KR20070106887A

KR20070106887A - 다단계 변형이 가능한 이상분리 비정질 합금

Info

Publication number: KR20070106887A
Application number: KR1020060039293A
Authority: KR
Inventors: 박은수; 장혜정; 경준석; 김도향
Original assignee: 학교법인연세대학교
Priority date: 2006-05-01
Filing date: 2006-05-01
Publication date: 2007-11-06
Also published as: KR100784914B1

Abstract

본 발명은 비정질 형성능이 우수한 구리계 합금에 비정질 형성시 구성 원소의 고유특성과 열역학적 고찰을 통하여 커다란 혼합열 차이를 가지는 원소를 첨가함에 의해 응고시 이상분리 비정질화가 가능하여 다단계 변형이 가능한 이상분리 구리계 비정질 합금에 관한 것이다.

본 발명은 Cu_100-a-b(A)_a(B)_b로 표현되며, A는 Zr, Hf 및 Ti 중 적어도 1종이고, B는 Be, Ag, Y 및 Gd 중 적어도 1종이고, a, b는 원자량 % 로 5≤a≤60, 5≤b≤60, a+b≤70 범위를 갖는다.

본 발명 합금의 경우 이상 분리된 비정질에서 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 분리되어 주어지는 결정화 거동으로 인해 각각의 비정질에 해당하는 과냉각 액체 영역에서 다단계 변형이 가능하다.

Cu계, 비정질 합금, 양의 혼합열, 이상분리, 다단계 변형, 불혼화 영역

Description

다단계 변형이 가능한 구리계 이상분리 비정질 합금{Cu-based Two Phase Metallic Glass Alloys with Multi-Pass Deformation Property}

도 1a 및 도 1b는 각각 본 발명에 따른 Cu-Zr-Al-Gd 합금 및 Cu-Hf-Al-Y 합금에 대한 시차 열분석 결과를 나타내는 그래프,

도 2는 본 발명에 따른 이상분리 Cu-Zr-Be 합금에 대해 각 결정화 거동에 대한 순차적 시차열분석 결과,

도 3은 본 발명에 따른 Cu-Zr-Be 합금에 대해 첫 번째 결정화 거동 후 고배율 투과전자 현미경 분석 결과,

도 4a 및 도 4b는 각각 본 발명의 Cu-Zr-Be 합금에 대하여 TMA(Thermo-mechanical Analyzer)를 이용해 온도에 따른 시편의 높이 변화를 측정한 그래프 및 시간에 따른 dh/dt 변화량 측정 결과를 나타낸 그래프이다.

* 도면의 주요부분에 대한 부호설명 *

T_g1, T_g2 : 유리천이온도

T_x1, T_x2 : 결정화 온도

ΔT_x1,ΔT_x2 : 과냉각 액체영역

본 발명은 다단계 변형이 가능한 이상분리 구리계 비정질 합금에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 비정질 형성능이 우수한 구리계 합금에 비정질 형성시 구성 원소의 고유특성과 열역학적 고찰을 통하여 커다란 혼합열 차이를 가지는 원소를 첨가함에 의해 응고시 이상분리 비정질화가 가능하고 이상 분리된 비정질에서 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 분리되어 주어지는 결정화 거동으로 인해 각각의 비정질에 해당하는 과냉각 액체 영역에서 다단계 변형이 가능한 이상분리 구리계 비정질 합금에 관한 것이다.

일반적으로 금속은 상온에서 결정구조를 가지며 미세결정의 집합체라고 할 수 있다. 이러한 결정 금속들을 가열하여 액체상태로 만든 후 금속을 10⁵~10⁶ K/sec 이상의 빠른 냉각속도로 급냉하면 고체화할 때 원자들이 규칙적인 배열을 하지 못하고 무질서한 배열을 보이게 된다. 이러한 상태를 비정질(Amorphous)이라 한다.

이러한 성질을 갖는 비정질 합금은 두 가지의 기본적인 변형 기구가 있다. 부연하면, 이는 비정질 합금의 모든 부피 요소들이 변형에 기여하는 균질 유동(homogeneous flow)과 매우 적고 얇은 전단띠에서 변형이 국부적으로 일어나는 비균질 유동(inhomogeneous flow)으로 나눌 수 있다. 비정질 합금에서 균질 유동과 비균질 유동 사이의 본질적인 차이는 비정질 내부에 존재하는 프리 볼륨(free volume)의 양과 분포와 관련되어 있다. 이 가운데 균질 유동의 변형기구는 매우 작 은 응력(stress)과 높은 온도에서 일어난다. 이러한 영역에서의 변형 흐름은 전단 변형률이 전단 응력에 직선적으로 비례하는 뉴토니안 점성 흐름(Newtonian viscous flow)과 가깝다고 할 수 있다. 이러한 균질 유동을 이용한 벌크 비정질 합금의 중요한 특성이 고변형율 초소성(high strain-rate superplasticity)이다.

우수한 비정질 형성능을 가지는 비정질 합금은 유리천이온도(T_g)와 결정화 개시온도(T_x) 사이의 온도구간으로 정의된 과냉각 액체영역(ΔT_x)을 가진다. 이러한 과냉각 액체영역에서 비정질 합금은 유리천이온도 이상에서 매우 낮은 점도를 가진 액상상태와 유사한 구조를 가지기 때문에 뉴토니안 점성 흐름을 통하여 작은 응력을 가해도 쉽게 2차 변형이 가능해진다.

