KR20120065780A - 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금 및 이의 제조방법 - Google Patents

기계적 성질이 개선된 티타늄 합금 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것으로, Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 첨가하고 용해하여 합금 잉고트를 제조하는 단계 (단계 1); 및 상기 잉고트를 열간 가공하는 단계 (단계 2);를 포함하는 제조방법을 제공한다. 상기 방법에 의하여 제조되는 티타늄 합금은 Ti-Al-Fe계의 합금에 내산화성을 향상시키는 Cr, Ni, Pd 및 Mo을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종의 금속을 함유하고 있다. 그러므로 상기 티타늄 합금은 내산화성이 종래의 티타늄 합금에 비하여 향상되었을 뿐만 아니라, 기계적 강도가 뛰어나고 연신율이 좋아 성형성이 탁월한 효과가 있다.

Description

기계적 성질이 개선된 티타늄 합금 및 이의 제조방법 {The Titanium alloy improved mechanical properties and the manufacturing method thereof}
본 발명은 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
티타늄합금은 높은 비강도, 우수한 내식성, 생체친화성 등으로 인하여 항공우주, 해양, 스포츠, 의료 등의 다양한 산업 분야에 적용되고 있다. 순수 티타늄은 상온에서 조밀육방정계 구조를 갖는 α상이 882℃에서 동소변태가 발생하여 체심입방구조를 갖는 β상으로 변태된다. 순수 티타늄에 합금 원소들을 첨가하게 되면 특정 온도구간에서 α와 β상이 공존하는 영역이 존재하게 되고 경우에 따라서는 이 영역이 상온까지 연장된다. 이와 같이 상온에서의 안정상 기준으로 티타늄합금은 일반적으로 α합금, β합금, α+β합금으로 분류된다. 이 중 가장 널리 사용되고 있는 합금은 α+β합금으로, α상을 안정화시키고 고용강화 효과를 갖는 Ti-Al계를 기본 조성으로 하고, 여기에 몰리브덴(Mo), 철(Fe), 바나듐(V), 크롬(Cr) 등의 β상 안정화 원소나 지르코늄(Zr), 주석(Sn) 등의 중성원소가 함유된다. α+β합금 중 가장 대표적인 합금은 Ti-6Al-4V으로 열간가공성, 용접성이 우수하고 열처리에 의한 다양한 기계적 성질이 얻어지기 때문에 전체 티타늄합금 사용량의 60% 이상을 차지하고 있다.
그러나 티타늄 합금 개발이 주로 항공우주용 목적으로 이루어져 왔기 때문에 가격보다는 물성 위주로 합금원소가 선정되어 고가이면서 공급이 용이하지 않은 합금 체계로 이루어져 왔다. 특히 Ti-6Al-4V에 사용되고 있는 바나듐(V)은 고가의 원소인데다가 인체에 해로운 독성을 가지기 때문에, 이 합금의 특수목적 사용에 많은 제약조건이 있었다. 따라서 대표적인 β상 안정화 원소인 바나듐(V)을 값이 싸고 인체에도 비교적 무해한 다른 β상 안정화 원소로 대체하여 저가의 신합금을 개발하려는 노력이 지속되어져 왔으며, 이러한 노력의 결과로 Ti-5Al-2.5Fe, Ti-6Al-0.1Si 등과 같은 합금이 개발되었으나, β안정화 원소인 철(Fe)의 함량이 최적화 되지 않음에 따라, 상온 및 고온에서의 기계적 특성이 다소 미흡한 경향이 있는 등 여러 가지 문제가 있다.
대한민국 공개특허 제 10-2004-0101267호는 내고온부식성, 내산화성이 우수한 내열성 티타늄 합금재료 및 그의 제조방법에 관한 것이다. 상세하게는 Ti-Al-Cr계 합금 상태도의 β상，γ상，라베스 상의 삼상이 공존하는 내층 및 Al-Ti-Cr계 합금으로 된 외층의 복층구조를 갖는 표면층이 내열성 Ti 합금기재의 표면에 형성되어 있고, 외층의 Al 농도가 50 원자% 이상을 함유하는 합금으로써, 내고온 부식성, 내산화성이 우수한 내열성을 갖는 효과가 있다.
대한민국 공개특허 제 10-2004-0044840호는 기계적 특성 및 동적파괴 특성이 개선된 (α+β) 티타늄합금의 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 (α+β)티타늄 합금을 400-600℃에서 시효 처리하여 α2(Ti3Al) 상을 α상 내부에 석출시키는 단계 및 상기 단계에서 얻어진 (α+β) 티타늄 합금을 급냉하는 단계를 포함하는 기계적 물성 및 동적 파괴 특성이 개선된 (α+β) 티타늄 합금의 제조방법을 제공한다. 상기 발명은 Ti-6Al-4V계의 합금을 바탕으로 하고 있어, 고가이며 인체에 유해한 바나듐을 포함하고 있다는 문제가 있다.
