가져서, 다른 물질사이에서, 저널 베어링, 마모 플레이트, 성형 플레이트 및 그라비어(gravure) 인쇄 롤을 구비하는 다양한 구성요소의 생성에 적합한 3/8 인치 이상의 횡단면을 가지는 로드를 생성하게 된다. 미국 특허번호 제 5,279,353호가 본 발명과 관련하여 배경기술 설명 부분에서 참조문헌으로써 인용되었다.
본 발명은 미가공된 연속적인 캐스트 구리(Cu)-니켈(Ni)-주석(Sn) 스파이노달(spinodal) 합금에 관한 것으로서, 특히, 스파이노달 열 처리전에 빌릿(billet)이나 로드(rod)를 미가공 처리하는 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금에 관한 것이다.
본 발명은 소정 구성부에 대해 물리적인 형태 및 그 구성부에 대한 배열방식을 취하여서 본 발명의 바람직한 실시예는 본 발명의 상세한 설명에서 구체적으로 개시되며 그 설명부분의 일부를 형성하는 다음의 도면을 통하여서 도시된다:
도 1은 본 발명에서 보여주는 일반적인 환경에 대한 이해를 위해서 금속 로드 및 튜브 소자의 연속적인 캐스팅시에 사용되는 전형적인 설비장치의 부분 횡단면도를 보여주는 개략도.
도 2는 본 발명의 실행하는 데 이용되는 다이 및 다이 피드 슬롯을 도시한 도 1의 라인 2-2를 따라 절개된 부분 횡단면도.
도 3은 상부에서 바라본 상기 다이에 대한 도면.
도 4는 다이 캡의 프레스를 도시하기 위해 도 2의 라인 4-4를 따라 절개된 부분 횡단면도.
도 5a 내지 5c는 도 3의 라인 5-5를 따라 절개된 상기 다이 캡 내의 슬롯의 위치에 대한 여러 가지 다양한 형성방식을 보인 단면도.
도 6a 및 6b는 도 4의 라인 6-6을 따라 절개된 상기 다이 캡 내의 슬롯의 위치에 대한 여러 가지 다양한 형성방식을 보인 단면도.
도 7a 내지 7d는 정교한 결정 구조의 형성을 위한 최적의 조건을 제공하기 위해 상기 다이 캡의 설계를 계산하는 데 이용되는 다양한 각 및 크기를 도시한 도면.
도 8은 구리-니켈-주석 합금의 백색의 안정적인 γ 석출 및 결정 입계를 도시한 SEM 포토 도면.
도 9는 구리-니켈-주석 합금의 백색의 안정적인 γ 석출 및 결정 입계를 도시한 SEM 포토 도면.
도 10은 γ 지수 대 (T-t) 지수의 플롯도.
도 11은 경도 지수 및 연성 지수 대 γ 지수의 플롯도.
도 12는 전형적인 그라비어 인쇄 롤을 도시한 도면.
도 13은 전형적인 그라비어 인쇄 롤을 도시한 횡단면도.
도 14는 수냉식의 성형 플레이트를 도시한 횡단면도.
도 15는 전형적인 저널 베어링을 도시한 도면.
도 16은 전형적인 저널 베어링을 도시한 횡단면도.
본 발명의 목적은 소형의 등축 크리스털을 형성하기 위해 연속적인 캐스트방식으로 형성되며 다양한 열 및 시효 처리를 하여 가공 처리과정에 대한 필요를 가지지 않은 채 스파이노달 분해형의 상 변형을 가져올 수 있는 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 제공하는 데 있다.
본 발명의 제 1 양상에 따르면, 미가공처리된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금은 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리 함유량으로 이루어진다. 이러한 합금은 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출의 사실상의 부재 및 인장 테스트중에 연성 분열이라는 특징을 가진다.
본 발명의 제 2 양상에 따르면, 미가공처리된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성하는 방법이 개시된다. 상기 구리-니켈-주석 합금은 소형의 등축 크리스털을 형성하기 위하여 연속적인 캐스트 방식을 가진다. 상기 합금은 소정 시간동안 소정의 최적 온도에서 용체화 열 처리되어서 그 합금의 매트릭스를 단일 상으로 변형시켜서 즉시 냉각수로 냉각되어진다. 그런 다음, 그 결과 얻어진 합금은 소정의 최적 온도에서 소정 시간동안 스파이노달 분해 (시효) 열 처리되어서 다시 냉각수로 즉시 냉각되어진다.
본 발명의 제 3 양상에 따르면, 미가공처리된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성시에 사용되는 열처리에 대한 최적 온도 및 시간을 결정하는 방법이 개시된다. 소형의 등축 크리스털을 가진 미가공처리된 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금이 제공된다. 상기 합금의 제 1 샘플은 제 1차 용체화 열 처리되어서 바람직하게 냉각수에 즉시 냉각되어진다. 그런 다음, 상기 제 1 합금 샘플은 제 1차 스파이노달 분해 열 처리되어 냉각수와 같은 수성 매체로 즉시 냉각되어지는 단계를 가진다. 상기 합금의 제 2 샘플은 제 2차 용체화 열 처리되어서 바람직하게 냉각수에 즉시 냉각되어지는 단계를 가진다. 그런 다음, 상기 제 2 합금 샘플은 제 2차 스파이노달 분해 열 처리되어 냉각수와 같은 수성 매체로 즉시 냉각되어지는 단계를 가진다. 상기 두 개의 스파이노달 합금 샘플은 금속조직학적으로 실험되어서 용체화 열 처리 및 스파이노달 분해 열처리 모두를 포함하는 최적의 열처리를 위해 최적 온도 및 그에 상응하는 시간을 결정한다. 상기 최적의 열 처리를 통해서 최적의 경도 및 연성을 가지는 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 생성할 수 있게 된다.
본 발명의 잇점은 수지상 셀내에 미소편석을 줄이기 위한 가공 처리과정없이 생성될 수 있는 강도 및 연성을 모두 가지는 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 다른 잇점은 표면부로부터 중심부까지 균일한 용질 분포를 가지며 가공처리과정없이 스파이노달 분해 처리를 할 수 있는 연속적인 캐스트 빌릿 또는 로드를 제조하는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 전형적인 연속적인 캐스트 물질보다 1/10 미만의 2차적인 상호수지상 암 간격을 가지며 가공처리과정없이 스파이노달 분해 처리를 할 수 있는 연속적인 캐스트 빌릿 또는 로드를 제조하는 데 있다.
본 발명의 다른 잇점은 단순하면서도 경제적으로 생성되는 미가공처리된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 최적의 구조적 특성을 가지고서 생성될 수 있는 미가공 처리된 연속성의 캐스트 방식의 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출이 기본적으로 형성되지 않는 미가공 처리된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 높은 강도 및 연성을 생성할 수 있는 미가공처리 상태에서 열처리될 수 있으며 로드에 대해서는 3/8 인치 이상의 횡단면을 가지며 빌릿에 대해서는 16 인치의 횡단면을 가지는 무거운 물체를 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 인장 시험중에 있어서 분열발생전에 네킹(necking) 압력에 도달하여서 초과할 수 있는 미가공 처리된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 인장 시험중에 연질 분열 특성을 보여주는 미가공 처리된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 형성할 수 있다는 데 있다.
본 발명의 또 다른 잇점은 빌릿이 용광로내에 있어야만 하는 시간의 감소로 인해서 향상된 생산성 및 경제적 절약을 가져오게 하는 미가공 처리된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금의 열 처리를 위한 고온 형성에 있다.
본 발명의 다른 잇점은 상기 개시된 과정에 의해서 형성된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 이용하여서 단순하고 경제적으로 넓은 범위의 제품을 제조할 수 있다는 데 있다. 그러한 제품은 다른 물건사이에서 베어링, 기어, 및 항공기 랜딩 기어 베어링, 스탬핑 프레스 마모 플레이트 및 몰드와 같은 마모성 부품, 다이 캐스팅 또는 플라스틱 사출용 구성성분, 중장비용 베어링 및 유체 동력 전송 시스템 구성요소를 포함한다.
본 발명의 또 다른 이득 및 잇점은 다음의 상세한 설명의 이해를 통해서 당해 기술분야에 숙련된 자에게는 명백해질 것이다.
본 발명의 바람직한 실시예 및 다른 실시예를 도시하나 그러한 실시예에 제한되지 않은 도면을 참조하면, 도 1은 고형의 로드 소자 또는 스트랜드(C)의 연속적인 캐스팅을 위한 다이 및 냉각기 어셈블리 캡(B)을 구비한 연속적인 수직 캐스팅 장치(A)를 도시한다. 황동, 알루미늄, 브론즈 등을 포함하는 여러 가지 다양한 금속이 그러한 장치를 이용하여 캐스팅되지만, 본 발명에서는 고형의 로드 또는 튜브내에 구리-니켈-주석 합금 물질의 연속적인 캐스팅에 초점을 맞추기로 한다.
상기 구리-니켈-주석 합금은 불순물 및 소량의 첨가물을 제외하고는 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리로 이루어진다. 상기 소량의 첨가물은 붕소, 지르코늄, 철, 및 니오브를 포함하며 등축의 크리스털 형성을 향상시키며 또한 용체화 열처리동안에 매트릭스내에 니켈 및 주석의 확산률의 비유사성을 감소시킬 수 있다. 또 다른 소수의 첨가물은 상기 합금이 용융상태에 있을 때, 상기 합금에서 산소를 제거하는 마그네슘을 포함한다. 본 발명은 그러한 마그네슘의 첨가는 황이 그 합금내에 불순물로써 존재하든지 않하든지간에 궁극적인 특성을 상당히 향상시킬 수 있다는 점을 찾아내었다. 또한 다른 소자가 첨가될 수 있다. 전술한 구성소자의 약 0.3%만이 상기 구리-니켈-주석 합금내에 존재한다.
