KR20110086716A

KR20110086716A - 얇은 생성물 형상들의 산업적 사용을 위한 변형 메커니즘의 이용방법

Info

Publication number: KR20110086716A
Application number: KR1020117012202A
Authority: KR
Inventors: 다니엘 제임스 브래너건; 브라이언 이. 미챔; 지코우 저우; 알라 브이. 세르기바
Original assignee: 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드
Priority date: 2008-11-04
Filing date: 2009-11-04
Publication date: 2011-07-29
Also published as: EP2362917A1; AU2009313602B2; JP6246141B2; JP2015120201A; EP2362917B1; AU2009313602A1; JP2012508323A; US8293036B2; EP2362917A4; KR101614183B1; CA2742706A1; CA2742706C; US20100111747A1; WO2010053973A1

Abstract

본 발명은 비정질 형성 합금에 관한 것이다. 비정질 형성 합금은 43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철, 10.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소, 13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트, 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소, 및 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함할 수도 있다. 또한, 비정질 형성 합금은 비정질 기지 내에서 50 ㎚ 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 반-결정상 또는 결정상들을 포함하는 하나 이상의 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함한다. 또한, 비정질 형성 합금은 인장 상태 하에서 국소화된 변형 유발 변화를 통해 전단 밴드들을 둔화시킬 수 있다.

Description

얇은 생성물 형상들의 산업적 사용을 위한 변형 메커니즘의 이용방법{EXPLOITATION OF DEFORMATION MECHANISMS FOR INDUSTRIAL USAGE IN THIN PRODUCT FORMS}

본 출원은 비정질 형성 기지(glass forming matrix)에서 스피노달 비정질 기지 미소성분(spinodal glass matrix microconstituent) 구조로부터 발생할 수도 있는, 실온에서의 가소성(plasticity)을 위한 메커니즘에 관한 것이다. 최종 합금들은 섬유(fiber), 리본(ribbon), 와이어(wir), 및 얇은 시트(sheet)[즉, 포일(foil)]와 같이 상대적으로 얇은 생성물의 형상으로 형성될 수도 있으며, 광범위하고 다양한 산업적 이용에 활용될 수도 있다.

금속은 주로 무지향성(nondirectional) 금속 결합을 보이는 것으로 이해되고 있으며, 이는 응력/하중의 인가로 인해 그 결합들이 끊어지게 하며, 그리고, 금속들이 고유의 연성을 갖는 능력 및 가소적으로 변형되는 능력을 갖게 하는 재형성을 가능하게 한다. 기계적으로, 금속들은 주로 전위(dislocation)의 이동을 통해 실온에서 변형될 수도 있다. 전위는 에지(edge), 스크류(screw), 또는 혼합 특성을 나타낼 수 있고, 개별적인 원자들의 결합을 하나씩 끊고 하나의 버거스 벡터(Burgers vector) 의해 원자들의 전위를 유발시킴으로써 이동할 수 있는 1차원 타입의 결함으로서 이해될 수도 있다. 전위는 슬립 시스템에서 이동하는 것이 발견되는데, 이는 특정 결정 구조 및 공간 그룹에 따라, 특정한 면 및 결정학적 방향을 포함할 수도 있다.

이온 결합한 세라믹 소재에서, 전위는 변형과정에 일정한 역할을 할 수도 있는 것으로 이해될 수도 있다. 다만, 이런 부류의 소재들은 지향적이고 전자들의 전달 및 특정 이온들의 형성을 포함할 수도 있는 결합들을 갖는다. 따라서, 특별한 결합이 끊어진 후, 양이온들 옆에 양이온이 위치하거나, 음이온들 옆에 음이온이 위치하게 되며, 그 반발력이 결합의 재형성을 곤란하게 만든다. 이에 따라, 세라믹 결합들의 높은 강도로 인해, 세라믹 소재들은 금속에서 발견되는 것보다 종종 더 우수한 상대적으로 높은 경도와 강도를 보일 수 있다. 다만, 세라믹 소재는 일반적으로 깨지기 쉬우며(brittle), 가소적으로 변형될 수 있는 본질적 무능(inherent inability)을 가질 수도 있다.

나노결정 금속 소재들은 또한 상대적으로 높은 강도 및 경도를 제공할 수도 있다. 나노결정 소재들은, 정의에 따라, 100 nm 미만의 평균 결정립(grain) 사이즈를 갖는 다결정 구조인 것으로 이해될 수도 있다. 금속 및 합금들이, 나노결정으로 만들어지는 경우, 구조용으로 잠재적 중요성이 있는 수많은 매력적인 기계적 특징들을 갖는다고 주장되었던 1980년대 중반 이래로, 이 소재들은 널리 알려진 연구 주제가 되어 왔다. 다만, 상대적으로 매력적인 특성들(높은 경도(high hardness), 항복 응력(yield stress), 및 파단 강도(fracture strength))에도 불구하고, 일반적으로 나노결정 소재들은 실망스러울 정도로 매우 낮은 인장 신율(tensile elongation)을 보이고, 극단적으로 깨지기 위한 방법으로 실패하는 경향이 있을 수도 있다는 것이 널리 알려져 있다. 실제로, 결정립 사이즈를 감소시키기 위해 연성(ductility)이 감소되어야 한다는 것은, 예를 들어, 냉간 압연되고 종래처럼 재결정화된 연강(mild steel)에 관해 제안되어 있는 바와 같이, 가공 경화 지수(work hardening exponent) 및 결정립 사이즈 사이의 실험적 관계식에 의해 증명됨으로써 오랜 시간 동안 알려져 왔다. 결정립 사이즈가 점차 감소함에 따라, 전위 집적(pile-up)의 형성은 더 어려워질 수도 있으며, 이들의 이동은 많은 양의 2-d 결함 상(defect phase) 및 결정립 경계에 의해 상당히 제한된다. 따라서, 나노결정 결정립의 개발에 따라, 적당한 연성(> 1%)의 획득은 도전과제였다.

비정질 금속들은 무지향성 금속 결합, 금속 광택, 및 상당한 전기 및 열 전도성으로 인한 금속과 같은 특성과 인장 연성의 부족 및 깨지기 쉬운 특성과 연결되어 종종 획득되는 상대적으로 높은 경도로 인한 세라믹과 같은 특성 모두를 보일 수도 있는 한 부류의 소재들이다. 비정질 금속 합금(즉, 비정질 금속)은, 고전적인 급랭 실험들이 Au-Si 합금 상에 수행되었던 1960년에 처음으로 기록된 비교적 젊은 부류의 소재들을 나타낸다. 그때 이후로, 합금 조성물을 형성하는 비정질 물질을 찾아내는데 괄목할만한 발전이 있었으며, 이는 비정질 구조의 유지에 관해 더 낮은 임계 냉각율을 갖는 기본 결합물들을 찾는 것이었다. 비정질 금속들은 실온에서 고체 상태로 존재하지만 현재 상대적 단범위의 규칙(short range order)을 갖는 액체에서 발견되는 것과 상대적으로 유사한 구조를 가질 수도 있는 과냉각된 액체라고 이해되었다. 비정질 금속들은 종래의 금속들에서 발견되는 것과 유사하게 자유 전자를 가지고, 금속 광택을 보이며, 금속 결합을 보일 수도 있다. 모든 비정질 금속들은 준-안정한 소재라고 간주될 수도 있으며, 가열되면, 결정 상태로 변형될 것이다. 이러한 공정은 결정질화 또는 탈유리화라고 지칭된다. 실온에서 확산이 제한적이기 때문에, 충분한 열(즉, 볼츠만 에너지)이 결정핵 생성 장벽을 극복하여 탈유리화에 의해 일어나는 고체-고체 상태 변환을 일으키도록 인가될 필요가 있다. 비정질 금속의 탈유리화 온도는 폭넓게 변할 수 있는데, 보통 -25에서 -250 J/g의 결정화 엔탈피를 가지고 300℃에서 800℃까지 변할 수 있다. 탈유리화 공정은 하나 이상의 스테이지에서 발생할 수 있다. 다수의 스테이지들에서 발생하는 경우, 결정상(crystalline phase)이 형성된 다음, 특정 분배 계수에 따라 원자가 새로운 결정으로 끌어당겨지거나, 잔존량의 비정질 물질 안으로 거부될 수도 있다. 이는 부분 또는 완전 탈유리화를 발생시키기 위해 추가적인 열 입력을 필요로 할 수도 있는 더 안정한 유리 화학을 초래할 수도 있다. 따라서, 부분적으로 탈유리화된 구조들은 비정질 기지에서 결정성 침전물을 초래할 수 있다. 일반적으로, 이들 침전물들은 30에서 125 nm의 사이즈를 가질 수 있다. 완전 결정 상태로의 완전 탈유리화는 시차 주사 열량측정 또는 시차 열분석과 같은 열분석법을 통해 알 수 있는 최고 온도 비정질 피크를 넘는 열처리의 결과일 수도 있다.

구조상 순서의 극히 미세한 길이 스케일(즉, 분자 회합(molecular associations))과 물질의 결함이 거의 없는 특성(즉, 1-d 전위 또는 2-d 결정립 없음 / 상 경계 결함들)으로 인해, 이론적으로 약 33%에서 45%일 수 있는 상대적으로 높은 강도(및 이에 대응하는 경도)가 획득될 수도 있다. 그러나, 결정성의 부족으로 인해, 전위들은 발견되지 않을 수도 있고, 지금까지도 상당한 (즉, > 2%) 인장 신율을 위한 메커니즘이 있는 것처럼 보이지 않는다. 비정질 금속은 이들 소재들의 기술적 활용에 관한 관심일 수도 있는 전단 밴드(shear band)들 및/또는 균열(crack)들의 급속한 성장과 연관된 상대적으로 제한적인 파단 인성(fracture toughness)을 보일 수도 있다. 이들 소재들은 압축 시험에 의해 적절한 연성을 보일 수도 있지만, 인장 시험에서 거의 0에 가까운 신율을 보이고 깨지기 쉬운 방법으로 파단될 수도 있다. 실온에서의 인장 상태에서 변형될 수 있는 이러한 부류의 소재들의 본질적 무능은, 고유의 연성이 치명적 고장을 회피하기 위해 필요할 수도 있는 잠재적인 구조적 애플리케이션을 위한 상대적으로 제한적인 요인일 수도 있다.

변형 연화(strain softening) 및/또는 열 연화(thermal softening)로 인해, 비정질 금속의 가소적 변형이 전단 밴드로 상대적으로 높게 국한될 수도 있으며, 이는 실온에서 상대적으로 제한된 가소적 변형 (2% 미만) 및 치명적 고장을 유발시킨다. 상이한 접근법들이 마이크로미터 크기의 미소결정, 나노미터 크기의 미소결정, 비정질상(glassy phase) 분리, 또는 비정질 구조에서의 자유 부피 도입에 의해 이종 물질들을 주입하는 단계를 포함하는 비정질 금속들의 연성을 향상시키기 위해 적용되어 왔다. 이들 복합재의 이질적 구조는 전단 밴드들의 형성을 위한 개시 자리 및/또는 전단 밴드들의 급속한 성장에 대한 장벽으로서 작용할 수 있으며, 이는 압축시에 전체 소성의 향상 및 종종 대응하는 강도의 감소를 초래할 수도 있다. 최근에, 많은 비정질 금속들이 제조되고 있으며, 가소성은 응력-유발 나노결정화 또는 상대적으로 높은 프와송비(Poisson ratio)의 결과로 여겨졌다. 이들 접근법들의 경우, 비정질 금속들은 압축 시험 동안 향상된 가소성(12% 내지 15%)을 보일 수도 있지만, 이들의 인장 신율은 2%를 초과하지 않을 수도 있다는 것에 주의해야 한다. 13%의 인장 신율이 비정질 기지에 포함된 (크기가 20 내지 50 μm인) 큰 수지상 결정(dendrite)들을 가진 지르코늄계 합금에서 획득되는 경우, 비정질 금속의 인장 연성의 개선에 대한 최근 결과물들이 간행되었다. 이 소재는 주로 결정질이며, 수지상 결정 경계들을 따라 잔존 비정질상(amorphous phase)을 갖는 미세결정 합금으로 간주될 수도 있다는 것에 주의해야 한다. 이들 합금의 기록된 최대 강도는 1.5 GPa이다. 따라서, 비정질 금속들은 상대적으로 높은 강도 및 탄성 한계의 바람직한 특징들을 보이는 것으로 알려져 있는 반면에, 인장 상태에서 변형되는 이들의 능력은 극히 제한적이어서, 이 부류의 소재들의 산업적 활용을 심각하게 제한할 수도 있다.

일 양태에서, 본 개시물은 비정질 형성 합금에 관한 것이다. 비정질 형성 합금은 43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철, 10.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소, 13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트, 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소, 및 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함할 수도 있다. 비정질 형성 합금은 비정질 기지에서 50 nm 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 반-결정상 및/또는 결정상들을 포함할 수도 있는 하나 이상의 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함할 수도 있다. 또한, 이러한 합금은 인장 상태 하에서의 국소화된 변형 유발 변화들을 통해 전단 밴드들을 둔화(blunting)시킬 수도 있다.

다른 양태에서, 본 개시물은 미정질 형성 합금에서 스피노달 미소성분을 형성하는 방법에 관한 것이다. 이 방법은 43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철, 10.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소, 13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트, 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소, 및 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함하는 합금 성분들을 용융시켜서 합금을 형성하는 단계, 및 합금을 형성하고 냉각하는 단계를 포함하며, 냉각하는 단계에서 비정질 형성 합금은, 인장 상태 하에서의 국소적 변형 유발 변화들을 통해 전단 밴드들을 둔화시킬 수 있는 비정질 기지에서, 50 nm 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 반-결정상 및/또는 결정상들을 포함하는 하나 이상의 스피노달 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함할 수 있다.

본 개시물의 상술한 다른 특징들 및 이들을 획득하는 방법은 첨부한 도면들과 함께 설명되는 다음의 실시형태들의 설명을 참조하여, 보다 명백하고 잘 이해될 수 있을 것이며, 여기서:
도 1은 파라-아라미드 중합체 및 메타-아라미드 중합체의 화학 구조를 나타낸 것이다.
도 2는 수소 결합에 의해 서로 가교 결합된 2개의 파라-아라미드 분자들을 나타낸 것이다.
도 3은 폴리에틸렌 분자 구조의 일례를 나타낸 것이다.
도 4는 10.5m/s로 용융 방사된 다음의 합금들의 DTA 곡선을 나타낸 것이며; 도 4a)는 PC7E8S1A1에 관한 DTA 곡선을 나타내며, 도 4b)는 PC7E8S1A2에 관한 DTA 곡선을 나타내고, 도 4c)는 PC7E8S1A3에 관한 DTA 곡선을 나타내며, 도 4d)는 PC7E8S1A4에 관한 DTA 곡선을 나타내고, 도 4e)는 PC7E8S1A5에 관한 DTA 곡선을 나타내며, 도 4f)는 PC7E8S1A6에 관한 DTA 곡선을 나타낸다.
도 5는 4가지 타입의 굽힘 거동을 보여주는 180°굽혀진 전형적인 예시 리본들을 나타낸 것이며; 도 5a)는 타입 1의 거동을 보여주는 10m/s 속도로 용융 방사된 합금 PC7e8를 나타내며, 도 5b)는 타입 2의 거동을 보여주는 10.5m/s 속도로 용융 방사된 합금 PC7e8S 1A 7를 나타내고, 도 5c)는 타입 3의 거동을 보여주는 10.5m/s 속도로 용융 방사된 합금 PC7e8S1A14를 나타내며, 도 5d)는 타입 4의 거동을 보여주는 10m/s 속도로 용융 방사된 합금 PC7e8S1A9를 나타낸다.
도 6은 10.5m/s 속도로 용융 방사된 PC7E8S1A1X4 리본에 관한 인장 응력-변형 곡선의 일례를 나타낸 것이다.
도 7은 10.5m/s 속도로 용융 방사된 PC7E8S1A1X6 리본에 관한 인장 응력-변형 곡선의 일례를 나타낸 것이다.
도 8은 10.5m/s 속도로 용융 방사된 PC7E8S1A1X12 리본에 관한 인장 응력-변형 곡선의 일례를 나타낸 것이다.
도 9는 SGMM 합금으로부터의 최상의 새로운 데이터를 포함하는 폭넓고 다양한 소재 부류들에 관한 인장 강도 대(vs) 인장 신율의 요약을 제공한다.
도 10은 10.5m/s 속도로 생산되엇고 필수적으로 하나의 긴 리본인 용융-방사 런(melt-spun run)의 일례를 나타낸 것이다.
도 11은 39, 30, 16, 10.5, 7.5, 및 5 m/s 속도로 용융-방사된 PC7E8S1A9 금속의 DTA 곡선들을 나타낸 것이다.
도 12는 10.5, 7.5, 및 5 m/s 속도로 용융 방사된 PC7E9S1A1X6 합금의 DTA 곡선들을 나타낸 것이다.
도 13은 PC7E8S1A9 리본들에 관한 미세구조 및 SAED 무늬들의 TEM 현미경 사진을 나타낸 것인데; 휠 측면에 관한 미세구조(도 13a) 및 대응하는 SAED 무늬(도 13b), 및 중심 영역에 관한 미세구조(도 13c) 및 대응하는 SAED 무늬(도 13d)를 포함한다. 도 14는 전단 밴드 주위의 국소적 변형 유발 변화(LDIC)의 TEM 현미경 사진을 나타낸 것이며, 도 14a)는 영역 A, B, 및 C 내의 전단 밴드 내부 및 주위의 미세구조 변화를 나타내며, 도 14b)는 영역 A, B, 및 C 내의 선택 영역 전자 회절(SAED) 무늬의 변화에 의해 알 수 있는 상변환을 나타낸다.
도 15는 성장하는 전단 밴드 팁(shear band tip)의 앞 영역에 있는 국소적 전단 변화 유발 결정 성장을 나타낸 것이다. 도 15b)에는, 크기가 증가한 나노결정 입자들이 직사각형을 사용하여 도 15a)에 표시된 선택 영역 D에 관해 나타내져 있다.
도 16은 PC7E7w16 파단면의 SEM 2차 전자 현미경 사진을 나타낸 것이다.
도 17은 PC7E7w16 파단면의 SEM 2차 전자 현미경 사진을 나타낸 것이다.
도 18은 PC7E8S8A6w16 파단면의 SEM 2차 전자 현미경 사진을 나타낸 것이다.
도 19는 주사 전자 현미경 (SEM)에 의해 이후에 조사되었던, PC7E8S1A9 리본의 응력-변형 곡선을 나타낸 것이다.
도 20은 균일한 인장 하중 하에서 억지된 균열들의 SEM 현미경 사진들을 나타낸 것이며, 도 20a)는 에지 균열이 억제되어 있는 것을 나타내며, 도 20b)는 균열 굴절(crack deflecting) 및 매크로 스케일의 가지화(branching)를 나타내고, 도 20c)는 균열 굴절 및 마이크로 스케일의 가지화를 나타낸다.
도 21은 생성 중인 에지 균열의 SEM 현미경 사진들을 나타낸 것이며, 도 21a)는 매우 초기의 성장 스테이지에서 억지된 균열을 나타내며, 도 21b)는 서브-마이크론 스케일의 가지화 및 균열 굴절을 나타낸다.

