KR20220000900A - 엔비(Nb) 및 에이엘(Al)을 함유하는 티타늄 구리 합금 스트립 및 그의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은, 티타늄-구리 합금 스트립의 중량 백분율 조성이 2.00 내지 4.50 중량%의 Ti, 0.005 내지 0.4 중량%의 Nb 및 0.01 내지 0.5 중량%의 Al을 포함하고, 나머지가 Cu 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립을 개시한다. 바람직하게, 티타늄-구리 합금 스트립의 미세구조에서, 50 내지 500 ㎚의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수는 1x105/㎟ 이상이며, 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수는 1x103/㎟ 이하이다. 탁월한 굽힘성이 보장되는 조건하에서, 티타늄-구리 합금 스트립은 탁월한 안정성, 특히 고온에서 기계적 성질의 안정성을 갖는다. 본 발명은 또한 티타늄-구리 합금 스트립의 제조 방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 구리 합금 물질의 기술 분야, 특히 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금 스트립에 관한 것이다. 티타늄-구리 합금 스트립은 고온에서 탁월한 안정성, 특히 기계적 성질의 안정성을 갖는다. 본 발명은 또한 티타늄-구리 합금 스트립의 제조 방법에 관한 것이다.
소비자 전자 제품 및 기타 커넥터-관련 제품의 소형화 및 다기능화의 급속한 발전으로, 설계자는 단자 제품의 경량화 및 소형화에 대한 설계 요건을 충족시키기 위한 접촉부를 제조하기 위해 보다 높은 강도와 보다 양호한 성형성을 갖는 구리 합금 물질을 선택할 필요가 있다. 기존의 구리 합금 시스템에서는 고강도 및 고전도성을 나타내는 베릴륨 구리 합금이 상기 성질 요건을 충족시킬 수 있다. 그러나, 베릴륨 함유 물질의 사용은 가공시 비용 및 고도의 독성 물질 생성으로 인해 제한된다. 티타늄-구리 합금은 주 합금 원소로서 티타늄을 갖는 구리 합금이며, 높은 강도와 탁월한 성형성을 갖는다. 이는 일부 용도에서 베릴륨 구리 합금을 대체하는데 사용될 수 있다.
티타늄-구리는 일종의 스피노달(spinodal) 분해 강화 및 시효(aging) 석출 강화 합금이다. 주요 강화 미세구조는 스피노달 분해 미세구조 및 β'-Cu4Ti 상이다. 시효 처리의 초기 단계에서, 티타늄-구리 합금의 강화 모드는 스피노달 분해 강화이다. 구리 매트릭스 중에 용해된 Ti 원자는 확산되어 결정 그레인, 즉 스피노달 분해 미세구조 중에 주기적인 Ti 원자-풍부 영역을 형성한다. 시효 공정이 계속됨에 따라, 스피노달 분해 미세구조는 점차적으로 주기적으로 배열된 β'-Cu4Ti 상으로 변형된다. 그러나, 스피노달 분해 미세구조 및 β'-Cu4Ti 상은 고온에서 불량한 안정성을 갖고 진화하기 쉬우며, 이는 합금의 기계적 성질에 불리한 영향을 미칠 것이다. 온도가 높을수록, 성질의 열화도 빨라진다. 물질 가공 및 적용 공정에서, 물성의 안정성은 매우 중요하다. 양호한 안정성은 제품이 가공 및 적용 중에 갑작스러운 과부하 및 고온이 존재할 때 급속하게 파손되지 않게 할 수 있다. 티타늄-구리는 높은 강도 및 탁월한 탄성 성질을 갖기 때문에, 전기 자동차, 5G 통신 기지국 및 기타 분야에서 광범위한 적용 전망을 갖는다. 이들 분야, 특히 전기 자동차 분야에서는 순간적인 또는 연속적인 고온 작동 조건이 종종 존재하며 온도는 200℃ 이상에 달할 수 있다. 고온에서 물질의 기계적 성질의 안정성과 고온 조건에서 사용후 물질의 성질 변화를 고려하지 않고 물질을 개발하면, 고온 조건하에서 이 물질로 제조된 구성요소의 수명에 대한 불확실성으로 이어질 것이며, 심지어 구성요소의 갑작스러운 고장 위험으로 인해 보다 큰 안전 위험을 초래할 것이다. 따라서 티타늄-구리 합금 물질 시스템 설계시, 단지 통상적인 강도, 전기 전도도, 가공성 등을 규제하는 것만으로는 물질의 다양한 후속 가공 및 적용 요건을 충분히 충족시킬 수 없다. 통상적인 성질을 고려하면서, 티타늄-구리 합금 성질의 안정성, 특히 고온에서의 기계적 성질의 안정성을 또한 고려해야 한다.
본 발명자에 의한 연구는 지금까지 선행 기술에서 티타늄-구리 합금 스트립의 기계적 특성의 고온 안정성에 대한 연구가 없음을 가리킨다.
본 발명은 티타늄-구리에 일정량의 Nb 및 Al을 동시에 통합시킴으로써 Cu-Ti-Nb-Al 시스템 합금을 개발한다. 통상적인 티타늄-구리 합금에 비해, Cu-Ti-Nb-Al 시스템 합금은 탁월한 굽힙성을 보장하면서 고온에서 기계적 성질의 현저하게 개선된 안정성과 개선된 강도를 갖는다.
본 발명이 해결해야 할 기술적 문제는 종래 기술의 단점에 비추어, 티타늄-구리 합금 스트립이 탁월한 기계적 성질 및 굽힙성을 보장하면서 어떻게 하면 최적화된 안정성, 특히 고온에서 기계적 성질의 안정성을 갖게 하는 것인가이다.
상기 기술적 문제를 해결하기 위해 본 발명이 채택한 기술적 해법은 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금 스트립이며, 이때 티타늄-구리 합금 스트립의 중량 백분율 조성은 2.0 내지 4.5 중량%의 Ti, 0.005 내지 0.4 중량%의 Nb, 0.01 내지 0.5 중량%의 Al을 포함하고, 나머지는 Cu 및 불가피한 불순물이다.
