KR20200095413A

KR20200095413A - 고온용 타이타늄 합금 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20200095413A
Application number: KR1020200011343A
Authority: KR
Inventors: 김성웅; 김승언; 염종택; 홍재근
Original assignee: 한국기계연구원
Priority date: 2019-01-30
Filing date: 2020-01-30
Publication date: 2020-08-10
Anticipated expiration: 2040-01-30
Also published as: KR102332018B1

Abstract

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는, 니어 알파 타이타늄 합금이 개시된다. 본 발명에 의하면 석출물에 편석되는 Zr을 대체하는 Hf을 포함하고 기존의 니어 알파 타이타늄 합금인 Ti-1100 합금이나 IMI 834 합금보다 기계적 강도가 우수한 새로운 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 장점이 있다.

Description

고온용 타이타늄 합금 및 그 제조방법{HIGH TEMPERATURE TITANIUM ALLOY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 기계적 특성이 우수한 고온용 타이타늄 합금과 상기 타이타늄 합금의 제조방법에 관한 것이다.

타이타늄 합금은 낮은 밀도와 높은 강도, 우수한 비강도(specific strength) 및 생체 적합성(biocompatibility)을 가지므로 많은 산업분야에 이용되고 있다.

현재 많이 사용되는 타이타늄 합금은 순수한(또는 상업적으로 순수한) 상태의 CP(commercially pure) 타이타늄, 저온 알파(alpha)상을 주상으로 포함하는 니어(near) 알파 타이타늄 합금, 고온 베타(beta)상과 저온 알파(alpha) 상이 공존하는 알파+베타 타이타늄 합금, 그리고 베타 안정화 원소를 많이 포함한 베타 타이타늄 합금 등으로 구분된다.

고온 환경에서 사용되는 구조용 재료로 종래에는 내열강이나 니켈 또는 코발트 기지 초합금(alloy)이 주로 사용되었다. 그러나 상기 내열강이나 초합금은 고온에서의 기계적 특성은 우수하나 높은 밀도로 인해 무게가 지나치게 많이 나가는 근본적인 문제가 있다.

이로 인해 내열강이나 초합금 대비 밀도가 낮아서 무게가 적고 비강도(specific strength)가 높으면서 고온에서의 기계적 특성도 우수한 니어 알파 타이타늄 합금이 주목을 받고 있다.

현재 사용되고 있는 대표적인 니어 알파 타이타늄 합금으로는 Ti-1100 합금(wt% 기준으로 Ti-6Al-2.7Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si)과 IMI 834 합금(Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.35Si) 합금 등이 있다.

그러나 상기 니어 알파 타이타늄 합금들은 모두 사용 가능 온도가 600℃ 이하로 제한될 뿐만 아니라 상온 및 고온에서의 강도가 약하다는 단점이 있다. 특히 상기 니어 알파 타이타늄 합금들은 모두 타이타늄 합금 내에서 고용 강화에 효과적인 Zr을 4% 정도로 포함한다. 그러나 상기 Zr은 니어 알파 타이타늄 합금의 열처리시에 형성되는 석출물에 많이 편석되어 그 결과 상기 니어 알파 타이타늄 합금들의 기계적 강도 향상에 효과적이지 못한 문제가 있다.

본 발명의 일 측면에서의 목적은 상온 및 고온에서의 기계적 특성이 우수하고 더 나아가 600℃ 이상의 고온에서도 사용할 수 있는 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

보다 구체적으로 본 발명에서는 기존의 Zr 대비 동등 이상의 고용 강화 효과를 가질 수 있고 시효 처리시 형성되는 석출물로 과도하게 빠져나가지 않음으로써 기계적 강도가 우수한 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공하는 것을 다른 목적으로 한다.

또한 본 발명에서는 열처리 공정에서 석출물을 제어함으로써 기계적 특성이 우수한 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공하고는 것을 또 다른 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면에서

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는, 니어 알파 타이타늄 합금이 제공된다.

또한, 본 발명의 다른 측면에서

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는 타이타늄 합금을 주조하는 단계;

상기 주조된 합금을 용체화처리하는 단계;

상기 용체화처리된 합금을 시효처리하는 단계;를 포함하는 니어 알파 타이타늄 합금의 제조방법이 제공된다.

본 발명에 의하면 석출물에 편석되는 Zr을 대체하는 Hf을 포함하고 기존의 니어 알파 타이타늄 합금인 Ti-1100 합금이나 IMI 834 합금보다 기계적 강도가 우수한 새로운 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 장점이 있다.

또한, 본 발명에 의하면 열처리 시 석출물을 제어함으로써 기존의 니어 알파 타이타늄 합금인 Ti-1100 합금이나 IMI 834 합금보다 기계적 강도뿐만 아니라 연신율도 우수한 새로운 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 장점이 있다.

한편, 본 발명에 의하면 합금 원소의 첨가를 통해 고온 열처리 시 결정립 성장을 억제함으로써 기계적 특성이 우수한 새로운 니어 알파 타이타늄 합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 장점이 있다.

상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.