이에 본 발명자들은, 저가인 철(Fe)과 내산화성의 금속을 첨가하여 합금을 제조하였으며, 제조된 합금이 내산화성, 기계적 물성 및 성형성이 우수한 것을 확인하고 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 목적은 내산화성이 증진되고 기계적 성질이 우수한 티타늄 합금을 제공하는 데 있다.
본 발명의 다른 목적은 상기 기계적 성질이 우수한 티타늄 합금의 제조방법을 제공하는 데 있다.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 알루미늄(Al) 3~7 중량%, 철(Fe) 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진금속 및 잔부 Ti를 포함하는 티타늄 합금을 제공한다.
또한, 본 발명은 알루미늄(Al) 3~7 중량%, 철(Fe) 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 첨가하고 용해하여 합금 잉고트를 제조하는 단계 (단계 1); 및 상기 잉고트를 열간 가공하는 단계 (단계 2);를 포함하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 티타늄 합금은 종래의 Ti-6Al-4V 합금으로부터 바나듐(V)을 저가의 철(Fe)로 대체하여 생산비를 감소시키는 효과가 있다. 또한, 독성의 바나듐을 사용하지 않으면서도 Ti-Al-Fe계의 합금에 내산화성을 증진시키는 Cr, Ni, Pd 및 Mo을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종을 첨가함으로써 종래의 Ti-6Al-4V 티타늄 합금에 비하여 600~800 ℃의 고온에서도 우수한 내산화성을 가지며, 상온 및 고온에서의 강도가 높으며, 연신율이 뛰어나 성형성이 좋은 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 합금 제조방법에서 열간가공 공정을 나타낸 그래프이고,
도 2는 온도별 고온산화시험을 수행한 결과를 나타낸 그래프이고,
도 3은 티타늄 합금의 온도별 고온산화시험 수행 후 표면산화층의 SEM 사진이고,
도 4 및 5는 티타늄 합금의 온도별 고온산화시험 수행 후 EPMA 분석결과를 나타낸 사진 및 스펙트럼이고,
도 6은 티타늄 합금의 산화시험 후 박리된 산화스케일의 SEM 사진이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명은
Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 포함하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금을 제공한다.
본 발명에 따른 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금은 종래의 Ti-6Al-4V 합금으로부터 바나듐을 저가의 철로 대체하여 생산비를 감소시키는 효과가 있다. 또한, 독성의 바나듐을 사용하지 않으면서도 Ti-Al-Fe계의 합금에 내산화성을 증진시키는 금속을 첨가함으로써 종래의 Ti-6Al-4V 티타늄 합금에 비하여 600~800 ℃의 고온에서도 우수한 내산화성을 가지며, 상온 및 고온에서의 강도도 우수한 효과가 있다. 또한, 연신율이 현저히 뛰어나 성형성이 좋은 효과가 있다.
상기 티타늄 합금은 Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 포함하며, 합금을 이루는 상기 금속들의 역할은 다음과 같다.
1) 알루미늄(Al)
알루미늄은 합금의 α상을 고용강화하는 원소로서, 알루미늄의 함량이 증가됨에 따라 알루미늄의 티타늄(Ti) 기지로의 고용에 의해 강도가 증가한다. 또한, 알루미늄은 티타늄 보다 가벼우며, 합금의 밀도를 감소시켜 높은 비강도(specific strength)를 달성하도록 하는 역할을 수행한다. 알루미늄의 함량이 3 중량% 미만인 경우 밀도감소 효과가 크지 않으며 강도가 저하되는 문제가 있고, 7 중량%를 초과할 경우 Ti3Al이 형성되어 티타늄의 연성이 급격히 저하되는 문제가 있다.
2) 철(Fe)
철은 β상을 안정화시키는 역할을 수행한다. 철의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우 상온에서 β상을 충분히 안정화시킬 수 없다는 문제가 있으며, 철의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우 강도는 증가하는 반면, 크립강도가 저하되는 문제가 있다.
3) 크롬(Cr), 니켈(Ni), 팔라듐(Pd) 및 몰리브덴 (Mo)
