KR20010094994A - 구리기제 합금과, 구리기제 합금을 이용하여 주조물 및단조물을 제조하는 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 3% ~ 20%(이하, 질량%)의 Ag과, 0.5% ~ 1.5%의 Cr과, 0.05% ~ 0.5%의 Zr을 포함하는 Cu기제 합금을 포함하는 용융물을 급속 응고하는 주조방법을 이용하여 성형(forming)을 수행한다. 석출을 위한 숙성 처리는 섭씨 450도 ~ 500도에서 수행되고, 성형물은 석출 강화에 의해 얻어진다. 또한, 상술한 Cu기제 합금에서, Ag 3 ~ 8.5%를 함유하는 Cu기제 합금을 포함하는 용융물은 주조에 의해 응고화되며, 그 응고물(solidified article) 또는 열간가공물(hot worked article)은 석출을 위한 숙성처리 및, 단조 또는 압연을 이용하여 기계적인 열 처리를 겪게 되며, 재료을 특정 형태로 형성하고 석출 강화를 수행함으로써 단조물을 얻는다

Description

구리기제 합금과, 구리기제 합금을 이용하여 주조물 및 단조물을 제조하는 방법 {Copper Base Alloy, and Methods for Producing Casting and Forging Employing Copper Base Alloy}

본 발명은 Cu기제 합금 및 Cu기제 합금을 이용한 고강도, 고열전도성의 주조물 및 단조물 제조방법에 관한 것으로서, 일본 특허 출원 번호 제 2000-103662호를 바탕으로 하고 있으며, 그 내용은 참조로 본 명세서에 통합되어 있다.

고강도, 고열전도성을 갖는 금속 재료들은, 일 면은 섭씨 3000도의 연소 가스와 접촉하고 타 면은 액화 수소와 접하는 로켓 엔진의 연소실과 핵융합 반응로를 형성하는 구조물 등의 경우에서와 같이, 재료들이 심한 열피로를 받는 분야에 채용되고 있다.

이러한 분야에 채용되는 고강도, 고열전도성을 가지는 금속재료의 한 예로서, 일본 특허 출원, 특개평 제 04-198460호에 게시된 0.8%의 Cr과 0.2%의 Zr를 함유하는 Cu기제 합금 (이하, "%"는 질량 %로 명기하기로 한다.)을 들 수 있다. 일반적으로, Cu기제 합금을 주조한 후, 열처리 하면서 단조나 압연 등에 의해서 특정 모양으로 성형하면, 고강도, 고열전도성 단조물을 형성할 수 있다.

이러한 Cu기제 합금에 있어서, 합금의 조성이 동일할 지라도, 기계적인 열처리 (thermomechanical treatment) 조건을 조정하여, 열 전도성을 높게 유지하면서 인장 강도를 증가 시킬 수 있다.

그러나, 최근 몇 년 동안, 열응력(thermal stress)의 발생이라는 관점으로 볼 때 장치부재(structural component)의 사용 조건은 악화 되고, 동시에, 기존재료로는 크랙(crack)발생 이전까지의 수명이 짧으며, 따라서, 보다 높은 내열피로성이 요구되고 있다. 금속재료의 열에 대한 변형(strain)을 감소시키기 위해서는 열피로 강도를 향상 시키고, 열전도성을 증가시켜야 한다. 그러나, 열 전도성을 개선하는 데는 한계가 있다. 따라서, 기존의 금속재료에 비교할 때, 열 전도성의 감소없이 열피로 강도를 향상 시키는 것이 필요하다.

이러한 유형들의 금속 재료의 열 피로 강도를 향상 시키기 위해서는, 사용온도에서 열 전도성을 저하시키지 않고 인장 연신율(tensile elongation)과, 인장 강도(tensile strength)및 인장내구력(tensile proof stress)을 증가 시키는 방법이 일반적으로 알려져 있다. 상술한 요구조건을 충족시키기 위해서, Cr (0.8%)와 Zr (0.2%)을 기본으로 포함한 Cu기제 합금을 이용하여 강도를 증가 시키고, 그 후, Cr과 Zr 함유량을 좀더 증가 시켜 Cu기제 합금의 가공도(draught)를 증가 시켜 강도를 상승시키고자 하는 시도가 이루어졌다.

이러한 유형의 Cu-Cr-Zr 합금에 있어서, Cr과 Zr의 함유량을 증가 시키면 한 방향으로 큰 변형을 일으키는 형철( swaging) 가공이나 선인(wire drawing) 가공에 의해 섬유상의 미세구조를 만들 수 있으며, 따라서 고강도를 얻을 수 있다.

