KR20110073586A - 연성을 보이는 금속성 유리 복합체에 대한 구조 형성의 메커니즘 - Google Patents

연성을 보이는 금속성 유리 복합체에 대한 구조 형성의 메커니즘 Download PDF

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Abstract

본 명세서의 일 측면은, 52 원자 퍼센트 내지 68 원자 퍼센트 철과, 13 원자 퍼센트 내지 21 원자 퍼센트 니켈과, 2 원자 퍼센트 내지 12 원자 퍼센트 코발트와, 10 원자 퍼센트 내지 19 원자 퍼센트 붕소와, 선택적으로 1 원자 퍼센트 내지 5 원자 퍼센트 탄소와, 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 실리콘을 포함하는 합금 조성에 관한 것이다. 합금은 부피 면에서 5% 내지 95%인 하나 이상의 스피노달 미시성분들을 포함하고, 미시성분은 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일을 보인다.

Description

연성을 보이는 금속성 유리 복합체에 대한 구조 형성의 메커니즘{MECHANISM OF STRUCTURAL FORMATION FOR METALLIC GLASS BASED COMPOSITES EXHIBITING DUCTILITY}
[0001] 본 출원은 2008년 10월 21일에 제출된 미국 가출원 번호 61/107,037 호의 우선권을 주장하며, 전체가 여기에 참고로 포함되어 있다.
[0002] 본 발명은 상대적으로 높은 인장(tensile) 강도(strength) 및 상대적으로 높은 연신(elongation)을 조합한 것을 보이는(나타내는) 금속성 유리(glass) 매트릭스(matrix)에서의 스피노달(spinodal) 미시성분 구조(microconstituent structures)의 형성에 관한 것이다.
[0003] 금속성 나노결정질 물질 및 금속성 유리는 금속계 물질에 대해 상대적으로 높은 경도 및 강도 특성을 보이며, 이로 인하여 구조적 응용을 위한 잠재적인 후보로 간주되고 있다. 그러나, 전단 밴드(shear band) 및/또는 균열의 급속한 확산과 관련된 이들의 제한된 파괴 인성 및 연성은 이들의 우수한 강도를 상업적으로 이용하는 것에 대한 걱정거리가 될 수 있다. 통상적으로, 이 물질들은 압축하여 실험할때 적당한 연성을 보일 수 있는 반면에, 동일한 물질들의 인장 연성은 0에 가까울 수 있다. 동시에, 파괴 인성(fracture toughness)과 함께 인장 연성(tensile ductility)은 파국적 파손(파괴)(failure)를 피하기 위한 고유 연성이 필요한 구조적(structural) 응용(applications)을 위한, 상대적으로 중요한 특성으로 이해된다.
[0004] 나노결정질 물질은 100 ㎚ 미만의 평균 입자 크기를 갖는 다결정 구조이거나 이를 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 이들은 나노 결정질로 제작된 금속 및 합금이 구조적 응용을 위해 잠재적으로 중요한 수많은 매력적인 기계적 특성을 보일 수 있다고 주장된 1980년대 중반 이래로 광범위한 연구 주제가 되어왔다. 그러나, 상대적으로 매력적인 특성(높은 경도, 항복응력 및 파괴강도)에도 불구하고, 이들은 실망스러울 정도로 낮은 인장신율(tensile elongation)을 보일 수 있고 상당히 부서지기쉬운(brittle) 형태로 파손되는 경향을 보일 수 있다고 이해된다. 사실상, 가공 경화 지수와 냉간 압연 및 종래의 재결정화된 연강(mile steels)에 대한 입자 크기 사이의 실험적인 상관관계는, 입자 크기의 증가에 따라 연성이 감소함을 보여주고 있다. 입자 크기가 점진적으로 감소함에 따라, 전위 퇴적(dislocation pile-up)의 형성은 점점 더 어려워져서, 변형경화(strain hardening) 능력(capacity)을 제한할 수 있다. 이로 인하여 하중을 받는 경우, 물질의 기계적 성질의 불안정성으로 이어질 수 있다.
[0005] 미세구조를 조절함으로써 나노결정질 물질의 상대적으로 높은 강도(strength)를 유지하면서 그것들의 연성(ductility)을 개선하고자 하는 시도도 이루어져 왔다. 나노결정질 물질에서 하이-앵글 결정 입계(high-angle grain boundaries)가 증가되면 연성 증가에 도움이 될 수 있다는 것이 제안되었다. 나노결정질 물질의 연성을 개선하기 위한 조사에는, 극히 연성인 비금속(base metal)이 사용되었다. 예를 들어, 심한(severe) 가소성(plastic) 변형(deformation)의 열기계적(thermomechanical) 처리에 기반한 이중모드(bimodal) 입자 크기 분포(100 ㎚, 1.7 ㎛)를 갖는 나노결정질 Cu가 제조되었는데, 이는 파괴전에 65%의 총 연신을 나타내고, 상대적으로 높은 강도를 유지할 수 있다. 최근에는 펄스형 전착(pulsed electrodeposition)에 의해 마이크로미터 이하 크기의 입자 매트릭스에 내장된 나노미터 크기의 쌍정(twin)을 갖는 나노결정질 Cu가 생성되었다. 이 재료의 연성 및 상대적으로 높은 강도는 쌍정 경계를 갖는 활주 전위(glide dislocations)의 상호작용에 의한 것일 수 있다. 최근의 접근법에서, 4-10㎚의 나노결정질 제 2 상태 입자는 나노결정질 Al 매트릭스(약 100 ㎚) 내로 통합되었다. 나노결정질 입자는 활주 전위와 상호 작용하였고, 연성의 명백한 개선을 가져오는 스트레인 경화 속도를 증가시켰다. 이러한 접근법을 이용하여, 23 ㎚의 평균 입자 크기를 갖는 순수 Cu에서 15%, 또는 59 ㎚의 평균 입자 크기를 갖는 순수 Zn에서 30% 등과 같이, 다수의 나노결정질 물질에서의 증가된 인장 연성이 달성되었다. 이러한 나노결정질 물질의 파괴(균열) 강도는 1 GPa를 초과하지 않는다는 것에 주목되어야 한다. 보다 높은 균열 강도(1 GPa)를 갖는 나노결정질 물질의 경우, 적절한 연성(>1%)의 달성은 여전히 도전과제일 수 있다.
[0006] 비정질(비결정질)(amorphous) 금속성 합금(금속성 유리)은 고전적인 급속 퀀치 실험(classic rapid-quenched experiments)이 Au-Si 합금에 대해서 수행된 1960년경에 최초로 보고된 상대적으로 최신 부류의 물질을 나타낸다. 그 이후로, 유리 형성자(glass formers)용 합금 조성을 조사하여 비정질 구조의 유지를 위한 더 낮은 임계 냉각 속도를 갖는 기본적인 조합을 찾아내는 데 진보가 있었다. 장거리 질서의 부재로 인해, 금속성 유리는 상대적으로 높은 강도, 높은 경도, 큰 탄성 한도, 양호한 연자성(soft magnetic) 특성 및 높은 내식성(corrosion resistance)과 같은 상대적으로 고유한 특성들을 보일 수 있다. 그러나, 스트레인 연화(softening) 및/또는 열적 연화로 인해, 금속성 유리의 가소성 변형은 전단 밴드 내로 대단히 집중될 수 있는데, 이는 (2%보다 작은) 제한된 가소성 스트레인을 가져오고 실온에서 파국적 파손을 야기할 수 있다.
[0007] 25%까지의 압축률을 가능하게 하는 비정질 구조 또는 유리 성질 상태 분리에 자유 부피를 도입하는 것과 같은 방법으로 금속성 유리의 연성을 증가시키도록 하는 여러 가지 접근법들이 시도되었다. 그러나, 이러한 물질들에 대한 인장 연성(tensile ductility)은 보고되지 않았다. 다른 접근법은 금속성 유리 매트릭스 복합재료의 개발이다. 결정질(crystalline) 석출물(precipitates)이 부분적 결정화에 의해 유리 매트릭스 내에 도입될 수 있다. 결정화는 핵형성(nucleation) 및 성장(growth) 메커니즘에 의해 일어나며, 유리 조성 및 결정화 동역학에 따라서, 나노미터 크기 또는 마이크로미터 크기의 결정체가 도입될 수 있다. 이 접근법은 또한 Ti계, Zr계, Mg계 유리 및 Cu-Hf-Ti-Nb 시스템에서의 압축(compressive) 연성(ductility) 증가를 가능하게 할 수 있다. 이러한 물질들의 인장 연성은 유리 성질 매트릭스에 내장된 큰 수지상 결정(20-50 ㎛ 크기)을 갖는 Ti-Zr계 금속성 유리에서 13% 까지의 인장신율을 나타내었다. 이러한 복합재료의 이종(heterogeneous) 구조는 전단 밴드의 형성을 위한 초기 사이트로 작용하고, 그리고/또는, 전단 밴드의 급속한 확산에 대한 배리어로서 작용할 수 있는데, 이는 광범위한 가소성(plasticit)의 증가를 가져오지만 때때로 강도(strength)를 감소시킨다.
[0008] 입자 크기를 감소시킬 다른 방법은 2개 이상의 물질의 혼합물이 상이한 물질 농도를 갖는 별개의 영역으로 분리될 때 일어날 수 있는 스피노달(spinodal) 분해(decomposition)를 통한 것이다. 이 방법은 스피노달 분해로 인한 상태 분리가 단지 핵형성 사이트만이 아니라 물질 전반에서 일어날 수 있다는 점에서 핵형성과는 상이하다. 스피노달 분해는 이전에 AlNiCo 자석, 17-4PH 스테인리스 강철, Fe-25Cr-12Co-1Si 합금 및 Fe계 오스테나이트 합금에서 관찰되었다. 최근의 연구는 비정질 잔여 매트릭스에서의 Co 농축 및 α'-FeCo 결정질 상태에서의 Fe 농축을 언급했다. 또한, >1% Cu의 첨가로부터 비롯되는 클러스터의 형성에 의해 야기된 결정립 미세화(grain refinement)의 실험 증거가 제시되었다. 또한 1.0%보다 많은 Cu 첨가는 결정질 α'-FeCo 상태의 결정립 미세화, 즉 입자 크기 약 10 ㎚의 원인인 클러스터의 형성을 촉진시켰다. 그러나, 최종 구조의 어떠한 특성 평가도 이러한 연구들에서 수행되지 않았다. AlNiCo 자석에 관하여, 상대적으로 높은 인장 강도가 28 MPa 내지 380 MPa로부터 얻어질 수 있다는 것이 다수의 소스로부터 알려져 있지만, 재료(물질) 반응은 다소 취성일 수 있고, 인장신율 데이터는 전반적으로 열거되지 않는다.
[0009] 본 명세서의 일 실시예는, 52 원자 퍼센트 내지 68 원자 퍼센트 철과, 13 원자 퍼센트 내지 21 원자 퍼센트 니켈과, 2 원자 퍼센트 내지 12 원자 퍼센트 코발트와, 10 원자 퍼센트 내지 19 원자 퍼센트 붕소와, 선택적으로 1 원자 퍼센트 내지 5 원자 퍼센트 탄소와, 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 실리콘을 포함한다. 합금은 부피 면에서 5% 내지 95%인 하나 이상의 스피노달 미시성분들을 포함하되 미시성분은 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일을 보이는 합금 조성에 관한 것이다.
[0010] 본 명세서의 다른 측면은 합금에서 스피노달 미시성분을 형성하는 방법에 관한 것이다. 이 방법은 52 원자 퍼센트 내지 60 원자 퍼센트 철과, 15.5 원자 퍼센트 내지 21 원자 퍼센트 니켈과, 6.3 원자 퍼센트 내지 11.6 원자 퍼센트 코발트와, 10.3 원자 퍼센트 내지 13.2 원자 퍼센트 붕소와, 3.7 원자 퍼센트 내지 4.8 원자 퍼센트 탄소와, 0.3 원자 퍼센트 내지 0.5 원자 퍼센트 실리콘을 포함하는 합금 조성을 용융하는 단계와, 유리 매트릭스에서 하나 이상의 스피노달 미시성분을 형성하도록 합금을 냉각시키는 단계를 포함할 수 있다. 스피노달 미시성분은 부피 면에서 5% 내지 95%의 범위에서 존재할 수 있고, 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일을 보일 수 있다.
[0011] 본 명세서의 전술된 특징 및 그 밖의 특징과, 이것들을 얻는 방법은 첨부한 도면과 결합하여 본 명세서에서 설명되는 실시예의 다음 설명을 참조하면 더욱 명백해지고 보다 더 양호하게 이해될 수 있다.
도 1은 결정질 변환 피크(들) 및 몇몇 경우에 있어서의 용융 피크(들)에 대해 유리의 존재를 나타내는 16 ㎧로 용융-스피닝된, 본 명세서에서 관찰되는 합금의 예의 DTA 곡선을 예시한 것으로서, 도 1(a)는 합금 PC7E4A9의 DTA 곡선을 예시하고, 도 1(b)는 합금 PC7E4C3의 DTA 곡선을 예시하며, 도 1(c)는 합금 PC7E6H9의 DTA 곡선을 예시하고, 도 1(d)는 합금 PC7E6J1의 DTA 곡선을 예시하면, 도 1(e)는 합금 PC7E7의 DTA 곡선을 예시한다.
도 2는 결정질 변환 피크(들) 및 몇몇 경우에 있어서의 용융 피크(들)에 대해 유리의 존재를 나타내는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 합금의 예의 DTA 곡선을 예시한 것으로서, 도 2(a)는 합금 PC7E4A9의 DTA 곡선을 예시하고, 도 2(b)는 합금 PC7E4C3의 DTA 곡선을 예시하며, 도 2(c)는 합금 PC7E6H9의 DTA 곡선을 예시하고, 도 2(d)는 합금 PC7E6J1의 DTA 곡선을 예시하면, 도 2(e)는 합금 PC7E7의 DTA 곡선을 예시한다.
도 3은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리(free) 측면(side)에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠(wheel) 측면(side)에 대해 예시한 것이다.
도 4는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 5는 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 6은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 7은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 8은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 9는 16㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 10은 10.5㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 11은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 12는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7 샘플의 X-선 회절 스캔의 예로서 상측의 곡선은 프리 측면에 대해 예시한 것이고 하측의 곡선은 휠 측면에 대해 예시한 것이다.