본 발명에서, 2.0 내지 4.5 중량%의 Ti를 티타늄-구리 합금 스트립에 가한다. Ti는 티타늄-구리 합금의 기계적 성질을 개선시키는데 도움이 된다. 첨가된 Ti 함량이 2.0 중량% 미만인 경우, 티타늄-구리 합금 스트립은 보다 높은 전기 전도도를 갖지만 이상적인 기계적 성질을 획득할 수 없으며, 따라서 적용에 한계가 있다. 첨가된 Ti 함량이 4.5 중량%를 초과하는 경우, 과도하게 높은 Ti 함량은 합금 스트립의 전기 전도도를 감소시키고 그의 가공성, 특히 굽힙성을 현저하게 열화시킬 것이다. 따라서, 본 발명의 티타늄-구리 합금 스트립의 Ti 함량은 2.0 내지 4.5 중량%이다. 바람직하게, 티타늄-구리 합금 스트립의 Ti 함량은 2.5 내지 4.0 중량%이다. 보다 바람직하게, 티타늄-구리 합금 스트립의 Ti 함량은 2.9 내지 3.5 중량%이다.
본 발명에서, Ti는 주 강화 원소이다. 시효 공정에서, 스피노달 분해 미세구조가 먼저 고용체(solid solution) 중 Ti 원자의 확산에 의해 형성된다. 이때, 구리 합금의 강도가 현저하게 증가하며; 시효 시간의 증가에 따라, 바늘-형 β'-Cu4Ti 상이 매트릭스 중에 점차적으로 석출되고, 시효 강화 효과가 상기 공정 동안 점차적으로 그의 정점에 도달하며; 시효 시간이 더욱 연장됨에 따라, 박편형 β'-Cu4Ti 상이 그레인 경계상에 석출될 것이며, 그의 부피 분획이 시간에 따라 점차적으로 증가하고 결국 β'-Cu4Ti 상을 대체할 것이며, 구리 합금의 강화 효과가 이 공정 동안 점차적으로 감소한다. 스피노달 분해 미세구조는 균일한 나노-규모 미세구조이며, β'-Cu4Ti 상도 또한 나노-규모 석출 상으로, 매트릭스 중에 분산된다. 이들 미세구조는 모두 그레인 경계의 이동 및 전위를 방해할 수 있으며 따라서 구리 합금의 강도를 증가시킨다. 시효 공정의 조절은 상이한 미세구조의 형성을 의미하며, 이는 합금의 종합적인 성질을 유효하게 조절할 수 있다.
종래 기술은 Nb 및 Al 중 어느 하나를 티타늄-구리 합금 중의 2차 합금 원소로서 소량으로 임의로 첨가할 수 있음을 보인다. 한편으로, 단지 Nb만을 첨가하는 경우, 이는 구리 매트릭스 중에 소량 용해될 수 있으며, 이는 합금의 강도를 약간 개선시키지만 다른 성질에는 거의 영향을 미치지 않는다. 그러나, Nb의 높은 융점으로 인해(그의 융점은 구리 및 구리 합금에 통상적으로 사용되는 다른 합금 원소의 융점보다 훨씬 더 높다), 통상적인 생산 공정에 의해서는 이로운 효과를 성취할 수 없으며, 이와는 반대로 Nb는 구리 매트릭스에 용해될 수 없기 때문에 합금의 적용 성질에 영향을 미친다. 다른 한편으로, 구리 매트릭스 중 Al의 고체 용해도는 약 8%이다. 이론상, Al의 첨가는 일정한 고용체 강화 효과를 가질 수 있다. 그러나, Al 단독 첨가는 티타늄-구리의 성질에 그다지 영향을 미치지 않음이 실험에 의해 밝혀졌다.
본 발명에서, 0.005 내지 0.40 중량%의 Nb 및 0.01 내지 0.50 중량%의 Al을 티타늄-구리 합금 스트립에 가한다. 발명자는 상기 량의 Nb 및 Al의 동시 첨가가, 여전히 탁월한 굽힙성을 보장하면서 티타늄-구리 합금 스트립의 고온에서의 기계적 성질의 강도 및 안정성을 현저하게 개선시킬 수 있음을 발견하였다. Nb 및 Al을 동시에 첨가한 후, Nb 및 Al을 함유하는 분산된 나노-규모 금속간 화합물이 합금 매트릭스 중에 형성될 것이며, 이는 티타늄-구리 합금에 대해 분산 강화 효과를 가짐이 실험에 의해 밝혀졌다. 이러한 강화 효과는 합금의 기계적 성질의 개선에 대해서 Nb 또는 Al의 단독 첨가보다 더 현저하다. Nb 및 Al-함유 금속간 화합물의 이러한 미세 입자는 약 10 ㎚ 내지 10 ㎛의 입자 크기로 합금 매트릭스 중에 분산된다. 합금 중에 분산된 나노입자는 전위의 이동을 방해할 것이며 분산 강화 효과를 나타내어 합금의 기계적 성질을 개선시킬 것이다.
보다 중요하게, Nb 및 Al-함유 금속간 화합물은 높은 융점과 높은 안정성을 갖는 금속간 화합물이며, 융점이 최고 1900℃ 이상이고, 고온에서 구리 매트릭스와 상호작용하지 않을 것이며, 따라서 고온에서 여전히 강화 효과를 나타낼 것이다. 통상적인 티타늄-구리 합금에 비해, 본 발명의 Cu-Ti-Nb-Al 합금은 고온에서 합금의 기계적 성질의 현저하게 개선된 안정성을 갖는다.
티타늄-구리 합금 스트립 중에 Nb의 함량이 0.005 중량% 미만이고 Al이 0.01 중량% 미만인 경우, Nb 및 Al을 함유하는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 적고, 합금의 기계적 성질의 고온 안정성은 그다지 개선되지 않는다. 통상적인 티타늄-구리 합금에 비해 본 발명의 Cu-Ti-Nb-Al 합금의 성질의 개선은 주로 고도로 안정성인 나노입자의 분산 강화 효과에 기인한다. 그러나, 티타늄-구리 합금 스트립 중에 Nb 함량이 0.40 중량% 초과이고 Al 함량이 0.5 중량% 초과인 경우, 합금 중 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 과도하여, 생산 중에 입자의 응집이 쉽게 발생하고, 결국 합금의 성질(특히 항복 강도 및 굽힙성)에 불리한 영향을 미친다. 따라서, 본 발명의 티타늄-구리 합금 스트립에서, Nb 함량은 0.005 내지 0.40 중량%이고, Al 함량은 0.01 내지 0.5 중량%이며, 이 두 원소를 모두 동시에 첨가할 것이 요구된다. 보다 바람직하게, Nb 함량은 0.01 내지 0.30 중량%이고, Al 함량은 0.05 내지 0.3 중량%이다.