이와 같은 과냉각 액체영역에서 점성도의 변화 및 초소성 변형 특성으로 인해 비정질 합금은 성형이 용이하게 되며, 일반 결정질 합금과 대비하여 최종형상 제품 성형에 있어서 매우 유리한 점이라 할 수 있다. 특히 금속 재료의 나노 성형 및 MEMS의 적용을 위해서는 결정립계가 존재하는 일반 결정질 합금 보다는 비정질 합금의 최적의 소재로 최근 고려되어지고 있으며, 특히 과냉각 액체영역에 있어서 낮은 점성도에 의한 뉴토니안 점성 거동은 매우 중요한 근거를 제시하여 준다.

미국특허 제5,051,231호에는 SiN₄가 강화된 Al을 갖는 초소성 합성물질의 제조방법이 개시되어 있고, Scripta Materialia Volume 39, Issue 3, 3 July 1998, Pages 301-306에는 비정질 합금(metallic glass)인 Zr₆₅Al₁₀Ni₁₀Cu₁₅와 Pd₄₀Ni₄₀P₂₀ (at.%)가 초소성 변형 거동(superplastic-like deformation behavior)을 나타내고 있는 것을 개시하고 있으며, Acta Materialia Volume 49, Issue 15, 3 September 2001, Pages 2887-2896에는 Zr-10Al-5Ti-17.9Cu-14.6Ni 합금이 벌크 비정질 합금으로서 초소성과 구조적인 불안정성을 가지고 있으며 과냉각 액체영역에서 벌크 비정질 변형 거동을 나타내어 결정과 비정질이 혼합된 구조를 갖고 있는 것을 개시하고 있고, Acta Materialia Volume 51, Issue 12, 16 July 2003, Pages 3429-3443에는 비정질 합금 Zr_41.2Ti_13.8Cu_12.5Ni₁₀Be_22.5이 실온에서 과냉각 액체영역까지 넓은 범위의 온도와 변형률에서 벌크 비정질(BMG)의 변형 거동을 나타내고 있다고 보고하고 있으며, Scripta Materialia Volume 54 (2006) Pages 387-392에는 벌크 비정질(BMG)은 과냉각 액체영역의 온도에서 300% 이상의 큰 연신율을 나타내고 있다고 보고하고 있다. 한편, Materials Transactions, JIM, 33 (1992) 143-145에는 주성분인 Zr과 Y이 고체상태에서 불혼화(immiscible) 상태인 (Zr-Y)₆₀Al₁₅Ni₂₅합금에서 2개의 구별되는 과냉각 액체영역을 나타내는 비정질상이 발견되었고, 제1 및 제2 과냉각 액체영역은 640 to 664 K and 763 to 810 K의 온도 범위에서 관찰되었고, 과냉각 액체영역이 나타난 후 결정화에 기인하여 2개의 구별되는 발열 픽이 동반되었다고 보고하고 있다.

현재까지 개발된 이상분리 비정질 합금을 살펴보면, 멜트 스피너를 사용한 급속응고 방법을 통해 Zr-La-Al-Cu-Ni, Y-Ti-Al-Co, Ni-Nb-Y 합금계의 몇몇 제한된 조성 영역에서만 상분리 현상이 보고 되어지고 있다. 이러한 결과는 이상분리 비정질화가 기존에 단일상 비정질 합금에 비해서 비정질화에 더 커다란 냉각속도를 요 하며 합금 구성에 제약이 있다는 것을 반증한다.

특히, 상기와 같은 종래의 이상분리 비정질 합금은 일부의 경우를 제외하곤 각각 상분리된 주된 조성의 결정화 거동이 유사한 온도에서 이루어져 이상 분리된 비정질의 응용을 위한 열처리 및 성형 등에의 제약이 있었다.

이러한 한계를 극복하고자 본 발명에서는 기존에 우수한 비정질 형성능을 가진다고 보고되어진 Cu 계 벌크 비정질 합금 조성에 구성 원소의 고유특성과 열역학적 고찰을 통하여 커다란 혼합열 차를 가지는 원소를 첨가함을 통해 응고시 이상분리 비정질화가 가능하며, 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 뚜렷하게 분리된 결정화 거동으로 인하여 선택적으로 나노 결정화 및 다단계 변형거동, 즉, 비정질 변형 혹은 비정질 기지 나노 복합재 제조 후 그 변형이 용이한 합금을 개발하고자 하였다.

본 발명자들은 이상분리 비정질화가 가능하여 분리된 결정화 거동으로 인해 각각의 비정질에서 주어지는 과냉각 액체 영역에서 다단계 변형이 가능한 합금을 제조하기 위해 노력한 결과, 구리(Cu)원소를 기본으로 하여 구리와 음의 혼합열 관계를 가져서 우수한 비정질 형성능을 가지도록 하는 원소들(Zr, Hf, Ti)을 A군으로 하고, A군 원소들과 양의 혼합열 관계를 가지는 원소들(Y, Gd) 또는 Cu와 양의 혼합열 관계를 가지는 원소들(Ag, Be)을 B군으로 첨가하여 응고시 이상분리 비정질화가 가능하며, 이와 더불어 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 뚜렷하게 분리된 결정화 거동에 의해 선택적 나노 결정화 및 다단계 변형거동이 가능한 합금 을 개발하게 되었다.

따라서, 본 발명은 기존에 단일 비정질 합금이 과냉각 액체 영역에서 초소성 특성을 가져서 성형성이 우수하다는 점에 착안하여, 응고시 이상분리 비정질화가 가능하도록 하여 각각 분리된 비정질 합금의 과냉각 액체구간에서 다단계 성형이 가능하며, 이상분리 비정질 합금에서 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 뚜렷하게 분리된 결정화 거동으로 선택적으로 나노 결정화후 비정질 기지 나노 복합재를 제2의 과냉각 액체영역에서 성형이 가능한 새로운 개념의 선택적 나노 결정화 및 다단계 변형이 가능한 이상분리 구리계 비정질 합금을 제공하는 데 그 목적이 있다.