상기 연속적인 캐스팅 장치(A)는 본 발명의 개념을 이롭게 결합할 수 있는 다양한 형태의 구조를 가진 장치들을 포함할 수 있다. 그러한 장치중의 하나가 도 1에 개략적으로 도시되었으며 이 장치는 대체로 참조번호 14 및 16으로 지정된 상부 프레임 소자를 지지하는 한 쌍의 이격된 빔과 같은 베이스(10 및 12)를 포함한다. 대체로 참조번호 18로 지정된 플랫폼형의 배열부는 상기 구성부(10 및 12)에 의해 지지되며 이것 자체는 다이 및 냉각기 어셈블리(B) 부분을 지지한다. 상기 플랫폼형의 배열부(18)는 상기 다이 및 냉각기 어셈블리와 정렬되도록 적절한 개구부를 가져서 그 개구부를 통해서 튜브 또는 로드(C)의 통과를 허용하게 된다. 개방형 종단의 원통형 홀딩 용광로 슬리브(20)는 상기 프레임 소자(14 및 16)에 의해 지지되며 그 안에 대체로 컵형상의 도가니(22)를 수용한다. 상기 도가니(22)는 액상의 합금 저장고로써 기능하며 상기 다이 및 냉각기 어셈블리부(B)를 연장시키는 바닥벽부(24)를 포함한다. 상기 다이 및 냉각기 어셈블리상의 방사상 외측방향으로 연장된 플랜지(28)는 상기 바닥벽부(24)의 하면과 맞물려서 이들 구성부간의 편안한 위치 관계를 제공하여 준다.
참조번호 30으로 지정된 바닥 플레이트는 상기 홀딩 용광로 슬리브(20)의 바닥부와 아주 근접하여서 상기 다이 및 냉각기 어셈블리부에 의해 지지된다. 상기 바닥 플레이트는 교대로 사이 도가니의 최하부 단에 위치하며 상기 다이 및 냉각기 어셈블리부 근처에 위치한 참조번호 32로 지정되는 시멘트 물질에 대한 기저부를 제공한다. 또한 플레이트(30)는 상기 시멘트 물질(32) 및 상기 슬리브(20)의 내부벽사이에 위치한 내화 점토 물질(34)에 대한 기저부를 제공한다. 참조번호 36으로 지정된 내화 점토 벽돌은 플랫폼(18) 및 상기 바닥 플레이트(30)의 하부면사이에 적절하게 위치한다. 참조번호 38로 지정된 주입관은 상기 홀딩 용광로의 외부로부터 상기 도가니(22)까지의 용융 구리 합금 금속(40)의 주입을 용이하게 하며, 홀딩 용광로 리드(42)는 상기 슬리브(20)의 상부를 덮어서 상기 도가니를 실제로 둘러싸게 된다.
연속적인 캐스팅 동작동안에, 상기 튜브 또는 로드(C)는 상기 다이 및 냉각기 어셈블리(B)의 하부단으로부터 대체로 수직형태의 위치로 나타나게 된다. 본 발명이 특히 지향하는 이러한 형태의 캐스팅 처리과정에서, 적절한 핀치 롤(미도시)은 상기 다이 및 냉각기 어셈블리아래에 위치하여서 캐스팅됨에 따라 상기 다이로부터 상기 튜브 또는 로드를 빼내게 된다. 이러한 핀치 롤은 종래에도 있던 장치로써 이하에서 설명된 방식에서 상기 로드 또는 튜브(C)에 대하여 원하는 물리적 특성을 얻기 위한 상기 장치의 나머지 구성부의 동작을 조정하는 수단을 포함한다.
도 1에 도시된 캐스팅 장치(A)는 이하에서 포함되는 본 발명의 특별한 환경에 대한 이해를 돕기 위해 서로에 대해 상대적인 관계뿐만 아니라 다양한 구성요소의 일반적이거나 개략적인 도시를 포함한다. 특정 구조, 구성요소 등은 개개의 연속 캐스팅 장치사이에서 변화될 수 있으며 그러한 변화는 본 발명의 전반적인 범위 또는 내용에 어떠한 영향을 미치지 않는다. 더욱이, 장치 그 자체가 본 발명의 일부를 형성하지 않으며 그 동작이 당해 기술분야에 일반적으로 공지되었다는 사실을 볼 때, 더 이상의 상세한 설명은 본 발명의 충분한 이해를 가지는 당해 기술분야에 숙련된 자에게는 불필요하다고 간주되어진다.
이와 관련하여, 도 2는 캐스팅 중에 상기 다이 및 냉각기 어셈블리(B) 및 상기 연속성의 로드 또는 튜브(C)의 일부를 도시한 부분 횡단면도를 도시한다. 또한 상기 도가니 또는 저장고(22)와 상기 다이 및 냉각기 어셈블리와의 인터페이스 영역이 도시된다. 특히, 상기 캐스팅 다이는 일반적으로 참조번호 44로 지정된 다소 튜브라 셸형의 배열부로 구성된다. 이러한 셸형의 배열부는 그러한 다이와 공통으로 결합된 다양한 수의 물질로 구성될 수 있다. 본 발명의 바람직한 배열방식에서, 내부 표면부(46)는 참조번호 48로 지정된 다이 입구 단부 또는 영역 및 참조번호 50으로 지정된 상반되는 출구 단부 또는 영역사이의 원통형 다이 캐버티를 형성한다. 상기 내부 표면부가 다른 횡단면 구조를 가질 수 있으며 상기 로드 또는 튜브 자체에 대한 외부 벽 구조에 의존한다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
상기 셸(44)의 외부 벽(52)은 상부 단부에 대해 대체로 원통형의 구조를 가지며 방사상 외측으로 연장된 플랜지(54)를 구비한다. 도 2에 도시한 바와 같이, 상기 다이의 상부 단부는 플랜지(54)를 가진 상기 도가니의 바닥벽부(24)내의 개구부(56)를 통해 밀접하게 수용되어서 상기 도가니의 바닥벽부의 외측부와 맞물리게 된다. 상기 다이의 외벽부(58)는 상기 출구 단부(50)를 향하여 근접한 플랜지(54)로부터 내측으로 경사진 테이퍼 구조를 가지며 냉각기(62)의 테이퍼 내부벽(60)에 대해 밀접하게 수용되어진다.
상기 냉각기(62)는 연속적인 캐스팅 동작동안에 상기 다이 및 스트랜드를 냉각하기 위한 종래의 매니폴드 형태를 구비할 수 있다. 냉각제는 상기 다이 출구 단부(50)를 향하여 공간이 형성된 냉각제 입구 및 상기 상부 단부에 근접하여 공간이 형성된 냉각제 출구를 가진 매니폴드를 통해서 보통 순환된다.
본 발명에서는 만약 냉각기(62)의 높이가 다음의 범위내에 포함된다면 더 경제적인 생산율에서 바람직한 물질이 얻어질 수 있다는 사실을 찾아냈다:
1 ≤ h ≤ 30
여기서, h는 상기 냉각기의 인치로 나타내는 높이를 말하며, 1과 30은 인치 단위로 나타낸 상기 냉각기의 높이를 의미한다. 또한, 상기 캐스팅의 황단면의 크기는 바람직하게 다음의 범위내에 있어야 한다:
0 ≤ Φ ≤ 30
여기서, Φ는 상기 캐스팅의 인치로 나타내는 횡단면 크기의 범위를 말하며, 0과 30은 인치 단위로 나타낸 상기 캐스팅의 횡단면 크기의 범위를 의미한다.
가장 바람직한 방법에서는 경제적인 이유로 h = 1.5(Φ)이며 상업적인 사용에서는 변화하는 Φ 로의 표준화된 h의 넓은 적용을 위한 냉각기(62)를 채택한다. 본 발명에서는 가장 바람직한 냉각기의 높이는 횡단면 크기 ≥ 0.375 인치 및 ≤ 29 인치를 가지는 제품에 대해 3 내지 9 인치의 범위내에 포함되어야 한다는 사실을 발견했다.
도 3의 참조뿐만 아니라 도 2를 계속해서 참조하면, 참조번호 64로 지정된 캡 또는 플러그 소자는 상기 셸내로 액체 합금의 유입을 방지하기 위한 영역(48)에 근접한 상기 셸(44)의 개방된 상부 단부에 대한 커버 역할을 수행한다. 상기 캡(64)은 상기 셸 상부 단 영역내에 밀접하게 수용된 제 1 원통형부(66) 및 상기 셸 상부 단 정면과 연동되어 형성된 방사형의 플랜지의 경계를 정하는 제 2의 다소 커다란 원통형부(68)를 포함한다.
상기 다이내로 상기 도가니 또는 저장고(22)의 액체형태의 합금 물질을 이송하기 위해서는, 다수 개의 등거리로 이격된 피드 슬롯이 상기 캡(64)을 관통하게 된다. 도 3, 4 및 5에 도시된 바와 같이, 그러한 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)이 형성된다. 그러나, 많거나 적은 양의 그러한 슬롯이 소정의 로드 또는 튜브 크기 및/또는 물질의 연속적인 캐스팅을 위해 이롭게 이용되거나 필요되어진다. 도 3, 4 및 5에 도시되듯이, 그러한 피드 슬롯은 내부 캐버티(48)를 향하여 상기 캡(64)을 통해 기울어지게 형성된다.
도 5는 상기 다이 캡(64)내의 피드 슬롯의 위치에 대한 세 가지의 다른 방식들을 도시한다. 변형 A 및 B에서, 상기 슬롯은 상기 캡의 중심선을 교차하지 않는다. 변형 A에서, 슬롯은 그 중심선을 향하여 경사진 형태이나, 반면에 변형 B에서, 그 역의 형태가 이루어진다. 변형 C에서는, 상기 슬롯은 그 중심선을 교차한다. 각각의 변형이 상기 냉각 영역 근처의 액상 합금의 동작 특징에 상당한 영향을 미친다. 소정의 상황에서 사용할 어떤 형태의 변형예의 선택은 액상 합금의 특성 및 그 캐스팅 크기에 달려 있다.
도 6에서, 웨지(78)를 이용하여 다이 캡(66)내에 슬롯을 형성하는 두 가지 방법이 각각 도시된다. 상기 슬롯 형성의 실패는 상기 다이 캡을 너무 약하게 만들며 이는 도가니내의 압력하에서 파손된다는 점에서 어떤 방법의 슬롯 형성을 선택하느냐는 매우 중요하다.
