KR20130122750A - 비정질 나노-물질 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분 구조(spinodal glass matrix microconstituent structure)를 형성할 수 있는 금속 합금에 관한 것이다. 합금은 철 기반이고 그리고 니켈, 붕소 실리콘 및 선택적으로 크롬을 포함한다. 합금은 연성(ductility) 및 상대적으로 높은 인장 강도를 나타내고 그리고 시트, 리본, 와이어 및/또는 파이버(fiber) 형상이 될 수 있다. 그와 같은 합금의 응용처가 개시된다.
Description
본 발명은 철 기반 유리(비정질) 형성 합금(iron based glass forming alloy)에서 인장 특성 및 연성과 같은 향상된 성질을 나타낼 수 있는 다양한 신속 고체화 공정 방법에 적용될 수 있는 물질의 공정 조건 및 화학적 성질에 관한 것이다.
비정질(유리) 금속(metallic glasses)은 금속 유사성(비-방향성 금속 결합, 금속 광택 및/또는 비교적 현저한 전기 및 열 전도성을 포함할 수 있으므로) 및 세라믹 유사성(비교적 높은 경도(hardness)가 종종 깨어짐(brittleness) 및 인장 연성의 부족과 결합되어 나타날 수 있으므로)의 양쪽 특성을 나타내는 비교적 고유한 부류의 물질이다. 비정질 금속은, 단지 작은 범위의 질서(order)가 존재하는 액체에서 발견되는 것과 유사한 구조를 가지는, 실온에서 고체 형태로 존재하는 과냉각 액체(supercooled liquid)를 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 비정질 금속은 일반적으로 자유 전자를 가질 수 있고, 금속 광택을 나타내고, 그리고 공지의 금속에서 발견되는 것과 유사한 금속 결합(metallic bonding)을 나타낸다. 비정질 금속은 준안정(metastable) 물질이며, 비정질 금속은 가열시 결정 상태로 전이할(transform) 수 있다. 이러한 과정은 결정화(crystallization) 또는 실투(devitrification)라고 불린다. 확산(diffusion)이 실온에서 제한되므로, 충분한 열(즉, 볼츠만 에너지)을 주면, 비정질 실투에 의하여 발생될 수 있는 고체-고체 상태 전이를 야기하는 결정핵생성(nucleation) 장벽을 극복할 수 있다.
본 발명의 목적은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 포함하는 금속 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 포함하는 금속 합금을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
금속 합금(metallic alloy)은 45.0 원자 퍼센트(atomic percent) 내지 71 원자 퍼센트 수준의 Fe, 4.0 원자 퍼센트 내지 17.5 원자 퍼센트 수준의 Ni, 11.0 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 수준의 B, 0.3 원자 퍼센트 내지 4.0 원자 퍼센트 수준의 Si 및 선택적으로 0.1 내지 19.0 원자 퍼센트로 존재하는 Cr을 포함한다. 합금은 그 내부에 서로 다른 화학적 조성을 가진 2개의 상(phases)을 형성하는 5.0% 내지 95.0 % 부피의 범위로 존재하는 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분(spinodal glass matrix microconstituent:SGMM) 구조를 포함하고, 상기 SGMM 구조는 하나 또는 그 이상의 반결정(semicrystalline) 또는 결정 상 및 유리(비정질) 매트릭스(glass matrix)를 포함하고, 여기에서 반 결정 상은 가장 큰 선형 크기(a largest linear dimension)가 2.0 ㎚ 또는 그 미만인 클러스터(clusters)를 포함하고, 그리고 결정 상은 2.0 ㎚보다 큰 가장 큰 선형 크기를 나타내는 클러스터를 포함하며 그리고 유리(비정질) 매트릭스 내 유리(비정질) 상의 구조 유닛은 5 Å 내지 100 Å의 크기를 가진다. 합금은 0.4 GPa 내지 3.9 GPa의 극한 인장 강도(ultimate tensile strength) 및 0.4 % 내지 5.5 %의 인장 신장률(tensile elongation)을 가진다.
형성하는 방법에 있어서, 본 발명은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분(SGMM)을 포함하는 금속 합금을 형성하는 방법에 관한 것으로: 상기 방법은 45.0 원자 퍼센트 내지 71 원자 퍼센트 수준의 Fe; 4.0 원자 퍼센트 내지 17.5 원자 퍼센트의 수준의 Ni; 11.0 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 수준의 B; 및 0.3 원자 퍼센트 내지 4.0 원자 퍼센트 수준의 Si 그리고 선택적으로 0.1 내지 19.0 원자 퍼센트로 존재하는 Cr를 포함하는 금속 합금을 제공하는 단계를 포함한다. 이후 방법은 합금을 용융시켜 냉각하여 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 형성하는 단계에 의하여 후속될 수 있고, 상기에서 냉각 중 금속 합금은 화학적 조성 및 물리적 성질이 서로 다른 2개의 서로 다른 구분되는 상으로 분리되고, 이러한 상 형성은 제어된 결정핵생성(nucleation)이 아니며, 상기SGMM 구조는 하나 또는 그 이상의 반결정 또는 결정 상 및 유리(비정질) 매트릭스를 포함하고, 여기에서 반결정 상은 2.0 ㎚ 또는 그 미만의 가장 큰 선형 크기를 나타내는 클러스터를 포함하고 그리고 결정 상은 가장 큰 선형 크기가 2.0 ㎚보다 큰 클러스터를 포함하며, 그리고 유리(비정질) 매트릭스 내 유리(비정질) 상의 구조 유닛은 5 Å 내지 100 Å의 크기를 가진다. 그러한 합금은 다시 0.4 GPa 내지 3.9 GPa의 극한 인장 강도 및 0.4 % 내지 5.5 %의 인장 신장률을 가진다.
본 명세서에서 합금은 다양한 응용을 위하여 사용될 수 있다. 이것은 아래와 같은 것을 포함한다: (1) 합금이 요구되는 신축성을 나타내고 그리고 감춰진 상태로 유지되는 상대적으로 낮은 밀도를 가지고 상대적으로 얇게 만들어질 수 있으므로 방탄복(사람에게 착용되는 찌름 및 탄도 보호); (2) 합금은 상대적으로 높은 특정 강도, 단단함 및 부식 강도를 제공하므로 구조 하니컴 형상물(수직 벽에 의하여 분리되는 셀의 배열, 상기에서 셀은 적절하게 기둥 또는 육각형 형상으로 된다); (3) 합금은 상대적으로 높은 ?힘 저항, 부식 저항 및 금속성 마감을 제공하므로 휴대용 전자기기와 같은 것을 위한 봉합 전면(enclosure facing); (4) 합금은 강도와 갑옷을 제공하도록 형성될 수 있으므로 전력 또는 신호 중 어느 하나를 위한 전송 케이블; (5) 합금은 펑크 저항 및/또는 단단함을 제공할 수 있으므로 타이어 피복; (6) 합금은 펑크 또는 헤어짐(wear) 저항을 제공할 수 있으므로 신발; (7) 합금은 상대적으로 높은 강도, 단단함, 전기 및/또는 열전도성 또는 EMI 차단을 제공할 수 있으므로 복합 소재 조성물(예를 들어 고분자 수지 기초); (8) 합금은 균열 형성 및 균열이 형성된 후 잔존 강도에 대한 상대적으로 높은 저항, 추가로 부식 저항에 대한 향상을 제공하므로 강화 콘크리트를 위한 섬유; (9) 합금은 증가된 강도, 단단함, 열 또는 전기 전도성 및 부식 저항을 제공하므로 열가소성(비-교차된) 및/또는 열경화성(교차된) 수지를 포함하는 강화 고분자 섬유.
본 명세서의 위에서 언급된 특징 및 다른 특징 그리고 그들에 부수되는 방법은 첨부된 도면과 함께 본 명세서에서 기술되는 아래의 실시 형태를 참조하는 것에 의하여 보다 명확하게 될 수 있고, 보다 적절하게 이해가 될 것이며, 도면은 아래와 같은 것을 나타낸다.
도 1은 각각의 선택된 시리즈를 위한 주름진 리본(corrugated ribbon)의 광학 사진의 예시로서; a) A2 주름 리본, b) B4 주름 리본, c) C6 주름 리본 그리고 d) D8 주름 리본을 나타낸다.
도 2는 예시적인 수정 계수를 보여주는 용융-방사(melt-spun) 리본 단면의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 3은 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 A2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 4는 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 B2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 5는 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 C2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 6은 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 A2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 7은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 A2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 8은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 B2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 9는 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 C2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 10은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 D2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 11은 인장 시험 후 A2 합금에서 2개의 매커니즘(mechanisms)을 보여주는 주사전자현미경의 전자 현미경 사진이다: ISBB(Induced Shear Band Blunting) 실시 예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시 예는 원으로 식별된다.
도 12는 인장 시험 후 B2 합금에서 2개의 매커니즘을 보여주는 주사전자현미경 사진이다: ISBB 실시예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI(Shear Band Arresting Interactions) 실시 예는 원으로 식별된다.
도 13은 인장 시험 후 C2 합금에서 2개의 매커니즘을 보여주는 주사전자현미경 사진이다: ISBB 실시 예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시예는 원으로 식별된다.
도 14는 인장 시험 후 D2 합금에서 매커니즘을 보여주는 주사전자 현미경 사진이다: ISBB 실시예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시 예는 원으로 식별된다.
도 15는 인장하에 시험된 A2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 16은 인장하에 시험된 B2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 17은 인장하에 시험된 C2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 18은 인장하에 시험된 D2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 1은 각각의 선택된 시리즈를 위한 주름진 리본(corrugated ribbon)의 광학 사진의 예시로서; a) A2 주름 리본, b) B4 주름 리본, c) C6 주름 리본 그리고 d) D8 주름 리본을 나타낸다.
도 2는 예시적인 수정 계수를 보여주는 용융-방사(melt-spun) 리본 단면의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 3은 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 A2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 4는 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 B2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 5는 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 C2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 6은 아무런 구조적인 특징을 나타내지 않는 A2 합금의 횡단면의 주사전자현미경(SEM) 후방 산란 전자 현미경 사진이다. 마이크로경도 자리 표시(indentation mark)가 초점이 위치하는 표면에 대하여 사용되었다.