도 13은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 14는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 15는 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 16은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 17은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 18은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 19는 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 20은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 21은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7의 TEM 현미경 사진의 예를 예시한 것으로서, 도 21(a)은 완전 비정질 층 주위의 나노결정질 미시성분 영역(즉, 스피노달 분해)의 밴드를 보이는 중심의 샘플 1을 예시하고 도 21(b)는 유리 매트릭스에서 나노결정질 상태(즉, 스피노달 분해)를 보이는 중심의 샘플 2를 예시하고 있다.
도 22는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7의 TEM 현미경 사진의 예를 예시한 것으로서, 도 22(a)는 유리 매트릭스에서 결정질 상태(즉, 스피노달 분해)를 보이는 샘플 1을 예시하고, 도 22(b)는 핵형성 및 성장으로부터 완전 실투된(devitrified) 영역을 보이는 샘플 2를 예시하며, 도 22(c)는 유리 매트릭스에서 작은 균일 상태를 갖는 부분적으로 변환된 영역(부분적으로 변환된 스피노달 분해)을 보이는 샘플 3을 예시하고 있다.
도 23은 네 가지 타입의 벤딩 동작을 보이는 180° 벤딩된 리본들 중 일반적인 예의 리본을 예시한 것으로서, 도 23(a)은 타입 1 동작을 보이며 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9을 예시하고, 도 23(b)은 타입 2 동작을 보이며 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9을 예시하고, 도 23(c)은 타입 3 동작을 보이며 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7을 예시하고, 도 23(d)은 타입 4 동작을 보이며 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7을 예시한다.
도 24는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7의 프리 표면의 TEM 현미경 사진의 예를 예시하고 있다.
도 25는 타입 1 변형 동작(양태)(behavior)을 보이는 모델 CCT 다이어그램의 예를 예시하고 있다.
도 26은 타입 2 변형 동작을 보이는 모델 CCT 다이어그램의 예를 예시하고 있다.
도 27은 타입 3 변형 동작을 보이는 모델 CCT 다이어그램의 예를 예시하고 있다.
도 28은 타입 4 변형 동작을 보이는 모델 CCT 다이어그램의 예를 예시하고 있다.
도 29는 PC7E4C3의 SEM 후방산란 전자 현미경 사진의 예를 예시한 것으로서, 도 29(a)는 16 ㎧에서의 전체 리본 단면을 나타내는 저배율 사진이고, 도 29(b)는 16 ㎧에서의 리본 구조의 고배율 사진이며, 도 29(c)는 10.5 ㎧에서의 전체 리본 단면을 나타내는 저배율 사진이고, 도 29(d)는 10 ㎧에서의 리본 구조의 고배율 사진인데, 도 29(b)에서는 스크래치 및 공극이 존재하고 도 29(c)에서는 비커스(Vickers) 경도 압입이 존재한다는 것을 주목하라.
도 30은 16 ㎧로 용융-스피닝되고 이어서 1시간 동안 1000℃에서 어닐링된 PC7E4C3의 SEM 후방산란 전자 현미경 사진의 예를 예시한 것으로서, 도 30(a)은 리본 구조의 중간 배율 사진을 나타내고, 도 30(b)는 리본 구조의 저배율 사진을 나타낸 것이다.
도 31은 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7 합금에 대한 응력 스트레인 곡선의 예를 예시한다.
도 32는 16 ㎧로 용융-스피닝되고 이어서 인장 테스트된 PC7E7 합금의 SEM 2차 전자 이미지를 예시한다. 사진의 우측 상에서 균열 선단 앞의 넓은 가소성 구역을 나타내는 균열(흑색)의 존재 및 다수의 전단 밴드의 존재를 주목하라.
도 33은 TEM 샘플이 PC7E7 합금을 위해 제조되는 샘플 영역을 보여 주는 개략도의 예를 예시하고 있다.
도 34는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7의 TEM 현미경 사진의 예로서, (a) 리본의 휠 측면, (b) 리본의 프리 측면, 및 (c) 리본의 중심을 예시하고 있다.
도 35는 10.5 ㎧ 용융-스피닝되고 이어서 에칭된 PC7E7 리본 구조의 예로서, (a) 저배율 (b) 중간 배율 및 (c) 고배율을 예시하고 있다.
[0012] 본 명세서는 적어도 일부분의 구조를 유리 매트릭스에서 50㎚보다 작은 길이 스케일의 하나 이상의 결정상(결정질 상태)(crystalline phases)로 구성될 수 있는 스피노달 미시성분으로 산출하도록 변환시킬 수 있는 유리 형성 합금에 관한 것이다. 다시 말해, 결정질 상태의 임의의 주어진 치수는, 1㎚, 2㎚, 3㎚ 4㎚, 5㎚, 6㎚, 7㎚, 8㎚, 9㎚, 10㎚, 11㎚, 12㎚, 13㎚, 14㎚, 15㎚, 16㎚, 17㎚, 18㎚, 19㎚, 20㎚, 21㎚ 22㎚ 23㎚, 24㎚, 25㎚, 26㎚, 27㎚, 28㎚, 29㎚, 30㎚, 40㎚, 41㎚, 42㎚, 43㎚, 44㎚, 45㎚, 46㎚, 47㎚, 48㎚, 49㎚와 같이, 1㎚ 내지 50㎚ 미만의 범위에 있는 모든 값 및 증가량을 포함할 수 있다. 또한, 합금은 부피가 5%, 6%, 7%, 8%, 9%, 10%, 11%, 12%, 13%, 14%, 15%, 16%, 17%, 18%, 19%, 20%, 21%, 22%, 23%, 24%, 25%, 26%, 27%, 28%, 29%, 30%, 31%, 32%, 33%, 34%, 35%, 36%, 37%, 38%, 39%, 40%, 41%, 42%, 43%, 44%, 45%, 46%, 47%, 48%, 49%, 50%, 51%, 52%, 53%, 54%, 55%, 56%, 57%, 58%, 59%, 60%, 61%, 62%, 63%, 64%, 65%, 66%, 67%, 68%, 69%, 70%, 71%, 72%, 73%, 74%, 75%, 76%, 77%, 78%, 79%, 80%, 81%, 82%, 83%, 84%, 85%, 86%, 87%, 88%, 89%, 90%, 91%, 92%, 93%, 94%, 95%를 포함하는 ~5% 내지 ~95%의 범위에 존재하는 스피노달 미시성분 중 하나 이상의 것을 포함할 수 있다. 스피노달 미시성분은 핵형성 방식이 아닌 변환(변태)(transformation) 메커니즘에 의해 형성된 미시성분으로 이해될 수 있다. 보다 근본적으로, 스피노달 분해는 합금의 2개 이상의 성분(예컨대, 금속 성분)의 용해가 명백하게 상이한 화학적 조성 및 물리적 특성을 갖는 개별 영역들(또는 상태들)로 분리될 수 있게 하는 메커니즘으로 이해될 수 있다. 이 메커니즘은 상태 분리가 이산(discrete) 핵형성 사이트에서만이 아니라 물질 전반에 걸쳐서 균일하게 발생한다는 점에서 종래의 핵형성과는 상이하다. 따라서, 하나 이상의 반결정질(semicrystalline) 클러스터 또는 결정질 상태는 화학적 변이가 적어도 하나의 개별적인 결정질 상태를 야기할 때까지 로컬 레벨로 연속적인 원자 확산을 통해 형성될 수 있다. 반결정질 클러스터는 본 명세서에서 2㎚ 이하의 최대 선형 치수를 보이는 것으로 이해될 수 있으며, 그 반면에 결정질 클러스터는 2㎚보다 큰 최대 선형 치수를 보일 수 있다. 스피노달 분해의 초기 단계 동안에는 형성되는 클러스터가 작으며, 그들의 화학적 성질이 유리 매트릭스와는 상이한 반면 그것들이 아직 충분히 결정질이 아니고 아직 잘 정리된 결정질 주기성을 이루지 않았다는 점을 주목하라. 추가 결정질 상태는 동일한 결정 구조 또는 개별 구조를 보일 수 있다.
[0013] 스피노달 미시성분 형성을 제공할 수 있는 유리 형성 합금은 다음의 성분들, 즉 52 내지 68 원자 퍼센트(at %) 철, 13 내지 21 at % 니켈, 2 내지 12 at % 코발트, 10 내지 19 at % 붕소, 존재한다면 1 내지 5 at % 탄소, 존재한다면 0.3 내지 16 at % 실리콘을 포함할 수 있는데, 이러한 성분들은 상기 범위 내의 모든 값 및 0.1 원자 퍼센트의 증가량을 포함한다. 예를 들어, 유리 형성 합금은 52 원자 퍼센트 내지 60 원자 퍼센트 철, 15.5 내지 21 원자 퍼센트 니켈, 6.3 내지 11.6 원자 퍼센트 코발트, 10.3 내지 13.2 원자 퍼센트 붕소, 3.7 내지 4.8 원자 퍼센트 탄소, 및 0.3 내지 0.5 원자 퍼센트 실리콘을 포함할 수 있다. 다른 예에서, 유리 형성 합금은 58.4 원자 퍼센트 내지 67.6 원자 퍼센트 철, 16.0 내지 16.6 원자 퍼센트 니켈, 2.9 내지 3.1 원자 퍼센트 코발트, 12.0 내지 18.5 원자 퍼센트 붕소, 선택적으로 1.5 내지 4.6 원자 퍼센트 탄소, 및 선택적으로 0.4 내지 3.5 원자 퍼센트 실리콘을 포함할 수 있다. 또 다른 예에서, 유리 형성 합금은 53.6 원자 퍼센트 내지 60.9 원자 퍼센트 철, 13.6 내지 15.5 원자 퍼센트 니켈, 2.4 내지 2.9 원자 퍼센트 코발트, 12 내지 14.1 원자 퍼센트 붕소, 1 내지 4 원자 퍼센트 탄소, 및 3.9 내지 15.4 원자 퍼센트 실리콘을 포함할 수 있다. 합금은 전술한 성분들을 포함할 뿐 아니라 그것들로 구성되거나 필수적으로 구성될 수 있다는 것이 인식될 수 있다. 또한, 합금이 상기의 것들로 구성되는 경우에도, 0.01 내지 1.0 원자 퍼센트 범위 내에서의 모든 값 및 0.01 원자 퍼센트 증가량을 포함하는 불순물과 같은 어느 정도의 불순물이 합금 조성물에 존재할 수 있다는 것이 인식될 수 있다.
[0014] 이에 따라, 철이 52.0, 52.1, 52.2, 52.3, 52.4, 52.5, 52.6, 52.7, 52.8, 52.9, 53.0, 53.1, 53.2, 53.3, 53.4, 53.5, 53.6, 53.7, 53.8, 53.9, 54.0, 54.1, 54.2, 54.3, 54.4, 54.5, 54.6, 54.7, 54.8, 54.9, 55.0, 55.1, 55.2, 55.3, 55.4, 55.5, 55.6, 55.7, 55.8, 55.9, 56.0, 56.1, 56.2, 56.3, 56.4, 56.5, 56.6, 56.7, 56.8, 56.9, 57.0, 57.1, 57.2, 57.3, 57.4, 57.5, 57.6, 57.7, 57.8, 57.9, 58.0, 58.1, 58.2, 58.3, 58.4, 58.5, 58.6, 58.7, 58.8, 58.9, 59.0, 59.1, 59.2, 59.3, 59.4, 59.5, 59.6, 59.7, 59.8, 59.9, 60.0, 60.1, 60.2, 60.3, 60.4, 60.5, 60.6, 60.7, 60.8, 60.9, 61.0, 61.1, 61.2, 61.3, 61.4, 61.5, 61.6, 61.7, 61.8, 61.9, 62.0, 62.1, 62.2, 62.3, 62.4, 62.5, 62.6, 62.7, 62.8, 62.9, 63.0, 63.1, 63.2, 63.3, 63.4, 63.5, 63.6, 63.7, 63.8, 63.9, 64.0, 64.1, 64.2, 64.3, 64.4, 64.5, 64.6, 64.7, 64.8, 64.9, 65.0, 65.1, 65.2, 65.3, 65.4, 65.5, 65.6, 65.7, 65.8, 65.9, 66.0, 66.1, 66.2, 66.3, 66.4, 66.5, 66.6, 66.7, 66.8, 66.9, 67.0, 67.1, 67.2, 67.3, 67.4, 67.5, 67.6, 67.7, 67.8, 67.9, 68.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다는 것이 인식될 수 있다. 또한, 니켈이 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0, 17.1, 17.2, 17.3, 17.4, 17.5, 17.6, 17.7, 17.8, 17.9, 18.0, 18.1, 18.2, 18.3, 18.4, 18.5, 18.6, 18.7, 18.8, 18.9, 19.0, 19.1, 19.2, 19.3, 19.4, 19.5, 19.6, 19.7, 19.8, 19.9, 20.0, 20.1, 20.2, 20.3, 20.4, 20.5, 20.6, 20.7, 20.8, 20.9, 21.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다는 것이 인식될 수 있다. 