WO2012067405A2 - 상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법 - Google Patents

상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2012067405A2
WO2012067405A2 PCT/KR2011/008704 KR2011008704W WO2012067405A2 WO 2012067405 A2 WO2012067405 A2 WO 2012067405A2 KR 2011008704 W KR2011008704 W KR 2011008704W WO 2012067405 A2 WO2012067405 A2 WO 2012067405A2
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
atomic
composite material
amorphous
amorphous composite
content
Prior art date
Application number
PCT/KR2011/008704
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
WO2012067405A3 (ko
Inventor
김충년
김낙준
이성학
오윤석
Original Assignee
포항공과대학교 산학협력단
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 포항공과대학교 산학협력단 filed Critical 포항공과대학교 산학협력단
Publication of WO2012067405A2 publication Critical patent/WO2012067405A2/ko
Publication of WO2012067405A3 publication Critical patent/WO2012067405A3/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an amorphous composite material that can be stretched under a room temperature tensile load and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an in situ method through controlling, dissolving, solidifying, and reheating an alloy component added to an amorphous alloy.
  • Amorphous alloys are alloys with disordered and irregular atomic arrangements that do not form crystals. These structural characteristics make it possible to obtain properties beyond the limits of conventional materials in various properties such as strength, hardness, stiffness, and corrosion resistance. It is recognized as a high-tech new material, and research and development is actively underway. As a result, a bulk amorphous alloy has been developed, which has high strength ( ⁇ 2 GPa), excellent abrasion and corrosion resistance, and especially a wide elastic limit area ( ⁇ 2%). .
  • This bulk amorphous alloy has a new concept of material with great potential because its amorphous properties can meet the extreme properties of the materials required in the modern industrial society, and bulking enables its application as various industrial materials. It can be said.
  • the brittle fracture of the amorphous alloy is representative. Brittle fracture not only restricts the application to high-performance parts such as electronic parts, sporting goods, and defense parts, but also becomes a barrier to reliability and lifespan even when applied as a room temperature structural material.
  • the plastic strain at room temperature is concentrated in the shear band and shows little plastic region at tension and compression, which means that the local plastic strain in one shear band is very large and This is because only a few shear bands work up to cause brittle fracture.
  • amorphous alloys exhibit stress-strain curves that appear in fragile materials such as ceramic materials, exhibit compressive strains of 0 to 2% during compression, and virtually no plastic strain during tension.
  • the multi-shear band is formed by the presence of the soft crystalline resin phases. It is reported that the formation of the multi-shear band acts as a major deformation mechanism in the amorphous alloy in which no dislocation exists, and the ductility is improved by generating more shear bands than the shear band produced in the completely amorphous alloy.
  • the present invention has been researched and developed in order to solve the problems of the conventional amorphous alloy described above, while maintaining the high strength, hardness and corrosion resistance of the amorphous alloy, while maintaining the weak room temperature tensile characteristics of the conventional amorphous alloy or amorphous composite material It is an object to provide improved new amorphous composites.
  • another object of the present invention is to provide a method for producing an amorphous composite material capable of tensile stretching at room temperature by controlling the size and distribution of the crystal phase formed during the solidification process.
  • the present invention as a means for solving the above problems, Ti: 40 to 60 atomic%, Zr: 20 to 30 atomic%, Ni: 3 to 10 atomic%, Be: 10 to 20 atomic%, Nb or Ta: 1 to Provided is an amorphous composite material containing 10 atomic%, consisting of the remaining unavoidable impurities, and containing a part of a crystalline phase.
  • the crystal phase is characterized by forming a body centered cubic (BCC).
  • BCC body centered cubic
  • HCP hexagonal dense structure
  • the crystal phase structure is a body centered cubic structure.
  • the average grain size of the crystal phase is characterized in that 10 ⁇ 100, the size of the relatively coarse crystal phase is responsible for the initial deformation, in particular has an effect of suppressing the propagation of the crack (cracks) starting in the amorphous phase stretch elongation This is because it contributes to the improvement of the rate. If the average particle diameter is less than 10, the effect of suppressing the propagation of cracks is inferior, and if it exceeds 100, it is difficult to take advantage of the advantages of the amorphous base material, so it is preferable to keep it in the above range.
  • the volume fraction of the crystalline phase is characterized in that 50% to 85%, which is when the fraction of the crystalline phase is too low, the breakdown of amorphous dominates leading to the improvement of the tensile elongation is impossible, when the fraction of the crystalline phase is high This is because the intrinsic properties of the amorphous alloy are lost, and the volume fraction of the amorphous phase is more preferably 20% or more.
  • the crystal phase is characterized by being deformed by sliding deformation due to dislocations.
  • the amorphous composite material is characterized in that it exhibits a softening phenomenon, which is a feature that can be obtained by the role of the crystalline phase generated in the composite material to effectively prevent the propagation of cracks.
  • the amorphous composite material is characterized in that the tensile elongation at room temperature of 8% or more.
  • the tensile strength of the amorphous composite material is characterized in that more than 1.3GPa.
  • the present invention as a means for solving the other problems of the present invention, (a) Ti: 40 to 60 atomic%, Zr: 20 to 30 atomic%, Ni: 3 to 10 atomic%, Be: 10 to 20 atoms Preparing a master alloy containing%, Nb or Ta: 1 to 10 atomic% and consisting of the remaining unavoidable impurities; (b) heat-treating the master alloy in a coexistence region of a liquid phase and a solid phase in a non-oxidizing atmosphere; And (c) cooling the heat-treated master alloy to prepare an amorphous composite material including coarse crystal phases.
  • the non-oxidizing atmosphere is an atmosphere for preventing the master alloy from being oxidized during heat treatment, and includes a vacuum state higher than 10 ⁇ 3 torr, an inert gas atmosphere, a reducing gas atmosphere, and the like.
  • a method of first preparing a master alloy and then performing a heat treatment again that is, a method of reheating a master alloy in which each alloying element is uniformly mixed.
  • the size and distribution of the crystal phases are considered to be nonuniform.
  • the reheat treatment temperature that is, the temperature of the step (b) is preferably maintained at 800 ⁇ 900 °C, this temperature is the temperature range where the alloy composition and the solid phase and liquid phase coexist, the desired size of the crystal phase within a short time It is intended to grow into a, and then to quench the liquid material through the quenching process to form an amorphous composite material.
  • the reheating time in the solid-liquid coexistence zone within 1 to 10 minutes, but if it is less than 1 minute, the heating time is too short, so that the temperature of the master alloy is not uniform to obtain a desired microstructure. This is because the alloy tends to oxidize in excess of 10 minutes.
  • the method may further include a process of manufacturing a composite material in a desired shape by applying a load during the reheating process, in which the microstructure and physical properties of the manufactured composite material are different from those in the case where the loading process is not performed. I never do that.
  • the cooling process is a rapid cooling at a cooling rate of 10 4 ⁇ 10 6 K / sec so that the molten liquid component in the amorphous state can be formed. If the cooling rate is less than 10 4 K / sec, it is difficult to amorphous the liquid phase and exceeding the cooling rate 10 6 K / sec is because unnecessary cost rises.
  • Ti is a main component of the resin phase, it is difficult to form a dendrite with Nb and / or Ta is added when less than 40 atomic%, and if it exceeds 60 atomic%, the volume ratio of the amorphous base material is excessively reduced, The range of 40-60 atomic% is preferable, and 42-50 atomic% is more preferable.
  • Zr is a major component that forms a resinous phase with Ti. If it is less than 20 atomic%, it is difficult to form an amorphous phase, and if it exceeds 30 atomic%, the volume fraction of dendrite together with Ti, Nb and Ta is lowered. It is preferable to add at 30 atomic%, and 24 to 28 atomic% is more preferable.
  • Ni is a major component constituting the amorphous phase together with Ti and Zr, and when it exceeds 10 atomic%, it hinders the formation of dendrites, and it is preferable to contain less than 10 atomic%, and when it is less than 3 atomic%, Since it inhibits, it is preferable to contain in 3 atomic% or more, and 5-6 atomic% is more preferable.
  • Be is a component that improves the amorphous forming ability, when the addition of less than 10 atomic%, the amorphous base material itself is difficult to form, and when added in excess of 20 atomic%, similarly inhibits the amorphous forming ability, 10 to 20 atomic% It is preferable and 13-20 atomic% is more preferable.
  • Nb or Ta 1 to 10 atomic%
  • Nb and Ta act as stabilizing elements of the body centered cubic structure in Ti and Ti alloys, thereby helping to obtain a stable body centered cubic structure at room temperature. If the content is less than 1 atomic%, the effect of stabilizing the body centered cubic structure is not sufficient. If the content is more than 10 atomic%, the fraction of dendrite is difficult to be optimally formed, so the range of 1 to 10 atomic% It is preferable to contain it, and 3 to 9 atomic% is more preferable.
  • the composite material according to the present invention may include impurities which are inevitably included in the manufacturing process, but the impurities other than the alloying elements should be maintained at 1 atomic% or less, preferably 0.1 atomic%, more preferably 0.01 It should be kept below atomic%.
  • the amorphous composite material and the manufacturing method thereof according to the present invention can be expected the following effects.