그러나, 이러한 유형의 Cu-Cr-Zr 합금은 연성이 감소되어 열피로 강도가 기대 만큼 개선되지 않는다. 더욱이, 성형물의 모양에 대한 제약이 있어, 단조와 압연가공을 충분히 수행될 수 없다. 그러므로, 임의 모양의 성형물에서 기대되는 강도를 얻기가 힘들다. 따라서, 고강도와 전기 전도성를 이용하는 전기관계 부품으로 그 이용이 제한되고 있다.

반면, 일본 특허 출원명세서, 특개평 제 6-279894호 및 사카이(SAKAI) 등이 일본금속학회지 제 55권(1991), 1382 - 1391페이지에 게시한 바와 같이, 다량의 Ag이 첨가된 Cu-Ag 합금이 새로운 합금으로 개발되어 왔다. Cr및 Zr과 같이, Ag은 실온 근처에서 Cu에 거의 녹지 않으며 합금으로 만들어 질 때 열전도성이 거의 감소하지 않는다. 그러나, Ag를 8.5% 이상으로 첨가하면, 얻어진 Cu기제 합금은 고형화될 때 공정(eutectic)을 형성한다. 따라서, 충분한 양의 공정(共晶) 조직을 얻기 위하여 15%의 Ag가 첨가된 Cu-Ag합금 잉곳(Ingot)에, 한 방향으로 큰 변형을 주는 형철가공이나 선인가공이 Cu-Cr-Zr합금의 경우와 유사한 방법으로 수행될 경우, 공정(共晶) 조직이 파괴되고 섬유 강화 구조(fiber reinforced structure)가 생성된다. 이 경우 얻어진 강도는 매우 높다.

그러나, 이러한 Cu-Ag 합금의 경우에, 주조된 원형 막대(round bar)로부터 1/10 이하의 직경을 가진 선재를 얻기 위해서는 강가공(sever working)이 필요하다. 그러므로, 상기 기술로 특정 두께 보다 큰 성형물(wrought articles)을 제조하는 것은 불가능하다.

게다가, 상술한 금속 재료들에 있어서, 반복되는 단조와 열처리는 제조 비용을 증가 시킨다. 따라서, 강도가 기존레벨과 같은 정도를 가지면서도, 단조 과정을 요구하지 않는 주조 공법에 의해 제조될 수 있고, 열 전도성 및 강도가 높으며, 비용이 저렴한 금속 재료에 대한 필요가 증가하고 있다. 그러나, 이러한 유형의 금속재료는 종래에는 알려져 있지 않다.

본 발명은 상기 문제를 해결하기 위하여 착안된 것으로, 간단한 주조, 단조, 및 압연 방법에 의해 형성물 모양의 차원에 제한이 없고, 고강도, 고열전도성을 가지며, 제조 비용이 저렴한 금속 재료의 공급을 목적으로 한다.

본 발명의 다른 목적은 이러한 금속 재료들을 이용한 성형물의 제조 방법을 제공하는 것이다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 주조물에 있어 첨가된 Ag의 양과 경도와의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 주조물에 있어 첨가된 Cr의 양과 경도와의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 주조물의 온도와 인장내구력 (proof stress)과의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 주조물의 온도와 인장 연신율 증가와의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 단조물의 온도와 인장내구력 (proof stress)과의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 6은 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 단조물의 온도와 인장 연신율 증가와의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 단조물의 온도와 인장내구력(proof stress)과의 관계를 보여주는 그래프이다.

도 8은 본 발명의 일실시예에 따른 Cu기제 합금 단조물의 온도와 인장 연신율 증가와의 관계를 보여주는 그래프이다.

본 발명은 3% ~ 20% 범위의 Ag, 0.5% ~ 1.5% 범위의 Cr, 및 0.05% ~ 0.5% 범위의 Zr를 함유하고 있고, 잔여물(remainer)이 Cu인 Cu기제 합금(주조용 Cu기제 합금으로 칭함)을 제공한다.

본 발명은, 3% ~ 20% 범위의 Ag, 0.5% ~ 1.5% 범위의 Cr, 및 0.05% ~ 0.5% 범위의 Zr를 포함하고 있고, 잔여물(remainer)이 Cu인 주조용 Cu기제 합금을 용융하는 제 1단계와, 제 1단계에서 얻어진 용융물을 급속 응고(rapidly solidifying)를 통해 원하는 모양으로 성형하는 제 2 단계와, 제 2 단계에서 얻어진 성형물을 섭씨 450도 ~ 500도의 온도에서 숙성 처리(aging treatment)하여 석출 강화(precipitation strengthening)하는 제 3 단계를 포함하는 주조물을 제조하는 방법을 제공하고 있다.