본 특허출원은 상대적으로 상당한 연성 및 높은 인장 강도를 보일 수도 있는 스피노달 비정질 기지 미소성분 (SGMM) 구조들에 이를 수 있는 비정질 형성 화학 구조에 관한 것이다. 스피노달 미소성분들은 결정핵 생성이 제어되지 않는 변환 메커니즘에 의해 형성되는 미소성분으로서 이해될 수도 있다. 보다 근본적으로, 스피노달 분해(spinodal decomposition)는 합금의 2가지 이상의 성분의 용해물 (예를 들어,금속 조성물)이 뚜렷하게 상이한 화학적 조성물 및 물리적 특성들을 갖는 구별되는 영역(또는 상)으로 분리될 수 있다. 이 메커니즘은 상 분리가 단지 별도의 결정핵 생성 자리가 아닌 소재 전체 걸쳐 균일하게 발생한다는 점에서 종래의 결정핵 생성과는 상이하다. 따라서, 하나 이상의 반결정 클러스터 또는 결정상들은, 화학 변동(chemistry fluctuation)들이 적어도 하나의 뚜렷한 결정상에 이를 때까지, 국한된 레벨로 원자들의 연속적 확산을 통해 형성될 수도 있다. 여기에서, 반-결정 클러스터들은 2 nm 이하의 최대 선형 치수(largest linear dimension)를 보이는 것으로 이해될 수 있는 반면에, 결정 클러스터들은 2nm 초과의 최대 선형 치수를 보일 수도 있다. 스피노달 분해의 초기 스테이지 동안에, 형성된 클러스터들은 상대적으로 작고, 이들의 화학 구조가 비정질 기지와 상이하지만, 여전히 완전 결정질이 아니며, 정배열 결정 주기성(well ordered crystalline periodicity)을 획득하지 못했다는 점에 주의해야 한다. 추가적인 결정상들은 동일한 결정 구조 또는 별개의 구조들을 보일 수도 있다. 또한, 비정질 기지는 함께 랜덤하게 패킹될 수도 있는 고체상(solid phase)에서 구조 유닛들의 결합 관계들을 보일 수도 있는 미세구조들을 포함하는 것으로 이해될 수도 있다. 구조 유닛들의 미세 레벨 또는 크기는 옴스트롬 스케일 범위 (즉, 5Å 내지 100Å) 내에 있을 수도 있다.

또한, 합금들은 스피노달 비정질 기지 미소성분(SGMM)에 의해 가능하게 될 수도 있는 유발 전단 밴드 둔화(ISBB) 및 유발 전단 밴드 억지(ISBA)를 보일 수도 있다. 종래의 소재들이 결정 소재 내의 특정 슬립 시스템에서 이동하는 전위를 통해 변형되는 반면, 이러한 메커니즘은 여기에서 더 설명되는 국소적 변형 유발 변화(LDIC)에 의해 둔화되는 스피노달 비정질 기지 미소성분들 내의 전단 밴드들(즉, 국소적 변형이 발생하는 불연속부)을 이동시키는 단계를 포함할 수도 있다. 응력 레벨을 증가시킴에 따라, 일단 전단 밴드가 둔화되면, 새로운 전단 밴드들이 결정핵 생성되고, 그 다음, 인장 상태에서 상대적으로 높은 전단 밴드 밀도들 및 상대적으로 상당한 레벨의 전체 소성 상승을 창출한 기존의 전단 밴드들과 상호작용한다. 따라서, 이들 바람직한 SGMM 구조들을 갖는 합금은 인장 상태에서 전단 밴드 성장을 방지하거나 완화할 수도 있으며, 이는 인장 시험 동안에 상대적으로 상당한 (> 1%) 인장 연성을 초래하며, 변형 경화에 이를 수도 있다.

여기에서 주시하고 있는 합금들은 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 형성할 수 있는 화학 구조를 포함하거나 이들로 구성될 수도 있으며, 여기서 스피노달 비정질 기지 미소성분들은 부피 기준으로 5% 내지 95%의 범위에서 존재할 수도 있다. 일부 예들에서, 합금들은 43.0 내지 68.0 원자 퍼센트(원자 %)의 범위 내에서 존재하는 철, 10.0 내지 19.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 붕소, 0.1 내지 6.0 원자 %의 범위 내에서 선택적으로 존재하는 탄소, 0.3 내지 3.5 원자 %의 범위 내에서 선택적으로 존재하는 규소, 13.0 내지 17.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 니켈, 및 2.5 내지 21.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 코발트를 포함할 수도 있다. 또한, 합금들은 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 티타늄, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 몰리브덴, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 구리, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 세륨, 및 2.0 내지 16.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 알루미늄 중 하나 이상을 포함할 수도 있다. 일 실시형태에서, 합금은 43.0 내지 68.0 원자 퍼센트(원자 %)의 범위 내에서 존재하는 철, 12.0 내지 19.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 붕소, 0.1 내지 6.0 원자 %의 범위 내에서 선택적으로 존재하는 탄소, 0.40 내지 3.50 원자 %의 범위 내에서 선택적으로 존재하는 규소, 15.0 내지 17.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 니켈, 및 2.5 내지 21.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 코발트를 포함할 수도 있다. 다른 실시형태에서, 합금은 52.0 내지 63.0 원자 퍼센트(원자 %)의 범위 내에서 존재하는 철, 10.0 내지 13.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 붕소, 3.5 내지 5.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 탄소, 0.3 내지 0.5 원자 %의 범위 내에서 존재하는 규소, 13.0 내지 17.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 니켈, 및 2.5 내지 3.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 코발트, 및 선택적으로, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 티타늄, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 몰리브덴, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 구리, 1.0 내지 8.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 세륨, 및 2.0 내지 16.0 원자 %의 범위 내에서 존재하는 알루미늄 중 하나 이상을 포함할 수도 있다.

따라서, 상술한 기본 성분들은 전체 100 원자 %로 존재할 수도 있다고 이해될 수도 있다. 또한, 불순물들은 5 원자 %까지 존재할 수도 있으며, 이는 0 원자 % 내지 5 원자 %의 범위 내에서 임의의 값을 포함한다고 이해될 수도 있다. 또한, 상술한 기본 성분은 여기에서 인용된 범위 내의 임의의 값 또는 증가분들로 존재할 수도 있다. 예를 들어, 철은 43.0, 43.1, 43.2, 43.3, 43.4, 43.5, 43.6, 43.7, 43.8, 43.9, 44.0, 44.1, 44.2, 44.3, 44.4, 44.5, 44.6, 44.7, 44.8, 44.9, 45.0, 45.1, 45.2, 45.3, 45.4, 45.5, 45.6, 45.7, 45.8, 45.9, 46.0, 46.1, 46.2, 46.3, 46.4, 46.5, 46.6, 46.7, 46.8, 46.9, 47.0, 47.1, 47.2, 47.3, 47.4, 47.5, 47.6, 47.7, 47.8, 47.9, 48.0, 48.1, 48.2, 48.3, 48.4, 48.5, 48.6, 48.7, 48.8, 48.9, 49.0, 49.1, 49.2, 49.3, 49.4, 49.5, 49.6, 49.7, 49.8, 49.9, 50.0, 50.1, 50.2, 50.3, 50.4, 50.5, 50.6, 50.7, 50.8, 50.9, 51.0, 51.1, 51.2, 51.3, 51.4, 51.5, 51.6, 51.7, 51.8, 51.9, 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, 및/또는 68.0 원자 %로 존재할 수도 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, 및/또는 19.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 탄소는 0, 0.1, 0.2, 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, 및/또는 6.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 규소는 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, 및/또는 3.5 원자 %로 존재할 수도 있다. 니켈은 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, 및/또는 17 원자 %로 존재할 수도 있다. 코발트는 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, 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, 및/또는 21.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 티타늄은 0.0, 1.0, 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, 및/또는 8.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 몰리브덴은 0.0, 1.0, 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, 및/또는 8.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 구리는 0.0, 1.0, 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, 및/또는 8.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 세륨은 0.0, 1.0, 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, 및/또는 8.0 원자 %로 존재할 수도 있다. 알루미늄은 0.0, 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, 및/또는 16.0 원자 %로 존재할 수도 있다.

합금들은 또한 DTA에 의해 측정되는 바와 같이 하나 이상의 결정화 피크(crystallization peak)들을 보일 수도 있다. 초기 피크 발생 결정화 온도는 350℃ 내지 560℃의 범위 내에 있을 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함하고, 피크 결정화 온도들은 400℃ 내지 570℃의 범위 내에 있을 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다. 추가 피크 발생 결정화 온도들은 425℃ 내지 630℃의 범위 내에 보일 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함하고, 피크 결정화 온도들은 440℃ 내지 640℃의 범위 내에 있을 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다.

합금들은 1 % 초과의 인장 신율을 보일 수도 있으며, 이는 2 % 초과한 경우를 포함한다. 예를 들어, 합금들은 1% 초과 7% 이하의 인장 신율을 보일 수도 있으며, 5% 내지 6% 등과 같은 이 범위 내의 모든 값과 증가분을 포함한다. 합금들은 0.5 GPa 초과의 인장 강도(최종 인장 강도)를 보일 수도 있으며, 0.5 GPa 내지 4 GPa 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다. 또한, 합금들은 0.3 GPa 내지 2.0 GPa 범위 내의 항복 강도를 보일 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다. 또한, 합금들은 70 GPa 내지 190 GPa 범위 내의 영 계수(Young's modulus)를 보일 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다. 추가적으로, 합금은 6.5 내지 8.5 g/cm³의 소재 밀도를 보일 수도 있다. 합금은 상술한 결합 특성들 중 어느 하나 이상을 포함할 수도 있다는 것이 이해될 수도 있다.

합금들은 약 < 100,000 K/s의 비정질 금속 형성을 위한 임계 냉각율을 보이는 비정질 형성 화학 구조를 포함할 수도 있으며, 이 범위 내의 모든 값과 증가분들을 포함한다. 일부 예에서, 합금들은 ~10² 내지 ~10⁶ K/s의 냉각율로 응고될 수도 있다. 최종 구조는 주로 비정질 금속을 포함하거나 이에 의해 구성될 수도 있다. 일부 예에서, 최종 구조는 크기가 500 nm 미만의 비정질 금속 및 결정상들을 포함하거나 이들에 의해 구성될 수도 있다. 또한, 합금들은 스피노달 미소성분들을 변환시켜서 그 구조의 적어도 일부를 생산할 수도 있으며, 비정질 기지에서 50 nm 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 결정상들을 포함하거나 이들로 구성될 수도 있다.

합금들은 시트, 박막, 박편, 포일, 리본, 섬유, 분말, 및 와이어를 포함하는 상대적으로 얇은 생성물의 형상으로 가공될 수도 있다. 합금들은 테일러-울리토브스키(Taylor-Ulitovsky) 와이어 제조 공정 및 변형법, 냉금 용융-방사(chill block melt-spinning) 공정 및 변형법, 평면 유동 캐스팅(planar flow casting) 공정 및 변형법, 쌍롤식 캐스팅법(twin roll casting)을 포함하여 다양한 상업적이고 연구적인 스케일의 생산 방법들에 의해 가공될 수 있으며, 이들에 대해서는 후술한다. 생성물의 형상은 두께가 2,000 μm 미만일 수도 있으며, 1 μm 내지 2000 μm 범위 내의 모든 값과 증가분을 포함하고/하거나, 단면 직경이 2,000 μm 미만일 수도 있으며, 1 μm 내지 2000 μm 범위 내의 모든 값과 증가분을 포함한다. 예를 들어, 생성물의 형상들은 두께가 250 μm 미만이거나, 단면 직경이 250 μm 미만일 수도 있다. 또한, 합금들은 펄트루젼 공정(pultrusion process)과 같은 구조물, 독립형 생성물, 섬유 강화재, 구조 강화재, 및 직물을 포함하는 독립형 생성물로서 시트, 포일, 리본, 섬유, 분말, 및 와이어를 포함하여 상대적으로 얇은 생성물의 형상으로 사용될 수도 있다.

향상된 탄소계 섬유와의 특성 비교:

여기에서 주시하고 있는 소재들은 기존의 고강도의 섬유들과 상대적으로 상이할 수 있으며, 통상적으로, 이들은 탄소와 수소를 주로 포함하는 유기 분자들을 포함할 수도 있다. 초기에 널리 알려진 유기 섬유들 중 하나는 듀퐁(DuPont)사에 의해 1935년에 개발된 나일론 6,6이다. 수 십년 동안, 고성능 유기 섬유들은 아라미드 또는 폴리에틸렌 중합체들로부터 개발되어 왔으며, 상업적으로 이용될 수 있었다. 처음으로 개발되었던 아라미드 섬유들은 다른 유기 섬유들 이상의 섬유 특성의 개선을 보여 주었다. 최근에서야, 항공 우주 산업에 일반적으로 사용될 수도 있는 탄소 섬유들이 아라미드 및 폴리에틸렌 섬유 특성들을 능가했지만, 통상적으로, 탄소 섬유들은 섬유 또는 직물이 에폭시 수지를 많이 함유하고 있는 복합 소재에 사용될 수도 있다. 아라미드 및 폴리에틸렌 섬유의 인장 강도는 상대적으로 높을 수도 있으며, 일반적으로, 이들 섬유들은 상대적으로 낮은 밀도로 인해 가벼울 수도 있다. 상이한 타입의 섬유들의 특성들은 동일하지 않을 수도 있는데, 아라미드 섬유들은 이들의 화학 구조로 인해 개선된 내열성을 가질 수도 있고, 폴리에틸렌 섬유들은 낮은 마찰 계수로 인해 개선된 내마모성을 갖는다. 두 섬유들이 보이는 바람직하지 않은 특성은 이들의 기계적, 열적, 그리고 물리적 특성들이 종방향과 횡방향으로 상대적 이방성을 갖는다는 것이다. 섬유들은 섬유가닥 다발로 묶일 수도 있으며, 여기서 종래의 섬유 기술들은 섬유가닥들을 상이한 제직 패턴으로 직물로 짜여질 수 있는 직물용 실들로 결합할 수 있다. 이들 생성물들은 자동차 타이어용 고무 강화재에 사용되거나, 방화복 제작, 방탄 조끼 및 로프 또는 케이블 제조에 사용되고 있다.