도 7은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 A2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 8은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 B2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 9는 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 C2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 10은 인장 시험 후 복수의 전단 밴드 형성(shear band formation)을 보여주는 D2 합금의 게이지 표면의 주사전자 현미경의 전자현미경 사진이다.
도 11은 인장 시험 후 A2 합금에서 2개의 매커니즘(mechanisms)을 보여주는 주사전자현미경의 전자 현미경 사진이다: ISBB(Induced Shear Band Blunting) 실시 예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시 예는 원으로 식별된다.
도 12는 인장 시험 후 B2 합금에서 2개의 매커니즘을 보여주는 주사전자현미경 사진이다: ISBB 실시예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI(Shear Band Arresting Interactions) 실시 예는 원으로 식별된다.
도 13은 인장 시험 후 C2 합금에서 2개의 매커니즘을 보여주는 주사전자현미경 사진이다: ISBB 실시 예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시예는 원으로 식별된다.
도 14는 인장 시험 후 D2 합금에서 매커니즘을 보여주는 주사전자 현미경 사진이다: ISBB 실시예는 화살표에 의하여 표시되며 SBAI 실시 예는 원으로 식별된다.
도 15는 인장하에 시험된 A2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 16은 인장하에 시험된 B2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 17은 인장하에 시험된 C2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
도 18은 인장하에 시험된 D2 합금에 대한 스트레스-스트레인 곡선을 나타낸 것이다.
위에서 언급된 비정질(유리) 금속(metallic glasses)은 금속 유사성(비-방향성 금속 결합, 금속 광택, 및 비교적 현저한 전기 및 열 전도성을 포함하므로), 및 세라믹 유사성[비교적 높은 경도(hardness)가 종종 깨어짐(brittleness) 및 인장 연성의 부족과 결합되어 나타남]의 양쪽 특성을 나타낼 수 있다. 비정질 금속은 실온에서 고체 형태로 존재하지만, 그러나 단지 작은 범위의 질서(short range order)가 존재하는 액체에서 발견되는 것과 유사한 구조를 가지는 과냉각 액체를 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 비정질 금속은 일반적으로 자유 전자를 가질 수 있고, 금속 광택을 나타내고 그리고 공지의 금속에서 발견되는 것과 유사한 금속 결합을 나타낸다. 비정질 금속은 준안정(metastable) 물질이고, 그리고 가열시 결정화 또는 실투(devitrification)에 의해 결정 상태로 변형될 수 있다. 확산(diffusion)이 실온에서 제한될 수 있으므로, 충분한 열(즉, 볼츠만 에너지)이 비정질(유리) 실투에 의하여 발생되는 고체-고체 상태 변형을 야기하는 결정핵생성(nucleation) 장벽을 극복하기 위하여 적용될 수 있다.
비정질 금속의 실투(devitrification) 온도는 넓은 범위에서 변화할 수 있으며, 예를 들어 일반적으로 -25 J/g 내지 -250 J/g의 범위의 결정화 엔탈피를 가지고 300 ℃ 내지 800 ℃의 범위가 될 수 있다. 실투 과정은 하나 또는 다수 개의 단계에서 발생할 수 있다. 다수 개의 단계에서 발생하는 경우, 결정 상이 형성될 수 있으며, 이후 고유 분배 계수(specific partition coefficient)에 따라 원자가 새로운 미소결정(crystallites)으로 이끌리거나 또는 유리질의 잔여 볼륨 내부로 보내질 수 있다. 이것은 부분적인 또는 완전한 실투를 발생시키기 위하여 추가적인 열 입력을 필요로 할 수 있는 보다 안정적인 유리 화합물이 되도록 할 수 있다. 따라서, 부분적으로 실투된 구조는 유리 매트릭스에서 결정 석출(crystalline precipitates)될 수 있다. 일반적으로 이러한 석출은 30 ㎚ 내지 125 ㎚의 크기 범위이다. 완전한 결정 상태에 이르는 완전한 실투는 시차주사 열량 측정법(differential scanning calorimetry) 또는 시차 열 분석(differential thermal analysis)과 같은 열 분석을 통하여 밝혀질 수 있는 가장 높은 온도 유리질 정점(glass peak) 이상으로 열처리를 함으로써 일어날 수 있다.
비교적 양호한 길이(length)의 구조 질서(structural order)(즉 분자 연관도) 및 물질의 근거리 무결점 특성(near defect free nature)(즉 1-d 분해 없음 또는 2-d 그레인/상 경계 없음)이 이론적으로 33 % 내지 45 %의 차수가 될 수 있는 비교적 높은 강도(및 해당되는 경도)를 제공할 수 있다. 그러나 결정성(crystallinity)의 부족으로 인하여, 전위(dislocation)가 발견되지 않을 수 있으며, 상당한(즉 >1%) 인장 신장률(tensile elongation) 매커니즘이 나타나지 않을 수 있다. 비정질 금속은 이러한 물질(소재)의 기술적 유용성에 걱정거리인 전단 밴드 및/또는 크랙의 비교적 빠른 전파와 관련된 제한된 파괴 인성을 나타낼 수 있다. 압축 하에 시험되는 경우 이러한 물질은 적절한 연성을 나타내는 반면, 인장 하에 시험되는 경우 이러한 물질은 0에 매우 근접하는 연신율(elongation) 및 취성 방식의 균열(fracture)을 나타낸다. 실온에서 인장 하 변형에 대한 이러한 부류의 물질의 고유한 불능성은, 극단적인 실패를 피하기 위하여 본질적인 연성이 요구되는 모든 잠재적 구조적인 응용에 있어 제한 요소가 될 수 있다. 스트레인 연화성(softening) 및/또는 열 연화성으로 인하여, 비정질 금속의 가소성 (plastic) 변형은 전단 밴드 내부로 비교적 높게 국소화될 수 있으며, 그 결과 실온에서 제한된 가소성 스트레인(1 % 연신율보다 작은 값을 나타냄) 및 파단(파국적 파괴)을 가져온다.
스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분(즉, SGMM)은 국소 변형 유도 변화(Localized Deformation Induced Changes:LDIC)라고 불리는 나노스케일에서 특정한 마이크로구조의 상호작용을 통하여 전단 밴드(즉 ISBB)를 이동시키는 것을 둔화시키는 능력으로부터 발생하는 연성(ductility)(≥1 % 신장률)의 성취를 가능하게 할 수 있다. 이후 2차 수준 및 더 높은 저지 전단 밴드 상호 작용(arresting shear band interactions:SBAI)은, 제한되지 않는 부하(하중)(loading) 아래에서 비교적 높은 전단 밴드 밀도의 성취를 허용할 수 있으며, 그리고 전체적으로 증가된 수준의 가소성(plasticity)에 다다를 수 있다. 더욱이 이러한 SBAI의 결과는, 활동적인 연성 매커니즘이 이용가능하며, 그리고 결함과 관련 인장 강도 부위가 항상 존재하는 산업적 공정 및 응용에 관련될 수 있음을 의미하는, 변형 경화(strain hardening) 효과를 포함할 수 있다. 본 명세서에서 개시된 화학작용은 비교적 낮은 비용으로 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분의 형성을 이룰 수 있으며, 따라서 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 포함하는 물질의 확장된 범위의 시판을 가능케 하는 가격/성능 이점을 향상시킬 수 있다.
따라서 본 발명은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로 성분(SGMM) 구조에 이를 수 있는 유리 형성 화학반응에 관한 것으로, 상기 SGMM은 비교적 높은 연성(ductility) 및 높은 인장 강도를 나타낼 수 있다. 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분은, 핵생성 성장 모델이 아닌, 변태 메카니즘(transformation mechanism)에 의해 형성된 마이크로성분으로 이해될 수 있다. 보다 기본적으로, 스피노달 분해(spinodal decomposition)는, 합금의 둘 또는 그 이상의 성분(예를 들어 금속 조성물)의 용액을 명확하게 서로 다른 화학 조성 및 물리적 특성을 가진 구분되는 영역(또는 상)으로 분리시킬 수 있는 메카니즘으로 이해될 수 있다. 이러한 메카니즘은, 상 분리(phase separation)가 결정핵생성 사이트(nucleation sites)에서만이 아니라 물질 전체를 통하여 균일하게 일어나는 점에서 기존의 결정핵생성과 구별된다. 상(phase)은 하나 또는 그 이상의 반결정 클러스터 또는 결정 상을 포함할 수 있고, 따라서 상기 반결정(semicrystalline) 클러스터 또는 결정(crystalline) 상은 화학 교란이 적어도 하나의 별개의 결정 상에 이를 때까지 국소적 수준에서 원자의 연속적인 확산(diffusion)을 통하여 형성될 수 있다. 반-결정 클러스터는 본 명세서에서 2 ㎚ 또는 그 미만의 최대 선형 크기(a largest linear dimension)를 나타내는 반면, 결정 클러스터는 2 ㎚를 초과하는 최대 선형 크기를 나타낼 수 있는 것으로 이해될 수 있다. 초기 스피노달 분해 단계에서, 형성된 클러스터는 비교적 작으며, 그의 화학 조성은 주변의 유리 매트릭스(glass matrix)와 서로 다른 한편, 클러스터는 아직 충분히 결정화되지 않았으며, 아직까지 잘 정렬된 결정 주기성(well ordered crystalline periodicity)을 갖지 못하였다는 데에 유의해야 한다. 추가의 결정 상은 동일한 결정 구조 또는 구분되는 구조를 나타낼 수 있다. 추가로, 언급된 것처럼, 상은 유리 매트릭스를 포함할 수 있다. 유리 매트릭스는 임의로 함께 뭉칠 수 있는 고체 상에서 구조 유닛의 관련성을 나타낼 수 있는 마이크로성분을 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 유리 상(glass phase)에서 구조 단위(structural units)의 정밀도, 즉, 구조 단위의 크기,의 수준은 옹스트롱 스케일 범위(즉, 5 Å 내지 100 Å)일 수 있다.