부연하면, 상기한 본 발명의 새로운 합금 재료는 단순히 재료의 스케일이 기존의 nm 스케일 또는 그 이하로 감소한 것을 의미하는 것이 아니라 재료가 나노 구조화함에 따라 기존의 이론으로 설명되어질 수 없는 특성이 나타나며, 이러한 나노 구조 재료를 손쉽게 성형, 가공할 수 있게 함으로써 이로 인해 다양한 산업 재료로써 적용이 가능하고 이와 같은 특성들은 현대 산업 사회에서 요구되어지는 소재의 극한적인 특성과 부합함에 의해 산업 적용에의 포텐셜이 매우 큰 새로운 개념의 재료이다.

일반적으로 재료의 각 상태에서 평형조건은 열역학적 고려에 의한 자유에너지 계산에 의해 결정된다. 특히 양의 혼합열 관계에 있는 두 원소의 혼합은 두 원소들 사이에 불혼화 영역인 용해도 갭(miscibility gap)을 형성시켜서 특정 조성에 서 두개의 고용체가 안정하도록 한다.

본 발명은 비정질 형성능이 우수한 Cu 계 합금에 비정질 형성시 구성 원소의 고유특성과 열역학적 고찰을 통하여 커다란 양의 혼합열을 가지는 원소를 첨가함을 통해 응고시 이상분리 비정질화가 가능하도록 하여 분리된 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 분리되어 주어지는 결정화 거동으로 인해 선택적으로 나노결정화 및 다단계 변형거동(비정질 변형 혹은 비정질 기지 나노 복합재 제조 후 그 변형)이 가능하도록 하였다.

이러한 사실에 기초하여 본 발명에서는 기존에 우수한 비정질 형성능을 가진다고 보고되어진 구리(Cu)계 비정질을 제조하고자 구리(Cu)를 기본으로 하고 구리와 음의 혼합열 관계를 가져서 우수한 비정질 형성능을 가지도록 하는 원소들을 A군(Zr, Hf, Ti)으로 하고, A군 원소들과 양의 혼합열 관계를 가지는 원소들(Y, Gd) 또는 Cu와 양의 혼합열 관계를 가지는 원소들(Ag, Be)을 B군으로 첨가하여 응고시 이상분리 비정질화가 가능하도록 하였으며, 이를 정형화된 형태로 나타내면 하기 식 1과 같다.

(식 1)

Cu_100-a-b(A)_a(B)_b

여기서, (A)는 Zr, Hf 및 Ti 중 적어도 1종이고,

(B)는 Be, Ag, Y 및 Gd 중 적어도 1종이다.

a, b는 원자량 % 로 5≤a≤60, 5≤b≤60, a+b≤70 범위를 갖는다.

상기 본 발명에 따른 이상분리 Cu계 비정질 합금은 비정질 형성능 향상을 위하여 Cu계 비정질 합금에 첨가시 비정질 형성능 향상에 기여하는 원소들을 C군(Al, Ni, Si, 및 Sn)으로 더 포함하여 구성될 수 있으며, 이 경우 본 발명 합금은 하기 식 2와 같이 표현될 수 있다.

(식 2)

Cu_100-a-b-c(A)_a(B)_b(C)_c

여기서, (C)는 Al, Ni, Si, 및 Sn 중 적어도 1종이고,

c는 원자량 % 로 0≤c≤20 범위를 갖는다.

본 발명에서 원소 선택의 이유로 우선 주 원소인 Cu와 혼합시 구리와 음의 혼합열을 가져서 우수한 비정질 형성능을 가지도록 하는 Zr, Hf 및 Ti 원소를 A군으로 하였고 (Cu-Zr :-23 kJ/mole, Cu-Hf: -17 kJ/mole, Cu-Ti: -9 kJ/mole), Cu 혹은 A군의 원소들과 양의 혼합열을 가져서 불혼화 영역을 유발할 수 있는 Be, Ag, Y 및 Gd 원소를 B군으로 하였으며, Cu 계 비정질 합금에서 첨가시 비정질 형성능 향상에 기여한다고 알려진 Al, Ni, Si 및 Sn 원소들을 C군으로 하였다. 본 발명에서 불혼화 영역을 이루게 되는 원소쌍의 혼합열 관계는 다음과 같다.

Cu-Be : 0 kJ/mole, Cu-Ag : 2 kJ/mole,

Zr-(Y or Gd) : 15 kJ/mole, Hf-(Y or Gd) : 11 kJ/mole, Ti-(Y or Gd) : 9 kJ/mole

본 발명에서 조성한정의 이유로, A군 원소들이 5 % 미만 혹은 60 % 초과 첨 가되는 경우, Cu와 공정 조성에서 크게 벗어나게 되므로 비정질 형성능이 크게 감소하게 된다. 다음으로 Cu 혹은 A군의 원소들과 양의 혼합열 관계에 있는 B군 원소들이 5 % 미만으로 첨가되는 경우 두 원소들 사이에 불혼화 영역인 용해도 갭 (miscibility gap)이 형성되기에 열역학적으로 불완전하고, 60 % 이상으로 첨가되어지는 경우, 양의 혼합열을 가진 원소의 과다로 인해 비정질 형성능이 급격히 떨어지게 되는 문제점이 있다.

