KR20000029414A - 입자강화형 티탄 합금의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명에 따르면, 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도 범위로 가열하는 단계; 및 티탄 합금을 0.1-30℃/초의 냉각 속도로 β변태점을 통과시켜 냉각시키는 단계를 포함하여 이루어지는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법이 제공된다. 이러한 방법은 또한, 가열 단계 전에, 티탄 합금을 (α+ β)상의 2상 온도 범위 또는 β-변태점 이상의 온도 범위에서 압축하는 단계를 더욱 포함할 수 있다.

Description

입자강화형 티탄 합금의 제조방법{PROCESS FOR PRODUCING PARTICLE-REINFORCED TITANIUM ALLOY}
본 발명은, 티탄 합금 내에서 열역학적으로 안정한 성질을 가지는 세라믹 입자로 강화한 입자강화형 티탄 합금의 제조방법에 관한 것이다.
입자로 강화된 입자강화형 티탄합금이 공지되어 있다. 이러한 형태의 합금을 제조하는 기술로서, 일본 특개평 10-1,760호가 제공되었다. 이 특허 공보의 기술은, (1) 붕화티탄 등 열역학적으로 안정한 세라믹 입자를 매트릭스 중에 분산시켜 강화한 티탄 합금을 이용하고, (2) 이 티탄 합금을 열처리하여, 기재부분의 콜로니 입자 조직을 용융시키고, 미세한 침형 α상 조직을 생성하는 것을 포함한다. 이 공보에 개시된 방법에 따르면, 상기한 입자강화형 티탄 합금은, (1) 티탄합금을 β-변태점 이상의 온도로 가열하는 공정, (2) β-변태점 이상의 온도로부터 실온 또는 실온 이하의 온도로 티탄합금을 수중에 퀀칭(quenching)하는 공정, (3) 티탄 합금을 β-변태점과 800℃ 사이의 온도에서 형성된 (α+ β) 2상 영역으로 가열하는 공정을 차례로 실시하여 제조된다. 퀀칭공정은 상당히 신속한 냉각속도를 나타낸다.
또한, 일본 특공평 3-73,623호에는, α+β형 티탄 합금을 열처리하기 위한 또다른 방법이 개시되어 있다. 이 방법에서는, (1) α+β형 티탄 합금을 β변태점이하 10∼60℃의 온도범위에서 가열하고, (2) α+β형 티탄 합금을 0.1-5℃/초의 냉각속도로 500℃까지 냉각하여, 인성를 개선한다. 가열온도가 β-변태점 이상인 경우에는, β상이 커지기 쉽다. 이 공보 기술에서는, β상이 커지는 것을 방지하기 위해서 가열 온도를 β-변태점 이하 10-60℃로 설정하는 것으로 여겨진다.
일본 특개평 10-1,760호에 개시된 기술은 티탄 합금의 피로강도를 향상시키고자 하는 것이나, 내크리프성을 향상시키는 것은 고려하지 않았다. 공보에 개시된 열처리를 행하면, 침형 α상이 잘라져, 분단된 조직으로 변형된다; 그러므로, 피로강도는 높은 데도 불구하고, 크리프성(creep property)이 열화된다. 일반적으로, 미세조직이 가늘수록 피로강도가 개선되며, 미세조직이 클수록 크리프 변형을 억제하여, 내크리프성이 향상된다.
또한, 일본특공평 3-73,623호에 개시된 기술은 인성을 개선하고자 하는 것이나, 내크리프성을 향상하려는 의도는 없다. 또한, 이 공보에 개시된 티탄 합금은 붕화티탄 입자와 같은 입자를 포함하지 않으며, 가열 온도가 β-변태점보다 높지 않다.
본 발명은 상기한 실정을 감안하여 이루어졌다. 그러므로, 본 발명의 목적은 피로강도를 확보하면서, 내크리프성이 우수한 입자강화 티탄 합금을 제공하는 데에 있다.
도 1은 냉각속도 및 굽힘크리프 변형량 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
여기서, 냉각속도는 β변태점 이상의 온도인 1,150℃로부터 800℃까지의 속도이다;
도 2는 냉각속도와 실온 인장 연신율 사이의 관계를 나타낸 그래프이다.