또한, 합금은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분(SGMM)에 의하여 가능하게 되는 유도 전단 밴드 둔화(Induced Shear Band Blunting: ISBB) 및 전단 밴드 저지 상호작용(Shear Band Arresting Interactions: SBAI)을 나타낼 수 있다. ISBB는 SGMM 구조와의 상호 작용을 통하여 전단 밴드의 전파를 둔화시키고 중지시키는 능력으로 이해될 수 있다. SBAI는 전단 밴드/ 전단 밴드 상호 작용을 통한 전단 밴드의 저지로 이해될 수 있으며 초기(initial) 또는 일차(primary) 전단 밴드가 ISBB를 통하여 둔화된 후 발생할 수 있는 것으로 이해될 수 있다.
공지 물질이 결정 금속의 특정 슬립 시스템 상에서 움직이는 전위(dislocation)를 통하여 변형될 수 있는 반면, ISBB 및 SBAI 변형 메카니즘은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분에서 전단 밴드를 이동시키는 것(즉 국소화된 변형이 일어나는 곳에서의 불연속성)을 포함할 수 있고, 전단 밴드는 본 명세서에서 차후에 기술되는 국소 변형 유도 변화(localized deformation induced changes: LDIC)에 의하여 둔화된다. 스트레스 수준이 상승하면서, 일단 전단 밴드가 둔화되면, 새로운 전단 밴드가 결정핵생성될(nucleated) 수 있으며, 이후 인장하에 비교적 높은 전단 밴드 밀도 및 비교적 높은 수준의 전체적인 가소성을 발생하면서 존재하는 전단 밴드와 상호 작용한다. 따라서, 바람직한 SGMM 구조를 가진 합금은 인장하에 전단 밴드 전파를 방지하거나 또는 경감시키고, 이는 비교적 상당한 인장 연성(>1 %)을 가져올 수 있고, 그리고 인장 시험 동안 스트레인 경화에 이르도록 한다. 본 명세서에서 고려된 합금은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 형성할 수 있는 화합물을 포함하거나 또는 그러한 화합물로 구성되며, 상기에서 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분은 부피비로 5.0 % 내지 95 %의 범위에서 존재할 수 있고, 유리(비정질), 반-결정 및/또는 결정 상을 포함할 수 있다.
스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분 구조를 포함하는 조성물을 형성하기 위하여 사용될 수 있는 유리 형성 화합물은 철 기반 유리 형성 합금을 포함할 수 있고, 이는 이후 본 명세서에서 개시된 것처럼 SGMM 구조를 제공하기 위하여 처리된다. 철 기반 합금은 45 원자 %와 동일하거나 더 큰 수준으로 존재하는 철(iron)을 포함할 수 있다. 추가로 합금은 니켈(nickel), 붕소(boron), 실리콘(silicon) 및 선택적으로 크롬(chromium) 원소를 포함할 수 있다. 몇몇 실시 형태에서, 합금은 기본적으로 또는 제한적으로 단지 철, 니켈, 붕소, 실리콘 및 선택적으로 크롬으로 구성되거나 포함할 수 있다. 추가적인 실시 형태에서, 합금은 합금 조성물의 상대적인 비용을 증가시키는 코발트를 포함하지 않는다.
몇몇 실시 형태에서, 합금은 45 원자 퍼센트 내지 71 원자 퍼센트의 범위에서 존재하는 철, 4 원자 퍼센트 내지 17.5 원자 퍼센트의 범위에서 존재하는 니켈, 11 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트의 범위에서 존재하는 붕소, 0.3 원자 퍼센트 내지 4.0 원자 퍼센트의 범위에서 존재하는 실리콘 및 선택적으로 0.1 원자 퍼센트 내지 19 원자 퍼센트의 범위에서 존재하는 크롬을 포함할 수 있다. 합금은 위에서 언급된 범위에서 모든 값 및 증가분으로 변할 수 있다.
그러므로 철은 아래와 같은 값으로부터 선택될 수 있다 (여기에서, %는 원자%를 의미한다).
니켈은 아래와 같은 값으로부터 선택될 수 있다 (여기에서, %는 원자%를 의미한다).
붕소는 아래와 같은 값으로부터 선택될 수 있다 (여기에서, %는 원자%를 의미한다).
실리콘은 아래와 같은 값으로부터 선택될 수 있다 (여기에서, %는 원자%를 의미한다).
크롬은 아래와 같은 값으로부터 선택될 수 있다 (여기에서, %는 원자%를 의미한다).
또한, 예를 들어 공급 원료의 순도 및 처리 과정에서 불순물의 유입으로 인하여 합금은 10 원자 퍼센트에 이르는 불순물을 포함할 수 있다. 그러므로 위에서 개시된 철 기반 합금 조성물은 주어진 조성물의 90 내지 100 원자 퍼센트의 범위에서 존재할 수 있고, 예를 들어 90 내지 99 원자 퍼센트 범위 등과 같이, 그 범위 내의 모든 값과 증가분을 포함할 수 있다.
이에 제한되는 것으로 의도되지 않는 한편, 변형(deformation) 메카니즘의 분석은 ISBB 및 SBAI에 대한 작동 메카니즘이 시스템 크기보다 작은 차수의 크기라는 것을 보여준다. 작동가능한 시스템의 크기는 SGMM 구조를 포함하는 물질의 부피로 이해될 수 있고, 이는 5 % 내지 95 % (부피%)의 범위일 수 있다. 추가로, 휠 또는 롤러(기계 공학이 허용할 수 있는 포괄적인 것이 될 수 있다)와 같은 냉각(chill) 표면 위에서 액체 용융 냉각(liquid melting cooling)을 위하여, 2-차원 냉각(two-dimensional cooling)은 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분 형성에서 지배적인(predominant) 요소가 될 수 있으며, 따라서 두께가 구조 형성 및 생성되는 작동가능한 시스템 크기에 대한 제한 인자가 될 수 있다. 메카니즘 크기와 비교하여 합리적인 시스템 크기 이상의 두께에서는, 연성 메카니즘이 영향을 받지 않을 수 있다. 예를 들어, 전단 밴드 너비(widths)는 비교적 작을 수 있고(10 내지 100 ㎚), 심지어 구조와의 LDIC 상호작용으로, 상호작용 크기(interaction size)는 20 내지 200 ㎚일 수 있다. 따라서, 예를 들어, 100 마이크론 두께에서 비교적 의미있는 연성(≥ 1 %)의 성취는 시스템 두께가 이미 연성 메카니즘 크기에 비하여 500 내지 10,000배 가 된다는 것을 의미한다.
초과되는 경우, ISBB 및 SBAI 상호작용을 허용할 수 있는 작동가능한 시스템 크기는 두께에 있어서 ~10 ㎚ 내지 1 마이크론의 범위이거나 또는 부피에 있어서 1000 ㎚3 내지 1 ㎛3의 범위이다. ~ 1 마이크론보다 큰 두께 또는 1 ㎛3 보다 큰 작동가능한 부피를 성취하는 것은 작동가능한 메카니즘 또는 의미있는 수준의 가소성의 달성에 유의수준으로 영향을 끼치는 것으로는 기대되지 않는데, 그 이유는 작동가능한 연성 메커니즘 크기가 이러한 한계 아래에 있기 때문이다. 따라서, 더 큰 두께 또는 더 큰 부피 샘플 또는 생성물이, SGMM 구조가 형성되는 한, 구별되는 유사한 방법으로 ISBB 및 SBAI 메카니즘으로 작동가능한 연성을 성취하는 데에, 고려될 수 있다.
공정은 SGMM 구조를 제공하기에 충분한 냉각 속도를 가져올 수 있는 기술을 사용하여 실행될 수 있다. 이러한 냉각 속도는 103 내지 106 K/s의 범위가 될 수 있다. 본 명세서에서 SGMM 구조 및 관련 가소성을 제공하는 처리 기술의 실시예는 용융-방사(melt-spinning)/제트 캐스팅(jet casting), 하이퍼?칭(hyperquenching), 테일러-율리토브스키 와이어 캐스팅(Taylor-Ulitovsky wire casting), 플래나 플로우 캐스팅(planar flow casting) 및 트윈 롤 캐스팅(twin roll casting)을 포함할 수 있으나, 이에 제한되지는 않는다. 본 명세서에 기재된, 이러한 제조 기술, 구조를 제공하기 위한 방법에 있어 작동법 및 결과적으로 얻어진 특성에 관한 추가적인 상세한 사항은 아래에 포함되어 있다.
용융 방사(melt spinning)는 구리로 만들어진 빠르게 이동하는 금속 휠 상에서 가스 압력을 이용하여 배출된 액체 용융물을 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 연속적인 또는 끊어진 길이의 리본이 생산될 수 있다. 다른 실시 형태에서, 리본은 모든 값과 그 범위에서 증가분을 포함하여 1 ㎜ 내지 2 ㎜의 너비 및 0.015 내지 0.15 ㎜ 두께를 갖는다. 너비 및 두께는 용융 방사된 물질 점도 및 표면 인장 그리고 휠 접선 속도에 의존할 수 있다. 용융 방사 공정에서의 전형적인 냉각 속도는 모든 값과 그 범위에서 증가분을 포함하여 ~104 내지 ~106 K/s이다. 리본은 일반적으로 연구실 스케일 시스템을 사용하여 최대 25 m 길이에 이르는 연속적인 형태로 생성될 수 있다.
제트 캐스터(jet casters)는 상업적 스케일로 용융-방사 합금에 사용될 수 있다. 용융 방사의 하나의 실시 형태에서 공정 매개변수는 챔버에서 액체 용융물을 제공하는 것을 포함하고, 이는 헬륨, 이산화탄소, 이산화탄소와 일산화탄소의 혼합물 또는 이산화탄소와 아르곤의 혼합물과 같은 공기 또는 불활성 기체를 포함하는 환경에서 일어난다. 챔버 압력은 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여 0.25 atm 내지 1 atm의 범위이다. 추가로, 캐스팅 휠 접선 속도는 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여 15 m/s 내지 30 m/s의 범위이다. 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여, 최종 배출 압력은 100 내지 300 밀리바(mbar)이고, 최종 배출 온도는 1000 ℃ 내지 1300 ℃의 범위이다.