또한, Cu의 함량이 30 원자%를 초과하도록, 즉 a+b≤70으로 설정한 이유는 양의 혼합열관계에 있는 A군 원소와 B군 원소가 과도하게 포함되는 경우 비정질 형성을 위한 경험칙에 위배되어 조밀 충진 구조를 가진 양호한 비정질 형성에 어려움이 있고, 깊은 공정조성을 가지기에도 부적합하여 비정질 형성능이 감소되며, 특히 열, 전기 전도 특성 등이 우수한 Cu 계 비정질 합금 본연의 특성을 잃어버리게 된다.

이상분리 비정질화를 위해선 주 원소들의 이상 분리 이외에 비정질 형성능이 중요한 요인으로 작용하기 때문에, 일반적으로 비정질 형성능 향상을 위한 경험칙 으로 3 성분계 이상의 다성분계 시스템, 구성원자간 12% 이상의 커다란 크기 차, 음의 혼합열을 가진 원소들로 구성, 및 깊은 공정조성 근처의 조건 = 액상의 안정화 조건을 고려하여 C군의 원소를 선정하였다.

앞서 고찰한바와 같이 Cu와 A군 원소만으로도 비정질 형성능이 우수한 경우는 C군의 원소를 첨가하지 않아도 무방하나 벌크 형태로도 제조 가능한 우수한 비정질 형성능을 가진 이상 비정질 합금을 제조하기 위해서는 C군 원소를 첨가하는 것이 요구된다. 단, C군 원소들의 경우, 20% 를 초과하여 첨가되어지는 경우 Cu-A군-B군 원소로 이루어진 비정질 형성능 조합에 커다란 변화를 유발하여 비정질 형성능을 급격히 감소시키게 된다.

상기한 바와 같이 본 발명에서는 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 뚜렷하게 분리된 결정화 거동을 나타내며, 그 결과 선택적으로 나노 결정화 및 다단계 변형거동(비정질 변형 혹은 비정질 기지 나노 복합재 제조 후 그 변형)이 가능하게 되었다.

이하 본 발명의 실시예에 의거하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하면 다음과 같은바, 본 발명이 실시예에 의해 한정되는 것은 아니다.

실시예 및 비교예

(시편의 제조)

1. 모합금의 제조

본 발명에서는 원하는 합금 조성의 모합금을 얻기 위해서 각각 99.8 %에서 99.99 % 의 순도를 갖는 Cu, A군(Zr, Hf 및 Ti), B군(Be, Ag, Y 및 Gd), C군(Al, Ni, Si 및 Sn) 원소들을 하기 표 1과 같은 실시예 1 내지 실시예 14의 조성을 갖도록 고순도 아르곤(99.99 %) 가스 분위기 하에서 Arc 용해를 행하였다. 또한, Arc 용해 중에 합금 성분의 편석을 없애기 위해서 시료를 반전시키면서 3회 반복하여 용해하여 모합금을 제조하였다.

상기와 동일한 방법으로 표 1의 비교예 1 내지 비교예 11의 조성을 갖도록 해당 원소들을 용해하여 모합금을 제조하였다.

2.멜트 스피닝법을 이용한 시편의 제조

준비된 모합금을 냉각 속도가 비교적 빠른(cooling rate : 10⁴-10⁶ K/s) 멜트 스피닝(melt spinning)법을 이용하여 리본 형태의 시편을 제조하였다.

상세하게는, 우선 모합금을 석영관에 장입하고, 챔버의 진공도를 10-4 Torr 정도로 한 후에 약 7-9 kPa의 아르곤 분위기 중에서 고주파 유도 가열에 의해 용해하였다. 이때, 용탕은 표면 장력에 의하여 석영관 내에 유지되고 있다가, 모합금이 완전히 용해된 후에 석영관과의 반응이 일어나기 전에 석영관을 급속히 강하함과 동시에 석영관내에 약 50 kPa의 아르곤 가스를 주입함으로서 용탕을 고속(wheel surface velocity: ~40 m/s)으로 회전하고 있는 Cu롤 표면에 분출하여 두께가 약 30 μm, 폭이 약 2 ㎜인 리본형태의 시편을 제조하였다.

3. 인젝션 캐스팅(Injection casting)을 이용한 시편의 제조

본 발명에서는 제조된 모합금을 다양한 직경의 구리 몰드를 이용하여 냉각속도를 달리하며 인젝션 캐스팅법을 통해 벌크 시편을 제조하였다. 모합금 시료는 고진공 상태에서 고순도 아르곤을 충진시켜 아르곤 분위기 하의 고주파 유도 용해된 후 일정한 인젝션압을 통해 수냉되고 있는 구리몰드에 충진되어 50 ㎜의 일정한 길이를 가진 봉상 시편을 금형 주조하였다.

상기와 같은 방법으로 제조된 본 발명의 실시예 1 내지 14와 비교예 1 내지 11의 합금 시편에 대한 분석은 하기와 같다.

(시편 분석)

1. 투과 전자현미경 분석

벌크 비정질 합금의 상분리 현상을 관찰하기 위하여 투과 전자현미경(TEM: Transmission Electron Microscopy) 분석을 하였다. 인젝션 캐스팅을 이용해 제조된 시편을 기계적 연마한 후, 이온밀링(ion milling)으로 시편을 준비하였다. 이온빔과 시편 표면간의 각은 이온밀링을 사용하여 4-8ㅀ로 변화시키면서 연마하였다.

이때의 조건에서 JEM 2000EX을 사용하여 가속 전압 200kV에서 명시야상(BF image : Bright Field image)을 얻었다.

