WO2018034551A1 - 금속 복합체의 제조방법 및 이에 의해 제조된 금속 복합체 - Google Patents

금속 복합체의 제조방법 및 이에 의해 제조된 금속 복합체 Download PDF

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WO2018034551A1
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한관희
박창근
박광덕
박성민
허성호
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영남대학교산학협력단
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    • B22F2301/35—Iron

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a metal composite and a metal composite produced thereby, and a method for producing a metal composite excellent in hardness and thermal conductivity, and to a metal composite produced thereby.
  • high alloy steel is a material exhibiting a secondary hardening phenomenon due to the generation of alloy carbide during the tempering process after quenching during heat treatment, it can maintain a significant hardness even at high temperatures compared to other alloy steels.
  • high alloy steels have the disadvantage of having low thermal conductivity.
  • AISI D2 tool steels and M2 high speed steels have low room temperature thermal conductivity of 20 W / m / K and 19.0 W / m / K, respectively.
  • U.S. Patent Publication No. 2014-00023551 discloses a hot tool steel composition as a work alloy material in which the carbon content is lowered to the medium carbon range and the alloying elements are added to improve the thermal conductivity.
  • Another method is to prepare a metal composite using a high alloy steel and a metal with high hot conductivity, which is to apply a powder molding method.
  • the molding method using powdered material as a raw material makes it easy to alloy various components uniformly during the process and enables precise molding, thereby economically manufacturing a sintered body close to the actual shape while minimizing waste of raw materials and post-processing. Has an advantage.
  • raw powder is selected and used to achieve high molding density.
  • alloy powder or hard phase containing soft alloy powder or low alloy steel powder which is easily deformed during molding, and other alloying elements Powder and the like are mixed and molded under a high pressure of approximately 700 MPa or more.
  • the technical problem to be solved by the present invention is to solve the above problems, to provide a method for producing a metal composite having excellent hardness and high thermal conductivity using a high alloy steel powder and a powder containing copper.
  • a high alloy steel powder having an average particle diameter of 3 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and a copper-containing powder having an average particle diameter of 1/10 or more and 1/2 or less of the average particle diameter of the high alloy steel powder
  • a mixing step of preparing a mixed powder A kneading step of kneading the mixed powder and the thermoplastic organic binder to prepare a feedstock; A molding step of forming a molded body by molding a feedstock; A degreasing step of removing the organic binder from the molded body; And after the degreasing step, a sintering step of sintering the molded body to produce a densified sintered body, wherein the carbon content of the high alloy steel powder is 0.4 wt% or more and 2 wt% or less, and the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder is 8
  • a method for producing a metal composite which is from 2: 2 to 6
  • the high alloy steel powder further comprises silicon, manganese, chromium, molybdenum and vanadium, the silicon content is 0.1 wt% or more and 0.8 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; Manganese content is 0.1 wt% or more and 1 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; The chromium content is 2 wt% or more and 15 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; Molybdenum content is 0.2 wt% or more and 8 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; The vanadium content is 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; And the balance may be iron.
  • the high alloy steel powder further comprises at least one metal of cobalt, nickel and tungsten, and the cobalt content is 0.001 wt% or more and 5 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; Nickel content is 0.001 wt% or more and 3 wt% or less with respect to the high alloy steel powder;
  • the tungsten content may be 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the high alloy steel powder.
  • the high alloy steel powder may further include at least one metal selected from the group consisting of silicon, manganese, chromium, cobalt, molybdenum, vanadium, nickel and tungsten.
  • the copper-containing powder includes tin and nickel, and the tin content is 0.1 wt% or more and 15 wt% or less with respect to the copper-containing powder; Nickel content is 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the copper-containing powder; And the balance may be copper.
  • the mixed powder further includes at least one metalloid among carbon, boron and phosphorus, and the metalloid content may be 0.005 wt% or more and 0.3 wt% or less with respect to the mixed powder.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be 6: 4 to 9: 1.
  • the molding step may be carried out under a pressure of 20 MPa or more and 200 MPa or less.
  • the sintering step may be performed in a nitrogen gas, or a mixed gas atmosphere having a volume ratio of nitrogen gas and hydrogen gas of 9: 1.
  • the sintering step may be carried out at a temperature of 1140 °C or more and 1250 °C or less.
  • the heat treatment step is austenitic the sintered body at 900 °C or more and 1050 °C or less, after air-cooled or oil-cooled 400 °C or more 650 Tempering can be performed at or below.
  • a metal composite prepared by the manufacturing method according to an embodiment of the present invention is provided.
  • Method for producing a metal composite according to an embodiment of the present invention can be easily produced a metal composite having improved thermal conductivity and excellent hardness.
  • Method for producing a metal composite according to an embodiment of the present invention can improve the thermal conductivity of the metal composite is produced without a significant decrease in hardness during the tempering process.
  • Metal composite according to another embodiment of the present invention has the advantage of retaining high hardness and improved thermal conductivity.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a method of manufacturing a metal composite according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing an equilibrium diagram of a binary alloy system of iron and copper.
  • Example 3 is a view showing the microstructure of the sintered body prepared in Example 1 of the present invention.
  • 4a and 4b is a view showing the change in structure of the sintered body prepared in Example 4 of the present invention according to the heat treatment.
  • 5a and 5b is a view showing the microstructure of the sintered body prepared in Example 6 of the present invention.
  • high alloy steel may mean a steel including carbon such as tool steel and high speed steel.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a method of manufacturing a metal composite according to an embodiment of the present invention.
  • a high alloy steel powder having an average particle diameter of 3 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and a copper-containing powder having an average particle diameter of 1/10 or more and 1/2 or less of the average particle diameter of the high alloy steel powder
  • a mixing step of preparing a mixed powder A kneading step of kneading the mixed powder and the thermoplastic organic binder to prepare a feedstock; A molding step of forming a molded body by molding a feedstock; A degreasing step of removing the organic binder from the molded body; And after the degreasing step, a sintering step of sintering the molded body to produce a densified sintered body, wherein the carbon content of the high alloy steel powder is 0.4 wt% or more and 2 wt% or less, and the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder is 8
  • a method for producing a metal composite which is from 2: 2 to 6
  • the density distortion of the composite which may be generated when the metal composite is manufactured using the conventional powder metallurgy method and infiltration process, shape distortion due to non-uniform shrinkage It can overcome such problems.
  • the high alloy steel powder and the copper-containing powder it is possible to provide a metal composite having excellent hardness and improved thermal conductivity.
  • high alloy steel powder tool steel or high speed steel powder having a carbon content of 0.4 wt% or more may be used.
  • the high alloy steel powder AISI 440C martensitic stainless steel, D2 tool steel, M2 or T15 high speed steel powder, or the like can be used.
  • the carbon content of the high alloy steel powder may be 0.4 wt% or more and 2 wt% or less.
  • the carbon content of the high alloy steel powder may be 0.5 wt% or more and 1.5 wt% or less, 0.8 wt% or more and 1.2 wt% or less, 0.9 wt% or more and 1.1 wt% or less.
  • High alloy steel powder having a carbon content in the above range can be a secondary hardening phenomenon, it is possible to produce a metal composite having excellent hardness.
  • the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder in the mixing step may be 8: 2 to 6: 4.
  • the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder may be 7.5: 2.5 to 6: 4, 7: 3 to 6: 4.
  • the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder is less than 8: 2
  • the amount of the copper-containing powder added is small, the amount of the liquid phase generated during sintering is reduced, and there is a problem that the high density by sintering is not easy.
  • the weight ratio of the high alloy steel powder and the copper-containing powder exceeds 6: 4
  • the amount of the copper-containing powder is large, so that the amount of the liquid phase generated during sintering is excessive, and the sinter is caused by the weight of the sintered body during the sintering process. Pinging may occur.
  • the high alloy steel powder further comprises silicon, manganese, chromium, molybdenum and vanadium, the silicon content is 0.1 wt% or more and 0.8 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; Manganese content is 0.1 wt% or more and 1 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; The chromium content is 2 wt% or more and 15 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; Molybdenum content is 0.2 wt% or more and 8 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; The vanadium content is 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; And the balance may be iron.
  • the high alloy steel powder containing carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum, vanadium and iron may further include at least one metal of cobalt, nickel and tungsten, and the cobalt content is 0.001 wt based on the high alloy steel powder. At least 5 wt%; Nickel content is 0.001 wt% or more and 3 wt% or less with respect to the high alloy steel powder; The tungsten content may be 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the high alloy steel powder.