하이퍼?칭(hyperquenching)은 비교적 연속적인 빠른 고체화 용융 금속에 기초하고 그리고 파이버 제품(fiber production)에 대해 사용될 수 있는 비교적 큰 스케일의 상업적 공정으로 이해될 수 있다. 이러한 공정에서, 용융된 금속은 특정 고안된 그루브(groove) 패턴을 가진 회전 냉각 롤의 이동 표면 위에 균일하게 부어질 수 있다. 섬유는, 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여 0.015 ㎜ 내지 100 ㎜의 너비 및 0.015 내지 0.15 ㎜의 두께 사이에서 변할 수 있는 길이로 냉각 롤 위에서 고체화될 수 있다. 용융 방사 고정에서 전형적인 냉각 속도는 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하는 ~104 내지 ~106 K/s이다.
원형 단면을 가지는 비교적 작은 직경 와이어를 생산하기 위한 공정의 실시예가 테일러-율리토브스키 공정이다. 파우더, 잉곳, 리본 또는 와이어 형태의 금속 공급 원료가 한쪽 끝이 막힌 통상의 붕규산염(borosilicate) 조성물인 유리 튜브에 놓여진다. 튜브의 막힌 끝은, 이후 유리(glass)가 연화는 되었으나 아직 용융되지 않은 동안 금속 부분이 액체 상태로 되는 온도로 유리를 연화시키기 위하여 가열될 수 있다. 액체 용융물을 포함하는 유리는 이후 금속 코어를 포함하는 미세 유리 모세관(capillary)을 생산하기 위하여 인발될(drawn down) 수 있다(drawn down). 적당한 인발 조건에서, 용융된 금속은 유리 모세관을 채우고, 금속 코어가 유리 쉘(shell)에 의하여 완전히 코팅된 마이크로와이어가 생산될 수 있다. 금속 드롭(metal drop)에 파우더 또는 와이어/리본을 이용하여 새로운 합금 물질을 계속 공급함으로써 공정은 계속될 수 있다. 이러한 방법은 일반적으로 상대적으로 낮은 비용의 방법으로 이해된다. 공정에서 사용되는 유리의 양은 유도기(inductor) 영역을 통한 유리 튜브의 계속적 공급에 의해 균형이 맞추어질 수 있는 반면, 금속 코어의 형성은 마스터 합금 드롭렛(droplet)의 초기 양에 의하여 제한될 수 있다. 마이크로와이어의 마이크로구조(및 이로 인한 그의 특성)는 주로 냉각 속도에 의존하며, 이는 금속-충진 모세관이 수용 코일에 이르는 도중에 냉각 용액(물 또는 오일)의 스트림으로 진입할 때, 냉각 메카니즘에 의해 조절될 수 있다. 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여 2 ㎛ 내지 20 ㎛의 두께 범위의 유리 코팅을 가진 1 ㎛ 내지 120 ㎛ 범위에 있는 금속 코어가 이러한 방법으로 생산될 수 있다. 냉각 속도는 그 범위 내에서 모든 값과 증가분을 포함하여 10 3 내지 106 K/s이다.
플래나 플로우 캐스팅(Planar flow casting)은 연속적인 시트 형태의 넓은 리본을 생산하기 위한 바교적 저비용이면서 비교적 큰 부피 기술로 이해될 수 있다. 공정은 냉각 표면 위쪽 근접 거리에 액체 용융물을 흐르도록 하는 것을 포함할 수 있다. 10 ㎜ 내지 215 ㎜의 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 최대 18.4 인치(215 ㎜)의 너비의 얇은 포일/시트(foil/sheet)가, 0.016 내지 0.075 ㎜의 범위의 두께(그 범위에서 모든 값과 그 증가분을 포함하여)를 가지고 상업적 스케일로 생산될 수 있다. 그 범위의 모든 값과 증가분을 포함하는 ~104 내지 ~106 K/s 범위의 냉각 속도가 제공될 수 있다. 시트 생산 후, 각각의 시트(5 내지 50)가 따뜻한 상태로 압착되고 콤팩트 롤 결합되어(roll bond the compacts) 시트를 생산한다.
트윈 롤 캐스팅(Twin roll casting)은 서로 반대 방향으로 회전하는 2개의 롤러 사이에서 액체 용융물을 ?칭하는 것(quenching)을 포함하는 것으로 이해될 수 있다. 고체화가 각각의 롤러의 상부 부분과 액체 용융물 사이의 제1 접촉에서 시작될 수 있다. 2개의 각각의 쉘이 각각의 냉각 표면 위에서 형성되기 시작하고, 공정이 계속되면서 이후 냉각 롤에 의하여 롤 닢(roll nip)에서 합쳐져 하나의 연속 시트를 형성할 수 있다. 이러한 접근 방식에서, 고체화는 신속하게 발생될 수 있고, 직접적인 용융물 두께는 공지의 용융물 공정에 비하여 훨씬 얇게 그리고 전형적으로 핫 롤링과 같은 임의의 후행 처리 단계 이전에 1.5 ㎜ 내지 3.0 ㎜의 범위로 만들어질 수 있다. 공정은 많은 관점에서 플래나 플로우 캐스팅과 유사할 수 있지만, 주요한 차이점은 플래나 플로우 캐스팅에서 단일의 냉각 롤러가 사용되는 것에 비하여 트윈 롤 캐스팅에서는 시트를 생산하기 위하여 2개의 냉각 롤러가 사용될 수 있다는 점이다. 그러나 본 명세서에서 생산될 수 있는 시트의 맥락에서, 지시된 SGMM 구조를 가지면서 두께는 0.5 ㎜ 내지 5.0 ㎜의 범위가 될 수 있다.
따라서 위에서 언급된 내용으로부터 이해할 수 있는 것처럼, 철 기반 합금은 파이버, 와이어, 리본, 시트 및/또는 포일로 형성될 수 있다. 와이어 또는 파이버 형태에서는, 합금은 그 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 1 ㎛ 내지 120 ㎛ 범위의 직경을 가질 수 있다. 리본, 시트 또는 포일의 형태에서, 합금은 그 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 0.015 ㎜ 내지 215 ㎜ 범위의 직경을 가질 수 있다.
고체화된 철 기반 합금은 그 범위의 모든 값과 증가분을 포함하여 7.40 g/㎤ 내지 7.80 g/㎤ 범위의 밀도를 가질 수 있다. 추가로, 10 ℃/분의 가열 속도에서 시차열분석(differential thermal analysis: DTA) 또는 시차주사 열량 측정법(differential scanning calorimetry: DSC)에 의하여 측정시, 철 기반 합금은 그 범위의 모든 값과 증가분을 포함하여 약 396 ℃ 내지 713 ℃ 범위의 비결정질(유리)에서 결정으로의 전이(변태)(transformation) 온도를 나타낼 수 있다. 10 ℃/분의 가열 속도에서 시차열분석(DTA) 또는 시차주사 열량측정법(DSC)에 의하여 측정이 되는 경우, 그 범위의 모든 값과 증가분을 포함하여 전이 엔탈피는 -16 J/gram 내지 -167 J/gram이 될 수 있다.
철 기반 합금은 180도의 구부림(bending)을 나타낼 수 있고, 여기에서 0.020 ㎜ 내지 0.060 ㎜ 범위의 두께를 가지는 리본이 완전히 평평하게 구부려질 수 있다. 0.001 s-1의 스트레인 속도에서 시험시, 철 기반 합금은, 또한 1.00 GPa 내지 3.26 GPa와 같이, 그 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 0.4 GPa 내지 3.90 GPa 범위의 극한(ultimate) 인장 강도를 나타낼 수 있다. 또한, 0.001 s-1의 스트레인 속도로 시험시, 철 기반 합금은, 1.0% 내지 5.5%와 같이, 그 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 0.4 % 내지 5.5 % 범위의 총 신장률(elongation)을 나타낼 수 있다. 50 g 부하를 사용하여 다이아몬드 피라미드 압자(indenter)를 이용하여 시험시, 합금은 900 내지 950 범위의 비커스 경도(Vickers hardness)를 나타낼 수 있다. 합금은 또한 그 범위에서 모든 값과 증가분을 포함하여 적어도 90×103/미터 내지 300×103/미터의 전단 밴드 밀도를 나타낼 수 있다. 연성의 존재와 비교적 높은 전단 밴드 밀도는 SGMM 구조가 합금 내에 형성이 되었다는 것을 나타낸다.
실시예
아래의 실시예는 예시의 목적을 위한 것이고 그리고 설명 또는 첨부된 청구범위를 제한하는 것을 의미하지는 않는다.
실시예 1
합금 연구의 화학적 조성은 사용된 구체적인 원자 비(specific atomic ratios)을 제공하는 표 1에 표시되어 있다. 이러한 화학 조성은 상업적 순도 및 높은 순도 공급원료 모두를 이용하는 용융-스피닝(방사)(spinning)에 의한 물질 처리에 사용되었다. 높은 순도 원소를 이용하여, 목표 합금의 15g 합금 공급원료를 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량을 측정하여 준비하였다. 공급원료 물질을 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 놓았다. 공급원료는, 차단 기체로 높은 순도의 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고(flipped), 재-용융되어 균질성을 보장하였다. 혼합 후, 잉곳은 약 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비의 핑거 형태로 캐스팅되었다. 생성된 핑거를 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니(quartz crucible) 내 용융-방사 챔버에 놓았다. 잉곳을 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 표 3의 PP1 내지 PP6 공정 조건에 의하여 식별되는 공정 조건하에 용융시킨 다음, 서로 다른 접선 속도로 이동하는 245 ㎜ 직경 구리 휠 위로 배출시켰다. 생성된 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께와 전형적으로 ~1.25 ㎜의 너비를 가졌다. 상업적 공정 연구를 위하여, 표 1에 열거된 합금은, 합금 비용을 최소로 하기 위한 노력으로 선택된 다양한 철 함유 첨가물 및 다른 용이한 상업적으로 이용가능한 성분을 사용하여 상업적 순도( 최대 10 원자 % 불순물)로 만들어졌다.