2. 시차 열분석

일반적으로 비정질 상의 유리천이온도(glass transition temperature; T_g) 및 결정화 온도(crystallization temperature; T_x)와 관련된 열역학적 성질들을 평가하기 위하여 시차주사열량계(DSC: Differential Scanning Calorimeter)로서 Perkin Elmer, DSC7를 사용한다.

본 실험에서는 구리 팬에 시료를 넣은 후 백금홀더에 넣었으며, 빈 팬을 레퍼런스(reference)에 넣고 사용하였다. 시편의 산화를 방지하기 위하여 고순도 (99.999%) 아르곤 분위기 하에서 373-953 K의 온도 범위로 측정하였으며, 시차 열분석은 약 20 mg 양의 시료를 장입하여 99.99% 순도의 아르곤 분위기에서 40K/min (0.667 K/s)의 일정한 승온 속도로 가열을 행하였다.

3. TMA 분석

과냉각 액체 영역에서 비정질 합금의 점도를 측정하기 위해 TMA(TMA-7, Perkin-Elmer)를 사용하였다. 봉상과 리본형태의 시편을 이용하여 압축모드로 직경이 3 mm 인 세라믹 프로브(ceramic probe)에 의해서 일정한 압축하중을 주고, 승온하면서 시편의 길이변화를 측정하였다. 모든 실험에 앞서 In과 Zn 시편을 이용하여 온도보정을 행하였으며, Ar 분위기 하에서 실험을 진행하였다.

상기한 시차 열분석에 의해 본 발명의 실시예와 비교예 시편에 대하여 이상 비정질화 합금을 형성하는 지를 판단하기 위해 1차 및 2차 유리천이온도(T_g1,T_g2) 및 결정화 온도(T_x1,T_x2)를 측정하고, 벌크 비정질 여부를 판단하기 위하여 제조방법과 이 경우 얻어진 합금의 형태를 하기 표 1에 기재하였다.

(단위 : Kelvin)

구분	합금조성(at%)	T_g1	T_x1	T_g2	T_x2	제조/형태
실시예 1	Cu₄₆Zr₂₂Al₇Y₂₅	565	587	710	738	M/DA
실시예 2	Cu₄₆Zr₂₇Al₇Gd₂₀	505	536	679	737	M/DA
실시예 3	Cu₅₀Hf_22.5Al_7.5Y₂₀	585	610	779	824	M/DA
실시예 4	Cu₅₀Hf_17.5Al_7.5Gd₂₅	533	563	723	756	M/DA
실시예 5	Cu₅₀Zr₂₀Ag₁₀Gd₂₀	592	607	665	719	M/DA
실시예 6	Cu₅₀Zr₂₀Be₁₀Y₂₀	549	561	656	705	M/DA
실시예 7	Cu₅₀Hf_12.5Ti₁₅Y_12.5	658	683	830	862	M/DA
실시예 8	Cu₅₀Hf_12.5Ti₁₅Gd_12.5	615	649	858	895	M/DA
실시예 9	Cu₅₅Hf_22.5Y_22.5	521	544	657	702	M/DA
실시예 10	Cu₅₀Zr₂₅Y₂₅	528	548	621	645	M/DA
실시예 11	Cu_47.5Zr₄₀Be_12.5	698	756	826	878	I/DA
실시예 12	Cu₄₇Ti₃₄Y₁₁Ni₈	598	631	739	764	M/DA
실시예 13	Cu₄₇Ti₃₃Y₁₁Ni₆Sn₂Si₁	657	691	776	798	I/DA
실시예 14	Cu₄₀Ti₂₅Y₂₅Zr₅Ni₅	508	538	720	748	M/DA
비교예 1	Cu₅₀Zr₅₀	-	-	677	721	M/SA
비교예 2	Cu₄₆Zr₄₇Al₇	-	-	715	771	M/SA
비교예 3	Cu₅₀Hf₄₀Al_7.5Y_2.5	523	553	-	-	M/SA
비교예 4	Cu₁₀Zr₆₅Ag_7.5Al_7.5Ni₁₀	-	-	664	713	M/SA
비교예 5	Cu₅₀Gd_42.5Al_7.5	-	-	760	855	M/SA
비교예 6	Cu₂₀Zr₁₀Y₆₅Al₅	621	645	-	-	M/SA
비교예 7	Cu₄₆Zr₂₅Al₇Ce₂₂	-	-	-	670	M/Comp.
비교예 8	Cu₅₅Hf_22.5Ce_22.5	-	-	-	684	M/Comp.
비교예 9	Cu₆₀Hf₂₀Nd₂₀	-	-	750	785	M/SA
비교예 10	Cu₄₇Ti₃₄Zr₁₁Ni₈	-	-	682	731	M/SA
비교예 11	Cu₄₀Zr₁₅Y₁₅Sn₃₀	-	-	-	-	M/Cryst.

여기서, M은 멜트-스피닝 방법(Melt-Spinning Method), I는 인젝션 캐스팅방법(Injection Casting Method), SA는 단일 비정질상, DA는 이상분리 비정질상, Cryst.는 결정, Comp.는 (SA + Cryst.)를 나타낸다.

표 1에 기재된 바와 같이 본 발명의 실시예 1 내지 14의 합금들은 응고 도중 이상분리 비정질화(DA: Two Distinguishable Phase Amorphous)가 일어난다. 또한, 이러한 이상분리 비정질 합금의 비정질 형성능은 단일 비정질 합금보다 냉각속도 조건에 더 크게 의존하나, 본 발명의 실시예 11의 Cu-Zr-Be와, 실시예 13의 Cu-Ti-Y 계 비정질 합금의 경우, 10-100 K/s 정도의 느린 냉각속도를 가지는 인젝션 캐스팅 법을 통해서도 이상 비정질화가 가능하다.

