KR20190131244A - Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 생체에 적용가능하도록 은(Ag)을 포함하는 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금을 제공한다. 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은, 47.8~49.2 at%의 니켈(Ni); 0.2~0.4 at%의 몰리브덴(Mo); 0.1~0.3 at%의 철(Fe); 0.5~1.5 at%의 은(Ag); 잔부 티타늄(Ti) 및 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금{Ti-Ni-Mo-Fe-Ag shape memory alloy}

본 발명의 기술적 사상은 형상기억합금에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 관한 것이다.

TiNi 계 합금들은 우수한 두드러진 형상기억효과(shape memory effect, SME) 및 초탄성(superelasticity) 특성을 나타내는 금속간 화합물들이다. 상업적으로 취득가능한 TN-10 합금은 TiNi 계 합금으로서 의료분야에의 적용을 위하여 설계되었다. 상기 TN-10 합금은 연성과 가소성에 대한 최적의 조합을 가지고 있고, 생체에 적합한 조성으로 제조되도록 니켈의 일부가 몰리브덴 및 철로 치환된다. 이러한 TiNi 계 합금들을 제3 원소를 포함하거나 또는 더 나아가 제4 원소를 더 포함하여 합금을 형성하면, 물리 기계적 특성, 구조적 특성 및 상(phase)의 상태 등에서의 변화가 발생된다. 따라서, 높은 수준의 가소성을 유지하면서 마르텐사이트 변태를 포함하는 고용 강화 등에 의한 강도의 증가가 구현할 수 있다. 또한, TiNi 계 합금에 은(Ag)을 더 포함시키는 3원계 합금화는 TN-10 합금을 포함한 여러 합금들의 기능을 다양하게 변화시킬 수 있고, 이와 더불어 의학적인 장치들을 다양하게 형성할 수 있다.

TiNi 계 합금에서 니켈을 대신하여 금, 팔라듐, 및 백금과 같은 귀금속을 5 at% 함량까지 치환하게 되면, 마르텐사이트 변태점을 30℃ 내지 70℃ 수준으로 두드러지게 감소시키게 되고, 상기 귀금속의 함량을 5 at% 이상으로 더 증가시키면 마르텐사이트 변태점을 더 높은 온도(약 1300 K (1027℃) 까지임)로 급격하게 증가시킬 수 있고, 또한 특별한 목적을 위한 형상기억효과를 구현할 수 있다.

3원계 TiNiAg 계 합금에서 은(Ag)을 1.4 at% 내지 3 at% 범위로 포함하는 경우에 항균효과가 있음이 연구된 바 있다. 이러한 항균 활동성은 모상 내에서 결정화되어 나노 크기로 석출된 은(Ag)으로부터 발생한 자유 은(Ag) 이온들에 의한 것으로 분석된다. 다양한 병원체에 대한 은(Ag)의 저항 활동성은 잘 알려져 있고, 예를 들어 은(Ag)에 의하여 외과 수술 후 상처 치유 시간을 감소시키는 가능성이 있다. 또한, 은(Ag) 이온들이 조직 단백질과 결합하고, 병원균의 세포벽과 핵막의 구조 변화를 야기하여 병원균의 세포를 파괴할 수 있어, 결과적으로 은(Ag) 이온들이 멸균 기능을 수행할 수 있음에 대한 다양한 연구가 보고되어 있다.

TiNi 계 합금 설계에 대한 대량 생산 개발을 위한 대부분의 시도는 B2 -> B19' 마르텐사이트 변태에 관련되어 있었고, 중간상인 R 상의 중요성에 대하여는 무시되어 왔다. 그러나, R 상에 대한 깊은 이해는 TiNi 계 합금의 의료공학 분야에 대한 응용에서는 매우 중요하다. 구체적으로, TiNi 계 합금들에 은(Ag)을 0.5 at% 이상 투입하면, B2 -> R 마르텐사이트 변태가 유도되는 것으로 알려져 있고, 이러한 변태는 마르텐사이트 변태 히스테리시스 폭을 감소시키고, 마르텐사이트 변태점을 변화시키고, 또한 특별한 열 기계적 처리 없이 피로 수명에 우수한 효과를 가진다. TiNi 계 합금에 은(Ag)을 추가하는 것은 인체의 체온에 의하여 형상 회복이 시작되는 새로운 물질을 형성하는 것으로 볼 수 있고, 이는 실제적으로 생체용 합금 분야에서 매우 중요하다. 이는 공학 발전을 더 가속화할 수 있고, 의료용 응용들에 대한 항균 특성들 및 바람직한 거동들을 나타내는 대량 생산 물질을 개선할 수 있다.

1. Gunther V et Al 2000 Delay Law and New Class of Materials and Implants in Medicine (Northampton, MAA: STT). 2. Jang J Y et al 2013 Martensitic transformation behavior in Ti-Ni-X (Ag, In, Sn, Sb, Te, Tl, Pb, Bi) ternary alloys Mater. Res. Bull. 48 5064-9.

본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 생체에 적용가능하도록 은(Ag)을 포함하는 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금을 제공하는 것이다.

그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.