  • a metal composite having excellent thermal conductivity and hardness can be realized.
  • the copper-containing powder includes tin and nickel, and the tin content is 0.1 wt% or more and 15 wt% or less with respect to the copper-containing powder; Nickel content is 0.001 wt% or more and 10 wt% or less with respect to the copper-containing powder; And the balance may be copper.
  • the thermal conductivity of the metal composite to be produced can be slightly reduced, but can effectively improve the strength of the metal composite.
  • copper powder itself may be used as the copper-containing powder.
  • high alloy steel powder, copper contained in the mixed powder It may be desirable to use powders and other additives similar to spheres.
  • the high alloy steel powder may have an average particle diameter of 3 ⁇ m 20 ⁇ m or less, the average particle diameter of the copper-containing powder is 1/10 or more 1/2 of the average particle diameter of the high alloy steel powder It may be:
  • the ratio of the average particle diameter of the high alloy steel powder and the copper-containing powder in the above range it is possible to effectively prevent the formation of large pores in the sintered body in accordance with the dissolution of the copper powder in the sintering step Can be. Specifically, bridging occurs during the rearrangement of the high alloy steel powder with respect to the void space generated by dissolution of coarse copper powder in the sintering step, effectively preventing the void space from remaining as large pores. can do.
  • a high alloy steel powder and a copper-containing powder using a high alloy steel powder having an average particle diameter of 3 ⁇ m 20 ⁇ m or less and a copper-containing powder having an average particle diameter of 1 ⁇ m 10 ⁇ m High density metal composites can be prepared.
  • the filling rate of the mixed powder by placing the copper-containing powder in the gap between the loosely filled high alloy steel powder in the forming step Can improve.
  • the uniformity of the mixed powder may be reduced, and a problem may occur in which large pores are formed at the place where the copper-containing powder is located.
  • a metal composite can be easily produced by a degreasing and sintering process using fine mixed powder and a thermoplastic organic binder.
  • the mixed powder further includes at least one metalloid among carbon, boron and phosphorus, and the metalloid content may be 0.005 wt% or more and 0.3 wt% or less with respect to the mixed powder.
  • the metalloid content included in the mixed powder may be 0.01 wt% or more and 0.2 wt% or less, 0.05 wt% or more and 0.15 wt% or less with respect to the mixed powder.
  • the present invention by adjusting the content of the metalloid contained in the mixed powder to the above-mentioned range, by improving the wettability between the high alloy steel powder and the copper-containing powder contained in the mixed powder to promote densification of the molded body
  • the deoxidation effect which removes oxygen contained in copper containing powder can be acquired.
  • the mixed powder further comprises at least one compound powder selected from cobalt alloy powder of Laves, iron alloy powder of Laves, TiB 2 , WC and TiC, the content of the compound powder is mixed 3 wt% or more and 20 wt% or less with respect to the powder, the cobalt alloy powder of Laves phase may be Co-Mo-Si or Co-Cr-Mo, and the ferrous alloy powder of Laves phase may be Fe-Mo-Si.
  • the content of the compound powder included in the mixed powder may be 5 wt% or more and 15 wt% or less, 5 wt% or more and 10 wt% or less, 10 wt% or more and 15 wt% or less with respect to the mixed powder.
  • the present invention by adjusting the content of the compound powder contained in the mixed powder in the above range, it is possible to improve the hardness of the metal composite to be produced and to improve the high temperature wear resistance.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be 6: 4 to 9: 1.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be appropriately selected within the range according to the powder molding method. More specifically, in the case of using the powder injection molding method as the powder molding method, the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be adjusted to a condition having fluidity suitable for injection molding within the range of 6: 4 to 7: 3. have.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be appropriately selected within the range of 7: 3 to 9: 1.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder in the kneading step is adjusted to the above range, it is possible to form a product having a large or complex shape ratio.
  • the molding is performed under a low pressure with a high content of the organic binder and a molding pressure of 200 MPa or less, almost no density gradient is formed inside the manufactured body even when compression molding is performed in a warm state, thereby suppressing uneven shrinkage during the sintering step.
  • a high density sintered compact with almost no distortion in shape can be produced.
  • thermoplastic organic binder a configuration known as a thermoplastic organic binder can be used, and there is no limitation as long as it can serve as a lubricant.
  • a wax-based thermoplastic organic binder for powder injection molding or one commercially available may be used as the thermoplastic organic binder.
  • the feedstock prepared by kneading the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be molded at a temperature of, for example, 100 ° C or more and 200 ° C or less.
  • a compression molding method, an extrusion molding method, or a powder injection molding method may be used as a method of molding the feedstock.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be 6: 4 to 7: 3.
  • the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder may be adjusted and used in the range of 7: 3 to 9: 1 and 7.5: 2.5 to 9: 1.
  • the molding temperature may vary depending on the type of the thermoplastic organic binder, the volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder, but may be set in a range of about 100 ° C. or more and 200 ° C. or less. have.
  • a pressure of 20 MPa or more and 200 MPa or less may be applied.
  • a molding step may be performed at 20 MPa or more and 200 MPa or less in order to form a feedstock prepared by kneading a mixed powder including a high alloy steel powder and a copper-containing powder and a thermoplastic organic binder.
  • a mixed powder including a high alloy steel powder and a copper-containing powder and a thermoplastic organic binder.
  • a fluidity-rich feedstock having a volume ratio of the mixed powder and the thermoplastic organic binder of 6: 4 to 7: 3 or 7: 3 to 9: 1, respectively, It is possible to minimize density gradients and to minimize shape deformations that may occur after sintering.
  • the degreasing step is a process of removing the thermoplastic organic binder from the molded body, and may include a method of solvent extraction, heat degreasing, wicking, and supercritical fluid degreasing.
  • a low melting point wax such as paraffin wax or a surfactant component such as stearic acid can be removed, so that the heat degreasing method is used to remove the back-bone polymer. Should be carried out in addition.
  • the low melting point copper-containing powder mixed with the high alloy steel powder causes dissolution to cause liquid phase sintering.
  • the molten copper or copper alloy and the high alloy steel powder can achieve high density within a short time by rearranging particles by viscous flow and rapid mass transfer through the liquid phase.
  • the sintering step may be performed in a nitrogen gas, or a mixed gas atmosphere having a volume ratio of nitrogen gas and hydrogen gas of 9: 1. Specifically, by performing the sintering step in a nitrogen gas or a mixed gas atmosphere of nitrogen gas and hydrogen gas, while suppressing volatilization of molten copper, the surface tension of the molten copper is reduced to rearrange the high alloy steel powder particles. It can be done easily. Through this, it is possible to produce a sintered body having a high density.
  • the mixed gas which added hydrogen gas to nitrogen gas By using the mixed gas which added hydrogen gas to nitrogen gas, the oxygen component which exists in a copper containing powder can be removed efficiently. Specifically, using a mixed gas of nitrogen gas and hydrogen gas containing less than 10% by volume of hydrogen gas, while promoting the reduction of the oxide on the surface of the metal powder while suppressing the decarburization phenomenon in the high alloy steel powder during the sintering process, Can be improved.
  • a high-density sintered body having a relative sintered density of 98% or more can be manufactured from the porous degreasing body.
  • the sintering step may be performed at a temperature of 1140 ° C or more and 1250 ° C or less.
  • the molded article degreased with the organic binder may be sintered at a temperature of 1140 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
  • the heat treatment step is austenitized the sintered body at 900 ° C or more and 1050 ° C or less, after air-cooled or oil-cooled 400 ° C or more Tempering can be carried out at 650 ° C or lower.
  • the thermal conductivity of the metal composite produced can be improved by tempering once or more at least 1 hour by the temperature conditions of 400 degreeC or more and 650 degrees C or less.
  • FIG. 2 is a diagram showing an equilibrium diagram of a binary alloy system of iron and copper. Specifically, Figure 2 is a diagram described in Binary Alloy Phase Diagrams, 2 nd Ed.CD -ROM version 1.0, ASM International, 1996..
  • iron and copper unlike other metal complexes, W-Cu or Mo-Cu alloys exhibit some degree of solid solution at high temperatures.
  • liquid sintering is possible in the presence of molten copper, which is similar to the other metal composites, and such a property may be advantageous for producing a high density sintered body.