코발트는 2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0, 5.1, 5.2, 5.3, 5.4, 5.5, 5.6, 5.7, 5.8, 5.9, 6.0, 6.1, 6.2, 6.3, 6.4, 6.5, 6.6, 6.7, 6.8, 6.9, 7.0, 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9, 8.0, 8.1, 8.2, 8.3, 8.4, 8.5, 8.6, 8.7, 8.8, 8.9, 9.0, 9.1, 9.2, 9.3, 9.4, 9.5, 9.6, 9.7, 9.8, 9.9, 10.0, 10.1, 10.2, 10.3, 10.4, 10.5, 10.6, 10.7, 10.8, 10.9, 11.0, 11.1, 11.2, 11.3, 11.4, 11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다. 붕소는 10.0, 10.1, 10.2, 10.3, 10.4, 10.5, 10.6, 10.7, 10.8, 10.9, 11.0, 11.1, 11.2, 11.3, 11.4, 11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0, 12.1, 12.2, 12.3, 12.4, 12.5, 12.6, 12.7, 12.8, 12.9, 13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0, 17.1, 17.2, 17.3, 17.4, 17.5, 17.6, 17.7, 17.8, 17.9, 18.0, 18.1, 18.2, 18.3, 18.4, 18.5, 18.6, 18.7, 18.8, 18.9, 19.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다. 탄소는 0.0, 1.0, 1.1, 1.2, 1.3, 1.4, 1.5, 1.6, 1.7, 1.8, 1.9, 2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다. 실리콘은 0.0, 0.3, 0.4, 0.5, 0.6, 0.7, 0.8, 0.9, 1.0, 1.1, 1.2, 1.3, 1.4, 1.5, 1.6, 1.7, 1.8, 1.9, 2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0, 5.1, 5.2, 5.3, 5.4, 5.5, 5.6, 5.7, 5.8, 5.9, 6.0, 6.1, 6.2, 6.3, 6.4, 6.5, 6.6, 6.7, 6.8, 6.9, 7.0, 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9, 8.0, 8.1, 8.2, 8.3, 8.4, 8.5, 8.6, 8.7, 8.8, 8.9, 9.0, 9.1, 9.2, 9.3, 9.4, 9.5, 9.6, 9.7, 9.8, 9.9, 10.0, 10.1, 10.2, 10.3, 10.4, 10.5, 10.6, 10.7, 10.8, 10.9, 11.0, 11.1, 11.2, 11.3, 11.4, 11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0, 12.1, 12.2, 12.3, 12.4, 12.5, 12.6, 12.7, 12.8, 12.9, 13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0 원자 퍼센트로 존재할 수 있다.
[0015] 합금은 또한 약 <100,000 K/s의 금속성 유리 형성에 대한 임계 냉각 속도를 보일 수 있다. 임계 냉각 속도는 결정화와 같은 바람직하지 않을 수 있는 변환을 억제 및/또는 감소시킬 수 있는 연속적 냉각 속도로 이해될 수 있다. 이에 따라, 합금은 유리 실투(glass devitrification)를 피하고 과포화 매트릭스를 형성하는 임계 냉각 속도 또는 그러한 냉각 속도 아래에서 합금을 용융 및 냉각시킴으로써 형성될 수 있다. 그러면, 과포화 매트릭스는 스피노달 미시성분을 형성하는 스피노달 분해를 이행할 수 있다. (합금을 용융 및/또는 냉각시키는 것을 포함하여) 합금을 형성하는 방법은 합금을 임계 냉각 속도와 동일하거나 그보다 큰 속도로 냉각시킬 수 있는 융용 스피닝(melt spinning)과 같은 그러한 방법들을 포함한다. 또한, 합금은 분말 입자, 박막, 박편(flake), 리본, 와이어 또는 시트의 형태로 1 ㎛ 내지 2000 ㎛ 두께의 얇은 생성물을 산출하도록 처리될 수 있다. 합금 형성 기법의 예는 용융 스피닝, 제트 캐스팅(jet casting), 테일러-율리토브스키(Taylor-Ulitovsky), 용융-오버플로우(melt-overflow), 평면 플로우 캐스팅(planar flow casting) 및 트윈 롤 캐스팅(twin roll casting)을 포함할 수 있다.
[0016] 합금은 아르키메데스(Archimedes) 방법에 의해 측정되는 큐빅 센티미터 당 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9 8.0 그램과 같은 큐빅 센티미터 당 7 내지 8 그램의 범위 내의 모든 값 및 증가량을 포함하는 범위에서의 밀도를 보일 수 있다. 합금은 또한 10℃/min으로 DTA에 의해 측정되는 400℃ 내지 585℃의 범위 내의 모든 값 및 1℃의 증가량을 포함하는 하나 이상의 개시(onset) 결정화 온도를 보일 수 있다. 합금은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정되는 약 400℃ 내지 595℃의 범위 내의 모든 값 및 1℃의 증가량을 포함하는 하나 이상의 피크 결정화 온도를 보일 수 있다. 또한, 합금은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정되는 1050℃ 내지 1100℃의 범위 내의 모든 값 및 1℃의 증가량을 포함하는 하나 이상의 개시 용융 온도와, 10℃/min으로 DTA에 의해 측정되는 약 1050℃ 내지 1125℃의 범위의 모든 값 및 그 범위 내에서의 1℃의 증가량을 포함하는 하나 이상의 피크 용융 온도를 보일 수 있다. 개시 온도는 각각의 피크 온도 전에 발생하며, 다수의 개시 및 피크 결정화 및/또는 용융 온도가 존재할 수 있다는 것이 인식될 수 있다.
[0017] 따라서, 제조된 후의 합금의 최종 생성 미세구조는 모두 50 ㎚보다 작은 길이 스케일로 균일하게 분산된 하나 이상의 결정질 상태를 포함하는 스피노달 미시성분을 일부분으로서 포함할 수 있다. 균일하게 분산된다는 것에 대한 언급은 스피노달 미시성분이 개별적인 핵생성 사이트에서가 아니라 샘플 물질 내에서 발생하는 상(상태)(phase) 분리를 통해 형성될 수 있다는 점에서 전술한 바와 같이 이해될 수 있다.
[0018] 이러한 스피노달 미세구조는 또한 모든 비정질 영역, 유리 매트릭스내의 절연된 결정질 침전물, 유리 매트릭스 내로 성장하는 다상 결정질 클러스터, 10 ㎚ 내지 100 ㎚의 나노결정질 교질입자(crystallite)를 갖는 완전 결정질 영역, 약 2개의 상대적으로 미세한, 즉 15 ㎚보다 작되 1 ㎚ 내지 15 ㎚의 범위에 있는 모든 값 및 증가량을 포함하는 범위의 3상 나노스케일 미시성분, 유리 매트릭스에서 혼합된 결정질 상태 및 이들의 조합을 포함할 수 있다. 일례에서, 합금의 최종 생성 구조는 주로 금속성 유리로 구성될 수 있다. 금속성 유리에 대한 언급은 서로 랜덤하게 패킹될 수 있는 고체상에서 구조적 단위의 연관성을 보일 수 있는 미세구조로 이해될 수 있다. 구조적 단위의 정제 레벨 또는 크기는 옹스트롱(angstrom) 스케일 범위(즉, 5 Å 내지 100 Å)에 있는 것일 수 있다.
[0019] 다른 예에서, 합금의 최종 생성 구조는 크기 면에서 10 ㎚ 내지 500 ㎚ 범위의 모든 값 및 증가량을 포함하는 500 ㎚보다 작은 크기의 결정질 상(상태)(phases) 및 금속성 유리로 구성될 수 있다. 또한, 전술한 바와 같이, 합금은 그것의 구조 중 적어도 일부분을 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일의 하나 이상의 결정질 상으로 구성될 수 있는 스피노달 미시성분으로서 산출하도록 변환될 수 있다. 다시 말해, 반결정질 또는 결정질 상태의 최대 선형 치수는 1 ㎚ 내지 50 ㎚의 범위에 있는 모든 값 및 증가량을 포함하는 것일 수 있다.
[0020] 합금은 다양한(변화하는) 취성 정도를 보일 수 있고, 벤드(bend) 테스트에 의해 측정된 바와 같이, 즉 리본의 180° 벤딩을 보일 수 있는데, 이 때, 합금 샘플은 양쪽 측면, 한쪽 측면이 벤딩될 수 있으며, 또는 파손되는 일 없이 벤딩될 수 없다. 합금 구조는 1% 내지 7.06%와 같이 0.65% 내지 7.5% 범위 내의 모든 값 및 0.01% 증가량을 포함하는 0.65%보다 큰 인장신율을 보일 수 있다. 또한, 합금은 0.1 GPa 내지 2.2 GPa의 범위 내의 모든 값 및 증가량을 포함하는 0.1 GPa보다 큰 항복 강도를 보일 수 있다. 합금은 또한 0.1 GPa 내지 3.5 GPa 내의 모든 값 및 증가량을 포함하는 최고 인장 강도와 55 GPa 내지 130 GPa 내의 모든 값 및 증가량을 포함하는 영률을 포함할 수 있다. 이와 같이, 본 명세서에서, 합금은 전술한 기계적 특성들 중 하나 이상의 특성들을 결합시켜 제공할 수 있다.
[0021] 다음의 예들은 단지 예시를 위해 제시된 것이며, 본 출원의 범주를 제한하고자 하는 것이 아니다. 또한, 이 예들은 개시된 특정 지점 내의 범위에 대한 증거를 제공할 수 있다.
[0022] 샘플 준비( Sample Preparation )
[0023] 높은 순도(즉, 99% 이상의 순도)의 구성요소를 이용하여, 타깃 합금의 15g 합금 공급 원료는 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 가중되었다. 그 후, 공급 원료 물질이 아크-용융(arc-melting) 시스템의 구리 난로(copper hearth) 내에 놓였다. 공급 원료는 보호 가스(shielding gas)로서 고순도 아르곤을 이용하여 잉곳(ingot)내로에 아크-용융되었다. 잉곳은 여러 차례 플립되었고, 동종성을 확증하기 위해 재용융되었다. 혼합 후, 잉곳은 대략 12 ㎜ 폭, 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께의 핑거(finger) 형태로 캐스팅되었다. 이후, 최종 생성 핑거는 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-스피닝 챔버에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션을 이용하여 1/3 원자 헬륨 대기에서 용융되었고, 이어서 통상적으로 16 m/s 또는 10.5 m/s인 접선 속도로 주행하는 245 ㎜ 직경의 구리 휠 위로 배출되었다. 제조된 최종 생성 리본은 표 2에 도시된 바와 같이 통상적으로 ~1.25 ㎜인 폭 및 0.04 ㎜ 내지 0.08 ㎜의 두께를 가졌다.
합금의 원자 비율
Fe Ni Co B C Si
PC7E4A9 56.00 17.93 11.57 10.35 3.76 0.39
PC7E4C3 54.00 16.72 10.78 13.20 4.80 0.50
PC7E6H9 60.00 16.11 6.39 12.49 4.54 0.47
PC7E6J1 52.00 20.11 10.39 12.49 4.54 0.47
PC7E7 53.50 15.50 10.00 16.00 4.50 0.50
합금 및 휠 속도의 함수에 따른 리본 두께
합금 휠 속도 (m/s) 리본 두께( mm )
PC7e4C3
 16 0.04 - 0.05
10.5 0.07 - 0.08
PC7e7
 16 0.04 - 0.05
10.5 0.07 - 0.08
PC7e4A9
 16 0.04 - 0.05
10.5 0.07 - 0.08
PC7e6H9
 16 0.04 - 0.05
10.5 0.07 - 0.08
PC7e6J1
 16 0.04 - 0.05
10.5 0.07 - 0.08
[0024] 밀도
[0025] 잉곳 형태 합금의 밀도는 공기 및 증류수 양측 모두에서 가중화를 허용하는 특수 구성 밸런스로 아르키메데스 방법을 이용하여 측정되었다. 각각의 합금에 대해 아크-용융된 15 그램 잉곳의 밀도는 표 3에 표시되며, 7.73 g/㎤ 내지 7.85 g/㎤ 사이에서 변하는 것으로 밝혀졌다. 실험 결과는 이 기법의 정확도가 +-0.01 g/㎤라는 것을 나타내었다.
합금의 밀도
합금 밀도(g/㎤)
PC7E4A9 7.85
PC7E4C3 7.77
PC7E6H9 7.77
PC7E6J1 7.83
PC7E7 7.73
[0026] 응고된 구조( As - Solidified Structure )
[0027] 열 분석은 DSC-7 옵션을 갖는 퍼킨 엘머(Perkin Elmer) DTA-7 시스템 상에서 응고된 리본 구조에 대해 이루어졌다. 시차열 분석(differential thermal analysis: DTA) 및 시차주사 열량계(differential scanning calorimetry: DSC)는 흐르는 초고순도 아르곤의 이용을 통해 산화로보터 보호되는 샘플로 10℃/min의 가열 속도로 수행되었다. 표 4에는, 2개의 상이한 휠 접선 속도 16 m/s 및 10.5 m/s로 용융-스피닝된 합금에 대한 유리-결정질 변환(변태)(transformation)에 관련된 DSC 데이터가 도시되어 있다. 냉각 속도는 증가하는 휠 접선 속도로 증가한다는 것을 주목하라. 도 1 및 도 2에는, 16 m/s 및 10.5 m/s로 용융-스피닝된 각각의 샘플에 대해 대응하는 DTA 플롯이 도시되어 있다. 알 수 있는 바와 같이, 샘플 중 대부분은 스피닝된 상태가 금속성 유리의 상당한 우수리(fractions)를 포함한다는 것을 증명하는 유리-결정질 변환을 보인다. PC7E4A9 합금은, 16 m/s로 처리될 때에는 작은 유리 피크만을 가지며 10.5 m/s로 처리될 때에는 어떠한 유리 피크도 갖지 않는 감소한 유리 형성능을 보이는 것으로 밝혀졌다. 유리-결정질 변환은 ~420℃ 내지 ~480℃의 온도 범위에서 ~-3 내지 ~-127 J/g의 변환 엔탈피로 어느 하나의 단계 또는 2개의 단계에서 일어난다.
유리-결정질 변환에 대한 DSC 데이터