바람직하게, 티타늄-구리 합금 스트립 중에, 50 내지 500 ㎚의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수는 1x105/㎟ 이상이며, 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수는 1x103/㎟ 이하이다. 도 5의 주사 전자 현미경사진에 도시된 바와 같이, 본 발명의 티타늄-구리 합금은 결정 그레인 내부에 다량의 분산된 미세 과립 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물을 갖는다. 연구는 본 발명의 티타늄-구리 합금 스트립 중에, 50 내지 500 ㎚의 입자 크기(화합물 입자의 최대 크기, 이하 동일하다)를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 1x105/㎟ 이상이며, 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 1x103/㎟ 이하인 것이 유리함을 가리킨다. 분산된 나노-규모 입자는 전위를 고정하고, 전위의 이동을 유효하게 방해하며, 그레인의 성장을 제한하고, 합금 매트릭스를 강화시킬 수 있다. 중요하게, Nb 및 Al-함유 금속간 화합물의 높은 고온 안정성으로 인해, 그의 강화 효과가 고온에서 여전히 존재한다. 본 발명에서, 금속간 화합물 입자의 입자 크기가 너무 큰 경우, 입자의 응집이 증가할 것이고, 이는 차례로 물질의 강도 및 굽힙성을 열화시킬 것이다. 따라서, 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수는 바람직하게는 1x103/㎟ 이하이다. 본 발명자는 티타늄-구리 합금 매트릭스 중의 나노-규모 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 특정량을 조절함으로써, 티타늄-구리 합금의 기계적 성질의 고온 안정성을 더욱 개선시킬 수 있음을 발견하였다.
출원인은 Nb 및 Al의 상승작용 효과가 본 발명에서 Cu-Ti 합금 시스템의 고온 기계적 성질의 안정성 개선에 가장 중요한 인자임을 강조하고자 한다. 실험을 통해, Cu-Ti 합금 시스템에서 Nb가 단독으로 첨가되는 경우 합금의 강도는 개선되지만 고온에서 합금의 기계적 성질은 개선되지 않으며; Al이 단독으로 첨가되는 경우 합금의 모든 성질은 그다지 개선되지 않고; Nb 및 Al이 동시에 첨가될 때, 분산된 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자가 Cu-Ti-Nb-Al 합금 매트릭스 중에 형성되는 것으로 밝혀졌다. 최종 제품의 시험 결과는 Cu-Ti-Nb-Al 합금이 기계적 성질의 현저하게 개선된 고온 안정성 및 개선된 전도도를 가짐을 보인다. 따라서, Nb 및 Al의 동시-첨가는 티타늄-구리 합금의 기계적 성질의 고온 안정성을 개선시킬 수 있다.
티타늄-구리 합금 스트립의 평균 그레인 크기는 20 ㎛ 이하이다. Nb 또는 Al이 존재하거나 또는 Nb 및 Al이 모두 존재하지 않는 통상적인 티타늄-구리 합금의 금속조직 상을 도 2 내지 4에 도시한다: 평균 그레인 크기는, 그레인 경계의 소량의 개재물을 제외하고 모두 30 ㎛ 이상이며, 그레인 내부에는 물질 입자가 없다. 대조적으로, 동일한 공정 후, 본 발명의 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금의 금속조직 상을 도 1에 도시한다: 평균 그레인 크기는 18 ㎛이며, 이는 종래 기술의 Cu-Ti 합금의 경우보다 적어도 40% 작다. 합금 생산 중, 그레인 크기의 조절은 최종 제품의 성질에 직접적인 영향을 미칠 것이다. 통상적인 구리 합금의 생산시, 결정 그레인 크기는 주로 용체화 처리 온도 및 시간을 조절함으로써 조절된다. 그러나, 처리 시간이 일정한 값으로 감소되면, 허용가능한 공정 오차 범위가 대단히 감소할 것이며, 이는 생산 수율을 감소시킬 것이다. 결정 그레인의 성장은 주로 그레인 경계의 이동에 의해 수행된다. 나노-규모 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자는 고온에서 매트릭스 중에 안정하게 존재하며, 이는 그레인 경계의 이동을 방해함으로써 매트릭스 그레인의 성장을 제한한다. 용체화 시간이 더 길더라도, 그레인 정련 효과는 여전히 매우 현저하다. 이러한 그레인 정련 효과는 제품의 기계적 성질 및 수율의 개선에 매우 중요하다.
상기에서 언급한 바와 같이, 티타늄-구리 합금 스트립은 탁월한 고온 안정성을 갖는다. 합금 스트립은 대기 환경에서 500℃에서 1시간 동안 유지 후에 <5%의 경도 감소율 H를 갖는다. 종래 기술에서, 구리 합금의 고온 안정성 성질을 평가하기 위한 지표는 주로 구리 합금의 고온 연화 온도이다. 국가 표준 "GB/T33370-2016, 구리 및 구리 합금 연화 온도 측정 방법"은 특정 온도에서 1시간 동안 유지 후, 구리 합금의 경도가 원래 경도의 80%로 감소할 때, 해당하는 유지 온도가 구리 합금의 고온 연화 온도임을 명시한다. 그러나, 합금의 연화 정도는 합금의 유지 온도와 1차적으로 관련되지 않는다. 일반적으로, 합금의 온도가 높을수록, 그의 성질이 빨리 변한다. 제품 가공 기술 및 적용의 복잡성이 증가함에 따라, 단지 합금의 고온 연화 온도만을 고려하는 것은 제품의 설계 및 적용 요건을 충족시키지 못할 수 있다. 본 발명에서는 특정 유지 온도에서의 합금의 경도 감소율을 사용하여 티타늄-구리 합금의 기계적 성질의 고온 안정성을 특성화하며, 이는 고온에서의 합금의 성질 변화를 보다 객관적으로 반영할 수 있고, 이에 의해 제품의 가공 공정 및 적용 설계가 용이할 수 있다. 통상적인 티타늄-구리 합금의 경도 감소율 H는 대기 환경에서 500℃에서 1시간 동안 유지 후에 10%를 초과한다. 본 발명의 티타늄-구리 합금의 경도 감소율은 통상적인 티타늄-구리 합금의 경우보다 훨씬 더 낮다. 이러한 탁월한 고온 안정성은 티타늄-구리 합금 스트립으로 하여금 상이한 가공 및 적용 시나리오에서 안정한 성질을 유지할 수 있게 하며, 이는 티타늄-구리 합금 스트립의 적용을 확장시키기에 유익하다.