도 2를 참조하면, 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)이 오프셋 형태의 관계에서 상기 셸(44)에 대해 형성된다. 이러한 특징은 이하에서 설명된 방식에서 상기 다이 캐버티내로 바람직하게 액체 금속 합금의 유입을 제공하도록 한다. 도 4는 서로에 대해 직각상태이며 상기 셸(44)의 세로방향으로 연장된 한 쌍의 직경 플레인(P 및 P')을 도시한다. 상기 플레인(P)은 상기 피드 슬롯(70 및 74)의 중심선에 평행하게 형성되며 상기 플레인(P')은 상기 피드 슬롯(72 및 76)의 중심선에 평행하게 형성된다. 최선의 전체 동작 또는 결과를 성취하기 위해서, 상기 피드 개구부(70 및 74)의 중심선의 측거리부 또는 공간부(a 및 b)가 상기 직경 플레인(P)으로부터 상반되는 방향으로 배치되며 상기 피드 개구부(72 및 76)의 중심선의 측거리부(c 및 c)가 상기 직경 플레인(P')으로부터 상반되는 방향으로 배치되며, 이들 측거리부는 바람직한 값을 가지도록 계산되어진다. 대칭적인 슬롯 위치에 대한 이들 거리부의 계산 방법은 미국 특허번호 제 5,279,353에서 설명된다.
도 1을 참조하여 설명된 일반적인 형태의 연속적인 캐스팅 장치와 결합하여 상기에서 언급된 다이 구조를 이용한 연속적인 캐스팅 동작에서, 상기 피드 슬롯(70, 72, 74 및 76)의 상부 단부는 상기 도가니(22)와 연결되도록 형성된다. 그 결과, 용융 또는 액체 금속 합금 물질이 상기 도가니 또는 저장고로부터 도 7의 화살표에 의해 표시된 다수 개의 피드 슬롯을 통해 상기 다이의 내부로 유입되게 된다. 그러한 용융 또는 액체 금속 합금 물질이 상기 용융 합금 혼합물의 액상점의 바람직하게 350℉이상이 된다.
도 2 및 7에 도시된 바와 같이 이러한 피드 슬롯 및 다이 캐버티간의 상대적인 관계로 인해, 매우 강한 동작이 상기 액체 금속 합금이 상기 다이 캐버티내로 유입됨에 따라 상기 액체 금속 합금내로 전달이 된다. 이러한 동작은 화살표 X로 일반적으로 표시되며 이는 상기 이동이 상기 다이를 통해 소위 냉각 영역 근처로 하향방향으로 진행될 때에 일반적으로 균일한 온도가 상기 액체 합금 물질에 발생하도록 한다. 상기 냉각 영역은 상기 피드 슬롯아래에 형성되며 도 2에서는 참조번호 80으로 지정된다. 더욱이, 상기 동작은 상기 다이 내부벽(46)의 근접하게 형성된 1차적인 수지상에서 벗어나서 일반적으로 참조번호 82로 정의된 인터페이스 영역을 통과해서 이들을 분포시킨다. 그러한 분포 동작은 상기 인터페이스 영역내의 임의의 위치에 등축의 크리스털 성장을 위해 핵을 제공한다.
상기 인터페이스 또는 변이 영역(82)은 상기 냉동 영역(80)에 즉시 인접하며 상기 액체 합금 또는 반액체 합금이 고체 상태로 변형되어서 상기 로드 또는 튜브(C)를 형성하는 그 영역부를 포함한다. 상기 다이 출구 단부(50)로부터 외측방향으로 상기 스트랜드를 당기는데 있어서 핀치 롤(미도시)의 간헐적인 동작은 이러한 변형이 상기 다이 자체내의 적절한 영역에서 실제로 완료되도록 한다. 전형적으로, 그러한 핀치 롤의 간헐적인 동작 또는 스트로크는 그러한 스트로크사이의 다양한 시간 간격에서 분당 30 인치로부터 약 0.5 내지 1.0 인치의 범위에서 상기 스트랜드를 이동한다. 금속 산출량(1bs/hour)의 비율은 원형 또는 비원형이든간에 상기 빌릿, 로드 또는 공동 바(인치에 있어서)의 황단면의 약 100 내지 350 배가 되는 범위에 속하게 될 것이다.
액체 상태로부터 고체 상태로의 변형동안에, 상기 냉각 영역(80)을 향한 상기 액체 합금의 상기 언급된 동작은 고체상태로의 전환중에 상기 합금 물질내에 동일한 열 분배현상을 발생시킨다. 그러한 동일한 열 분배는 상당한 정도의 열 변화도의 형성을 막거나 제거하여서 상기 합금의 엄청난 양의 방향성 고체화 현상을 발생하도록 한다. 이상에서 언급된 바와 같이, 그러한 엄청난 양의 방향성 고체화 현상은 미국 특허번호 제 4,315,538호에 도시된 바람직하지 못한 매크로구조를 형성하도록 한다.
상기 로드 또는 튜브(C)가 상기 캐스팅 다이를 통해 상기 인터페이스 또는 변이 영역(82)으로부터 축방향으로 이동함에 따라, 최종 고체 상태로 변형동안에 상기 로드상에 약간의 수축이 발생될 것이다. 그 결과, 도 2는 상기 액체 또는 용융 구리 합금이 고체화되어 냉각됨에 따라 상기 다이 내부 벽(46)으로부터 내부로 방사상으로 약간의 공간이 형성된 상기 로드의 외부벽(84)을 도시한다. 상기 로드 또는 튜브의 냉각은 상기 냉각기(62)에 의해 도움을 받는다. 상기에서 지적한 바와 같이, 이러한 냉각기는 어떤 형태의 냉각 배열부를 구성하며 상기 로드 또는 튜브(C)의 이동에 대체로 상반되는 방향으로 냉각 유체 또는 냉각수의 통과를 제공한다.
상기에서 언급된 바람직한 실시예에 따른 본 발명을 이용할 경우, 미국 특허번호 제 4,315,538호의 도 3에 도시된 바와 같은 정교한 결정 입계를 가진 다각형의 결정 구조가 용이하게 얻어질 수가 있다. 더욱이, 그렇게 얻어진 결정 크기는 이전에 공지되거나 사용된 연속적인 캐스팅 기술과 비교했을 때에 상당히 작다.
상기 합금이 연속적으로 캐스팅된 후에, 열 처리가 이루어진다. 상기 열처리는 용체화 열처리 및 시효 경화 처리 즉, 스파이노달 분해 열처리 모두를 포함한다. 상기 용체화 열처리는 충분한 시간동안 고상선 온도의 약 60 내지 80퍼센트의 온도에서 실행되어서 상기 합금의 매트릭스를 단일 상(또는 단일 상에 매우 가까운)으로 변형하도록 한다. 다시 말해서, 상기 합금은 동종화되는 알파 영역에서 용체화 열처리된다. 상기 합금의 냉각수에서 즉각적인 냉각이 실행된다. 이러한 냉각을 위해 적용되는 물의 온도는 100℉ 이하가 된다. 상기 합금은 적어도 30분 정도 냉각상태를 유지한다. 섞임 방식의 냉각 특징이 바람직하다.
원하는 최종의 구조적 특징에 의존하여서, 상기 용체화 열처리의 다양한 변화가 이용될 수 있다. 즉, 상기 용체화 온도가 상기 합금을 단일 상으로 변형하기 위해 요구되는 온도 이상의 소정 시간동안에 가장 높은 부분에서 유지된다. 이러한 단계는 시효처리시에 더 강하며, 경화상태의 연성이 적은 특징을 궁극적으로 보여주며 이 이유에 대해서는 당해 기술분야에 숙련된 자에 의해 용이하게 이해될 수 있을 것이다.
냉각 절차는 상기 용체화 열처리에서 얻어진 단일 상(동종의) 구조를 보존하는 수단을 제공한다. 물과 같은 수성 매체와 다른 냉각 매체는 만족도가 떨어진다는 것이 입증되었다. 상기 냉각이 시작될 때까지 상기 열 처리 용광로로부터 상기 빌릿의 제거간의 간격 시간을 최소화시키는 것은 중요하다. 예를 들어, 상기 용체화 열처리로부터 상기 합금의 제거와 냉각 사이의 몇 분 이상의 지연은 해가 된다.
종종, 상기 합금 또는 미가공 처리과정으로부터 만들어진 구성부의 형성은 상기 합금이 연화 상태이며 이러한 상태에서 가공되거나 형성되기에 용이하기 때문에 이러한 접점의 상기 합금상에서 이루어진다.
상기 열처리의 다음 단계는 바람직한 최종 특성을 제공하기에 충분한 시간동안에 상기 용체화 열처리 온도의 약 30 내지 60%의 온도에서 실행되는 시효 경화 또는 스파이노달 분해 열처리 단계이다. 이러한 바람직한 특성에 의존하여, 상기 시효 경화 또는 스파이노달 분해 열처리의 다양한 변형예가 이용될 수 있다. 대체로, 만약 동일한 시간동안에 그러나 다른 온도에서 시효된 합금의 특성상에 차이점이 생긴다면, 그러한 두 개의 온도 중에 더 낮은 온도상에서 다소 높은 연성과 다소 낮은 강도 또는 경화가 일어나게 된다. 동일한 열역학적 원리가 동일한 온도이나 다른 시간동안에 시효된 합금에도 적용된다.
상기 시효처리후의 최종 단계는 바람직하게 물을 통한 즉각적인 냉각 단계이다. 이러한 단계의 요구는 당해 기술 분야에 숙련된 자에게는 명백하지 않을 지도 모른다. 그러나, 만약 상기 합금이 시효 후에 천천히 냉각되어진다면, 특히 시효 및 수성 냉각사이에 단지 몇분의 지연이 발생할지라도, 최적의 특성을 잃어버릴 수가 있다. 합금은 처리 또는 합성과정중에 비교적 작은 차이에도 매우 민감하여서 동일한 기본 합금 시스템으로부터 유용한 다른 특성을 가지는 물질을 발생하도록 할 수 있다.