합금

유리
피크 #1 피크 #2
개시
(℃) 		피크
(℃) 		△H
(-J/g) 		개시
(℃) 		피크
(℃) 		△H
(-J/g)
PC7E4A9w16 예 465 473 3.4
PC7E4A9w10.5 아니오
PC7E4C3w16 예 439 449 13.0 475 480 24.6
PC7E4C3w10.5 예 437 447 30.6 475 480 53.8
PC7E6H9w16 예 422 435 38.7 474 479 62.3
PC7E6H9w10.5 예 429 441 47.0 474 478 82.8
PC7E6J1w16 예 421 432 35.4 465 469 63.0
PC7E6J1w10.5 예 420 430 17.5 462 467 33.2
PC7E7w16 예 466 469 40.6
PC7E7w10.5 예 468 473 127.2
* 오버래핑 피크, 엔탈피 결합된 피크 1 및 피크 2
[0028] 표 5에는 표 1에 도시된 합금에 대한 용융 동작(양태)(behavior)을 나타내는 상승된 온도 DTA 결과가 도시되어 있다. 표 4의 표로 나타낸 결과와 도 1 및 도 2의 용융 피크로부터 알 수 있는 바와 같이, ~1070℃로부터 관찰된 초기 용융(즉, 솔리더스) 및 ~1118℃에 달하는 최종 용융을 갖는 1 내지 3 단계에서 용융이 일어난다.
용융 동작에 대한 시차열 분석 데이터
피크 #1 피크 #1 피크 #2 피크 #2 피크 #3 피크 #3
합금 개시(℃) 피크 (℃) 개시(℃) 피크 (℃) 개시(℃) 피크 (℃)
PC7E4A9 1079 1090 1084 1092 1080 1095
PC7E4C3 1075 1083 1080 1088 1086 1094
PC7E6H9 1085 1092 1090 1098
PC7E6J1 1070 1078 1079 1085
PC7E7 1073 1084 ~1079 1091 ~1112 1118
[0029] X-선 회절 분석
[0030] 스피닝된 리본은 짧은 세그먼트로 절개되었고, 4 조각 내지 6 조각의 리본이 오프-컷 SiOF2 단결정(제로-배경 홀더(zero-background holder) 상에 놓였다. 리본은 반짝이는 면(프리 측면) 또는 흐릿한 측면(휠 측면) 중 어느 하나가 홀더 위로 오도록 배치되었다. 소량의 실리콘 분말이 마찬가지로 홀더 위에 놓였고, 이어서 실리콘의 높이가 리본의 높이와 일치하도록 눌러져서 후속하는 상세한 상태 분석 시에 임의의 피크 위치 에러들을 일치시킨다. 0.02°의 스텝 크기 및 2°/min의 스캐닝 속도로 20° 내지 100° 2세타의 X-선 회절 스캔이 이루어졌다. X-선 튜브 세팅은 40 kV 및 44 ㎃에서 구리 타깃으로 측정되었다. 도 3, 도 4, 도 5, 도 6, 도 7. 도 8, 도 9, 도 10, 도 11 및 도 12에서, X-선 회절 스캔은 각각 16㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7, 및 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7에 대한 리본의 프리 측면(상측 곡선) 및 휠 측면(하측 곡선) 양측 모두에 도시되어 있다. 추가된 실리콘은 X-선 스캔 시에 조절될 수 있지만, 유리 및 결정질 함량의 우수리와 형성되는 상태가 양측의 휠 속도의 함수로서 변화하고 있고, 100% 유리를 나타내는 몇몇 샘플 표면들 및 100% 결정성 정도를 나타내는 그 밖의 샘플 표면을 갖는 휠 측면으로부터 프리 측면으로의 리본 단면을 통해 변화하고 있다는 것은 분명하다. 전도성 열 전달로 인해, 휠 측면은 가장 급속하게 냉각되지만 두께에 따라서는 용융-스피닝이 리본의 프리 측면 상에서의 복사성 및 전도성 열 전달 양측 모두를 허용하는 헬륨의 부분 압력에서 이루어졌다는 사실로 인해 프리 측면이 리본의 중심보다 더 빠르게 냉각될 수 있다는 것을 주목하라. 이 때, 상태들은 X-선 회절 스캔 시에 식별되지 않았지만, 초기 결과는 하나 이상의 FCC 상태들이 존재한다는 것을 나타내는 것처럼 보인다.
[0031] TEM 분석
[0032] 투과 전자 현미경(transmission electron microscopy: TEM)에 대한 견본은 기계적 세선화(mechanical thinning)와 이온 밀링(ion milling)의 조합에 의해 용융-스피닝된 리본으로부터 생성되었다. 리본은 양측 모두의 경우에 석질 사포(fine-grit sandpaper)를 사용한 후 윤활제로서 사용되는 물과 함께 펠트 패드(felt pads) 상에서 5 마이크론 및 0.3 마이크론 알루미늄 분말을 사용하여 연마함으로써 오리지널 두께로부터 대략 10 마이크론으로 기계적으로 세선화되었다. 그러면, 3 ㎜의 리본 섹션이 안전 면도날을 사용하여 절단되었고, 최종 생성 섹션은 2-부분 에폭시를 갖는 구리 지지 링 상에 탑재되었는데, 이는 지지 링이 핸들링을 위한 구조적 고결성(일체성)(integrity)을 제공하기 때문이다. 그러면, 견본들은 4.5 kV에서 동작하는 Gatan 정밀 이온 연마 시스템(Precision Ion Polishing System: PIPS)을 이용하여 이온-밀링되었다. 입사각은 이온 밀링 공정 동안 매 10분마다 9°로부터 8° 및 최종적으로는 7°로 감소하였다. 최종 생성된 얇은 영역은 200 kV에서 동작하는 JEOL 2010 TEM을 사용하여 조사되었다. 표 1에 열거된 각각의 합금에 대해 TEM 현미경 사진은 16㎧ 및 10㎧ 모두로 용융-스피닝된 샘플에 대해 리본 두께의 중심 근처에서 취해졌다. 도 13, 도 14, 도 15, 도 16, 도 17, 도 18, 도 19, 도 20, 도 21 및 도 22에는 각각 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4A9, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E4C3s, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6H9, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1, 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E6J1, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7, 및 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7에 대한 리본의 중심 영역의 TEM 현미경 사진이 도시되어 있다. 또한, 도면에는 언급된 특정 영역에 대한 도면에 대응하는 선택된 영역 전자 회절 패턴이 도시되어 있다. TEM 연구는 100% 비정질 영역, 유리 매트릭스에서 절연된 결정질 침전물, 유리 매트릭스 내로 성장하는 다상 결정질 클러스터, 10 ㎚내지 100 ㎚의 나노결정질 결정성 정도를 갖는 완전 결정질 영역, 및 유리 매트릭스에서 혼합된 ~2개의 매우 미세한(즉, <15 ㎚) 결정질 상태를 갖는 유일한 3상 나노스케일 미시성분으로부터의 다양한 구조를 나타내고 있다(사례 #3 참조).
[0033] 기계적 특성 테스팅( Mechanical Property Testing )
[0034] 기계적 특성 테스팅은 주로 정성적인 180° 벤드 테스팅 및 인장 테스팅을 이용하여 이루어졌다. 다음의 섹션은 기술적 접근법 및 측정된 데이터를 상술할 것이다.
[0035] 180도 벤딩 테스팅(180 Degree Bend Testing )
[0036] 완전히 평평하게 벤딩될 리본의 능력은 상대적으로 높은 스트레인이 획득될 수 있지만 일반적인 벤드 테스팅에 의해 측정되는 것은 아닌 특수 조건을 나타낸다. 리본이 자신들 주변에서 완전히 접힐 때, 그것들은 복잡한 역학으로부터 도출되는 바와 같이 119.8%로 높을 수 있는 상대적으로 높은 스트레인을 겪는다. 실제로, 스트레인은 리본의 인장 측면에서 ~57% 내지 ~97% 스트레인의 범위에 있을 수 있다. 180° 벤딩(즉, 평면) 동안, 네 가지 타입의 동작, 즉 파손 없이 벤딩될 수 없는 타입 1 동작, 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될 수 있는 타입 2 동작, 프리 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될 수 있는 타입 3 동작, 및 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있는 타입 4 동작이 관찰되었다. 표 6에는, 16 ㎧ 및 10.5 ㎧로 처리되는 연구된 합금에 대해 특정 동작 타입을 포함하는 180° 벤딩 결과의 요약이 도시되어 있다. 도 23에서, 4개의 상이한 타입의 벤딩 동작의 예를 나타내는 180° 벤딩 후의 다양한 리본의 광학적 사진이 도시되어 있다.
벤드 테스트 결과의 요약
합금 휠 속도
(m/s) 		벤딩 응답 동작 타입
PC7E4A9 16 파손 없이 벤딩될 수 없음 타입 1
PC7E4C3 16 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 타입 4
PC7E6H9 16 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 타입 4
PC7E6J1 16 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 타입 4
PC7E7 16 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 타입 4
PC7E4A9 10.5 파손 없이 벤딩될 수 없음 타입 1
PC7E4C3 10.5 파손 없이 벤딩될 수 없음 타입 1
PC7E6H9 10.5 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될수 있음 타입 2
PC7E6J1 10.5 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될수 있음 타입 2
PC7E7 10.5 프리 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될수 있음 타입 3
[0037] 인장 테스트 결과
[0038] 금속성 리본의 기계적 특성은 실온에서 마이크로스케일 인장 테스팅을 이용하여 얻어졌다. 테스팅은 MTEST 윈도우 소프트웨어 프로그램에 의해 모니터링되고 제어된 Fullam사의 상업적 인장단에서 실행되었다. 변형은 하나의 그리핑 조(gripping jaw)의 단부에 접속된 로드셀에 의해 로드가 측정되는 동안 그리핑 시스템을 통해 스테핑 모터에 의해 적용되었다. 변위는 2개의 그리핑 조에 부착되어 게이지 길이의 변경을 측정하는 직선형 가변 차동 변환기(Linear Variable Differential Transformer: LVDT)를 사용하여 얻어졌다.
[0039] 테스팅 전, 리본의 두께 및 폭은 게이지 길이가 상이한 위치에서 적어도 3회 동안 조심스럽게 측정되었다. 그 후, 평균값은 게이지 두께 및 폭으로 기록되었고, 후속 응력 및 스트레인 계산을 위한 입력 파라미터로서 사용되었다. 인장 테스팅을 위한 초기 게이지 길이는 2개의 그리핑 조의 전단면들 사이의 리본 스팬을 정확하게 측정함으로써 리본이 고정된 후에 결정된 정확한 값과 함께 ~2.50㎜로 설정되었다. 모든 테스트는 ~0.001 s-1의 스트레인 속도로 변위 제어 하에서 수행되었다.
[0040] 표 7에는 16 ㎧ 및 10.5 ㎧에서 용융-스피닝되었을 때 표 1의 각 합금에 대한 총 연신, 항복 강도, 최고 인장 강도, 영률, 탄성 에너지 계수(Modulus of Resilience) 및 인성 계수(Modulus of Toughness)가 도시되어 있다. 각각의 개별 샘플은 용융-스피닝 공정으로 인해 발생하는 우발적인 대형 결함이 국부 영역에 감소한 특성을 가져올 수 있으므로 3회 측정되었다는 것을 주목하라. 표 7에 도시된 결과는 머신 컴플라이언스를 위해 조절되지 않았다.
인장 테스트 결과(비교정)(uncorrected)의 요약
샘플 총 연신 (%) 항복 강도 (GPa) UTS
(GPa)		 영률 (GPa)
PC7E4C3
at 10.5m/s		 3.78 0.95 0.95 26.60
4.58 1.39 1.49 31.20
3.35 1.40 1.40 28.60
PC7E4C3
at 16m/s
 9.46 1.35 2.74 31.50
9.79 0.95 2.24 22.40
7.54 0.69 1.79 30.00
PC7E4A9
at 10.5m/s
 3.49 0.85 0.85 21.80
3.54 0.88 0.89 24.90
2.79 0.53 0.53 19.90
PC7E4A9
at 16m/s
 4.52 0.52 1.00 24.00
1.64 0.36 0.41 31.10
2.87 0.53 0.78 24.50
PC7E6H9
at 10.5m/s
 8.69 1.11 1.77 24.90
11.07 1.11 2.27 21.70
11.52 1.23 1.95 17.88
PC7E6H9
at 16m/s
 10.92 0.93 1.61 18.20
10.48 1.06 1.71 15.80
7.39 0.65 1.36 20.20
PC7E6J1
at 10.5m/s		 2.72 0.54 0.72 27.70
1.76 0.33 0.33 22.40
3.52 0.11 1.26 29.80
PC7E6J1
at 16m/s
 9.05 0.81 1.66 19.60
8.17 0.55 1.68 27.60
10.86 0.87 1.58 14.80
PC7E7
at 10.5m/s
 8.61 1.40 2.70 33.10
5.13 1.30 1.34 23.50
7.20 1.07 1.83 27.80