여기에 사용된 "급속 응고"란 어구는 용융물의 온도를 석출을 위한 숙성 처리 온도인 섭씨 450도 ~ 500 도로 냉각시키기 위한 시간으로 10분 이하인 것이 바람직하다. 다른 표현으로, 이 어구는 재료가 고형화 될 때 초당 약 섭씨 1 도(℃/sec)의 속도로 재료를 섭씨 500도 까지 냉각시키는 금속 주형을 사용한 고형화를 뜻한다. 또한, 상기 목적을 위한 금속 주형 주조 방법이나 원심 주조 방법도 가능하다.

"석출을 위한 숙성 처리(aging treatment for precipitation)"라는 어구는 소정의 시간 동안 특정 온도에서 고용체(solid solution)를 유지함으로써 조직(Matrix) 내부의 다른 상들을 석출하는 처리를 뜻한다.

상기 조성의 주조용 Cu기제 합금은 적은 양의 Cr및 Zr이 첨가된 Cu기제 합금에 Ag를 첨가 함으로서 형성된다. 상기 Cu기제 합금은, 압연과 단조가 필요하지 않은 주조의 경우에도, 고강도와 고열전도성을 갖는 성형물을 얻을 수 있게 끔 한다.

따라서, 상기 주조용 Cu기제 합금을 사용할 경우, 간단한 주조 방법으로 대형제품등 성형 모양의 차원에 대한 제한이 없이 고강도와 고열전도성을 갖는 주조물을 제조할 수 있다.

상기 Cu기제 합금의 조성에 있어서, Ag의 양이 3% 이하일 경우에는 얻어지는 주조물의 경도가 현저하게 감소되어, 고강도 및 고열전도성의 주조물이 얻어질 수 없다. 반면, 채용된 Ag의 양이 20% 이상일 경우, 효과에는 큰 차이가 없고, 과량의 Ag을 사용하면 비용이 높다는 단점이 있다.

상기 Cu기제 합금의 조성에 있어서, Cr의 양이 0.5% 이하일 경우, 얻어진 주조물의 경도가 현저히 감소되어, 고강도 및 고열전도성 주조물을 얻는 것은 불가능하다. Cr의 최대 고용도는 0.7% ~ 0.8%이다. 만약 Cr이 이 범위를 초과하여 첨가되면 공정(共晶) 반응이 일어난다. 그러나, 이 범위를 초과하는 양에서, 예를 들면 1.5%의 Cr이 첨가된 합금에서, 냉각속도가 그리 늦지 않다면 완전히 공정(共晶) 반응이 일어나기 전에 응고가 일어난다. 그러나, Cr의 양이 1.5%를 초과할 때, 과대량의 Cr 초정(primary crystal)이 상기 제 2 단계에서 냉각할 때 석출된다. 이는 인성과 연성의 측면에서 볼 때 바람직하지 않다.

상기 Cu기제 합금의 조성에 있어서, Zr의 양이 0.05% 이하이면, 섭씨 400도 ~ 600도에서 취성(embrittlement)을 감소시키는 효과가 충분하지 않다. 더욱이, Zr는, Cr과 같이, 석출 강화라는 면에서 효과적인 원소이고 최대 고용도는 0.15% 이다. 0.5%를 초과하여 과량의 Zr를 첨가하면 상기 Cr의 경우와 같은 동일한 이유로서 바람직하지 않다.

상술한 주조물 제조방법에 있어서, 제 2 단계에서 용융물을 원심주조 및 금형 주조등에 의해 급속 응고시켜, Ag및 Cr을 강제 고용체(forced solid solution)로 포함하는 과포화 고용체를 먼저 형성한다. 고용도를 초과하는 Ag 과포화 용액을 포함하는 구조는, 상태도(Phase Diagram)에서 Ag-Cu 공정 형성 지점(eutectic point)인 8.5%를 초과하는 양으로 첨가될 때에도, 이 단계에서 급속 응고에 의하여 얻어질 수 있다. 이는 강도를 높이는 데 효과적이다.

얻어진 주조물은 고용체에 강제적으로 함유돤 상당 양의 Ag를 포함한다. 그리고 나서, 상기 제 3 단계에서 석출을 위한 숙성처리가 행해지면, 얻어진 주조물은 강제고용량이 많아지기 때문에 숙성처리에 의하여 미세 석출물이 얻어지며, 따라서 주조물의 강도를 증가 시킨다.

본 발명은 3% ~ 8.5% 범위의 Ag, 0.5% ~ 1.5%범위의 Cr 및 0.05% ~ 0.5% 범위의 Zr를 포함하고, 잔여물이 Cu인 Cu기제 합금(상술한 "주조용 Cu기제 합금"과 구별하기 위하여 "단조용 Cu기제 합금"으로 칭한다)을 더욱 제공하고 있다.