  • the amorphous composite material according to the present invention has excellent room temperature tensile strength, which is distinguished from conventional amorphous alloys, by controlling the crystal structure, the size and volume fraction of the crystal phase through alloy design and subsequent treatment (heat treatment or processing heat treatment). Its characteristics make it possible for industrial application to high functional products.
  • an in situ method can easily prepare a composite material in which a crystalline phase and an amorphous phase are mixed.
  • FIG. 1 is a photograph observing the microstructure of the amorphous composite material prepared according to the embodiment of the present invention with a scanning microscope.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of the amorphous composite material prepared according to the embodiment of the present invention by transmission electron microscope.
  • FIG. 4 is a stress-strain graph of a tensile test specimen prepared from an amorphous composite material prepared according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a photograph of the tensile specimen after the tensile test of FIG.
  • FIG. 6 is a stress-strain graph of a tensile test specimen prepared from an amorphous composite material prepared according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a photograph of the tensile specimen after the tensile test of FIG.
  • Figure 8 shows the microstructure observed over time with a scanning electron microscope the state of deformation when the load is applied to the amorphous composite material prepared in accordance with an embodiment of the present invention.
  • the master alloy thus prepared is heated at 800 ° C. to 900 ° C., which is a temperature at which a solid phase and a liquid phase coexist through an induction heater, at a vacuum degree of about 10 ⁇ 4 Torr, and then maintained for 5 minutes to grow the crystal phase.
  • the remaining liquid component which is not crystallized, is brought to an amorphous state through a quenching process, thereby crystallizing crystalline and amorphous in situ.
  • Composite material was prepared. At this time, the ratio of the crystalline and the amorphous of the prepared composite material can be controlled through the control of the solid / liquid coexistence ratio by controlling the heating temperature of the induction heater.
  • a method of preparing a master alloy first and then heat treating the master alloy is used.
  • This method includes the crystal phase and the components of the amorphous composite material to be manufactured. It is advantageous for the control of uniformity.
  • the shape of the composite material to be produced can be molded in various ways depending on its use.
  • various shapes can be precisely made without applying a large force.
  • various shapes such as plate, block, pyramid shape can be manufactured by means such as mold or roll. .
  • the microstructure of the amorphous composite material prepared as described above was analyzed using a scanning electron microscope (SEM), a transmission electron microscope (TEM) and an X-ray diffractometer.
  • FIG. 1 is a photograph observing the microstructure of the amorphous composite material prepared according to an embodiment of the present invention (No. 2 in Table 1), and analyzed using an image analyzer, the crystalline phase (dark gray in the photo) and The volume fraction of the amorphous phase (light gray in the picture) was about 80%: 20%, and it was confirmed that the crystal phase was very uniformly distributed.
  • These crystal phases have a dendritic form which appears upon solidification, have a relatively smooth interface with an amorphous matrix, and have a spherical shape.
  • the size of the crystal phase has a dendritic shape of 10 ⁇ 100 ⁇ m, this relatively coarse crystal phase when a load is applied to the composite material It is responsible for the initial deformation and exhibits the effect of inhibiting the propagation of cracks starting from within the specimen, particularly in the amorphous phase.
  • 2A to 2E are amorphous phases and crystalline phases of one embodiment of the present invention (No. 2 in Table 1) observed with a transmission electron microscope.
  • Figure 2a is a bright field image observed with a transmission electron microscope can be seen that the amorphous composite material prepared according to the embodiment of the present invention consists of two different phases.
  • 2E is a diffraction pattern observed with a transmission electron microscope, and as can be seen from the diffraction pattern, it can be seen that the matrix phase is an amorphous phase.
  • Figure 2b ⁇ d is a diffraction pattern of the crystal phase observed by transmission electron microscope, from which the crystal phase present in the amorphous composite material prepared according to an embodiment of the present invention confirmed that the body centered cubic structure (BCC) having a lattice constant of 3.342 It was.
  • the lattice constant as described above has an error of about 1% when compared to the lattice constant of 3.306 of Ti, which may be due to the change in lattice constant because a large amount of Zr is included in the crystal phase.
  • Figure 3 shows the X-ray diffraction analysis of the amorphous composite material prepared according to the embodiment of the present invention.
  • X-ray diffraction analysis reveals sharp crystalline peaks with an amorphous, characteristic wide halo pattern.
  • the crystal phase peaks it was confirmed that the peak corresponding to the Ti phase of the body-centered cubic structure.
  • the amorphous composite is composed of an amorphous phase and a crystalline phase of a body-centered cubic structure, which is consistent with the results of transmission electron microscope analysis of FIG. 2.
  • the components of the amorphous phase and the crystalline phase of FIG. 1 were analyzed by scanning electron microscope and EDS, which is an accessory device.
  • the crystal phase is composed of Ti: 60.65 atomic%, Zr: 30.46 atomic%, Ni: 0.86 atomic% Nb: 8.03 atomic%, and the amorphous phase is Ti: 42.09 atomic% Zr: 40.67 atomic%, Ni: 14.08 atomic%, Nb: 3.17 It was confirmed that the atomic percentage, and due to the technical limitations of the EDS analysis was not able to detect the concentration of Be.
  • the crystal phase contains Nb at a higher ratio than the content of Nb included in the initial alloy production, which serves to increase the room temperature stability of the crystal phase having a body-centered cubic structure.
  • the amorphous phase has a relatively high content of Zr and Ni, which seems to contribute to the formation of the amorphous phase during the cooling process such as solidification of the specimen by improving the amorphous forming ability of the amorphous phase.
  • Table 2 shows the results of analyzing the amorphous composite material prepared by the composition of Table 1 using an image analyzer.
  • No. 1 had a volume fraction of about 25% of the amorphous tissue in the entire composite material, and Nos. 2 to 5 had a volume fraction of about 20% of the amorphous tissue. .6-8 were about 15% by volume of amorphous tissue.
  • a tensile test piece having a gauge length of 10 mm, a gauge width of 2 mm, and a thickness of 1 mm was fabricated, and 0.1 mm / Tensile tests were performed at a strain rate of min.
  • Table 3 shows the room temperature tensile properties measured by the above method.
  • No. 1 to 4 As confirmed in Table 3, No. 1 to 4, No. 6 and No. 8 prepared according to the present invention were found to have a tensile strength of more than 1.3 GPa and an elongation of more than 10%. This means that the crystalline material substantially suppressed a portion susceptible to brittle fracture of the amorphous structure. Therefore, the composite material according to the embodiment of the present invention can be applied to high functional materials that require reliability and high strength.
  • No. 5 and No. 7 have weak room temperature elongation of less than 5%, so it is vulnerable to being applied as a structural material, which appears to be due to the lack of Ni content.
  • No. 6 and No. 8 also exhibit high room temperature tensile strength and excellent elongation, they are excellent in abrasion and corrosion resistance of amorphous materials, and especially in order to utilize the properties of amorphous materials having a wide elastic limit region. It is more preferable that the ratio of is 20% or more.
  • 4 and 5 are photographs of the stress-strain curve of the amorphous composite material according to No. 2, which is an embodiment of the present invention, and the state of the specimen after the tensile test. 4 and 5, the composite material according to an embodiment of the present invention exhibits a softening phenomenon after the necking phenomenon in the tensile test, and shows a characteristic that the deformation close to 10% continuously until breaking, It means that the crystal phase played a role in effectively preventing crack propagation.
  • Figure 6 is a room temperature tensile curve of the composite material according to No. 4 of the embodiment of the present invention
  • Figure 7 is a photograph of the specimen subjected to the tensile test.
  • the composite material according to an embodiment of the present invention continued to work harden until it fractured after yielding at about 2% of deformation. It is also confirmed from specimens subjected to an unobserved tensile test.
  • the amorphous composite material according to No. 4 to which Ta is added instead of Nb occurs due to the change in deformation behavior due to Ta addition.
  • the high elongation and work hardening phenomena exhibited by the composite material according to No. 4 can further enhance the applicability to various high functional materials.
  • Figure 8 shows the microstructure observed over time with a scanning electron microscope the state of deformation when a load is applied to the amorphous composite material according to No. 2 of the present invention.
  • 8A is a microstructure of the initial stage of deformation, and it was observed that a deformation band was formed by slip deformation on the initial crystal of deformation.
  • FIGS. 8B and 8C when the deformation increases, deformation occurs in the amorphous phase, and finally breakage occurs.
  • the amorphous composite material according to the embodiment of the present invention is characterized by the initial deformation is started by the slip deformation in the crystal phase, the deformation spreads to the amorphous phase as the crystal phase progresses.
  • the crystalline phase passively participates in deformation of the entire specimen, such as forming a multi-shear band or disturbing the propagation of the shear band, whereas in the present invention, the crystalline phase actively participates in plastic deformation of the material. It can be said that it contributed to the improvement of tensile elongation.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