  • solubility of copper in iron and the solubility of iron in copper in FIG. 2 are greatly reduced when the temperature is lowered. Reduction of the high solute capacity as described above helps to improve thermal conductivity, and when the formation of fine precipitates is accompanied, it is possible to compensate for the decrease in strength due to the reduction of the solute in the matrix.
  • the metal composite when the metal composite is manufactured using a high alloy steel powder and a copper-containing powder in which secondary hardening occurs at about 550 ° C. in place of iron, a process of tempering at 400 ° C. or more and 650 ° C. or less It is possible to improve the thermal conductivity without significant decrease in hardness at.
  • high hardness and thermal conductivity can be improved by using a high alloy steel powder having a hardness characteristic of secondary hardening phenomenon during the tempering process after heat treatment and a copper-containing powder having a thermal conductivity of about 15 times higher than that of the high alloy steel.
  • Metal composites can be prepared.
  • a metal composite prepared by the manufacturing method according to an embodiment of the present invention is provided.
  • Metal composites according to another embodiment of the present invention may have high hardness and improved thermal conductivity. Therefore, the metal composite according to another embodiment of the present invention has a thermal conductivity, hardness, such as automotive valve seat inserts, particularly exhaust seat valve seat inserts, valve guides, turbocharger bushings, automotive powertrain parts, plastic injection mold parts, and the like. And parts requiring wear resistance.
  • the mixed powder and the wax-based thermoplastic organic binder were mixed at a volume ratio of 8: 2, and kneaded at 140 ° C.
  • the AISI D2 steel powder and the copper-containing powder used in Example 1 were used in the same manner, and the AISI D2 steel powder, the copper-containing powder, and phosphorus were uniformly mixed by a ball mill so as to be 69.95 wt%, 30 wt%, and 0.05 wt%, respectively. .
  • the mixed powder and the wax-based thermoplastic organic binder were mixed at a volume ratio of 8: 2, and kneaded at 140 ° C. to prepare about 120 g of a feedstock.
  • Low pressure warm compression molding was performed in the same manner as in Example 1 to prepare disk shaped molded specimens having a diameter of 20 mm and a height of 4 mm.
  • Sintered bodies were prepared by successively degreasing and sintering in a tubular furnace under a heating program in a tubular furnace.
  • the sintering temperature was 1210 °C and the sintering time was 60 minutes.
  • the sintered body was heated again to 980 ° C., held for 30 minutes, cooled in oil, and subjected to a heat treatment of tempering in a salt bath at 550 ° C. for 2 hours.
  • the AISI D2 steel powder and the copper-containing powder used in Example 1 were used in the same manner, and the tripalloy T-800 (Kenametal-Stellite of -325 mesh size including AISI D2 steel powder, copper-containing powder, and Laves phase) was used. Registered powder) was uniformly mixed by a ball mill so that the powder was 60 wt%, 30 wt%, 10 wt%, respectively.
  • the mixed powder and the wax-based thermoplastic organic binder were mixed at a volume ratio of 8: 2, and kneaded at 140 ° C. to prepare about 120 g of a feedstock.
  • Low pressure warm compression molding was performed in the same manner as in Example 1 to prepare disk shaped molded specimens having a diameter of 20 mm and a height of 4 mm.
  • Sintered bodies were prepared by successively degreasing and sintering in a tubular furnace under a heating program in a tubular furnace.
  • the sintering temperature was 1210 °C and the sintering time was 60 minutes.
  • the AISI D2 steel powder and the copper-containing powder used in Example 1 were used in the same manner, and the AISI D2 steel powder, the copper-containing powder, and the phosphorus were uniformly mixed by a ball mill so as to have 69.99 wt%, 30 wt%, and 0.01 wt%, respectively. .
  • the mixed powder and the wax-based thermoplastic organic binder were mixed at a volume ratio of 8: 2, and kneaded at 140 ° C. to prepare about 120 g of a feedstock.
  • Low pressure warm compression molding was performed in the same manner as in Example 1 to prepare disk shaped molded specimens having a diameter of 20 mm and a height of 4 mm.
  • Sintered bodies were prepared by successively degreasing and sintering in a tubular furnace under a heating program in a tubular furnace.
  • the sintering temperature was 1210 °C and the sintering time was 60 minutes.
  • the sintered body was heated again to 980 ° C., held for 30 minutes, cooled in oil, and subjected to a heat treatment of three times of tempering in a salt bath at 600 ° C. for 2 hours.
  • the ball mill was uniformly mixed to 69.95 wt%, 30 wt%, and 0.05 wt%.
  • the mixed powder and the wax-based thermoplastic organic binder were mixed at a volume ratio of 8: 2, and kneaded at 140 ° C.
  • Example 2 Low pressure warm compression molding was performed in the same manner as in Example 1 to prepare disk shaped molded specimens having a diameter of 20 mm and a height of 4 mm.
  • Sintered bodies were prepared by successively degreasing and sintering in a tubular furnace under a heating program in a tubular furnace. The sintering temperature was 1170 °C and the sintering time was 60 minutes.
  • AISI M2 steel powder and copper-containing powder used in Example 5 were used in the same manner, WC having a diameter of about 2 ⁇ m of WC carbide was prepared, and AISI M2 steel powder, copper-containing powder, phosphorus, and WC were each 64.95 wt%.
  • the ball mill was uniformly mixed to 30 wt%, 0.05 wt%, and 5 wt%.
  • Low pressure warm compression molding was performed in the same manner as in Example 1 to prepare disk shaped molded specimens having a diameter of 20 mm and a height of 4 mm.
  • Sintered bodies were prepared by successively degreasing and sintering in a tubular furnace under a heating program in a tubular furnace. The sintering temperature was 1195 °C and the sintering time was 60 minutes.
  • a sintered body was manufactured in the same manner as in Example 1, except that the mixture was heat degreased and sintered in an argon gas atmosphere.
  • a sintered body was manufactured in the same manner as in Example 1, except that the AISI D2 steel powder, the copper-containing powder, and the boron were uniformly mixed in a ball mill so that they were 84.99 wt%, 15 wt%, and 0.01 wt%, respectively.
  • the densities of the sintered bodies prepared in Examples 1 to 6 and Comparative Examples 1 and 2 were measured at room temperature by a water displacement method using Archimedes' principle, and are shown in relative density for convenience of comparison.
  • the hardness of the sintered compact was measured on the Rockwell hardness C scale.
  • Table 1 below the density and hardness of the sintered bodies prepared in Examples 1 to 6 and Comparative Examples 1 and 2 are shown.
  • Example 1 99.1 44.3
  • Example 2 (Before Heat Treatment) 99.6 44.9
  • Example 3 98.4 39.6
  • Example 4 (Before Heat Treatment) 99.3 40.0
  • Example 5 99.9 44
  • Example 6 99.9 45 Comparative Example 1 94.9 28 Comparative Example 2 88 -
  • the sintered compact according to Comparative Example 2 has a low hardness value due to the high porosity, it was impossible to measure the hardness on the Rockwell hardness C scale.
  • the thermal conductivity and hardness of the sintered body were measured.
  • the thermal conductivity of the sintered compact was measured over the temperature range of 300 degreeC from normal temperature by the laser flash method (Germany Nechi Model LFA457).
  • Tempering Count 600 °C
  • HRC 3rd time Hardness
  • W / mK Thermal Conductivity
  • the tempering temperature was performed at a temperature slightly higher than the secondary curing temperature (550 ° C.), the hardness value was slightly lower but the thermal conductivity was increased.
  • the thermal conductivity was improved by about 10% compared to the case of one-time tempering, but the hardness value was confirmed to be low. It was confirmed that three times of tempering under the above conditions did not affect the hardness value or the thermal conductivity improvement.
  • Example 3 is a view showing the microstructure of the sintered body prepared in Example 1 of the present invention.
  • labeled with (1) is D2 steel (high alloy steel particles) in which copper present in grain form is dissolved
  • labeled with (2) is a copper alloy matrix on which an iron component is dissolved. It was confirmed that the amount of pores in the sintered body prepared in Example 1 was small, and high alloy steel particles formed skeletons on the base of the copper alloy, and relatively fine structures were formed.
  • 4a and 4b is a view showing the change in structure of the sintered body prepared in Example 4 of the present invention according to the heat treatment.