본 발명은 더 나아가 단조용 Cu기제 합금을 용융하는 제 1 단계와, 상기 제 1단계에서 주조로 얻어진 용융물을 응고하는 제 2 단계와, 응고물을 변형하거나, 석출을 위한 단조 또는 압연 그리고 숙성 처리와 기계적 열처리를 병용해서 상기 제 2 단계에서 얻어진 열간가공물(hot worked article)을 원하는 형상으로 성형하고 석출 강화를 행하는 제 3 단계를 포함하는 단조물 생성 방법을 제공한다.

상술한 단조용 Cu기제 합금은 상기 조성을 갖는다. 결과적으로, 값이 싼 Cu를 기제로 하여 월등한 강도와 열전도성을 갖고 형상의 차원에 제한이 없는 성형물(wrought articles)이 간단한 공법에 의하여 형성된다.

상술한 단조용 Cu기제 합금에 있어서, Ag의 양이 3% 미만일 경우, 얻어진 단조물의 경도가 현저히 감소하여, 고강도, 고열전도성의 단조물은 얻을 수가 없다.

반면에, 8.5%를 초과하는 양의 Ag이 첨가되면 약간의 효과를 얻을 수 있는 반면, 이 방법은 비용 측면에서 단점을 가지고 있다.

상기 단조용 Cu기제 합금에 있어서, Cr의 양이 0.5% 미만일 경우, 얻어지는 단조물의 경도가 현저히 감소하여, 고강도, 고열전도성의 단조물을 얻을 수가 없다. Cr의 양이 1.5%를 초과할 경우, 상기 제 2 단계에서 많은 양의 Cr 초정(primary crystal)이 얻어지며, 열단조(hot forging)중 단조능력이 현저히 감소하게 된다.

상기 단조용 Cu 합금에 있어서, Zr의 양이 0.05% 미만일 경우, 취성을 조절하기가 어렵다. 반면, Zr의 양이 0.5%를 초과할 경우, Cr의 경우와 같이, 경도와 연성도는 과량의 석출 때문에 감소한다.

단조물을 제조하는데 있어서, 상기 방법의 제 2 단계에서 얻어진 고형물에 대하여 단조나 압연을 이용한 기계적인 열처리를 실행하면 결정입자(Crystal Grain)가 좀더 조밀하게 되어, 변형이 일어나고 경화된다. 또한, 동시에 석출물을 숙성 처리하면 미세공결정상이 균일하게 생성되고, 단조물의 경도를 보다 더 증가 시키는 것이 가능하다. 따라서, 고강도, 고열전도성의 단조물을 얻을 수 있다.

상기 제 3 단계에서 약 섭씨 550도 이하 온도의 온간 또는 냉간 작업에서 숙성 열처리 및 기계적인 열 처리를 실행하는 방법이 바람직하다. 온도가 섭씨 550도를 초과하면, 가공 경화가 거의 없을 뿐만 아니라, Ag나 Cr석출물이 부분적으로 고용되어 많은 석출물이 발생하는 단점이 있다. 과대 석출물이 한번 형성되면, 온도가 감소해도 잘 미세화되지 않고, 따라서, 석출 강화는 현저하게 감소한다.

다음으로, 본 발명의 주조용, 단조용 Cu기제 합금으로부터 얻어지는 주조물에서 높은 정도의 강도와 전도도를 얻기 위한 요구조건에 대하여 보다 상세히 설명하도록 한다.

본 발명의 Cu기제 합금을 채용한 주조물을 제조할 때, Ag을 포함하는 Cu기제 합금의 용융물은 원심 주조나 주형 주조에 의해 급속히 응고된다. 그 결과, 강제 고용체인 Ag와 Cr의 과포화 고용체가 먼저 생성된다. 이 다음, 섭씨 450도 ~ 500 도의 온도 범위에서 석출을 위한 숙성 처리를 실시하면, 상기 과포화 용액에 대하여 고용구조(solid solution sturcture)에서 매우 조밀한 상들이 석출된다. 이때, 급속 응고에 의하여 Cu기제 합금에서의 과포화량은 상당하게 되며, 숙성 동안 미세 석출물의 양이 증가하고, 따라서 주조물의 강도는 증가한다.

평형상(equilibrium phase)에서의 구조를 보여주는 일반적인 상태도(Phase Diagram)와는 다르게, 급속 응고된 Cu기제 합금은 예상보다 많은 Ag을 고용시킨 구조를 가지게 된다.

따라서, Ag의 양이, 상태도(Phase Diagram)에서 공정 형성 지점(eutectic point)인 8.5%를 초과하여 첨가된다고 할지라도, 효과적으로 강화에 기여한다.