표 1: 합금의 화학 조성
잉곳 형태의 합금의 밀도가 공기 및 증류수의 양쪽에서 무게를 측정하는 것을 허용하는 특별히 만들어진 저울에서 아르키메데스 방법을 사용하여 측정되었다. 각각의 합금을 위한 아크-용융된 15 g 잉곳의 밀도가 표 2에 제시되었고, 7.52 g/㎤ 내지 7.80 g/㎤의 범위에서 변화하는 것으로 나타났다. 시험 결과는 이러한 기술의 정밀도가 ±0.01 g/㎤ 임을 보여준다. 밀도 측정에 대한 요약이 표 2에 제시되어 있다.
표 2: 밀도 결과의 요약(g/㎤)
샘플을 처리하는데 사용되는 공정 매개변수(process parameters)가 표 3에 제시되어 있다. 제시된 것처럼, 2개의 서로 다른 휠(wheel) 접선(tangential) 속도(velocities) 25 m/s 및 16 m/s가 사용되었다. 휠 접선 속도의 차이는 리본 두께를 조절하는 비교적 중요한 인자가 될 수 있으며, 이는 물질의 냉각 속도에 영향을 미칠 수 있다. 처리 분위기(atmosphere)는 헬륨, 공기 및 이산화탄소에서의 공정을 포함하도록 변화되었다. 모든 샘플은 1/3 atm 챔버 압력에서 처리되었다. 장입물 순도에 대해서는, 높은 순도(HP, High Purity) 및 상업적 순도(CP, Commercial Purity) 장입물 모두가 사용되었다. 높은 순도 장입물은 원소로부터 직접 합금시킴으로써 만들어지는 데 반해, 상업적 순도 장입물은 철 함유 첨가물 파우더 및 용접 등급 물질에서 일반적으로 사용되는 화합물 수준의 다른 성분을 사용하여 만들어진다는 점에 유의하여야 한다.
표 3: 주요한 공정 변화의 요약
구조, 성질 및 공정 윈도우에 대한 화학 변화의 효과를 나타내기 위하여 표 1에 있는 모든 합금을 표 3에 기재된 PP4 공정 매개변수에 따라 처리하였다. 생성된 리본으로부터, 열분석(thermal analysis), 주름 굽힘 시험(corrugation bend testing) 및 인장 시험을 포함하는 다양한 시험 측정이 실시되었다. PP4 공정 조건에 의하여 처리된 표 1 합금의 결과가 아래 부분에 기술되어 있다.
DSC-7 옵션을 가진 시스템을 사용하여 고체화된(as-soldified) 리본에 대하여 열분석을 실시하였다. 시차열분석(DTA) 및 시차주사 열량측정법(DSC)이 초고순도 아르곤 흐름의 사용을 통한 산화로부터 보호된 샘플에 대해 10 ℃/분의 가열 속도로 실시되었다. 표 4에서, 비정질(유리)에서 결정으로의 전이(transformation)와 관련된 DSC 데이터가 PP4 용융-방사 공정 매개변수를 사용하여 용융-방사된 합금에 대하여 제시된다. 모든 샘플이 비교적 현저한 유리질 부분(즉 ≥10 %)을 포함하는 것으로 나타났다. 보여지는 것처럼, 비정질(유리)에서 결정으로의 전이는 400 ℃ 내지 713 ℃의 온도 범위에서, 그리고 22 J/g 내지 165 J/g의 전이 엔탈피로, 하나 또는 2개의 단계로 발생할 수 있다.
표 4: PP4 매개변수를 사용하여 처리된 합금의 DTA 데이터
완전히 평평하게 굽혀지는 리본의 능력은 연성 상태를 보여주며, 그에 의해비교적 높은 스트레인이 얻어질 수 있으나, 이는 통상의 굽힘 시험에 의해서는 측정되지 않는다. 리본이 그 자체로 완전하게 둥글게 또는 뒤로 접혀지는 경우, 리본은 복잡한 기계 공학으로부터 유도되는 것처럼 119.8 %만큼 높은 비교적 높은 스트레인을 경험할 수 있다. 실제로, 스트레인은 리본의 인장 측면에서 57 % 내지 97 % 스트레인의 범위이다. 180 ° 굽힘(평평함) 동안, 4종류의 거동이 관찰되었다: 타입 1 거동- 균열이 없이 휘어질 수 없음; 타입 2 거동- 휠 측면 바깥으로 한 쪽 측면으로 휘어질 수 있음; 타입 3 거동-자유 면 바깥으로 한 쪽 측면으로 휘어질 수 있음; 및 타입 4 거동-양쪽 측면으로 휘어질 수 있음. "휠-측면(wheel side)"이란 용어는 용융 방사 과정에서 휠과 접촉했던 리본의 측면으로 이해될 수 있다.
굽힘 연성을 측정하기 위하여, 표 1에 있는 각각의 합금으로부터 PP4 조건(표 3)에서 처리되어 생성된 리본은, 하니컴(honeycomb)을 생성하기 위하여 사용된 주름 공정의 첫 번째 단계와 유사하도록 설계된 홈 빌트 주름 시스템을 사용하여 주름이 생기도록 만들어졌다. 리본이 주름진 롤러를 통해 통과하면서, 리본이 반대 방향으로 거의 180 °로 휘어지고, 이후 만약 유연하다면 영구적으로 가소성을 가지도록 변형되거나 또는 만약 부스러진다면 작은 조각으로 깨어진다. 도 1a 내지 도 1d의 도면은 합금 A2의 주름진 리본(도 1a), 합금 B4의 주름진 리본(도 1b), 합금 C6의 주름진 리본(도 1c) 및 합금 D8의 주름진 리본(도 1d)에 대한 주름진 리본의 광학 사진을 포함한다. 각각의 샘플에 대하여, 균일한 리본의 미터 길이가 선택되며, 이후 이것이 주름이 지도록 만들어지고 그리고 브레이크(균열)(breaks)의 전체 개수가 표 5에 기재되어 있다. 주름은 단지 타입 4 휘어짐 거동을 경험한 리본에 대해서만 행해지며, 이는 리본이 양쪽 측면으로부터(즉 휠 측면 및 자유 면) 180 °로 휘어질 수 있다는 것을 의미한다는 점에 유의해야 한다. 만약 타입 4 휘어짐 거동이 수동 휘어짐을 경험하지 않았다면, 주름이 시도되지 않는데, 그 이유는 일반적으로 1 미터 길에서 100을 초과하는, 비교적 큰 개수의 브레이크(균열)(breaks)가 발생하기 때문이라는 점에 유의하여야 한다.
표 5: PP4 처리 합금에 대한 주름 시험 결과(1 미터 당 브레이크의 수)
금속 리본의 기계적 성질이 마이크로스케일 인장 시험을 이용하여 실온에서 얻어졌다. 시험은 MTEST 윈도우 소프트웨어 프로그램에 의하여 감시 및 제어되는 풀암(Fullam)에 의하여 제조된 상업적 인장 단계에서 실시되었다. 변형(deformation)이 조임 시스템(gripping system)을 통하여 스텝핑 모터에 의하여 적용되는 한편, 부하가 하나의 조임 이빨(jaw)의 끝 부분에 연결된 부하 셀(load cell)에 의하여 측정되었다. 변위가 게이지 길이의 변화를 측정하기 위해 2개의 조임 이빨(gripping jaw)에 부착된 선형 변이 차등 변형기(Linear Variable Differential Transformer: LVDT)를 사용하여 얻어졌다. 시험 전, 리본의 두께와 너비가 게이지 길이의 서로 다른 위치에서 적어도 3회 동안 주의하여 측정되었다. 이후 평균값이 게이지 두께 및 너비로 기록되었고, 이는 차후의 스트레스 및 스트레인 계산을 위한 입력 매개변수로 사용되었다. 처음 기계적 시험 데이터가 사각형 단면을 가정하는 한편, 사실 리본 단면은 도 2의 리본 단면에서 보여지는 것처럼 위쪽에서 곡면이고, 측정된 사각형 단면은 실제 단면을 과도하게 평가한다. 기하학적 효과에 대한 수정 인자가 적용되었고, 이는 측정된 강도 특성(항복 응력 및 극한 강도)에서 5 %가 증가되는 것으로 평가되었다. 모든 시험이 ~0.001 s-1의 스트레인(strain) 속도로, 변위 제어하에 실행되었다. 표 6에는, 표 1의 각각의 합금에 대한 게이지 크기, 신장률, 파괴 하중(breaking load), 항복 응력(yield stress), 극한 강도(ultimate strength) 및 탄성 계수(Young's Modulus)를 포함하는 인장 시험 결과의 요약이 제시되어 있다. 각각의 구분되는 샘플은, 샘플에서 마크로-결점의 존재를 포함하여 이러한 시험 방법 및 샘플 품질의 편차를 설명하기 위하여 세 번씩 측정되었다는 점에 유의해야 한다. 알 수 있는 것처럼, 인장 강도 값은 매우 높고, 1.28 % 내지 4.94 %의 전체 신장률 값을 가지고 1.08 내지 3.26 GPa로 변한다. 표 6에 나타낸 결과는 머신 컴플라이언스를 위하여 조절되었다는 점에 유의해야 한다.
표 6: PP4 처리 물질에 대한 인장 특성
실시예 2
구조 및 성질에 대한 공정 매개변수의 효과를 보여주기 위하여, 표 1에 있는 A-시리즈 합금을 표 3의 여러가지의 특정 조건 하에 처리하였다. 생성된 리본으로부터, 열분석, 주름 휘어짐 시험 및 인장 시험을 포함하여 다양한 시험 측정이 실행되었다. 서로 다른 공정 조건에서 처리된 표 1의 A-시리즈 합금의 결과가 아래 부분에서 기술된다.