  • Figure 4a is an optical microscope image of the microstructure after the heat treatment of the sintered body prepared in Example 4
  • Figure 4b is a scanning electron microscope backscattered electron image. 4A and 4B, it can be seen that plate martensite was formed in the alloy particles, and relatively coarse carbides were formed by tempering.
  • 5a and 5b is a view showing the microstructure of the sintered body prepared in Example 6 of the present invention.
  • FIGS. 5A and 5B are optical microscope microstructure photographs of the sintered body manufactured in Example 6, and referring to FIGS. 5A and 5B, it can be seen that the white copper is connected to the channel to form a matrix.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 따르면, 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 고합금강 분말, 및 고합금강 분말의 평균입경의 1/10 이상 1/2 이하의 평균입경을 가지는 구리 함유 분말을 포함하는 혼합 분말을 준비하는 혼합단계; 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 혼련하여 공급원료를 준비하는 혼련단계; 공급원료를 성형하여 성형체를 제조하는 성형단계; 성형체로부터 유기결합제를 제거하는 탈지단계; 및 탈지단계 이후, 성형체를 소결하여 치밀화된 소결체를 제조하는 소결단계를 포함하고, 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.4 wt% 이상 2 wt% 이하이며, 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 8:2 내지 6:4 인 것인 금속 복합체의 제조방법이 제공된다.

Description

금속 복합체의 제조방법 및 이에 의해 제조된 금속 복합체
본 명세서는 2016년 8월 19일에 한국특허청에 제출된 한국 특허 출원 제 10-2016-0105604호의 출원일의 이익을 주장하며, 그 내용 전부는 본 발명에 포함된다.
본 발명은 금속 복합체의 제조방법 및 이에 의해 제조된 금속 복합체에 관한 것으로, 경도 및 열전도성이 우수한 금속 복합체를 제조하는 방법 및 이에 의해 제조된 금속 복합체에 관한 것이다.
최근 들어 산업이 발전하면서 우수한 경도 및 높은 열전도도를 보유하는 금속재료의 필요성이 부각되고 있다. 이러한 금속재료로 탄소 함량이 0.4 중량% 이상으로 높고, 합금 탄화물을 형성하는 경향이 높은 합금원소가 많이 첨가된 공구강과 고속도강 등이 사용되고 있다. 이하에서는 공구강, 고속도강 등을 고합금강이라고 칭한다. 고합금강은 열처리시 급냉 이후에 템퍼링하는 과정 중에서 합금탄화물의 생성으로 인해 2차 경화현상을 나타내는 소재이므로, 다른 합금강재에 비해 고온에서도 상당한 경도를 유지할 수 있다. 그러나, 고합금강은 낮은 열전도성을 갖는 단점을 가지고 있다. 고합금강의 대표적인 예로서 AISI D2 공구강과 M2 고속도강은 각각 20 W/m/K와 19.0 W/m/K 의 낮은 상온 열전도도를 보유하고 있다.
상기와 같이, 고합금강의 낮은 열전도도를 개선하는 방법으로는 강재의 성분 및 상조성을 조절하여 열전도성을 개선하는 방안이 제안되었다. 미국 특허공개 제2014-00023551호는 탄소함량을 중탄소 범위로 낮추고 합금원소 첨가량을 낮추어 열전도성이 개선된 가공합금 소재로서 열간 공구강 조성물을 개시하고 있다.
다른 방법으로 고합금강과 열간전도성이 높은 금속을 사용하여 금속 복합체를 제조하는 것으로, 이 방법은 분말성형공법을 적용하는 것이다. 일반적으로 분말재료를 원료로 사용하는 성형방법은 공정 중에 다양한 성분을 균일하게 합금화 하기가 용이하고 정밀한 성형이 가능하므로 원료의 낭비와 후가공 공정을 최소화 하면서 실형상에 가까운 소결체를 경제적으로 제조할 수 있다는 장점을 갖는다.
가압성형과 소결로 이어지는 전통적인 분말야금방법에 의해 제조하는 경우에는 높은 성형밀도 달성을 위하여, 원료 분말을 선택하여 사용한다. 이 같은 이유에서 이미 합금화되어 강도가 높아진 고합금강 분말을 사용하는 대신에 성형과정에서 소성변형이 용이한 연한 철 분말 혹은 저합금강 분말 등을 주요 성분으로 하고 기타 합금원소를 포함하는 합금 분말 혹은 경질상 분말 등을 혼합하여 사용하며, 대략 700 MPa 혹은 그 이상의 높은 압력 하에서 성형을 한다. 이를 통해, 성형 과정 중에 소성변형을 통해 분말간의 접촉이 증가되고 기계적인 결합이 발생되어 소결성이 향상될 수 있다.
그러나, 상기 전통적인 분말야금방법에 의하여 제조되는 성형체 내부에 존재하는 금속 분말 간 혹은 금속 분말과 금형 내벽, 펀치 등간의 마찰로 인해 높은 밀도 구배가 존재하게 되며, 이로 인해 소결과정에서 불균일한 수축이 발생하여 형상이 왜곡되고, 고밀도 소결체 제조가 용이하지 않은 문제가 있다.
따라서, 우수한 경도 및 열전도성이 향상된 금속 복합재 및 이를 이용하여 정밀형상의 제품을 제조하는 방법이 요구되고 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 기술적 과제는 상기 문제를 해결하기 위해 안출된 것으로, 고합금강 분말 및 구리 함유 분말을 사용하여 우수한 경도 및 높은 열전도성을 보유하는 금속 복합체를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 고합금강 분말, 및 고합금강 분말 평균입경의 1/10 이상 1/2 이하의 평균입경을 가지는 구리 함유 분말을 포함하는 혼합 분말을 준비하는 혼합단계; 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 혼련하여 공급원료를 준비하는 혼련단계; 공급원료를 성형하여 성형체를 제조하는 성형단계; 성형체로부터 유기결합제를 제거하는 탈지단계; 및 탈지단계 이후, 성형체를 소결하여 치밀화된 소결체를 제조하는 소결단계를 포함하고, 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.4 wt% 이상 2 wt% 이하이며, 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 8:2 내지 6:4 인 것인 금속 복합체의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말은 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐을 더 포함하고, 실리콘 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 0.8 wt% 이하; 망간 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 1 중량% 이하; 크롬 함량은 고합금강 분말에 대하여 2 wt% 이상 15 wt% 이하; 몰리브덴 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.2 wt% 이상 8 중량% 이하; 바나듐 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 중량% 이하; 및 잔부는 철일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말은 코발트, 니켈 및 텅스텐 중 적어도 1종의 금속을 더 포함하고, 코발트 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 5 wt% 이하; 니켈 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 3 wt% 이하; 텅스텐 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말은 실리콘, 망간, 크롬, 코발트, 몰리브덴, 바나듐, 니켈 및 텅스텐으로 이루어진 군에서 선택되는 1종 이상의 금속을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 구리 함유 분말은 주석 및 니켈을 포함하고, 주석 함량은 구리 함유 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 15 wt% 이하; 니켈 함량은 구리 함유 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하; 및 잔부는 구리일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼합 분말은 탄소, 보론 및 인 중에서 적어도 하나의 준금속을 더 포함하고, 준금속 함량은 혼합 분말에 대하여 0.005 wt% 이상 0.3 wt% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼련단계에서 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비는 6:4 내지 9:1 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 성형단계는 20 MPa 이상 200 MPa 이하의 압력하에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소결단계는 질소가스, 또는 질소가스와 수소가스의 부피비가 9:1 인 혼합가스 분위기에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소결단계는 1140 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소결단계 이후, 소결체를 열처리하는 열처리단계를 더 포함하며, 열처리단계는 소결체를 900 ℃ 이상 1050 ℃ 이하에서 오스테나이트화하고, 공냉 또는 유냉 시킨 후 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 템퍼링할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따르면, 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법으로 제조되는 금속 복합체가 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 금속 복합체의 제조방법은 향상된 열전도성과 우수한 경도를 보유하는 금속 복합체를 간편하게 제작할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 금속 복합체의 제조방법은 템퍼링 과정에서 큰 폭의 경도 저하 없이 제조되는 금속 복합체의 열전도도를 향상시킬 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른 금속 복합체는 높은 경도와 향상된 열전도성을 보유하는 장점이 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 금속 복합체의 제조방법을 나타낸 순서도이다.