그러나, Ag이 20%를 초과하여 첨가되면, 강화를 위한 응고화 속도가 매우 커지게 되고, 따라서, 이는 비현실적이며, 실제 효과를 감소시킨다.

반면, 본 발명의 단조물을 제조하는 방법에 있어서, 상기 단조용 Cu기제 합금은 단조나 압연을 이용한 기계적인 열 처리에 의해 원하는 모양으로 성형되고 석출을 위한 숙성처리를 이용하여 석출강화한다. 이러한 방법으로, 첨가된 Ag의 양은, Ag 공정(共晶) 이나 Cr 초정 (primary crystals)이 다량으로 형성되지 않도록 조절되어야 한다. 다시 말하면, 다량의 Ag이 첨가되었기 때문에 초기 주조나 고형화동안 다량의 공정(共晶) 또는 Cr 초정 (primary crystal)이 나타나는 구조는, 열단조 과정 중에 단조 효율을 감소시키는 원인이 될 수 있다. 예를 들면, 단지 Cu와 Ag의 2원합금계에서, 일반적인 상태도(Phase Diagram)에 의하면 용융은 섭씨 780도의 공정(共晶)온도에서 시작된다. 이러한 부분적 용융은 단조나 압연 단계에서의

열간 작업동안 크랙의 발생 원인이 된다. 따라서, 단조 온도의 상향치에 대한 제한을 설정하는 것이 필요하다.

그러므로, 본 발명의 단조용 Cu기제 합금의 제 2 단계에서, 주조나 고형화 동안 과대 공정(共晶)입자들 또는 Cr 초기입자들의 과다 형성을 막기 위하여, 첨가되는 Ag의 양은 상태도 (Phase Diagram)에서 공정(共晶) 지점인 8.5% 이하로 제한된다. 그 결과, 본 발명에 따른 단조물에서, 단조 효율은 크게 증가된다.

본 발명에 따른 단조물을 제조하는 방법의 일실시예로서, 강도는, 온간 작업 (warm working; 섭씨 100도 이상에서 섭씨 550도 이하의 온도, 바람직하기로는 약 섭씨 500도 이하인 온도) 또는 냉간 작업 (cold working; 실온에서 섭씨 100도)을 수행한 후, 숙성 처리 및 기계적인 열 처리에 의한 석출 강화를 통하여 증가된다. 석출 강화를 통하여 강도를 증가 시키기 위해, 조직내에서의 석출물의 입자 직경은 1/100 ㎛ 정도가 이상적이다. 그러나, 첨가되는 Ag의 양을 8.5% 이하로 제한하고 온간 작업이나 냉간 작업동안 석출에 대한 기계적인 열 처리와 숙성 처리를 수행함으로써, 원하는 직경의 다른 상 입자들이 골고루 퍼져 있는 고강도 단조물을 얻을 수 있다.

두개의 강화 메카니즘(strengthening mechanism), 즉 첨가되는 Ag 또는 Cr의 양을 조절하고 기계적인 열 처리를 하는 것은 상호 촉진적이다. 달리 말하면, 기계적인 열 처리에 의해 도입되는 변위(dislocation)는 다른 상 입자들을 석출하는 핵생성 사이트(nucleation site)가 되고, a미세 입자들의 석출에 기여한다. 더구나, 변위에 있는 Ag나 Cr 석출은 가열에 의해 변위가 제거되는 것을 제한하고, 따라서,고온 강도 안정성(high temperature strength stability)을 증가시킨다. 합금 원소들이 많을 수록 그 효과는 커진다. 그러나, 이러한 원소들 대부분은 주조/응고화 동안 단독으로 또는 혼합 상으로 초정(primary crystals)으로서 석출된다. 따라서, 이러한 원소들을 다량으로 채용하는 것은 다음 단계에서 단조 능력을 열악하게끔 한다.

예를 들면, Cu-Cr 2원소 합금계에서, 첨가된 Cr의 양이 대략 0.7%를 초과하면, 초정(primary crystals)은 응고화가 평형상을 유지하면서 수행될 때 석출된다. 따라서, 첨가되는 Cr의 양은 평형상에서 0.7% 이하인 것이 적절하다. 그러나, 응고화 속도는 실제로는 빠르기 때문에, 1.5% 까지 첨가하여 강도를 증가 시킬 수 있다.

본 발명의 단조용 Cu기제 합금에 적당한 양의 Cr을 첨가하여 다량의 Ag이 첨가될 때와 같은 효과를 얻을 수 있다. 따라서, 단조 효율은 증가되고, 첨가되는 Ag의 양는 감소되어 비용이 감소된다.