열분석이 NETZSCH DDSC404 F3 페가수스 시차주사 열량측정법(DSC)을 사용하여 고체화된(as-solidified) 리본에 대하여 실행되었다. 일정한 가열 속도가 초고 순도 아르곤 흐름의 사용을 통하여 산화로부터 보호된 샘플에 대해 10 ℃/분의 가열 속도에서 스캔된다. 표 7 내지 12에서, 비정질(유리)에서 결정으로의 전이과 관련된 DSC 데이터가 표 3의 특정 공정 조건에서 용융-방사된 A-시리즈 합금에 대하여 제시된다. 대부분의 샘플이 PP6 조건에서 처리된 합금의 일부를 제외하고 하나 또는 그 이상의 특징적인 발열성 정점에 의하여 확인되는 것처럼 현저한 부분의 비정질(유리)을 포함하는 것으로 나타났다. 비정질(유리)에서 결정으로의 전이는 389 ℃ 내지 642 ℃의 온도 범위에서 - 16 J/g 내지 -167 J/g 범위의 전이 엔탈피로, 몇몇 합금에 대하여 중첩되는 정점을 가지고 하나 또는 두 개의 단계로 발생한다.
표 7 PP1 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
표 8 PP2 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
표 9 PP3 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
표 10 PP4 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
표 11 PP5 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
표 12 PP6 매개변수로 처리된 합금에 대한 DSC 데이터
휘어짐 연성(bend ductility)을 측정하기 위하여, 표 13에서 처리된 각각의 리본 샘플을 홈 빌트 주름 시스템을 이용하여 주름이 지도록 만들었다. 각각의 샘플에 대하여, 1 미터 길이의 균일한 리본을 선택하여, 이를 주름이 지도록 만들고, 브레이크(breaks)의 총 수를 기재하였다. 주름 공정은 타입 4 휘어짐 거동을 경험한 리본에 대해서만 시행된다는 점에 유의한다. 만약 타입 4 휘어짐 거동(양쪽 측면으로 휘어질 수 있는)이 수동 휘어짐에 의하여 경험되지 않는다면, 주름 공정은 시도되지 않는데, 그 이유는 일반적으로 1 미터 길이에 100을 초과하는 매우 큰 수의 브레이크가 발생하기 때문이라는 점에 유의하여야 한다.
표 13 주름 결과에 대한 요약-1 미터 당 브레이크(break)의 개수
금속 리본의 기계적 성질이 마이크로스케일 인장 시험을 사용하여 실온에서 얻어졌다. 시험은 MTEST 윈도우 소프트웨어 프로그램에 의하여 감시되고 그리고 제어되는 풀암(Fullam)사에 의하여 제조된 상업적 인장 단계에서 실시되었다. 변형이 조임 시스템(gripping system)을 통하여 스텝핑 모터에 의하여 적용되는 한편, 부하가 하나의 조임 이빨(jaw)의 끝 부분에 연결이 된 로드 셀에 의하여 측정이 되었다. 변위가 게이지 길이의 변화를 측정하는 2개의 조임 이빨(gripping jaw)에 부착이 되는 선형 변이 차등 변형기(Linear Variable Differential Transformer: LVDT)를 사용하여 얻어졌다. 시험 전 리본의 두께와 너비가 게이지 길이의 서로 다른 위치에서 적어도 3회 동안 주의하여 측정이 되었다. 이후 평균값이 게이지 두께 및 너비로 기록되었고 그리고 차후 인장 및 스트레인 계산을 위하여 입력 매개변수로 사용되었다. 최초의 기계적 시험 데이터가 사각형 단면을 가정하는 한편, 사실 리본 단면은 도 2에 도시된 것처럼 위쪽에서 보면 곡면이 되고 그리고 측정된 사각형 단면은 실제 단면을 과도하게 평가한 것이다. 기하학적 효과에 대한 수정 인자가 적용되었고, 이것은 측정된 강도 특성(항복 강도 및 극한 강도)에 5 %가 증가가 되는 것으로 평가되었다. 모든 시험이 ~0.001 s-1의 스트레인 속도를 이용하여 변위 제어 아래에서 실행이 되었다. 표 14-18에서 게이지 크기, 신장률, 전단 하중, 항복 가도, 극한 강도 및 탄성 계수(Young's Modulus)를 포함하는 인장 시험 결과의 요약이 표 3에서 특정된 공정 조건에서 용융-방사가 된 A-시리즈 합금에 대하여 제시된다. PP6 용융-방사 조건에서 처리된 모든 A-시리즈 합금은 깨어지고 그리고 인장 시험이 되지 않는다. 각각의 구분되는 샘플은 샘플에서 매크로-결점의 존재를 포함하는 이러한 시험 방법 및 샘플 품질의 편차를 설명하기 위하여 세 번씩 측정이 되었다는 점에 유의해야 한다. 알 수 있는 것처럼, 인장 강도 값은 매우 높고 1.0 % 내지 5.5 %의 전체 신장률 값을 가지고 1.00 GPa 내지 2.86 GPa로 변한다. 표 6에 나타낸 결과는 머신 컴플라이언스를 위하여 조절이 되었다.
표 14 PP1 매개변수에서 처리된 합금을 위한 인장 특성
표 15 PP2 매개변수에서 처리된 합금을 위한 인장 특성
표 16 PP3 매개변수에서 처리된 합금을 위한 인장 특성
표 17 PP4 매개변수에서 처리된 합금을 위한 인장 특성
표 18: PP5 매개변수에서 처리된 합금을 위한 인장 성질
실시 예 3
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 철 함유 첨가물과 다른 쉽게 상업적으로 이용 가능한 성분을 사용하여, 15 g의 상업적 이용 가능한 순도(CP)의 A2 합금의 공급 원료(10 원자%의 불순물에 이르는)가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고 그리고 이후 서로 다른 접선 속도로 이동하는 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 1.25 ㎜ 너비를 가졌다.
공정 매개변수가 표 19에 나타낸 A2 합금의 샘플을 처리하기 위하여 사용되었다. 나타난 것처럼, 서로 다른 휠 접속 속도가 16 m/s 내지 25 m/s의 범위에서 사용되었다. 휠 접속 속도의 변화는 공정 윈도우의 표시(indication)를 나타낸다. 이는 휠 접선 속도가 물질의 냉각 속도에 영향을 미치는 리본 두께를 제어하는 중요 인자가 되기 때문이다. 공정 분위기가 헬륨, 공기 및 이산화탄소에서의 처리를 포함하도록 변화되었다. 샘플이 완전한 대기압(표 19)에서 처리되는 경우 PP9 조건을 위한 압력을 제외하고 모든 샘플이 1/3 atm 챔버 압력으로 처리가 되었다.
표 19: 키(Key) 공정(Processing) 변화(variations)의 요약
표 20에서, 비정질에서 결정으로의 전이(변태)와 관련된 DSC 데이터가 표 19에 열거된 서로 다른 공정 매개변수에서 융용 방사(melt-spun)가 된 A2 합금에 대하여 제시된다. 모든 샘플은 상대적으로 현저한 비정질 부분(즉 ≥10 %)을 포함하는 것을 알 수 있다. 비정질에서 결정으로의 전이는 400 ℃ 내지 475 ℃의 온도 범위에서, 그리고 30 J/g 내지 84 J/g 의 전이 엔탈피로, 몇몇 합금에 대하여 겹치는 정점을 가지며, 2개의 단계에서 발생한다.
표20: 변화하는 공정 매개변수 셋을 가진 F2GS9A2의 DTA
용융 방사된 리본은 굽힘(bending) 및 인장에서 시험이 되었다. 표 19에 열거된 서로 다른 공정 매개변수에서 용융-방사된 각각의 리본의 1 미터가 주름 시스템을 통하여 통과되었다. 브레이크(break)의 수가 기록되고 표 21에 제시된다.
표 21: 주름 결과에 대한 요약
표 22에서, 게이지 크기, 신장률, 파괴 하중, 항복 응력, 극한(ultimate) 강도 및 탄성 계수(Young's Modulus)를 포함하는 인장 시험 결과의 요약이 서로 다른 매개변수에서 처리된 A2 합금에 대하여 제시된다. 나타난 것처럼, 인장 강도 값은 0.41GPa에서 2.76GPa, 전체 신장률은 0.47 % 내지 4.49 % 범위에서 변한다.
표 22 서로 다른 매개변수에서 처리된 A2 합금의 인장 특성
실시 예 4
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2, B2, C2 및 D2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단(shielding) 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고 그리고 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 표 3에 특정된 PP4 처리에 해당되는 공정 매개변수가 4개의 모든 합금을 위하여 사용되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 1.25 ㎜ 너비를 가졌다. 각각의 합금을 위하여, 극한 인장 강도에 따른 빅커 경도 측정에 대한 결과가 표 23에 제시된다. 빅커 경도 측정은 다이아몬드 피라미드 압인자를 사용하여 ASTM STANDARD E384-10E2에 따라 50 g의 부하에서 실행되었다. 빅커 경도 값은 각각의 합금에 대한 10번 측정의 평균에 기초한다. 비커 균등 강도(Vickers equivalent strength)가 공지된 비율: 강도 ≒ 1/3 경도에 기초하여 계산이 되고 그리고 물질 강도의 잠재적 수준을 나타낸다. 표시된 것처럼, 불균일한 단면 기하학적 형상 및 단면 두께 측정에서 오차를 포함하는 인장 시험 문제로 인하여 실제 강도 값은 0.3 내지 0.6 GPa에 비하여 높은 범위에 있으므로, 이러한 응용에서 나타난 인장 특성은 보수적인 것으로 보인다.
표23: 합금의 마이크로 경도 및 극한 경도
실시 예 5
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2, B2, C2 및 D2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고, 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고 그리고 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 표 3에 특정된 PP4 처리에 해당되는 공정 매개변수가 4개의 모든 합금을 위하여 사용되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 ~1.25 ㎜ 너비를 가졌다.