본 발명의 열 처리과정과 관련하여, 본 발명에서는 그러한 용체성 열처리 및 시효 경화 열처리 모두 후에 즉각적인 수성 냉각은 그 물질의 연성 특징을 희생하지 않은 채 높은 강도를 얻는 데 있어서 상당히 중요하다는 것을 알 수 있었다. 용어 즉각적인 냉각은 상기 물질이 열 처리 용광로로부터 제거된 후에 45 내지 60초정도만 냉각되는 것을 의미한다. 바람직하게, 상기 시간은 가능한 30초 이하가 되어야만 한다.
평형 상태에서 구리-니켈-주석 시스템에 대한 상 다이아그램이 충분히 알려지는 않았으며, 불평형상태의 설명은 전혀 알려지지 않고 있다. 그러나, 완벽한 다이아그램이 상기 용체성 열 처리 온도 이하의 바로 그 온도에서 약한 γ'상이 급속히 형성되어서 시효동안에 불연속적인 형태에서 결과적으로 거칠게 되는 사실을 보여 줄 것이라고 추측한다. 유사하게, 만약 합금이 느린 냉각 또는 공기 냉각과 관련된 시간과 같은 연장된 시간동안 상기 시효 경화 온도 이하의 온도에 처하게 된다면, 상기 약한 γ'상 및 다른 상들이 급속히 형성될 것이다. 냉각단계는 짧은 시간동안에 해로운 상 전계내에서 상기 물질이 천천히 냉각되는 것을 막기 위해서 필요하다.
본 발명의 캐스팅 및 열 처리 방법과 결합된 본 발명의 합금 합성은 모든 물질이 상기 용체성 열 처리동안에 불완전한 상 다이아그램의 단일 상 영역내에서 그리고 시효 경화동안에는 스파이노달 영역안에서 유지된다는 것을 보증한다. 따라서, 본 발명에서는 완전한 스파이노달 분해 및 원할 때에 비응집성의 안정적인 γ상의 석출을 제어하면서, 결정 입계 및 매트릭스내의 약한 준안정성의 응집성의 상의 방대한 불연속적인 석출을 동시에 피할 수 있다.
이제, 본 발명은 다음의 실시예에서 더욱 상세히 설명될 것이다.
실시예 I
9 중량%의 니켈, 6 중량%의 주석 및 나머지 구리를 함유한 구리-니켈-주석 합금은 상기한 연속적인 캐스트 방법을 이용하여 연속적으로 캐스트되어서 균등하게 정교한 크기를 가진 크리스털을 형성한다. 최소 상태에서, 상기의 연속 캐스트 Cu9Ni6Sn의 구리 함유량은 최소 84 중량%가 되거나, 또는 원하는 열 전도가 달성불가능하다.
Cu9Ni6Sn의 합금의 주석의 양은 6.3 무게 % 이하이다. 6.3 중량% 이상의 주석 함유량에서, 상당한 양의 불연속 γ' 석출이 결정 입계로부터 성장되어진다. 많은 양의 석출은 비록 경화이며 강한 물질이라도 조금의 연성을 가질 수 없게 한다. 그 결과, 분열이 항상 일어나기 쉽다.
제 1의 열 처리과정(A)이 Cu9Ni6Sn 합금의 제 1 샘플상에 실행되어서 최대의 연성을 형성하게 되어서 그 결과 낮은 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 상기 제 1의 열 처리과정(A)에 의하여, 상기 합금은 5시간동안 1580℉에서 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 3시간동안 570℉에서 시효되는 단계(스파이노달 분해 열 처리단계)가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다.
제 2의 열 처리과정(B)이 동일한 Cu9Ni6Sn 합금의 제 2 샘플상에 실행되어서 최대의 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 그러나, 상기 합금은 아직도 약간의 연성을 가진다. 상기 제 2의 열 처리과정(B)에 의하여, 상기 합금은 5시간동안 1580℉에서 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 4시간동안 815℉에서 시효되는 단계(스파이노달 분해 열 처리단계)가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다.
하기에 도시된 표 I는 본 발명의 연속적인 캐스트 과정에 따라서 열처리과정(A 또는 B)이 이루어져서 상기에 언급된 바와 같이 스파이노달 분해를 가지게 된 Cu9Ni6Sn 합금의 구조적 특성 범위를 나타낸다. 그 특성은 스파이노달하게 변형된, 상기 스파이노달과 응집되는 변이 상으로 변형된, 그리고 상기 스파이노달과 비응집되는 평형 상으로 변형된 상기 합금의 상대 부피 %에 따라서 다양하다. 이러한 변형 모두는 확산-제어 반작용이며 그러므로 시간 및 온도에 의존하게 된다. 상기 열 처리과정('A)이 실행되는 상기 제 1 샘플내에 보여진 상 대 상기 열 처리과정(B)이 실행되는 상기 제 2 샘플내에 보여진 상의 상대적인 양을 금속조직학적으로 실험한 결과, 최적의 열 처리 방법, 즉, 최적의 용체성 열 처리를 실행할 수 있는 최적의 온도 및 해당 시간과 최적의 스파이노달 분해 열처리를 실행할 수 있는 최적의 온도 및 해당 시간에 대한 측정치가 준비되었다.
| Cu9Ni6Sn | |
| 인장강도(psi) | 60,000-123,000 |
| 내력강도(psi) | 50,000-100,000 |
| % 연신율 | 40-3 |
| 로퀄 C 경도 | 20-34 |
본 발명의 바람직한 실시예에서, 최적의 열 처리과정이 상기 열 처리과정(B)이 실행된 합금에 상반되는 상기 열 처리과정(A)이 실행된 합금에 나타난 상의 상대량을 금속조직학적으로 실험함으로써 결정된 최적의 온도 및 시간을 이용하여서 동일한 Cu9Ni6Sn 합금의 제 3 샘플상에서 이루어진다. 그 결과, 실시예 I과 관련하여, 최적의 열 처리과정을 실행하기 위해서 상기 합금은 4시간동안 1580℉에서 최적의 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 3시간동안 815℉에서 시효되는 단계가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다. 그 결과 얻어진 합금은 하기의 표 II에 도시된 바와 같은 최적의 연성 및 강도를 가지게 된다. 상기 합금은 인장 시험동안에 부서지는 현상을 보이지 않았다. 실제로, 네킹 스트레인에 도달했으며 그 이상으로 인장됐다. 더욱이, 어떠한 불연속의 γ' 석출도 미세구조내에서 존재하지 않았다.
| Cu9Ni6Sn | |
| 인장강도(psi) | 120,000 |
| 내력강도(psi) | 95,000 |
| % 연신율 | 3 |
| 로퀄 C 경도 | 33 |
실시예 II
15 중량%의 니켈, 8 중량%의 주석 및 나머지 구리를 함유한 구리 합금은 상기한 방법을 이용하여 연속적으로 캐스트되어서 균등하게 정교한 크기를 가진 크리스털을 형성한다.
최소 상태에서, 상기의 Cu15Ni8Sn 합금내에 나타난 주석 양은 최대 8 중량%가 된다. 8 중량% 이상의 주석 함유량에서, 상당한 양의 불연속 석출이 결정 입계로부터 성장되어진다. 많은 양의 석출은 비록 경화이며 강한 물질이라도 조금의 연성을 가질 수 없게 한다. 그 결과, 분열이 항상 일어나기 쉽다.
제 1의 열 처리과정(A)이 Cu15Ni8Sn 합금의 제 1 샘플상에 실행되어서 최대의 연성을 형성하게 되어서 그 결과 낮은 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 상기 제 1의 열 처리과정(A)에 의하여, 상기 합금은 5시간동안 1580℉에서 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 3시간동안 570℉에서 시효되는 단계(스파이노달 분해 열 처리단계)가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다.
제 2의 열 처리과정(B)이 동일한 Cu15Ni8Sn 합금의 제 2 샘플상에 실행되어서 최대의 인장 강도 및 경도를 얻게 된다. 그러나, 상기 합금은 아직도 약간의 연성을 가진다. 상기 제 2의 열 처리과정(B)에 의하여, 상기 합금은 6시간동안 1580℉에서 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 6시간동안 800℉에서 시효되는 단계(스파이노달 분해 열 처리단계)가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다.
하기에 도시된 표 III는 본 발명의 연속적인 캐스트 과정에 따라서 열처리과정(A 또는 B)이 이루어져서 상기에 언급된 바와 같이 스파이노달 분해를 가지게 된 Cu15Ni8Sn 합금의 구조적 특성 범위를 나타낸다. 그 특성은 스파이노달하게 변형된, 상기 스파이노달과 응집되는 변이 상으로 변형된, 그리고 상기 스파이노달과 비응집되는 평형 상으로 변형된 상기 합금의 상대 부피 %에 따라서 다양하다. 이러한 변형 모두는 확산-제어 반작용이며 그러므로 시간 및 온도에 의존하게 된다. 상기 열 처리과정('A)이 실행되는 상기 제 1 샘플내에 보여진 상 대 상기 열 처리과정(B)이 실행되는 상기 제 2 샘플내에 보여진 상의 상대적인 양을 금속조직학적으로 실험한 결과, 최적의 열 처리 방법, 즉, 최적의 용체성 열 처리를 실행할 수 있는 최적의 온도 및 해당 시간과 최적의 스파이노달 분해 열처리를 실행할 수 있는 최적의 온도 및 해당 시간에 대한 측정치가 준비되었다.