상기 기술적 과제를 달성하기 위한 본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은, 47.8~49.2 at%의 니켈(Ni); 0.2~0.4 at%의 몰리브덴(Mo); 0.1~0.3 at%의 철(Fe); 0.5~1.5 at%의 은(Ag); 잔부 티타늄(Ti) 및 불가피한 불순물을 포함한다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)은 0.75~1.25 at% 일 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 0.5 at%에서 1.0 at%로 증가함에 따라, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 증가되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 증가될 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 1.0 at%에서 1.5 at%로 증가함에 따라, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 감소되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 감소될 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 최대값이 되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 최대값을 가질 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 0.5 at% 에서 1.5 at% 로 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 각각 증가될 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 1.0~1.5 at%인 경우에는, R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 은(Ag)을 포함하지 않는 경우에 비하여 높은 수치를 각각 나타낼 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 열 싸이클 횟수가 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도는 증가되고, 마르텐사이트 변태 시작 온도 및 마르텐사이트 변태 종료 온도는 감소될 수 있다.

본 발명의 일부 실시예들에 있어서, 상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 상기 은(Ag)이 0.5 at% 및 상기 은(Ag)이 1.5 at%인 경우와 비교하여, 열 싸이클 횟수의 증가에 따른 마르텐사이트 변태 시작 온도의 감소와 마르텐사이트 변태 종료 온도의 감소가 각각 더 크게 나타날 수 있다.

상기 기술적 과제를 달성하기 위한 본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은, Ti₅₀Ni_{49 .5- X}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_X 의 조성을 가지도록 구성되고, 상기 X는 0.5~1.5 이다.

본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은 진공 유도 용융에 의하여 준비된 5원계 Ti₅₀Ni_{49 .5- X}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_X (X = 0, 0.1, 0.2, 0.5, 1, 및 1.5 at%) 합금들의 구조적 상변태를 가열 사이클을 수행한 후에 4점법, X-선 회절, 광학 현미경 방법들을 이용하여 분석하였다. 분석한 모든 샘플들에서 B2 <-> R <-> B19' 의 2 단계의 가역적인 마르텐사이트 변태가 발생하였다. 연구된 합금들에서 니켈을 은(Ag)으로 0 at% 내지 0.5 at% 범위로 치환한 경우에는, T_R, M_s, 및 M_f 특성이 20℃ 내지 30℃ 정도 감소되었다. 반면, 은(Ag)을 1.0 at% 내지 1.5 at% 범위로 치환한 경우에는 15℃ 내지 35℃ 정도 증가되었고, 고온 영역에서 the B2 <-> R <-> B19' 마르텐사이트 변태가 나타났다. 상온에서의 X-선 회절 분석 결과는 순수한 은(Ag) 상과 5% 까지의 작은 부피 분율의 Ti₂Ni 석출물이 B2 상, R 상, 및 B19' 상의 구조선을 따라서 관찰되었다. 본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은 은(Ag)을 포함하지 않는 경우와 유사한 마르텐사이트 변태점을 나타내는 범위로 은(Ag)을 포함할 수 있고, 이러한 은(Ag)의 함유에 따라 항균 효과를 가지고 생체에 적용하는 응용이 가능할 수 있다

상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 1회 싸이클과 10회 싸이클에서의 은(Ag)의 함량에 따른 온도와 전기 저항 사이의 관계를 나타내는 그래프들이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 은 함량에 따른 마르텐사이트 변태점들의 온도 변화를 나타내는 그래프이다. 도 2는 1회 사이클에 해당되는 결과이다.
도 3 및 도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 X-선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.
도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금의 미세구조를 나타내는 광학 현미경 사진들이다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.

본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은, 47.8~49.2 at%의 니켈(Ni); 0.2~0.4 at%의 몰리브덴(Mo); 0.1~0.3 at%의 철(Fe); 0.5~1.5 at%의 은(Ag); 잔부 티타늄(Ti) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 은(Ag)은 0.75~1.25 at% 일 수 있다. 이와 같이, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금이 은(Ag)을 포함하므로, 항균 효과를 가짐을 예상할 수 있다.

또한, 본 발명의 기술적 사상에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금은, Ti₅₀Ni_49.5-XMo_0.3Fe_0.2Ag_X 의 조성을 가지도록 구성되고, 상기 X는 0.5~1.5 일 수 있다.

본 발명의 목적은 5원계 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag 합금, 예를 들어 일 실시예로서, Ti₅₀Ni_49.5-XMo_0.3Fe_0.2Ag_X 합금을 제공하는 것이다. 여기에서, 은(Ag)의 함량은 0, 0.1, 0.2, 0.5, 1.0, 및 1.5 at%로 변화시켜 연구하였다. 따라서, 본 발명에서는, Ti-Ni계 합금에, Mo, Fe, Ag를 첨가하고 특히 1.5 at% 이하의 은(Ag)을 포함하여 용융시키고, 마르텐사이트 변태 거동에 대한 니켈을 은(Ag)으로 치환한 효과들을 분석하였다.