도 2는 철과 구리의 2원 합금계의 평형상태도를 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1에서 제조된 소결체의 미세조직을 나타낸 도면이다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명의 실시예 4에서 제조된 소결체의 열처리에 따른 조직변화를 나타낸 도면이다.
도 5a 및 도 5b는 본 발명의 실시예 6에서 제조된 소결체의 미세조직을 나타낸 도면이다.
아래에서는 첨부한 도면을 참조하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 실시예를 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 명세서에서 사용되는 용어에 대해 간략히 설명하고, 본 발명에 대해 구체적으로 설명하기로 한다.
본 발명에서 사용되는 용어는 본 발명에서의 기능을 고려하면서 가능한 현재 널리 사용되는 일반적인 용어들을 선택하였으나, 이는 당 분야에 종사하는 기술자의 의도 또는 판례, 새로운 기술의 출현 등에 따라 달라질 수 있다. 또한, 특정한 경우는 출원인이 임의로 선정한 용어도 있으며, 이 경우 해당되는 발명의 설명 부분에서 상세히 그 의미를 기재할 것이다. 따라서 본 발명에서 사용되는 용어는 단순한 용어의 명칭이 아닌, 그 용어가 가지는 의미와 본 발명의 전반에 걸친 내용을 토대로 정의되어야 한다.
명세서 전체에서 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있음을 의미한다.
명세서 전체에서 고합금강은 공구강, 고속도강 등의 탄소를 포함하는 강을 의미할 수 있다.
이하 첨부된 도면을 참고하여 본 발명을 상세히 설명하기로 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 금속 복합체의 제조방법을 나타낸 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 고합금강 분말, 및 고합금강 분말 평균입경의 1/10 이상 1/2 이하의 평균입경을 가지는 구리 함유 분말을 포함하는 혼합 분말을 준비하는 혼합단계; 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 혼련하여 공급원료를 준비하는 혼련단계; 공급원료를 성형하여 성형체를 제조하는 성형단계; 성형체로부터 유기결합제를 제거하는 탈지단계; 및 탈지단계 이후, 성형체를 소결하여 치밀화된 소결체를 제조하는 소결단계를 포함하고, 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.4 wt% 이상 2 wt% 이하이며, 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 8:2 내지 6:4 인 것인 금속 복합체의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 금속 복합체의 제조방법에 따르면, 종래의 분말야금방법 및 용침 공정을 이용하여 금속 복합체를 제조하는 경우에 발생될 수 있는 복합체의 밀도 저감, 불균일한 수축에 의한 형상 왜곡 등의 문제를 극복할 수 있다. 또한, 고합금강 분말 및 구리 함유 분말을 이용함으로써, 경도가 우수하며 열전도성이 향상된 금속 복합체를 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말로 탄소 함량이 0.4 wt% 이상인 공구강 또는 고속도강 분말을 사용할 수 있다. 예를 들면, 고합금강 분말로 AISI 440C 마르텐사이트계 스테인레스강, D2 공구강, M2 또는 T15 고속도강 분말 등을 사용할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.4 wt% 이상 2 wt% 이하일 수 있다. 구체적으로, 상기 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.5 wt% 이상 1.5 wt% 이하, 0.8 wt% 이상 1.2 wt% 이하, 0.9 wt% 이상 1.1 wt% 이하일 수 있다. 전술한 범위의 탄소 함량을 가지는 고합금강 분말은 2차 경화현상이 발생될 수 있어, 우수한 경도를 보유하는 금속 복합체를 제조할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 혼합단계에서 상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 8:2 내지 6:4일 수 있다. 구체적으로, 상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 7.5:2.5 내지 6:4, 7:3 내지 6:4일 수 있다. 상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비를 전술한 범위로 조절함으로써, 경도가 우수한 금속 복합체를 구현할 수 있으며, 금속 복합체의 밀도가 저감되는 현상 및 불균일한 수축에 의한 형상 왜곡 현상을 억제할 수 있다. 상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비가 8:2 미만인 경우에는 구리 함유 분말의 첨가량이 작아, 소결 시 발생하는 액상의 양이 감소되어 소결에 의한 고밀도화가 용이하지 않은 문제가 있다. 또한, 상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비가 6:4를 초과하는 경우에는 상기 구리 함유 분말의 첨가량이 많아 소결 시 발생되는 액상의 양이 과도하여, 소결 과정에서 소결체의 자중에 의해 슬럼핑 현상이 발생될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 고합금강 분말은 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐을 더 포함하고, 실리콘 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 0.8 wt% 이하; 망간 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 1 중량% 이하; 크롬 함량은 고합금강 분말에 대하여 2 wt% 이상 15 wt% 이하; 몰리브덴 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.2 wt% 이상 8 중량% 이하; 바나듐 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 중량% 이하; 및 잔부는 철일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐을 전술한 함량 범위로 포함하는 고합금강 분말을 사용하여, 경도 및 열전도성이 우수한 금속 복합체를 효과적으로 제조할 수 있다.
또한, 탄소, 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 및 철을 포함하는 고합금강 분말은 코발트, 니켈 및 텅스텐 중 적어도 1종의 금속을 더 포함할 수 있으며, 코발트 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 5 wt% 이하; 니켈 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 3 wt% 이하; 텅스텐 함량은 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 코발트, 니켈 및 텅스텐 중 적어도 1종의 금속을 전술한 함량 범위로 더 포함하는 고합금강 분말을 사용함으로써, 열전도성 및 경도가 우수한 금속 복합체를 구현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 구리 함유 분말은 주석 및 니켈을 포함하고, 주석 함량은 구리 함유 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 15 wt% 이하; 니켈 함량은 구리 함유 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하; 및 잔부는 구리일 수 있다. 상기 주석 및 니켈을 전술한 함량 범위로 포함하는 구리 합금 분말을 사용하는 경우, 제조되는 금속 복합체의 열전도성이 미소하게 감소될 수 있으나, 금속 복합체의 강도를 효과적으로 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 구리 함유 분말로 구리 분말 자체를 사용할 수도 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 공급원료의 유동성을 확보하고, 소결단계에서 고상-액상 점성유동에 의한 입자 재배열을 통해 치밀화 효과를 극대화시키기 위해서, 혼합 분말에 포함되는 고합금강 분말, 구리 함유 분말 및 기타 첨가물은 구형에 유사한 것을 사용하는 것이 바람직할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 고합금강 분말은 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가질 수 있고, 상기 구리 함유 분말의 평균입경은 상기 고합금강 분말 평균입경의 1/10 이상 1/2 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 고합금강 분말과 구리 함유 분말의 평균입경의 비율을 전술한 범위로 조절함으로써, 소결단계에서 구리 분말의 용해에 따라 소결체에 커다란 기공이 형성되는 것을 효과적으로 방지할 수 있다. 구체적으로, 소결단계에서 조대한 구리 분말의 용해에 의해 발생되는 빈공간에 대하여 고합금강 분말의 재배열과정에서 브릿징(bridging)을 일으켜, 상기 빈공간이 커다란 기공으로 잔존하는 것을 효고적으로 방지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말 및 구리 함유 분말로, 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 고합금강 분말과 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 구리 함유 분말을 사용하여 고밀도의 금속 복합체를 제조할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 전술한 범위의 평균입경을 가지는 고합금강 분말과 구리 함유 분말을 사용함으로써, 성형단계에서 느슨하게 충진된 고합금강 분말 간의 틈새에 구리 함유 분말을 위치시켜 혼합 분말의 충진율을 향상시킬 수 있다. 또한, 소결단계에서 융점이 낮은 구리 함유 분말의 용해로 인한 소결체의 팽창을 방지할 수 있으며, 소결단계에서 먼저 용해되는 구리 함유 분말이 액상을 형성하여 응집하는 과정 중에 고합금강 분말의 틈새를 채우고, 고합금강 분말과 함께 유동하는 입자 재배열을 통해 치밀화를 향상시켜, 내부에 커다란 기공을 형성시키지 않고 고밀도의 소결체를 제조할 수 있다.