바람직하게, 0.50 중량% 이하의 총 중량 백분율을 갖는 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 또는 Ag 중 하나 이상의 원소를 티타늄-구리 합금에 첨가할 수 있다. 이들 중에서, Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B는 Nb 및 Al과 금속간 화합물을 형성하여 스트립의 안정성을 더욱 개선시킬 것이나, 이들 원소를 너무 많이 첨가하는 것은 CuTi 석출 상의 양을 감소시킬 것이고, 이는 스트립의 기계적 성질을 감소시킬 것이다. Zr 및 Ag는 구리 중에 용해되어 전기 전도도의 감소 없이 스트립의 강도를 증가시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄-구리 합금 스트립 중의 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 또는 Ag 및 이들의 조합의 총량은 0.50 중량%를 초과하지 않는다.
본 발명의 티타늄-구리 합금 스트립이 폐쇄된 조성을 가짐은 지적되어야 한다. 상기에서 언급한 필수 원소 Ti, Nb, Al 및 임의적 원소 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 또는 Ag 외에, 티타늄-구리 합금 스트립의 잔량은 Cu 및 불가피한 불순물이다. 상기에서 언급한 원소 이외의 임의의 원소가 첨가되는 경우, 심지어 소량이더라도, 이는 티타늄-구리 합금 스트립의 종합적인 성질, 특히 굽힙성, 항복 강도 및 고온 안정성에 불리한 영향을 미칠 것이다.
본 발명은 또한 상술한 바와 같은 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금 스트립의 제조 방법에 관한 것이며, 방법은 하기의 단계를 포함한다:
1) 주조: 구리 합금 원료 물질을 진공 또는 기체-보호된 제련 방법을 사용함으로써 1200 내지 1400℃에서 용융시키고;
2) 열간 가공: 잉곳에 700 내지 980℃의 온도에서 열간 가공을 가하고, 잉곳의 단면적이 열간 가공에 의해 75% 이상 감소하도록 조절하고;
3) 분쇄: 열간 가공에 의해 수득된 물질에 분쇄를 가하고;
4) 1차 냉간 압연: 물질의 단면적이 70% 이상 감소하도록 조절하고;
5) 용체화 처리: 냉간 압연된 물질을 700 내지 950℃의 온도로 가열하고 1 내지 100s 동안 유지시킨 다음 수 냉각 또는 공기 냉각시키고, 여기에서 냉각 속도는 10 내지 250℃/s이며;
6) 중간 냉간 압연: 물질의 단면적이 5 내지 99% 감소하도록 조절하고;
7) 1차 시효: 350 내지 500℃의 온도를 불활성 기체 보호하에서 0.5 내지 24h 동안 유지시키고;
8) 최종 냉간 압연: 단면적이 5 내지 80% 감소하도록 조절하고;
9) 2차 시효: 200 내지 550℃의 온도를 불활성 기체 보호하에서 1분 내지 10h 동안 유지시킨다.
바람직하게, 단계 1의 주조는 철 금형 주조, 수평 연속 주조 또는 수직 반-연속 주조이다.
바람직하게, 단계 2의 열간 가공은 열간 단조, 열간 압연, 또는 이들의 조합이다.
보다 바람직하게, 상기의 열간 단조에서, 열간 단조를 위한 유지 온도를 700 내지 980℃로 조절하고, 유지 시간은 1 내지 12h이며, 초기 단조 온도를 700 내지 980℃로 조절한다. 자유 단조 또는 다이 단조를 사용한다. 온도가 감소되고 변형이 어려운 경우, 재가열을 수행하여 빌릿의 온도를 증가시킨다.
더욱 더 바람직하게, 상기의 열간 압연에서, 열간 압연을 위한 유지 온도를 700 내지 980℃로 조절하고, 유지 시간은 1 내지 12h이며, 초기 압연 온도를 700 내지 980℃로 조절하고, 열간 압연 속도는 5 내지 200 m/분이고, 최종 압연 온도는 500℃ 이상이며, 압연 감소를 75% 이상이도록 조절하고, 온-라인 수-냉각을 압연 후에 수행한다. 최종 압연 온도가 500℃ 미만인 경우, 압연된 조각은 열간 압연의 말기 단계에서 얇고 길기 때문에, 큰 온도 강하는 압연된 조각의 머리 및 꼬리와 압연된 조각의 중간 사이에서 큰 온도 변화를 야기할 것이며, 이는 2차 상의 석출로 이어져, 불균일한 미세구조를 생성시키고, 물질 가요성을 감소시키며, 쉽게 균열을 형성시킬 것이다. 바람직하게는, 수회-통과 냉간 압연을 단계 6)에서 수행하며, 1회 통과시 변형량을 5% 내지 20%로 조절한다.
압연 중에, 결정 회전은 전위의 전파 및 원자의 무질서한 배열을 촉진한다. 물질 등의 증가된 에너지 저장 및 격자 결함은 스피노달 분해의 진행 또는 시효 공정 중 강화 상의 석출에 유리하며, 이는 합금의 강도를 현저하게 증가시킬 수 있다. 1회 통과시 변형량을 5% 내지 20%로 조절하며, 따라서 압연 변형의 두께 방향 힘이 보다 균일하여 플레이트 형상을 조절하는데 유익하다.
바람직하게, 단계 5)의 용체화 처리 및 단계 6)의 중간 냉간 압연을 단계 단위로서 사용하고, 단계 단위를 적어도 2회 반복하며, 여기에서 2개의 인접한 용체화 처리 사이에서 중간 냉간-압연된 물질의 단면적이 ≥30%까지 감소한다.
바람직하게, 단계 7)의 시효를 수소, 질소, 아르곤 또는 이들 기체의 임의의 혼합물을 함유하는 분위기에서 수행한다.
바람직하게, 용체화 처리 후 및/또는 시효 후에, 표면 산화물 스케일을 제거하기 위해 연마 및 산세척 단계를 수행한다.