특히, 실시예 13의 Cu-Ti-Y 계 합금, Cu₄₇Ti₃₃Y₁₁Ni₆Sn₂Si₁에서 알 수 있는 바와 같이 C군의 원소 첨가는 Cu계 비정질 합금에서 이상 분리된 각가의 비정질 형성능을 향상시킴으로써 최대 벌크 형태로까지 이상 비정질 화가 가능하도록 하는 것을 확인할 수 있다. 즉, 실시예 12의 합금, Cu₄₇Ti₃₄Y₁₁Ni₈은 멜트 스피닝법에 의해서 제조될 수 있었으나, Cu-Ti-Y 계 삼원계 이상분리 비정질 합금에 비하여 상대적으로 낮은 녹는점과 더 큰 과냉각 액체 영역을 가져서 안정한 이상분리 비정질화 제조가 가능하였으며, 최대의 경우 실시예 13과 같이 Ni, Sn, Si의 다양한 C군의 원소의 적절한 조합에 의해 인젝션 캐스팅에 의한 벌크 형태로의 제조가 가능해지는 것을 알 수 있다.

비교예 1, 2, 10은 B군의 원소가 첨가되지 않은 경우로서, 양의 혼합열을 가진 원소의 부재로 인해 불혼화 영역이 형성되지 않아 단순한 Cu계 단일 상의 비정질(SA: Single Phase Amorphous) 합금이 형성되는 예를 보여준다.

비교예 3은 B군의 원소가 5 % 미만으로 첨가된 경우, A군 원소인 Hf과 불혼화 영역을 형성하기에는 양적으로 부족하여 단일상의 비정질(SA) 합금이 형성되는 예를 보여준다.

비교예 4는 A군의 원소가 60% 이상 첨가되는 경우, A군과 B군 원소간 불혼화 영역을 형성하기에 B군 원소가 양적으로 부족하여 A군의 원소를 주 원소로 하는 단일 비정질(SA) 합금이 형성되는 예를 보여준다.

비교예 5는 A군의 원소가 첨가되지 않은 경우, 양의 혼합열을 가진 원소의 부재로 인해 불혼화 영역이 형성되지 않아 단순한 Cu 계 단일 상의 비정질(SA) 합금이 형성되는 예를 보여준다.

비교예 6은 B군의 원소가 60 % 이상 첨가되는 경우, A군과 B군 원소간 불혼화 영역을 형성하기에 A군 원소가 양적으로 부족하여 B군의 원소를 주 원소로 하는 단일 비정질(SA) 합금이 형성되는 예를 보여준다.

비교예 7, 8, 9는 B군의 원소가 본 발명의 양의 혼합열 관계에 있는 원소가 아닌 다른 원소(Nd, Ce)인 경우에 대한 것으로, 비교예 9의 경우 Hf과 양의 혼합열 관계에 있는 Nd(Hf-Nd: 10 kJ/mole)를 첨가하였지만 Cu계 단일 비정질(SA) 상 합금이 형성되었으며, 비교예 7, 8의 경우에는 Zr과 양의 혼합열 관계에 있는 Ce(Zr-Ce: 12 kJ/mole)의 첨가를 통해 상분리는 되었으나 Ce rich 조성의 비정질 형성능이 낮아서 비정질화가 이루어지지 않아 급속 응고법을 통해서도 결정상과 비정질 상이 혼합된 형태의 콤포지트(composite) 형태로 주어지는 것을 확인할 수 있었다.

C군의 원소는 Cu계 비정질 합금에서 일반적으로 비정질 형성능 향상을 위해 첨가되는 원소 군으로 이상분리를 위해선 첨가하지 않아도 무방하나 소량 첨가하면 비정질 형성능(GFA: Glass Forming Ability)을 향상시켜 이상분리 비정질화에 역할을 한다. 하지만 20 % 이상의 C군 원소가 첨가되어지는 경우, 비교예 11에서 알 수 있는 바와 같이 기존 원소간 상관관계에 부정적인 역할을 해서 비정질 형성능이 급감하게 되어 급냉응고를 통해서도 비정질 상을 얻지 못함을 보여준다.

이하에 상기한 본 발명 실시예에 따른 선택적 나노 결정화 및 다단계 변형이 가능한 이상분리 구리계 비정질 합금의 특징을 첨부도면을 참고하여 더욱 상세하게 설명한다.

첨부된 도 1a 및 도 1b는 각각 본 발명의 실시예 2 및 3의 합금에 대한 이상 분리 특징을 조사하기 위하여 Cu-Zr-Al-Gd 합금과, Cu-Hf-Al-Y 합금에 대한 시차 열분석 결과를 나타낸 그래프이다.

도 1a는 Cu-Zr_47-x-Al7-Gd_x 합금에서 Cu와 Al의 함량은 고정시키고 Zr과 Gd의 함량을 가변하면서 시차 열분석을 실시한 것이고, 도 1b는 Cu-Hf_42.5-x-Al_7.5-Y_x 합금에서 Cu와 Al의 함량은 고정시키고 Hf와 Y의 함량을 가변하면서 시차 열분석을 실시한 것이다.