티타늄 합금에 있어서 크롬, 니켈, 및 몰리브덴은 베타상을 안정화시키는 역할과 내산화성을 향상시키는 역할을 수행한다. 크롬은 미량 첨가로 연성 개선의 효과가 있다. 팔라듐은 0.1~0.2 중량%의 첨가만으로도 내식성의 개선에 큰 효과가 있으나, 0.2 중량%를 초과하여 첨가하는 경우 높은 팔라듐의 원가로 인하여 생산비가 상승하게 되므로 바람직하지 않다. 몰리브덴을 첨가할 경우 강도와 경화능의 증가를 얻을 수 있지만 용접성을 해치므로 첨가량은 합금의 용도에 따라 달라질 수 있지만, 본 발명에서는 상기 몰리브덴 함량이 0.3 ~ 1.0 중량% 미만인 경우에는 강도와 경화능의 증가 등의 효과를 얻을 수 없고, 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되는 문제가 있다. 니켈은 몰리브덴과 더불어 팔라듐을 대체할 수 있는 경제적인 합금원소이다. 그러므로, 본 발명에 따른 티타늄 합금은 내산화성을 증진시키는 Cr, Ni, Pd 및 Mo을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종을 첨가함으로써, 내산화성이 우수한 성능을 갖는다.
또한, 본 발명은
Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 첨가하고 용해하여 합금 잉고트를 제조하는 단계 (단계 1); 및
상기 잉고트를 열간 가공하는 단계 (단계 2);를 포함하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 단계별로 상세히 설명한다.
Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 첨가하고 용해하여 합금 잉고트를 제조하는 단계이다. 티타늄, 알루미늄 및 철의 중량비를 맞추어 녹인 후 내산화성 증진 금속을 첨가하여 용해할 수 있다. 이때, 티타늄 합금을 녹이기 위하여 사용할 수 있는 용해법은 소모전극식 진공용해법(VAR), 전자빔 용해법, 플라즈마 아크 용해법, 비소모전극식 아크 용해법, 유도스컬 용해법으로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종을 사용할 수 있으며, 유도스컬 용해법을 사용하는 것이 더욱 바람직하다. 유도스컬 용해법은 종래 유도 용해에서 도가니를 수냉으로 바꾼 것으로 도가니에 의한 용탕 오염의 문제를 피할 수 있다. 이는 유도용해에서는 전자기력에 의해 용융금속에 중심방향의 힘이 작용해서 용융금속이 직접적으로 수냉 도가니에 접촉하는 기회가 적고, 용탕이 도가니에 접촉해도 도가니는 수냉되고 있으므로 즉시 응고되어 용탕이 도가니를 용손할 수 없기 때문이다. 용해된 합금을 흑연으로 제조한 주형에 부어 잉고트를 제조한다.
상기 단계 1에서 알루미늄은 3~7 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 함량이 3 중량% 미만인 경우 강도가 저하되는 문제가 있으며, 7 중량%를 초과하여 첨가되는 경우 Ti3Al이 형성되어 티타늄의 연성이 급격히 저하되는 문제가 있다.
상기 단계 1에서 철의 함량은 0.5~1.5 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 0.5 중량% 미만인 경우 상온에서 β상을 충분히 안정화시킬 수 없다는 문제가 있으며, 철의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우 강도는 증가하는 반면, 크립 강도가 저하되고 취약한 ω상과 TiFe와 같은 금속간화합물이 형성되어 합금의 연성을 급격히 저하시키게 되는 문제가 있다.
상기 단계 1의 내산화성 증진 금속은 Cr, Ni, Pd 및 Mo를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종인 것이 바람직하다. 티타늄 합금에 있어서 크롬, 니켈 및 몰리브덴은 베타상을 안정화시키는 역할과 내산화성을 향상시키는 역할을 수행한다.
크롬은 미량 첨가로 연성 개선의 효과가 있다. 팔라듐은 0.1~0.2 중량%의 첨가만으로도 내식성의 개선에 큰 효과가 있으나, 0.2 중량%를 초과하여 첨가하는 경우 높은 팔라듐 원가로 인하여 생산비가 상승하게 되므로 바람직하지 않다. 몰리브덴을 첨가할 경우 강도와 경화능의 증가를 얻을 수 있지만 용접성을 해치므로 첨가량은 합금의 용도에 따라 달라질 수 있지만, 본 발명에서는 상기 몰리브덴 함량이 0.3 ~ 1.0 중량%를 첨가하는 것이 바람직하다. 만약, 상기 몰리브덴 함량이 0.3 중량% 미만인 경우에는 강도와 경화능이 향상되는 효과를 얻을 수 없고, 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되는 문제가 있다. 한편, 니켈은 몰리브덴과 더불어 팔라듐을 대체할 수 있는 경제적인 합금 원소이다.