6 종류의 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag 계 합금들을 준비하였다. 상기 합금들은 순도 99.92%의 스폰지형 티타늄(Ti), 순도 99.95%의 전기분해한 판형 순수 니켈(Ni), 순도 99.9%의 몰리브덴(Mo), 순도 99.9%의 철, 및 순도 99.9%의 은(Ag)을 그라파이트 도가니에 투입한 후, 매우 높은 순도의 아르곤 분위기에서 진공 유도 재용융을 수행하였다. 용융 후 주조 시에, 응고 균열을 방지하고, 주조 합금 내의 수축 공동 형성을 방지하도록, 용융 및 주조 조건들을 최적화하였다.

주조한 후 진공에서 850℃로 1 시간 동안 균질화 어닐링한 후 물에 급냉시켜 20 mm x 150 mm 크기의 원기둥형 잉곳을 형성하고, 상기 잉곳을 전기 방전 와이어 절단법을 이용하여 절단하여 실험 시편들을 제조하였다. 상기 실험 시편들은 의 50 mm x 1 mm x 1 mm, 1 mm x 0.5 mm x 0.5 mm, 및 15 mm x 15 mm x 2 mm 의 세 가지 크기로 준비하였다.

표 1은 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 각 원소들의 화학 조성을 나타내는 표이다.

합금번호	Ti	Ni	Mo	Fe	Ag
1	50	49.5	0.3	0.2	0.0
2	50	49.4	0.3	0.2	0.1
3	50	49.3	0.3	0.2	0.2
4	50	49.0	0.3	0.2	0.5
5	50	48.5	0.3	0.2	1.0
6	50	48.0	0.3	0.2	1.5

마르텐사이트 변태 거동을 분석하기 위하여, 50 mm x 1 mm x 1 mm 크기의 시편의 전기 저항을 -180℃ 내지 180℃ 온도 범위에서 4 침법(four-point-probe method)으로 측정하였다. 프로브들과 시편들 사이의 오믹 접촉은 은(Ag) 페이스트를 이용하여 구현하였다. 시편의 길이를 따른 중간 지점 사이의 거리는 10 mm 이었다. 마르텐사이트 변태가 발생할 때의 전위 차이는 디지털 멀티미터로 측정하였고, 작도하였다. 크로멜-알루멜 열전대(chromel-alumel thermocouple)를 시편에 부착하여 실제 온도를 측정하였다. 상온 이하 내지 -180℃ 온도에서 실험을 수행하는 경우에는, 액화 질소를 냉각 매질로 사용하였다. 상온 이상으로 가열하는 경우에는, 적절한 전력을 이용한 전기 히터를 사용하였다. 이러한 실험 동안에는 가열 속도와 냉각 속도를 1℃ min^{- 1} 로 제어하였다. 열 싸이클이 수행되었고, 1회 및 10회의 경우에 대한 실험 데이터를 취득하였다.

X-선 회절 분석을 CuKα의 XRD-6000 회절 분석기(Shimadzu)를 이용하여 주변 온도에서 수행하였다.

광학 미세구조를 Olympus GX71 금속용 광학 현미경과 DP70 디지털 카메라를 이용하여 분석하였다. 미세 구조 분석을 위한 시편은 통상적인 방법을 이용하여 준비하였다. 예를 들어, 시편은 연마된 후에 불산과 질산의 혼합 용액을 이용하여 식각하였다.

전기 저항 곡선들을 분석하여 R 변태 개시 온도(T_R), 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s), 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(M_f) 등과 같은 마르텐사이트 변태점들을 결정하였다. 또한, 전기 저항 곡선의 형상에 따라 마르텐사이트 변태 유형, 예를 들어 B2 -> R -> B19' 또는 B2 -> B19' 등의 유형을 정량적으로 분석하였다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 1회 싸이클과 10회 싸이클에서의 은(Ag)의 함량에 따른 온도와 전기 저항 사이의 관계를 나타내는 그래프들이다. 도 1에서, (a)는 0 at% 은 (Ti₅₀Ni_{49 . 5}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag₀), (b)는 0.1 at% 은(Ag)(Ti₅₀Ni_{49 . 4}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{0 .1}), (c)는 0.2 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_49.3Mo_0.3Fe_0.2Ag_0.2), (d)는 0.5 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{49 . 0}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{0 .5}), (e)는 1.0 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{48 . 5}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{1 .0}), (f)는 1.5 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{48 . 0}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{1 . 5})을 포함하는 경우에 해당된다.

도 1을 참조하면, 점선은 가열 시의 전기 저항 거동이고, 실선은 냉각 시의 전기 저항 거동이다. 적색은 1회 싸이클에서의 전기 저항 거동이고, 청색은 10회 싸이클에서의 전기 저항 거동이다. 마르텐사이트 변태점들로서 직접적인 마르텐사이트 변태의 시작 온도(M_s)와 종료 온도(M_f)가 나타나있고, 또한 R 변태 개시 온도(T_R)도 나타나 있다. 상기 마르텐사이트 변태점들은 전기 저항 거동의 접선들(미도시)의 교차점으로 알 수 있으며, 다만 가열 시에는 상기 마르텐사이트 변태점들을 알기 어렵다. 이는 가열 시에는 마르텐사이트 변태, 특히 저항 거동의 불균일성 및 비대칭성 특성에 기인하는 것으로 분석된다.