도 1a 및 도 1b를 통해 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 합금 조성의 경우, A군 원소와 B군 원소의 양의 혼합열 관계에 의하여 두 개의 분리된 온도 영역에서 각각의 분리된 합금(즉, Cu-Gd rich 비정질 합금과 Cu-Zr rich 비정질 합금)에 대한 결정화 거동, 즉 두개의 발열 픽(exothermic peak)이 일어나는 것을 확인할 수 있다. 이렇듯 분리된 결정화 거동을 가지는 합금 조성의 경우 각각 결정화 거동에 앞서 초소성 거동(superplastic behavior)을 나타내는 일정 온도 구간의 과냉각 액체 영역을 가진다.

도 2는 본 발명에 따른 실시예 11, 즉, Cu-Zr-Be 합금의 시차 열분석 결과 그래프이다. 도 2에서 곡선(a)은 573 K-950 K 까지 연속 가열시 시차 열분석 곡선으로서, 이 곡선을 참고하면 분리된 결정화 거동(즉, 두개의 발열 픽)과 명확한 두개의 과냉각 액체 영역(698-756 K, 826-878 K)이 존재하는 것을 확인할 수 있다. 이 경우, 제1 과냉각 액체영역(ΔT_x1=T_x1-T_g1)과 제2 과냉각 액체영역(ΔT_x2=T_x2-T_g2)은 각각 58 K 및 52 K로 넓은 영역을 갖는 것으로 나타났다.

도 2의 곡선(b)은 573-770 K까지 시차 열분석 결과로 연속 가열시 시차 열분석 결과에서 첫 번째 결정화 거동과 동일한 거동을 나타냄을 알 수 있다.

도 2의 곡선(c)은 곡선(b)의 시편을 재가열하여 573-950 K 까지 연속 가열시 시차 열분석 결과로서, 이미 첫 번째 결정화 거동은 곡선(b)의 과정에서 이루어졌고, 두 번째 결정화 거동에 대한 열분석 곡선이 곡선(a)의 경우와 일치하는 것을 볼 수 가 있다. 이는 두 번째 결정화 거동이 앞선 첫 번째 결정화 거동과는 무관하게 독립적으로 일어나고 있음을 암시한다.

도 2의 곡선(d)은 곡선(c)에서 두 번째 결정화 거동까지 완료된 시편에 대하여 다시 573-950 K 까지 연속 가열한 시편의 시차 열분석 곡선으로 결정상의 가열로 인해 결정화와 관련된 어떠한 발열 픽(Exothermic Peak)도 관찰되지 않는 것을 확인할 수 있다. 이는 첫 번째 결정화 거동과 두 번째 결정화 거동 모두 결정상의 상전이와 관련된 발열 픽이 아닌 비정질의 결정화 거동과 관련된 픽(peak)임을 암시한다.

도 3은 본 발명의 Cu-Zr-Be 합금에 대하여 도 2b의 경우처럼 첫 번째 결정화 한 이후 조직에 대한 투과전자현미경(TEM) 사진이다. 그림에서 알 수 있는 바와 같이 770 K 까지 열처리한 경우 첫 번째 결정화 거동에 의해 부분적으로 결정화가 이루어지고 나머지 영역에 대해서는 비정질 상이 유지되어 있는 것을 확인 할 수 있다.

도 3에서 알 수 있는 바와 같이 결정화된 영역과 비정질 영역은 나노 스케일의 복합재 형태를 띠는 것을 확인 할 수 있었다. 이러한 거동은 종래에 알려진 복잡한 나노 복합재 제조법과는 구별되는 새로운 방법으로서, 단순히 열처리 온도만을 조절함에 의해 이상 분리된 비정질의 분리된 결정화 거동을 이용하여 선택적으로 결정화를 시켜 나노 복합재를 제조할 수 있게 된다.

도 4a 및 도 4b는 본 발명의 실시예 11, 즉 Cu-Zr-Be 비정질 합금에 대해 상기한 TMA를 이용하여 측정한 가열시 변형 거동을 나타낸 그래프이다. 도 4a는 Cu-Zr-Be 합금의 가열 압축시 높이 변화 곡선으로, 우선 첫 번째 과냉각 액체영역(ΔT_x1=T_x1-T_g1)인 698 K 부터 756 K 사이에서 급격한 높이 변화가 있는 것을 확인할 수 있으며, 이는 기존에 알려진 비정질의 초소성 변형과 일치하는 결과이다.

하지만 본 발명의 이상분리 비정질 합금 조성의 경우 기존에 단일 비정질 상과는 달리 두 번째 결정화거동과 관련된 과냉각 액체영역(ΔT_x2=T_x2-T_g2), 즉, 826 K부터 878 K 사이에서 2차 변형이 가능함을 암시하는 단차(step)진 부분(온도증가에 따른 급격한 높이 감소 영역)을 확인할 수 있었다.

이러한 거동은 도 4b에 나타낸 바와 같이 시간에 따른 dh/dt 곡선을 통해 좀더 명확히 확인 할 수 있으며, 그림에서 알 수 있는 바와 같이 두개의 분리된 명확한 픽(peak)을 통해 확인할 수 있다.

이상의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명은 비정질 형성능이 우수한 구리(Cu)계 비정질 합금에서 Cu 혹은 A군 원소들(Zr, Hf 및 Ti)과 양의 혼합열을 가지는 B군 원소들(Be, Ag, Y, Gd)을 첨가함에 의해 불혼화 영역을 형성시켜 이상분리를 유도하였으며, 특히 이상 분리된 조성이 우수한 비정질 형성능을 가지도록 C군 원소들(Al, Ni, Si, 및 Sn)을 더 포함하는 것에 의해 응고 후에도 이상 분리된 비정질 상으로 유지되는 이상분리 비정질 합금 조성을 얻을 수 있게 되었다.