본 발명은 전술한 종래의 비정질 합금의 문제점을 해결하기 위해 창안된 것으로, 비정질 합금이 가지는 높은 강도, 경도 및 내식성 등을 유지하면서 기존의 비정질 합금이 가지고 있던 취약한 상온 인장 특성이 향상된 새로운 비정질 복합재료를 제공하는 것을 목적으로 한다. 상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 비정질 복합재료는, Ti: 45 ~ 50 원자%, Zr: 22 ~ 30 원자%, Ni: 4.5 ~ 7 원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, Nb: 5 ~ 9 원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상을 일부 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법
본 발명은 상온 인장 하중 하에서 연신 가능한 비정질 복합재료와 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 비정질 합금에 첨가되는 합금 성분의 제어와, 용해, 응고 및 재열처리를 통해 인시튜(in situ) 방법으로 비정질상과 결정상이 공존하는 미세조직을 구현함으로써, 우수한 상온 인장 연신 특성을 보이는 비정질 복합재료와 이의 제조방법에 관한 것이다.
현대 산업사회에서 사용되는 재료는 자동차, 항공, 중장비, 전자 등의 산업이 고도화됨에 따라 기존 금속 재료의 한계 특성을 뛰어 넘는 금속 재료의 개발이 절대적으로 요구되고 있다.
이러한 요구에 대응하여 지금까지는 다양한 합금설계, 응고법의 개선 및 후속 열처리 등의 방법을 통해 금속 재료의 성질을 개선하여 왔고, 이러한 노력으로 개발된 재료들이 실제 산업현장에서 유용하게 활용되고 있다. 그런데, 현대 산업은 더 극한의 상황에서도 우수한 성질을 보이는 재료들을 원하고 있으며, 이러한 요구에 기존의 결정질 금속 재료는 한계를 보이고 있다.
비정질 합금은 결정을 이루지 않은 무질서하고 불규칙한 원자 배열 상태를 갖는 합금으로서, 이와 같은 구조적 특징으로 인해 강도, 경도, 강성(stiffness) 및 내식성 등의 다양한 물성에 있어서 기존 소재의 한계를 넘는 특성을 얻을 수 있는 첨단 신소재로 인식되어 연구개발이 활발히 진행되고 있으며, 그 결과의 하나로 높은 강도(~2 GPa)와 마모 및 부식 저항성이 뛰어나고 특히 넓은 탄성한계 영역 (~2%)을 가지는 벌크 비정질 합금이 개발되었다.
이러한 벌크 비정질 합금은, 그 비정질 특성이 현대 산업 사회에서 요구되는 소재의 극한적인 특성을 충족시켜줄 수 있고, 또한 벌크화는 다양한 산업 재료로서의 응용을 가능하게 하기 때문에, 잠재력이 매우 큰 새로운 개념의 재료라고 할 수 있다.
그러나 비정질 합금을 보다 광범위하게 응용하기 위해서는 선결되어야 할 문제들이 있는데, 그 중에서도 대표적인 것이 비정질 합금의 취성파괴(brittle fracture)다. 취성파괴는 전자부품, 스포츠용품, 방산부품 등 고기능 부품으로의 응용을 크게 제약할 뿐 아니라 상온 구조재료로서의 응용 시에도 신뢰성과 수명에 장애요인이 되고 있다.
일반적으로 비정질 합금의 경우, 상온에서의 소성변형은 전단밴드(shear band)에 집중되어 인장 및 압축 시에 소성영역을 거의 나타내지 않는데, 이는 한 전단밴드에서의 국부적인 소성변형량은 매우 크고, 파괴에 이르기까지 수 개의 전단밴드만이 작용하여 취성파괴를 일으키기 때문이다.
이러한 이유로 비정질 합금은 세라믹 재료와 같이 취약한 재료에서 나타나는 응력-변형률 곡선을 나타내게 되며, 압축 시에는 0 ~ 2%의 변형을 나타내고, 인장 시에는 거의 소성변형을 나타내지 않는다.
이와 같은 벌크 비정질 합금의 문제점을 해결하기 위해, 연성 결정질 수지상(dendrite phase)을 인시튜(in situ)로 비정질 합금 내에 생성시킨 비정질 합금 복합재료에서는 연성 결정질 수지상 들의 존재에 의해 다중전단밴드가 형성되고, 이러한 다중전단밴드의 형성은 전위가 존재하지 않는 비정질 합금에서 주요한 변형기구로 작용하며, 완전 비정질 합금에서 생성되는 전단밴드보다 많은 전단밴드가 생성됨으로써 연성이 향상된다고 보고되고 있다.
이에 따라, 비정질 합금의 상온 연신율을 향상시키기 위해, 여러 방법으로 비정질 기지 내에 결정상을 도입하는 연구가 행해지고 있는데, 이러한 연구에도 불구하고 현재까지 개발된 비정질 복합재료도 압축 응력 하에서는 어느 정도 소성변형을 나타내지만 인장 응력 하에서는 대부분 소성변형에 취약한 성질을 나타내어 실용적으로 적용될 정도의 연신율의 개선에는 한계를 보이고 있다.
본 발명은 전술한 종래의 비정질 합금의 문제점을 해결하기 위해 연구개발된 것으로서, 비정질 합금이 가지는 높은 강도, 경도 및 내식성 등을 유지하면서 기존의 비정질 합금 또는 비정질 복합재료가 가지고 있던 취약한 상온 인장 특성이 향상된 새로운 비정질 복합재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명의 다른 목적은 응고과정 중에 형성된 결정상의 크기와 분포를 조절하여 상온 인장 연신이 가능한 비정질 복합재료를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 수단으로서 본 발명은, Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 3 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, Nb 또는 Ta: 1 ~ 10원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상을 일부 포함하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료를 제공한다.
또한, 상기 결정상은 체심입방구조(BCC, Body Centered Cubic)를 이루고 있는 것을 특징으로 한다. 연신율이 향상된 비정질 복합재료를 얻기 위해서는 외부 응력 및 변형에 대응하여 쉽게 변형이 이루어지는 결정상이 필요하다. 그런데, Ti 및 Ti 합금은 온도와 조성에 따라 체심입방구조(BCC)와 육방밀집구조(HCP)를 형성할 수 있고, 체심입방구조를 갖는 경우가 육방밀집구조에 비해 미끄럼(slip)이 쉽게 일어나 연신인장율 향상에 효과적이기 때문에, 본 발명에서는 결정상의 구조를 체심입방구조로 한다.