도 1에서는 1회 싸이클(적색) 에 대한 저항 곡선과 10회 싸이클(청색)에 대한 전기 저항 거동이 각각 나타나 있다. 냉각 시의 전기 저항의 거동을 검토하면, B2 -> R 의 마르텐사이트 변태의 개시를 나타내는 T_R 점에서 전기 저항이 증가된다. 상기 전기 저항은 피크 점인 M_s 점에서 급격하게 감소되며 이는 R -> B19' 마르텐사이트 변태가 시작됨을 의미하고, 상기 R -> B19' 마르텐사이트 변태는 M_f 점에서 종료된다. 은(Ag) 함량이 변화하는 모든 경우에서 R 상이 발견되며, 특히 (a)의 0 at% 은(Ag) 및 (f)의 1.5 at% 은(Ag)과 같이 M_s 점에 대한 피크가 작은 경우에도 R 상이 발견된다.

전기 저항(ρ(T))은 전기 전도성과 물질 특성을 나타내는 하나의 척도이다. R 상의 마르텐사이트는 모상인 B2 상에 비하여 매우 높은 전기 저항을 가진다. 마르텐사이트 변태 동안의 전기 저항의 비선형적 증가는 R 상 마르텐사이트의 생성 증가 및 부피 분율 증가를 나타낸다. 이러한 R 상 마르텐사이트의 부피 분율 증가는 높은 밀도의 방위된 쌍정 경계들(twin boundaries), 역위상 경계들(antiphase boundaries)의 출현, 계면에서의 탄성-소성 격자 왜곡 등에 기인한 것으로 알려져 있다. 이러한 현상은 R 상 표시(indentation)으로 나타난다. 은(Ag) 함량의 누적은 전기 저항의 음의 온도 계수에 영향을 끼치게 되고, B2 -> R 마르텐사이트 변태의 발생을 명확하게 나타냄을 알 수 있다.

TiNi 계 합금들에 대한 수년 동안의 전기 저항 연구에도 불구하고, 마르텐사이트 변태에 의한 전기 저항 거동이 복잡하므로, 흥미롭지만 해석하기 어려운 것으로 일반적으로 알려져 있다. 첨가물을 가지고 R 상을 나타내는 서로 다른 TiNi 계 합금들은 매우 다른 전기 저항 거동들과 차이점들을 나타낸다. 전체적으로, R-마르텐사이트의 구조적 변화들은 온도가 감소함에 따른 전기 저항 증가에 영향을 준다.

표 2는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 1회 싸이클과 10회 싸이클에서의 전기 저항 차이를 나타내는 표이다.

합금번호	전기 저항 차이(Δρ, μΩ cm)
	1회 싸이클	10회 싸이클
1 (0.0 at% Ag)	3	3.5
2 (0.1 at% Ag)	5	8
3 (0.2 at% Ag)	7	9
4 (0.5 at% Ag)	10	12
5 (1.0 at% Ag)	13	15
6 (1.5 at% Ag)	5	6

표 2를 참조하면, 전기 저항 곡선들을 분석하기 위하여, 각각의 합금에 대한 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s)에서의 전기 저항에서 R 변태 개시 온도(T_R)에서의 전기 저항을 차감한 전기 저항 차이(Δρ)를 계산하였다. 은(Ag) 함량이 1.0 at%인 경우에 1회 싸이클과 10회 싸이클 모두에서 전기 저항 차이가 가장 크게 나타났다. 이러한 결과로부터 은(Ag) 함량이 1.0 at%인 경우에 R-마르텐사이트의 부피 분율이 최대값을 가지는 것으로 분석된다. 반면, 은(Ag) 함량이 1.5 at%인 경우에는 상기 전기 저항 차이가 작아지게 되고, 이는 R 상의 형성이 감소됨을 의미한다. 이로부터 은(Ag) 함량 0.75~1.25 at% 범위에서 다른 함량인 경우보다 상기 전기 저항 차이(Δρ) 및 R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 더 크다는 것을 알 수 있다.

상기 은(Ag)이 0.5 at% 이상 내지 1.0 at% 이하의 범위인 경우에는, 은(Ag) 함량이 증가함에 따라 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 증가되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 증가된다. 반면, 상기 은(Ag)이 1.0 at% 이상 내지 1.5 at% 이하의 범위인 경우에는, 은(Ag) 함량이 증가함에 따라 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 감소되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 감소된다. 상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 최대값이 되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 최대값을 가진다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 은(Ag) 함량에 따른 마르텐사이트 변태점들의 온도 변화를 나타내는 그래프이다. 도 2는 1회 사이클에 해당되는 결과이다.

도 2를 참조하면, 도 1의 전기 저항 거동의 분석에 기초하여, 마르텐사이트 변태점들의 온도가 은(Ag) 함량의 변화에 대하여 나타나 있다. 상기 은(Ag)이 0.5 at% 에서 1.5 at% 로 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 각각 증가된다. 상기 은(Ag)이 1.0 at% 이상 내지 1.5 at% 이하인 경우에는, R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 은(Ag)을 포함하지 않는 경우에 비하여 높은 수치를 각각 나타낸다.