케블러(KEVLAR)는 폴리-파라-페닐렌　테레프탈아미드로부터 만들어진 유기 섬유이며, 방향족 폴리아라미드　중합체 패밀리의 일원으로서, 아라미드로 더 일반적으로 알려져 있다. 아라미드 중합체들은 도 1에 나타낸 차이점을 갖는 파라-아라미드 중합체 또는 메타-아라미드 중합체로 구분될 수도 있다. 상업적으로 이용가능한 일반적인 아라미드 섬유들의 경우, KEVLAR®, TWARON®, TECHNORA®, ARMOS®, 및 SVM®는 파라-아라미드 중합체이고, NOMEX® 및 TEIJINCONEX®는 메타-아라미드 중합체이다. 파라-아라미드 중합체에서는 방향족 벤젠 고리에서 서로 맞은 편에 위치하는 탄소 원자들에 아미드기가 첨부되며, 메카-아라미드 중합체에서는 벤젠 고리의 인접하지 않는 탄소 원자들에 아미드기가 첨부된다. 중합체의 화학 구조는 섬유의 미세구조에 영향을 미칠 수도 있으며, 이는 섬유 특성들을 결정할 수도 있다. 파라-아라미드 중합체들은 벤젠 고리의 선형 주사슬로 인해 직선형 분자들을 형성하는 경향이 있을 수도 있으며, 메타-아라미드 중합체들은 굽히거나 꼬인형 분자들을 형성하는 경향이 있을 수도 있다. 직선형 파라-아라미드 분자들의 형성에 대한 기여 요인은 가지화한 원자들이 벤젠 고리의 주사슬을 따라 좌측에서 우측으로 진동한다는 사실이다.

케블러 섬유들이 제조되는 경우, 파라-아라미드 분자들은 도 2에 도시된 것과 같은 수소 결합을 경험하게 될 수도 있다. 주사슬에서 질소 원자들과 결합된 수소원자들은 주사슬의 탄소 원자들과 공유결합된 산소 원자들과 결합된다. 케블러는 섬유 방향으로 상대적으로 높은 인장 강도를 갖지만, 섬유 방향의 수직한 방향으로는 상대적으로 약한 인장 강도를 갖는다. 섬유 방향으로의 인장 상태인 경우, 동일한 수소 결합 모두가 분자의 주사슬을 따라 인가되는 힘에 의해 동시에 끊어져야 하며, 따라서, 분자들을 분리시키기 위해 매우 큰 힘을 요구한다. 그러나, 섬유가 굽혀진 경우와 같은 횡 방향에서는, 수소 결합들이 한번에 하나씩 끊어질 수 있으며, 이는 이렇게 큰 힘을 요구하지 않는다.

케블러 생산을 위한 제조 공정의 일례는 연속 건습식 방사(continuous dry jet wet spinning)를 포함할 수도 있다. 이 공정은 폴리-파라-페닐렌　테레프탈아미드가 고농도의 황산으로 용해되어, 용액 내에서 서로 평행하게 자체 배열될 수도 있는 막대형의 파라-아라미드 분자들로 구성되는 액정 용액의 형성을 초래하는 경우에 시작될 수도 있으며, 이는 전단력(shear force)이 인가되는 경우 특유의 거동을 보일 수도 있다. 이 용액은 흡착된 임의의 산을 중화하고 제거하는 용해된 염기를 포함하는 냉수 용기를 통과하는 연속 섬유들을 형성하는 방적 돌기(spinneret)들을 통해 최적의 고온에서의 전단력에 의해 압출 제작될 수도 있다. 섬유 산업에서 방사라고 지칭되는 압출은 나일론 6,6의 형성과 유사할 수도 있으며, 이는 초기에 막대형 분자들이 인가된 전단력으로 인해 수평하게 배열될 수도 있을 때까지 회전하게 하는 원인이 된다. 압출물이 용액으로부터 추출되기 때문에, 막대형 분자들은 더 가까워 지게 되며, 여기서 수소결합은 이들을 섬유인 초분자 구조(supramolecular structure)로 상호 연결되게 할 수도 있다.

케블러 섬유는 상대적으로 높은 인장 강도로 알려져 있으며, 피로 또는 크리프에 대해서 상대적으로 저항성이 큰 것으로 간주될 수도 있다. 케블러는 상대적으로 낮은 열전도성을 가지며, 이는 케블러 제품이 상대적으로 높은 내열성 및 내염성(flame resistant)을 가질 수도 있다. 케블러는 충분한 온도에서 결과적으로 탄소의 산화에 의해 분해될 수도 있으며, 열 공급원이 제거되는 경우, 섬유 및 직물은 연소되는 것을 멈출 수도 있다. 케블러의 한계들은 기계적, 열적, 그리고 물리적 특성에 관한 이방성으로부터 기인한다. 섬유들은 굽힘, 버클링(buckling), 또는 수직 하중에 의해 손상될 수도 있으며, 압축에 상대적으로 약하다. 느린 산화에 의한 분해의 위험성은 신뢰할 수 있는 사용을 위한 온도 범위를 150℃ 내지 175℃ 미만으로 제한할 수도 있으며, 기계적 특성들은 온도를 증가시킴에 따라 감소할 수도 있다. 기계적 특성들은 또한 습기 함유량에 민감할 수도 있으며, 습기가 추출된다면 회복될 수 있는 경우에도 수분 흡착에 의해 저하될 수도 있다. 또 다른 한계는 케블러는 다른 소재들과 강력한 결합을 형성할 수 없어서 복합재를 위해서는 좋은 선택이 아니라는 것이다. 섬유들은 또한 강산 또는 강염기 환경에 노출되는 경우 비록 상대적으로 산성 환경보다 염기성 환경에서 상대적으로 더 낫다고 하더라도 저하될 수도 있다. 최종적으로, 케블러는 자외선 방사에 영향을 받기 쉬우며, 자외선에 노출되는 경우에 기계적 특성들이 감소될 수도 있다.

스펙트라(SPECTRA)는 폴리에틸렌으로 만들어진 유기 섬유이며, 이 구조에 대한 일례는 도 3에 도시되어 있으며, 하니웰(Honeywell)사에 의해 상용화되었다. 폴리에틸렌은 서로 결합된 에틸렌 분자들의 긴 체인들로 구성된다. 폴리에틸렌은 전세계에 걸쳐 상업적으로 생산된 가장 일반적인 플라스틱 중 하나이고, 그 예는 식료품점 및 편의점에서 발견되는 통상적인 쇼핑백이며, 따라서, 동일한 화학 물질이 고성능의 유기 섬유로 제조될 수 있다는 것은 놀라운 일이 아닐 수 없다. 게다가, SPECTRA®, DYNEEMA®, 및 TEKMILON® 또한 상업적으로 이용가능한 폴리에틸렌 섬유들이다. 폴리에틸렌 내의 수소는 탄소 체인과 매우 단단히 결합되어 있기 때문에, 분자들 간에 수소 결합은 존재하지 않는다. 폴리에틸렌 섬유 미세구조는 약한 분자의 반데르발스 힘에 의해 서로 결합되어 있는 폴리에틸렌 체인으로 구성되며, 이는 최종적인 섬유 특성에 영향을 미친다.

스펙트라는 겔 방사(gel spinning)라고 알려진 공정에 의해 제조될 수도 있다. 높은 분자량의 폴리에틸렌은 휘발성 용매에 용해되어 희석된 등방성 용액을 형성할 수도 있다. 이 용액은 방적 돌기를 통해 인발(draw)되고, 그 다음, 냉수 용기를 통과하여 겔 전구체 섬유(gel precursor fiber)를 형성할 수도 있다. 용매는 전구체 섬유로부터 추출될 수도 있으며, 이 경우 섬유는 열간 인발되어 최종 섬유 제품을 생산할 수도 있다. 스펙트라 섬유들은 아라미드 섬유들에 보다 상대적으로 낮은 비용으로 생산될 수도 있으며, 상대적으로 우수한 진동 감쇄 특성과 함께 상대적으로 높은 인장 강도를 가질 수도 있다. 스펙트라는 상대적으로 낮은 마찰 계수를 보일 수도 있으며, 이는 아라미드 섬유들보다 약 10배 더 우수한 내마모성 및 내피로성을 초래한다. 그 비중이 1 미만이기 때문에, 스펙트라는 상대적으로 낮은 습기 흡착력을 보일 수 있으며, 따라서 내습성 또한 우수한 것으로 간주될 수도 있다. 분자들 간의 반데르발스 힘에 의해 분자들이 결합하고 있다는 사실에서 알 수 있는 바와 같이, 상대적으로 화학적 비활성상태이며, 따라서, 스펙트라가 아라미드 섬유보다 더 우수한 화학적 저항성을 보이는 것으로 간주될 수도 있다.

스펙트라 섬유들의 한계들 또한 기계적, 열적, 그리고 물리적 특성들에 관한 이방성으로부터 기인한다. 147℃의 상대적으로 낮은 녹는점은 100℃ 미만의 적용상태에서의 사용을 제한할 수도 있다. 분자들이 약한 반데르발스 힘에 의해 단지 유지되어 있을 뿐이기 때문에 횡방향 특성들은 더 나쁘며, 이는 또한 약한 내크리프성(creep resistance)의 원인이 된다. 점화된다면 전소될 때까지 계속 연소될 수도 있다. 최종적으로, 다른 소재들과 잘 결합되지 못할 수도 있다.

스피노달 비정질 기지 미소성분 (SGMM) 철 합금은 유사하게 보일 수도 있고, 일부 경우에는, 상술한 중합 물질보다 상대적으로 더 우수한 강도 특성을 보일 수도 있다. 표 1에서는, 기존의 탄소계 고강도 섬유들의 예들과 비교하여, 선택된 SGMM 합금의 특성을 비교한 요약이 제공된다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 본 개시물의 SGMM 합금에서는 인장 강도 값들이 상대적으로 동일한 범위에 있거나 오히려 더 클 수도 있지만, 상대적으로 더 우수한 인장 신율이 획득될 수도 있다.

추가적으로, 탄소계 소재들에서의 신율은 늘려지는 능력(즉, 탄성)을 포함하지만, SGMM 합금들에서의 신율은 탄성과 영구적으로 변형되는 능력(즉, 가소성) 모두를 포함하기 때문에, 신율은 상이한 것으로 간주될 수도 있다. 또 다른 중요 고려사항은 최대 사용 온도가 기존의 탄소계 섬유의 상대적으로 낮은 온도 안정성(100℃ 내지 250℃)에 비해 SGMM 합금에서 상대적으로 더 높게 (465℃ 내지 1000℃) 간주될 수도 있다는 것이다. 탄소계 섬유들은, 예를 들어, 6.5 g/cm³ 내지 8.5 g/cm³의 밀도를 보일 수도 있는 SGMM 합금에 비해 상대적으로 더 낮은 밀도(0.9 내지 1.5 g/cm³)를 보인다. 적용형태에 따라, 밀도에서의 이러한 차이점은 이점과 동시에 단점이 될 수 있다.

초기의 상태에 따라, 탄소계 섬유들은 수분 / 증기에 노출되는 경우의 특성 손실, UV 안정성, 및 온도 변화를 포함하여 환경적 불안정성으로부터 어려움을 겪는다. 이들 민감성 및 연약성은 본 개시물의 SGMM 철 합금에서 관측되지는 않았다. 또한, 탄소계 아라미드 및 폴리에틸렌 섬유들에 관한 제조 접근법 및 최종 제품 형상은 SGMM 철 합금에 관한 가상의 접근법(다음 섹션에서 설명됨)보다 더 상이할 수도 있다.

섬유 특성 요약 및 합금과의 비교

재료	제조사	최대 인장 강도 (GPa)	신율 (%)	계수 (GPa)	밀도 (g/cm³)	최대 온도 (℃)
Spectra Fiber 900	Honeywell	2.6	3.9	73	0.97	--
Spectra Fiber 1000	Honeywell	3.1	3.5	101	0.97	100
Spectra Fiber 2000	Honeywell	3.3	2.8	113	0.97	--
Kevlar 29	Dupont	3.6	3.6	83	1.44	--
Kevlar 49	Dupont	3.6	2.4	124	1.44	250
Vectran	Kuraray	3.2	3.3	91	1.47	150
Technora	Teijin	3.3	4.3	70	1.39	250
PC7E8S1A1	Disclosed Alloy	3.4	5.2	114	7.78	1000
PC7E8S5A1	Disclosed Alloy	3.2	5.2	118	7.73	1000
PC7e8S8A8	Disclosed Alloy	2.7	6.8	119	7.66	470
PC7E9S1A1X5	Disclosed Alloy	3.7	5.7	130	7.73	465
PC7e6Ha*	Disclosed Alloy	4.3	5.3	145	7.75	430

* 16m/s의 휠 접선 속도에서 용융-스펀된(melt-spun) 40μm 두께의 리본

샘플 준비

고순도의 원소들을 사용하여(즉, 98 원자% 이상의 순도를 보이는 경우), 도 2 및 도 3에서 제공되는 원자비에 따라 목표 합금들의 15g의 합금 공급 재료의 무게를 달았다. 그 다음, 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로(copper hearth) 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스(shielding gas)로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거(finger) 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기(helium atmosphere)에서 용융됨으로써 하나의 가공 조건에서 가공되며, 그 다음, 통상적으로 16 또는 10.5 m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다. 표 6에 도시된 바와 같이, 최종 생산된 리본들은 통상적으로 1.25 mm 이하의 폭 및 0.06 내지 0.08 mm의 두께를 갖는다. 이들 굽힘 거동을 포함하여 최종 리본들의 구조 및 특성들은 특정 가공 조건들에 민감하게 의존할 것이라는 것에 주의해야 한다.

합금 원소들의 원자비율

합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co
PC7E7	53.50	16.00	4.50	0.50	15.50	10.00
PC7E8	63.00	12.49	4.54	0.47	16.50	3.00
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
PC7E8S8A6X1	60.18	12.24	4.45	2.46	16.17	4.50
PC7E8S8A6X2	58.68	12.24	4.45	2.46	16.17	6.00
PC7E8S8A6X3	57.18	12.24	4.45	2.46	16.17	7.50
PC7E9S1A1	61.55	16.49	0.00	2.46	16.50	3.00
PC7E9S1A2	60.05	16.49	1.50	2.46	16.50	3.00
PC7E9S1A3	58.55	16.49	3.00	2.46	16.50	3.00
PC7E9S1A4	57.05	16.49	4.50	2.46	16.50	3.00
PC7E9S1A5	55.55	16.49	6.00	2.46	16.50	3.00
PC7E9S1A1X1	60.05	16.49	0.00	2.46	16.50	4.50
PC7E9S1A1X2	58.55	16.49	0.00	2.46	16.50	6.00
PC7E9S1A1X3	57.05	16.49	0.00	2.46	16.50	7.50
PC7E9S1A1X4	55.55	16.49	0.00	2.46	16.50	9.00
PC7E9S1A1X5	54.05	16.49	0.00	2.46	16.50	10.50
PC7E9S1A1X6	52.55	16.49	0.00	2.46	16.50	12.00
PC7E9S1A1X7	51.05	16.49	0.00	2.46	16.50	13.50
PC7E9S1A1X8	49.55	16.49	0.00	2.46	16.50	15.00
PC7E9S1A1X9	48.05	16.49	0.00	2.46	16.50	16.50
PC7E9S1A1X10	46.55	16.49	0.00	2.46	16.50	18.00
PC7E9S1A1X11	45.05	16.49	0.00	2.46	16.50	19.50
PC7E9S1A1X12	43.55	16.49	0.00	2.46	16.50	21.00

합금 원소들의 원자비율

합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co	Ti
PC7E8S2A1	62.37	12.37	4.49	0.47	16.34	2.97	1
PC7E8S2A2	61.74	12.24	4.45	0.46	16.17	2.94	2
PC7E8S2A3	60.48	11.99	4.36	0.45	15.84	2.88	4
PC7E8S2A4	57.96	11.49	4.18	0.43	15.18	2.76	8
합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co	Mo
PC7E8S3A1	62.37	12.37	4.49	0.47	16.34	2.97	1
PC7E8S3A2	61.74	12.24	4.45	0.46	16.17	2.94	2
PC7E8S3A3	60.48	11.99	4.36	0.45	15.84	2.88	4
PC7E8S3A4	57.96	11.49	4.18	0.43	15.18	2.76	8
합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co	Cu
PC7E8S4A1	62.37	12.37	4.49	0.47	16.34	2.97	1
PC7E8S4A2	61.74	12.24	4.45	0.46	16.17	2.94	2
PC7E8S4A3	60.48	11.99	4.36	0.45	15.84	2.88	4
PC7E8S4A4	57.96	11.49	4.18	0.43	15.18	2.76	8
합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co	AI
PC7E8S6A1	61.74	12.24	4.45	0.46	16.17	2.94	2
PC7E8S6A2	60.48	11.99	4.36	0.45	15.84	2.88	4
PC7E8S6A3	57.96	11.49	4.18	0.43	15.18	2.76	8
PC7E8S6A4	55.44	10.99	4.00	0.41	14.52	2.64	12
PC7E8S6A5	52.92	10.49	3.81	0.39	13.86	2.52	16
합금	Fe	B	C	Si	Ni	Co	Ce
PC7E8S7A1	62.37	12.37	4.49	0.47	16.34	2.97	1
PC7E8S7A2	61.74	12.24	4.45	0.46	16.17	2.94	2
PC7E8S7A3	60.48	11.99	4.36	0.45	15.84	2.88	4
PC7E8S7A4	57.96	11.49	4.18	0.43	15.18	2.76	8

밀도

잉곳 형상의 합금들의 밀도는 공기와 증류수 모두에서 무게를 달 수 있도록 특별히 고안해 낸 저울에서 아르키메데스 방법(Archimedes method)에 의해 측정된다. 각각의 합금에 관한 아크-용융된 15g의 잉곳들의 밀도는 표 4에 도표화되어 있으며, 6.90 g/cm³부터 8.05 g/cm³까지 변한다는 것을 알 수 있다. 실험 결과들은 이 기술의 정확도가 ±0.01 g/cm³이라는 것을 알려준다.