| Cu9Ni6Sn | |
| 인장강도(psi) | 85,000-145,000 |
| 내력강도(psi) | 55,000-137,000 |
| % 연신율 | 33-2 |
| 로퀄 C 경도 | 20-46 |
본 발명의 바람직한 실시예에서, 최적의 열 처리과정이 상기 열 처리과정(B)이 실행된 합금에 상반되는 상기 열 처리과정(A)이 실행된 합금에 나타난 상의 상대량을 금속조직학적으로 실험함으로써 결정된 최적의 온도 및 시간을 이용하여서 동일한 Cu15Ni8Sn 합금의 제 3 샘플상에서 이루어진다. 그 결과, 실시예 II와 관련하여, 최적의 열 처리과정을 실행하기 위해서 상기 합금은 2시간동안 1580℉에서 최적의 용체성 열 처리가 이루어진 다음 즉시 수성 냉각이 이루어진다. 이 단계에 이어서 상기 합금이 3시간동안 815℉에서 시효되는 단계가 이루어지며 그 즉시 제 2 수성 냉각 단계로 이어지게 된다. 그 결과 얻어진 합금은 하기의 표 IV에 도시된 바와 같은 최적의 연성 및 강도를 가지게 된다. 상기 합금은 인장 시험동안에 부서지는 현상을 보이지 않았다. 실제로, 네킹 스트레인에 도달했으며 그 이상으로 인장됐다. 더욱이, 어떠한 불연속의 γ' 석출도 미세구조내에서 존재하지 않았다.
| Cu9Ni6Sn | |
| 인장강도(psi) | 135,000 |
| 내력강도(psi) | 120,000 |
| % 연신율 | 5 |
| 로퀄 C 경도 | 36 |
상기 표 I-IV에 도시된 구조적 특성의 범위는 스파이노달 분해 열처리가 실행되는 다른 생주물형(as cast) 빌릿으로부터 얻어질 수는 없다. 본 발명을 이용하여 실현된 그 구조적 특성을 얻기 위해서는 반드시 전형적인 생주물 빌릿에 대해 가공 처리단계가 필요하다. 비록 가공 처리가 사용된다 할지라도, 최종 제품은 넓은 냉각 범위를 가지는 합금에 대해 극복불가능한 역 분리현상을 여전히 가지게 된다. 만약 매우 많은 양의 냉간 가공이 그 물질내에 적용되지 않는 한, 그 부서지기 쉬운 현상이 명백히 나타나서 그러한 물질을 다소 쓸모없게 만들 것이다.
추가로, 상기 실시예 I 및 II에 의하여 형성된 합금의 마이크로포토그래프의 검사시에, 결정 입계가 상기 불연속의 γ' 상 석출이 기본적으로 없다는 것을 알 수 있었다.
하기에 도시된 표 V는 본 발명에서 설명된 미가공의 정교한 결정을 가진 연속적인 캐스트 스파이노달 물질을 가지기 위해 합성물에 대해 용체성 열 처리 및 시효를 실행하기 위해 사용된 많은 미가공 합성물 및 다양한 파라미터를 보여준다. 상기 표 V에 도시된 파라미터는 금속조직학적인 한 실험방법에 의해 결정된 것들이다.
| 스파이노달 합금 I_D 번호 | 미가공 호칭 합금 | 용체성 열 처리 | 시효 열 처리 | ||
| 온도(℉) | 시간(시간) | 온도(℉) | 시간(시간) | ||
| 1 | Cu15Ni8Sn(1) | 1580 | 2-4 | 815 | 1 |
| 2 | Cu15Ni8Sn(1H3) | 1580 | 2-4 | 815 | 3 |
| 3 | Cu15Ni8Sn(1) | 1580 | 2-4 | 815 | 4 |
| 4 | Cu9Ni6Sn(1H2) | 1580 | 2-4 | 815 | 1 |
| 5 | Cu9Ni6Sn(1H2H4) | 1580 | 2-4 | 815 | 3 |
| 6 | Cu9Ni6Sn(1H2) | 1580 | 2-4 | 600 | 2 |
(1) 호칭 합성물내에 표기된 니켈 및 주석 함유량은 바람직한 합금 합성물에서 최대치가 된다.
(2) 구리 최소량은 바람직한 합금 합성물에서 중량으로 84%이고 주석 함유량은 중량으로 6.3% 이하이고, 니켈 함유량은 중량으로 9.0% 이하가 된다.
(3) 스파이노달 합금 I.D. 2번은 실시예 II의 표 IV에 도시된 Cu15Ni8Sn 합금 물질에 해당한다.
(4) 스파이노달 합금 I.D. 5번은 실시예 I의 표 II에 도시된 Cu9Ni6Sn 합금 물질에 해당한다.
용어 금속조직학적으로 실험에 의해 열 처리과정을 위한 최적의 온도 및 시간을 결정하기 위해서 상기 물질의 포토마이크로그래프 및 그래픽 구성이 다음의 방식으로 이용된다는 사실이 표현될 수 있다. 예를 들어, 경도 및 연성의 최적의 혼합을 얻기 위해 바람직하다고 여기는 상기 표 V의 I.D. 2번과 동일한 합성물을 가진 스파이노달 합금을 사용하여, SEM 포토(도 8)가 상기 열 처리과정(A)(1시간동안 600℉에서 시효됨)이 실행되는 합금의 제 1 샘플을 촬영한 것이다. 상기 SEM 포토는 100배의 확대도에서 스파이노달 합금의 정제된 표면부로 이루어지며 백색의 안정적인 γ 석출을 보여준다. 300 μm 라인이 상기 SEM 포토상에 그려지며 18개의 백색의 안정적인 γ 석출 입자가 그 라인을 교차하게 된다.
이어서 상기 스파이노달 합금의 제 2 샘플이 상기 열 처리과정(B)(3시간동안 800℉에서 시효됨)이 실행된다. SEM 포토(도 9)는 100배의 확대도에서 스파이노달 합금의 정제된 표면부를 촬영한 것으로 백색의 안정적인 γ 석출을 보여준다. 300 μm 라인이 상기 SEM 포토상에 그려지며 5개의 백색의 안정적인 γ 석출 입자가 그 라인을 교차하게 된다.
다음으로 제 1의 만들어 낸 지수에 의해 그래프가 형성된다. 상기 제 1 샘플에 속하는 상기 시효 처리에 대한 지수 시스템상에서, 시간(1시간) 및 온도(600℉)의 곱은 600이며 (T-t) 지수는 100으로 설정된다. 제 2 샘플과 관련하여, 시간(3시간) 및 온도(800℉)의 곱은 2400이며 (T-t) 지수는 400으로 설정된다.
다음, 18개의 백색의 석출 입자를 100과 동일하도록 하여서 γ 지수를 정하였는데, 이는 5개의 백색 석출 입자가 약 30의 γ 지수에 상응하다는 것을 의미한다. 상기의 데이터를 이용하여, 도 10에 도시된 것과 같이 γ 지수 대 (T-t) 지수의 플롯도를 구성할 수 있다.
그런 다음, 상기 샘플들을 구조학적으로 테스트하고 각각에 대해 그 경도를 측정하였다. 74에 해당하는 RB경도 번호를 가진 상기 제 1 샘플에 대해 경도 지수는 100에서 설정된다. 제 2 샘플의 RB경도 번호는 100에 해당한다. 그 결과, 상기 제 2 샘플에 대해 경도 지수는 150에서 설정된다. 도 11에 도시된 바와 같이, 상기의 데이터는 경도 지수 대 γ 지수의 플롯도를 구성하는 데 사용된다.
다음으로 상기 두 개의 샘플은 인장 테스트가 이루어져 연성(% 연신율)을 정하게 된다. 그 연성 지수는 39%에 해당하는 % 연신율을 가진 상기 제 1 샘플에 대해 100에서 설정된다. 제 2 샘플은 5에 해당하는 % 연신율을 가진다. 그 결과, 상기 제 2 샘플에 대해 연성 지수는 13에서 설정된다. 도 11에 도시된 바와 같이, 상기의 데이터는 연성 지수 대 γ 지수의 플롯도를 구성하는 데 사용된다.
도 11의 구성된 두 개의 라인의 교차 위치는 경도 및 연성의 최적의 결합을 보여주며 도 10에 따라서 135의 경도 지수 및 67의 연성 지수를 나타내며 도 11에 따르며 135의 경도 지수 및 67의 연성 지수를 나타내는 약 65의 γ 지수에 상응한다. 따라서, 최적의 경도 및 연성의 결합을 형성하기 위해 필요한 시효처리를 위한 시간 및 온도는 815℉에서 1.7시간이 된다.
하기의 표 VI는 상기한 분석에 의해 최적의 샘플에서 결정된 지수뿐만 아니라 스파이노달 합금 실시예의 제 1 및 2 샘플에서 정해진 지수를 보여준다. 다른 최적의 특성 결합이 상기한 분석을 이용하여서 실행되는 응용분야에 필요될 때 또한 얻어질 수가 있다는 사실을 주의해야만 한다. 예를 들어, 표 VII에 도시된 특성은 주목되는 응용분야에 사용을 위해 최상은 아니지만 적절하다고 간주되는 물질을 제공하기 위해 본 발명의 방법을 이용하여 얻어졌다.
| T-t 지수(℉-HR) | γ 지수 | γ' 지수 | 경도 지수 | 연성 지수 | |
| 샘플 1 | 100 | 100 | 100 | 100 | 100 |
| 최적 샘플 | 230 | 65 | 230 | 135 | 67 |
| 샘플 2 | 400 | 30 | 360 | 150 | 13 |
본 발명의 방법이 연속적이 캐스트 빌릿 또는 로드에 대한 스파이노달 분해 열 처리의 잇점을 얻기 위해 가공 처리과정을 실행하고자 하는 선행 기술 방법을 필요로 하지 않기 때문에, 과거에는 많은 냉간 가공과정의 축소가 물질의 분열 특성을 극복하기 위해 요구되었기 때문에 구리-니켈-주석 합금으로부터 제조될 수가 없었던 그러한 물질이었지만, 본 발명에서 넓은 어레이의 캐스트 물질을 제조하는 것이 가능하게 되었다. 예를 들어, 상기 Cu9Ni6Sn 및 Cu15Ni8Sn 합금은 항공기 랜딩 기어 베어링, 프레스 마모 플레이트, 플라스틱 사출 성형, 중장비 베어링 및 다른 중요 부품, 즉 잠수 안전 물질을 포함하여 베어링, 기어, 및 다른 마모 부품의 제조에 이제 사용될 수가 있다.