PC7E7
at 16m/s
 5.62 1.56 2.44 27.5
5.62 1.43 2.13 21.3
6.83 1.39 2.57 22.4
[0041] 표 7에 도시된 인장 측정에 대해, 데이터는 직사각형 단면으로부터의 단면적에서 머신 컴플라이언스 계수 및 편차를 조절하도록 교정될(corrected) 수 있다. 가장 정확한 인장 결과를 나타내는 교정 데이터가 표 8에 도시되어 있다. 알 수 있는 바와 같이, 인장 강도 값은 상대적으로 높고 0.36 GPa로부터 2.77 GPa로 변화하지만, 총 연신 값도 감소한 길이 스케일 미세구조에 대해 매우 크고 0.65%로부터 4.61%로 변화한다.
인장 테스트 결과(교정)(corrected)의 요약
샘플 총 연신
(%)		 항복 강도(GPa) UTS
(GPa)		 영률
(GPa)
PC7E4C3
at 10.5m/s		 1.51 1.05 1.05 101.08
1.83 1.53 1.64 118.56
1.34 1.54 1.54 108.68
PC7E4C3
at 16m/s
 3.78 1.46 2.96 119.70
3.92 1.03 2.42 85.12
3.02 0.75 1.93 114.00
PC7E4A9
at 10.5m/s
 1.40 0.94 0.94 82.84
1.42 0.97 0.98 94.62
1.12 0.58 0.58 75.62
PC7E4A9
at 16m/s
 1.81 0.56 1.08 91.20
0.66 0.39 0.44 118.18
1.15 0.57 0.84 93.10
PC7E6H9
at 10.5m/s
 3.48 1.22 1.95 94.62
4.43 1.22 2.50 82.46
4.61 1.35 2.15 67.64
PC7E6H9
at 16m/s
 4.37 1.00 1.74 69.16
4.19 1.14 1.85 60.04
2.96 0.70 1.47 76.76
PC7E6J1
at 10.5m/s
 1.09 0.59 0.79 105.26
0.70 0.36 0.36 85.12
1.41 0.12 1.39 113.24
PC7E6J1
at 16m/s
 3.62 0.87 1.79 74.48
3.27 0.59 1.81 104.88
4.34 0.94 1.71 56.24
PC7E7
at 10.5m/s
 3.44 1.54 2.97 125.78
2.05 1.43 1.47 89.30
2.88 1.18 2.01 105.65
PC7E7
at 16m/s
 2.25 1.68 2.64 104.50
2.25 1.54 2.30 80.94
2.73 1.50 2.78 85.12
[0042] 제안된 메커니즘
[0043] 미세구조 형성에 대한 다음의 메커니즘은 용융-스피닝된 합금에서 관찰되는 네 가지 개별 타입의 벤딩 동작 및 측정된 높은 연신을 포함하는 현재 결과를 적격화시키도록 개발되었다. 이러한 모델들은 그 결과를 통합하도록 개발되지만, 어떤 방법으로든 잠재적으로 보다 복잡한 상호작용의 특정 세부사항의 특징들을 제한하는 것으로 이해되는 것은 아니라는 것을 주목하라. 또한, 미세구조 형성 및 특정 구조적 특징의 메커니즘은 니켈, 코발트, 마그네슘, 티타늄, 몰리브덴, 희토류 등과 같은 상이한 비금속(base metal)으로 제조된 매우 다양한 금속성 유리 화학적제품과 관련될 수 있다.
[0044] 핵형성을 응고 과정 동안에 완전히 피할 수 있다면, 금속성 유리 구조가 형성될 수 있다. 실온에서의 금속성 유리 구조는 전단(shear) 밴딩(bending)이라고 호칭되며 취성 실패를 가져오는 국부적인 이종(inhomogeneous) 메커니즘에 의해 인장 응력의 인가 시에 변형되는 것으로 알려져 있다. 현재 연구는 높은 연신 및 높은 벤딩 스트레인이, 현저하고 측정가능한 양이 존재하는 금속성 유리를 갖는 특정 샘플에서만 발생한다는 것을 보여준다. 그러나, 금속성 유리의 존재만이 높은 연신의 원인인 것으로는 예상되지도 않고 믿어지지도 않는다. 현재 결과에 기초하여, 응고 과정 동안의 결정질 상태 형성은 2개의 개별 모드, 유리 실투(devitrification) 및 스피노달 분해에서 발생할 수 있는 것으로 여겨진다. 유리 실투는 높은 핵형성 빈도, 제한된 성장 시간, 및 나노스케일 상태 달성을 가져 오는 과냉각 용융 시에 높은 추진력으로부터 기인하는 핵형성 및 성장을 통해 발생하는 것으로 이해될 수 있다. 특정 냉각 속도에 따라, 실투 변환은 완전히(예를 들어 도 14 참조) 또는 절연된 침전물을 통해 부분적으로(예를 들어 도 18 참조) 또는 결합된 공석 성장(eutectoid growth) 모드를 통해(예를 들어 도 16 참조) 발생할 수 있다.
[0045] 연구된 합금에 대해, 미시성분 밴드(예를 들어 도 21a 참조), 부분 분해(예를 들어 도 22c 참조), 및 완전 분해(예를 들어 도 22a 참조)를 포함하는 다양한 형태의 스피노달 분해의 예들이 보여졌다고 여겨진다. 도 22a에 도시된 미세구조의 추가 클로즈업이 도 24에 도시되어 있다. 비정질 매트릭스에서 결정질 상태의 균일하고 주기적인 분포를 주목하라.
[0046] 표 6에서, 연구된 합금에 대해, 180° 벤드 테스트들이 상관되었고, 먼저 언급한 바와 같이, 어떤 방향으로든 평면을 전혀 벤딩할 수 없는 타입 1 동작, 휠 측면 외부를 갖는 평면을 한쪽 방향으로 벤딩할 수 있는 타입 2 동작, 프리 측면 외부를 갖는 평면을 한쪽 방향으로 벤딩할 수 있는 타입 3 동작, 및 평면을 양쪽 방향으로 벤딩할 수 있는 타입 4 동작의 4개의 개별 타입 동작을 나타내었다. 벤딩 동작은 매우 큰 벤딩 영역 전면에서 및 리본의 길이를 따라서 물질 응답(재료 반응)을 나타내는데, 이는 벤딩 응답이 전반적으로 대부분의 경우에 용융-스피닝 공정으로 발생하는 대형 결함에 기여할 수 있는 절연된 스폿을 예외로 하고는 리본의 전체 길이를 따라 발생하기 때문이다. 180° 벤딩 동안, 리본의 외측은 인장 내에 놓이고 리본의 내측은 압축(compression)에 놓인다는 것을 주목하라. 금속성 유리 및 그 밖의 취성 구조는 압축 시에 전단 밴드[즉, 현장(in situ) 인장 변형] 및 균열이 확산될 수 있는 인장에서 잘 작동할 수 있지만, 금속성 유리는 취성 면에서 그렇지 못할 수 있다. 이와 같이, 상이한 벤딩 결과가 리본의 프리 측면, 중심 및 휠 측면 사이에서의 구조적 차이를 나타낼 수 있다. 도 3 내지 도 12에 도시된 X-선 결과는 프리 측면 및 휠 측면에서의 구조적 차이를 명확히 나타낸다. 화학적 성질의 함수로서, 도 13 내지 도 22에 도시된 중심 영역에서의 TEM 결과는 완전 비정질 내지 전체적 또는 부분적 변환된 유리 실투 또는 비견되는 스피노달 분해로부터의 구조적 차이를 나타낸다. 게이지 길이 전면에서의 전체 부피를 평균화하는 인장 테스팅도 물질 응답에서의 차이를 보여 준다. 따라서, 사진은 기존의 SEM, TEM, X-선, 벤드 테스팅, 및 인장 테스팅에 기초한 기계적 응답 및 구조의 영향을 나타내고 있다. 동일한 샘플에 대한 도 21 및 도 22에서의 TEM 연구(즉, 16 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7 또는 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7)는 국부적 냉각 조건의 함수로서 구조적 형성에서의 국부적 차이 및 감도를 예시한다. 따라서, TEM 결과의 해석은 상이할 수 있는데, 이는 그와 같이 국부 면적이 표현되기 때문이다.
[0047] >0.65%의 연신은 다양한 결정질 특징을 갖는 유리 매트릭스에서 형성된 전단 밴드의 상호작용을 통해 달성되는 것으로 예상된다. 모든 결정질 특징들은 전체 결과에 기초하여 도메인 벽과의 몇몇 피닝(pinning) 또는 상호작용을 제공하는 것으로 예상될 수 있지만, 가장 효과적인 피닝/둔화(blunting) 및 전단화는 스피노달 미시성분 영역들로부터 발생하는 것이라고 여겨진다. 따라서, 관찰된 동작을 설명하기 위해 다음의 모델들이 제안된다. 냉각 속도는 구리 휠로의 전도성 열전달로 인해 휠 표면에서 가장 빠르고, 프리 측면이 헬륨 가스로의 전도열/방사열 전단로 인해 그 다음으로 빠르며, 외측 표면으로의 열전도성에 의해 제한되는 리본의 중심이 그 다음으로 빠르다는 것을 주목하라.
[0048] 타입 1 동작 모델
[0049] 도 25에는 타입 1 동작에서의 물질 응답(재료 반응)을 예시하는 모델 연속 냉각 변환(CCT) 다이어그램이 도시되어 있다. 도시된 바와 같이, 휠 측면, 프리 측면 및 중심 영역은 유리 실투 곡선의 돌출부가 누락될 수 있을 정도로 충분히 느리게 냉각된다. 따라서, 결정질 상태는 통상적인 핵형성 및 성장을 통해 형성된다. 핵형성이 개시되기 전에 높은 과냉각이 달성되면, 나노결정질 입자 크기가 달성될 수 있다는 것을 주목하라. 일단 결정화가 완성되면, 시작되는 화학적 성질은 과포화되지 않으며, 그에 따라 어떠한 스피노달 분해 상태도 형성될 수 없다. 따라서, 물질 응답은 취성이고 180° 테스트에서 벤딩될 수 없는 것으로 예상될 수 있다.
[0050] 타입 2 동작 모델
[0051] 도 26에는 타입 2 동작에서의 물질 응답을 예시하는 모델 연속 냉각 변환(CCT) 다이어그램이 도시되어 있다. 도시된 바와 같이, 휠 측면은 유리 실투 변환을 놓치지만 스피노달 변환을 통해 냉각된다. 따라서, 미세구조는 비정질 매트릭스에서 균일하고 상대적으로 미세한(즉, <15 ㎛) 분포의 결정질 상태를 갖는 스피노달 분해 미시성분을 형성한다. 휠 측면 상에서의 물질 응답은 휠 측면이 외부(인장 내)에 있을 때 평면을 완전히 벤딩시킬 능력 및 높은 가소성을 보일 것으로 예상될 수 있다. 리본의 프리 측면 및 중심은, 유리 형성 영역을 냉각시키고 빠뜨리며, 핵형성 이전에 달성된 전체적인 과냉각에 따라 나노스케일일 수 있는 완전 결정질 구조를 형성하는 것으로 밝혀졌다. 결정화 이후에는 과포화 상태가 유지되지 않을 수 있으므로, 스피노달 분해 반응은 발생하지 않고, 예상된 물질 응답은 불안정하다. 따라서, 리본이 프리 측면 외부(즉, 인장 내)로 벤딩될 때, 물질은 부서지고 취성 응답을 보일 것으로 예상된다.
[0052] 타입 3 동작 모델
[0053] 도 27에는 타입 3 동작에서의 물질 응답을 예시하는 모델 연속 냉각 변환(CCT) 다이어그램이 도시되어 있다. 나타내어진 바와 같이, 휠 측면은 냉각되고, 유리 실투 및 스피노달 분해 곡선 모두의 출발점(즉, 돌출부)을 빠뜨리는 것으로 밝혀졌다. 구조는 오직 금속성 유리인 것으로 밝혀졌다. 휠 측면 외부(즉, 인장 내)에 따른 예상된 물질 응답은 불안정하여 평면을 벤딩시킬 수 있는 어떠한 능력도 갖지 않는다. 후속하는 어닐링은, 스피노달 분해가 초기 유리 핵형성만큼이나 더 낮은 온도에서 발생하는 경우에, 어닐링을 통한 연성 및 벤딩 특성의 증가된 개선에 대한 잠재성을 허용하는, 도면에 도시된 바와 같은 스피노달 분해가 일어나게 할 수 있다는 것을 주목하라. 프리 측면에 대해, 도시된 바와 같이, 그것은 냉각되어 유리 실투 곡선의 돌출부를 빠뜨리고, 과포화 상태가 유지된다. 그 후, 그것은 스피노달 분해 반응을 통해 냉각되고, 유리 매트릭스내에서 다수의 나노스케일 상태를 갖는 스피노달 분해 미시성분을 형성한다. 예상된 물질 응답은 프리 측면 외부(즉, 인장 내)에서 180° 벤딩할 능력(즉, 평면)을 갖는 높은 가소성이다. 도면에 도시된 중심 영역에 대하여, 그것은 유리 형성 영역을 냉각시켜 빠뜨리고 완전한 실투 변환을 통과한다. 과포화 상태가 상실되므로, 스피노달 반응은 일어나지 않고, 예상 응답은 취성이다. 중심 영역에서 달성되는 이 냉각 속도는 실제로 상당한 폭을 나타내는 기울기이며, 그에 따라 구조적인 변이가 완전한 실투, 부분적 스피노달 분해, 또는 완전한 스피노달 분해로부터 리본의 중심에서 달성가능해질 수 있다는 것을 주목하라. 또한 이것은 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E 샘플의 중심 영역에서 관찰된 구조의 변화(도 22 참조)를 설명한다.
[0054] 타입 4 동작 모델
[0055] 도 28에는 타입 4 동작에서의 물질 응답을 예시하는 모델 연속 냉각 변환(CCT) 다이어그램이 도시되어 있다. 도시된 바와 같이, 휠 측면, 프리 측면, 및 중심 영역은 냉각되어 유리 실투 변환의 돌출부를 빠뜨린다. 그러면, 휠 측면, 프리 측면, 및 중심 영역은 유리 매트릭스에서 분산된 나노스케일 다중 결정질 상태로 구성되는 호의적 스피노달 미시성분을 형성하는 스피노달 분해 곡선을 통해 냉각된다. 대안으로, 가장 느리게 냉각되는 중심 영역은 부분적으로 실투될 수 있고 혼합 구조를 형성할 수 있다는 것을 주목하라. 최종 생성 리본이 프리 측면 외부(즉, 인장 내) 또는 휠 측면 외부(즉, 인장 내)로 180° 벤딩될 때, 예상 물질 응답은 파손없이 평평하게 접을 수 있는 능력 및 높은 가소성이다.
사례
[0056] 사례 #1