상기와 달리, 고합금강 분말과 구리 함유 분말의 평균입경이 유사한 경우에는 혼합 분말의 균일도가 감소될 수 있으며, 구리 함유 분말이 위치하던 자리에 커다란 기공이 형성되는 문제가 발생될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 미립의 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 사용하고, 탈지 및 소결 공정에 의해 금속 복합체를 간편하게 제작할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼합 분말은 탄소, 보론 및 인 중에서 적어도 하나의 준금속을 더 포함하고, 준금속 함량은 혼합 분말에 대하여 0.005 wt% 이상 0.3 wt% 이하일 수 있다. 구체적으로, 상기 혼합 분말에 포함되는 상기 준금속 함량은 혼합 분말에 대하여 0.01 wt% 이상 0.2 wt% 이하, 0.05 wt% 이상 0.15 wt% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 혼합 분말에 포함되는 상기 준금속 함량을 전술한 범위로 조절함으로써, 혼합 분말에 포함된 고합금강 분말과 구리 함유 분말간의 젖음성을 개선하여 성형체의 치밀화를 촉진시키고 구리 함유 분말에 포함되어 있는 산소를 제거하는 탈산효과를 얻을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼합 분말은 라베스상의 코발트 합금 분말, 라베스상의 철 합금 분말, TiB2, WC 및 TiC 중에서 선택된 적어도 하나의 화합물 분말을 더 포함하고, 화합물 분말의 함량은 혼합 분말에 대하여 3 wt% 이상 20 wt% 이하이며, 라베스상의 코발트 합금 분말은 Co-Mo-Si 또는 Co-Cr-Mo이고, 라베스상의 철 합금 분말은 Fe-Mo-Si일 수 있다. 구체적으로, 상기 혼합 분말에 포함되는 상기 화합물 분말의 함량은 혼합 분말에 대하여 5 wt% 이상 15 wt% 이하, 5 wt% 이상 10 wt% 이하, 10 wt% 이상 15 wt% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 혼합 분말에 포함되는 상기 화합물 분말의 함량을 전술한 범위로 조절함으로써, 제조되는 금속 복합체의 경도를 향상시킬 수 있으며 고온 내마멸성을 개선시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼련단계에서 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비는 6:4 내지 9:1 일 수 있다. 구체적으로, 상기 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비는 분말성형방법에 따라 상기 범위내에서 적절하게 선택될 수 있다. 보다 구체적으로, 분말성형방법으로서 분말사출성형방법을 이용하고자 하는 경우에는 상기 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비를 6:4 내지 7:3 의 범위내에서 사출성형에 적합한 유동성을 갖는 조건으로 조절할 수 있다. 반면, 분말성형방법으로서 압축성형방법을 이용하는 경우에는 상기 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비를 7:3 내지 9:1의 범위내에서 적절하게 선택할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 혼련단계에서의 상기 혼합 분말과 상기 열가소성 유기결합제의 부피비를 전술한 범위로 조절함으로써, 형상비가 크거나 복잡한 형상의 제품을 성형할 수 있다. 또한, 유기결합제의 함량이 높고 성형압력이 200MPa 이하인 저압 하에서 성형이 이루어지므로 온간에서 압축성형을 실시하더라도 제조되는 성형체 내부에서의 밀도구배가 거의 형성되지 않아, 소결단계에서의 불균일한 수축을 억제하여 형상의 왜곡이 거의 없는 고밀도의 소결체를 제조할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 열가소성 유기결합제로 공지된 구성이 사용될 수 있고, 윤활제 역할을 수행할 수 있는 것이면 그 제한이 없다. 예를 들면, 분말사출성형용 왁스기 열가소성 유기결합제로 사용되는 것이거나, 상업용으로 판매되는 것을 열가소성 유기결합제로 사용할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 혼련하여 제조되는 공급원료는 온간, 예를 들면, 100 ℃ 이상 200 ℃ 이하의 온도에서 성형할 수 있다. 공급원료를 성형하는 방법으로 압축성형 방법, 압출성형 방법, 분말사출성형 방법을 이용할 수 있다. 성형단계에서 분말사출성형 방법을 이용하는 경우에는 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비는 6:4 내지 7:3 일 수 있다. 또한, 온간 압축성형 방법을 이용하는 경우에는 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비를 7:3 내지 9:1, 7.5:2.5 내지 9:1의 범위로 조정하여 사용할 수 있다.
분말사출성형 방법 또는 온간 압축성형 방법을 이용하는 경우의 성형온도는 열가소성 유기결합제의 종류, 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비에 따라 상이할 수 있으나, 대략 100 ℃ 이상 200 ℃ 이하의 범위로 설정될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면, 온간 압축성형 방법을 이용하여 공급원료를 성형하는 경우에는 20 MPa 이상 200 MPa 이하의 압력을 가해줄 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고합금강 분말과 구리 함유 분말을 포함하는 혼합 분말과 열가소성 유기결합제를 혼련하여 제조한 공급원료를 성형하기 위해서, 20 MPa 이상 200 MPa 이하에서 성형단계를 수행할 수 있다. 혼합 분말과 열가소성 유기결합제의 부피비가 6:4 내지 7:3 또는 7:3 내지 9:1인 유동성이 우수한 공급원료를 각각 전술한 압력 범위에서 분말사출성형 또는 온간 압축성형함으로써, 성형체 내부에서의 밀도구배를 최소화하고 소결 이후에 발생될 수 있는 형상 변형을 최소화할 수 있다.
탈지단계는 성형체로부터 열가소성 유기결합제를 제거하는 공정으로, 용매추출, 가열탈지, 위킹, 초임계 유체 탈지 등의 방법을 사용할 수 있다. 탈지단계에서는 용매추출 또는 초임계 유체 탈지 방법을 사용하는 경우에는 파라핀 왁스와 같은 저융점의 왁스나 스테아린산과 같은 계면활성제 성분만을 제거할 수 있으므로, 백본(back-bone) 고분자 제거를 위해서 가열탈지 방법을 추가로 실시하여야 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 소결단계에서, 고합금강 분말과 혼합된 저융점의 구리 함유 분말이 용해를 일으켜 액상 소결이 유발된다. 이 과정에서 용융된 구리 또는 구리합금과 고합금강 분말은 점성 유동에 의한 입자 재배열을 하고 액상을 통한 빠른 물질이동을 통해, 단시간 내에 고밀도를 달성할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소결단계는 질소가스, 또는 질소가스와 수소가스의 부피비가 9:1 인 혼합가스 분위기에서 수행될 수 있다. 구체적으로, 질소가스, 또는 질소가스와 수소가스의 혼합가스 분위기에서 소결단계를 수행함으로써, 용융상태의 구리의 휘발을 억제함과 동시에, 용융 구리의 표면장력을 낮추어 고합금강 분말 입자의 재배열을 용이하게 할 수 있다. 이를 통해, 높은 밀도를 가지는 소결체를 제조할 수 있다.
질소가스에 수소가스를 첨가한 혼합가스를 사용함으로써, 구리 함유 분말에 존재하는 산소성분을 효율적으로 제거할 수 있다. 구체적으로, 수소가스가 10 부피% 이하로 포함된 질소가스와 수소가스의 혼합가스를 사용하여, 소결공정 중에 고합금강 분말에서의 탈탄 현상을 억제하면서 금속분말 표면의 산화물의 환원을 촉진시키므로 소결성을 개선시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 소결단계에서는 액상소결이 일어나므로 다공질 상태의 탈지체로부터 상대 소결밀도가 98% 이상인 고밀도 소결체를 제조할 수 있다. 소결단계는 1140 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도에서 수행될 수 있다. 다만, 소결온도가 1250 ℃ 이상인 경우에는 용융 구리에 용해되는 철 성분이 증가하며 액상의 양이 늘어나 슬럼핑이 발생되는 경향이 높아질 수 있으며, 소결온도가 1140 ℃ 이하인 경우에는 액상이 형성되는 양이 작아 소결체의 치밀화가 감소될 수 있으므로, 1140 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도에서 상기 유기결합제가 탈지된 상기 성형체를 소결할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소결단계 이후, 소결체를 열처리하는 열처리단계를 더 포함하며, 상기 열처리단계는 소결체를 900 ℃ 이상 1050 ℃ 이하에서 오스테나이트화하고, 공냉 또는 유냉 시킨 후 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 템퍼링할 수 있다. 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도조건에서 적어도 1 시간씩 템퍼링을 1회 이상 실시함으로써, 제조되는 금속 복합체의 열전도성을 향상시킬 수 있다.
도 2는 철과 구리의 2원 합금계의 평형상태도를 나타낸 도면이다. 구체적으로, 도 2는 Binary Alloy Phase Diagrams, 2nd Ed.CD-ROM version 1.0, ASM International, 1996.에 기재된 도면이다.