구체적으로, 은(Ag) 함량이 0.5 at% 이하인 경우에는 마르텐사이트 변태점들의 온도인 R 변태 개시 온도(T_R), 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s), 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(M_f) 모두가 은(Ag) 함량이 없는 경우에 비하여 20℃ 내지 50℃ 감소되어 나타난다. 이러한 저하는 은(Ag) 함량이 0 at% 내지 0.1 at% 범위인 경우에서 급격하게 나타나며, 이후 은(Ag) 함량이 0.5 at%까지는 점진적으로 저하되어, 은(Ag) 함량이 0.5 at% 에서 가장 낮은 수치를 나타낸다.

반면, 은(Ag) 함량이 1 at% 또는 1.5 at%인 경우에는, 마르텐사이트 변태점들의 온도가 다시 증가되었고, 은(Ag) 함량이 0.5 at% 경우에 비하여 15℃ 내지 35℃ 증가되었으며, 더 나아가 은(Ag) 함량이 0 at%인 경우에 비하여 더 높게 나타났다. 즉, 은(Ag) 함량이 0.5 at% 이상 내지 1.5 at% 범위의 경우에는 마르텐사이트 변태점들의 온도인 R 변태 개시 온도(T_R), 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s), 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(M_f) 모두가 증가된다. 따라서, B2 -> R -> B19' 마르텐사이트 변태는 더 높은 온도에서 발생함을 알 수 있다.

특히, 은(Ag) 함량이 1.0 at%인 경우에는 마르텐사이트 변태점들의 온도인 R 변태 개시 온도(T_R), 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s), 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(M_f) 모두가 은(Ag)을 포함하지 않는 경우와 거의 동일한 수준을 나타낸다. 이는 은(Ag) 함량이 1.0 at%인 경우가 은(Ag)을 포함하지 않는 상용 합금과 마르텐사이트 변태 특성이 유사하면서 추가로 항균 효과를 제공하므로, 바람직한 최적의 조성으로 설정될 수 있다. 따라서 은(Ag) 함량 0.75 at% 에서 1.25 at% 범위가 바람직한 조성일 수 있다.

Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 합금은 은(Ag) 함량에 따라 마르텐사이트 변태점들이 감소되거나 증가되는 경향을 보이며, 이는 기존의 연구에서의 3원계 TiNiAg 계 합금들의 결과와는 대조되는 결과이다. 이러한 결과는 실제적으로 중요성을 가지며, 그 이유는 은(Ag) 합금화가 변태 온도들의 미세한 조정을 제어할 수 있기 때문이다.

참고로, 은(Ag) 함량이 1.5 at% 이상의 경우에는 항균 효과를 제공할 수 있으나, 마르텐사이트 변태점들이 상대적으로 고온으로 증가되는 한계가 있다. 변태점들이 고온으로 증가되면, 기존의 상용 합금이 적용되는 가공/제조 공정에 적용하기 어렵고 기계적 가공 단계 및 열처리에서 철저한 관리가 요구되고 비용이 증가되는 우려가 있다. 예를 들어 은(Ag) 함량이 1.5 at%를 초과하면, 예를 들어 1.8% 은(Ag) 합금은 취성 거동(very brittle behavior)을 보여 잉곳(VIM ingot)을 기계 가공하여 로드/와이어를 제조하는 것이 어려울 수 있다.

도 3 및 도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 X-선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다. 도 3은 0 at% 은(Ag)을 포함하는 경우(Ti₅₀Ni_49.5Mo_0.3Fe_0.2Ag₀)이고, 도 4는 1.0 at% 은(Ag)을 포함하는 경우(Ti₅₀Ni_48.5Mo_0.3Fe_0.2Ag_1.0)이다.

도 3을 참조하면, 합금에서의 우세한 상은 고온 B2 오스테나이트(austenite)이다. 모상의 회절 패턴을 확장하여 분리하면, [110], [200], [211], [220] 및 [310] 피크들은 능면체(rhombohedral) 상인 R 상(확인바랍니다) 이 존재함을 알 수 있다. 또한, 단사정계(monoclinic) B19' 마르텐사이트 상이 낮은 강도의 피크로서 나타난다. 따라서, B2 -> R -> B19' 의 2 단계 마르텐사이트 변태가 유지됨을 알 수 있고, 이러한 결과는 상술한 바와 같은 R 상의 존재에 의한 저항 증가가 나타난 전기 저항 분석과 일치한다.

도 4를 참조하면, 1 at% 은(Ag) 합금을 포함하는 경우에, 38.0도 내지 38.1도에서 [011]의 B19' 마르텐사이트 상 및 [111]의 순수한 은(Ag) 상 [111]이 중첩되어 나타난다. 이러한 결과는 모상 내의 매우 낮은 은(Ag) 고용 한계를 의미하고 있고, 반면 다른 연구에서는 3원계 Ti₅₀Ni₄₉Ag₁ 에서 TiAg 석출물 만이 있음을 보고하고 있다 [2, 6, 7]. 상기 은(Ag) 상은 [200]으로도 나타나고, 또한 64.4도 내지 64.5도 범위에서 [002]의 B19' 마르텐사이트 상과 중첩되어 [220]로 나타난다. 또한, 77.4도에서도 모상에 해당되는 [211]에 중첩되어 은(Ag) 상에 해당되는 [311]가 나타난다. 도 3의 0 at% 은(Ag) 합금에서의 Ti₂Ni 석출물(약 5%) 피크가 또한 함께 나타남을 알 수 있다.