합금들의 밀도

합금	밀도 (g/cm³)	합급	밀도 (g/cm³)
PC7E7	7.73	PC7E9S1A1X3	7.73
PC7E8	7.75	PC7E9S1A1X4	7.73
PC7E8S1A1	7.78	PC7E9S1A1X5	7.73
PC7E8S1A2	7.77	PC7E9S1A1X6	7.76
PC7E8S1A3	7.76	PC7E9S1A1X7	7.77
PC7E8S1A4	7.75	PC7E9S1A1X8	7.78
PC7E8S1A5	7.76	PC7E9S1A1X9	7.80
PC7E8S1A6	7.74	PC7E9S1A1X10	7.81
PC7E8S1A7	7.72	PC7E9S1A1X11	7.82
PC7E8S1A8	7.69	PC7E9S1A1X12	7.83
PC7E8S1A9	7.75	PC7E8S2A1	7.70
PC7E8S1A10	7.70	PC7E8S2A2	7.63
PC7E8S1A11	7.66	PC7E8S2A3	7.48
PC7E8S1A12	7.63	PC7E8S2A4	7.23
PC7E8S1A13	7.74	PC7E8S3A1	7.78
PC7E8S1A14	7.68	PC7E8S3A2	7.82
PC7E8S1A15	7.64	PC7E8S3A3	7.89
PC7E8S1A16	7.60	PC7E8S3A4	8.05
PC7E8S8A1	7.77	PC7E8S4A1	7.76
PC7E8S8A2	7.75	PC7E8S4A2	7.77
PC7E8S8A3	7.74	PC7E8S4A3	7.79
PC7E8S8A4	7.72	PC7E8S4A4	7.82
PC7E8S8A5	7.70	PC7E8S6A1	7.68
PC7E8S8A6	7.68	PC7E8S6A2	7.53
PC7E8S8A7	7.67	PC7E8S6A3	7.34
PC7E8S8A8	7.66	PC7E8S6A4	7.10
PC7E8S8A6X1	7.68	PC7E8S6A5	6.90
PC7E8S8A6X2	7.70	PC7E8S7A1	7.71
PC7E8S8A6X3	7.72	PC7E8S7A2	7.66
PC7E9S1A1	7.68	PC7E8S7A3	7.63
PC7E9S1A2	7.63	PC7E8S7A4	7.55
PC7E9S1A3	7.59
PC7E9S1A4	7.56
PC7E9S1A5	7.44
PC7E9S1A1X1	7.75
PC7E9S1A1X2	7.73

열분석

열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 퍼킨 엘머(Perkin Elmer) DTA-7 시스템의 응고 리본 구조 상에서 수행되었다. 시차 열분석(DTA) 및 시차 주사 열량측정(DSC)이 초고순도의 아르곤을 흐르게 함으로써 산화 방지된 샘플들에 10℃/min의 가열율로 수행되었다. 표 5에서, 비정질에서 결정질로의 변환에 관한 DSC 데이터가 10.5 m/s로 용융-분사되었던 합금들에 대해 보여진다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 대부분의 샘플들은 비정질에서 결정질로의 변환을 보이며, 이는 분사 상태가 상당한 분율의 비정질 금속을 포함한다는 것을 증명한다. 도 4에서, 대응하는 DTA 플롯은 10.5 m/s로 용융-분사된 PC7E8S1A1, PC7E8S1A2, PC7E8S1A3, PC7E8S1A4, PC7E8S1A5, 및 PC7E8S1A6 합금에 관한 것을 도시한 것이다. 비정질에서 결정질로의 변환은 366℃부터 633℃까지의 온도 범위 내에서, -8.9 J/g 내지 -173.9 J/g의 엔탈피 변환을 갖는 하나 또는 두 개의 스테이지에서 발생한다.

10.5 m/s 속도에서 비정질에서 결정질로의 변환에 대한 DSC데이터

합금	유리	피크 #1	피크 #1	△H	피크 #2	피크 #2	△H
합금	유리	시작 (℃)	피크 (℃)	(-J/g)	시작 (℃)	피크 (℃)	(-J/g)
PC7E7	Y	468	473	127.2
PC7E8	Y	433	444	46.2	476	481	99.0
PC7E8S1A1	N
PC7E8S1A2	N
PC7E8S1A3	N
PC7E8S1A4	Y	435	450	164.0
PC7E8S1A5	Y	366	403	22.2	461	470	55.3
PC7E8S1A6	Y	422	438	53.2	470	479	107.3
PC7E8S1A7	Y	440	449	24.4	471	477	75.5
PC7E8S1A8	Y	447	455	10.7	471	476	39.4
PC7E8S1A9	Y	427	434	10.0	440	451	84.4
PC7E8S1A10	Y	445	467	122.0
PC7E8S1A11	Y	463	470	117.1
PC7E8S1A12	Y	466	471	122.0
PC7E8S1A13	Y	451	460	133.1
PC7E8S1A14	Y	461	467	122.3
PC7E8S1A15	Y	470	476	115.9
PC7E8S1A16	Y	506	532	17.0
PC7E8S8A1	Y	432	447	173.9
PC7E8S8A2	Y	433	444	46.2	476	481	99.0
PC7E8S8A3	Y	436	446	38.7	479	485	72.9
PC7E8S8A4	Y	443	453	36.7	485	491	74.0
PC7E8S8A5	Y	453	464	34.9	491	498	64.4
PC7E8S8A6	Y	466	474	49.7	495	507	39.8
PC7E8S8A7	Y	466	475	54.8	504	513	68.0
PC7E8S8A8	Y	476	484	42.0	510	522	14.0
PC7E8S8AX1	Y	456	464	21.5	488	497	7.8
PC7E8S8AX2	Y	455	464	13.5	490	498	2.5
PC7E8S8AX3	Y	455	463	8.9	491	499	1.9
PC7E9S1A1	Y	461	467	60.0	475	480	87.0
PC7E9S1A2	Y	469	475	131.0	606	618	7.7
PC7E9S1A3	Y	476	482	120.0
PC7E9S1A4	Y	496	502	134.0
PC7E9S1A5	Y	497	502	133.0
PC7E9S1A1X1	Y	463	468	50.0	476	483	76.0
PC7E9S1A1X2	Y	462	467	50.0	477	484	81.0
PC7E9S1A1X3	Y	465	473	53.0	479	486	54.0
PC7E9S1A1X4	Y	463	470	49.6	480	487	54.6
PC7E9S1A1X5	Y	465	471	15.2	482	490	15.3
PC7E9S1A1X6	Y	465	472	18.0	483	490	26.0
PC7E9S1A1X7	Y	463	471	25.6	484	491	36.0
PC7E9S1A1X8	Y	466	472	24.0	483	491	34.9
PC7E9S1A1X9	Y	465	472	12.0	487	492	15.9
PC7E9S1A1X10	Y	456	468	24.1	488	494	60.3
PC7E9S1A1X11	Y	461	472	10.3	491	496	15.8
PC7E9S1A1X12	Y	461	473	26.5	492	498	40.6
PC7E8S2A1	Y
PC7E8S2A2	Y
PC7E8S2A3	Y
PC7E8S2A4	N
PC7E8S3A1	N
PC7E8S3A2	Y	431	442	42.0	497	502	58.5
PC7E8S3A3	Y	431	440	33.6	503	508	54.2
PC7E8S3A4	Y	444	457	16.9	535	544	61.3
PC7E8S4A1	Y	433	444	46.2	476	481	99.0
PC7E8S4A2	Y	405	415	39.5	469	474	71.0
PC7E8S4A3	N
PC7E8S4A4	N
PC7E8S6A1	N
PC7E8S6A2	N
PC7E8S6A3	N
PC7E8S6A4	N
PC7E8S6A5	N
PC7E8S7A1	Y	432	443	33.6	503	511	41.7
PC7E8S7A2	Y	443	456	7.7	515	522	4.1
PC7E8S7A3	Y	480	493	62.6	596	605	4.1
PC7E8S7A4	Y	556	562	16.0	622	633	12.3

굽힘 거동

완전히 평평하게 굽혀진 리본의 능력은 연성이 좋은 조건을 나타내며, 이로써 높은 변형이 상대적으로 전통적인 굽힘 시험에 의해 측정되지 않고도 획득될 수 있다. 리본들이 그들 주위에서 완전히 접히는 경우, 복잡한 기계학적 계산으로부터 도출되는 바와 같이, 119.8% 정도의 높은 변형을 경험할 수도 있다. 실제로, 이러한 변형은 리본의 인장 측면에서 ~57% 내지 ~97% 변형 범위에 있을 수도 있다. 180°굽혀진 (즉, 수평인) 동안, 4가지 타입의 거동(동작)(behavior)이 관측되는데; 타입 1 거동 - 끊어짐 없이 굽힐 수 있음, 타입 2 거동 - 휠 측면을 갖는 일 측면 상으로 굽힐 수 있음, 타입 3 거동 - 자유 측면을 갖는 일 측면 상으로 굽힐 수 있음, 및 타입 4 거동 - 양 측면 상으로 굽힐 수 있음. "휠 측면"에 대한 언급은 용융 분사 중에 휠과 접촉하는 리본의 측면으로서 이해될 수도 있다. 표 6에서는, 특정 거동 타입을 포함한 180°굽힘 결과들의 요약을 10.5 m/s로 가공된 연구 합금에 관해 나타내고 있다. 도 5에서, 광학 사진들은 4가지 상이한 타입의 굽힘 거동의 예들을 나타내는 180°굽힘 후의 다양한 리본 샘플들에 관해 보여준다. 관측된 굽힘 거동은 샘플 준비 섹션에서 리스트화된 특정 조건 하에서 가공된 특정 합금을 대표한다는 것에 주의해야 한다. 또 다른 가공 파라미터들이 굽힘 가공성(bendability)을 변경할 수 있을 것이다. 예를 들어, 표 6에서 타입 1 굽힘 거동을 경험한 합금은 바람직한 SGMM 구조가 획득될 만큼 긴 상이한 가공 조건들 하에서 타입 2, 3, 또는 4 굽힘 거동을 획득할 것으로 기대될 수도 있다.

10.5 m/s 속도에서 리본 두께와 벤딩 거동(behavior) 요약

합금	두께 (μm)	벤딩 응답 합금	거동 타입
PC7E7	70 to 80	프리 측면 변형 가능	타입 3
PC7E8	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A1	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A2	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A3	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S1A4	70	분리된 스폿부분 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S1A5	70	양층면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A6	70	분리된 스폿부분 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S1A7	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형 가능	타입 2
PC7E8S1A8	70	분리된 스폿부분 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S1A9	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S1A10	70	양측면 변형가능; 분리된 스폿부분 파괴	타입 4
PC7E8S1A11	70	분리된 스폿부분 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S1A12	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A13	70	양측면 변형가능; 휠 측면의 분리된 스폿부분 파괴	타입 4
PC7E8S1A14	70	프리 측면 변형 가능	타입 3
PC7E8S1A15	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S1A16	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S8A1	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S8A2	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형 가능	타입 2
PC7E8S8A3	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형 가능	타입 2
PC7E8S8A4	70	전체 길이 따라 휠 측면 변형 가능	타입 2
PC7E8S8A5	70	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S8A6	70	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S8A7	70	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S8A8	70	휠측면 변형가능; 분리된 스폿부분 파괴	타입 2
PC7E8S8A6X1	70	전체 길이 따라 양 측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S8A6X2	70	양측면 변형가능; 분리된 스폿부분 파괴	타입 4
PC7E8S8A6X3	70	휠 측면만 변경가능	타입 2
PC7E9S1A1	70-80	전체 길이 따라 양 측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A2	80	전체 길이 따라 양 측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A3	80	양측면 변형가능; 분리된 스폿부분 파괴	타입 4
PC7E9S1A4	70-80	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E9S1A5	60-70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E9S1A1X1	60-70	양측면 변형가능; 분리된 스폿부분 파괴	타입 4
PC7E9S1A1X2	60-70	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X3	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X4	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X5	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X6	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X7	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X8	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X9	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X10	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X11	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E9S1A1X12	70-80	전체 길이 따라 양측면 변형 가능	타입 4
PC7E8S2A1	80	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S2A2	80	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S2A3	90	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S2A4	110	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S3A1	80	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S3A2	80	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S3A3	70	분리된 스폿부분 휠 측면 변형가능	타입 2
PC7E8S3A4	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S4A1	80-90	전체 길이 따라 휠측면 변형 가능	타입 2
PC7E8S4A2	80-90	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S4A3	80-90	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S4A4	80-90	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S6A1	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S6A2	30	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S6A3	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S6A4	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S6A5	70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S7A1	60-70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S7A2	60-70	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S7A3	50-60	양측면 모두 브리틀	타입 1
PC7E8S7A4	50-60	양측면 모두 브리틀	타입 1

인장 특성

금속 리본의 기계적 특성들은 마이크로 스케일의 인장 시험을 사용하여 실온에서 획득되었다. 시험은 MTEST 윈도우 소프트웨어 프로그램에 의해 모니터링되고 제어되며, 풀럼(Fullam)사에 의해 만들어진 상업적 인장 스테이지에서 수행되었다. 변형이 그립핑 시스템(gripping syste)을 통해 스텝핑 모터에 의해 인가되었으며, 부하는 하나의 그립핑 죠(gripping jaw)의 끝에 연결된 부하 셀에 의해 측정되었다. 전위는 2개의 그립핑 죠에 부착되어 게이지 길이(gauge length)의 변화를 측정하는 선형 가변 차동 변환기(LVDT)를 사용하여 획득되었다. 시험 전에, 두께 및 폭은 게이지 길이의 상이한 위치에서 적어도 3번 세밀하게 측정되었다. 게이지 두께 및 폭으로서 평균값들이 기록되었으며, 후속 응력 및 변형 계산을 위한 입력 파라미터로서 사용되었다. 인장 시험을 위한 초기 게이지 길이는, 2개의 그립핑 죠의 앞면 간의 리본 스팬(span)을 정확하게 측정함으로써, ~7 mm 또는 ~9 mm에서 리본이 고정된 후에 결정되는 정확한 값으로 설정되었다. 모든 시험들은 ~0.001 S^-1의 변형률을 가지고 전위 제어 하에서 수행되었다. 표 7에는, 전체 신율, 항복 강도, 최종 인장 강도, 영 계수, 레질리언스 계수(Modulus of Resilience)를 포함한 인장 시험 결과들의 요약이, 10.5 m/s로 용융-분사된 경우, 각 합금에 관해 도시되어 있다. 도 3, 4, 및 5에서, 인장 응력-변형 곡선의 예들이 도시되어 있다. 표 7에 도시된 결과들은 장비의 컴플라이언스를 위해 조정되었으며, 7 내지 9 mm의 긴 게이지 길이로 측정되었다는 것에 주의해야 한다. 또한, 용융-분사 공정으로부터 발생하는 우발적인 매크로 결함들이 감소된 특성을 갖는 국소 지역을 유발할 수도 있기 때문에 각각의 개별적인 샘플이 3회 측정되었다는 것에 주의해야 한다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 인장 강도 값들은 상대적으로 높고, 1.08 GPa부터 3.70 GPa까지 다양하며, 전체 신율 값들 또한 매우 높고, 1.72%부터 6.80%까지 다양하다. 강도와 연성의 조합은 기존의 소재들에서는 예외적이고 알 수 없는 것으로 간주될 수도 있다. 기본적으로 비정질 구조를 갖지만 결정 금속과 같이 변형 경화를 보이는 샘플들의 능력은 다른 비정질 금속 샘플들에서 발견될 수 있는 것에 반하는 것으로 간주될 수도 있다.