여기서, 냉각속도는 β변태점 이상의 온도인 1,150℃로부터 800℃까지의 속도이다;
도 3은 적용예를 도시한 구성예이다.
본 발명자들은 티탄합금을 예의연구하고, 하기의 현상을 실험적으로 확인하여 본 발명을 개발하였다. 본 발명자들은, 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄 합금을 사용하여; 이 티탄합금을 β-변태점 이상의 온도로 가열하고; 티탄 합금을 0.1-30℃/초의 냉각속도로 냉각하면: 티탄합금에서 피로강도를 확보하면서 내크리프성이 향상됨을 알아내었다.
상기한 특성을 얻게 된 이유가 명확하지는 않으나, 하기와 같이 추정된다:
미세조직이 클수록 크리프 변형을 억제하고, 내크리프성을 향상시키는 데 기여하며, 미세조직이 가늘수록 피로강도를 향상시키는 데 기여하는 것으로 여겨진다. 본 발명은 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄 합금을 사용한다. 그러므로, 티탄 합금이 β변태점 이상의 온도 범위로 가열될때에도, 본 발명은 침형 미세 조직이 형성되는 대신에 노후 β그레인이 비정상적으로 성장되는 것을 방지한다. 또한, 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도 범위로부터, 적절한 냉각 속도인 0.1-30℃/초로 β변태점을 통과시켜 냉각시키기 때문에, 티탄 합금의 미세조직 크기가 내크리프성 및 피로강도 양자 모두를 확보하는 데 적절하다.
본 발명은, 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄합금을 β변태점 이상의 온도 범위로 가열하는 단계; 가열된 티탄 합금을 0.1-30℃/초의 냉각속도로 β변태점을 통과시켜 냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는입자강화형 티탄합금의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 피로강도를 확보하면서, 내크리프성이 우수한 입자강화형 티탄합금을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 실시형태
본 발명은 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄합금을 사용한다.
티탄합금은 녹색 컴팩트를 소결하여 형성된 소결 컴팩트, 소결컴팩트를 단조하여 형성된 단조품, 주조품 또는 주조품을 단조하여 형성된 단조품일 수 있다. 단조를 위해서는, 열간단조를 이용할 수 있다.
티탄 합금은 α상 안정화 원소, 예를 들어,알루미늄(Al) 및 β상 안정화 원소를 포함할 수 있다. 티탄 합금은 티탄 합금의 매트릭스를 100 중량%로 할때, 적어도, 알루미늄(Al) 3-6 중량%, 및 주석(Sn) 2-6 중량%를 함유할 수 있다. 그러나, 본 발명의 제조방법이 이러한 함량에 제한되는 것은 아니다.
티탄 합금의 매트릭스의 미세구조는, 상온영역에서, 전부가 α상으로 형성된 조직이거나, α상이 주로 형성된 조직이거나, α상에 β상이 혼재하는 조직일 수 있다. α상은 침형 α상, 또는 침형 α상에 등축 α상이 혼재된 것일 수 있다.
열역학적으로 안정한 세라믹 입자는 붕화 티탄(TiB 및 TiB2), 탄화 티탄(TiC 및 TiC2), 규화 티탄 및 질화 티탄(TiN)일 수 있다. 특히, 이러한 세라믹 입자로는붕화 티탄이 바람직하다. 붕화 티탄은 티탄 합금의 매트릭스 내에서 경질 입자 또는 강화 입자로 작용할 수 있다. 붕화 티탄은 티탄합금의 매트릭스와의 적합성이 좋으므로, 피로균열의 발생원인이 될 수 있는 위약한 반응상이 붕화 티탄과 티탄합금 매트릭스 사이의 계면에 형성되는 것을 억제할 수 있다.
붕화 티탄과 같은, 열역학적으로 안정한 세라믹 입자의 첨가비율은 용도 등에 따라 선택할 수 있다. 이러한 비율은 세라믹 입자가 분산된 전체 티탄 합금을 100체적%로 할때, 상한치는 10체적% 또는 7체적%이고, 하한치는 0.1체적% 또는 0.4체적%이다. 그러나, 세라믹 입자의 비율이 이러한 범위에 제한되는 것은 아니다.