상기 방법에서 핵심 단계를 하기와 같이 설명할 필요가 있다:
단계 1)에서, 진공 제련 방법을 채택하며, 여기에서 제1 단계는 전해 구리 및 Nb-함유 마스터 합금을 용융로에 동시에 가하고 제련하며; 제2 단계는 전해 구리 및 Nb-함유 마스터 합금이 완전히 용융된 후에, Ti-함유 및 Al-함유 원료 물질 및 임의로 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 및 Ag 중 하나 이상을 함유하는 하나 이상의 원료 물질을 가하고; 제3 단계는 원료 물질이 모두 용융된 후에, 1300±50℃에서 30 내지 60분 동안 정련을 수행한다. Nb는 2469℃만큼 높은 융점을 가지며 Cu에 대한 그의 고체 용해도는 매우 낮다. Nb-함유 마스터 합금 및 전해 구리를 용융로에 동시에 가하는 것은 Nb의 제련 시간을 최대화할 수 있으며, 이에 의해 Nb의 용융을 촉진할 수 있다. Nb의 제련 시간이 너무 짧은 경우, 보다 큰 크기를 갖는 원소 Nb 입자가 잉곳에서 보일 듯하며, 이는 잉곳의 품질에 영향을 미친다. 단계 1)의 정련이 본 발명의 티타늄-구리 스트립의 기계적 성질의 고온 안정성에 직접적으로 영향을 미칠 것이라는 것을 강조할 필요가 있다. 적합한 정련 시간은 나노-규모 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물의 생성을 촉진하며, 잉곳 중 나노-규모 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 분산을 촉진한다. 정련 시간이 너무 짧으면, 충분량의 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물이 형성될 수 없고; 정련 시간이 너무 길면, 나노-수준 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자는 응집하여 성장하기 쉬우며, 이는 최종 합금의 성질에 영향을 미칠 것이다.
단계 1)에서, Nb-함유 마스터 합금은 Cu-Nb 마스터 합금 또는 Nb-Ti 마스터 합금일 수 있으며, Ti-함유 및 Al-함유 원료 물질은 순수한 Ti, 순수한 Al 또는 Ti 및/또는 Al-함유 마스터 합금일 수 있고, Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 및 Ag 중 하나 이상을 함유하는 하나 이상의 원료 물질은 이들 원소 또는 이들 원소를 함유하는 마스터 합금의 기본 물질일 수 있다.
단계 7) 및 단계 9)에서, 합금을 2회 시효처리한다. 1차 시효의 주 목적은 스피노달 분해 미세구조를 형성시키고, β'-Cu4Ti 상의 석출을 증가시켜 강화 효과를 성취하는 것이다. 1차 시효 후 합금을 추가로 강화시키기 위해서, 합금상에서 냉간 압연 공정을 수행할 필요가 있다. 그러나, 냉간 변형은 합금 내부에 다수의 이동성 전위를 생성시킬 것이다. 이러한 전위는 고온에서 더 많이 이동할 듯하며, 이는 합금의 기계적 성질의 고온 안정성에 큰 영향을 미칠 것이다. 2차 시효는 실온 및 고온에서 미세구조의 안정성 및 티타늄-구리 스트립의 성질을 개선시키기 위해 최종 냉간 압연에 의해 야기된 합금 중 이동성 전위의 밀도를 유효하게 감소시킬 수 있다.
상기 단계 1) 내지 9)를 도시된 순서로 수행해야 한다. 도시된 단계의 순서가 변하거나 또는 상기 단계 중 하나 이상이 생략되거나 상기 단계 중 하나 이상이 다른 단계로 대체되는 경우, 티타늄-구리 합금 스트립의 종합적인 성질, 특히 기계적 성질의 고온 안정성이 현저하게 영향을 받을 것이다.
종래 기술에 비해, 본 발명의 장점은 하기와 같다:
(1) 본 발명의 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금 스트립은 탁월한 고온 안정성을 나타낸다: 대기 환경에서 500℃에서 1시간 동안 유지 후에 합금에 대한 경도 감소율 H가 5%이다.
(2) 본 발명의 Nb 및 Al을 함유하는 티타늄-구리 합금 스트립은 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 평행한(즉, 좋은 방향) 굽힘 반경의 비 R1/T≤0.5, 및 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 수직인(즉, 나쁜 방향) 굽힘 반경의 비 R2/T≤1.0를 실현시킬 수 있다. 이러한 탁월한 굽힘성은 티타늄-구리 합금 스트립으로 하여금 상이한 방향으로 심한 구부림을 견딜 수 있게 하고, 동시에 이는 상기 스트립을 소비자 전자제품 및 다른 커넥터-관련 산업용의 작고 복잡한-모양의 단자 생산에 적합하게 한다.
본원에 인용된 바와 같은 "스트립"은 당해 분야에 통상적인 물질 형태이며, 이때 두께는 대개 1 ㎜ 이하이다.
달리 나타내지 않는 한, 명세서 및 청구항에 사용되는 성분의 양, 화학적 및 기계적 성질, 공정 조건 등을 가리키는 모든 숫자는 모든 경우에 "약"이란 용어에 의해 변형되는 것으로 이해해야 한다. 따라서, 상반되게 서술되지 않는 한, 명세서 및 첨부된 청구항에 제시된 숫자 매개변수는 본원의 예시적인 구현예에 의해 획득하고자 하는 목적하는 성질에 따라 변할 수 있는 근사값이다. 적어도 각각의 숫자 매개변수는 유효숫자 및 통상적인 라운딩 방법에 따라 해석되어야 한다.
예시적인 구현예를 예시하는 광범위한 수치 및 매개변수는 근사값이지만, 구체적인 실시예에 제시된 수치는 가능한 한 정확하게 보고된다. 그러나, 임의의 수치는 본질적으로 각각의 시험 측정에서 발견되는 표준 편차에 의해 불가피하게 발생하는 일정한 오차를 포함한다. 전체 명세서 및 청구항에 제공된 숫자 범위는 그러한 보다 좁은 숫자 범위가 또한 본원에서 명시적으로 기재된 것처럼 그러한 더 넓은 숫자 범위내에 속하는 각각의 보다 좁은 숫자 범위를 포함해야 한다. 또한, 실시예에 보고된 임의의 수치는 본원에 기재된 보다 넓은 조성 범위의 상단 또는 하단을 한정하는데 사용될 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 Cu-Ti-Nb-Al 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 2는 종래 기술의 Cu-Ti 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 3은 종래 기술의 Cu-Ti-Nb 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 4는 종래 기술의 Cu-Ti-Al 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 5는 본 발명에 따른 Cu-Ti-Nb-Al 합금 스트립 중의 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물의 주사 전자 현미경사진이다.
도 2는 종래 기술의 Cu-Ti 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 3은 종래 기술의 Cu-Ti-Nb 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 4는 종래 기술의 Cu-Ti-Al 합금 스트립의 금속조직 구조이다.