[0057] 고순도 구성성분을 이용하여, PC7E4C3 화학제품의 15그램의 양이 표 1의 원자 비율에 따라 측정되었다. 구성성분의 혼합물은 구리 난로에 놓였고, 보호 가스로서 초고순도 아르곤을 이용하여 잉곳 내로 아크-용융되었다. 혼합 후, 최종 생성 잉곳은 용융-스피닝에 적합한 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 이어서, PC7E4C3의 캐스트 핑거가 명목상으로 0.81 ㎜인 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션에 의해 가열되었고, 이어서 16 ㎧ 및 10.5 ㎧의 휠 접선 속도로 주행하는, 급속히 이동하는 245 ㎜ 구리 휠 상으로 배출되었다. 리본 구조를 더 조사하기 위해, 스캐닝 전자 현미경 사용법(scanning electron microscopy: SEM)이 선택된 PC7E4C3 리본 샘플 상에서 이행되었다. 용융-스피닝된 리본은 금속학 바인더 클립을 사용하여 지탱되는 여러 리본을 갖춘 표준 금속조직 검경판에 설치되었다. 리본을 포함하는 바인더 클립은 주형 내에 셋팅되었고, 에폭시는 주입되어 경화된다. 최종 생성 금속조직 검경판은 적절한 매체를 사용하여 표준 금속조직 관례에 따라 그라인딩 및 연마되었다. 샘플의 구조는 17.5 kV의 전자 빔 에너지, 2.4 A의 필라멘트 전류, 800의 스폿 크기 세팅을 갖는 Zeiss EVO-60 스캐닝 전자 현미경을 사용하여 관찰되었다. 도 29에 도시된 바와 같이, 절연된 다공성 지점들을 제외한 어떠한 미세구조 특징도 발견될 수 없다. 이것은 명백히 후방 산란된 전자 검출과 함께 고유한 분해 한도로 인해 분해될 수 없는 미세구조의 극히 미세한 스케일을 나타낸다. 그 후, 리본의 샘플은 분해되지 않은 구조를 조악하게 만들도록 1시간 동안 1000℃에서 어닐링되었다. 도 30에 도시된 바와 같이, 미세구조는 여전히 분해될 수 없는데, 이것은 상대적으로 높은 정도의 미세 구조 안정성을 나타낼 수 있다.
[0058] 사례 #2
[0059] 고순도 구성성분을 이용하여, PC7E7 합금의 15 그램의 양이 표 1의 원자 비율에 따라 측정되었다. 구성성분의 혼합물은 구리 난로에 놓였고, 보호 가스로서 초고순도 아르곤을 이용하여 잉곳 내로 아크-용융되었다. 혼합 후, 최종 생성 잉곳은 용융-스피닝에 적합한 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 이어서, PC7E7의 캐스트 핑거가 명목상으로 0.81 ㎜인 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션에 의해 가열되었고, 이어서 16 ㎧의 휠 접선 속도로 주행하는, 급속히 이동하는 245 ㎜ 구리 휠 상으로 배출되었다. 리본은 조각들로 절개되었고, 인장 내에서 테스트되었으며, 하나의 테스트로부터의 최종 생성 인장 테스트 응력/스트레인 데이터는 도 31에 도시되어 있다. 측정된 인장 강도는 9.71%의 총 연신과 함께 2.57 GPa인 것으로 밝혀졌다. 도 32에는 23 ㎜의 큰 게이지 길이를 이용하여 인장 테스트된 PC7E7 리본의 다른 조각에 대한 SEM 후방 산란 전자 현미경 사진이 도시되어 있다. 도면에서, 사진의 우측에 있는 균열의 존재 및 균열 선단 전방의 넓은 가소성 영역을 나타내는 다중 전단 밴드의 존재를 주목하라. 인장 내에서 균열 선단을 둔화시키는 능력은 주로 금속성 유리인 샘플의 새로운 특징인 것으로 여겨진다. 균열 선단 앞의 영역에서 전단 밴드 자체는 방향을 변경하고, 몇몇 경우에는 분리되어 특정 결정질 미세구조 특징과 이동하는 전단 배드 사이의 특정 동적 상호작용을 나타낸다는 것을 주목하라. 이러한 특정 상호작용 지점들은, TEM 연구가 합금에서의 형성으로서 나타내는, 특정 스피노달 미시성분으로부터 발생할 수 있다고 여겨진다.
[0060] 사례 #3
[0061] 고순도 구성성분을 이용하여, PC7E7 합금의 15 그램의 양이 표 1의 원자 비율에 따라 측정되었다. 구성성분의 혼합물은 구리 난로에 놓였고, 보호 가스로서 초고순도 아르곤을 이용하여 잉곳 내로 아크-용융되었다. 혼합 후, 최종 생성 잉곳은 용융-스피닝에 적합한 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 이어서, PC7E7의 캐스트 핑거가 명목상으로 0.81 ㎜인 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션에 의해 가열되었고, 이어서 10.5 ㎧의 휠 접선 속도로 주행하는, 급속히 이동하는 245 ㎜ 구리 휠 상으로 배출되었다. 그 후, 일반적인 리본 조각이 TEM을 위해 선택되었고, 3개의 연속적인 짧은 세그먼트로 절개되었다. 각각의 세그먼트에 대해, 리본은 양측 모두의 경우에 석질 사포(fine-grit sandpaper)를 사용한 후 윤활제로서 사용되는 물과 함께 펠트 패드(felt pads) 상에서 5 마이크론 및 0.3 마이크론 알루미늄 분말을 사용하여 연마함으로써 오리지널 두께로부터 대략 10 마이크론으로 기계적으로 세선화되었다. 3개의 샘플의 세선화가 도 33에 도시되어 있으며, 휠 표면(즉, 에지로부터 5 ㎛), 리본의 중심 영역 및 프리 표면(즉, 에지로부터 5 ㎛)을 노출시키도록 이행되었다. 그러면, 3 ㎜의 리본 섹션이 안전 면도날을 사용하여 절단되었고, 2-부분 에폭시를 갖는 구리 지지 링 상에 탑재되었는데, 이는 지지 링이 핸들링을 위한 구조적 고결성을 제공하기 때문이다. 그러면, 견본들은 4.5 kV에서 동작하는 Gatan 정밀 이온 연마 시스템(Precision Ion Polishing System: PIPS)을 이용하여 이온-밀링되었다. 입사각은 매 10분 동안 9°로부터 8° 및 최종적으로는 7°로 감소하였다. 최종 생성된 얇은 영역은 200 kV에서 동작하는 JEOL 2010 TEM을 사용하여 조사되었다. 도 34에는 리본의 휠 측면, 프리 측면, 및 중심에 대한 10.5 ㎧로 용융-스피닝된 PC7E7의 TEM 현미경 사진이 도시되어 있다. 도시된 바와 같이, 가장 급속하게 냉각되는 휠 측면은, 거의 완전히, 충분히 결정질인 것은 아니지만 반결정질 특성인 것으로 보이는 초미세 클러스터의 작은 우수리를 갖는 유리이다. 즉, 클러스터의 존재가 현미경 사진에서 보일 수 있고, 그것들이 화학적 성질 면에서 차이를 갖고 있지만, 잘 정의된 브래그 회절(Bragg diffractions) 스폿은, 선택된 영역 회절 패턴에서 보이지 않는데, 이는 초기 클러스터가 완전히 결정질인 것이 아니라 오로지 부분적으로만 결정질이라는 것을 나타낸다. 이것은 스피노달 분해의 초기 단계 동안에 예상되며, 그에 의해 이후의 단계에서 화학적 성질의 추가 섭동이 결정질 클러스터 및 별개의 결정질 상태를 가져올 것이라는 것을 주목하라. 리본의 프리 측면은 스피노달 분해 생성물(즉, 스피노달 미시성분)과 부합하는 비정질 매트릭스에서 주기적 방식으로 배열된 전체적으로 나노스케일(<10 ㎚) 결정질 상태로 구성된다. 리본의 중심은 특정 영역의 스피노달 미시성분을 갖는 1차적 비정질 영역으로 구성된다는 것으로 밝혀졌는데, 이것은 스피노달 분해 변환이 그 비정질 영역에서 불완전하다는 것을 나타낼 수 있다.
[0062] 사례 #4
[0063] 고순도 구성성분을 이용하여, PC7E7 합금의 15 그램의 양이 표 1의 원자 비율에 따라 측정되었다. 구성성분의 혼합물은 구리 난로에 놓였고, 보호 가스로서 초고순도 아르곤을 이용하여 잉곳 내로 아크-용융되었다. 혼합 후, 최종 생성 잉곳은 용융-스피닝에 적합한 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 이어서, PC7E7의 캐스트 핑거가 명목상으로 0.81 ㎜인 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션에 의해 가열되었고, 이어서 10.5 ㎧의 휠 접선 속도로 주행하는, 급속히 이동하는 245 ㎜ 구리 휠 상으로 배출되었다. 그 후, 리본의 샘플은 2% 브롬 수용액으로 에칭되었다. 에칭된 샘플의 구조는 Carl Zeiss SMT Inc.에 의해 제조된 EVO-60 스캐닝 전자 현미경을 사용하여 관찰되었다. 일반적인 동작 조건은 17.5 kV의 전자 빔 에너지, 2.4 A의 필라멘트 전류, 800의 스폿 크기 세팅이었다. 도 35에는 10.5 ㎧에서의 에칭된 PC7E7에 대한 SEM 후방산란 전자 현미경 사진이 도시되어 있다. 최종 생성 구조와의 최종 생성 에칭 상호작용의 정확한 특성은 알려져 있지 않다. 활성 에천트가 결정질 영역 또는 스피노달 미시성분(즉, 유리 매트릭스에서 스피노달 형성 결정질 상태)을 포함하는 결정질 영역과 주로 반응했을 것이다. 따라서, 에칭된 구조는 인장 테스팅에서 동적 전단 밴드와 상호작용하고 있을 수 있는 결정질 영역/미시성분의 분포를 드러낼 수 있다.
[0064] 사례 #5
[0065] 고순도 구성성분을 이용하여, 타깃 합금의 15 그램 합금 공급 원료는 표 9에 제공된 원자 비율에 따라 측정되었다. 그 후, 공급 원료 물질은 아크-용융 시스템의 구리 난로 내에 놓였다. 공급 원료는 보호 가스로서 고순도 아르곤을 이용하여 잉곳에 아크-용융되었다. 잉곳은 여러 차례 플립되었고, 동종성을 확증하기 위해 재용융되었다. 혼합 후, 잉곳은 대략 12 ㎜ 폭, 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께의 핑거 형태로 캐스팅되었다. 이후, 최종 생성 핑거는 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-스피닝 챔버에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션을 이용하여 1/3 원자 헬륨 대기에서 용융되었고, 이어서 통상적으로 10.5 m/s인 접선 속도로 주행하는 245 ㎜ 직경의 구리 휠 위로 배출되었다. 스피닝된 리본 샘플의 벤딩 테스팅(180°)은 각각의 샘플에 대해 이루어졌고, 결과는 표 10에서 대비되었다. 도시된 바와 같이, 나열된 특정 조건에서 처리될 때의 합금에 따라, 벤딩 응답은 변화하는 것으로 밝혀졌으며, 네 가지 타입의 동작, 즉 네 가지 타입의 동작, 즉 파손 없이 벤딩될 수 없는 타입 1 동작, 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있는 타입 2 동작, 프리 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될 수 있는 타입 3 동작, 및 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있는 타입 4 동작이 관찰되었다. 표 11에는 10.5 ㎧로 용융-스피닝될 때 표 8의 각 합금에 대한 총 연신, 항복 강도, 최고 인장 강도, 영률, 탄성 에너지 계수(Modulus of Resilience) 및 인성 계수(Modulus of Toughness)가 도시되어 있다. 각각의 개별 샘플은 용융-스피닝 공정으로 인해 발생하는 우발적인 대형 결함이 국부 영역에 감소한 특성을 가져올 수 있으므로 3회 측정되었다는 것을 주목하라. 표 11에 도시된 결과는 머신 컴플라이언스를 위해 조절되지 않았다.
합금에 대한 원자 비율
합금 Fe B C Si Ni Co
PC7E8S1A1 67.54 12.49 0.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A2 66.04 12.49 1.50 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A3 64.54 12.49 3.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A4 63.00 12.49 4.54 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A5 65.54 14.49 0.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A6 64.04 14.49 1.50 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A7 62.54 14.49 3.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A8 61.00 14.49 4.54 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A9 63.54 16.49 0.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A10 62.04 16.49 1.50 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A11 60.54 16.49 3.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A12 59.00 16.49 4.54 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A13 61.54 18.49 0.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A14 60.04 18.49 1.50 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A15 58.54 18.49 3.00 0.47 16.50 3.00
PC7E8S1A16 57.00 18.49 4.54 0.47 16.50 3.00
PC7E8S8A1 63.30 12.55 4.56 0.00 16.58 3.01
PC7E8S8A2 63.00 12.49 4.54 0.47 16.50 3.00
PC7E8S8A3 62.69 12.43 4.52 0.97 16.42 2.99
PC7E8S8A4 62.37 12.37 4.49 1.47 16.34 2.97
PC7E8S8A5 62.06 12.30 4.47 1.96 16.25 2.96
PC7E8S8A6 61.74 12.24 4.45 2.46 16.17 2.94
PC7E8S8A7 61.43 12.18 4.43 2.96 16.09 2.93
PC7E8S8A8 61.11 12.12 4.40 3.46 16.01 2.91
리본 두께, 벤딩 응답 및 동작 타입