도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금의 미세구조를 나타내는 광학 현미경 사진들이다. 도 5에서, (a)는 0 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_49.5Mo_0.3Fe_0.2Ag₀), (b)는 0.1 at% 은(Ag)(Ti₅₀Ni_{49 . 4}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{0 .1}), (c)는 0.2 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{49 . 3}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{0 .2}), (d)는 0.5 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{49 . 0}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{0 .5}), (e)는 1.0 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_{48 . 5}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_{1 .0}), (f)는 1.5 at% 은(Ag) (Ti₅₀Ni_48.0Mo_0.3Fe_0.2Ag_1.5)을 포함하는 경우에 해당된다. 확대 배율은 모두 50배이다.

도 5를 참조하면, 합금의 미세구조는 은(Ag) 함량에 따라 불규칙적인 조성과 수 내지 수십 마이크로 크기로 변화하는 결정 크기의 차이를 가지게 됨을 알 수 있다. 결정립은 대부분 막대형(baculiform)이고, 결정립계는 다소 기울어지고 규칙적으로 왜곡되어 있다. 미세하게 분리된 많은 검은 점으로 나타난 석출물들은 결정립 내에서 배열되고 결정립계를 따라서 따라가도록 나타난다. 전체적으로, 미세구조는 수지상 구조(dendritic) 입자들의 두드러진 경계를 가지는 명확한 불균일성을 가진다. 상기 수지상 구조 입자들 사이에서, 1 μm 내지 3 μm의 크기를 가지는 개별적인 점을 포함하는 수지상 구조 사이의 공정(eutectic) 구조가 나타났고, B2 고형 영역이 나타났다. Ti-Ni 상의 상태도에 의하면, 용융물이 고형화되는 동안 큰 온도 구배 없이 이러한 응집물이 형성되는 것은 고상선의 위에 위치한 상기 고상-액상 영역에 상응하여 TiNi 입자와 외부 용융물 사이의 고상-액상 상호작용에 기인함을 알 수 있다.

상술한 도 4의 분석으로부터 니켈을 1 at% 은(Ag)으로 치환하면 B2 상 및 Ti₂Ni 석출물의 부피 분율을 감소시킴을 알 수 있다. 이는 도 5의 (e)에 명확하게 나타난 바와 같이, 결정립계에서 분리된 수지상 구조의 은(Ag) 석출물이 증가되기 때문이다.

니켈을 은(Ag)으로 치환하면, 모상 내의 Ti/(Ni + Fe + Mo) 비율을 증가시키고, 니켈이 부족하게 되어, 변태 온도들의 증가를 예상할 수 있다. 이러한 결과는 은(Ag) 석출물의 형성과 명확하게 관련되고, 모상과 티타늄 과잉 영역에 합금 원소들의 재분배가 촉진된다. 과잉의 티타늄은 Ti₂Ni 형태로 여전히 석출되지만, 은(Ag) 함량이 증가됨에 따라 석출되는 Ti₂Ni 양이 감소된다. 주조 합금 내에서 Ti₂Ni 상의 함량이 15% 내지 20%에 도달하게 되면, TiNi 계 합금들의 복합상 조성이 나타나고, 이는 대량 생산에 중요할 수 있다. Ti₂Ni 석출물의 작은 부피 분율에 따라 모상 내에서 용융될 수 있고, 티타늄을 얻는 방향으로 고용 조성이 변화하게 된다. 모상 내에 티타늄 함량이 증가되면, 변태 특성 온도들이 더 큰 온도 간격으로 변하게 되고, 동일한 원자수의 TiNi 계 합금들 또는 니켈이 많은 TiNi 계 합금들에 비하여 마르텐사이트 변태점들이 높아지게 된다. 또한, 도 5에 도시된 바와 같이 은(Ag) 석출물들은 벌크 내에서 유도된 강한 내부 응력의 집중점이 되고, 마르텐사이트 변태를 지연시키게 되고, 추가로 B2 -> R -> B19' 마르텐사이트 변태를 더 높은 온도 간격으로 이동시키게 된다. 이러한 결과들은 전기 저항 결과와 상응하고, 마르텐사이트 변태 시작 온도(M_s)의 급격한 증가와 상응한다.

마르텐사이트 변태점들에 대한 열 싸이클의 효과는 논란이 있으며, 많은 요인들에 기인할 수 있다. 첫번째로, 직접적 마르텐사이트 변태는 잠열의 배출에 관련된다. 잠열은 변태 온도에서의 엔트로피 변화이고, 온도 및 합금 조성의 함수로 하기의 식 1과 같이 나타낼 수 있다.

<식 1>

여기에서, ΔQ는 잠열이고, T는 평형 변태 온도이고, ΔS는 엔트로피 변화이다.

두번째 요소는 마르텐사이트 상 형성 및 성장과 관련된다. 이는 계면 경계 내의 응력 완화와 모상 내의 소성 연신과 관련된다. 소성 변형된 모상 영역들은 마르텐사이트 변태에서 재구조화 공정에 참여할 뿐만 아니라 계면 이동을 방해한다.