도 2를 참고하면, 철과 구리는 다른 금속 복합체인 W-Cu 나 Mo-Cu 합금과는 다르게 고온에서 어느 정도의 고용한도를 나타낸다. 다만, 구리와 철의 큰 용융점 차이로 인해 용융 구리가 존재하는 조건에서 액상소결이 가능하다는 점에서 상기 다른 금속 복합체와 유사성이 있으며, 이 같은 특성은 고밀도 소결체를 제조하는 데 유리할 수 있다. 또한, 도 2에서 고체상태에서의 철에 대한 구리의 용해도나, 구리에 대한 철의 용해도 모두 온도가 낮아지면 크게 감소하는 것을 확인할 수 있다. 상기와 같은 용질 고용량의 감소는 열전도도 향상에 도움이 되며, 미립의 석출물 형성이 수반되면 기지상내 용질 감소로 인한 강도 저하를 보완할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 철을 대체하여 약 550 ℃ 부근에서 2차 경화현상이 나타나는 고합금강 분말과 구리 함유 분말을 사용하여 금속 복합체를 제조하면, 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 템퍼링하는 과정에서 큰 폭의 경도 저하 없이 열전도도를 향상시킬 수 있다. 즉, 열처리 후의 템퍼링 과정에서 2차 경화현상이 나타나는 경도 특성을 보유하는 고합금강 분말과 고합금강에 비해 약 15 배 정도 이상의 열전도도를 보유하는 구리 함유 분말을 사용함으로써, 높은 경도와 열전도성이 향상된 금속 복합체를 제조할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따르면, 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법으로 제조되는 금속 복합체가 제공된다.
본 발명의 다른 실시예에 따른 금속 복합체는 높은 경도 및 향상된 열전도성을 보유할 수 있다. 따라서, 본 발명의 다른 실시예에 따른 금속 복합체는 자동차용 밸브시트 인서트, 특히 배기가스용 밸브시트 인서트, 밸브 가이드, 터보차저 부싱 등과 같은 자동차 파워트레인 부품, 플라스틱 사출 금형부품 등과 같이 열전도성, 경도 및 내마모성이 요구되는 부품에 사용될 수 있다.
이하 실시예를 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명한다. 이들 실시예는 단지 예시적인 것일 뿐, 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아니다.
실시예 1
고합금강 분말로 평균 입도(D50)가 8 ㎛이고 조성이 Fe-12%Cr-0.4%Mn-0.4%Ni-0.9%Mo-0.4%V-0.5%Si-1.5%C(wt%)인 AISI D2 강 분말(일본 엡슨-아트믹스 사 제품), 입자크기가 1 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 구리 함유 분말(미국 아틀란틱 이큅먼츠 사 제품)을 준비하고, 고합금강 분말과 구리 함유 분말이 각각 70 wt%, 30 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 상기 혼합 분말과 왁스기 열가소성 유기결합제의 부피비가 8:2이 되도록 혼합하고, 140 ℃에서 가압 혼련하여 약 120g의 공급원료를 준비하였다. 공급원료를 120 ℃로 예열된 금형에 장입하고, 70 MPa 의 압력을 가하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 알루미나 트레이에 담아 관상로에 장입한 후에 탈지와 소결을 하나의 가열프로그램으로 설정하여 질소가스 분위기에서 가열탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였다. 이때, 약 600 ℃까지 가열과정에서 탈지를 한 후에 승온 속도를 높여서 소결온도인 1210 ℃로 가열하여 60 분간 소결을 실시하였다.
실시예 2
실시예 1에서 사용한 AISI D2강 분말 및 구리 함유 분말을 동일하게 사용하였으며, AISI D2강 분말, 구리 함유 분말, 인이 각각 69.95 wt%, 30 wt%, 0.05 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 상기 혼합 분말과 왁스기 열가소성 유기결합제의 부피비가 8:2가 되도록 혼합하고, 140 ℃에서 가압 혼련하여 약 120g의 공급원료를 준비하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 저압 온간 압축성형을 실시하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 관상로에서 하나의 가열프로그램을 따라 질소가스 분위기하에서 탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였으며, 소결온도는 1210 ℃ 이었으며 소결시간은 60분이었다. 소결체를 980 ℃로 다시 가열하여 30분간 유지한 후 유냉하고, 550 ℃으로 2시간 동안 염욕에서 템퍼링하는 열처리를 실시하였다.
실시예 3
실시예 1에서 사용한 AISI D2강 분말 및 구리 함유 분말을 동일하게 사용하였으며, AISI D2강 분말, 구리 함유 분말, 라베스상을 포함하는 -325 메쉬 크기의 트립알로이 T-800(케나메탈-스텔라이트사의 등록상표) 분말이 각각 60 wt%, 30 wt%, 10 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 상기 혼합 분말과 왁스기 열가소성 유기결합제의 부피비가 8:2이 되도록 혼합하고, 140 ℃에서 가압 혼련하여 약 120g의 공급원료를 준비하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 저압 온간 압축성형을 실시하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 관상로에서 하나의 가열프로그램을 따라 질소가스 분위기하에서 탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였으며, 소결온도는 1210 ℃ 이었으며 소결시간은 60분이었다.
실시예 4
실시예 1에서 사용한 AISI D2강 분말 및 구리 함유 분말을 동일하게 사용하였으며, AISI D2강 분말, 구리 함유 분말, 인이 각각 69.99 wt%, 30 wt%, 0.01 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 상기 혼합 분말과 왁스기 열가소성 유기결합제의 부피비가 8:2이 되도록 혼합하고, 140 ℃에서 가압 혼련하여 약 120g의 공급원료를 준비하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 저압 온간 압축성형을 실시하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 관상로에서 하나의 가열프로그램을 따라 질소가스 분위기하에서 탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였으며, 소결온도는 1210 ℃ 이었으며 소결시간은 60분이었다. 소결체를 980 ℃로 다시 가열하여 30분간 유지한 후 유냉하고, 600 ℃ 조건으로 2시간 동안 염욕에서 템퍼링을 3회하는 열처리를 실시하였다.
실시예 5
고합금강 분말로 평균 입도(D50)가 10 ㎛이고 조성이 Fe-6.25%W-4.97%Mo-4.15%Cr-1.96%V-0.32%Si-0.31%Mn-1.10%C(wt%)인 AISI M2 강 분말(일본 엡슨-아트믹스 사 제품), 입자크기가 1 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 구리 함유 분말(미국 아틀란틱 이큅먼츠 사 제품)을 준비하고, AISI M2강 분말, 구리 함유 분말, 인이 각각 69.95 wt%, 30 wt%, 0.05 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 상기 혼합 분말과 왁스기 열가소성 유기결합제의 부피비가 8:2이 되도록 혼합하고, 140 ℃에서 가압 혼련하여 약 120g의 공급원료를 준비하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 저압 온간 압축성형을 실시하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 관상로에서 하나의 가열프로그램을 따라 질소가스 분위기하에서 탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였으며, 소결온도는 1170 ℃ 이었으며 소결시간은 60분이었다.
실시예 6
실시예 5에서 사용한 AISI M2강 분말 및 구리 함유 분말을 동일하게 사용하였으며, WC 탄화물의 직경이 약 2 ㎛인 WC를 준비하고, AISI M2강 분말, 구리 함유 분말, 인, WC가 각각 64.95 wt%, 30 wt%, 0.05 wt%, 5 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 저압 온간 압축성형을 실시하여 직경 20 mm, 높이 4 mm 인 디스크형 성형체 시편을 제작하였다. 제작된 성형체 시편을 관상로에서 하나의 가열프로그램을 따라 질소가스 분위기하에서 탈지와 소결을 연이어 실시하여 소결체를 제조하였으며, 소결온도는 1195 ℃ 이었으며 소결시간은 60분이었다.
비교예 1
아르곤가스 분위기에서 가열탈지 및 소결한 것을 제외하고, 실시예 1과 동일한 방법으로 소결체를 제조하였다.
비교예 2
AISI D2강 분말, 구리 함유 분말, 보론이 각각 84.99 wt%, 15 wt%, 0.01 wt%가 되도록 볼밀로 균일하게 혼합한 것을 제외하고, 실시예 1과 동일한 방법으로 소결체를 제조하였다.