또한, 상기 결정상의 평균 입경이 10 ~ 100인 것을 특징으로 하는데, 이와 같이 비교적 조대한 결정상의 크기는 초기 변형을 담당하며 특히 비정질상에서 시작되는 크랙(crack)의 전파를 억제하는 효과를 가져 연신 인장율의 향상에 기여하기 때문이다. 평균 입경이 10 미만인 경우 크랙의 전파 억제 효과가 떨어지고, 100를 초과할 경우 비정질 모재가 갖는 장점을 활용하기 어렵기 때문에, 상기 범위로 유지하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 결정상의 부피분율이 50% ~ 85%인 것을 특징으로 하는데, 이는 결정상의 분율이 너무 낮을 경우, 비정질의 파괴가 주도적으로 발생하여 인장연신율의 향상이 불가하며, 결정상의 분율이 높을 경우 비정질 합금의 고유 특성을 잃게 되기 때문이며, 비정질상의 부피분율이 20% 이상인 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 결정상이 전위에 의한 미끄럼 변형에 의해 변형되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 비정질 복합재료는 가공연화현상을 보이는 것을 특징으로 하는데, 이는 복합재료에 생성되어 있는 결정상이 크랙의 전파를 효율적으로 방해하는 역할을 함으로써 얻을 수 있는 특징이다.
또한, 상기 비정질 복합재료는 상온 인장 연신율이 8% 이상인 것으로 특징으로 한다.
또한, 상기 비정질 복합재료의 인장강도가 1.3GPa 이상인 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명의 다른 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, (a) Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 3 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, Nb 또는 Ta: 1 ~ 10원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지는 모합금을 제조하는 단계; (b) 상기 모합금을 비산화성 분위기의 액상과 고상의 공존 영역에서 열처리하는 단계; 및 (c) 상기 열처리된 모합금을 냉각시켜 조대한 결정상을 포함하는 비정질 복합재료를 제조하는 단계;를 포함하는 비정질 복합재료의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 있어서, 상기 비산화성 분위기란 모합금이 열처리 중에 산화되지 않도록 하기 위한 분위기로서, 10-3torr 보다 높은 진공상태, 불활성 가스 분위기, 환원성 가스 분위기 등을 포함한다.
또한, 본 발명에 따른 비정질 복합재료의 제조방법에서는, 먼저 모합금을 제조한 후 다시 열처리를 하는 방법, 즉 각 합금 원소가 균일하게 섞인 모합금을 재열처리하는 방법을 사용하였는데, 이는 모합금 내부의 결정상의 크기와 분포가 불균일한 점을 고려한 것이다.
또한, 재열처리 온도, 즉 상기 (b)단계의 온도는 800 ~ 900℃를 유지하는 것이 바람직한데, 이 온도는 상기 합금 조성물이 고상과 액상이 공존하는 온도 영역으로서, 짧은 시간 내에 결정상이 원하는 크기로 성장할 수 있도록 하며, 이후 급랭과정을 통해 액상 물질을 비정질화시켜, 비정질 복합재료를 형성하도록 하기 위함이다.
또한, 상기 고-액 공존 영역에서의 재열처리 시간은 1 ~ 10분 내로 제한하는 것이 바람직한데, 1분 미만일 경우 가열 시간이 너무 짧아 모합금의 온도가 균일하게 되지 않아 원하는 미세조직을 얻을 수 없고, 10분을 초과할 경우 합금이 산화되기 쉽기 때문이다.
또한, 상기 재열처리 도중에 하중을 가하여 원하는 형상으로 복합재료를 제조하는 공정을 추가로 포함할 수 있는데, 이때 제조된 복합재료의 미세조직 및 물성은 하중을 가하는 공정을 수행하지 않은 경우와 차이가 발생하지 않는다.
상기 냉각 공정은 용융된 액상 성분이 비정질 상태가 형성될 수 있도록, 104 ~ 106K/sec의 냉각속도로 급속 냉각한다. 냉각속도가 104K/sec 미만일 경우, 액상의 비정질화가 어렵고 냉각속도 106K/sec를 초과하는 것은 불필요한 비용의 상승을 초래하기 때문이다.
다음으로, 본 발명에 있어서 합금 성분을 상기와 같이 설정한 이유에 대해 설명한다.
Ti: 40 ~ 60원자%
Ti는 수지상을 이루는 주요성분으로서, 40원자% 미만일 경우 첨가되는 Nb 및/또는 Ta와 함께 덴드라이트(dendrite)를 형성하기 어렵고, 60원자%를 초과할 경우 비정질 모재의 부피비율이 지나치게 저하되므로, 40 ~ 60원자%의 범위가 바람직하며, 42 ~ 50원자%가 보다 바람직하다.
Zr: 20 ~ 30원자%
Zr은 Ti과 함께 수지상을 이루는 주요성분으로, 20원자% 미만일 경우 비정질상을 형성하기 어렵고, 30원자%를 초과할 경우 Ti, Nb 및 Ta과 함께 덴드라이트(dendrite)의 부피분율이 저하되므로, 20 ~ 30원자%로 첨가되는 것이 바람직하며, 24 ~ 28원자%가 보다 바람직하다.
Ni: 3 ~ 10원자%
Ni은 Ti, Zr과 함께 비정질상을 구성하는 주요성분으로, 10원자% 초과일 경우 덴드라이트를 형성하는데 방해가 되며, 10원자% 이하로 함유하는 것이 바람직하며, 3원자% 미만일 경우 비정질상의 물성을 저해하기 때문에, 3원자% 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 5 ~ 6원자%가 보다 바람직하다.
Be: 10 ~ 20원자%
Be은 비정질 형성능을 향상시키는 성분으로, 10원자% 미만으로 첨가할 경우 비정질 모재 자체가 형성되기 어렵고, 20원자%를 초과하여 첨가할 경우에는 마찬가지로 비정질 형성능을 저해하기 때문에, 10 ~ 20원자%가 바람직하며, 13 ~ 20원자%가 보다 바람직하다.
Nb 또는 Ta: 1 ~ 10원자%
Nb와 Ta는 Ti 및 Ti 합금에서 체심입방구조 안정화 원소로 작용하여, 고온에서 안정한 체심입방구조를 상온에서까지 얻을 수 있도록 도와주는 작용을 한다. 1원자% 미만으로 함유할 경우 체심입방구조 안정화 효과가 충분하지 않고, 10원자%를 초과하여 함유할 경우에는 덴드라이트(dendrite)의 분율이 최적으로 형성되기 어려우므로, 1 ~ 10원자%의 범위로 함유하는 것이 바람직하며, 3 ~ 9원자%가 보다 바람직하다.
불가피한 불순물
본 발명에 따른 복합재료에는 제조과정에서 불가피하게 포함되는 불순물을 포함할 수 있으나, 상기 합금원소 외의 불순물은 각각 1원자% 이하로 유지되어야 하며, 바람직하게는 0.1원자%로, 보다 바람직하게는 0.01원자% 이하로 유지되어야 한다.
본 발명에 따른 비정질 복합재료 및 이의 제조방법은 다음과 같은 효과를 기대할 수 있다.
먼저, 본 발명에 다른 비정질 복합재료는 합금설계와 후속 처리(열처리 또는 가공열처리)를 통해, 결정상의 결정구조, 결정상의 크기 및 부피 분율을 제어함으로써, 종래의 비정질 합금과는 차별되는 우수한 상온 인장 특성을 나타내어 고기능성 제품에의 산업적 응용이 가능하다.