특히, 본 발명의 새로운 Cu9Ni6Sn 스파이노달 합금은 도 12 및 13에 도시된 바와 같이 그라비어 프린팅 롤(90)을 제조하는 데 사용될 수 있다. 많은 인쇄 출판물이 로토그라비어(rotogravure) 프린팅으로 알려진 방법을 이용하여 만들어진다. 인쇄용으로 사용되는 용지 또는 기타 매체는 두 개의 롤 사이에 위치하는 데, 그 한 롤은 지지 롤이며, 다른 나머지는 상기 지지 롤이 동시에 상기 용지의 양측면상에 프린팅을 위해 때때로 조각 형성이 될 수 있으나 다이아몬드 스타일 또는 레이저-에칭방식으로 이전에 미세 조각형성된 인쇄용 롤이다. 과거에 전형적으로 사용된 중공 인쇄 롤(90)은 그 외표면부상에 전착된 경질 구리 층(92)을 가진 강철 셸이다. 상기 구리 층(92)은 후에 조각된 금속으로서 기능한 다음 몇몇 경우에 크롬으로 전기도금된다. 상기 인쇄 롤(90)의 양 단부는 스핀들(미도시)에 끼워지도록 연결된다. 상기 인쇄 롤(90)의 길이는 약 120 인치가 된다. 상기 인쇄 롤(90)은 약 8 인치의 외경 및 약 6.5 인치의 내경을 갖는다.
본 발명은 상기 그라비어 인쇄 롤(90)이 본 발명에 따른 Cu9Ni6Sn 합금의 연속적인 캐스트로부터 제조될 수 있으며 스파이노달 변형을 이루기 위해 본 발명에서 개시된 바와 같이 열 처리될 수 있다. 상기 인쇄 롤(90)의 상부 층(94)은 100 psi의 인장 강도, 70 psi의 내력 강도, 7½의 % 연신율 및 약 200의 비커스(Vickers) 경도를 가진 높은 강도 및 인성으로 이루어져야만 한다. 본 발명에서 개시된 그 과정으로부터 그라비어 인쇄 롤(90)을 제조함으로써 비용이 비싸며 환경적으로도 불편한 점이 있는 전착에 대한 필요를 제거할 수가 있게 된다. 본 발명의 처리과정으로부터 제조된 상기 그라비어 인쇄 롤(90)은 이전에 조각된 표면부를 분리조립하여서 새로운 텍스트를 위해 재조각함으로써 몇 번이나 사용될 수가 있다. 상기 롤은 재활용될 수가 있다. 이들이 그 기계에 구조적인 기능성을 제공할 정도의 충분한 기계적 강도를 가지고 있기 때문에, 이러한 롤을 지지하기 위해 재활용되는 물질로써 저가치의 강철 기판을 사용할 필요가 없다.
본 발명의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금은 다이 캐스팅 처리과정/기계장치의 일반적인 배열에 사용되는 플런저 팁을 제조하기 위해 또한 사용될 수 있다. 상기 플런저 팁은 적절히 열 처리된 본 발명의 구리-니켈-주석 스파이노달 합금으로부터 만들어진다. 상기 플런저 팁은 압력하에서 용융 금속을 몰드 캐버티로 이끌어서 그 압력을 유지하도록 한다. 상기 플런저 팁의 열전도성은 강철의 약 두 배가 된다. 상기 플런저 팁은 Cu9Ni6Sn 합금의 빌릿 또는 로드로부터 단조되거나 만들어져서 약 30정도의 로퀄 C 경도에서 최종 열 처리된다.
본 발명의 Cu9Ni6Sn 스파이노달 합금은 코어 또는 코어 핀과 같은 사출 성형을 위한 소정 구성요소부를 제조하는 데 또한 사용될 수 있다. 상기 코어는 상기 로드의 길이 단부에 근접한 통로를 만들어서 Cu9Ni6Sn 합금의 로드로부터 제조되어서 그 형성된 통로에 삽입된 구리 튜브에 의해 일반적으로 유입된 물의 순환을 가능하도록 한다. 상기 코어는 냉각기 또는 히터 유체가 상기 코어를 통해 흐르도록 하는 방식에서 사출 성형 어셈블리내에서 사용된다.
본 발명에서는 본 발명에 따른 연속적인 캐스트 Cu9Ni6Sn 스파이노달 합금이 도 14에 도시된 바와 같이 수냉 성형 플레이트(100) 용도로써 이롭게 제조될 수가 있다는 것을 알 수 있었다. 그러한 플레이트는 유냉되거나 가열될 수도 있다.
예를 들어, 본 발명은 60 인치의 길이, 15인치의 폭, 4 인치 두께의 크기를 가진 Cu9Ni6Sn 합금으로부터 스파이노달 브론즈 슬래브를 생성할 수가 있었다. 본 발명에서는 본 발명의 선행 실시예와 일치되는 방식에서 이를 열 처리했다. 상기 슬래브의 기계적 특성은 33의 로퀄 C 경도를 포함하여 횡단면을 통해 이전 실시예에서의 특성과 일치되었다. 또한, 상기 슬래브는 자신의 횡단면을 통한 다양한 위치에서 20% IACS의 전기적 전도성을 가진다. 더욱이, 상기 슬래브의 열전도성은 37 내지 40 BTU/hr-ft-ft2-℉이며, 이는 그 물질을 플라스틱 사출 성형 과정을 위한 플라스틱 사출에 대한 성형 플레이트의 인가에서 공구강에 대한 이상적인 대체물로 역할하도록 한다. 상기 슬래브는 상기 수냉 성형 플레이트(100)내로 조립된다. 이들 동작은 상기 플라스틱 제품(102)을 형성한 그 캐버티를 형성하며, 수냉 통로(104)를 만들며 코어 핀(미도시), 이젝터 핀(106), 폴리머 사출 게이팅(107), 정렬/위치 포스트(미도시) 및 그 통로(미도시)에 대한 필요한 구경을 형성하여서 이들에 의해 상기 성형 플레이트가 상기 장치내의 공구강 베이스 플레이트에 부착되게 된다.
본 발명에서는 플라스틱 구성부의 실제 생산에서 세트된 상기 성형 플레이트(100)를 사용했다. 그 구성부 제작 동작 대 공구강 성형 셋의 생산성이 측정되어서 높은 열전도성 성형 플레이트(100)의 사용을 통해 40%(동작 시간당 구성부에 있어서)정도 증가하였다. 이러한 개량은 사출된 폴리머 및 상기 성형 플레이트의 온도의 더욱 급속한 복귀로부터 다음 사출 사이클을 성공적으로 시작하기 위해 요구되는 출발 온도로의 높은 열 수축율로 인해 제작된 그 장치의 사이클 주기에서 비례적 감소로부터 이루어진다. 사실상, 상기 공구강 열전도율은 본 발명에 의해 생성된 상기 성형 플레이트 세트에 대한 40 BTU/hr-ft-ft2-℉에 비교하여 약 17 BTU/hr-ft-ft2-℉가 된다.
상기 플레이트(100)는 100,000 사이클후에도 어떠한 눈에 띨 만한 마모나 부식이 발견되지 않았다. 더욱이, 상기 플라스틱 구성부가 추후의 전기도금을 위해 상당히 부드럽고 균등화된 표면부를 필요로 하기 때문에 상기 캐버티상에 실행된 기계조립 동작이 그 캐버티 표면상의 파인 다이아몬드 광택제의 형성을 포함한다. 본 발명에 따른 상기 스파이노달 합금은 어려움없이 상기 요구된 다듬질을 성공적으로 실행하여서 예를 들어, 강철, 공구강, 구리 베릴륨, 구리 알루미늄 및 알루미늄 합금에서 잘 사용되는 다른 물질보다 더 광택이 형성되는 다듬질을 실행할 수 있다고 본다.
다른 고전도성의 공구강 대체물을 사용하는 데 있어서 본 산업계에서 이전에 직면하였던 문제는 다른 구리기준의 대체물은 수많은 다른 처리단계를 필요로 하여서 상기 성형 플레이트가 조립되는 금속 기판을 제공하기 때문에 높은 비용을 필요로 한다는 것이다. 그러한 단계는 본 발명에서는 제거된다.
둘째로, 몇 개의 다른 구리기준의 공구강 대체물은 다른 금속가운데서도 베릴륨을 가지고 기본적으로 구리 합금된다. 그러나, 본 산업계에서는 그러한 금속 기판의 제조와 관련하여 생기는 환경적 위험 및 건강상의 위험측면에서 베릴륨을 피하고자 한다. 또한 상기 물질이 소정의 폴리머와 사용될 때에는 성형 부식이 문제가 된다고 보고 있다. 또한 문제는 다른 물질에서도 존재한다. 예를 들어, 선택적인 리칭 부식으로 인해 구리-알루미늄-아연-크롬-코발트-철-실리콘 합금에도 그러한 부식문제가 있게 된다. 한편, 본 발명에서는 본 산업계에서의 이러한 이슈 및 관심사를 각각 드러내어 각 경우에 대한 개량을 가져오도록 한다.
본 발명에서는 본 발명에 따른 Cu15Ni8Sn 합금이 저널 베어링, 왕복 베어링, 항공기 랜딩 기어 및 브레이크 시스템 베어링; 전사 스탬핑 프레스 가이드 또는 마모 플레이트; 또는 수압 피스톤 펌프 및 모터내의 원형 블록으로써 제조되어서 사용될 수 있다.
사실상, 본 발명은 본 발명에서 설명된 구리-니켈-주석 스파이노달 합금으로부터 도 15 및 16에 도시된 저널 베어링(110)(플레인 베어링)을 생성하였다. 상기 저널 베어링(110)은 윤활제 도입을 위해 1/8 인치의 직경을 가진 드릴 홀(112)을 포함한다. 또한 상기 저널 베어링(110)은 상기 베어링(110)의 어느 한 단부로 연장되지 않은 1/8 인치의 직선 홈(114)을 포함한다. 상기 베어링(110)의 외경은 1 인치의 내경에 비해서 약 1.5 인치이다.