붕화 티탄과 같은, 열역학적으로 안정한 세라믹 입자의 평균입자크기는 용도 등에 따라 선택할 수 있다. 예를 들어, 세라믹 입자의 평균 입자 크기의 상한치는 50㎛일 수 있다. 세라믹 입자의 평균 입자 크기의 하한치는 0.5㎛일 수 있다. 그러나, 세라믹 입자의 평균 입자 크기가 이러한 범위에 제한되는 것은 아니다.
본 발명은 열역학적으로 안정한 세라믹 입자(예를 들어, 붕화티탄)가 분산된 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도범위로 가열하는 단계를 포함한다. 이러한 단계에 의해서, 노후된 β그레인이 생성된다. 가열 수단으로는 유도가열, 노가열 또는 다른 가열 형태일 수 있다. 가열 시간은 유도가열 또는 노가열의 가열방식, 티탄 합금의 크기 등에 따라 선택될 수 있다. 가열시간이 길어져 노후 β 그레인의 크기가 과도하게 커질것 같을 때라도, 본 발명에서는 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 티탄 합금에 분산되므로, 노후 β그레인의 크기가 과도하게 커지는 것을 방지할 수 있다.
본 발명은 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄합금을 β변태점 이상의 온도로부터 0.1-30 ℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다. 그러므로, 티탄 합금은 0.1-30 ℃/초의 냉각속도로 β변태점을 통과하여 냉각된다. 0.1-30 ℃/초의 냉각속도는 일반적으로 가스냉각으로 달성할 수 있으며, 퀀칭하는 것보다 상당히 느리다. 대표적인 냉각방식으로는 냉각가스로 희가스를 사용하는 가스냉각 방식 및 공기 냉각 방식이 있다.
본 발명에 따르면, 붕화티탄과 같은 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄 합금의 미세조직 크기 및 매트릭스를 적절하게 할 수 있다.
본 발명의 바람직한 형태는 또한 가열단계 전에 티탄합금을 압축하는 단계를 포함한다. 압축단계는 예를 들어, 티탄 합금을 단조하는 단계이다. 압축단계에서는, 붕화 티탄과 같이 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄합금을 α+ β의 2상 온도 영역 도는 β변태점 이상의 온도 영역에서 압축한다.
즉, 예를 들어, 단조하여 티탄 합금을 압축한 후, 가열 단계를 실시한다. 압축 단계는 티탄 합금의 매트릭스가 α+ β의 혼합상 또는 β상으로 형성되는 경우에 행한다. 티탄 합금을 압축함으로써, 티탄 합금의 밀도가 더 커져 유리하다. 그러므로, 티탄 합금이 분말야금으로 성형되는 경우에는 기공이 감소되어 유리하다.
본 발명은 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도범위로부터 0.1-30 ℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다. 상기한 바와 같이, 냉각속도는 퀀칭 때보다 훨씬 더 느리다. 0.1-30 ℃/초의 냉각속도는 내크리프성을 향상시킬 수 있다. 그러므로, 본 발명은 내연기관의 밸브 등과 같이 고온 분위기에서 사용되는 고온강도부품을 생산하는 데 적합하다.
더욱이, 티탄합금은 티탄 합금의 내충격성을 확보하기 위한 소정 값보다 큰 연신값을 가지는 것이 바람직하다. 냉각속도가 0.1 ℃/초 이하인 경우에는, 도 2에서와 같이, 연신값이 작고, 내충격성이 좋지 않다. 상기한 냉각 속도는 연신 및 내충격성을 확보하는 데 있어서 바람직하다. 따라서, 본 발명은 내연기관의 밸브와 같이, 티탄 합금으로 된 고온강도부품을 생산하는 데 적합하다.
상기한 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도범위로 가열하는 데는 유도 가열을 사용할 수 있다. 특히, 고주파수 유도가열이 바람직하다. 유도가열은 티탄 합금의 가열시간을 단축할 수 있으며, 생산성의 사이클 타임을 향상시킬 수 있다. 또한, 유도 가열은 티탄 합금이 고온 분위기에 노출되는 노출시간을 효과적으로 감소시키므로, 티탄 합금의 표면산화를 억제하고, 티탄합금의 기계가공 비용을 저감시키는 데 유리하다.