주조용 또는 단조용 Cu기제 합금을 제조할 경우, Cu에 Ag, Cr 및 Zr을 첨가하여 통상의 방법으로 용융한다. Ag 만을 첨가하는 것보다, 0.5% ~1.5% 범위로 적정량의 Cr을 첨가하면, Ag 첨가 효과는 서로 상승작용(synergistically)을 하면서 증가된다. Cr을 0.5% 미만으로 첨가할 경우, 강도는 아주 미소하게 증가 할 뿐이다.

Cu기제 합금에 Zr를 첨가할 경우에 있어서, 0.05% ~ 0.2%의 Zr를 첨가하면, 산화 방지 효과와, 석출물의 그레인 바운더리(grain boundary) 모양을 조절하는 효과를 갖는다고 일반적으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명에 따라 0.05% ~ 0.5% Zr을 첨가하면, 섭씨 400도 이상에서 인장 연성을 증가 시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 일실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명하도록 한다. 본 발명은 일실시예에 제한되지 않는다. 예를 들면, 일실시예의 구조 요소들을 적절히 조합하는 것도 가능하다.

실험 1

Cu기제 합금의 형성

표 1에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 ~ 3과 비교예 1 ~3의 Cu기제 합금 주조물은, Ag이 각각 0%, 2%, 4%, 8%, 16% 및 30%이고, Cr은 모두 0.8%이며, Zr은 모두 0.2%이고, 나머지가 Cu인 합금 조성을 용융시켜 형성하였다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 실시예 4 ~ 6과 비교예 4 ~ 6의 Cu기제 합금 주조물은, Cr이 각각 0%, 0.2%, 0.5%, 1%, 1.5% 및 2.5%이고, Ag이 4%이고, Zr이 0.2%이며, 나머지가 Cu인 합금 조성을 용융시켜 형성하였다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 비교예 7 ~ 8의 Cu기제 합금 주조물은, Ag이 각각 2%와 8%이고, Cr이 0.8%이고, Zr은 없으며, 나머지가 Cu인 합금조성을 용융시켜 형성하였다.

Cu기제합금	Ag	Cr	Zr	Cu
비교예.1	0	0.8	0.2	잔여물
비교예 2	2	0.8	0.2	잔여물
실시예 1	4	0.8	0.2	잔여물
실시예 2	8	0.8	0.2	잔여물
실시예 3	16	0.8	0.2	잔여물
비교예 3	30	0.8	0.2	잔여물

* 상기 수치는 질량%로 나타낸 것이다.

Cu기제합금	Ag	Cr	Zr	Cu
비교예 4	4	0	0.2	잔여물
비교예 5	4	0.2	0.2	잔여물
실시예 4	4	0.5	0.2	잔여물
실시예 5	4	1	0.2	잔여물
실시예 6	4	1.5	0.2	잔여물
비교예 6	4	2.5	0.2	잔여물

* 상기 수치는 질량%로 나타낸 것이다.

Cu기제합금	Ag	Cr	Zr	Cu
비교예 7	2	0.8	0	잔여물
비교예 8	8	0.8	0	잔여물

* 상기 수치는 질량%로 나타낸 것이다.

실험 2

주조물의 제조 - 1 (Ag 효과)

표 1에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 ~ 3과 비교예 1 ~ 3의 각 Cu기제 합금 주조에 대한 실험 재료를 용융하고, 용융물을 동제 주형에 부어, 급속 응고시켜 각각 50 그램의 잉곳(Ingot)을 얻었다. 그 후, 각각의 잉곳(Ingot)을 섭씨 480도에서 한 시간 동안 가열함으로써 석출을 위한 숙성 처리를 행하고 실온까지 방치하여 냉각시켜 주조물을 제조하였다.

이러한 주조 물품들 각각에 대하여 비커스 굳기(Vickers Hardness)를 측정 하였다. 이러한 측정 결과들은 도 1에 나타나 있다. 도 1의 그래프의 수직축은 비커스 굳기를 나타내고, 수평축은 첨가된 Ag의 양을 나타내고 있다.

실시예 1 ~ 3에 따르면, 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, Ag 3% ~ 20%, Cr 0.8%, Zr 0.2%와 나머지가 Cu인 주조용 Cu기제 합금은, 본 발명의 주조 방법을 따를 때 월등한 경도를 가진 주조물을 제공한다. 대조적으로, Ag이 3% 미만의 소량을 함유하고 있거나 또는 전혀 함유하지않은 비교예 1 및 2의 실험 재료들에서는 경도가 감소된다. 20%를 초과하여 Ag을 함유하는 비교예 3의 실험 재료의 경우에는 경도에 대한 효과는 더 이상 향상되지 않았다.