합금 		휠 속도 (m/s) 리본 두께 ( mm) 벤딩 응답 동작 타입
PC7E8S1A1 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A2 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A3 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
PC7E8S1A4 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A5 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A6 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A7 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
PC7E8S1A8 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A9 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S1A10 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S1A11 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A12 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A13 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S1A14 10.5 0.07 to 0.08 프리 측면 외부를 갖는 한쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 3
PC7E8S1A15 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S1A16 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S8A1 10.5 0.07 to 0.08 파손 없이 벤딩될 수 없음 Type 1
PC7E8S8A2 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
PC7E8S8A3 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
PC7E8S8A4 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
PC7E8S8A5 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S8A6 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S8A7 10.5 0.07 to 0.08 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음 Type 4
PC7E8S8A8 10.5 0.07 to 0.08 휠 측면 외부를 갖는 한쪽 면에서 벤딩될 수 있음 Type 2
10.5 ㎧에서의 인장 테스트 결과(비교정)의 요약
총 연신 (%) 항복 강도( GPa ) UTS
( GPa ) 		영률 ( GPa )

PC7E8S1A1
7.41 1.25 1.45 23.30
9.05 1.44 1.68 25.40
7.38 1.27 1.42 22.60

PC7E8S1A2
6.48 1.38 1.41 23.10
6.40 1.43 1.48 29.40
6.61 1.73 1.79 28.10

PC7E8S1A3
7.29 1.57 1.98 29.50
7.50 1.48 1.75 25.60
4.27 1.37 1.38 27.50

PC7E8S1A4
5.02 1.21 1.23 27.20
9.87 1.36 1.38 15.40
6.67 1.17 1.19 19.10

PC7E8S1A5
8.16 1.61 2.01 24.20
10.00 1.59 2.38 25.00
8.33 1.43 1.94 24.90

PC7E8S1A6
6.07 1.36 1.57 27.00
5.96 1.46 1.50 22.50
10.94 1.77 2.76 25.30

PC7E8S1A7
14.89 1.46 2.70 18.90
15.10 1.56 2.70 27.10
14.06 1.67 2.76 22.90

PC7E8S1A8
9.83 1.52 2.09 22.50
15.22 1.72 3.15 22.00
14.96 1.26 3.08 25.20

PC7E8S1A9
13.03 1.33 2.57 25.60
13.73 1.36 2.61 26.80
15.38 1.00 2.58 25.50

PC7E8S1A10
15.26 1.42 2.92 23.00
12.93 1.58 2.87 26.50
12.50 1.52 3.02 29.70

PC7E8S1A11
4.27 1.06 1.09 25.20
6.90 1.17 1.41 22.40
5.37 1.34 1.34 24.60

PC7E8S1A12
1.63 0.36 0.36 26.20
1.68 0.43 0.53 20.30
1.76 0.58 0.58 19.50

PC7E8S1A13
11.06 1.58 2.59 26.70
14.11 1.30 2.60 23.80
11.76 1.36 2.42 23.70

PC7E8S1A14
12.35 1.33 2.40 23.80
8.44 1.25 1.91 25.20
14.16 1.38 2.31 18.30

PC7E8S1A15
5.42 1.26 1.26 23.70
6.49 1.14 1.39 23.50
5.19 1.33 1.36 29.20

PC7E8S8A1
14.22 1.35 2.47 23.20
9.83 1.18 2.11 25.90
14.29 1.11 2.15 18.90

PC7E8S8A2
11.20 1.34 2.35 23.50
14.41 1.23 2.83 24.90
11.89 1.54 2.52 22.46

PC7E8S8A3
7.83 1.52 1.80 23.70
10.92 1.50 2.21 20.60
6.82 1.51 1.81 23.50

PC7E8S8A4
6.78 1.18 1.37 21.60
6.78 1.28 1.51 23.50
6.53 1.08 1.37 20.70

PC7E8S8A5
13.67 1.30 2.58 24.40
17.65 1.48 2.47 21.90
15.02 1.38 2.63 21.30

PC7E8S8A6
14.98 1.54 2.93 23.30
14.64 1.71 2.82 24.60
14.89 1.50 2.67 15.10

PC7E8S8A7
8.71 1.63 2.09 31.30
12.64 1.76 2.98 25.80
11.26 1.71 2.75 27.00

PC7E8S8A8
16.38 1.04 2.69 24.80
13.04 1.30 2.34 21.90
11.97 1.00 2.12 21.70
[0066] 표 11에 도시된 인장 측정치에 대해, 데이터는 직사각형 단면으로부터의 단면적에서 머신 컴플라이언스 계수 및 편차를 조절하도록 교정될 수 있다. 가장 정확한 인장 결과를 나타내는 교정 데이터는 표 12에 도시되어 있다. 알 수 있는 바와 같이, 인장 강도 값은 높고, 0.40 GPa로부터 3.47 GPa로 변화하며, 총 연신 값은 감소한 길이 스케일 미세구조에 대해 매우 크고 0.65%로부터 7.06%로 변화한다.
10.5 ㎧에서의 인장 테스트 결과(교정)의 요약
총 연신 (%) 항복 강도( GPa ) UTS
( GPa ) 		영률 ( GPa )

PC7E8S1A1
2.96 1.38 1.60 88.54
3.62 1.58 1.85 96.52
2.95 1.40 1.56 85.88

PC7E8S1A2
2.59 1.52 1.55 87.78
2.56 1.57 1.63 111.72
2.64 1.90 1.97 106.78

PC7E8S1A3
2.92 1.73 2.18 112.10
3.00 1.63 1.93 97.28
1.71 1.51 1.52 104.50

PC7E8S1A4
2.01 1.33 1.35 103.36
3.95 1.50 1.52 58.52
2.67 1.29 1.31 72.58

PC7E8S1A5
3.26 1.77 2.21 91.96
4.00 1.75 2.62 95.00
3.33 1.57 2.13 94.62

PC7E8S1A6
2.43 1.50 1.73 102.60
2.38 1.61 1.65 85.50
4.38 1.95 3.04 96.14

PC7E8S1A7
5.96 1.61 2.97 71.82
6.04 1.72 2.97 102.98
5.62 1.84 3.04 87.02

PC7E8S1A8
3.93 1.67 2.30 85.50
6.09 1.89 3.47 83.60
5.98 1.39 3.39 95.76

PC7E8S1A9
5.21 1.46 2.83 97.28
5.49 1.50 2.87 101.84
6.15 1.10 2.84 96.90

PC7E8S1A10
6.10 1.56 3.21 87.40
5.17 1.74 3.16 100.70
5.00 1.67 3.32 112.86

PC7E8S1A11
1.71 1.17 1.20 95.76
2.76 1.29 1.55 85.12
2.15 1.47 1.47 93.48

PC7E8S1A12
0.65 0.40 0.40 99.56
0.67 0.47 0.58 77.14
0.70 0.64 0.64 74.10

PC7E8S1A13
4.42 1.74 2.85 101.46
5.64 1.43 2.86 90.44
4.70 1.50 2.66 90.06

PC7E8S1A14
4.94 1.46 2.64 90.44
3.38 1.38 2.10 95.76
5.66 1.52 2.54 69.54

PC7E8S1A15
2.17 1.39 1.39 90.06
2.60 1.25 1.53 89.30
2.08 1.46 1.50 110.96

PC7E8S8A1
5.69 1.49 2.27 88.16
3.93 1.30 2.32 98.42
5.72 1.22 2.37 71.82

PC7E8S8A2
4.48 1.47 2.59 89.30
5.76 1.35 3.11 94.62
4.76 1.69 2.77 85.35

PC7E8S8A3
3.13 1.67 1.98 90.06
4.37 1.65 2.43 78.28
2.73 1.66 1.99 89.30

PC7E8S8A4
2.71 1.30 1.51 82.08
2.71 1.41 1.66 89.30
2.61 1.19 1.51 78.66

PC7E8S8A5
5.47 1.43 2.84 92.72
7.06 1.63 2.72 83.22
6.01 1.52 2.89 80.94

PC7E8S8A6
5.99 1.69 3.22 88.54
5.86 1.88 3.10 93.48
5.96 1.65 2.94 57.38

PC7E8S8A7
3.48 1.79 2.30 118.94
5.06 1.94 3.28 98.04
4.50 1.88 3.03 102.60

PC7E8S8A8
6.55 1.14 2.96 94.24
5.22 1.43 2.57 83.22
4.79 1.10 2.33 82.46
[0067] 사례 #6
[0068] 철첨가물(ferroadditives)을 포함하는 산업적 순수 공급 원료를 이용하여, 타깃 합금의 15g 합금 공급 원료가 표 13에 제공된 원자 비율에 따라 측정되었다. 그 후, 공급 원료 물질이 아크-용융(arc-melting) 시스템의 구리 난로(copper hearth) 내에 놓였다. 공급 원료는 보호 가스로서 고순도 아르곤을 이용하여 잉곳에 아크-용융되었다. 잉곳은 여러 차례 플립되었고, 동종성을 확증하기 위해 재용융되었다. 혼합 후, 잉곳은 대략 12 ㎜ 폭, 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께의 핑거 형태로 캐스팅되었다. 각각의 잉곳에 대해, 밀도는 아르키메데스 원리를 이용하여 측정되었고, 그 결과는 표 14에 도시되어 있다. 도시된 바와 같이, 밀도는 7.28 g/㎤로부터 7.81 g/㎤로 변화하는 것으로 밝혀졌다. 이후, 최종 생성 아크-용융된 잉곳은 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 갖는 석영 도가니의 용융-스피닝 챔버에 놓였다. 잉곳은 RF 인덕션을 사용하여 공기 중에서 용융되었으며, 이어서 통상적으로 25 m/s인 접선 속도로 주행하는 245 ㎜ 직경의 구리 휠 위로 150℃의 용융 과열 및 280 mbar의 챔버 압력으로 배출되었다. 폭이 통상적으로 0.7 ㎜ 내지 1.5 ㎜인 긴 리본의 길이가 얻어졌다. 그러면, 생성된 리본의 두께는 마이크로미터로 측정되었고, 결과는 표 14에 제시되었다. 도시된 바와 같이, 두께는 합금의 화학적 성질에 의존하였으며, 37 ㎛ 내지 55 ㎛로 변화하는 것으로 밝혀졌다. 스피닝된 리본 샘플의 벤딩 테스팅(180°)은 각각의 샘플에 대해 이행되었고, 결과는 표 9에서 대비되었다. 도시된 바와 같이, 나열된 특정 조건에서 처리될 때의 합금에 따라, 벤딩 응답은 변화하지만 1차 응답이 타입 4 동작(즉, 양쪽 측면에서 벤딩될 수 있음)이었던 것으로 밝혀졌다.
합금의 화학적 조성
합금 Fe Ni Co B Si Cr C
A01F03 60.83 15.44 2.81 14.03 4.00 2.89 -
A01B03 60.22 15.29 2.78 13.89 3.96 2.86 1.00
A01B04 59.61 15.13 2.75 13.75 3.92 2.83 2.00
C01F03 58.30 14.80 2.69 13.45 8.00 2.77 -
C01B03 57.76 14.67 2.67 13.32 7.84 2.74 1.00
C01B04 57.18 14.52 2.64 13.19 7.76 2.71 2.00
C01B05 56.54 14.36 2.61 13.05 7.76 2.69 3.00
C01B06 55.96 14.21 2.58 12.91 7.68 1.66 4.00
D01F03 55.96 14.21 2.58 12.91 11.68 2.66 -
D01B03 55.38 14.06 2.56 12.78 11.60 2.63 1.00
E01F03 53.63 13.62 2.47 12.37 15.36 2.55 -
F01F03 59.62 15.13 2.75 13.75 5.91 2.84 -
MS45 파라미터에서의 합금의 용융-스피닝
합금 밀도
[g/㎤] 		두께
[㎛] 		동작 타입
A01F03 7.72 37-42 4
A01B03 7.81 42-47 4
A01B04 7.62 41-55 4
C01F03 7.56 47-49 4
C01B03 7.48 44-52 4
C01B04 7.48 45-47 4
C01B05 7.48 51-55 4
C01B06 7.44 46-48 4
D01F03 7.40 44-48 4
D01B03 7.38 42-57 4/1
E01F03 7.28 43-50 1
F01F03 7.60 41-47 4
[0069] 열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 Perkin Elmer DTA-7 시스템을 이용하여 표 13의 응결된 리본에 대해 이루어졌다. 시차열 분석(DTA) 및 시차주사 열량계(DSC)는 흐르는 초고순도 아르곤의 이용을 통해 산화로보터 보호되는 샘플로 10℃/min의 가열 속도로 수행되었다. 표 15에는, 2개의 상이한 휠 접선 속도 25 m/s로 용융-스피닝된 합금에 대한 유리-결정질 변환과 관련된 DSC 데이터가 도시되어 있다. 모든 샘플은 상당한 우수리의 유리를 포함하는 것으로 밝혀졌다. 452℃ 내지 595℃의 온도 범위에서 -22.8 J/g 내지 -115.8 J/g의 변환 엔탈피로 하나의 단계 또는 2개의 단계에서 유리-결정질 변환이 일어난다.
DTA 데이터

합금 		유리 존재 피크 #1
개시
[℃] 		피크 #1
Temp
[℃] 		피크 #1-
△H
[J/g] 		피크 #2
개시
[℃] 		피크 #2
Temp
[℃] 		피크 #2
-△H
[J/g]
A01F03 Y 452 463 52.5 501 509 77.3
A01B03 Y 455 467 55.6 502 512 78.4
A01B04 Y 469 483 62.0 502 518 51.9
C01F03 Y 510 524 105.4 - - -
C01B03 Y 520 531 115.8 - - -
C01B04 Y 526 536 103.9 - - -
C01B05 Y 529 539 109.5
C01B06 Y 537 545 98.2
D01F03 Y 540 546 108.0 - 578* -
D01B03 Y 547 554 110.8 - - -
E01F03 Y 553 558 108.0 585 595 22.8
F01F03 Y 504 519 111.1 - - -
* 오버래핑 피크
[0070] 표 16에는 표 13의 각 합금에 대한 게이지 치수, 연신, 항복 파단 로드(yield breaking load), 강도 및 영률을 포함하는 인장 테스트 결과의 요약이 도시되어 있다. 각각의 개별 샘플은 용융-스피닝 공정으로 인해 발생하는 우발적인 대형 결함이 국부 영역에 감소한 특성을 가져올 수 있으므로 3회 측정되었다는 것을 주목하라. 표 7에 도시된 결과는 머신 컴플라이언스를 위해 조절되지 않았다. 알 수 있는 바와 같이, 총 연신 값은 크고 1.97%로부터 4.78%로 변화하며, 높은 연장 강도 값은 1.12로부터 2.92로 변화한다. 영률은 1.12 GPa로부터 2.92 GPa로 변화하는 것으로 밝혀졌다. 표 16에 도시된 결과는 머신 컴플라이언스 및 기하학적 단면적을 위해 조절되었다는 것을 주목하라.
섬유의 인장 특성

합금 		게이지 치수( mm )
연신 (%)
파단 로드
(N) 		강도( Gpa ) 영률( GPa )
w T I Tot Elastic Plastic Yield UTS

A01F03
 1.36 0.040 9.00 2.67 1.56 1.11 130.5 1.59 2.55 87.2
1.37 0.038 9.00 2.89 1.16 2.21 142.8 1.42 2.92 94.8
1.38 0.040 9.00 3.11 1.25 2.33 144.8 2.11 2.79 95.6

A01B03
 1.39 0.044 9.00 2.89 1.56 1.33 140.0 1.38 2.44 80.0
1.32 0.040 9.00 2.56 1.44 1.11 128.5 1.62 2.59 93.9
1.30 0.041 9.00 2.22 1.56 0.67 110.1 2.10 2.20 91.0

A01B04
 1.40 0.041 9.00 2.67 1.33 1.33 143.1 1.39 2.66 91.9
1.47 0.042 9.00 3.04 1.73 1.31 135.7 1.34 2.20 88.3
1.36 0.041 9.00 2.56 1.67 0.89 130.7 1.37 2.50 91.5

C01F03
 1.40 0.046 9.00 3.56 1.33 2.22 153.1 1.13 2.35 83.1
1.40 0.046 9.00 2.78 1.33 1.44 142.1 1.58 2.38 87.3
1.44 0.048 9.00 3.54 1.42 2.12 148.8 1.18 2.15 88.5

C01B03
 1.31 0.042 9.00 2.67 1.22 1.44 141.4 1.31 2.75 107.1
1.25 0.042 9.00 2.67 1.33 1.33 137.3 1.72 2.80 105.6
1.26 0.041 9.00 3.78 1.78 2.00 140.5 1.55 2.91 82.2