바람직한 실시형태의 상세한 설명
이하, 본 발명방법에 대하여 비교예와 함께 설명한다. 본 발명자들은 원료분말로서, (1) 수소화티탄을 탈수소처리한, 150㎛보다 작은 입자 크기를 가지는 수소화-탈수소화 티탄분말, (2) 평균입자 크기가 1O㎛인 알루미늄합금분말, 및 (3) 평균입자 크기가 4㎛인 붕화티탄분말(TiB2)을 준비하였다. 알루미늄합금분말의 조성은 Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Si 합금이었다.
각 시료의 조성이 표 1에 나타낸 매트릭스 조성이 되도록 이들의 원료분말을 소정 비율로 칭량하여 시료를 만들었다. 즉, 붕화티탄을 함유하는 티탄합금 전체를 100체적%로 할 때, 붕화티탄의 비율을 각각 시료 No.1은 1체적%로 하고, 시료 No.2는 3체적%로 하고, 시료 No.3∼No.18은 5체적%로 하였다. 그러나, 비교예인, 시료 No.19, No.20, No.22, No.23에서는 각각 붕화티탄이 0%이다. 비교예인 시료 No.21은 JIS-SUH 합금(Fe-Cr-Mn-Ni계)으로 생산된 주조품을 사용하였다.
칭량 후에, 원료분말을 균일하게 혼합하여 혼합분말로 하였다. 이 혼합분말을 금형성형에 의하여 가압성형하여 압밀체인 원통형상의 빌렛을 얻었다. 빌렛은 직경 16mm, 높이 32mm이었다. 압축 압력은 5tonf/cm2으로 하였다. 다음으로, 이 빌렛을 소결하기 위해서 고진공분위기(1 ×10-5Torr)로 1300℃에서 4시간 가열하여 소결체를 얻었다. 다시, 이 소결체를 110O℃에서 가열하였다. 그리고 나서, 이 소결 콤팩트를 압출성형장치로 스템부를 압출하여 압출품을 얻었다. 그 후, 그 압출품에 대하여 업셋-단조가공을 실시하여 우산부를 성형하였다. 이 업셋-단조가공은 티탄합금이 (α+ β)의 2상 온도영역, 또는 β변태점 이상의 온도에 있을 때에 행해여지고 있다. 이에 따라, 축형상의 스템부와, 스템부의 끝단부에 이어져 설치된 우산부를 갖는 단조체를 형성하였다. 이 단조체는 차량 등의 내연기관용 밸브로 사용된다.
이 단조체를 1150℃의 온도(β변태점 이상의 온도)로 가열로에 의해서 약 20분간 가열하였다. 가열 수단은, 시료를 가스로 냉각하는 경우에는 냉각가스(희석가스, 예를 들어, 아르곤가스)를 송급할 수 있는 진공화로를 사용하였다. 시료를 공기냉각하는 경우에는 대기화로를 사용하였다. 가열한 후, 각 시료에 대하여 800℃까지의 냉각속도를 표 1에 나타낸 바와 같이 여러 가지 조건으로 조절하여 각 시료에 관계되는 열처리체를 제작하였다. 가스냉각하는 경우에는, 가열로 안으로의 냉각가스의 공급을 제어함으로써 소정의 냉각속도를 얻었다.-냉각가스는 아르곤 가스와 같은 희가스였다.
비교예인, 시료 No.6 및 시료 No.11은 냉각속도가 0.05℃/초이므로, 본 발명의 냉각속도보다 저속이다. 비교예인, 수냉한 시료 No.10 및 시료 No.17은 냉각속도가 100℃/초이므로, 본 발명의 냉각속도보다 빠르다.
또한, 시료 No.18은 상기한 단조가공을 실시한 후에 고주파유도가열에 의하여 1160℃의 온도(β변태점 이상의 온도)로 2분간 가열유지하였다. 그리고 나서,시료 No.18을 공기냉각하였다. 공기냉각의 경우에는 4∼5℃/초의 냉각속도가 되므로, 본 발명의 냉각속도가 된다.