본 발명에 따른 단계 2는 열간 가공을 수행하는 단계로, 도 1에 나타낸 바와 같이 열간가공을 수행한다. 열간가공이란 재결정온도(Tβ) 이상의 온도에서 수행되는 가공으로서, 열간가공이 수행되면 기계적 성질 및 가공성이 향상되는 효과를 갖는다. α+β형 티타늄 합금은 가공열처리 공정에 따라 다양한 미세조직을 갖게 할 수 있으며, 이에 따라 합금의 기계적 성질 및 가공성 등이 변화될 수 있다. 특히, 가공열처리 공정에 따라 형성되는 상분율, α 결정립의 형상 및 크기, 분포 및 집합 조직에 따라 기계적 성질이 달라진다.
상기 단계 2의 열간가공은 1050~1150 ℃에서 2시간 유지 후 변형률 50~70%로 열간가공 후 수냉하고, 850~950 ℃에서 1시간 유지 후 20%의 변형률로 2차 열간가공을 수행하는 것이 바람직하다. 상기 열간가공 공정은 제조된 잉고트의 주조조직을 파쇄하기 위한 공정으로, 제조된 티타늄 합금의 β상 영역인 1050~1150℃에서 약 50%~70% 이상의 큰 변형을 주어 주조 조직인 조대한 이전의 β 결정립을 파쇄하여 미세화하는 역할을 수행하게 된다. 열간가공 공정이 1050℃ 미만일 경우 높은 가공압력과 더불어 균열이 발생하는 문제가 있고, 1150℃를 초과하는 경우에는 상당한 결정립의 성장을 초래할 수 있다. 상기 온도에서 열간가공 후 수냉을 통하여 미세한 비드만스테튼(Widmanstatten) 조직을 형성시켜야 2차 가공공정에서 등축정의 α상을 생성시키기가 용이하다. 또한 변형량이 50% 이하일 경우 주조조직이 완전히 파쇄되지 않고 조대한 형태로 남게 되는 문제가 있고, 변형량이 70% 이상일 경우에는 재료 표면에 심한 균열이 발생할 가능성이 높은 문제가 있다.
2차 열간가공은 850~950℃에서 수행하는 것이 바람직하다. 이는 2차적으로 판상의 α상을 구상화하기 위하여 α+β 영역에서 열간단조를 수행하는 것이다. 2차 열간가공 시 850℃ 이하에서 성형 시 높은 성형압력이 필요하여 재료 표면에 균열이 발생할 수 있는 문제가 있고, 950℃ 이상에서 성형을 수행하면 가공 열로 인하여 β상 영역에서 가공하는 결과가 되어 α+β 혼합상이 형성되지 않는 문제가 있다. 또한, 상기 2차 열간가공시 변형률은 20%인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세히 설명한다. 단, 하기의 실시예는 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기 실시예에 의하여 제한되는 것은 아니다.
< 실시예 1> Ti -6 Al -1 Fe -0.3 Mo 합금의 제조
단계 1. 합금을 이루는 금속을 용해하여 잉고트를 제조하는 단계
6 중량%의 알루미늄, 1 중량%의 철, 0.3 중량%의 몰리브덴 및 92.7 중량%의 티타늄을 첨가하여 유도스컬용해로에 넣어 용해하였다. 이때 사용되는 수냉동 도가니 내부에 형성되는 스컬은 Ti-Al-Fe계 합금으로 제조된 것을 사용하였다. 용해된 합금은 직경이 50 mm이고, 길이가 150 mm인 원통형의 흑연으로 제조된 주형에 주입하여 Ti-6Al-1Fe-0.3Mo 합금 잉고트를 제조하였다.
단계 2. 열간가공을 수행하는 단계
상기 단계 1에서 제조된 잉고트를 승온속도 15℃/분으로 1100 ℃까지 승온시키고, 120분 동안 유지 후 약 50% 정도의 변형량으로 열간가공을 수행한 후 수냉하였다. 2차 단조는 950℃에서 1시간 유지 후 약 20% 정도의 변형량으로 수행하여 상온까지 공냉시켜 α+β 혼합조직을 갖는 Ti-6Al-1Fe-0.3Mo 합금을 제조하였다.
< 비교예 1> Ti -6 Al -1 Fe 합금의 제조
상기 실시예 1의 단계 1에서 6 중량%의 알루미늄, 1 중량%의 철 및 93 중량%의 티타늄을 사용하여 잉고트를 제조한 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 방법으로 Ti-6Al-1Fe 합금을 제조하였다.
< 비교예 2> Ti -6 Al -4V 합금
상기 실시예 1의 단계 1에서 6 중량%의 알루미늄, 4 중량%의 바나듐 및 90 중량%의 티타늄을 사용하여 잉고트를 제조한 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 방법으로 Ti-6Al-4V 합금을 제조하였다.
< 실험예 1> 기계적 성질의 분석
열간가공 공정을 거친 합금들의 항복강도, 인장강도 및 연신율을 알아보기 위하여 실시예 1 및 비교예 1, 2에 대하여 인스트론사의 만능시험기(모델명 : INSTRON 5881)를 이용하여 측정하고, 그 결과를 표 1에 나타내었다.