도 5는 본 발명에 따른 Cu-Ti-Nb-Al 합금 스트립 중의 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물의 주사 전자 현미경사진이다.
구현예
본 발명을 도면 및 실시예를 참조하여 하기에 상세히 추가로 기재할 것이다.
20개의 실시예 합금 및 10개의 비교 실시예 합금이 설계되었다. 각각의 합금을 상기 언급한 합금 원료 물질의 2-단계 제련 첨가 방법을 사용하여 합금 원료 물질의 첨가량 요구(하기 표 1 참조)에 따라 제조하였다: 제1 단계: 전해 구리 및 Cu-Nb 마스터 합금을 용융로에 동시에 가하고 제련한다; 제2 단계: 전해 구리 및 Cu-Nb 마스터 합금이 완전히 용융된 후에, 표 1의 조성에 따라, 순수한 Ti, 순수한 Al 및 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 및 Ag 중에서 선택된 임의의 원소의 기본 물질을 연속적으로 가하였다; 제3 단계: 원료 물질이 모두 용융된 후에, 1300±50℃에서 30 내지 60분 동안 정련을 수행하였다. 제련 후에, 수직 반-연속식 주조 방법에 의해 직사각형 잉곳을 주조하였다.
잉곳을 800 내지 950℃에서 1 내지 12h 동안 유지시키고, 이어서 열간 압연하였으며, 열간 압연 속도는 50 내지 120 m/분이었고, 1회 통과 압연 감소를 10 내지 30%로 조절하였으며, 최종 압연 온도는 650℃ 이상이었고, 열간 압연 후, 온-라인 수 냉각을 수행한 다음 분쇄하였다.
후속적으로, 1차 냉간 압연을 수행하였으며, 전체 냉간 압연 감소를 80% 이상으로 조절하였다.
1차 냉간 압연 후에, 용체화 처리를 수행하였다. 용체화 처리를 위한 온도는 700 내지 950℃였고, 유지 시간은 1 내지 100s였으며, 냉각속도는 10 내지 250℃/s였다.
용체화 처리 후에, 중간 냉간 압연을 수행하였다. 압연 감소를 30 내지 60%로 조절하였고, 1회 통과시 감소를 5 내지 20%로 조절하였다.
중간 냉간 압연 후에, 2차 용체화 처리를 수행하였다. 용체화 처리를 위한 온도는 700 내지 950℃였고, 유지 시간은 1 내지 100s였으며, 냉각속도는 10℃/s 내지 250℃/s였다.
2차 용체화 처리 후에, 중간 냉간 압연을 다시 수행하였다. 압연 감소를 10 내지 60%로 조절하였고, 1회 통과시 감소를 5 내지 20%로 조절하였다.
상기 중간 냉간 압연 단계에 특정한 압연 감소 및 2회의 용체화 처리 및 2회의 중간 냉간 압연이 포함되었지만, 실제 제품 사양에 따라, 압연 감소는 5 내지 99%의 범위 이내로 달라질 수 있으며, 용체화 처리 및 중간 냉간 압연이 1회 또는 2회 이상 수행될 수 있음을 유의해야 한다.
후속적으로, 1차 시효를 수소, 질소, 아르곤 또는 이들 기체의 임의의 혼합물을 함유하는 분위기에서 수행하였다. 시효 온도는 400℃였고 유지 시간은 4h였다.
1차 시효 후에, 최종 냉간 압연을 수행하였으며, 압연 감소를 10 내지 30%로 조절하였다. 본원에서 최종 냉간 압연 단계에 특정한 압연 감소가 포함되었지만, 실제 제품 사양에 따라, 압연 감소는 5 내지 80%의 범위 이내로 달라질 수 있음을 유의해야 한다.
최종적으로, 2차 시효를 수소, 질소, 아르곤 또는 이들 기체의 임의의 혼합물을 함유하는 분위기에서 수행하였다. 시효 온도는 350℃였고 유지 시간은 4h였다.
특정한 기체 분위기가 1차 및 2차 시효 공정에 사용되었지만, 다른 불활성 기체가 또한 보호 분위기로서 사용될 수 있음을 유의해야 한다.
후속적으로, 합금 중의 50 내지 500 ㎚의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수 및 >1 ㎛의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수를 측정하였으며, 생성되는 합금 스트립의 기계적 성질, 전기 전도도, 굽힙성 및 기계적 성질의 고온 안정성을 시험하였다.
본원의 명세서가 과도하게 길어지는 것을 피하기 위해서, 실시예 12의 상세한 공정 매개변수를 일례로서 하기에 기재함에 유의해야 한다. 다른 실시예의 상세한 공정 매개변수를 기록하지는 않지만, 명세서의 개시내용은 당업자가 본원에 청구된 발명을 실행하기에 충분하며 상기와 같은 개시내용이 또한 청구항에 의해 청구된 보호 범위를 충분히 지지할 수 있음은 물론이다.
실시예 12에서, 완성 제품의 두께 사양은 0.15 ㎜였으며, 구체적인 공정은 하기와 같았다:
합금의 성분을 실시예 12의 합금의 원료 물질의 양에 따라 가하고 제련하였다. 제1 단계: 전해 구리 및 Cu-Nb 마스터 합금을 용융로에 동시에 가하고 제련하였다. 제2 단계: 전해 구리 및 Cu-Nb 마스터 합금이 완전히 용융된 후에, 순수한 Ti, 순수한 Al 및 순수한 Co를 연속적으로 가하였다; 제3 단계: 원료 물질이 모두 용융된 후에, 1300℃에서 45분 동안 정련을 수행하였다. 제련 후에, 수직 반-연속식 주조 방법에 의해 직사각형 잉곳을 주조하였다.
잉곳을 930℃에서 8h 동안 유지시키고, 이어서 열간 압연하였다. 열간 압연 속도는 110 m/분이었고, 압연의 1회 통과 감소는 30%였으며, 최종 압연 온도는 650℃ 이상이었고, 열간 압연 후, 온-라인 수 냉각을 수행한 다음 분쇄하였다.
후속적으로, 1차 냉간 압연을 수행하였으며, 전체 냉간 압연 감소는 90%였다.
1차 냉간 압연 후에, 용체화 처리를 수행하였다. 용체화 처리를 위한 온도는 700℃였고, 유지 시간은 80s였으며, 냉각속도는 100℃/s였다.