리본 구조를 시험하기 위하여, 주사 전자 현미경법(SEM)이 각각의 합금의 리본 샘플에 대하여 실행이 되었다. 용융 방사된 리본이 금속조직학 바인더 클립을 사용하여 유지된 다수 개의 리본을 이용하여 표준 금속조직학 마운트에 설치되었다. 리본을 포함하는 바인더 클립이 몰드 내부에 설정되고, 그리고 에폭시가 부어져 경화가 되도록 하였다. 결과물인 금속조직의 마운트가 갈아지고(ground) 그리고 표준 금속조직학 관례에 따르는 적절한 매체를 사용하여 연마되었다. 샘플의 구조가 칼 차이스 SMT사에 의하여 제조된 EVO-60 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰이 되었다. 전형적인 작동 조건은 17.5 kV의 전자 빔 에너지, 2.4 A의 필라멘트 전류 및 800의 점 크기 설정(spot size setting)이 되었다. 에너지 분산 분광기가 제네시스 소프트웨어를 사용하여 아폴로 실리콘 천이 탐지기(SDD-10)로 진행이 되었고 양쪽 기기는 EDAX로부터 구입이 되었다. 탐지기 데드 타임이 약 12-15%가 되도록 하기 위하여 증폭기 시간은 6.4 마이크로-초로 설정되었다. 도 3 내지 6에서 단면의 SEM 후방 산란 주사 현미경 사진이 A2, B2, C2 및 D2에 대하여 각각 제시된다. 어떤 결정 또는 다른 구조적 특징이 SEM의 분해능 범위의 스케일에서 발견되지 않았다. 이로 인하여 DTA 스캔은 물질이 비정질 매트릭스를 가지므로, 이러한 구조가 매우 미세하고 그리고 SEM에 의하여 관찰이 되지 않으므로(즉, 투과 전자 현미경 사진이 요구된다) SGMM 구조가 만들어진 것으로 나타난 것처럼 보인다.
실시 예 6
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2, B2, C2 및 D2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고 그리고 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 표 3에 특정된 PP4 처리에 해당되는 공정 매개변수가 4개의 모든 합금을 위하여 사용되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 ~1.25 ㎜ 너비를 가졌다. 생산된 리본이 마이크로스케일 인장 시험을 사용하여 실온에서 인장 시험이 되었다. 시험은 풀만 사에 의하여 만들어진 상업적 인장 시험 단계에서 실행되었다. 모든 시험은 ~0.001 s-1의 스트레인 속도을 이용하여 변위 제어 아래에서 실행이 되었다. 각각의 합금으로부터 샘플의 게이지 표면이 칼 차이스 SMT사에 의하여 제조된 EVO-60 주사 전자 현미경을 사용하여 시험이 되었다. 도 7 내지 10에서, 인장 시험 후 게이지 표면의 SEM 현미경 사진이 A2, B2, C2, D2 각각에 대하여 제시된다. 도시된 것처럼, 다수 개의 전단 밴드 형성이 4개의 모든 합금에서 관찰이 되었다.
전단 밴드 밀도를 측정하기 위하여, ×1000 및 ×2500 배율을 가진 SEM 이미지가 사용되었다. 각각의 이미지에 대하여, 열 개의 선이 전단 밴드 방향에 수직이 되도록 그려지고, 선과 전단 밴드 사이의 교차점이 헤아려지고 그리고 평균 밀도가 그려진 선의 전체 길이에 의하여 나누어진 전체 교차점의 수로부터 계산이 되었다. 이러한 값은 각각의 합금에서 1 미터 당 전단 밴드의 수를 나타낸다. 높은 분해능(resolutions)이 가시적인 전단 밴드의 보다 정확한 수를 제공할 수 있다. 그러므로 보다 미세한 전단 밴드 중 상당수가 빠르게 둔해지거나 저지되고, 그리고 용이하게 분해되지(resolved) 않으므로 훨씬 높은 전단 밴드 밀도가 인장 시험 과정에서 실질적으로 생성이 된 것으로 예상될 수 있다.
표 24: 전단 밴드 밀도
실시 예 7
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2, B2, C2 및 D2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 쉴딩(shielding) 기체로 순도 높은 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고, 그리고 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 표 3에 특정된 PP4 처리에 해당되는 공정 매개변수가 4개의 모든 합금을 위하여 사용되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 ~1.25 ㎜ 너비를 가졌다. 생산된 리본이 마이크로스케일 인장 시험을 사용하여 실온에서 인장 시험이 되었다. 시험은 풀만 사에 의하여 만들어진 상업적 인장 시험 단계에서 실행되었다. 모든 시험은 ~0.001 S-1의 스트레인 속도을 이용하여 변위 제어 아래에서 실행이 되었다. 각각의 합금으로부터 샘플의 게이지 표면이 칼 차이스 SMT사에 의하여 제조된 EVO-60 주사 전자 현미경을 사용하여 시험이 되었다. 도 11 내지 14에서, 인장 시험 후 게이지 표면의 SEM 현미경 사진이 A2, B2, C2, D2 각각에 대하여 제시된다. 각각의 합금에 대하여, 유도된 전단 밴드 둔해짐(Induced Shear Band Blunting: ISBB)의 실시 예가 화살표에 의하여 표시되고, 그리고 전단 밴드 저지 상호 작용(Shear Band Arresting Interactions)의 실시 예가 원으로 표시된다. ISBB는 다른 전단 밴드로부터 멀리 떨어진 단일 전단 밴드의 둔해짐에 의하여 특징이 지워진다. SBAI 이벤트는 후속하여 저지되는 둘 이상의 전단 밴드의 상호 작용에 의하여 특징이 지워진다.
실시 예 8
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2, B2, C2 및 D2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳이 서로 다른 분위기에서 그리고 RF 유도(induction)를 사용하여 용융이 되었고, 그리고 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 표 3에 특정된 PP4 처리에 해당되는 공정 매개변수가 4개의 모든 합금을 위하여 사용되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 ~1.25 ㎜ 너비를 가졌다. 생산된 리본이 마이크로스케일 인장 시험을 사용하여 실온에서 인장 시험이 되었다. 시험은 풀만 사에 의하여 만들어진 상업적 인장 시험 단계에서 실행되었다. 모든 시험은 ~0.001 s-1의 스트레인 속도를 이용하여 변위 제어 아래에서 실행이 되었다. 도 15 내지 18에서, 대표적인 인장 인장-스트레인 곡선이 A2, B2, C2 및 D2 합금 각각에 대하여 제시된다. 4개의 모든 합금은 상대적으로 높은 강도(>2.5 GPa), 넓은 범위의 연속적인 스트레인 강도 및 2 % 이상의 가소 연성(plastic ductility)을 나타낸다.
실시 예 9
높은 순도의 원소를 사용하여, 15 g의 높은 순도(HP)의 A2 합금의 공급 원료가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 철 함유 첨가물과 다른 쉽게 상업적으로 이용 가능한 성분을 사용하여, 15 g의 상업적 이용 가능한 순도(CP)의 A2 합금의 공급 원료(10 원자%의 불순물에 이르는)가 표 1에 제공된 원자 비율에 따라 중량이 측정되어 준비되었다. 이후 공급 원료 물질이 아크-용융 시스템의 구리 노 내부에 위치되었다. 공급 원료가 차단 기체로 높은 순도 아르곤을 사용하여 잉곳으로 아크-용융이 되었다. 잉곳이 수회에 걸쳐 뒤집어지고 그리고 균일성을 보장하기 위하여 재-용융이 되었다. 혼합 후 잉곳이 30 ㎜ 길이 및 8 ㎜ 두께와 12 ㎜ 너비로 핑거의 형태로 캐스팅이 되었다. 결과물인 핑거가 이후 ~0.81 ㎜의 홀 직경을 가지는 수정 도가니에 있는 용융-방사 챔버에 위치되었다. 잉곳은 용융이 되었고 그리고 RF 유도를 사용하여 표 3에 특정된 PP2 와 PP4 처리 매개변수에서 처리가 되었고 그리고 서로 다른 접속 속도로 이동하는 245 ㎜ 직경 구리 휠 위에 배출이 되었다. 생산된 결과물인 리본은 0.020 내지 0.060 ㎜ 두께가 되고 전형적으로 ~1.25 ㎜ 너비를 가졌다. 생산된 리본이 표 25에 열거된 서로 다른 조건에서 열처리가 되었다.
표 25: 열 처리 매개변수
*Tcr - 리본이 90 % 굽힘 능력 또는 그 보다 높은 굽힘 능력을 유지하는 경우 H03, H02 및 H01로부터 결정된 최대 온도.
열분석이 NETZSCH DDSC404 F3 페가수스 시차주사 열량측정법(DSC)을 사용하여 열처리 된 리본에 대하여 실행이 되었다. 일정한 가열 속도가 초고 순도 아르곤 흐름의 사용을 통하여 산화로부터 보호가 된 샘플을 이용하여 10 ℃/분의 가열 속도에서 스캔이 된다. 표 26에서, 비정질에서 결정으로의 전이와 관련된 DSC 데이터가 표 3에서 특정된 PP2 공정 조건에서 용융-방사가 된 열처리 합금에 대하여 제시된다. 비정질에서 결정으로의 전이는 393 ℃ 내지 500 ℃의 온도 범위에서, 그리고 63 J/g 내지 92 J/g 범위의 전이 엔탈피로, 하나 또는 두 개의 단계에서 발생한다. 표 27에서, 비정질에서 결정으로의 전이와 관련된 DSC 데이터가 표 3에서 특정된 PP4 공정 조건에서 용융-방사가 된 열처리 합금에 대하여 제시된다. 비정질에서 결정으로의 전이는 395 ℃ 내지 460 ℃의 온도 범위에서 그리고 56 J/g 내지 86 J/g 범위의 전이 엔탈피로, 하나 또는 두 개의 단계에서 발생한다.
표 26: PP2 매개변수에서 처리된 열-처리 리본에 대한 DSC 데이터
표 27: PP4 매개변수에서 처리된 열-처리 리본에 대한 DSC
굽힘 연성을 측정하기 위하여, 처리된 리본의 샘플이 홈 빌트 주름 시스템을 사용으로 주름지게 만들었다. 각각의 샘플에 대하여, 균일 리본의 1 미터 길이가 선택되고, 그리고 이후 이것은 주름지게 만들어지고 그리고 브레이크(breaks) 전체 개수가 PP2 및 PP4 매개변수에서 각각 처리된 열-처리 합금에 대하여 표 28-29에 제시된다.