강철축이 상기 베어링에 의해 2일 동안 연속적으로 지지되어 일정 속도의 로드하에서 회전되며 일반적인 윤활유로 간헐적으로 윤활되어진다. 로드 및 속도의 다양한 결합이 이러한 방식에서 상기 시스템에 적용된다. 베어링 스트레스에 의해 표시된 로드는 20 ksi로부터 95 ksi까지 변화된다. 상기 축의 회전 속도는 분당 2 표면피트로부터 분당 30 표면피트까지 변화된다. 이러한 두 개의 파라미터의 생성은 상기 시스템의 PV 값으로써 알려진다. 상기 베어링은 40,000 psi-ft/min으로부터 1,600,000 psi-ft/min까지의 PV 값을 갖게 된다. 상기 베어링의 중공부에 의해 설명된 것과 같이 이러한 크기의 증가는 동작 후에 최고 250,000 psi-ft/min까지의 PV 값에서 트래블의 0으로부터 10.2 x 10-9in3/표면 피트까지의 범위내에 있게 된다. 마모에 대한 동일한 측정이 250,000 psi-ft/min 이상에서 1,200,000 psi-ft/min까지의 PV 값에서 10으로부터 50 x 10-9in3/ft까지의 범위내에 일반적으로 있게 된다. 플레인 베어링 물질에 의한 그러한 실행력은 비할 데가 없게 된다.
상기 시스템의 동작 온도는 베어링 테스트 각각을 통해 측정된다. 대체로, 상기 시스템은 축 회전이 시작될 때 실온(시작 온도) 이상에서 100℉이하에서 올라간다. 낮은 PV 이하에서, 상기 온도는 그 이후로 일정상태를 유지한다. 높은 PV에서는, 상기 온도 증가가 크게 진행된다. 그러나, 최고의 높은 PV에서는, 상기 시스템이 유체역학적으로 실행되어 어떤 검출가능한 마모도 보이지 않기 때문에 그 증가는 단지 50℉만이다. 높은 PV하의 온도는 또한 24시간 간격에서 간헐적인 윤활 뒤의 연장된 시간동안 감소되게 된다. 그러한 온도 변화는 시스템 동작에는 유해하지는 않다. 또한 본 발명은 상기 온도 증가가 상기 베어링 물질의 합금 합성이 그 베어링 물질에 의해 보여준 높은 열 전도성보다 낮다는 것을 알 수 있었다.
하기에 도시된 표 VII는 상기 표 V내에 명시된 스파이노달 합금에 대한 가능한 몇 가지 응용을 목록화한다. 또한, 최소 구조적 특성이 표 V에 이전에 명시된 상기 합금의 각각에 대해 보여진다.
| 스파이노달 합금 I_D번호 | 최소 특성 | 응용 분야 | |||
| U.S.(ksi) | Y.S.(ksi) | c(%) | RB경도 번호 | ||
| 1 | 120 | 100 | 10 | 108 | 일반용 베어링; 다운 홀 하드웨어 |
| 2 | 135 | 120 | 5 | 110 | 기어; 항공기 랜딩 기어 베어링; 중장비 베어링 |
| 3 | 135 | 125 | 3 | 115 | 금속 형성 다이/롤; 록 드릴 비트 베어링; 마모 플레이트; 높은 PV 터빈 베어링 |
| 4 | 110 | 80 | 8 | 105 | 하부 캐스트 다운 홀 하드웨어; 일반용 베어링; 그라비어 프린팅 실린더 |
| 5 | 120 | 95 | 3 | 106 | 연속적인 캐스터 성형 플레이트, 튜브; 플라스틱 사출 성형, 코어 핀; 다이 캐스터 플런저 팁 |
| 6 | 67 | 33 | 39 | 79 | 롤링 소자 베어링 케이지 및 리테이너; 압력 부착물; 참조(5 |
본 발명은 바람직한 실시예와 관련하여 기술되었다. 명백히, 변형예 및 다른 변화가 본 발명의 상세한 설명의 이해를 통해 생길 수 있을 것이다. 그러한 변형예 및 변화가 본 발명의 청구범위 및 그에 동등한 범위내에서 이루어질 수가 있다.
Claims (28)
- 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리 함유량으로 이루어지며, 스파이노달 분해전에 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금에 대한 가공 처리과정을 거치지 않고 형성되며, 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출의 사실상의 부재 및 인장 시험동안의 연성 약화 특징을 가진 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금.
- 제 1 항에 있어서, 상기 주석 함유량은 8 중량% 이하임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 1 항에 있어서, 상기 주석 함유량은 6.3 중량% 이하임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 3 항에 있어서, 상기 구리 함유량은 적어도 84 중량% 임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 최고 0.3 중량%까지의 망간을 더 포함함을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 5 항에 있어서, 최고 0.3 중량%까지의 붕소, 최고 0.3 중량%까지의 지르코늄, 최고 0.3 중량%까지의 철, 최고 0.3 중량%까지의 니오브, 및 최고 0.3 중량%까지의 마그네슘을 더 포함함을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 제조하는 방법에 있어서;(a) 작은 등축의 크리스털을 구비한 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 상기 합금에 대해 소정 온도에서 소정 시간동안 용체화 열 처리과정을 실행하여 매트릭스를 단일 상으로 변형한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계; 및(c) (b)단계를 거친 상기 합금에 대해 소정 온도에서 소정 시간동안 스파이노달 분해 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계를 포함하여서, 상기 용체성 열 처리 및 상기 스파이노달 분해 열처리는 높은 강도, 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출 사실상의 부재 및 인장 시험동안의 분열전에 네킹 스트레인에 도달하여 넘어서는 능력을 가지는 것을 특징으로 하는 방법.
- 제 7 항에 있어서, 상기 합금에 대해 용체화 열 처리과정을 실행하는 상기 단계는 고상선 온도의 60 내지 80%로부터 온도에서 실행됨을 특징으로 하는 방법.
- 제 7 항에 있어서, 상기 합금에 대해 스파이노달 분해 열 처리과정을 실행하는 상기 단계는 상기 용체성 열 온도의 30 내지 60%로부터 온도에서 실행됨을 특징으로 하는 방법.
- 제 7 항에 있어서, 상기 냉각단계는 물에서 실행됨을 특징으로 하는 방법.
- 제 10 항에 있어서, 상기 물은 100℉이하의 온도임을 특징으로 하는 방법.
- 제 1 항의 상기 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 포함하는 그라비어 프린팅 롤.
- 제 1 항의 상기 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 포함하는 사출성형 장치의 성형 플레이트.
- 제 1 항의 상기 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 포함하는 저널 베어링.
- 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 제조에 사용되는 최적의 용체화 열 처리 및 최적의 스파이노달 분해 열 처리를 포함하는 열 처리과정을 실행하는 최적의 온도 및 시간을 결정하는 방법에 있어서;(a) 작은 등축의 크리스털을 구비한 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 상기 합금의 제 1 샘플에 대해 제 1 용체화 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계;(c) (b)단계의 상기 합금 샘플에 대해 상기 제 1 용체성 열 처리와 함께 최적 연성을 가지는 제 1 스파이노달 합금을 생성하는 제 1 스파이노달 분해 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계;(d) 상기 합금의 제 2 샘플에 대해 제 2 용체화 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계;(e) (d)단계의 상기 합금 샘플에 대해 상기 제 2 용체성 열 처리와 함께 최적 인장 강도 및 경도를 가지는 스파이노달 합금을 생성하는 제 2 스파이노달 분해 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계; 및(f) 상기 최적의 용체성 열 처리를 실행하기 위한 온도 및 시간과 상기 최적의 스파이노달 분해 열 처리를 실행하기 위한 온도 및 시간을 결정하기 위해 상기 단계 (c) 및 (e)의 상기 구리-니켈-주석 스파이노달 합금을 금속조직학적으로 실험하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
- 제 15 항에 있어서, 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금은 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리 함유량으로 이루어짐을 특징으로 하는 방법.
- 제 16 항에 있어서,상기 스파이노달 합금은 최고 0.3 중량%까지의 망간, 최고 0.3 중량%까지의 붕소, 최고 0.3 중량%까지의 지르코늄, 최고 0.3 중량%까지의 철, 최고 0.3 중량%까지의 니오브, 및 최고 0.3 중량%까지의 마그네슘을 더 포함함을 특징으로 하는 방법.
- 제 15 항에 있어서, 상기 냉각단계는 물에서 실행됨을 특징으로 하는 방법.
- 소정 처리과정에 의해 형성된 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 스파이노달 합금에 있어서;(a) 작은 등축의 크리스털을 구비한 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금을 제공하는 단계;(b) 상기 합금에 대해 소정 온도에서 소정 시간동안 용체화 열 처리과정을 실행하여 매트릭스를 단일 상으로 변형한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하는 단계; 및(c) (b)단계를 거친 상기 합금에 대해 소정 온도에서 소정 시간동안 스파이노달 분해 열 처리과정을 실행한 다음 즉각적인 냉각 단계를 실행하여 상기 스파이노달 합금을 형성하는 단계를 포함하여서, 상기 합금이 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출 사실상의 부재 특징을 가지는 것을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 19 항에 있어서, 상기 (a) 단계에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금은 약 8 내지 16 중량%의 니켈, 5 내지 8 중량%의 주석 및 나머지 구리 함유량으로 이루어짐을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 19 항에 있어서, 상기 스파이노달 합금은 상기 결정 입계에서 불연속의 γ' 상 석출 사실상의 부재 특징을 가지는 것을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 20 항에 있어서, 상기 단계 (a)에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금의 상기 주석 함유량은 8 중량% 이하임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 20 항에 있어서, 상기 단계 (a)에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금의 상기 주석 함유량은 6.3 중량% 이하임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 23 항에 있어서, 상기 단계 (a)에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금의 상기 구리 함유량은 적어도 84 중량% 임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 20 항에 있어서, 상기 단계 (a)에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금은 최고 0.3 중량%까지의 망간을 더 포함함을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 25 항에 있어서, 상기 단계 (a)에서 제공된 상기 미가공의 연속적인 캐스트 구리-니켈-주석 합금은 최고 0.3 중량%까지의 붕소, 최고 0.3 중량%까지의 지르코늄, 최고 0.3 중량%까지의 철, 최고 0.3 중량%까지의 니오브, 및 최고 0.3 중량%까지의 마그네슘을 더 포함함을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 20 항에 있어서, 상기 냉각단계는 수성 매체에서 실행됨을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
- 제 27 항에 있어서, 상기 수성 매체는 물임을 특징으로 하는 스파이노달 합금.