합금
항복강도 (MPa)
인장강도 (MPa)
연신율(%)

상온
500 ℃
600 ℃
상온
500 ℃
600 ℃
상온
500 ℃
600 ℃

실시예 1
840
480
318
901
540
347
16.8
21.1
83.4

비교예 1
864
515
352
935
588
393
15.4
22.8
52.1

비교예 2
805
375
-
868
488
-
7.1
16.8
-
표 1에 나타낸 바에 따르면, 실시예 1은 비교예 2에서 제조된 합금에 비하여 상온 및 고온에서 모두 우수한 기계적 성질을 갖는 것을 확인할 수 있다. 항복강도 및 인장강도의 경우 상온, 500 ℃ 및 600 ℃에서 측정된 결과가 실시예 1에 비하여 비교예 1이 다소 우수함을 확인할 수 있다. 하지만, 연신율이 경우 실시예 1이 더 우수함을 확인할 수 있다. 즉, 실시예 1에서 제조된 합금은 비교예 1에서 제조된 합금만큼 강도가 높으며 성형성이 우수함을 알 수 있다.
< 실험예 2> 내산화성 시험
제조된 합금들의 내산화성을 알아보기 위하여 실시예 1 및 비교예 1, 2에서 제조된 합금을 TGA(Thermogravimetric analyzer)를 이용하여 600, 700 및 800 ℃에서 각각 100 시간 동안 등온 산화시켜, 산화시간에 따른 단위면적당 무게변화를 측정하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.
도 2에 나타낸 바에 따르면, 실시예 1 및 비교예 1에서 제조된 합금의 경우 600 ℃에서 산화가 진행됨에 따라 무게 증가량은 각각 0.14 및 0.13 mg/㎠인 것에 비하여, 상용합금인 비교예 2는 0.33 mg/㎠로 크게 증가한 것을 확인할 수 있다. 또한, 700 ℃에서 비교예 1의 무게 증가량은 1.39 mg/㎠이고, 실시예 1의 무게 증가량은 0.94 mg/㎠로 우수한 내산화성을 나타낸 반면, 상용 합금인 비교예 2는 무게 증가량이 9.2 mg/㎠로 실시예 1과 약 10배의 차이를 보여 내산화성이 현저히 떨어지는 것을 확인할 수 있다. 800 ℃에서도 실시예 1의 단위 면적당 무게변화가 가장 작은 것을 확인할 수 있다. 그러므로 실시예 1에서 제조된 합금이 가장 우수한 내산화성을 가지고 있음을 알 수 있다.
한편, 각 합금들의 모든 실험 온도 구간에서 이들 곡선들은 공통적으로 초기에 포물선적 거동을 보이고 있는데, 이는 초기에는 시편 표면이 고온에 직접적으로 노출되어 급속히 산화가 진행되지만 시간의 경과에 따라 산화막이 형성되면서 각종 이온의 확산경로를 방해하여 산화를 방지하기 때문이다. 초기에 포물선적 거동을 보이던 곡선들은 시간의 흐름에 따라 선형적 산화거동을 보인다. 이는 고온에서의 물질이온 확산속도의 증가가 확산경로를 막는 장벽 역할을 하던 산화피막의 보호 능력보다 산화에 더 크게 영향을 미쳐 작용하는 것을 알 수 있게 한다. 800 ℃에서의 급격한 산화는 시간의 흐름에 따라 산화물의 생성과정에서 산화막의 성장에 따라 내부잔류응력과 열응력의 증가로 인하여 산화막에 균열이 생기고 산화층과 모재사이에 빈틈이 생겨 산소의 확산이 용이해졌기 때문으로 판단된다.
< 실험예 3> 산화시험 후 표면산화층 및 기지계면 형상의 관찰