또한, 인시튜(in situ) 방법을 통해 결정상과 비정질상이 혼합된 복합재료를 손쉽게 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 주사현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 투과전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 X-선 회절분석 결과이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료로 제조한 인장시편의 응력-변형률 그래프이다.
도 5는 도 4의 인장시험 후 인장시편의 사진이다.
도 6은 본 발명의 다른 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료로 제조한 인장시편의 응력-변형률 그래프이다.
도 7은 도 6의 인장시험 후 인장시편의 사진이다.
도 8은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료에 하중을 가하였을 때 변형되는 상태를 주사전자현미경을 통해 경시적으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
본 발명의 실시예들을 설명하기 위해 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함하는 의미이다. 그리고 포함한다의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및 /또는 성분을 구체화하며 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만 여기에 사용되는 기술용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미이다. 또한, 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련 기술 문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 갖는 것으로 추가 해석되고 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 비정질 복합재료의 제조방법과, 이에 따라 제조된 비정질 복합재료의 평가결과에 대해 상세하게 설명하겠지만, 본 발명이 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 변경할 수 있음은 자명하다.
비정질 복합재료의 제조
순 Ti(99.9%), 순 Zr(99.9%), 순 Ni(99.9%), 순 Be(99.9%), 순 Nb(99.9%) 및 순 Ta(99.9%)을 사용하여, 고순도 아르곤(99.99%) 가스 분위기 하에서 아크 용해기를 통해, 하기 표 1과 같은 조성을 갖는 모합금을 제조하였다.
표 1
No. 조성(원자%)
Ti Zr Ni Be Nb Ta
1 43 25 5.35 19.65 7 -
2 48.36 26.65 5.60 14.40 5 -
3 46.36 26.65 5.60 14.40 7 -
4 48.36 26.65 5.60 14.40 - 5
5 48.36 26.64 4.28 15.72 5 -
6 51.70 28.31 4.20 10.80 5 -
7 56.7 23.3 3.21 11.79 5 -
8 51.7 28.3 3.21 11.79 5 -
이와 같이 제조된 모합금은 10-4Torr 정도의 진공도에서, 유도가열기를 통해 상기 모합금이 고상과 액상이 공존하는 온도인 800℃ ~ 900℃까지 가열한 후 5분간 유지하여 결정상의 성장이 이루어지도록 한 후, 내부에 흐르는 냉각수에 의해 냉각이 이루어지고 있는 구리판 위에서 급랭시킴으로써 결정화되지 않고 잔존하는 액상 성분이 급랭과정을 통해 비정질 상태가 되도록 함으로써, 인 시튜(in situ)로 결정질과 비정질이 복합화된 복합재료를 제조하였다. 이때 제조되는 복합재료의 결정질과 비정질의 비율은 유도가열기의 가열온도의 조절을 통한 고/액 공존비율의 조절을 통해 조절될 수 있다.
즉, 본 발명의 실시예에서는 종래의 비정질 재료의 제조방법과 달리, 먼저 모합금을 제조한 후, 모합금을 다시 열처리를 하는 방법을 사용하는데, 이 방법은 제조되는 비정질 복합재료의 결정상과 성분 균일도의 제어에 유리하다.
제조되는 복합재료의 모양은 그 용도에 따라 여러 가지로 성형할 수 있다. 고-액 공존 영역에서는 큰 힘을 가하지 않아도 다양한 형상을 정밀하게 만들 수 있는데, 고-액 공존 영역에서 몰드나 롤과 같은 수단을 이용하여, 판상, 괴상, 피라미드 상 등 다양한 형상을 제조할 수 있다.
미세조직 및 성분 분석
이상과 같은 방법으로 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 주사전자현미경(SEM), 투과전자현미경(TEM) 및 X-선 회절분석기를 사용하여 분석하였다.
도 1은 본 발명의 일 실시예(표 1의 No.2)에 따라 제조된 비정질 복합재료의 미세조직을 관찰한 사진으로, 이미지 분석기를 사용하여 분석한 결과, 결정상(사진에서 짙은 회색)과 비정질상(사진에서 옅은 회색)의 부피분율이 약 80% : 20%를 나타내었으며, 결정상이 매우 균일하게 분포되어 있음이 확인되었다. 그리고 이 결정상들은 응고 시 나타나는 수지상 형태를 하고 있으며, 비정질 기지와 비교적 매끈한 계면을 가지며 구형 형태를 가진다.
또한, 도 1에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 비정질 복합재료에서 결정상의 크기는 10 ~ 100㎛의 수지상의 형상을 갖는데, 이처럼 비교적 조대한 결정상은 복합재료에 하중이 가해졌을 때 초기 변형을 담당하며, 시편 내부 특히 비정질상에서 시작되는 크랙(crack)의 전파를 억제하는 효과를 나타낸다.
도 2a ~ 2e는 본 발명의 일 실시예(표 1의 No.2)를 투과전자현미경으로 관찰한 비정질상과 결정상이다. 도 2a는 투과전자현미경으로 관찰한 명시야상으로 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료가 2개의 서로 다른 상으로 이루어져 있다는 것을 확인할 수 있다. 도 2e는 투과전자현미경으로 관찰한 회절패턴으로 이 회절패턴으로부터 확인되는 바와 같이 기지상(matrix phase)은 비정질상임을 알 수 있다. 도 2b ~ d는 투과전자현미경으로 관찰한 결정상의 회절패턴인데, 이로부터 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료에 존재하는 결정상이 3.342 의 격자상수를 가지는 체심입방구조(BCC)임을 확인하였다. 상기와 같은 격자상수는 Ti의 격자상수 3.306과 대비할 때 약 1%의 오차가 있는데, 이는 결정상에 다량의 Zr이 포함되어 있어 격자상수가 변화한 것에 기인한 것으로 보인다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 비정질 복합재료의 X-선 회절분석결과를 나타낸 것이다. X-선 회절 분석결과, 비정질 특유의 넓은 할로우(halo) 패턴과 함께 날카로운 결정상 피크들이 나타난다. 결정상 피크들을 분석한 결과, 체심입방구조의 Ti 상에 해당하는 피크임을 확인하였다. 이는 비정질 복합재가 비정질상과 체심입방구조의 결정상으로 이루어져 있다는 것을 의미하며, 도 2의 투과전자현미경 분석결과와 일치한다.