열처리후의 각 시료로부터 시험편을 각각 취하였다. 크리프시험을 간편하고도 신속하게 행하기 위하여, 고온굽힘크리프시험을 실시하여 크리프변형량을 구하였다. 시험온도는 800℃이고, 최대굽힘응력은 51MPa이었다. 또한, 열처리후의 각 시료로부터 피로시험용 시험편을 취하였다. 평행부 길이 가 10mm이고, 직경이 4mm인 피로시험용 시험편을 피로시험(시험온도 : 850℃)하였다. 마찬가지로, 열처리후의 각 시료로부터 인장력시험용 시험편을 취하였다. 평행부 길이가 10mm이고, 직경이 4mm인 인장력시험용 시험편을 인장력시험하여 실온연신을 측정하였다.
표 1은 각 시료에 관련되는, 티탄합금의 매트릭스조성, 티탄합금에 붕화티탄입자가 함유되어 있는 비율, β변태점 이상의 온도로 가열하는 조건, β변태점 이상의 온도, 1,150℃로부터 800℃까지 냉각할 때의 냉각속도를 나타낸다.
표 1에 따르면, 시료 No.1에서, 붕화티탄을 함유하는 티탄합금 전체를 100체적%로 할때, 붕화티탄은 1체적%이며, 티탄합금의 매트릭스는 99체적%이었다. 그리고, 이 티탄합금의 매트릭스 전체를 100중량%로 할때, 매트릭스에는 알루미늄(Al) 5.75중량%, 주석(Sn) 3.92중량%, 지르코늄(Zn) 3.92중량%, 등이 함유되어 있다.
평가
표 1은 크리프변형량, 피로강도(850℃), 실온연신에 대한 시험결과를 나타낸다. 표 1에서 이해할 수 있는 바와 같이, 본 발명에 관계되는 시료는 크리프변형량이 작아 내크리프성이 양호하다. 더구나, 본 발명에 관계되는 시료는 피로강도에 대해서도 100MPa를 상당히 초과하고 있어 양호했으며, 실온연신도 1%를 상당히 초과하고 있어 양호하며, 내충격성도 양호하였다. 즉, 본 발명에 관계되는 시료는 내크리프성이 우수할 뿐만 아니라 피로강도나 연신도 양호하였다. 따라서, 본 발명에 관계되는 시료는 차량 등의 내연기관에 사용되는 밸브에 사용하기에 적합하다. 이러한 밸브재료는 흡기밸브재료나 배기밸브재료일 수 있다. 여기서, 본 발명에 관련되는 No.5는 내크리프성을 확보하면서 연신의 향상을 의도한 것이다.
재질 A
표 1에서 이해할 수 있는 바와 같이, 시료 No.6∼시료 No.10은 모두 동일한 조성인 재질 A이다. 시료 No.6∼시료 No.10은 냉각속도는 다르지만, 매트릭스 조성, 붕화티탄 함량 및 가열조건이 동일하다.-붕화티탄 함량은 5체적%, 가열온도는 β변태점 이상인 1150℃.
특히, 비교예인 시료 No. 6은 붕화티탄을 5체적% 함유하고, 또한 티탄 합금을 β변태점 이상으로 가열하면서도 냉각속도가 너무 느리고, 따라서 크리프변형량이 20.0mm로 커서 내크리프성이 저하되었다. 또한, 비교예인 시료 No.10은 붕화티탄을 5체적% 함유하고, 또한 티탄합금을 β변태점 이상으로 가열하면서도 수냉하였기 때문에 냉각속도가 너무 빠르고, 따라서 크리프변형량이 30.0mm로 큰 값이어서, 내크리프성이 저하되었다.
그러나, 표 1에서 이해할 수 있는 바와 같이, 본 발명에 관계되는 시료 No.7, No.8, No.9에 대해서는 크리프변형량이 작고 내크리프성이 우수했다. 또한, 본 발명에 관계되는 시료 No.7은 피로강도도 양호했다.