실험 3

주조물의 제조 -2 (Cr의 효과)

표 2에 나타난 바와 같이, 실시예 4 ~ 6과 비교예 4 ~ 6에 있어서, Cu기제 합금 각각의 주조에 대한 실험 재료를 용융하여, 용융물을 동제 주형에 붓고, 각각 50 그램의 잉곳(Ingot)을 얻기 위하여 급속 응고하였다. 그 후, 각각의 잉곳(Ingot)을 섭씨 480도에서 한 시간 동안 가열하여 석출을 위한 숙성 처리를 실시하였다. 이때, 잉곳(Ingot)은 실온까지 방치하여 냉각시켜 주조물을 제조하였다.

이러한 주조물들 각각에 대하여 비커스 굳기를 측정하였다. 이러한 측정의 결과들은 그림 2에 나타나 있다. 도 2에서, 수직축은 비커스 굳기를 나타내고, 수평축은 첨가된 Cr의 양을 나타내고 있다.

실시예 4 ~ 6에 따르면, 도 2에서 알 수 있는 바와 같이, Ag 4%, Cr 0.5% ~ 1.5%, Zr 0.2%와 나머지가 Cu인 주조용 Cu기제 합금은, 본 발명의 주조 방법을 따를 때 월등한 경도의 주조물을 제공한다. 대조적으로, Cr이 0.5% 미만의 소량 함유하거나 전혀 함유되지않은 비교예 4 및 5의 실험 재료들에서는 경도가 현저히 감소되었다. 1.5%를 초과하여 Cr을 함유한 비교예 6의 실험 재료의 경우에 경도에 대한 효과는 더 이상 향상되지 않았다.

실험 4

주조물의 제조 -3 (인장 강도)

표 1에 나타난 바와 같이, 실시예 1 및 2 와 비교예 1, 7 및 8에 있어서, Cu기제 합금 각각의 주조에 대한 실험 재료를 용융하고, 용융물을 폭 40 mm, 깊이 40 mm, 길이 120mm의 보드(board) 모형의 주철제 주형에 담금질하고 고형화하여 각각 2 킬로그램(Kg)의 잉곳(Ingot)을 얻었다. 각각의 잉곳(Ingot)을 섭씨 480도에서 한 시간 동안 가열하여 석출 숙성 처리를 실시하고, 실온까지 방치, 냉각하여 각각의 주조물을 제조하였다.

각각의 주조물들에 대하여 인장 실험을 수행하였다. 인장 실험을 섭씨 25도 ~ 450도의 범위에서 수행하여, 인장내구력과, 인장 연신율의 증가를 측정하였다.

여기서, "인장내구력(proof stress)"이라는 용어는 0.2%의 소성변형(plasticity deformation)을 적용한 변형 응력(stress)을 나타낸다. 도 3은 인장내구력의 측정 결과를 나타내고 있다.

"인장 연신율의 증가(increase in tensile elongation)"라는 용어는 인장 실험동안 인장 연신율의 변형(%)을 나타낸다. 도 4는 인장 연신율의 증가에 대한 측정 결과를 나타내고 있다.

도 3 및 4의 결과로 부터, 실시예 1 및 2에 있어서, Ag이 각각 4%와 8%, Cr이 0.8%, Zr이 0.2%이고, 나머지가 Cu인 주조용 Cu기제 합금은, 섭씨 25도 ~ 450도의 폭넓은 온도범위에서 인장내구력과 인장 연신율의 증가에 대하여 높은 수치를 보여주고 있다. 특히, Ag 8%가 첨가된 실시예 2의 경우, 주조물임에도 불구하고, 값비싼 단조 처리가 행해진 단조물과 동등한 고인장강도가 얻어졌다.

대조적으로, Ag이 전혀 첨가되지 않은 비교예 1의 주조물의 경우, 실온에서 고온의 범위에 걸쳐, 인장 강도가 감소한다. 3% 미만의 Ag을 함유하고, Zr을 전혀 함유하지 않은 비교예 7의 실험 재료에서는, 측정된 온도 범위 전반적으로 낮은 인장내구력을 갖는다. 고온의 온도 범위에서 인장 연신율 증가는 급속도로 감소한다. 8%의 Ag을 함유하고, Zr을 전혀 함유하지 않은 비교예 8의 주조물은, 비교예 7의 경우와 같이, 섭씨 450도에서 낮은 인장 연신율의 증가를 갖는다.

실시예 1 및 2의 Cu기제 합금주조에 의해 제조된 주조물의 열 전도성을 측정하였다. 상기 두 주조물은 섭씨 300도에서 335 ~ 355 W/mK 범위의 고열 전도성을 보였고, 이는 기존의 고열전도성 합금에서와 동등할 정도의 고열전도성이다.