10.5 m/s 속도에서 인장 테스트 결과 요약

합급	총 신율 (%)	항복 강도 (GPa)	UTS (GPa)	영률 (GPa)	복원률 (MPa)
PC7e7	2.43	1.40	2.70	139.0	2.96
	1.54	1.30	1.34	105.7	3.59
	2.16	1.07	1.83	125.0	2.06
PC7e8	4.16	1.00	2.68	124.6	4.01
	2.43	0.93	1.48	116.1	3.72
	3.61	0.70	2.38	126.1	1.94
PC7E8S1A1	2.85	0.98	1.45	106.2	5.52
	3.26	1.15	1.68	117.5	5.60
	2.87	0.85	1.42	104.0	3.47
PC7E8S1A2	2.56	0.98	1.41	104.4	4.60
	2.07	1.09	1.49	131.4	4.52
	2.43	1.12	1.48	131.0	4.79
PC7E8S1A3	2.98	1.02	1.98	130.5	3.99
	2.77	1.06	1.75	124.2	4.52
	2.83	0.46	1.15	119.3	0.89
PC7E8S1A4	2.00	0.70	1.23	125.1	1.96
	3.81	0.54	1.38	73.8	1.96
	2.58	0.37	1.19	92.7	0.74
PC7E8S1A5	3.04	0.64	2.01	112.5	1.82
	3.94	0.79	2.38	121.1	2.58
	3.21	0.77	1.94	112.1	2.64
PC7E8S1A6	2.33	0.76	1.57	123.3	2.34
	2.33	0.62	1.50	116.1	1.66
	4.27	0.87	2.76	128.7	2.94
PC7E8S1A7	4.99	0.65	2.79	115.3	1.83
	4.53	0.54	2.49	104.9	1.39
	4.42	0.81	2.74	138.7	2.48
PC7E8S1A8	3.75	0.97	2.09	103.5	4.54
	6.09	0.77	3.15	119.3	2.48
	2.40	0.98	1.93	129.7	3.70
PC7E8S1A9	2.80	0.51	1.92	137.5	0.95
	3.08	0.53	1.76	116.3	1.21
	3.73	0.68	2.45	116.3	1.99
PC7E8S1A10	4.02	1.04	2.67	121.6	4.45
	3.93	0.84	2.54	119.0	2.96
	4.02	0.77	2.51	117.1	2.53
PC7E8S1A11	1.72	0.58	1.08	119.7	1.41
	2.65	0.94	1.41	104.4	4.23
	2.10	0.97	13.4	111.6	4.22
PC7E8S1A12
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S1A13	4.39	0.59	2.59	121.1	1.44
	3.95	1.21	2.42	121.9	6.00
	4.69	0.82	2.42	97.2	3.46
PC7E8S1A14	4.94	0.97	2.40	107.1	4.39
	3.38	0.75	1.91	113.4	2.48
	5.66	1.23	2.31	82.4	9.18
PC7E8S1A15	2.16	0.96	1.26	109.4	4.21
PC7E8S1A15	2.60	1.14	1.39	105.8	6.14
	2.08	1.33	1.36	131.4	6.73
PC7E8S1A16
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S8A1	5.70	0.93	2.47	104.8	4.13
PC7E8S8A1	3.93	0.80	2.11	112.5	2.84
	5.67	0.66	2.15	86.0	2.53
PC7E8S8A2	4.77	0.75	2.35	109.8	2.56
	5.66	0.98	2.83	113.8	4.22
	4.57	1.16	2.52	100.0	6.73
PC7E8S8A3	3.05	1.20	1.80	106.6	6.75
	4.41	1.16	2.21	92.7	7.26
	3.06	1.14	1.81	105.7	6.15
PC7E8S8A4	2.61	0.87	1.37	96.8	3.91
	2.56	0.96	1.51	105.8	4.36
	2.59	0.86	1.37	93.2	3.97
PC7E8S8A5	5.29	0.69	2.58	112.9	2.11
	5.24	1.18	2.47	100.0	6.96
	5.94	1.02	2.63	96.8	5.37
PC7E8S8A6	5.96	1.16	2.93	104.8	6.42
	4.65	1.12	2.52	105.8	5.93
	4.31	1.73	3.32	157.4	9.51
PC7E8S8A7	2.58	0.58	2.09	148.5	1.13
	5.04	1.06	2.98	121.5	4.62
	4.45	1.03	2.75	123.3	4.30
PC7E8S8A8	6.80	0.63	2.69	118.8	1.67
	5.17	0.56	2.12	104.4	1.50
	4.92	0.72	3.45	149.3	1.74
PC7E8S8A6X1	4.87	1.04	3.05	124.0	4.36
	4.33	0.82	2.95	144.6	2.33
	4.26	0.82	2.92	115.4	2.91
PC7E8S8A6X2	4.45	1.01	2.79	132.2	3.86
	4.77	0.94	2.83	120.2	3.68
	4.21	1.05	3.03	125.2	4.40
PC7E8S8A6X3	4.07	0.90	2.98	148.4	2.73
	3.71	0.82	2.76	139.6	2.41
	4.33	0.92	2.89	147.9	2.86
PC7E9S1A1X1	4.67	1.05	2.72	114.5	4.81
	4.77	1.65	3.21	142.0	9.59
	2.72	1.36	2.27	164.2	5.63
PC7E9S1A1X2	4.51	1.34	3.21	146.4	6.13
	4.27	0.97	3.15	152.3	3.09
	3.84	1.98	3.30	172.0	11.40
PC7E9S1A1X3	5.58	0.81	2.64	105.8	3.10
	4.77	0.95	2.36	110.7	4.08
	4.45	1.06	2.35	117.8	4.77
PC7E9S1A1X4	4.59	1.07	2.93	123.6	4.63
	4.62	0.67	2.91	134.5	1.67
	4.25	0.75	3.34	153.2	1.84
PC7E9S1A1X5	4.64	0.97	3.19	151.5	3.11
	5.66	1.30	3.70	129.2	6.54
	4.31	0.71	2.76	122.7	2.05
PC7E9S1A1X6	4.07	0.61	3.17	152.7	1.22
	5.11	0.88	2.97	128.4	3.02
	3.82	0.35	2.90	149.9	0.41
PC7E9S1A1X7	4.46	0.51	3.09	140.6	0.92
	5.17	0.51	2.80	133.7	0.97
	3.87	1.16	3.16	156.1	4.31
PC7E9S1A1X8	4.65	0.92	3.07	131.8	3.21
	3.87	0.95	3.12	154.2	2.93
	4.30	0.58	3.13	162.7	1.03
PC7E9S1A1X9	5.36	0.89	2.93	133.5	2.97
	4.28	0.65	2.75	141.6	1.49
	3.87	1.09	3.17	156.2	3.80
PC7E9S1A1X10	3.89	0.56	2.52	152.3	1.03
	3.91	0.54	2.67	156.0	0.93
	3.66	1.28	3.07	161.1	5.09
PC7E9S1A1X11	4.05	0.67	2.38	111.9	2.01
	3.97	0.65	2.66	118.8	1.78
	2.98	0.89	2.39	128.5	3.08
PC7E9S1A1X12	4.35	0.76	2.85	127.2	2.27
	4.33	0.68	2.58	118.2	1.96
	4.60	0.71	2.67	113.2	2.23
PC7E8S2A1
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S2A2	4.81	1.29	2.77	122.8	6.78
	3.00	1.03	1.86	123.3	4.30
	4.09	0.92	2.35	113.8	3.72
PC7E8S2A3
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S2A4
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S3A1
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S3A2	2.67	0.74	1.92	134.3	2.04
	2.80	0.65	1.74	115.8	1.82
	2.63	0.47	1.43	112.7	0.98
PC7E8S3A3	2.71	0.61	1.77	125.8	1.48
	2.54	0.65	1.68	116.6	1.81
	3.10	0.67	2.18	138.4	1.62
PC7E8S3A4	2.92	1.26	1.97	126.8	6.26
	3.57	0.81	2.85	139.4	2.35
	2.84	0.57	2.22	168.3	0.97
PC7E8S4A1	5.48	0.56	2.94	131.0	1.20
	6.00	0.70	2.30	105.8	2.32
	5.08	0.90	2.34	108.0	3.75
PC7E8S4A2
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S4A3
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S4A4
	클램프되면 리본은 파괴됨, 테스트에 너무 브리틀(brittle)함

PC7E8S6A1
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S6A2
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S6A3
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S6A4
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S6A5
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S7A1
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S7A2
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S7A3
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E8S7A4
	The ribbon is broken when clamped, too brittle for testing

PC7E9S1A1	3.56	0.83	2.22	119.5	2.88
	3.52	0.68	2.02	110.7	2.09
	3.98	1.04	2.03	101.8	5.31
PC7E9S1A2	4.87	0.73	2.97	125.6	2.12
	2.90	1.82	2.01	113.2	14.62
	4.18	0.67	2.53	110.5	2.03
PC7E9S1A3	4.68	0.89	2.80	137.2	2.88
	3.92	0.71	2.43	127.7	1.97
	4.33	1.06	3.14	141.3	3.97
PC7E9S1A4	3.89	0.67	2.57	134.6	1.66
	3.60	0.61	2.45	137.5	1.35
	3.92	0.70	2.45	129.0	1.90
PC7E9S1A5	2.43	0.51	2.20	159.5	0.81
	2.89	0.69	2.40	142.8	1.67
	3.83	0.85	2.79	138.7	2.60

도 9는 예시적인 소재 부류들에서 발견되 인장 강도 및 인장 신율의 조합을 나타내는 연구 데이터의 요약을 나타낸 것이다. 도시된 바와 같이, 인장 강도가 증가함에 따라, 인장 신율은 감소하며, 인장 신율이 증가함에 따라, 인장 강도는 감소한다. 이는 실온에서의 종래의 소재들에서 변형은 전위들의 이동에 의해 주로 발생하지만 강도의 증가는 전위 이동의 억지에 의해 주로 발생할 수도 있기 때문이며, 이는 제어가능한 방법으로 결함을 소재에 주입하거나 엔지니어링함으로써 획득될 수도 있다.

임의의 특정 이론으로 제한되지 않도록 하기 위해, 다음은 측정된 SGMM 샘플들에서의 인장 신율(> 1%, 1% 내지 7% 범위에서 모든 값 및 증가분을 포함함)의 관측된 거동을 설명할 수도 있는 잠재적 메커니즘이다. 비정질 금속에서, 소성 변형은 실온에서 상대적으로 이질적일 수도 있으며, 종종 전단 변환 존이라고 호칭되는 얇은 전단 밴드에서 발생할 수도 있다. 좁은 밴드들에 대한 상대적으로 높은 응력의 집중 및 전단 밴드가 치명적 고장을 보이는 경향으로 인해, 비정질 금속에서의 전체 소성 전체가 상대적으로 낮아질 수도 있다. 2가지 주요 요인들, 전단 밴드 결정핵 생성 및 전단 밴드 성장은 전체 소성을 증가시키기 위해 동시에 최적화될 필요가 있을 수도 있다. 전단 밴드에 관한 결정핵 생성 에너지 장벽을 감소시킴으로써, 전단 밴드의 결정핵 생성은 더 쉬워질 수도 있다. 성장을 위해 에너지 장벽을 높이는 것을 통해, 전단 밴드 성장하는 것이 더 어렵게 만들 수도 있으며, 둔화, 가지화, 및 다중화를 촉진할 수도 있다.

다시, 임의의 이론에 의해 제한되지 않도록 하기 위해, 실험적 데이터와 이론적 데이터의 조합은 다음의 잠재적 변형 메커니즘이 발생되는 것을 제안한다. 특정 전단 밴드 밀도가 제대로 연구되지 않았기 때문에 다양한 합금의 결과로서 결정핵 생성 장벽이 어떻게 변하는지는 알려져 있지 않다. 그러나, 화학적 변화가 분자 회합의 성질 변화, 이들의 패킹 변화, 및 자유 부피 변화를 유발시키는 원인이 될 수도 있다. 이는 새로운 전단 밴드들의 결정핵 생성을 촉진하고 전반적 소성 증가에 기여할 수 있는 특정 결함 자리들을 차례로 변경할 수도 있다. 동시에, 기존 소재들은 전단 밴드 결정핵 생성 자리들의 고갈 또는 상한에 도달할 수도 있다.

스피노달 비정질 기지 미소성분(SGMM)이라고 지칭되는 새로운 타입의 나노 스케일의 구조를 얻음으로써 새로운 합금들이 전단 밴드 성장을 감소시킬 수 있는 능력을 갖는다는 증거가 존재한다고 믿어진다. 전단 변형은 팽창을 요구하고 자유 부피의 생성을 필요로 하는 것으로 이해되고 있다. 자유 부피는 변형 연화 및 치명적 고장을 유발할 수도 있는 국소적 점성 감소(decrease in viscosity)를 촉진할 수도 있다. 이 메커니즘은 유발 전단 밴드 둔화(ISBB)라고 지칭되며, 이는 국소 변형 유발 변화(LDIC)에 의해 작동될 수도 있다. LDIC는 ISBB를 보장할 수도 있는 3가지 주요한 타입의 동시적인 변화를 나타낸다. LDIC의 제1 타입은 기존의 나노입자상의 상 성장을 포함하는 것으로 이해되고 있다. 이러한 상 성장은 전체 상 경계의 감소를 초래할 수도 있으며, 전체 밀도의 증가를 초래할 수도 있어서, 전체 이용가능한 자유 부피는 감소하게 된다. 인-시투(in-situ) 나노 결정화라고 지칭되는 제2 타입의 LDIC는 높은 하중으로 발견되는 국소적인 온도 상승으로부터 발생하는 것으로 이해되고 있다. 비정질 기지에서 결정들의 높은 분율(fraction)은 점성을 증가시킬 수도 있으며 변형 연화 및 일방적인 전단 성장을 보상할 수도 있다. 제3 타입의 LDIC는 전단 밴드에서 생성될 수도 있는 자유 부피를 감소시키기 위해 작용할 수도 있다고 믿어지는 상변화에 관한 것이다. 기대되는 스피노달 상들은 가깝게 패킹된 결정 구조(즉, FCC/HCP)라고 믿어진다. 응력의 상호작용하는 경우, 응력 유발 변화들은 가깝게 패킹된 구조를 가깝지 않게 패킹된(즉, BCC) 결정 구조로 변경할 것으로 예상된다. 따라서, 점성을 증가시킴으로써 가공 연화를 효과적으로 방지하기 위해, 균일한 분포를 갖는 고밀도의 나노입자들을 유발시키는 LDIC가 상대적으로 효과적일 수도 있다.

상대적으로 높은 굽힘 연성 및 상대적으로 상당한 신율은, ~10⁴ 내지 ~10⁶ K/s의 높은 냉각율을 갖는 0.015부터 0.12 mm까지 두께의 SGMM 구조를 보이는 합금에서 유지될 수도 있다. 표 8에서는, 소재 형성, 두께, 냉각율 요약들이, 기존의 제조 공정에 의해 현재 생산될 수도 있는 것들의 예시로서 이해되는 것과 SGMM 합금들에 관한 비교로서 보여질 수 있다. 상업적 제조 공정들은 아래에 상세히 설명되어 있다. 도시된 바와 같이, 연성이 표 2 및 3의 SGMM 합금들에서 관측되고 있는 두께는 리스트화되어 된 상업적 공정 기술에 의해 생산되는 두께의 범위 내에 있다. 특정 구조 및 최종 특성의 원인이 되는 냉각율 또한 그 범위 내에 있다.