표 28: PP2 매개변수에서 처리한 열-처리 리본에 대한 주름(corrugation) 결과
표 29: PP4 매개변수에 대한 열-처리 리본에 대한 주름 결과
금속 리본의 기계적 성질이 스트레인 속도(변형률) ~0.001 s-1에서 마이크로스케일 인장 시험을 사용하여 실온에서 얻어졌다. 표 30에서, 게이지 크기, 신장률, 파괴 하중(breaking load), 항복 응력, 극한 강도 및 탄성 계수(Young's Modulus)를 포함하는 인장 시험 결과의 요약이 표 3에 특정된 PP2 공정 조건에서 용융-방사된 열처리 금속에 대하여 제시된다. 인장 강도 값은 1.32 % 내지 4.73 %의 전체 신장률 값을 가지고 1.11 GPa 내지 2.70 GPa 범위에서 변한다. 표 31에서, 게이지 크기, 신장률, 파괴 하중, 항복 응력, 극단 강도 및 탄성 계수(Young's Modulus)를 포함하는 인장 시험 결과의 요약이 표 3에 특정된 PP4 공정 조건에서 용융-방사된 열처리 금속에 대하여 제시된다. 인장 강도 값은 2.86 % 내지 4.62 %의 전체 신장률 값을 가지고 2.49 GPa 내지 2.86 GPa 범위에서 변한다. 합금은 양쪽 경우에서 결정 정점 이상의 온도에서 어닐링(annealing)된 후 브리틀(brittle)해진다. 표 30-31에 제시된 결과는 머신 어플라이언스 및 샘플 기하학 형상에 대하여 조절된 것이라는 점에 유의해야 한다.
표 30: PP2 매개변수에서 처리된 열-처리 리본의 인장 특성
표 31: PP4 매개변수에서 처리된 열-처리 리본의 인장 특성
본 명세서에서 합금은 다양한 응용을 위하여 사용될 수 있다. 이것은 아래와 같은 것을 포함한다: (1) 합금이 요구되는 신축성을 나타내고 그리고 감춰진 상태로 유지되는 상대적으로 낮은 밀도를 가지고 상대적으로 얇게 만들어질 수 있으므로 방탄복(사람에게 착용되는 찌름 및 탄도 보호); (2) 합금은 상대적으로 높은 특정 강도, 단단함 및 부식 강도를 제공하므로 구조 하니컴 형상물(수직 벽에 의하여 분리되는 셀의 배열, 상기에서 셀은 적절하게 기둥 또는 육각형 형상으로 된다); (3) 합금은 상대적으로 높은 ?힘 저항, 부식 저항 및 금속성 마감을 제공하므로 휴대용 전자기기와 같은 것을 위한 봉합 전면(enclosure facing); (4) 합금은 강도와 갑옷을 제공하도록 형성될 수 있으므로 전력 또는 신호 중 어느 하나를 위한 전송 케이블; (5) 합금은 펑크 저항 및/또는 단단함을 제공할 수 있으므로 타이어 피복; (6) 합금은 펑크 또는 헤어짐(wear) 저항을 제공할 수 있으므로 신발; (7) 합금은 상대적으로 높은 강도, 단단함, 전기 및/또는 열전도성 또는 EMI 차단을 제공할 수 있으므로 복합 소재 조성물(예를 들어 고분자 수지 기초); (8) 합금은 균열 형성 및 균열이 형성된 후 잔존 강도에 대한 상대적으로 높은 저항, 추가로 부식 저항에 대한 향상을 제공하므로 강화 콘크리트를 위한 섬유; (9) 함금은 증가된 강도, 단단함, 열 또는 전기 전도성 및 부식 저항을 제공하므로 열가소성(비-교차된) 및/또는 열경화성(교차된) 수지를 포함하는 강화 고분자 섬유.
다양한 방법 및 실시 형태의 위의 기술은 예시의 목적을 위하여 제시되었다. 그것은 개시된 정확한 단계 및/또는 방법에 대한 전체가 제시되거나 또는 제한적인 것으로 의도가 되지 않고, 명백하게 많은 수정 및 변형이 위의 발명의 관점에서 가능하다.
도 1 내지 14: 주사전자 현미경사진
도 15 내지 18: 응력 변형률 곡선
도 15 내지 18: 응력 변형률 곡선
Claims (18)
- 45.0 원자 퍼센트 내지 71 원자 퍼센트 수준의 Fe;
4.0 원자 퍼센트 내지 17.5 원자 퍼센트 수준의 Ni;
11.0 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 수준의 B;
0.3 원자 퍼센트 내지 4.0 원자 퍼센트 수준의 Si를 포함하고,
부피 비로 5.0 % 내지 95 %의 범위에서 존재하는 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분(SGMM)을 포함하고, 그리고 서로 다른 화학적 조성물(chemical composition)을 가지는 2개의 상을 형성하고, 상기 SGMM 구조는 하나 또는 그 이상의 반-결정(semicrystalline) 또는 결정 상 및 비정질 매트릭스를 포함하고, 상기 반-결정 상은 2.0 ㎚ 또는 그 미만의 가장 큰 선형 크기(a largest linear dimension)를 나타내는 클러스터(clusters)를 포함하고, 그리고 상기 결정 상은 가장 큰 선형 크기가 2.0 ㎚보다 큰 클러스터를 포함하고, 그리고 상기 비정질 매트릭스의 비정질 상에 있는 구조 유닛은 5 Å 내지 100 Å의 크기를 가지고, 그리고 0.4 GPa 내지 3.9 GPa의 극한 인장 강도 및 0.4 % 내지 5.5 %의 인장 신장률을 가지는 금속 합금. - 청구항 1에 있어서, 상기 합금은 7.40 g/㎤ 내지 7.80 g/㎤ 범위의 밀도를 가지는 금속 합금.
- 청구항 1 또는 2에 있어서, 상기 합금은 396 ℃ 내지 713 ℃의 온도 범위에서 비정질에서 결정으로의 전이를 나타내는 것을 특징으로 하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 3 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 900 내지 950 범위의 비커스 경도를 나타내는 것을 특징으로 하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 4 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 1.0 마이크론보다 큰 두께를 가지는 것을 특징으로 하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 5 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 합금을 통하여 전단 밴드가 전파되는 것을 방지하는 유도 전단 밴드 둔화(Induced Shear Band Blunting:ISBB)를 나타내는 것을 특징으로 하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 6 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 전단 밴드/전단 밴드 상호 작용을 통하여 전단 밴드를 저지하는(arresting) 전단 밴드 저지 상호작용(Shear Band Arresting Interactions: SBAI)을 나타내는 것을 특징으로 하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 7 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 0.1 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 수준의 크롬을 포함하는 금속 합금.
- 청구항 1 내지 8 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은, 구조 하니컴 형상; 봉합 전면; 전력 또는 신호를 위한 전송 케이블; 타이어; 신발; 복합 소재; 콘트리트; 또는 열가소성 또는 열경화성 고분자 수지를 포함하는 폴리머 수지 중 하나 이상에 배치되거나 또는 사용되는 것을 특징으로 하는 금속 합금: 방탄복,
- 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 포함하는 금속 합금을 형성하는 방법에 있어서,
45.0 원자 퍼센트 내지 71 원자 퍼센트 수준의 Fe; 4.0 원자 퍼센트 내지 17.5 원자 퍼센트 수준의 Ni; 11.0 원자 퍼센트 내지 16 원자 퍼센트 수준의 B; 및 0.3 원자 퍼센트 내지 4.0 원자 퍼센트 수준의 Si를 포함하는 금속 합금을 공급하는 단계;
상기 합금을 용융시키고 냉각시켜 상기 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 형성하고, 냉각 과정에서 상기 금속 합금은 화학적 조성물 및 물리적 특성에서 차이를 가지는 2개의 구별되는 상으로 분리되고, 상기에서 상 형성은 결정핵 생성 방식이 아니고, 그리고 상기 SGMM 구조는 하나 또는 그 이상의 반-결정(semicrystalline) 또는 결정 상 및 비정질 매트릭스를 포함하고, 상기 반-결정 상은 2.0 ㎚ 또는 그 미만의 가장 큰 선형 크기를 나타내는 클러스터(clusters)를 포함하고 그리고 상기 결정 상은 2.0 ㎚보다 큰 가장 큰 선형 크기를 나타내는 클러스터를 포함하고 그리고 비정질 매트릭스의 비정질 상에 있는 구조 유닛은 5 Å 내지 100 Å의 크기를 가지고,
상기 SGMM 구조를 포함하는 합금은 0.4 GPa 내지 3.9 GPa의 극한 인장 강도 및 0.4 % 내지 5.5 %의 인장 신장률을 가지는 단계를 포함하는 스피노달 유리 매트릭스 마이크로성분을 포함하는 금속 합금을 형성하는 방법. - 청구항 10에 있어서, 상기 SGMM 구조는 5.0 % 내지 95 %의 부피비로 상기 합금에 존재하는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 또는 11에 있어서, 상기 합금은 396 ℃ 내지 713 ℃의 온도 범위에서 비정질에서 결정으로의 전이를 나타내는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 내지 12 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 900 내지 950 범위의 비커스 경도를 나타내는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 내지 13 중 어느 하나에 있어서, 상기 합금은 1.0 마이크론보다 큰 두께를 가지는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 내지 14 중 어느 하나에 있어서, 상기 냉각은 융용-방사, 제트 캐스팅, 하이퍼?칭(hyperquenching), 와이어 캐스팅, 플래너 플로우 캐스팅(planar flow casting) 또는 트윈-롤 캐스팅 중 어느 하나를 포함하는 방법.
- 청구항 10 내지 15 중 어느 하나에 있어서, 상기 SGMM 구조를 포함하는 합금은 0.5 mm 내지 5.0 mm 범위의 두께를 가지는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 내지 16 중 어느 하나에 있어서, 상기 SGMM 구조를 포함하는 합금은 1 ㎛ 내지 120 ㎛ 범위에 있는 직경을 가지는 와이어 또는 파이버 형태가 되는 것을 특징으로 하는 방법.
- 청구항 10 내지 17에 있어서, 상기 합금은 0.1 원자 퍼센트 내지 19.0 원자 퍼센트의 수준의 크롬을 포함하는 방법.
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| CA2728346A1 (en) * | 2008-06-16 | 2010-01-14 | The Nanosteel Company, Inc. | Ductile metallic glasses |
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