또한, 주사전자현미경과 부속장비인 EDS를 통해 도 1의 비정질상과 결정상의 성분을 분석하였다. 결정상은 Ti: 60.65 원자%, Zr: 30.46 원자%, Ni: 0.86 원자% Nb: 8.03 원자%로 이루어져 있으며, 비정질상은 Ti: 42.09 원자% Zr: 40.67 원자%, Ni: 14.08 원자%, Nb: 3.17 원자%로 이루어져 있음을 확인하였고, EDS 분석의 기술적 한계로 인해 Be의 농도를 검출하지는 못하였다.
상기 결정상에는 최초 합금 제조 시 포함한 Nb의 함량보다 많은 비율로 Nb가 포함되어 있는데, 이는 체심입방구조를 가진 결정상의 상온 안정성을 보다 높이는 역할을 한다. 또한 비정질상은 상대적으로 Zr과 Ni의 함량이 높으며, 이는 비정질상의 비정질 형성능을 향상시켜 시편 응고 등 냉각과정에서 비정질상이 형성되는 데 기여한 것으로 보인다.
하기 표 2는 상기 표 1의 조성으로 제조한 비정질 복합재료를 이미지 분석기를 사용하여 분석한 결과를 나타낸 것이다.
표 2
No. 조성(원자%) 결정질/비정질부피비
Ti Zr Ni Be Nb Ta
1 43 25 5.35 19.65 7 - 75:25
2 48.36 26.65 5.60 14.40 5 - 80:20
3 46.36 26.65 5.60 14.40 7 - 80:20
4 48.36 26.65 5.60 14.40 - 5 80:20
5 48.36 26.64 4.28 15.72 5 - 80:20
6 51.70 28.31 4.20 10.80 5 - 85:15
7 56.7 23.3 3.21 11.79 5 - 85:15
8 51.7 28.3 3.21 11.79 5 - 85:15
상기 표 2에서 확인되는 바와 같이, No.1은 복합재료 전체에서 비정질 조직이 차지하는 부피분율이 약 25% 정도였고, No.2 ~ 5는 비정질 조직이 차지하는 부피분율이 약 20% 정도였으며, No.6 ~ 8은 비정질 조직이 차지하는 부피분율이 약 15% 정도였다.
상온 기계적 특성 평가
상기와 같은 조성과 미세조직을 갖는 비정질 복합재료의 상온에서의 기계적 특성을 평가하기 위해 게이지 길이 10mm, 게이지 너비 2mm, 두께 1mm를 갖는 인장시편을 제작하여, 공지의 인장 시험기를 사용하여 0.1 mm/min 의 변형율 속도로 인장 시험을 수행하였다.
하기 표 3은 이상과 같은 방법에 의해 측정된 상온 인장 특성을 나타낸 것이다.
표 3
No. 조성(원자%) 결정질/비정질부피비 기계적 성질 비고
Ti Zr Ni Be Nb Ta 인장강도(MPa) 연신율(%)
1 43 25 5.35 19.65 7 - 75:25 1500 12.3 실시예
2 48.36 26.65 5.60 14.40 5 - 80:20 1400 11 실시예
3 46.36 26.65 5.60 14.40 7 - 80:20 1400 12.5 실시예
4 48.36 26.65 5.60 14.40 - 5 80:20 1400 10.5 실시예
5 48.36 26.64 4.28 15.72 5 - 80:20 1557 2.38 비교예
6 51.70 28.31 4.20 10.80 5 - 85:15 1380 12 실시예
7 56.7 23.3 3.21 11.79 5 - 85:15 1250 4.38 비교예
8 51.7 28.3 3.21 11.79 5 - 85:15 1650 14 실시예
상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 No.1 ~ 4, No.6 및 No.8은 모두 상온 인장강도가 1.3GPa을 초과하고 연신율도 10%를 상회하는 것으로 나타났는데, 이는 비정질 구조가 갖는 취성파괴에 취약한 부분을 결정질 재료가 상당부분 억제하였음을 의미한다. 따라서 본 발명의 실시에 따른 복합재료는 신뢰성과 고강도 등이 요구되는 고기능성 재료에 적용될 수 있다.
이에 비해, No.5와 No.7은 상온 연신율이 5%를 하회하여 구조재료로 적용하기에는 취약한 점이 있는데, 이는 Ni함량의 부족에 기인하는 것으로 보여진다.
한편, No.6과 No.8도 높은 상온 인장강도와 우수한 연신율을 나타내기는 하나, 비정질 재료가 갖는 마모 및 부식 저항성이 뛰어나고 특히 넓은 탄성한계 영역을 갖는 비정질 재료의 특성을 활용하기 위해서는, 비정질 재료의 비율이 20% 이상인 것이 보다 바람직하다.
도 4와 도 5는 본 발명의 실시예인 No.2에 따른 비정질 복합재료의 응력-변형률 곡선과, 인장시험 후 시편 상태를 촬영한 사진이다. 도 4와 5에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 복합재료는 인장시험 시 네킹 현상 이후 가공 연화현상을 보이며, 파괴에 이르기까지 10%에 가까운 변형이 지속적으로 나타나는 특징을 나타내는데, 이는 결정상이 크랙의 전파를 효율적으로 방해하는 역할을 했음을 의미한다.
또한, 도 6은 본 발명의 실시예인 No.4에 따른 복합재료의 상온 인장 곡선을 나타낸 것이고, 도 7은 인장시험을 한 시편의 사진이다. 인장 곡선에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 복합재료는 약 2%의 변형에서 항복현상이 일어난 이후에 파단될 때까지 지속적으로 가공 경화가 일어났으며, 이러한 가공 경화 현상은 네킹이 관찰되지 않는 인장시험을 한 시편으로부터도 확인된다.
다시 말해, Nb 대신에 Ta가 첨가된 No.4에 따른 비정질 복합재료는 No.1 ~ 3과 달리, 가공에 의해 경화되는 현상이 발생하며, 이는 Ta 첨가에 따른 변형거동의 변화에 기인하는 것으로 보이며, No.4에 따른 복합재료가 보여주는 높은 연신율과 가공 경화현상은 다양한 고기능성 재료로의 응용성을 한층 더 높이는 역할을 할 수 있다.
도 8은 본 발명의 No.2에 따른 비정질 복합재료에 하중을 가하였을 때 변형되는 상태를 주사전자현미경을 통해 경시적으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다. 도 8a는 변형 초기의 미세조직으로서, 변형 초기 결정상에 슬립 변형에 의한 변형 밴드가 형성되어 있음이 관찰되었다. 그리고 도 8b와 도 8c에서 확인되는 바와 같이, 변형이 커질 경우 비정질 상에서도 변형이 발생하게 되며, 최종적으로 파괴가 발생하게 된다.
다시 말해, 본 발명의 실시예에 따른 비정질 복합재료는 결정상에서 슬립 변형에 의해 초기 변형이 시작되며, 결정상의 변형이 진행됨에 따라 비정질상으로 변형이 파급되는 특징을 보인다. 이는 기존의 비정질 복합재에서 결정상이 다중전단밴드를 형성하거나 혹은 전단밴드의 전파를 방해하는 등 시편 전체의 변형에 소극적으로 참여한 것에 반해, 본 발명에서는 결정상이 재료의 소성변형에 적극적으로 참여하여, 전체 인장 연신율의 향상에 기여한 것이라고 볼 수 있다.