현존하는 상업적 처리 방법의 요약

방법	재료 형태	전형적인 두께	냉각속도
합금의 용융-스피닝	리본	0.015 to 0.12mm*	~10⁴to ~ 10⁶ K/s
용융-스피닝/제트 캐스팅 상업적 방법	리본	0.02 to 0.07mm	~10⁴ to ~ 10⁶ K/s
와이어 캐스팅 방법	원형 단면 와이어	0.3 to 0.15mm	~10⁵ to ~ 10⁶ K/s
테일러-유리토프스키 와이어 캐스팅 방법	라운드 와이어	0.02 to 0.01mm	~10³ to ~ 10⁶ K/s
평면 흐름 캐스팅 시트 방법	얇은 시트/포일	0.02 to 0.08mm	~10⁴to ~ 10⁶ K/s

*연성 응답을 나타내는 두께의 범위

용융-분사 공정에서, 액체 용융물은 급속하게 움직이는 구리 휠 상으로 기체 압력을 사용하여 분출될 수도 있다. 연속되거나 끊어진 길이의 리본은 통상적으로 1 내지 2 mm의 폭 및 0.015 내지 0.15 mm 두께로 생산되며, 이는 용융 방사된 소재들의 점성 및 표면 장력과 휠의 접선 속도에 따라 다르다. SGMM 합금의 경우, 일반적으로 리본들은 실험실 스케일의 시스템을 사용하여 25 m의 길이까지 연속하여 생산될 수도 있다 (도 10). 자성 소재에 사용되는 기존의 상업적 시스템은 제트 캐스터(jet casters)로 알려져 있을 수도 있다. 상업적 제트 캐스팅 시스템은 동남아시아의 마그네퀀치 인터내셔널(Magnequench International)사 및 프랑스의 생-고뱅(Saint-Gobain)사에 의해 운영되는 것으로 알려져 있다.

와이어 캐스팅 공정는 변형된 용융-분사 방식으로 이해될 수도 있는데, 이로써 용융 액체가 구리 휠이 대신에 회전하는 퀀칭액으로 분출된다. 최종 생성물은 0.1 내지 0.15 mm의 직경으로 통상적으로 생산되는 원형 단면부를 갖는 연속 와이어이다. 피닉스 싸이(Phoenix Sci)사에 의해 판매되는 것을 포함하여 다양한 연구 시스템이 이용가능하다.

원형 단면부를 갖는 작은 직경의 와이어를 생산하는 공정은 테일러-울리토브스키 공정이라고 지칭된다. 이 와이어 제조 공정에서 분말, 잉곳, 또는 와이어/리본 형상의 금속 공급 재료는 일단이 닫힌 유리 튜브, 통상적으로 보로실리케이트 조성물 (borosilicate composition) 내부에서 유지되고 있다. 이 튜브의 일단은 유리를 연화시키기 위해 금속부가 액체 상태에 있지만 유리가 연화만 되고 용융되지 않는 온도로 가열된다. 용융 액체를 포함하는 유리는 인발되어 금속 코어를 포함하는 미세한 유리 캐필러리(glass capillary)를 생산할 수 있다. 적절한 인발 조건들에서, 용융 금속이 유리 캐필러리를 채우며, 금속 코어가 유리 쉘(glass shell)에 의해 코팅된 마이크로 와이어가 생산된다. 최근 몇 년 동안, 공정들은 분말 또는 와이어/리본을 소재로 사용하여 금속 드롭(metal drop)을 계속 피딩함으로써 연속적인 것으로 변환되어 왔다.

테일러-울리토브스키 공정에서 사용되는 유리의 양은 인덕터 존(inductor zone)을 통해 유리 튜브로 계속 피딩함으로써 균형 잡힐 수도 있는 반면에, 금속 코어의 형성은 마스터 합금 방울(master alloy droplet)의 초기 양에 의해 제한될 수도 있다. 마이크로 와이어의 미세구조( 및 그에 따른 특성들)은 주로 냉각율에 의존하며, 이는 금속이 수신코일로 가는 도중에 가득찬 캐필러리가 냉각액(물 또는 기름) 스트림으로 들어가는 경우 냉각 메커니즘에 의해 제어될 수 있다. 이 공정에서 상대적으로 10⁴ 내지 10⁶ K/s의 높은 냉각율이 획득될 수 있다. 이 방법에 의해, 통상적으로 2 내지 20 μm 두께의 유리 코팅을 갖는 1 내지 120 μm 범위의 금속 코어가 생산될 수 있다. 유리 코팅은 기계적으로 제거되거나 산에 의한 용해와 같은 화학적 방법에 의해 제거될 수도 있다.

평면 유동 캐스팅법은 연속 시트 형상의 넓은 리본을 생산하는 기술로 이해될 수도 있다. 18.4" (215 mm)까지의 시트 폭은 통상적으로 0.016 내지 0.075 mm 두께를 갖는 상업적 기준에 따라 생산될 수도 있다. 시트들의 생산 후에, 개별적인 시트들은 온압착되어(warm pressed) 시트의 압착물로 롤-결합된다. 이 기술은 5 내지 20개의 개별적인 시트들을 결합하지만, 50개 이상의 시트들의 결합도 가능하다.

높은 인장 강도 및 상당한 인장 신율을 포함하여 바람직한 특성들의 조합으로 인해, 섬유, 리본, 직물, 포일, 또는 이들의 조합물은 고가의 목표물을 보호하기 위한 독립형 장갑 패널(stand alone armor panel) 및 직물뿐 아니라 안면보호마스크, 조끼, 또는 의류와 같은 다른 아이템들을 포함하여 개인 및 차량에 상당한 방탄 특성을 제공할 수 있을 것이다. 리본, 섬유, 및 와이어 형상들은 제직 또는 와이어 로프, 코디지(cordage), 스크린, 및 제직된 섬유를 생산하는 다른 기술에 의해 제조될 수 있을 것이다. 와이어 및 코디지는 거대한 타워 또는 탱크의 구조적 무결성을 개선하기 위한 랩핑, 타이어 같은 고무 내의 강화재, 납으로 만든 봉돌을 요구하지 않는 낚시줄, 및 교량을 매다는 것과 같은 크레인 또는 다른 리프팅 또는 홀딩 디바이스들에 사용될 수도 있다. 매우 높은 인장 강도 및 상당한 인장 신율을 포함하여 바람직한 특성들의 특정 조합으로 인해, 섬유, 와이어, 또는 와이어 형상물들은 헬리콥터 또는 풍력 터빈 블레이드를 포함하여 다양한 응용분야에서 구조 강화를 위한 기존의 금속, 유리, 또는 탄소계 제품들에 대한 대체품으로서 유용하게 사용될 것으로 기대된다. 또한, 이들 섬유, 와이어, 또는 리본 조각들과 같은 얇은 제품 형상물들을 아스팔트 및 콘크리트를 포함하는 인프라구조, 브레이크 패드와 같은 차량 부품, 및 펄트루젼 공정을 통해 제조되는 구조물들을 포함하는 매일 소비 제품들에 추가될 수 있는 잠재력이 있다.

케이스 예시들

케이스 예시 #1:

고순도의 원소들을 사용하여(즉, 98 원자% 이상의 순도를 갖는 경우), 표 2에서 제공되는 원자비에 따라 PC7E8S1A9 합금의 15g 합금 공급 재료들의 무게를 달았다. 고순도의 공급 재료 공급원의 정밀도에 따라, 탄소 불순물이 존재할 수도 있다는 것에 주의해야 한다. PC7E8S1A9에서, 탄소 불순물 레벨들이 0.1 내지 0.25의 원자% 탄소 범위 내에 있는 것으로 추정된다. 그 다음, 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로 내부에 위치되었다. 공급 재료는 고순도의 아르곤(즉, 98 원자% 이상의 순도를 가짐)을 보호가스로 사용하여 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기에서 용융되며, 그 다음, 39, 30, 16, 10.5, 7.5 및 5 m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다.

열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 퍼킨 엘머 DTA-7 시스템을 사용하여 응고 리본들 상에서 수행되었다. 시차 열분석(DTA) 및 시차 주사 열량측정(DSC)이 초고순도의 아르곤을 흐르게 함으로써 산화 방지된 샘플들에 10℃/min의 가열율로 수행되었다. 표 9에서, 비정질에서 결정질로의 변환에 관한 DSC 데이터가 39 m/s부터 5 m/s까지의 상이한 휠 접선 속도로 용융-분사된 PC7E9S 1A9 합금에 대해 보여진다. 휠 접선 속도들이 증가하는 경우 냉각률이 증가하며, 냉각률은 최고 휠 속도에서 10⁶ K/s 내지 최저 휠 속도에서 10³ K/s의 범위에 있을 것이라고 기대된다는 것에 주의해야 한다. 도 11에서, DTA 플롯은 휠 접선 속도의 함수로서 각각의 샘플에 관해 도시되어 있다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 대부분의 샘플들은 (5 m/s로 생산되는 경우를 제외하고) 비정질에서 결정질로의 변환을 보이며, 이는 분사 상태가 상당한 분율의 비정질 금속을 포함한다는 것을 증명한다. 비정질에서 결정질로의 변환은 418℃부터 470℃까지의 온도 범위 내에서, 60 내지 140 J/g의 엔탈피 변환을 갖는 하나 또는 두 개의 스테이지에서 발생한다.

PC7E8S1A9 합금의 비정질에서 결정질로의 변환에 대한 DSC데이터

휠 속도 (m/s)	비정질	피크 #1			피크 #2
휠 속도 (m/s)	비정질	시작 (℃)	피크 (℃)	△H (-J/g)	시작 (℃)	피크 (℃)	△H (-J/g)
39	Yes	427	436	25.0	451	458	110.7
30	Yes	432	448	15.5	448	456	107.5
16	Yes	427	434	9.00	445	455	51.0
10.5	Yes	427	434	10.0	440	451	85.4
7.5	Yes	418	428	20.0	435	446	105.7
5	No	-	-	-	-	-	-

표 10에서, PC7E8S1A9 합금에 관한 용융 거동을 나타내는 고온 DTA 결과들이 도시되어 있다. 표 10에서 도표화된 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 용융은 ~1086℃부터 ~1094℃까지 관측되는 초기 용융(즉, 고상선(solidus)) 및 ~1120℃까지의 최종 용융을 갖는 1 내지 2개의 스테이지에서 발생한다.

PC7E8S1A9 합금의 용융 거동의 Differential 열분석 데이터

휠 속도 (m/s)	피크 #1	피크 #1	피크 #2	피크 #2
휠 속도 (m/s)	시작 (℃)	피크 (℃)	시작 (℃)	피크 (℃)
39	1093	1112.0
30	1094	1111.6
16	1092	1110.5
10.5	1092	1114.0
7.5	1093	1104.8	1114.8	1120.0
5	1086	1116.9

분사된 PC7E8S1A9 리본 샘플의 굽힘 (180°) 시험이 각각의 샘플에 대해 수행되었으며, 그 결과는 표 11과 상관되어 있다. 도시된 바와 같이, 리스트화된 특별한 조건들에서 가공되는 경우 합금에 따라, 굽힘 반응은 다양한 것으로 밝혀졌다.

PC7E8S1A9 합금의 리본 두께, 벤딩 응답, 거동 타입

휠 속도 (m/s)	리본 두께 (mm)	벤딩 응답	거동 타입
39	20-25	양측면 변형가능	타입 4
30	30-40	양측면 변형가능	타입 4
16	60	양측면 변형가능	타입 4
10.5	70-80	양측면 변형가능	타입 4
7.5	120	파괴없이 변형 가능하지 않음	타입 1
5	180-250	파괴없이 변형 가능하지 않음	타입 1

표 12에서, 전체 신율, 항복 강도, 최종 인장 강도, 영 계수, 레질리언스 계수, 및 인성 계수를 포함한 인장 시험 결과들의 요약이, 39부터 5m/s까지의 휠 접선 속도로 용융-분사된 경우, PC7E8S1A9 합금에 관해 도시되어 있다. 용융-분사 공정으로부터 발생하는 우발적인 매크로 결함들이 국소화된 응력 감소 특성을 유발할 수도 있기 때문에 각각의 개별적인 샘플이 3회 측정되었다는 것에 주의해야 한다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 모든 특성들은 리본의 두께에 따라 다르다. 3.48 GPa의 최대 인장 강도 값이 39 m/s의 휠 속도로 생산되는 리본에 관해 측정되었다. 영 계수는 리본 두께가 증가함에 따라 176 부터 81 GPa까지 감소한다. 항복 응력은 대부분의 리본들의 경우 1.50 내지 1.60 GPa이다. 생산 상태에서 리본이 포함된 모든 비정질 물질은 2.1 내지 4.75% 범위에서의 전체 신율, 5.1 내지 10.1 MPa의 레질리언스 계수, 및 11 내지 110 MPa의 인성 계수를 보였다.

PC7E8S1A9 합금에 대한, 10.5 m/s 속도에서 인장 테스트 결과 요약

휠 속도 (m/s)	총 신율 (%)	항복 강도 (GPa)	UTS (GPA)	영률 (GPa)	복원률 (MPa)	인성률 (MPa)
39	2.78	1.63	2.20	175.95	7.55	24.5
	3.24	1.55	3.48	170.85	7.03	54.2
	3.14	1.45	2.95	169.15	6.20	50.2
30	3.90	1.38	2.76	137.02	6.90	59.4
	3.63	1.63	2.77	126.14	10.50	110.0
	3.13	1.52	2.73	145.35	7.90	43.2
16	3.46	1.61	2.54	128.86	10.00	47.0
	3.68	1.53	2.79	119.00	9.80	55.2
	4.30	1.55	2.99	120.19	10.00	65.8
10.5	4.75	1.50	2.99	118.32	9.50	74.4
	4.56	1.52	2.73	113.73	10.10	69.7
	4.60	1.51	2.93	112.20	10.10	98.5
7.5	2.10	-	1.14	87.21	-	11.6
	3.09	0.96	1.66	90.10	5.10	27.6
	4.13	0.97	1.90	86.87	5.40	43.8
5	1.00	-	0.52	81.77	-	0
	1.67	-	0.55	81.09	-	3.5

케이스 예시 #2

고순도의 원소들을 사용하여, 표 2에서 제공되는 원자비에 따라 PC7E9S1A1X6 합금의 15g 합금 공급 재료의 무게를 달았다. 그 다음, 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기에서 용융되며, 그 다음, 통상적으로 10.5, 7.5, 및 5 m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다.

열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 퍼킨 엘머 DTA-7 시스템을 사용하는 응고 리본 상에서 수행되었다. 시차 열분석(DTA) 및 시차 주사 열량측정(DSC)이 초고순도의(즉, 99 원자% 이상의 순도를 갖는) 아르곤을 흐르게 함으로써 산화 방지된 샘플들에 10℃/min의 가열율로 수행되었다. 표 13에서, 비정질에서 결정질로의 변환에 관한 DSC 데이터가 39 m/s부터 5 m/s까지의 상이한 휠 접선 속도로 용융-분사되었던 PC7E9S1A1X6 합금에 대해 보여진다. 휠 접선 속도들이 증가하는 경우 냉각률이 증가하며, 냉각률은 최고 휠 속도에서 10⁶ K/s 내지 최저 휠 속도에서 10³ K/s의 범위에 있을 것이라고 기대된다는 것에 주의해야 한다. 도 12에서, DTA 플롯은 휠 접선 속도의 함수로서 각각의 샘플에 관해 도시되어 있다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 모든 샘플들은 비정질에서 결정질로의 변환을 보이며, 이는 분사 상태가 상대적으로 상당한 분율의 비정질 금속을 포함한다는 것을 증명한다. 비정질에서 결정질로의 변환은 465℃부터 520℃까지의 온도 범위 내에서, 44 내지 147J/g의 엔탈피 변환을 갖는 두 개의 스테이지에서 발생한다.

PC7E9S1A1X6 합금의 비정질에서 결정질로의 변환에 대한 DSC데이터

휠 속도 (m/s)	유리	피크 #1			피크 #2
휠 속도 (m/s)	유리	시작 (℃)	피크 (℃)	△H (-J/g)	시작 (℃)	피크 (℃)	△H (-J/g)
10.5	Yes	465	472	18	483	490	26
7.5	Yes	465	471	65	480	490	82
5	Yes	465	471	40	482	489	57

표 14에서, PC7E9S1A1X6 합금에 관한 용융 거동을 나타내는 고온 DTA 결과들이 도시되어 있다. 표 14에서 도표화된 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 용융은 ~1069℃부터 ~1073℃까지 관측되는 초기 용융(즉, 고상선) 및 ~1120℃까지의 최종 용융을 갖는 1개의 스테이지에서 발생한다.

PC7E9S1A1X6 합금의 용융 거동의 Differential 열분석 데이터

휠 속도 (m/s)	피크 #1	피크 #1
휠 속도 (m/s)	시작 (℃)	피크 (℃)
10.5	1073	1097
7.5	1070	1094
5	1069	1091

분사된 PC7E9S1A1X6 리본 샘플의 굽힘 (180°) 시험이 각각의 샘플에 대해 수행되었으며, 그 결과는 표 15와 상관되어 있다. 도시된 바와 같이, 리스트화된 특별한 조건들에서 가공되는 경우 합금에 따라, 굽힘 반응은 다양한 것으로 밝혀졌다.