제조된 합금들의 산화시험 후 표면산화층 및 기지계면의 형상을 관찰하기 위하여 상기 실험예 2에서 등온산화 시험을 수행한 실시예 1 및 비교예 1의 시편에 대하여 SEM을 통하여 관찰하고, 그 결과를 도 3에 나타내었다.
도 3에 나타낸 바에 따르면, 600 ℃에서 산화시험을 수행한 경우 실시예 1 및 비교예 1에서 제조된 합금 모두는 α상과 β상으로 이루어진 것을 볼 수 있으며, 두 합금 모두 표면에 약 2 ㎛ 두께의 산화층이 형성된 것을 확인할 수 있으며, 상기 실험예 2에서 확인할 수 있었듯이 실시예 1 및 비교예 1에서의 내산화성은 거의 비슷하여 차이를 보이지 않았고, 두 합금의 표면산화층의 미세조직에서도 큰 차이는 관찰되지 않았다. 700 ℃에서 산화시험을 수행한 경우 실시예 1에서 제조된 합금에서는 비교예 1에서 제조된 합금에 비하여 치밀한 산화막이 형성되는 것을 알 수 있으며, 또한 산화층의 두께도 더 얇은 것을 확인할 수 있다. 800 ℃에서 산화시험을 수행한 경우의 시편에서는 두 합금 모두 두껍게 형성되었던 산화층이 떨어져 나갔으며, 실시예 1의 경우는 모재의 계면에는 일부 박리되지 않은 산화물과 완전히 박리된 계면을 따라 산화층이 새로이 형성되었음을 볼 수 있다. 그러므로 실시예 1에서 제조된 합금의 내산화성이 우수함을 알 수 있다.
< 실험예 4> EPMA 분석
제조된 합금들의 산화시험 후 합금의 산화층 및 내부의 미세조직을 관찰하기 위하여 상기 실험예 2에서 등온산화 시험을 수행한 실시예 1 및 비교예 1의 시편에 대하여 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)를 이용하여 분석을 수행하고, 그 결과를 도 4 및 5에 나타내었다.
도 4 및 5에 나타낸 바에 따르면, 실시예 1 및 비교예 1에서 제조된 합금의 표면산화층에는 산소가 다량 함유되어 있는 것을 알 수 있고, 질소도 일부 포함되어 있는 것으로 나타났다. 기지 조직에는 α상의 안정화 원소인 알루미늄(Al)은 α상에, β상의 안정화 원소인 철(Fe) 및 몰리브덴(Mo)은 β상에 집중되어 있는 것을 볼 수 있다. 특히, 700 ℃에서 산화시험을 수행한 시편에서는 β상의 알루미늄과 철의 농도가 증가하였는데, 이는 고온에서의 장시간 유지에 의해 β상이 α상과 FeTi 상으로 분해되는 과정에 의한 것으로 보인다. 산소는 티타늄 산화물을 형성하고 질소는 산화물 아래의 계면으로 확산된 것을 확인할 수 있다. 고온산화로 형성된 산화층에서 철 산화물은 관찰되지 않고 산화알루미늄(Al2O3)로 추측되는 산화물이 생성되었는데, TiAl계 합금에서 몰리브덴(Mo)의 첨가 시 산소 고용도를 감소시키고 치밀한 산화알루미늄층을 형성한다는 것이 알려져 있으므로, 산화알루미늄 층이 각종 금속이온의 확산을 막는 장벽 역할을 하여 내산화성을 증진시키는 것으로 판단할 수 있다.
< 실험예 5> 고온산화 후 박리된 산화스케일 관찰
제조된 합금의 고온산화 후 박리된 산화스케일을 관찰하기 위하여 상기 실험예 2의 800 ℃에서 등온산화 시험을 수행한 실시예 1 및 비교예 1의 시편을 SEM을 통해 관찰하고, 그 결과를 표 2 및 도 6에 나타내었다.