세번째 요소는 모상 내의 강한 연신 영역의 형성이다. 이는 마르텐사이트 결정들이 성장하는 동안 지연 효과를 발생할 수 있다. 기존에 보고된 바와 같이, TiNi 계 합금들에서 마르텐사이트 변태에 대한 응력 및 온도의 효과들은 마르텐사이트 변태점들을 더 높은 온도로 이동시킬 수 있고, 하기의 식 2의 클라우지우스-클라페롱 방정식(Clausius-clapeyron equation)과 같다

<식 2>

여기에서 Δσ는 내부 응력의 변화이고, k는 비례 상수이고, ΔT는 평형 온도의 변화이다.

응력이 증가되면, 마르텐사이트 변태는 더 높은 온도들로 이동할 수 있다. 응력 유도된 마르텐사이트 변태의 시작 응력은 증가된 온도에 따라 증가된다. 이와 유사하게, 마르텐사이트 변태점들은 응력이 증가됨에 따라 증가된다.

도 1에 나타난 합금들의 열 싸이클에서, 상술한 여러 가지 요소들이 마르텐사이트 변태 거동에 영향을 주고 있음을 알 수 있고, 이중에서 가장 영향을 주는 요소에 대한 분석이 흥미로울 수 있다. 또한, 열 싸이클이 더 수행되는 경우, 같은 정도로 기여하는 것으로 가정한 이러한 요소들이 합금 거동을 안정화하고 마르텐사이트 변태점들의 이동을 더 예측가능하게 할 수 있다. 따라서, 합금을 사용하기 전에 열 싸이클을 수행하면, 마르텐사이트 변태점들이 거의 변화하지 않는 더 안정적인 특성을 얻을 수 있다.

표 3은 본 발명의 일실시예에 따른 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금에 대한 1회 싸이클과 10회 싸이클에서의 마르텐사이트 변태점들의 변화를 나타내는 표이다.

합금번호	Ms (℃)		Mf (℃)		TR (℃)
	1회 싸이클	10회 싸이클	1회 싸이클	10회 싸이클	1회 싸이클	10회 싸이클
1 (0.0 at% Ag)	3	-2	-35	-42	21	39
2 (0.1 at% Ag)	-20	-29	-75	-92	3	8
3 (0.2 at% Ag)	-22	-26	-76	-95	8	12
4 (0.5 at% Ag)	-30	-39	-80	-89	2	5
5 (1.0 at% Ag)	13	-11	-29	-88	29	35
6 (1.5 at% Ag)	38	32	-18	-25	52	55

표 3을 참조하면, 10회의 열 싸이클 후에도 B2 <-> R <-> B19' 마르텐사이트 변태 순서는 냉각과 가열 동안 변화하지 않았다. 열 싸이클 횟수가 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도(T_R)는 증가되고, 마르텐사이트 변태 시작(M_s) 온도 및 마르텐사이트 변태 종료(M_f) 온도는 감소된다. 상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 상기 은(Ag)이 0.5 at% 및 상기 은(Ag)이 1.5 at%인 경우와 비교하여, 열 싸이클 횟수의 증가에 따른 마르텐사이트 변태 시작 온도의 감소와 마르텐사이트 변태 종료 온도의 감소가 각각 더 크게 나타난다. 이로부터 은(Ag) 함량 0.75~1.25 at% 범위에서 다른 함량인 경우보다 마르텐사이트 변태 시작 온도 및 마르텐사이트 변태 종료 온도의 감소가 더 크게 나타나는 것을 알 수 있다.

은(Ag)이 첨가된 합금 모두에서, 열 싸이클 효과에 의하여 M_s 점과 M_f 점은 감소하였다. 열 싸이클이 계속되는 경우에도, T_R 은 약간 증가되거나 거의 변화되지 않았으며, 이는 모상이 안정화됨을 의미한다. 마르텐사이트 변태점들에 대한 가장 큰 변화는 1 at% 은(Ag)을 포함하는 합금에서 나타나며, 1회 싸이클에 비하여 M_s 가 24℃ 감소되고, M_f 가 59℃ 감소되었다. M_s 가 감소되므로, 약간 변화된 T_R 을 유지시키는 것은 R 상이 안정화되는 미리 변태된 영역의 온도 간격을 명확하게 확장할 수 있다.