Claims (14)

  1. Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 3 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, Nb 또는 Ta: 1 ~ 10원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지며, 결정상을 일부 포함하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 Ti의 함량은 42 ~ 50원자%이고, 상기 Zr의 함량은 24 ~ 28원자%이고, 상기 Ni의 함량은 5 ~ 6원자%이고, 상기 Be의 함량은 13 ~ 20원자%이고, 상기 Nb 또는 Ta의 함량은 3 ~ 9원자%인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 결정상은 체심입방구조를 이루고 있는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 결정상의 평균 입경이 10㎛ ~ 100㎛인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 결정상이 전체 복합재료에서 차지하는 부피분율이 50% ~ 85%인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 결정상이 전위에 의한 슬립 변형에 의해 변형되는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 복합재료는 가공경화현상을 보이는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 복합재료는 상온에서의 인장 연신율이 8% 이상인 것으로 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 복합재료의 인장강도가 1.3GPa 이상인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료.
  10. (a) Ti: 40 ~ 60원자%, Zr: 20 ~ 30원자%, Ni: 3 ~ 10원자%, Be: 10 ~ 20 원자%, Nb 또는 Ta: 1 ~ 10원자%를 함유하고 나머지 불가피한 불순물로 이루어지는 모합금을 제조하는 단계;
    (b) 상기 모합금을 비산화성 분위기의 액상과 고상의 공존 영역으로 가열하고 소정시간 동안 유지하는 열처리 단계; 및
    (c) 상기 열처리된 모합금을 냉각시켜 조대한 결정상을 포함하는 비정질 복합재료를 제조하는 단계;를 포함하는 비정질 복합재료의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 (b) 단계의 열처리는 800 ~ 900℃에서 1 ~ 10분 동안 행하는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 Ti의 함량은 42 ~ 50원자%이고, 상기 Zr의 함량은 24 ~ 28원자%이고, 상기 Ni의 함량은 5 ~ 6원자%이고, 상기 Be의 함량은 13 ~ 20원자%이고, 상기 Nb 또는 Ta의 함량은 3 ~ 9원자%인 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
  13. 제 11 항에 있어서,
    상기 (b)단계에서 하중을 가하여 성형하는 과정이 열처리와 동시에 이루어지는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
  14. 제 11 항에 있어서,
    상기 (c)단계는 104 ~ 106K/sec의 냉각속도로 수행되는 것을 특징으로 하는 비정질 복합재료의 제조방법.
PCT/KR2011/008704 2010-11-18 2011-11-15 상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법 WO2012067405A2 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2010-0114949 2010-11-18
KR1020100114949A KR101230368B1 (ko) 2010-11-18 2010-11-18 상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
WO2012067405A2 true WO2012067405A2 (ko) 2012-05-24
WO2012067405A3 WO2012067405A3 (ko) 2012-07-26