합금
박리된 스케일 (㎛)

실시예 1
70.581

비교예 1
68.618
표 2 및 도 6에 나타낸 바에 따르면, 몰리브덴이 첨가된 실시예 1에서 제조된 합금의 산화스케일이 더 두꺼운 것을 확인할 수 있다. 이는 몰리브덴의 첨가로 인하여 모재 계면에서 취약한 층을 만드는 질화물의 형성을 억제시킴으로써 모재에서 박리되지 않고 산화가 진행되어 산화층이 더 성장한 것으로 판단된다. 몰리브덴을 첨가한 실시예 1에서 제조된 합금에서 형성된 산화스케일의 두께는 비교예 1에서 형성된 산화스케일에 비하여 두꺼운 것으로 나타났다. 하지만 박리되어 제거된 부분을 감안하면 전체 산화층의 두께는 몰리브덴을 첨가한 합금이 더 얇은 것으로 나타났다. 또한, 실시예 1의 박리된 산화스케일의 구조를 살펴보면, 산화스케일이 돌기와 같이 형성된 것을 볼 수 있다. 이는 산화티타늄 층 사이에 불연속적인 산화알루미늄층이 존재한다는 것을 알 수 있게 한다.

Claims (7)

  1. Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 포함하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 내산화성 증진 금속은 Cr, Ni, Pd 및 Mo를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종인 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 몰리브덴(Mo) 함량은 0.3 ~ 1.0 중량%인 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금.
  4. 제 1항의 티타늄 합금은 내산화성이 우수한 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금.
  5. Al 3~7 중량%, Fe 0.5~1.5 중량%, 내산화성 증진 금속 및 잔부 Ti를 첨가하고 용해하여 합금 잉고트를 제조하는 단계 (단계 1); 및
    상기 잉고트를 열간 가공하는 단계 (단계 2);를 포함하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 단계 1의 내산화성 증진 금속은 Cr, Ni, Pd 및 Mo를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종인 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 개선된 티타늄 합금의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서, 상기 단계 2의 열간 가공은 1050~1150 ℃에서 2시간 유지 후 변형률 50~70%로 열간가공 후 수냉하고, 850~950 ℃에서 1시간 유지 후 20%의 변형률로 2차 열간가공이 수행되는 것을 특징으로 하는 고온 특성 및 성형성이 우수한 티타늄 합금의 제조방법.
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