재질 B
표 1에서 이해할 수 있는 바와 같이, 시료 No.11∼시료 No.17은 모두 동일한 재질 B이다. 시료 No.11∼시료 No.17는 냉각속도는 다르지만, 매트릭스 조성, 붕화티탄 함량 및 가열조건이 동일하다.-붕화티탄 함량은 5체적%, 가열온도는 β변태점 이상인 1150℃.
비교예인 시료 No.11은 붕화티탄을 5체적% 함유하고, 또한 티탄 합금을 β변태점 이상으로 가열하면서도 냉각속도가 너무 느리므로, 크리프변형량이 14.Omm로 양호하기는 하나, 신장이 1.O%로 낮았다.
또한, 비교예인 시료 No.17은 붕화티탄을 5체적% 함유하고, 또한 티탄합금을 β변태점 이상으로 가열하면서도 수냉하기 때문에 냉각속도가 너무 빠르므로, 크리프변형량이 30.0mm를 초과하는 큰 값 이어서, 내크리프성이 저하되었다.
한편, 본 발명에 관계되는 시료 No.12, No.13, No.14, No.15 및 No.16에 대해서는 크리프변형량이 작아 내크리프성이 우수할 뿐만 아니라, 피로강도도 양호하고, 연신도 1.0%를 상당히 초과하고 있어 양호했다.
본 발명에 관계되는 시료 No.18은 티탄 합금을 고주파유도가열에 의하여 β변태점 이상의 온도로 가열하였다. 이 경우에는, 가열시간은 약 2분간이라는 단시간이지만 양호한 내크리프성을 얻을 수 있었다. 또한, 급열에 유리한 고주파유도가열을 채용하였기 때문에, 가열시간이 단시간, 2분이면 충분하다. 따라서, 티탄 합금의 표면에 생성되는 산화층도 저감할 수 있고, 열처리후의 기계가공비용을 저감할 수 있다.
기타 실시예
비교예인 No.19는 붕화티탄을 함유하지 않는 티탄합금을 사용하였다. 티탄 합금을 1005℃, 즉 β변태점 미만인 (α+ β)상의 온도영역에서 2시간 가열하였다. 가열한 후에 티탄 합금 No.19을 수냉에 의하여 퀀칭하였다. 그 다음, 티탄 합금 No.19을 650℃에서 8시간 가열하여 템퍼링하였다. 그 후, 티탄 합금 No.19을 공냉하였다. 비교예인 No.19는 피로강도 및 연신을 확보할 수 있기는 하나, 크리프변형량이 30.0mm를 초과하는 큰 값이어서 내크리프성이 저하되었다.
비교예인 No.20은 붕화티탄을 함유하지 않은 티탄합금을 1090℃에서 30분간 가열, 즉 β변태점 이상으로 가열하였다. 가열한 후에, 붕화티탄 No.20을 수냉에 의하여 퀀칭하였다. 그 다음, 590℃에서 8시간 가열하여 템퍼링하고, 공기냉각하였다. 비교예인 No.20의 티탄 합금은 크리프변형량이 6.0mm로서 내크리프성이 양호했으나, 피로강도가 충분하지는 않았다.
비교예인 No.21은 종래부터 밸브재료로서 사용되는 철계의 주조제품(JIS -SUH35)으로서 본 발명과는 재질이 다르다. 비교예인 No.21은 크리프변형량이 24.0mm이다. 그러므로, 본 발명의 티탄합금이 비교예인 No.21보다 우수함을 알 수 있다. 비교예인 No.22는 붕화티탄도 함유하지 않고 가열온도가 920℃로서 β변태점 미만이다. 따라서, No.22는 피로강도가 양호하기는 하나, 크리프변형량이 30.0mm를 초과하는 큰 값이어서 내크리프성이 저하되었다.
비교예인 시료 No.23은, 티탄 합금을 β변태점 이상으로 가열하였고, 냉각속도도 적절하였다. 그러나, 시료 No.23은 붕화티탄을 함유하지 않았다. 비교예인 시료 No.23은 크리프변형량이 7.0mm로 양호했다. 크리프 변형이 양호한 이유는 티탄 합금을 β변태점 이상으로 가열하였을 때, β상의 크기가 커지기 때문이다. 그러나, 시료 No.23은 피로강도가 110MPa로 충분하지 않고, 연신도 1.0%로 낮았다. 그러므로, 시료 No.23은 내연기관용 밸브재료로서 사용하기에 부적절하다. 시료 No.23의 피로강도 및 연신율이 불충분한 이유는 붕화티탄이 첨가되어 있지 않기 때문이다.