용체화 처리 후에, 중간 냉간 압연을 수행하였다. 압연 감소를 55%로 조절하였고, 1회 통과시 감소를 20%로 조절하였다.
중간 냉간 압연 후에, 2차 용체화 처리를 수행하였다. 온도는 950℃였고, 유지 시간은 5s였으며, 냉각속도는 200℃/s였다.
2차 용체화 처리 후에, 중간 냉간 압연을 다시 수행하였다. 압연 감소를 20%로 조절하였고, 1회 통과시 감소를 5%로 조절하였다.
후속적으로, 1차 시효를 수소 및 아르곤의 혼합물을 함유하는 분위기에서 수행하였다. 시효 온도는 400℃였고 유지 시간은 4h였다.
1차 시효 후에, 최종 냉간 압연을 수행하였다. 압연 감소는 20%였고 최종 두께는 0.15 ㎜였다.
최종적으로, 2차 시효를 수소 및 아르곤의 혼합물을 함유하는 분위기에서 350℃의 온도에서 4시간 동안 수행하여 완성된 물질을 수득하였다.
표준 시험:
실온 인장 시험을 "GB/T228.1-2010, 금속 물질 인장 시험, 파트 1: 실온 시험 방법"에 따라 전자 범용 기계 시험기상에서 수행하였다. 샘플은 5.65의 비례 인자를 갖는 직사각형 단면 비례 샘플을 채택한다. 본 발명의 실시예 및 하기 표 1에 제공된 비교 실시예의 스트립의 항복 강도는 압연 방향에 평행한 방향의 항복 강도였다.
전기 전도도를 "GB/T3048-2007, 와이어와 케이블의 전기 성질에 대한 시험 방법, 파트 2: 금속 물질 저항 시험"(%IACS로 나타냄)에 따라 시험하였다.
굽힘성을 하기의 방법에 의해 측정하였다: 압연 방향(즉, 좋은 방향)으로 구리 합금 스트립의 긴 스트립 샘플을 취하고, 압연 방향에 수직으로(즉, 나쁜 방향) 긴 스트립 샘플을 취하였다. 샘플의 너비는 10 ㎜였다. 끝부분에 상이한 반경을 갖는 90 °V-모양 펀치를 사용하여 긴 스트립 샘플을 구부리고, 외부 굽힘 면을 입체현미경을 사용하여 관찰하였다. 굽힘성을, 표면에 균열이 없는 최소 굽힘 반경/스트립 두께(R/T)에 의해 나타내었다. R/T 값이 0인 경우, 최소 굽힘 반경 R이 0이고 굽힘성이 최고이다.
평균 그레인 크기를 "YS/T 347-2004, 구리 및 구리 합금의 평균 그레인 크기 측정 방법"의 시험 방법에 따라 측정하였다.
기계적 성질의 고온 안정성 시험을 "GB/T33370-2016, 구리 및 구리 합금의 연화 온도 측정 방법"을 참조하여 수행하였다. 샘플을 공기 중에서 500℃에서 1시간 동안 유지시키고 이어서 공기-냉각시켜 샘플의 경도를 시험하였다. 원래 샘플과 비교된, 특정한 고온에서 유지된 후의 샘플의 경도 감소율 H(%)을 사용하여 샘플의 기계적 성질의 고온 안정성을 특성화한다. 동일한 온도에서 경도 감소율 H가 낮을 수록, 기계적 성질의 고온 안정성이 양호하다.
합금의 그레인 크기 및 금속간 화합물 입자의 분포를 금속조직 현미경에 의해 관찰하였다. 합금 중 금속간 화합물 입자를 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰하였으며 그의 크기 및 양을 카운트하였다. 특정한 조작 방식은 하기와 같았다: 구리 합금 스트립의 압연 방향에 평행한 섹션을 취하고, 25 ㎛ x 40 ㎛(1000 ㎛2)의 직사각형을 기본 단위로서 취하여 그의 미세구조를 관찰하였고; 시야에서 상이한 위치의 10개의 직사각형을 선택하여 각각의 직사각형 중 50 내지 500 ㎚의 입자 크기를 갖는 입자의 수 및 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 입자의 수를 카운트하였다. 최종적으로, 평균값을 판단 기준으로서 취하고, 입자 크기를 입자의 최대 크기로서 정의하였다.
실시예 1 내지 20에 따라, Ti, Nb 및 Al의 함량을 합리적으로 조절함으로써, 본 발명의 모든 실시예의 구리 합금은 탁월한 굽힘성, 즉 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 평행한(즉, 좋은 방향) 굽힘 반경의 비(R1/T) ≤0.5, 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 수직인(즉, 나쁜 방향) 굽힘 반경의 비(R2/T) ≤1.0를 나타내면서, ≥900 MPa의 항복 강도, ≥10% IACS의 전기 전도도를 성취하였다. 500℃ 담금(soaking) 시험 후에, 실시예 1 내지 20의 합금 샘플이 <5%의 경도 감소율 H를 갖는 것으로 밝혀졌다.
실시예 1 내지 20 및 비교 실시예 1 내지 10은 티타늄-구리 합금 스트립의 종합적인 성질에 대한 상이한 Nb 및 Al 함량 및 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수의 영향을 반영하였다. 한편, 실시예 1 내지 20은 또한 Si, Zn, Co, Fe, Sn, Mn, Mg, Cr, B, Ag, 및 Zr 중에서 선택된 하나 이상의 임의의 원소의 합리적인 소량의 첨가가 합금의 강도 및 고온 인정성을 어느 정도 개선시킴을 보였다.
실시예 1 내지 20 및 비교 실시예 1 내지 10의 티타늄-구리 합금 스트립의 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 조성, 수 및 성질 시험 결과를 표 1에 나타내었다.
비교 실시예 1 내지 5의 티타늄-구리 합금 스트립의 항복 강도 및 굽힘 성질이 요구사항을 충족시키지만, Nb 및 Al이 첨가되지 않았거나(비교 실시예 1) 또는 Nb 및 Al이 동시에 첨가되지 않았기 때문에(비교 실시예 2 내지 5), 매트릭스 중에 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자가 존재하지 않았으며, 따라서 경도의 감소율 H가 높았다(H>10%). 비교 실시예 6 및 7에서 Nb 및 Al이 모두 첨가되었지만, 비교 실시예 6에서는 Nb 함량이 불충분하였고 비교 실시예 7에서는 Al 함량이 불충분하였으며, 이는 충분한 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자를 생성시킬 수 없었고, 따라서 약한 강화 효과를 나타내었으며, 따라서 경도의 감소율 H가 여전히 높았다(H>10%).