이러한 결과는 열 싸이클에 의하여 유도된 전위들의 증식에 기인하며 내부 응력에 의하여 설명될 수 있다. 내부 응력의 강도는 전위들부터의 거리가 감소됨에 따라 증가되고, 효과적인 마르텐사이트 변태점들은 합금 내에서 장소에 따라 달라진다. 탄성-소성 특성들이 변화되고, 반응 속도에 의존되고, 모상 내에서 마르텐사이트 성장이 억제됨에 따라, 은(Ag)이 석출될 수 있고, 이는 열 싸이클 이후에 석출 강화 및 상을 강화하는 물질 내의 에너지 장벽을 극복하기 위해 과냉각이 필요하기 때문이다. 따라서, 열 싸이클에서의 마르텐사이트 변태점들은 두 가지 종속 요소들인 구조 상태와 상 강화에 의하여 주로 영향을 받는다. TiNi 계 합금들을 은(Ag)을 포함하여 합금화함에 따라, 새로운 구조 상태는 수지상 구조의 은(Ag) 석출물의 형태, 순수한 은(Ag) 입자들, 및 모상 내에 용해된 적은 양의 은(Ag)으로서 은(Ag)을 포함하고, 티타늄 원자와 니켈 원자는 모상에서의 상응하는 부분 격자(sublattice)에서 불규칙적으로 은(Ag)에 의하여 치환된다. 열 싸이클 동안 마르텐사이트 변태로 지칭되는 축적된 점 결함들과 점 결함 내의 변화들은 계면 이동을 억제하고, 이에 따라 마르텐사이트 변태점들을 감소시킨다.

은(Ag)을 첨가한 Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 합금들에 대하여 얻은 데이터를 분석하여, 하기와 같은 결론을 도출할 수 있다.

(i) 모든 5원계 Ti₅₀Ni_{49 .5- X}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_X (여기에서, X = 0, 0.1, 0.2, 0.5, 1.0, 및 1.5 at%) 합금들에서, 가역적인 B2 <-> R <-> B19' 의 2 단계 마르텐사이트 변태가 발생하였다. 니켈에 대하여 은(Ag)이 1.5 at% 이상 치환되면, B2 -> R 마르텐사이트 변태에 영향을 줄 수 있고, 직접적인 마르텐사이트 변태 피크가 특별한 의미를 가지지 않는다.

(ii) 은(Ag)의 함량이 0.5 at% 미만으로 증가되면, 마르텐사이트 변태점들은 급격하게 20℃ 내지 30℃ 감소된다. 반면, 은(Ag) 함량이 0.5 at% 이상으로 증가되면, 마르텐사이트 변태점들이 점진적으로 15℃ 내지 35℃ 증가되고, 고온 간격을 향하여 B2 -> R -> B19' 마르텐사이트 변태로 이동한다.

(iii) 약간의 부피 분율을 가지는 Ti₂Ni 석출물과 순수한 은(Ag) 상이 B2 상, R 상, 및 B19' 상의 구조선들을 따라서 X-선 회절에서 검출되었다.

(iv) 연구된 합금들의 미세구조는 확연하게 불균일성(heterogeneous)을 가지고, TiNi 모상 수지상 구조로 공간적으로 퍼져있는 은(Ag)과 Ti₂Ni 미세 석출물을 포함하고 있고, 이러한 석출물들은 결정립계에서 분리되어 있다. 은(Ag) 함량의 증가는 Ti₂Ni 상의 부피 분율을 감소시켰다. 또한, 미세구조 형상은 전자침 미세분석(electron probe microanalysis)에 의하여 확인할 수 있다.

(v) 열 싸이클 처리 후에, B2 <-> R <-> B19' 마르텐사이트 변태의 순서는 변화하지 않았고, 상 강화에 의하여 관련되고, 마르텐사이트 변태점들을 급격하게 변화시켰다.

이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (10)

1. 47.8~49.2 at%의 니켈(Ni);
   0.2~0.4 at%의 몰리브덴(Mo);
   0.1~0.3 at%의 철(Fe);
   0.5~1.5 at%의 은(Ag);
   잔부 티타늄(Ti) 및 불가피한 불순물을 포함하는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)은 0.75~1.25 at%인, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
3. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 0.5 at%에서 1.0 at%로 증가함에 따라, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 증가되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 증가되는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
4. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 1.0 at%에서 1.5 at%로 증가함에 따라, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 감소되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 감소되는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
5. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 마르텐사이트 변태 시작 온도에서의 전기 저항과 R 변태 개시 온도에서의 전기 저항 사이의 전기 저항 차이가 최대값이 되고, R-마르텐사이트 상의 부피 분율이 최대값을 가지는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
6. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 0.5 at% 에서 1.5 at% 로 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 각각 증가되는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
7. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 1.0~1.5 at%인 경우에는, R 변태 개시 온도, 마르텐사이트 변태 시작 온도, 및 마르텐사이트 변태 종료 온도가 은(Ag)을 포함하지 않는 경우에 비하여 높은 수치를 각각 나타내는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
8. 제 1 항에 있어서,
   열 싸이클 횟수가 증가됨에 따라 R 변태 개시 온도는 증가되고, 마르텐사이트 변태 시작 온도 및 마르텐사이트 변태 종료 온도는 감소되는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
9. 제 1 항에 있어서,
   상기 은(Ag)이 1.0 at%인 경우에는, 상기 은(Ag)이 0.5 at% 및 상기 은(Ag)이 1.5 at%인 경우와 비교하여, 열 싸이클 횟수의 증가에 따른 마르텐사이트 변태 시작 온도의 감소와 마르텐사이트 변태 종료 온도의 감소가 각각 더 크게 나타나는, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.
10. Ti₅₀Ni_{49 .5- X}Mo_{0 . 3}Fe_{0 . 2}Ag_X 의 조성을 가지도록 구성되고, 상기 X는 0.5~1.5인, Ti-Ni-Mo-Fe-Ag계 형상기억합금.

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