밀도 및 경도 측정
실시예 1 내지 6, 비교예 1 내지 2에서 제조된 소결체의 밀도는 아르키메데스의 원리를 이용하는 물 변위방법에 의해 상온에서 측정하였으며 비교의 편의상 상대밀도로 나타내었다. 또한, 소결체의 경도는 로크웰 경도 C 스케일로 측정하였다. 하기 표 1에 실시예 1 내지 6, 비교예 1 내지 2에서 제조된 소결체의 밀도 및 경도를 나타내었다.
상대밀도(%) 경도(HRC)
실시예 1 99.1 44.3
실시예 2(열처리 전) 99.6 44.9
실시예 3 98.4 39.6
실시예 4(열처리 전) 99.3 40.0
실시예 5 99.9 44
실시예 6 99.9 45
비교예 1 94.9 28
비교예 2 88 -
상기 표 1을 참고하면, 비교예 2에 따른 소결체는 높은 기공률에 의하여 경도값이 낮아서, 로크웰 경도 C 스케일로 경도를 측정하는 것이 불가능하였다.
열전도도 및 경도 측정
실시예 2 및 실시예 4에서 제조된 소결체를 열처리한 후에 소결체의 열전도도 및 경도를 측정하였다. 소결체의 열전도도는 레이저 플래쉬 방법(독일 네치사 모델 LFA457)으로 상온으로부터 300℃의 온도 범위에 걸쳐 측정하였다.
실시예 2에서 제조된 소결체를 열처리한 후의 열전도도 및 경도를 하기 표 2에 나타내었다.
경도(HRC) 42.3
열전도도(W/m·K) 25 ℃ 46.8
150 ℃ 53.1
300 ℃ 57.9
실시예 4에서 제조된 소결체를 3차례 템퍼링하는 열처리 후의 열전도도 및 경도를 하기 표 3에 나타내었다.
템퍼링 횟수(600℃) 1회 2회 3회
경도(HRC) 38.0 30.2 30.2
열전도도(W/m·K) 25℃ 46.6 51.9 51.9
150℃ 53 58.4 58.0
300℃ 57.5 62.5 62.2
상기 표 3을 참고하면, 템퍼링 온도를 2차 경화온도(550℃)보다 조금 높은 온도 조건에서 실시하였으므로, 경도값은 다소 낮게 나타났으나 열전도도는 증가하였다. 또한, 1회 템퍼링을 실시한 경우에 비해 2회 템퍼링을 실시하였을 때 열전도도가 약 10% 정도 향상되는 결과가 나타났으나 경도값은 낮아지는 것을 확인하였다. 상기 조건에서의 3회 템퍼링 실시는 경도값이나 열전도도 향상에 영향을 주지 않는 것을 확인하였다.
소결체의 미세조직 검사
도 3은 본 발명의 실시예 1에서 제조된 소결체의 미세조직을 나타낸 도면이다.
도 3을 참고하면, (1)로 표지한 것은 알갱이 형태로 존재하는 구리가 고용된 D2 강(고합금강 입자)이며, (2)로 표지한 것은 철 성분이 고용된 구리 합금 기지상이다. 실시예 1에서 제조된 소결체 중에 기공량이 적고 구리 합금의 기지상에 고합금강 입자가 스켈레톤을 형성하며, 비교적 미세한 조직이 형성되어 있음을 확인하였다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명의 실시예 4에서 제조된 소결체의 열처리에 따른 조직변화를 나타낸 도면이다.
구체적으로, 도 4a는 실시예 4에서 제조된 소결체를 열처리한 후의 미세조직의 광학현미경 영상이며, 도 4b는 주사전자현미경 후방산란전자 영상이다. 도 4a 및 도4b를 참고하면, 합금상 입자내에 플레이트 마르텐사이트가 생성된 것을 볼 수 있으며 템퍼링에 의해 비교적 조대한 탄화물이 형성되는 것을 확인하였다.
도 5a 및 도 5b는 본 발명의 실시예 6에서 제조된 소결체의 미세조직을 나타낸 도면이다.
구체적으로, 도 5a 및 도 5b는 실시에 6에서 제조된 소결체의 광학현미경 미세조직 사진으로, 도 5a 및 도 5b를 참고하면, 흰색으로 나타난 구리가 채널로 연결되어 기지상을 이루는 것을 확인할 수 있다.
전술한 본 발명의 설명은 예시를 위한 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 쉽게 변형이 가능하다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 예를 들어, 단일형으로 설명되어 있는 각 구성 요소는 분산되어 실시될 수도 있으며, 마찬가지로 분산된 것으로 설명되어 있는 구성 요소들도 결합된 형태로 실시될 수 있다.
본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (12)

  1. 3 ㎛ 이상 20 ㎛ 이하의 평균입경을 가지는 고합금강 분말, 및 상기 고합금강 분말 평균입경의 1/10 이상 1/2 이하의 평균입경을 가지는 구리 함유 분말을 포함하는 혼합 분말을 준비하는 혼합단계;
    상기 혼합 분말 및 열가소성 유기결합제를 혼련하여 공급원료를 준비하는 혼련단계;
    상기 공급원료를 성형하여 성형체를 제조하는 성형단계;
    상기 성형체로부터 상기 유기결합제를 제거하는 탈지단계; 및
    상기 탈지단계 이후, 상기 성형체를 소결하여 치밀화된 소결체를 제조하는 소결단계를 포함하고,
    상기 고합금강 분말의 탄소 함량은 0.4 wt% 이상 2 wt% 이하이며,
    상기 고합금강 분말과 상기 구리 함유 분말의 중량비는 8:2 내지 6:4 인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 고합금강 분말은 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐을 더 포함하고,
    상기 실리콘 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 0.8 wt% 이하;
    상기 망간 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 1 중량% 이하;
    상기 크롬 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 2 wt% 이상 15 wt% 이하;
    상기 몰리브덴 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.2 wt% 이상 8 중량% 이하;
    상기 바나듐 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 중량% 이하; 및
    잔부는 철인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 고합금강 분말은 코발트, 니켈 및 텅스텐 중 적어도 1종의 금속을 더 포함하고,
    상기 코발트 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 5 wt% 이하;
    상기 니켈 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 3 wt% 이하;
    상기 텅스텐 함량은 상기 고합금강 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 구리 함유 분말은 주석 및 니켈을 포함하고,
    상기 주석 함량은 상기 구리 함유 분말에 대하여 0.1 wt% 이상 15 wt% 이하;
    상기 니켈 함량은 상기 구리 함유 분말에 대하여 0.001 wt% 이상 10 wt% 이하; 및
    잔부는 구리인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 혼합 분말은 탄소, 보론 및 인 중에서 적어도 하나의 준금속을 더 포함하고,
    상기 준금속 함량은 상기 혼합 분말에 대하여 0.005 wt% 이상 0.3 wt% 이하인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 혼합 분말은 라베스상의 코발트 합금 분말, 라베스상의 철 합금 분말, TiB2, WC 및 TiC 중에서 선택된 적어도 하나의 화합물 분말을 더 포함하고,
    상기 화합물 분말의 함량은 상기 혼합 분말에 대하여 3 wt% 이상 20 wt% 이하이며,
    상기 라베스상의 코발트 합금 분말은 Co-Mo-Si 또는 Co-Cr-Mo이고, 상기 라베스상의 철 합금 분말은 Fe-Mo-Si인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 혼련단계에서 상기 혼합 분말과 상기 열가소성 유기결합제의 부피비는 6:4 내지 9:1 인 것인 금속 복합체의 제조방법.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 성형단계는 20 MPa 이상 200 MPa 이하의 압력하에서 수행되는 것인 금속 복합체의 제조방법.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 소결단계는 질소가스, 또는 질소가스와 수소가스의 부피비가 9:1 인 혼합가스 분위기에서 수행되는 것인 금속 복합체의 제조방법.
  10. 제 1 항에 있어서,
    상기 소결단계는 1140 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도에서 수행되는 것인 금속 복합체의 제조방법.
  11. 제 1 항에 있어서,
    상기 소결단계 이후, 상기 소결체를 열처리하는 열처리단계를 더 포함하며,
    상기 열처리단계는 상기 소결체를 900 ℃ 이상 1050 ℃ 이하에서 오스테나이트화하고, 공냉 또는 유냉 시킨 후 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 템퍼링하는 것인 금속 복합체의 제조방법.
  12. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항의 따른 제조방법으로 제조되는 금속 복합체.
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