실험 5

단조물의 제조 -1 (온간 압연)

실시예 1의 Cu기제 합금 실험 재료를 용융하고, 용융물을 주조 주형에 부어 고형화하였다. 얻어진 잉곳은 섭씨 550도에서 40 mm에서 20 mm까지의 두께로 압연하고, 다시 섭씨 500도에서 10 mm의 두께로 압연하였다. 그 후, 섭씨 480도에서 한 시간동안 석출 강화를 수행하고 실온까지 방치, 냉각하여 실시예 7의 단조물을 제조하였다.

비교를 위하여, 동일한 단조를, Ag을 전혀 함유하지 않은 비교예 1의 실험 재료에 대하여 수행하여, 비교예 9의 단조물을 제조하였다.

상기 단조물들 각각에 대하여, 실시예 4와 유사한 방법으로, 인장실험을 수행하였다. 도 5는 인장내구력 결과를 나타내고 있고, 도 6은 인장 연신율 결과를 나타내고 있다.

실시예 7의 단조물은 측정된 온도의 전체 범위에서 Ag을 전혀 포함하지 않는 비교예 9의 단조물보다 강한 강도를 보여주고 있다. 실시예 7의 단조물은 섭씨 300도에서 실시예 1의 Cu기제 합금을 이용한 주조물과 유사하게 열 전도성에서 높은 수치를 보여주고 있다.

실험 6

단조물 제조 -2 (열간 압연)

실시예 1의 Cu기제 합금 실험 재료를 용융하고, 용융물을 주조 주형에 부어 고형화하였다. 얻어진 잉곳은 섭씨 750도에서 40 mm에서 20 mm의 두께로 압연하고,다시 섭씨 500도에서 10 mm의 두께로 압연하였다. 그 후, 섭씨 480도에서 한 시간동안 석출 강화를 수행하고 실온까지 방치, 냉각하여 실시예 8의 단조물을 제조하였다.

비교를 위하여, 동일한 단조가 Ag을 전혀 함유하지 않은 비교예 1의 실험 재료에 대하여 수행되어 비교예 10의 단조물을 제조하였다.

상기 단조물 각각에 대하여, 실시예 4와 유사한 방법으로, 인장실험을 수행하였다. 도 7은 인장내구력 결과를 나타내고, 도 8은 인장 연신율 결과를 나타내고 있다.

실시예 8의 단조물은 측정된 온도의 전체 범위에서 Ag을 전혀 포함하지 않는 비교예 10의 단조물보다 높은 인장내구력을 보여주고 있다. 예 8의 단조물은 비교예 10의 단조물과 유사한 인장 연신율의 증가를 보여주고 있다.

실시예 8의 단조물은 섭씨 300도에서 실시예 1의 Cu기제 합금을 이용한 주조물과 유사하게 열 전도성에서 높은 수치를 보여주고 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 금속재료 및 성형물은 간단한 주조, 단조, 및 압연 방법에 의해 형성물 모양의 차원에 제한이 없고, 고강도, 고열전도성을 가지며, 제조 비용에 있어 저렴하다는 장점을 가지고 있다.

Claims (5)

1. 3 ~ 20 질량% Ag ; 0.5 ~ 1.5 질량% Cr ; 0.05 ~ 0.5 질량% Zr ; 및 나머지가 Cu인 것을 특징으로 하는 Cu기제 합금.
2. 3 ~ 8.5 질량% Ag ; 0.5 ~ 1.5 질량% Cr ; 0.05 ~ 0.5 질량% Zr ; 및 나머지가 Cu인 것을 특징으로 하는 Cu기제 합금
3. 제 1항의 Cu기제 합금을 용융하는 제 1 단계와; 주조하는 동안 상기 제 1 단계에서 얻어진 용융물을 급속 응고하여 특정 형태로 만드는 제 2 단계와;

   상기 제 2 단계에서 얻어진 형성 재료를 섭씨 450도 ~ 500도 온도의 범위에서 석출을 위한 숙성 처리를 수행함으로써 석출 강화를 행하는 제 3 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 주조물 제조 방법.
4. 제 2항의 Cu기제 합금을 용융하는 제 1 단계와; 주조에 의해 상기 제 1 단계에서 얻어진 용융재료를 고형화시키는 제 2 단계와;

   상기 제 2 단계에서 얻어진 고형물 또는 열간가공물(hot worked article)을 특정 모형으로 형성하고, 석출을 위한 숙성처리 및 단조나 압연을 이용하여 가공 열처리를 가 함으로서 석출 강화하는 제 3 단계을 포함하는 것을 특징으로 하는 단조물 제조 방법.
5. 제 4항에 있어서, 상기 제 3 단계에서의 가공 열처리를 섭씨 550도 이하에서 수행하는 것을 특징으로 하는 단조물 제조 방법.