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100803183B1 (ko) * | 2001-03-01 | 2008-02-14 | 브러쉬 웰만 인코포레이티드 | 주물의 열간 정수압 압축 성형법 |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6527512B2 (en) | 2001-03-01 | 2003-03-04 | Brush Wellman, Inc. | Mud motor |
| US20060213586A1 (en) * | 2005-03-23 | 2006-09-28 | Hin-Wing Kui | Metal composites and methods for forming same |
| JP2006308267A (ja) * | 2005-05-02 | 2006-11-09 | Iis Materials:Kk | るつぼ装置及びそれを用いた溶融材料の凝固方法 |
| US7648933B2 (en) * | 2006-01-13 | 2010-01-19 | Dynamic Abrasives Llc | Composition comprising spinel crystals, glass, and calcium iron silicate |
| US8349466B2 (en) * | 2007-02-22 | 2013-01-08 | Kennametal Inc. | Composite materials comprising a hard ceramic phase and a Cu-Ni-Sn alloy |
| US9845520B2 (en) * | 2009-03-31 | 2017-12-19 | Questek Innovations Llc | Beryllium-free high-strength copper alloys |
| US20110226219A1 (en) * | 2010-03-17 | 2011-09-22 | Caterpillar Inc. | Fuel lubricated pump and common rail fuel system using same |
| EP2971215B1 (en) * | 2013-03-14 | 2019-04-17 | Materion Corporation | Process for improving formability of wrought copper-nickel-tin alloys |
| WO2014176357A1 (en) * | 2013-04-23 | 2014-10-30 | Materion Corporation | Copper-nickel-tin alloy with high toughness |
| WO2014196563A1 (ja) * | 2013-06-04 | 2014-12-11 | 日本碍子株式会社 | 銅合金の製造方法および銅合金 |
| US9631157B2 (en) * | 2013-10-18 | 2017-04-25 | Weatherford Technology Holdings, Llc | Cu—Ni—Sn alloy overlay for bearing surfaces on oilfield equipment |
| CN103555990B (zh) * | 2013-10-18 | 2015-09-02 | 苏州天兼金属新材料有限公司 | 航空航天领域用合金材料及其制造方法 |
| WO2015142804A1 (en) * | 2014-03-17 | 2015-09-24 | Materion Corporation | High strength, homogeneous copper-nickel-tin alloy and production process |
| US10844671B2 (en) | 2014-03-24 | 2020-11-24 | Materion Corporation | Low friction and high wear resistant sucker rod string |
| CN106536770B (zh) * | 2014-03-24 | 2021-07-13 | 美题隆公司 | 钻井部件 |
| RU2688416C2 (ru) | 2014-06-05 | 2019-05-22 | Материон Корпорейшн | Соединитель для штанг |
| US10844670B2 (en) | 2014-06-05 | 2020-11-24 | Materion Corporation | Couplings for well pumping components |
| CN104405763A (zh) * | 2014-11-03 | 2015-03-11 | 烟台大丰轴瓦有限责任公司 | 一种连杆衬套减磨合金层的合金材料CuNi9Sn6 |
| RU2732888C2 (ru) * | 2015-03-18 | 2020-09-24 | Материон Корпорейшн | Магнитные медные сплавы |
| DE102016008753B4 (de) | 2016-07-18 | 2020-03-12 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
| DE102016008757B4 (de) | 2016-07-18 | 2020-06-10 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
| DE102016008758B4 (de) | 2016-07-18 | 2020-06-25 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
| DE102016008745B4 (de) | 2016-07-18 | 2019-09-12 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
| DE102016008754B4 (de) | 2016-07-18 | 2020-03-26 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
| CN110964942B (zh) * | 2019-12-19 | 2021-07-30 | 江苏隆达超合金股份有限公司 | 一种高强耐磨铜合金管材的制备工艺 |
| CN113483012A (zh) * | 2021-07-02 | 2021-10-08 | 西安海泰精密机械制造有限公司 | 一种挠性短节及其加工方法 |
Family Cites Families (36)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3971656A (en) | 1973-06-18 | 1976-07-27 | Erwin Rudy | Spinodal carbonitride alloys for tool and wear applications |
| JPS5536059B2 (ko) | 1974-05-02 | 1980-09-18 | ||
| US4008105A (en) | 1975-04-22 | 1977-02-15 | Warabi Special Steel Co., Ltd. | Magnetic materials |
| US4016010A (en) | 1976-02-06 | 1977-04-05 | Olin Corporation | Preparation of high strength copper base alloy |
| JPS5298613A (en) | 1976-02-14 | 1977-08-18 | Inoue K | Spenodal dissolvic magnet alloy |
| JPS587702B2 (ja) | 1977-12-27 | 1983-02-10 | 三菱製鋼株式会社 | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金 |
| JPS608297B2 (ja) | 1978-06-02 | 1985-03-01 | 株式会社井上ジャパックス研究所 | 磁石合金 |
| US4260432A (en) | 1979-01-10 | 1981-04-07 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Method for producing copper based spinodal alloys |
| JPS55106743A (en) | 1979-02-08 | 1980-08-15 | Inoue Japax Res Inc | Magnetic chuck |
| US4251293A (en) | 1979-02-28 | 1981-02-17 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Magnetically anisotropic alloys by deformation processing |
| JPS6013408B2 (ja) | 1979-03-19 | 1985-04-06 | 株式会社井上ジャパックス研究所 | 磁気異方性合金磁石の製造方法 |
| GB2063922A (en) | 1979-11-20 | 1981-06-10 | Metallurg Inc | Sintered hard metals |
| GB2070646B (en) | 1980-03-04 | 1985-04-03 | Metallurg Inc | Sintered hardmetals |
| US4406712A (en) | 1980-03-24 | 1983-09-27 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Cu-Ni-Sn Alloy processing |
| US4315538A (en) | 1980-03-31 | 1982-02-16 | Nielsen Thomas D | Method and apparatus to effect a fine grain size in continuous cast metals |
| JPS5760055A (en) | 1980-09-29 | 1982-04-10 | Inoue Japax Res Inc | Spinodal decomposition type magnet alloy |
| JPS6048215B2 (ja) | 1981-01-16 | 1985-10-25 | 株式会社井上ジャパックス研究所 | 磁気フイルタ |
| US4388270A (en) | 1982-09-16 | 1983-06-14 | Handy & Harman | Rhenium-bearing copper-nickel-tin alloys |
| JPS59159929A (ja) | 1983-02-28 | 1984-09-10 | Nippon Gakki Seizo Kk | 磁石材料の製法 |
| US4641976A (en) | 1984-02-09 | 1987-02-10 | Smith International, Inc. | Copper-based spinodal alloy bearings |
| US4525325A (en) | 1984-07-26 | 1985-06-25 | Pfizer Inc. | Copper-nickel-tin-cobalt spinodal alloy |
| JPS61118939A (ja) | 1984-11-14 | 1986-06-06 | Nippon Gakki Seizo Kk | カラ−受像管用シヤドウマスク |
| JPH068458B2 (ja) | 1984-11-24 | 1994-02-02 | ヤマハ株式会社 | カラ−受像管用シヤドウマスクの製法 |
| US4732625A (en) | 1985-07-29 | 1988-03-22 | Pfizer Inc. | Copper-nickel-tin-cobalt spinodal alloy |
| JPH07122122B2 (ja) * | 1985-10-19 | 1995-12-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 高力銅合金の製造法 |
| BR8606279A (pt) | 1985-12-19 | 1987-10-06 | Pfizer | Processo para a preparacao de um artigo de liga espinodal a base de cobre distinto e artigo de manufatura |
| CA1270408A (en) | 1987-04-07 | 1990-06-19 | James Alexander Evert Bell | Coated article having a base of age-hardened metal |
| JPH02225651A (ja) | 1988-11-15 | 1990-09-07 | Mitsubishi Electric Corp | 高強度Ｃｕ―Ｎｉ―Ｓｎ合金の製造方法 |
| US5049619A (en) | 1989-04-14 | 1991-09-17 | Edison Polymer Innovation Corporation | Polymeric alloys |
| US5089057A (en) | 1989-09-15 | 1992-02-18 | At&T Bell Laboratories | Method for treating copper-based alloys and articles produced therefrom |
| GB9008957D0 (en) | 1990-04-20 | 1990-06-20 | Shell Int Research | Copper alloy and process for its preparation |
| FR2661922B1 (fr) | 1990-05-11 | 1992-07-10 | Trefimetaux | Alliages de cuivre a decomposition spinodale et leur procede d'obtention. |
| AU649536B2 (en) * | 1991-06-01 | 1994-05-26 | Diehl Gmbh & Co. | Process for the production of copper alloys |
| DE4215576A1 (de) * | 1991-06-01 | 1992-12-03 | Diehl Gmbh & Co | Verfahren zur herstellung von kupferlegierungen |
| US5279353A (en) | 1992-06-04 | 1994-01-18 | Nielsen Sr William D | Method and apparatus to effect a fine grain size in continuous cast metals |
| US5381125A (en) | 1993-07-20 | 1995-01-10 | At&T Corp. | Spinodally decomposed magnetoresistive devices |
-
1995
- 1995-11-03 US US08/552,582 patent/US6716292B2/en not_active Expired - Fee Related
-
1996
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100803183B1 (ko) * | 2001-03-01 | 2008-02-14 | 브러쉬 웰만 인코포레이티드 | 주물의 열간 정수압 압축 성형법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| ATE463590T1 (de) | 2010-04-15 |
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| US6716292B2 (en) | 2004-04-06 |
| KR100419162B1 (ko) | 2004-07-01 |
| DE69638157D1 (de) | 2010-05-20 |
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