PC7E9S1A1X6 합금의 리본 두께, 벤딩 응답, 거동 타입

휠 속도 (m/s)	리본 두께 (mm)	벤딩 응답	동작 타입
10.5	0.07	양측면 변형가능	타입 4
7.5	0.11	양측면 변형가능	타입 4
5	0.14	파괴없이 변형 가능하지 않음	타입 1

표 16에서, 전체 신율, 항복 강도, 최종 인장 강도, 영 계수, 레질리언스 계수, 및 인성 계수를 포함한 인장 시험 결과들의 요약이, 39부터 5m/s까지의 휠 접선 속도로 용융-분사된 경우, PC7E9S1A1X6 합금에 관해 도시되어 있다. 용융-분사 공정으로부터 발생하는 우발적인 매크로 결함들이 국소화된 응력 감소 특성을 유발할 수도 있기 때문에 각각의 개별적인 샘플이 3회 측정되었다는 것에 주의해야 한다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 모든 특성들은 리본의 두께에 따라 다르다. 3.41 GPa의 최대 인장 강도 값이 10.5 m/s의 휠 속도로 생산되는 리본에 관해 측정되었다. 영 계수는 리본 두께가 증가함에 따라 136부터 87 GPa까지 감소한다. 항복 응력은 1.10부터 1.67 GPa까지의 범위에서 측정되었다. 대부분의 리본들은 3.54 내지 5.95% 범위에서의 전체 신율, 8.53 내지 14.92 MPa의 레질리언스 계수, 및 33.6 내지 91.3 MPa의 인성 계수를 보였다.

PC7E9S1A1X6 합금에 대한 인장 시험 결과 요약

휠 속도 (m/s)	총 신율 (%)	항복 강도 (GPa)	UTS (GPa)	영률 (GPa)	복원률 (MPa)	인성률 (MPa)
10.5	4.58	1.52	3.10	103.3	11.12	90.0
	4.09	1.31	3.03	136.3	6.29	79.5
	3.41	1.47	3.41	115.9	9.32	91.3
7.5	5.95	1.60	2.44	103.5	12.39	83.3
	4.50	1.67	2.34	93.48	14.92	70.2
	4.68	1.37	2.43	97.41	9.63	60.7
5	4.47	1.24	2.27	90.1	8353	56
	1.65	1.30	0.96	92.8	9.11	8.4
	3.54	1.10	1.81	87.2	18.78	33.6

케이스 예시 #3

고순도의 원소들을 사용하여, 표 2에서 제공되는 원자비에 따라 PC7E9S1A1X6 합금의 15g 합금 공급 재료의 무게를 달았다. 그 다음, 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기에서 용융되며, 그 다음, 통상적으로 10.5m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다. 구리 휠과 접촉하고 있는 리본 표면은 휠-측 표면이라고 지칭되며, 다른 표면은 자유-측 표면이라고 지칭된다.

리본의 휠 측면에 있는 미세구조들을 조사하기 위해, ~3 mm 길이의 세그먼트들이 준비된다. ~5 μm의 얇은 층이 기계적 연마에 의해 휠의 표면으로부터 가장 먼저 제거되고, 그 다음, 입자 크기가 6 μm부터 1 μm까지 감소함에 따라 콜로이드 다이아몬드 서스펜션(colloidal diamond suspensions)을 사용하는 미세 연마가 수행된다. ~55 μm의 두꺼운 층이 동일한 절차를 사용하여, 리본의 자유 측면으로부터 더 제거된다. TEM 관측을 위한 전자-투명 영역을 획득하기 위해, 약 10 μm 두께인 최종 얇은 리본 포일은 ~4 keV의 이온 빔 에너지 레벨로 동작하는 가탄(Gatan)사의 정밀 이온 연마 시스템(PIPS)을 사용하여 이온 밀링된다. 이온 빔 경사각은 처음에는 10°이나, 침투(penetration) 후에는 7°로 감소하고, 최종적으로 4°더 감소한다. 이는 TEM 조사를 위한 충분히 넓고 얇은 영역을 보장한다. 리본의 중심부에서의 미세구조들을 조사하기 위한 TEM 포일을 준비하기 위해, ~30 μm 두께의 층은 동일한 기계적 씨닝(thinning) 및 연마 절차를 따름으로써 각 측면으로부터 기계적으로 제거되었다.

휠 측면에서의 미세구조들

휠 측면 상의 비정질-기지 복합재는 SGMM 구조로서 식별되는 비정질 기지에서 균일하게 분포되어 있는 반결정 또는 결정질의 나노 스케일의 입자들을 포함한다(도 13 참조). 도 13에 도시된 바와 같이 평균 입자 크기는 ~2 nm이다. 대응하는 선택 영역 전자 회절(SAED) 무늬들은 도 13b에 도시되어 있으며, 고리 직경 제곱들의 비는 비정질 고리를 포함하여 ~1.0:2.0:3.0:5.0이다. 이러한 비율치는 나노 스케일의 침전물들은 {200} 회절 고리가 비정질 고리와 유사한 직경을 갖는 체심-입방 구조(BCC) 결정일 수도 있으며, 따라서 오버쉐도잉될 수도 있거나, 나노 스케일의 침전물들은 자연계에서 반결정질을 갖고, 브래그 회절 점들(Bragg diffraction spots)을 잘 정의하지 못한다는 것을 알려준다.

중심 영역에서의 미세구조

리본의 중심부는 또한 균일한 사이즈를 갖고 균일하게 분포되어 있는 나노 결정질 입자(NCP)들을 포함하는 SGMM 구조를 보인다(도 13c 참조). 결정상은 휠 측면에서 발견되는 것보다 더 크며, 도 13D에 표시되어 있는 대응하는 SAED 무늬들은 완전히 상이하다. 2개의 추가적인 회절 고리들이 나타나지만, 비정질 고리들은 배경 밝기로 희미해진다. 전자 회절 점들이 매우 대칭적인 존 축(zone axes)들에 대응하지 않기 때문에, 이 경우, 식별될 수 없는 상들에 대응한다는 것에 주의해야 한다. 약한 비정질 헤일로(halo)는 또한 결정 부피 분율의 증가 및 비정질상에 관한 부피의 감소를 나타낸다. 이러한 변화들은 휠-측 표면부터 리본 중심까지의 냉각률을 감소시키는데 기여할 수도 있다.

케이스 예시 #4:

고순도의 원소들을 사용하여, 표 2에서의 원자비에 따라 PC7E7 합금의 15g의 차지(charge)의 무게를 달았다. 원소들의 혼합재는 구리로에 위치되었으며, 커버가스(cover gas)로서 초고순도의 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융되었다. 혼합 후에, 최종 잉곳은 용융-분사에 적합한 핑거 형상으로 캐스팅되었다. PC7E7의 캐스팅된 핑거들은 명목상 ~0.81mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도에 의해 가열되며, 그 다음, 10.5m/s의 휠 접선 속도로 회전하며 급속하게 움직이는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다. 전단 밴드들을 리본으로 주입하기 위해, 캐스팅된 PC7E7w10.5 리본들은 미세-인장 시험 스테이지에서 신장되었다. 시험 리본은 1.33 mm의 폭과 0.07 mm의 두께를 가졌으며, 신장되어 파단되었다.

~3 mm 길이인 게이지 길이 영역으로부터, 세그먼트들이 TEM 관측을 위해 절단되고 가공되었다. 케이스 예시 #3에 도시된 바와 같이, 동일한 절차를 따르는 TEM 포일들이 준비되었다. TEM 포일들은 자유-측 표면에 가까운 영역들부터 준비되었다. 상이한 두께를 갖고, 10 내지 15 나노미터의 범위의 전단 밴드들이 관측되었다. 일반적으로, 전단 밴드들은 연장된 축에 관해 약 45°방향으로 지향된다. 도 14A 내의 영역 A에 도시된 바와 같이, 리본들의 자유 측면 상의 초기 미세구조들은 식별된 SGMM 미세구조를 형성하며, 이는 원래 미세구조들이 변하지 않고 유지되도록 하기 위해 전단 밴드로부터 충분히 떨어져 있다. 전단 밴드 내부에, 나노결정 스피노달 상들은 전단 밴드 내부로 얇게 성장하는 것으로 발견되었으며, 도 14A의 영역 B와 같이 식별되어 있다. 또한, 전단 밴드에 인접한 영역 C의 나노결정 입자의 크기들은 전단 밴드 내부의 입자 크기보다 더 크다. 이는 나노결정 입자의 성장이 국소 변형에 의해 유발될 수도 있으며, 이러한 성장은 전단 밴드 (영역 B)보다 전단 밴드 주변 영역(영역 C)에서 더 주목할 만하다는 것이 발견된다.

상당한 결정 성장에 추가하여, 새로운 결정상(들) 또한 특별히 전단 밴드 영역 주변 영역(C)에 형성된다. 상변화는 회절 고리 및 회절 점을 포함하여, 선택 영역 전자 회절(SAED) 무늬들에 의해 도 14B에 나타내었다. 도 14a에서 SAED 무늬들 A, B, 및 C는 각각 3개의 영역들 A, B, 및 C와 대응된다. 영향을 받지 않은 영역 A에서, 나노결정 침전물은 전단 밴드 내부(영역 B)에서 변화되지 않고 남아있는 것처럼 보이지만, NCP 크기는 약간 증가한다. 그러나, 새로운 상들은 전단 밴드 주변의 영역(영역 C)에 형성되며, 회절 점들뿐 아나라 추가적인 회절 고리에 의해 명확하게 알려진다. 특히, 하나의 추가적인 회절 고리는 비정질 헤일로보다 더 작은 직경을 가지며, 많은 회절 점들이 비정질 헤일로 주변에 나타난다. 이는 케이스 예시 #3에서 지적한 바와 같이 비정질 헤일로를 갖는 나노결정의 입자들로부터 회절 고리의 동시성을 확인해 준다. 이러한 국소 변형 유발 결정 성장은 또한, 도 12a 및 도 12b에 도시된 바와 같이, 전단 밴드 팁의 앞 영역에서 발생한다. 도 15b는 도 15a에서 선택된 사각 영역에서 크기가 증가된 NCP들을 도시하고 있다. 전단 밴드가 여기서 중단되고 국소 전단 변형이 이 영역에서 즉각 종결되기 때문에, 이는 일방적인 전단 변형을 막고 동적 공정인 물리적 메커니즘 및 공정을 나타낸다. 전단이 발생하는 경우, 국소 전단 변형은 결정 성장 및 상변환을 유발시키는데, 이는 전단 밴드의 바로 앞 국소 응력 레벨의 크기를 감소시켜서, 더 성장하는 것을 중단시킨다.

케이스 예시 #5:

고순도의 원소들을 사용하여, 표 2에서 제공된 원자비에 따라 PC7E7w16 및 PC7E8S8A6w16 합금들의 15g의 합금 공급 재료의 무게를 달아서, 파단 표면들을 연구했다. 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기에서 용융되며, 그 다음, 16 m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다.

PC7E7w16 리본 샘플의 파단 표면은 인장 시험 샘플들에서 2차 전자들을 사용하여 연구되었다. 이 샘플은 초기 높이 보정 소량 오프셋이 인장 기계에서 보정되기 전에 시험된 것이며, 이는 샘플들이 순수한 인장 환경에 있지 않다는 것을 의미한다는 점에 주의해야 한다. 도 16에 도시되어 있는 현미경 사진의 중심 영역은 용융 분사된 리본이 리본을 따라 적용된 인장력으로 인해 파열된 파단면이다. 도 16에서 파단 표면은 리본의 완벽한 절단부를 갖는다. 파단 표면 상에, 예시로서 도면에서 화살표로 식별되는 한 쌍의 릿지(ridge)로 랜덤하게 분포되는 하나의 네트워크의 릿지들이 있다. 일반적으로, 릿지들은 긴 경향이 있고, 서로 평행한 릿지 세트들조차 전단밴드에 대응할 수도 있도록 제안한다. 또한, 릿지들의 일부는 이들이 다른 것들보다 길 수도 있는 것처럼 보이고, 여전히 다른 릿지들은 더 흐릿하게 보인다. 이는 파단 표면이기 때문에, 높이를 갖는 임의의 표면 특징은 멀리 떼어내진 마지막 소재를 나타내며, 그래서 이들 릿지들은 딤플 셀 격벽 (dimple cell wall)들과 유사한 것으로 가정되는데, 이는 연성이 좋은 소재들의 파단 표면 상에서 공통적으로 관측된다.

평면으로서 식별되는 릿지들 간의 영역은 매우 부드럽고 평평한 것처럼 보인다. 액체 금속 용융 충분한 양의 단면 영역이 용해되어 있는 경우, 액상 파열(liquid rupture)를 형성하는 금속 용융이 발생하도록, 인가된 응력은 국소 영역들을 가열한다고 가설적으로 제안되어 있다. 이에 관한 증거는 도 16에 도시되어 있는데, 작은 구형 물체가 표면에 부착되어 작은 방울처럼 보인다. 이 작은 방울에 관한 추가적인 증거는 도 17에 도시되어 있는데, 새로운 파단 표면 상에 스플래싱된 응고 금속인 것처럼 보이는 바와 같이, 도면에서 스플래쉬로서 식별되는 추가적인 특징이 존재한다. 응고 전에 유체 유동의 한계처럼 보이는 액체 유동 경계로서 지칭되는 것이 이러한 특징과 연결되어 있다.

PC7E8S8A6w16 인장 시험편(tensile specimen)의 파단 표면이 도 18에 도시되어 있다. 이 샘플은 마이크로-시험기가 그의 개선된 정렬도를 가진 후에 시험된다. 릿지, 표면, 작은 방울들의 공통적인 파단 표면 특징은 명확하게 식별될 수 있다. 이러한 파단 표면은 PC7E7w16에 대해 나타낸 것보다 훨씬 더 길다. 일정 포인트에서 전체 파단 표면이 용용되었다고 제안하는 전체 표면 위로 흩뿌려진 작은 방울과 같은 수많은 다른 특징들이 존재한다. 또한, 더 밝은 콘트라스트를 갖는 것에 기초하여, 다른 더 희미한 릿지들이 수직으로 상호 교차하는 주요한 릿지들의 네트워크에 관한 명확한 증거가 있다. 흐릿한 릿지들은 이들의 거의 평행한 형태가 주어진 전단 밴드이지만, 이들의 흐릿한 콘트라스트 또한, 파열이 발견된 경우, 표면 위로 스플래싱된 용융 액체에 의해 부분적으로 잠식되었다는 것을 제안하는 것처럼 보인다.

케이스 예시 #6:

고순도의 원소들을 사용하여, 표 2에서 제공된 원자비에 따라 PC7E8S1A9 합금의 15g의 합금 공급 재료의 무게를 달았다. 공급 재료 소재들은 아크-용융 시스템의 구리로 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 RF 유도를 사용하여 1/3 기압의 헬륨분위기에서 용융되며, 그 다음, 10.5 m/s의 접선 속도로 회전하는 245 mm 직경의 구리 휠로 분출되었다. 캐스팅된 리본은 폭이 1.20 mm이고 길이가 0.07 mm이다. 그 리본은 상당한 신율을 가지고 신장되어 파단되었으며, 이는 3.15 GPa의 강도로 2.30 mm 게이지 길이의 중간에서 발생했다 (도 19 참조).

인장 변형된 PC7E8S1A9에서, 일부 생성중인 에지 균열들이 SEM에서 관측되었다. 하나는 도 20a에 도시되어 있으며, 연장된 방향이 다수의 화살표로 표시한 바와 같이 수평 방향에 있다. 다수의 화살표는 원거리의 인장 응력이 리본의 수직부에서 균일할 수도 있다는 것을 나타낸다. 도 20a의 선택 영역 A 내의 에지 균열의 상세부분은 도 20b에서 높은 배율로 나타내었다. 결정핵 생성 및 초기 성장 후에, 주요 균열은 하중 축에 관해 기울어진 각도를 갖는 방향으로 연속적으로 굴절되었다. 한편, 제한된 양의 성장 후에 후속적으로 억지되었던 2차 균열, 또는 균열 가지들이 형성되었다. 이는 도 20c에 더 도시되어 있으며, 이는 도 20b의 선택 영역 B를 확대한 것이다. 이러한 균열 굴절 및 가지화는 서브-마이크로부터 매크로 스케일까지의 다중 미세구조 레벨로 반복적으로 발생한다. 몇몇 다른 생성 중인 균열들 또한 신장된 리본에서 관측되었지만, 이들의 이미지들은 여기에 포함되어 있지 않다. 이들 균열은 상이한 균열 길이를 가진 상이한 성장 스테이지에서 억지되었다고 믿어진다. 균열 굴절 및 가지화는 균열이 개시되자 마자 매우 초기 성장 스테이지에서 발생할 수 있다. 도 21은 이러한 예시를 도시하고 있으며, 여기서 이들 둔화 공정은 단지 ~20 μm 길이의 균열에 관해 발생한다.