본 발명의 이상분리 합금들은 Cu 혹은 A군 원소들(Zr, Hf 및 Ti)과 B군 원소들(Be, Ag, Y, Gd)의 양의 혼합열 관계에 의해 분리된 조성에 따라 각각 명확히 분리된 결정화 온도를 가지고 있으며, 그 결과 각각 주 원소의 고유한 결정화 온도차에 의해 뚜렷하게 분리된 결정화 거동을 나타내어 선택적인 나노 결정화를 쉽게 얻을 수 있고 또한, 비정질 변형 혹은 비정질 기지 나노 복합재 제조 후 다단계 변형이 가능하다.

상기한 바와 같이 본 발명의 이상 비정질화가 가능한 Cu계 합금의 경우 다음과 같은 효과를 나타낸다.

첫째, 열역학적 접근을 통해 인-시츄(in situ) 방법을 통해 우수한 비정질 형성능(GFA)을 가지는 이상 비정질이 상분리되어 존재하는 비정질 합금의 제조가 가능하게 되었다.

둘째, 본 발명의 비정질 합금에서 상분리 기구는 일반적인 비정질 형성에 관한 경험법칙인 음의 혼합열과는 반대되는 개념(즉, 양의 혼합열)으로 기존에 제안 되어진 경험칙과는 다른 새로운 개념으로 비정질 재료를 설계하는 기준을 제시하여 준다. 이와 더불어 나머지 첨가원소 및 조성 영역은 비정질 형성능의 향상에 대한 경험법칙에 잘 부합되어야만 하여, 이 두 개념의 조합을 통하여 향후 본 발명을 기초로 하여 다른 합금계에서도 상분리를 이용한 벌크 비정질 합금의 개발이 용이하게 이루어질 수 있을 것이다.

셋째, 본 발명의 이상 분리된 비정질 합금은 나노 크기를 갖는 아주 미세한 연결 구조를 가지고 있는 상분리 조직을 가지고 있어서 선택적 열처리 혹은 냉각 속도의 조절을 통하여 이상 분리된 조성을 선택적으로 나노 결정화하여 비정질 기지 나노 복합재를 손쉽게 제조할 수 있다.

넷째, 본 발명의 이상 분리 비정질 합금은 두 비정질상 모두 안정한 과냉각액체 영역을 나타내어 이 과냉각 액체 영역에서 다단계 변형 거동이 가능하다. 즉, 기존에 MEMS 등의 마이크로 포밍(microforming)을 통한 재료의 가공 등에 비정질 재료의 초소성을 이용한 과냉각 액체 영역이 주로 이용되었는데 본 발명의 합금의 경우, 이상 분리된 비정질 상이 각각 비정질 상에 대한 과냉각 액체영역을 따로 가지는 경우가 있어서, 부분적 나노 결정화 후 비정질 기지 복합재 형태로 변형하는 것이 2차 과냉각 액체 영역에 의해 가능하여 나노 복합재의 새로운 가공 방법으로 응용 가능하다.

다섯째, 본 발명의 이상 분리 비정질 합금은 단순히 재료의 스케일이 기존의 nm 스케일 또는 그 이하로 감소한 것을 의미하는 것이 아니라 재료가 나노 구조화함에 따라 기존의 이론으로 설명되어질 수 없는 새로운 물리적, 화학적, 기계적 특 성이 나타나며, 재료를 벌크화함에 의해 다양한 산업 재료로써 적용이 가능하여 현대 산업 사회에서 요구되어지는 소재의 극한적인 특성과 부합함에 의해 산업 적용에의 포텐셜이 매우 큰 새로운 개념의 재료이다.

이상에서는 본 발명을 특정의 바람직한 실시예를 예를들어 도시하고 설명하였으나, 본 발명은 상기한 실시예에 한정되지 아니하며 본 발명의 정신을 벗어나지 않는 범위내에서 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진자에 의해 다양한 변경과 수정이 가능할 것이다.

Claims

일반식 Cu_100-a-b(A)_a(B)_b으로 표현되며,

여기서, 상기 A는 Zr, Hf 및 Ti 중 적어도 1종이고, 상기 B는 Be, Ag, Y 및 Gd 중 적어도 1종이며, a와 b는 각각 원자량 %로 5≤a≤60, 5≤b≤60, a+b≤70 범위를 갖는 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제1항에 있어서, 상기 비정질 합금은 전체 합금조성에 대하여 Al, Ni, Si 및 Sn 중 적어도 1종을 20원자량 %이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제1항에 있어서, 상기 A는 Zr이고, 상기 B는 Be인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제1항에 있어서, 상기 A는 Zr이고, 상기 B는 Y인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제1항에 있어서, 상기 A는 Hf이고, 상기 B는 Y인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제2항에 있어서, 상기 A는 Zr이고, 상기 B는 Y이며, 상기 C는 Al인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제2항에 있어서, 상기 A는 Hf이고, 상기 B는 Y이며, 상기 C는 Al인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제2항에 있어서, 상기 A는 Zr이고, 상기 B는 Gd이며, 상기 C는 Al인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제2항에 있어서, 상기 A는 Hf이고, 상기 B는 Gd이며, 상기 C는 Al인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.
제2항에 있어서, 상기 A는 Ti이고, 상기 B는 Y이며, 상기 C는 Ni, Sn 및 Si 중 적어도 1종인 것을 특징으로 하는 다단계 변형이 가능한 Cu계 이상분리 비정질 합금.