C01B04
 1.34 0.042 9.00 4.33 1.44 2.89 150.8 1.13 2.87 73.2
1.36 0.043 9.00 3.56 1.33 2.22 156.6 1.27 2.86 94.2
1.34 0.044 9.00 4.78 1.33 3.44 156.1 0.88 2.83 79.7

C01B05
 1.43 0.047 9.00 2.78 1.33 1.44 147.1 1.43 2.32 89.0
1.47 0.047 9.00 3.89 1.56 2.33 148.2 1.12 2.27 68.4
1.47 0.045 9.00 4.44 1.33 3.11 164.6 1.06 2.64 80.5

C01B06
 1.31 0.046 9.00 3.11 1.33 1.78 150.0 1.40 2.66 96.5
1.36 0.045 9.00 3.22 1.33 1.89 144.3 1.07 2.52 92.1
1.36 0.045 9.00 3.78 1.33 2.44 155.8 1.11 2.72 84.9

D01F03
 1.24 0.045 9.00 3.67 1.67 2.00 136.6 1.54 2.52 72.7
1.24 0.044 9.00 2.67 1.33 1.33 128.3 1.92 2.25 96.6
1.25 0.045 9.00 2.67 1.56 1.11 118.5 1.22 2.30 85.0

D01B03
 1.27 0.040 9.00 3.22 1.56 1.67 109.3 1.18 2.45 78.0
1.24 0.043 9.00 3.78 1.56 2.22 122.3 1.32 2.25 66.3
1.28 0.041 9.00 2.89 1.33 1.56 110.6 1.09 2.09 81.1

E01F03
 1.25 0.043 9.00 2.44 1.33 1.11 104.8 1.32 1.50 85.3
1.24 0.038 9.00 3.15 1.24 1.91 98.6 0.92 1.42 71.7
1.33 0.039 9.00 1.97 1.63 0.34 58.2 1.08 1.12 76.6

F01F03
 1.31 0.040 9.00 2.33 1.33 1.00 103.1 1.18 2.44 85.4
1.24 0.042 9.00 3.67 1.33 2.33 118.6 1.38 2.56 78.9
1.28 0.040 9.00 3.33 1.44 1.89 122.5 1.17 2.73 85.4
[0071] 사례 #7
[0072] 철첨가물(ferroadditives)을 포함하는 산업적 순수 공급 원료를 이용하여, C01F03 및 C01B03 합금의 15 그램 합금 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 측정되었다. 그 후, 공급 원료 물질이 아크-용융(arc-melting) 시스템의 구리 노(copper hearth) 내에 놓였다. 공급 원료는 보호 가스로서 고순도 아르곤을 이용하여 잉곳에 아크-용융되었다. 잉곳은 여러 차례 플립되었고, 동종성을 확증하기 위해 재용융되었다. 혼합 후, 잉곳은 대략 12 ㎜ 폭, 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께의 핑거 형태로 캐스팅되었다. 특성 변이를 보여주기 위해, 합금은 표 17에 도시된 바와 같은 상이한 파라미터들을 이용하여 리본 내로 처리되었다. CH01F03 합금은 MS45 및 MS58 파라미터를 이용하여 처리된 반면, CH01B03 합금은 MS45, MS50 및 MS55 파라미터를 이용하여 처리되었다. 열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 Perkin Elmer DTA-7 시스템을 이용하여 표 13의 응결된 리본에 대해 이루어졌다, 샘플은 흐르는 초고순도 아르곤의 사용을 통해 산화로부터 보호되었다. 표 19에는 DSC 분석 결과가 도시되어 있다. 나타내어진 바와 같이, 개시 온도, 피크 온도 및 엔탈피는 공정 파라미터에 따라 변할 수 있다.
공정 파라미터 리스트

MS
챔버 가스 		챔버 압력 [ mbar ] 밸러스트 압력 [ torr] 휠 속도[m/s] Crucibl e-chill gap [m/s] Ejection Pressure [ mbar ]
과열도*
[℃]
45 Air 340 465.0 25 5 280 150
50 CO2 340 360.0 25 5 280 50
55 Air 1036 987.2 25 5 280 50
58 Air 340 465.0 39 5 28 100
*액상선 온도 이상의 과열도를 주목하라.
상이한 파라미터에서 처리된 합금
합금 공정 파라미터 밀도
[g/㎤] 		두께
[㎛] 		벤드 성능 타입
C01F03 MS45 7.56 47-49 4
C01F03 MS58 7.56 30-32 4
C01B03 MS45 7.48 44-52 4
C01B03 MS50 7.50 40-44 4
C01B03 MS50 7.49 50-62 1
DTA 데이터 요약

합금
공정
유리 존재 		피크 #1
개시
[℃] 		피크 #1
Temp
[℃] 		피크 #1-
△H
[J/g]
C01F03 MS45 Y 510.1 524.4 105.4
C01F03 MS58 Y 508.5 523.7 107.6
C01B03 MS45 Y 520.3 531.0 115.8
C01B03 MS50 Y 521.2 532.0 105.1
C01B03 MS55 Y 519.8 532.4 113.9
[0073] 표 20에는 각 합금에 대한 게이지 치수, 연신, 항복 파단 로드(yield breaking load), 강도 및 영률을 포함하는 인장 테스트 결과의 요약이 도시되어 있다. 각각의 개별 샘플은 용융-스피닝 공정으로 인해 발생하는 우발적인 대형 결함이 국부 영역에 감소한 특성을 가져올 수 있으므로 3회 측정되었다는 것을 주목하라. 알 수 있는 바와 같이, 인장 특성은 처리 파라미터의 함수로서 극적으로 변할 수 있다. 표 16에 도시된 결과는 머신 컴플라이언스 및 기하학적 단면적을 위해 조절되었다는 것을 주목하라.
인장 특성 요약
합금/
공정 파라미터
게이지 치수
( mm ) 		연신 (%) 파단 로드 (N)
강도( Gpa ) 계수 ( GPa )
w T I Tot 탄성 소성 Yield UTS
C01F03
MS45		 1.40 0.046 9.00 3.56 1.33 2.22 153.1 1.13 2.35 83.1
1.40 0.046 9.00 2.78 1.33 1.44 142.1 1.58 2.38 87.3
1.44 0.048 9.00 3.54 1.42 2.21 148.8 1.18 2.15 88.5
C01F03
MS58
 1.10 0.030 9.00 2.00 1.33 0.67 65.60 1.42 2.13 98.4
1.15 0.029 9.00 1.67 1.33 0.33 50.00 1.13 1.60 101.9
1.21 0.031 9.00 1.78 1.33 0.44 57.17 1.22 2.53 91.1
C01B03
MS45
 1.31 0.042 9.00 2.67 1.22 1.44 141.4 1.31 2.75 107.1
1.25 0.042 9.00 2.67 1.33 1.33 137.3 1.72 2.80 105.6
1.26 0.041 9.00 3.78 1.78 2.00 140.5 1.55 2.91 82.8
C01B03
MS50
 1.53 0.038 9.00 4.22 1.33 2.89 158.7 1.16 2.88 85.2
1.53 0.038 9.00 4.44 1.33 3.11 168.3 1.22 3.05 78.5
1.52 0.039 9.00 4.00 1.33 2.67 164.0 1.06 2.92 121.8
C01B03
MS55
Too brittle to test
[0074] 이 사례의 결과는 공정 파라미터에 대하여 합금의 물리적 특성 변경에 관한 변화 중 몇몇 변화를 명백히 보여 준다. 예시된 사례에서, 예를 들어 C01B03 합금은 MS50 파라미터에서 처리될 때의 연성 샘플로부터 MS55 파라미터를 이용하여 처리될 때의 취성 샘플로 바뀐다. 이러한 변경은 특정 구조만이 연성 샘플 결과와 관계있다는 것을 보여 주는 제안된 메커니즘과 부합한다. 식별된 합금에 따라 공정 파라미터를 더욱 최적화시킴으로써 더 넓은 범위의 특성이 획득될 수 있다고 여겨진다. 또한, 이것은 추가적으로 화학적 성질 변화가 공정 파라미터를 적절하게 변경함으로써 가능하다는 것을 보여 준다. 처리 변경을 통한 구조 및 특성 면에서의 이러한 변경은 현재 야금술에서 잘 확립된 기본이라는 것을 주목하라.
[0075] 여러 방법 및 실시예에 대한 전술한 설명은 예시의 목적으로 제시되었다. 그것은 특허청구범위를 개시된 정확한 단계 및/또는 형태로 배제하거나 제한하는 것으로 의도된 것이 아니며, 명백히 많은 수정 및 변형이 전술한 개시사항의 관점에서 가능하다. 본 발명의 범주는 본 명세서에 첨부된 특허청구범위에 의해 정의되는 것으로 의도된다.

Claims (21)

  1. 합금의 조성으로서,
    52 원자 퍼센트 내지 68 원자 퍼센트 철;
    13 원자 퍼센트 내지 21 원자 퍼센트 니켈;
    2 원자 퍼센트 내지 12 원자 퍼센트 코발트;
    10 원자 퍼센트 내지 19 원자 퍼센트 붕소;
    선택적으로 1 원자 퍼센트 내지 5 원자 퍼센트 탄소; 및
    선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 실리콘;
    선택적으로 1 원자 퍼센트 내지 3 원자 퍼센트 크롬을 포함하되,
    상기 합금은 부피 면에서 5% 내지 95%인 하나 이상의 스피노달 미시성분들을 포함하고,
    상기 미시성분은 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일을 보이는 합금 조성.
  2. 제 1 항에 있어서,
    52 원자 퍼센트 내지 60 원자 퍼센트 철;
    15.5 원자 퍼센트 내지 21 원자 퍼센트 니켈;
    6.3 원자 퍼센트 내지 11.6 원자 퍼센트 코발트;
    10.3 원자 퍼센트 내지 13.2 원자 퍼센트 붕소;
    3.7 원자 퍼센트 내지 4.8 원자 퍼센트 탄소; 및
    0.3 원자 퍼센트 내지 0.5 원자 퍼센트 실리콘을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  3. 제 1 항에 있어서,
    58.4 원자 퍼센트 내지 67.6 원자 퍼센트 철;
    16.0 원자 퍼센트 내지 16.6 원자 퍼센트 니켈;
    2.9 원자 퍼센트 내지 3.1 원자 퍼센트 코발트;
    12.0 원자 퍼센트 내지 18.5 원자 퍼센트 붕소;
    선택적으로 1.5 원자 퍼센트 내지 4.6 원자 퍼센트 탄소; 및
    선택적으로 0.4 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트 실리콘을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  4. 제 1 항에 있어서,
    53.6 원자 퍼센트 내지 60.9 원자 퍼센트 철;
    13.6 원자 퍼센트 내지 15.5 원자 퍼센트 니켈;
    2.4 원자 퍼센트 내지 2.9 원자 퍼센트 코발트;
    12 원자 퍼센트 내지 14.1 원자 퍼센트 붕소;
    1 원자 퍼센트 내지 4 원자 퍼센트 탄소; 및
    3.9 원자 퍼센트 내지 15.4 원자 퍼센트 실리콘 및
    1.6 원자 퍼센트 내지 2.9 원자 퍼센트 크롬을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은 크기 면에서 500 ㎚보다 작은 결정질 상태를 포함하는 합금 조성
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은, 모든 비정질 영역, 상기 유리 매트릭스에서의 절연된 결정질 침전물, 상기 유리 매트릭스에서의 다상 결정질 클러스터, 및 10 ㎚ 내지 100㎚의 나노결정질 교질입자를 포함하는 결정질 부분 중 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정된, 400℃ 내지 585℃의 범위에 있는 개시(onset) 결정화 온도를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정된, 400℃ 내지 595℃의 범위에 있는 피크 결정화 온도를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정된, 1000℃ 내지 1100℃의 범위에 있는 개시 용융 온도를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금 조성은 10℃/min으로 DTA에 의해 측정된, 1000℃ 내지 1125℃의 범위에 있는 피크 용융 온도를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  11. 제 1 항 내지 제 10 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 0.65% 내지 10%의 범위에 있는 인장신율(tensile elongation)을 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  12. 제 1 항 내지 제 11 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 0.1 GPa 내지 2.2 GPa의 범위에 있는 항복 강도(yield strength)를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  13. 제 1 항 내지 제 12 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 0.1 GPa 내지 3.5 GPa의 범위에 있는 최고 인장 강도(ultimate tensile strength)를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  14. 제 1 항 내지 제13항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 55 GPa 내지 130 GPa의 영률을 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  15. 제 1 항 내지 제 14 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 100,000 K/s보다 작은 임계 냉각 속도를 보이는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  16. 제 1 항 내지 제 15 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    1 ㎛ 내지 2000 ㎛의 범위에 있는 두께를 갖는 생성물로 형성되는 것을 특징으로 하는 합금 조성.
  17. 합금에서 스피노달 미시성분을 형성하는 방법으로서,
    제1항 내지 제4항 중의 어느 한 항에 따른 합금 성분들을 용융하는 단계와,
    유리 매트릭스에서 하나 이상의 스피노달 성분을 형성하도록 상기 합금을 냉각시키는 단계를 포함하되,
    상기 스피노달 미시성분은 부피 면에서 5% 내지 95%의 범위에서 존재하고, 상기 스피노달 미시성분은 유리 매트릭스에서 50 ㎚보다 작은 길이 스케일을 보이는 스피노달 미시성분 형성 방법.
  18. 제 17 항에 있어서,
    상기 합금은 상기 합금의 상기 임계 냉각 속도로 냉각되거나 상기 임계 냉각 속도보다 더 큰 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 스피노달 미시성분 형성 방법.
  19. 제 17 항 또는 제 18 항에 있어서,
    상기 합금은 용융-스피닝(melt-spinning)에 의해 냉각되는 것을 특징으로 하는 스피노달 미시성분 형성 방법.
  20. 제 17 항 내지 제 19 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 리본으로 형성되는 것을 특징으로 하는 스피노달 미시성분 형성 방법.
  21. 제 17 항 내지 제 20 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 1 ㎛ 내지 2000 ㎛의 두께를 갖는 생성물로 형성되는 것을 특징으로 하는 스피노달 미시성분 형성 방법.
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