Family

ID=46084503

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2011/008704 WO2012067405A2 (ko) 2010-11-18 2011-11-15 상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR101230368B1 (ko)
WO (1) WO2012067405A2 (ko)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101317274B1 (ko) * 2011-09-22 2013-10-14 포항공과대학교 산학협력단 타이타늄 합금을 이용한 비정질 복합재료와 그 제조방법
KR20160002866U (ko) 2015-02-10 2016-08-18 이은록 절약 및 혼합형 두피세척액 용기

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006299393A (ja) * 2005-04-19 2006-11-02 Yonsei Univ 延性の優れた単一相非晶質合金
KR100908420B1 (ko) * 2001-06-07 2009-07-21 리퀴드메탈 테크놀로지스 인코포레이티드 전자 제품용 금속 프레임 및 이를 제조하는 방법
JP2009263797A (ja) * 1999-04-30 2009-11-12 California Inst Of Technology アモルファス金属複合体およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009263797A (ja) * 1999-04-30 2009-11-12 California Inst Of Technology アモルファス金属複合体およびその製造方法
KR100908420B1 (ko) * 2001-06-07 2009-07-21 리퀴드메탈 테크놀로지스 인코포레이티드 전자 제품용 금속 프레임 및 이를 제조하는 방법
JP2006299393A (ja) * 2005-04-19 2006-11-02 Yonsei Univ 延性の優れた単一相非晶質合金

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
M.L. MORRISON ET AL.: 'Electrochemical behavior of a Ti-based bulk metallic glass' JOURNAL OF NON-CRYSTALLINE SOLIDS vol. 353, 2007, pages 2115 - 2124 *

Also Published As

Publication number Publication date
WO2012067405A3 (ko) 2012-07-26
KR20120053696A (ko) 2012-05-29
KR101230368B1 (ko) 2013-02-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020013524A1 (en) Lightweight medium-entropy alloys using spinodal decomposition
JP5155464B2 (ja) アルミニウム合金線、アルミニウム合金撚り線、被覆電線、及びワイヤーハーネス
WO2012070870A2 (ko) 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
WO2016137211A1 (ko) 열전도성과 난연성이 우수한 소성가공용 마그네슘 합금과 그의 제조방법
WO2020209485A1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 cu-co-si-fe-p계 구리합금 및 그 제조 방법
WO2017164709A1 (ko) 금속 복합체
WO2016137210A1 (ko) 열전도성과 난연성이 우수한 소성가공용 마그네슘 합금과 그의 제조방법
WO2020116876A2 (ko) 수소취성에 대한 저항성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 그 제조방법
JP6094776B2 (ja) アルミニウム合金線
WO2017164602A1 (ko) Cr-fe-mn-ni-v계 고 엔트로피 합금
WO2012067405A2 (ko) 상온 인장 연신을 보이는 비정질 복합재료와 그 제조방법
WO2021100959A1 (ko) 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 다량 함유한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
JP4756974B2 (ja) Ｎｉ３（Ｓｉ，Ｔｉ）系箔及びその製造方法
EP0549998B1 (en) High-strength magnesium-based alloy
WO2021025499A1 (ko) 고강도 고성형성 베타 타이타늄 합금
WO2019083103A1 (ko) 변태유기소성 고엔트로피 합금 및 이의 제조방법
WO2020111879A1 (ko) 내식성 및 내열성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금 강판, 열간 프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2023096150A1 (ko) 강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 자동차 또는 전기전자 부품용 동합금판재의 제조 방법 및 이로부터 제조된 동합금판재
CN114686719B (zh) 一种高强度金丝材料及制备方法
WO2013105699A1 (en) Manufacturing method of titanium alloy with high-strength and high-formability and its titanium alloy
WO2016117768A1 (ko) 소성 가공용 마그네슘 합금 빌렛의 제조방법 및 이를 포함하는 고강도 마그네슘 합금 가공재의 제조방법
WO2018117632A1 (ko) 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법
WO2022234901A1 (ko) (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법
WO2019039824A1 (ko) 법랑용 냉연강판 및 그 제조방법
Gan et al. Manufactured process of high strength and high electrical conductivity Cu-Cr-Zr-Mg alloy bars

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11840958

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A2

NENP Non-entry into the national phase in:

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 11840958

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A2