그래프
도 1은, β변태점 이상의 온도인 1150℃로부터 800℃까지 냉각하는 냉각속도와, 굽힘크리프변형량(800℃에서 100시간)과의 관계를 나타낸다. 도 1에서 이해할 수 있는 바와 같이, 냉각속도가 0.1℃/초 미만이면, 크리프변형량이 커져, 내크리프성이 저하되었다. 또한, 냉각속도가 30℃/초를 초과하면, 크리프변형량이 커져 내크리프성이 저하되었다. 바꾸어 말하면, 냉각속도가 0.1∼30℃/초인 영역에서 크리프변형량이 최소영역을 형성하여 양호한 내크리프성를 얻을 수 있었다. 도 1의 시험결과를 고려하면, 냉각속도는 0.5∼10℃/초의 영역이 바람직하다.
또한, 도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 굽힘크리프변형량은 비교예인 시료 No.21(JIS-SUH35)의 경우보다 작고, 마찬가지로 수냉한 시료 No.10 및 No.17의 경우보다 작다.
또한, 도 2는 β변태점 이상의 온도인 1150℃로부터 800℃까지 냉각하는 냉각속도와 인장연신율(tensil enlongation)과의 관계를 나타낸다. 도 2에서 이해할 수 있는 바와 같이, 냉각속도가 0.1℃/초 미만일 때는, 실온연신이 작아서 충분하지 않고, 내충격성이 충분하지 않다. 그러나, 냉각속도가 0.1∼30℃/초의 영역이면 양호한 연신값을 얻을 수 있어 내충격성을 기대할 수 있으므로; 본 발명의 티탄 합금은 내연기관용의 밸브재료로서 한층더 적합하다.
적용예
도 3은 하나의 적용례를 나타낸다. 이 적용예는 상기한 본 발명에 관계되는 실시예에 의거하여 형성된 밸브(1)을 가지며, 밸브(1)은 붕화티탄입자를 함유하는 티탄합금으로 형성되어 있다. 이 밸브(1)는 내연기관에 사용되는 것으로서, 스템부(10)와, 스템부(10)의 끝단에 이어져 설치된 우산부(11)를 구비하고 있다.
본 발명에 관계되는 티탄합금은 상기한 밸브에 한정되지 않고, 터빈 블레이드 등의 내열부품에 적용할 수도 있다.
본 발명방법에 의하면, 피로강도를 확보하면서 내크리프성이 우수한 입자강화형 티탄합금을 제공할 수 있다.

Claims (6)

  1. 열역학적으로 안정한 세라믹 입자가 분산된 티탄 합금을 β변태점 이상의 온도 범위로 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 티탄 합금을 0.1-30℃/초의 냉각 속도로 β변태점을 통과시켜 냉각시키는 단계를 포함하여 이루어지는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 가열 단계 전에, 상기 티탄 합금을 (α+ β)상의 2상 온도 범위 또는 β-변태점 이상의 온도 범위에서 압축하는 단계를 더욱 포함하는 것을 특징으로 하는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 세라믹 입자가 붕화 티탄, 탄화 티탄, 규화 티탄 및 질화 티탄으로 구성된 군에서 선택된 1종 이상으로 형성되는 것을 특징으로 하는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 붕화 티탄이 TiB 및 TiB2중 1종이상으로 형성되고, 상기 탄화 티탄이 TiC 및 TiC2중 1종이상으로 형성되는 것을 특징으로 하는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    전체 티탄 합금을 100 체적%로 할때, 상기 세라믹 입자가 0.1 내지 10 체적%로 함유되는 것을 특징으로 하는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 세라믹 입자의 평균 입자 크기가 0.5 내지 50㎛인 것을 특징으로 하는 입자강화형 티탄 합금의 제조방법.
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