균열 가지화는 동시에 발생하는 마이크로 균열화 및 브릿징(bridging)을 포함한다는 것에 주의해야 한다. 결과적으로, 성장에 필요한 에너지가 상대적으로 큰 부피로 발생되는 변형 및 다수의 균열들의 형성에 의해 소비되기 때문에, 주요 균열의 성장이 지연된다. 파단응력(fracture stress) 및 현재의 균열 상태에 기초하여, 균열의 파단 인성이 대략적으로 추정된다. 이는 ~125 MPa·m^1/2부터 ~125 MPa·m^1/2까지의 범위에 있으며, 이는 전형적인 세라믹 및 유리질보다 약 2배 더 높은 크기이며, 가장 강인한 강철에 비유된다.

케이스 예시 #7:

고순도의 원소들을 사용하여, 표 3에서 제공된 원자비에 따라 PC7E8S2A1, PC7E8S3A1, PC7E8S4A1, PC7E8S6A1, 및 PC7E8S7A2 합금들 포함하여 표 3으로부터 선택된 합금들의 15g의 합금 공급 재료의 무게를 달았다. 공급 재료 소재는 아크-용융 시스템의 구리로 내부로 위치시켰다. 공급 재료들은 고순도의 아르곤을 보호가스로 사용하여, 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳들은 균일성을 확보하기 위해 수차례 뒤집히고 재용융되었다. 혼합 후에, 잉곳들은 대략 12 mm 폭과 30 mm 길이, 및 8 mm 두께의 핑거 형상으로 캐스팅되었다. 최종 핑거들은 ~0.81 mm의 구멍 직경을 갖는 석영 도가니 내의 용융-분사 챔버에 위치되었다. 잉곳들은 표 17에 도시된 바와 같은 다양한 공정 조건 하에서 가공되었다.

프로세스 변수(parameter) 리스트

MS	챔버 가스	챔버 내 압력 [mbar]	발라스트 내 압력 [torr]	휠 속도 [m/s]	도가니 칠 갭 [mm]	배출 압력 [mbar]	배출 온도 [℃]
59	He	340	465	25	5	280	1250
70	He	340	360	35	5	280	1250
71	He	340	465	35	5	280	1350

열분석은 DSC-7 옵션을 갖는 퍼킨 엘머 DTA-7 시스템을 사용하여 응고된 리본들 상에서 수행되었다. 시차 열분석(DTA) 및 시차 주사 열량측정(DSC)이 초고순도의 아르곤을 흐르게 함으로써 산화 방지된 샘플들에 10℃/min의 가열율로 수행되었다. 표 15에서, 비정질에서 결정질로의 변환에 관한 DSC 데이터가 다양한 용융-분사 공정 파라미터를 사용하여 용융-분사되었던 합금들에 대해 보여진다. 모든 샘플들은 상당한 분율의 비정질을 포함한다는 것이 밝혀졌다. 비정질에서 결정질로의 변환은 397℃부터 525℃까지의 온도 범위 내에서, -78.8 J/g 내지 -92.8 J/g의 엔탈피 변환을 갖는 두 개의 스테이지에서 발생한다.

DTA 데이터

합금	용융 스피닝 변수	유리존재	피크 #1 시작 (℃)	피크 #1 온도 (℃)	피크 #1 △H (J/g)	피크 #2 시작 (℃)	피크 #2 온도 (℃)	피크 #2 △H (J/g)
PC7E8S2A1	MS70	예	426	439	38.1	501	506	54.8
PC7E8S3A1	MS71	예	414	426	29.4	480	485	53.1
PC7E8S4A1	MS59	예	397	408	34.5	464	470	55.1
PC7E8S6A1	MS59	예	410	420	28.8	477	482	55.8
PC7E8S7A2	MS71	예	448	460	40.2	515	524	38.6

완전히 평평하게 굽혀진 리본의 능력은 연성이 좋은 조건을 나타내며, 이로써 높은 변형이 상대적으로 전통적인 굽힘 시험에 의해 측정되지 않고도 획득될 수 있다. 리본들이 그들 주위에서 완전히 접히는 경우, 복잡한 기계학적 계산으로부터 도출되는 바와 같이, 119.8% 정도의 높은 변형을 경험할 수도 있다. 실제로, 이러한 변형은 리본의 인장 측면에서 ~57% 내지 ~97% 변형 범위에 있을 수도 있다. 180°굽혀진 (즉, 수평인) 동안, 4가지 타입의 거동이 관측되는데; 타입 1 거동 - 끊어짐 없이 굽힐 수 없음, 타입 2 거동 - 휠 측면을 갖는 일 측면 상으로 굽힐 수 있음, 타입 3 거동 - 자유 측면을 갖는 일 측면 상으로 굽힐 수 있음, 및 타입 4 거동 - 양 측면 상으로 굽힐 수 있음. "휠 측면"에 대한 언급은 용융 분사 중에 휠과 접촉하는 리본의 측면으로서 이해될 수도 있다. 표 19에서는, 특정 거동 타입을 포함한 180° 굽힘 결과들의 요약이 연구된 합금들에 대해 나타내고 있으며, 모든 합금들이 타입 4인 것으로 밝혀졌다. 타입 2의 굽힘 거동을 보였던 PC7E8S4A1을 제외하고 표 6에 도시된 바와 같이 이전에는, 이들 합금이 모두 타입 1의 거동을 보였다는 것에 주의해야 한다. 따라서, 이들 결과는 표 2 및 표 3에 리스트화된 합금의 화학구조에 관해 나타낸 것이며, 이들의 화학 구조는 바람직한 SGMM 구조를 생산할 수 있는 원자 범위 내에 있다. 따라서, 바람직한 구조가 형성되는지 여부는 가공 파라미터들에 의존할 수도 있으며, 최종 기계적 거동은 깨지기 쉬운 응답부터 연성이 좋은 응답의 범위에 있을 수도 있다.

벤드 테스트 결과

합금	용융 스피닝 변수	밀도 [g/cm³]	두께 [μm]	변형 능력 타입
PC7E8S2A1	MS70	7.711	28-39	4
PC7E8S3A1	MS71	7.824	24-37	4
PC7E8S4A1	MS59	7.913	31-37	4
PC7E8S6A1	MS59	7.647	32-38	4
PC7E8S7A2	MS71	7.853	22-30	4

표 20에서, 게이지 디멘젼, 신율, 파괴 하중, 항복 응력, 최종 강도, 및 영 계수를 포함하여 인장 시험 결과들의 요약이 표 13의 각 합금에 관해 도시되어 있다. 용융-분사 공정으로부터 발생하는 우발적인 매크로 결함 국소화된 응력 감소 특성들을 유발할 수도 있기 때문에 각각의 개별적인 샘플이 3회 측정되었다는 것에 주의해야 한다. 이를 통해 알 수 있는 바와 같이, 전체 신율 값들은 상당히 높은데 1.45부터 4.03%까지 다양하며, 이 때, 1.22부터 2.99GPa까지의 높은 인장 강도 값을 갖는다. 영 계수는 116.3부터 185.2까지 다양한 것으로 밝혀졌다. 표 20에 도시된 결과들은 장비의 컴플라이언스 및 지리학적 단면 영역을 위해 조정되었다는 것에 주의해야 한다. 또한, 이전의 공정 파라미터의 경우, PC7E8S2A1, PC7E8S3A1, PC7E8S6A1, 및 PC7E8S7A2는 표 7에 표시된 바와 같이 너무 깨지기 쉬워서 시험할 수 없었다는 것에 주의해야 한다. 더 많은 공정 파라미터 개발에 의해, 표 2 및 표 3에 리스트화된 합금들의 전부는 아니라도 대부분이 1% 초과의 인장 연신율을 갖는 연성이 좋은 리본으로 가공될 수 있을 것으로 기대된다.

섬유의 인장 특성

합금	게이지 치수 (mm)			신율 (%)	파괴 하중 (N)	강도 (GPa)		영률 (GPa)
합금	W	T	I		파괴 하중 (N)	Yield	UTS	영률 (GPa)
PC7E8S2A1	1.390	0.038	9.00	3.29	100.1	1.07	2.05	138.5
	1.391	0.034	9.00	3.19	120.9	1.51	2.78	158.1
	1.378	0.036	9.00	2.49	83.1	0.80	1.81	153.6

PC7E8S3A1	1.494	0.036	9.00	3.06	123.6	1.33	2.48	153.1
	1.532	0.033	9.00	3.53	133.2	1.35	2.84	155.8
	1.582	0.034	9.00	2.77	90.7	0.97	1.83	143.4

PC7E8S4A1	1.502	0.036	9.00	4.03	111.5	1.60	2.99	185.2
	1.571	0.036	9.00	3.76	113.9	0.93	2.17	176.3
	1.541	0.035	9.00	1.98	50.4	0.78	0.98	168.6

PC7E8S6A1	1.536	0.036	9.00	3.10	144.3	1.56	2.82	185.2
	1.616	0.036	9.00	2.03	84.3	1.07	1.65	152.5
	1.620	0.034	9.00	2.64	115.7	1.24	2.27	178.4

PC7E8S7A2	1.283	0.024	9.00	2.97	74.0	1.56	2.59	157.7
	1.160	0.025	9.00	1.45	32.8	1.18	1.22	157.2
	1.202	0.027	9.00	3.11	59.7	1.04	1.99	116.3

일부 방법 및 실시형태들의 이전 설명들은 예시를 목적으로 나타낸 것이다. 이는 총망라하려 하거나 개시된 것과 똑같은 단계 및/또는 형상으로 청구항을 제한하려는 것은 아니며, 명확하게 다양한 변형 및 변화가 상술한 교시에 비추어 가능하다. 본 발명의 범위는 이하 첨부되는 청구항에 의해 정의되어야 할 것이다.

Claims

43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철;
10.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소;
13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈;
2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트;
선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소; 및
선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함하며,
하나 이상의 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함하는, 비정질 형성 합금.
제 1 항에 있어서,
1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 티타늄, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 몰리브덴, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 구리, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 세륨, 및 2 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트의 알루미늄 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
제 1 항에 있어서,
43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철;
12.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소;
15.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈;
2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트;
선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소; 및
선택적으로 0.4 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함하는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
제 1 항에 있어서,
52.0 원자 퍼센트 내지 63.0 원자 퍼센트의 철;
10.0 원자 퍼센트 내지 13.0 원자 퍼센트의 붕소;
13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈;
2.5 원자 퍼센트 내지 3.0 원자 퍼센트의 코발트;
0.1 원자 퍼센트 내지 5.0 원자 퍼센트의 탄소;
0.3 원자 퍼센트 내지 0.5 원자 퍼센트의 규소; 및
1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 티타늄, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 몰리브덴, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 구리, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 세륨, 및 2 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트의 알루미늄 중 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
이전 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 1 % 초과의 인장 연신율을 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
이전 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 1 % 내지 7 %의 인장 연신율을 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
이전 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 0.5 GPa 내지 4 GPa 범위의 최종 인장 강도를 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
이전 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 0.3 GPa 내지 2.0 GPa 범위의 항복 강도를 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
이전 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 70 GPa 내지 190 GPa 범위의 영 계수를 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 100,000 K/s 미만의 임계 냉각률을 보이는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 비정질 금속을 포함하는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
제 11 항에 있어서,
상기 합금은 크기가 500 ㎚ 미만인 결정상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 1 ㎛ 내지 2000 ㎛ 범위의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 분말 입자, 막(film), 플레이크(flake), 리본, 와이어, 또는 시트의 형상인 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 6.5 내지 8.5 g/㎠ 범위의 밀도를 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 10℃/min의 비율로 측정되는 경우, 350℃ 내지 630℃ 범위의 결정화 발생 온도를 보이는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 10℃/min의 비율로 측정되는 경우, 400℃ 내지 640℃ 범위의 피크 결정화 온도를 보이는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 테일러-울리토브스키(Taylor-Ulitovsky) 와이어 제조 공정, 냉금 용융-방사(chill block melt-spinning) 공정, 평면 유동 캐스팅(planar flow casting) 공정, 및 쌍롤식 캐스팅법(twin roll casting) 중 하나로 상기 합금을 형성하고 냉각함으로써 생산되는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
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상기 합금은 ~10² 내지 ~10⁶ K/s 범위의 비율로 용융되고 냉각됨으로써 생산되는 것을 특징으로 하는, 비정질 형성 합금.
합금을 형성하기 위하여, 43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철, 10.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소, 13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트, 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소, 및 선택적으로 0.3 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함하는 합금 성분들을 용융시키는 단계; 및
상기 합금을 형성하고 냉각하는 단계를 포함하며, 냉각시에 상기 비정질 형성 합금은, 인장 상태 하에서 국소화된 변형 유발 변화를 통해 전단 밴드들을 둔화시킬 수 있는 비정질 기지 내에서 50 ㎚ 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 반-결정상 또는 결정상들을 포함하는, 하나 이상의 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함하는, 비정질 형성 합금 내의 스피노달 미소성분 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금 성분들은 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 티타늄, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 몰리브덴, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 구리, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 세륨, 및 2 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트의 알루미늄 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금 성분들은 43.0 원자 퍼센트 내지 68.0 원자 퍼센트의 철, 12.0 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 붕소, 15.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 21.0 원자 퍼센트의 코발트, 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 6.0 원자 퍼센트의 탄소, 및 선택적으로 0.4 원자 퍼센트 내지 3.5 원자 퍼센트의 규소를 포함하는 것을 특징으로 하는,형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금 성분들은 52.0 원자 퍼센트 내지 63.0 원자 퍼센트의 철, 10.0 원자 퍼센트 내지 13.0 원자 퍼센트의 붕소, 13.0 원자 퍼센트 내지 17.0 원자 퍼센트의 니켈, 2.5 원자 퍼센트 내지 3.0 원자 퍼센트의 코발트, 0.1 원자 퍼센트 내지 5.0 원자 퍼센트의 탄소, 0.3 원자 퍼센트 내지 0.5 원자 퍼센트의 규소, 및
1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 티타늄, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 몰리브덴, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 구리, 1 원자 퍼센트 내지 8 원자 퍼센트의 세륨, 및 2 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트의 알루미늄 중 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금은 2000 ㎛ 이하의 두께를 보이는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금은 250 ㎛ 이하의 두께를 보이는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금은 냉각시에 시트, 포일, 리본, 섬유, 분말, 또는 와이어로 형성되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금은 테일러-울리토브스키 와이어 제조 공정, 냉금 용융-방사 공정, 평면 유동 캐스팅 공정, 및 쌍롤식 캐스팅법을 포함하는 하나의 공정으로 적어도 형성되고 냉각되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 합금은 ~10² 내지 ~10⁶ K/s 범위의 비율로 냉각되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
비정질 합금을 제공하기 위하여, 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항의 합금 성분들을 용융시키는 단계; 및
상기 합금을 형성하고 냉각하는 단계를 포함하며, 냉각시에 상기 비정질 형성 합금은, 인장 상태 하에서 국소화된 변형 유발 변화를 통해 전단 밴드들을 둔화시킬 수 있는 비정질 기지 내에서 50 ㎚ 미만의 길이 스케일의 하나 이상의 반-결정상 또는 결정상들을 포함하는, 하나 이상의 스피노달 비정질 기지 미소성분들을 부피 기준으로 5% 내지 95% 사이에서 포함하는, 비정질 형성 합금 내의 스피노달 미소성분 형성 방법.
제 29 항에 있어서,
상기 합금은 2000 ㎛ 이하의 두께를 보이는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 29 항 또는 제 30 항에 있어서,
상기 합금은 250 ㎛ 이하의 두께를 보이는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 29 항 내지 제 31 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 냉각시에 시트, 포일, 리본, 섬유, 분말, 또는 와이어로 형성되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 29 항 내지 제 32 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 테일러-울리토브스키 와이어 제조 공정, 냉금 용융-방사 공정, 평면 유동 캐스팅 공정, 및 쌍롤식 캐스팅법을 포함하는 하나의 공정으로 적어도 형성되고 냉각되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.
제 29 항 내지 제 33 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 합금은 ~10² 내지 ~10⁶ K/s 범위의 비율로 냉각되는 것을 특징으로 하는, 형성 방법.