비교 실시예 8 내지 10은 경도의 감소율 H가 <5%이지만, 티타늄-구리 합금의 항복 강도 및 굽힘성이 과도한 Al 및/또는 Nb 함량으로 인해 불리한 영향을 받음을 보였다. 특히 Al 및 Nb 함량이 동시에 과도한 경우, 큰 석출 입자로 응집되었으며(이는 합금의 강도를 개선시키는데 단점이다), 굽힘 중 균열 위험을 증가시켰다(R1/T 및 R2/T가 비교 실시예 10에서 더 컸다).
[표 1] 실시예 및 비교 실시예의 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 조성, 수 및 성질 시험 결과
Claims (10)
- Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립으로, 상기 티타늄-구리 합금 스트립의 중량 백분율 조성이 2.0 내지 4.5 중량%의 Ti, 0.005 내지 0.40 중량%의 Nb, 0.01 내지 0.50 중량%의 Al을 포함하고, 나머지가 Cu 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립.
- 제1항에 있어서,
티타늄-구리 합금 스트립의 중량 백분율 조성이 2.5 내지 4.0 중량%의 Ti, 바람직하게는 2.9 내지 3.5 중량%의 Ti; 및/또는 0.01 내지 0.3 중량%의 Nb; 및/또는 0.05 내지 0.3 중량%의 Al을 포함하는 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
티타늄-구리 합금 스트립 중에, 50 내지 500 ㎚의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 1x105/㎟ 이상이며, 1 ㎛ 초과의 입자 크기를 갖는 Nb 및 Al-함유 금속간 화합물 입자의 수가 1x103/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
티타늄-구리 합금 스트립이 대기 환경에서 500℃에서 1시간 동안 유지된 후에 <5%의 경도 감소율 H를 갖는 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
(1) 티타늄-구리 합금 스트립이 상기 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 평행한 굽힘 반경의 비 R1/T ≤0.5, 및 상기 스트립의 두께에 대한 압연 방향에 수직인 굽힘 반경의 비 R2/T ≤1.0을 갖고/갖거나; (2) 티타늄-구리 합금 스트립이 900 MPa 초과의 항복 강도 및 10 내지 20% IACS의 전기 전도도를 갖는 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
티타늄-구리 합금 스트립의 중량 백분율 조성이 0 내지 0.50 중량%의, Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr, 및 Ag 중에서 선택된 하나 이상의 총량을 포함하는 것을 특징으로 하는 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립. - 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 따른 Nb 및 Al-함유 티타늄-구리 합금 스트립의 제조 방법으로, 하기의 단계를 포함하는 방법:
1) 주조: 구리 합금 원료 물질을 진공 또는 기체-보호된 제련 방법을 사용함으로써 1200 내지 1400℃에서 용융시키고;
2) 열간 가공: 잉곳에 700 내지 980℃의 온도에서 열간 가공을 가하고, 잉곳의 단면적이 열간 가공에 의해 75% 이상 감소하도록 조절하고;
3) 분쇄: 열간 가공에 의해 수득된 물질에 분쇄를 가하고;
4) 1차 냉간 압연: 물질의 단면적이 70% 이상 감소하도록 조절하고;
5) 용체화 처리: 냉간 압연된 물질을 700 내지 950℃의 온도로 가열하고 1 내지 100s 동안 유지시킨 다음 수 냉각 또는 공기 냉각시키고, 여기에서 냉각 속도는 10 내지 250℃/s이며;
6) 중간 냉간 압연: 물질의 단면적이 5 내지 99% 감소하도록 조절하고;
7) 1차 시효: 350 내지 500℃의 온도를 불활성 기체 보호하에서 0.5 내지 24h 동안 유지시키고;
8) 최종 냉간 압연: 단면적이 5 내지 80% 감소하도록 조절하고;
9) 2차 시효: 200 내지 550℃의 온도를 불활성 기체 보호하에서 1분 내지 10h 동안 유지시킨다. - 제7항에 있어서,
하기 중 하나 이상을 충족시키는 방법:
단계 1)의 주조는 철 금형 주조, 수평 연속 주조 또는 수직 반-연속 주조이고;
단계 2)의 열간 가공은 열간 단조, 열간 압연, 또는 이들의 조합이고;
단계 3)에서, 물질을 0.5 내지 2.0 ㎜ 위 아래로 분쇄시켜 표면 결함을 제거하고;
단계 6)에서, 수회-통과 냉간 압연을 수행하고, 단일 통과 감소를 5 내지 20%로 조절하고;
단계 5)의 용체화 처리 및 단계 6)의 중간 냉간 압연을 단계 단위로서 사용하고, 단계 단위를 적어도 2회 반복하며, 여기에서 2개의 인접한 용체화 처리 사이에 중간 냉간-압연된 물질의 단면적이 ≥30%까지 감소하고;
단계 7) 및/또는 단계 9)의 시효를 수소, 질소, 아르곤 또는 이들 기체의 임의의 혼합물을 함유하는 분위기에서 수행한다. - 제7항 또는 제8항에 있어서,
단계 1)에서, 제련 공정이 3개의 단계, 즉 제1 단계: 전해 구리 및 Nb-함유 마스터 합금을 용융로에 동시에 가하고 제련하며; 제2 단계: 전해 구리 및 Nb-함유 마스터 합금이 완전히 용융되면, Ti-함유, Al-함유 원료 물질 및 임의로 Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 및 Ag 중 하나 이상을 함유하는 하나 이상의 원료 물질을 차례로 가하고; 제3 단계: 원료 물질이 모두 용융되면, 1300±50℃에서 30 내지 60분 동안 정련시키고, 이어서 잉곳을 주조함을 포함하는 방법. - 제9항에 있어서,
Nb-함유 마스터 합금이 Cu-Nb 마스터 합금 또는 Nb-Ti 마스터 합금이고, Ti-함유, Al-함유 원료 물질이 순수한 Ti, 순수한 Al 또는 Ti 및/또는 Al-함유 마스터 합금이고, Ni, Co, Fe, Sn, Mn, Si, Cr, Mg, B, Zr 및 Ag 중 하나 이상을 함유하는 하나 이상의 원료 물질이 이들 원소 또는 이들 원소를 함유하는 마스터 합금의 기본 물질인 방법.
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