도 1은 본 발명의 실시예 5 합금을 용체화 처리 및 700℃/5시간 시효 처리한 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예 5 합금을 용체화 처리 및 650℃/5시간 시효 처리한 미세조직(a)과 SADP(selected area diffraction pattern)(b), 그리고 실시예 5 합금을 용체화 처리 및 700℃/5시간 시효 처리한 미세조직(c)과 SADP(selected area diffraction pattern)(d)를 도시한 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 5 합금을 용체화 처리 및 650℃/5시간 시효 처리한 미세조직(a)과 700℃/5시간 시효 처리한 미세조직(b)을 투과전자현미경으로 관찰한 것이다.
도 4는 본 발명의 실시예 4 및 5의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 시효처리 한 후 상온 및 650℃에서 측정한 인장강도 결과를 도시한 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예 4 및 5의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 시효처리 한 후 상온 및 650℃에서 측정한 인장강도 결과를 도시한 것이다.
도 6은 본 발명의 실시예 5의 타이타늄 합금을 각각 650℃ 및 700℃에서 시효 처리 후 상온 및 650℃에서 인장 실험한 시편의 파단면 사진을 도시한 것이다.
도 7은 본 발명의 실시예 7의 타이타늄 합금을 700℃에서 시효 처리 후 650℃에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프를 도시한 것이다.
도 8은 본 발명의 실시예 7의 타이타늄 합금을 700℃에서 시효 처리 후 상온에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프를 도시한 것이다.
도 9는 본 발명의 실시예 8의 타이타늄 합금을 700℃에서 시효 처리 후 650℃에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프를 도시한 것이다.
도 10은 본 발명의 실시예 8의 타이타늄 합금을 700℃에서 시효 처리 후 상온에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프를 도시한 것이다.

이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.

타이타늄은 체심입방격자(body centered cubic, BCC) 구조를 가지는 고온의 베타상과 육방체밀격자(hexagonal closed packed, HCP) 구조를 가지는 저온의 알파상의 두 가지 결정구조를 가지는 동소변태(polymorphous) 원소이다.

상기 타이타늄에 전이금속이 첨가되면, 상기 타이타늄의 고온 베타상이 안정해지는 영역이 넓어지게 된다. 다시 말하면 고온 베타상이 저온 알파상으로 상변태되는 온도인 베타 트랜서스(beta transus) 온도가 감소하게 된다.

이 때 각 첨가되는 합금원소에 따라 베타상이 안정화되는 정도가 달라지는데, Mo(molybdenum)을 기준으로 각 합금원소 별로 베타상 안정화 정도를 나타낸 것을 다음과 같은 Mo 당량(Mo equivalency)이라 한다.

[Mo]eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co] - 1.0 [Al]

한편 Al은 타이타늄 합금에서 저온 알파상을 안정화시키는 대표적인 합금 원소이다.

따라서 상기 Mo 당량을 계산할 때, Al은 다른 베타 안정화 원소 값과는 달리 음(negative)의 값을 가지는 것으로 계산된다.

한편 타이타늄 합금에 첨가되는 합금원소에 따라 알파상이 안정화되는 정도가 달라지는데, Al(aluminum)을 기준으로 각 합금원소 별로 알파상 안정화 정도를 나타낸 것을 상기 Mo 당량과 구분되는 개념으로 다음과 같은 Al 당량(Al equivalency)이라 한다.

[Al]_eq = [Al] + 1/6 [Zr] + 1/3 [Sn] + 10 [O]

본 발명에서의 니어 알파 타이타늄 합금은 기존의 Ti-1100 합금이나 IMI 834 합금에서의 Zr의 대부분을 다른 원소로 치환하거나 Zr을 포함하지 않는 것을 제 1 특징으로 한다. 이를 위해 본 발명에서 Hf(hafnium)을 필수 성분으로 포함한다.

본 발명에서 Hf을 포함하는 이유는 다음과 같다.

일반적으로 타이타늄 합금은 침입형 원소에 의한 강화, 고용 강화, 석출 강화 및 전위 밀도 또는 결정립 미세화 강화 메커니즘에 의해 강화된다.

상기 강화 메커니즘 가운데 침입형 원소에 의한 강화는 취성을 유발시킬 수 있기 때문에 바람직하지 못하다.

따라서 본 발명의 타이타늄 합금이 이용할 수 있는 강화 메커니즘은 나머지 고용 강화와 석출 강화 및 전위 밀도 또는 결정립 미세화 강화로 귀결된다.

그 중에서도 고용 강화는 고온에서도 일정 수준 이상으로 유지되므로, 그 결과 고온 강도 및 내크리프 특성도 향상시킬 수 있다.

이 때 Hf은 Al 등과 함께 타이타늄 합금에서 가장 대표적인 고용 강화 원소이다. 특히 Hf은 본 발명의 타이타늄 합금의 기지인 알파 상을 강화시킬 뿐만 아니라 후속 열처리 공정 중에 형성되는 석출물과 기지 내에 비교적 균일하게 분포할 수 있다. 그 결과 Hf은 열처리 후에도 고용강화 효과를 지속적으로 유지할 수 있는 장점이 있다.

또한 본 발명에서는 또 다른 조성적 특징으로 B(boron)을 포함할 수 있다.

B이 타이타늄 합금에 첨가되면, B은 Ti와 반응하여 TiB 또는 TiB₂ 조성의 Ti boride를 형성한다.

상기 Ti boride는 액상 상태에서 정출(primary precipitation)되므로 본 발명의 타이타늄 합금의 후속 열처리(특히 용체화 처리) 시 결정립의 조대화를 억제함으로써 기계적 특성 향상에 도움이 된다.

상기와 같은 기술적 이유를 바탕으로, 본 발명의 일 측면에서

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는, 니어 알파 타이타늄 합금을 제공한다.

일 구체예에서,

상기 니어 알파 타이타늄 합금은 중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Zr: 1.5~3.0%, Hf: 1.5~4.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함할 수 잇다.

다른 구체예에서,

상기 니어 알파 타이타늄 합금은 중량 %로, Al: 5.5~7.0%, Sn: 2.5~4.0%, Zr: 1.5~3.0%, Hf: 1.5~4.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함할 수 있다.

다른 일 구체예에서,

상기 니어 알파 타이타늄 합금은

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하고, Zr을 포함하지 않을 수 있다.

또 다른 구체예에서

상기 니어 알파 타이타늄 합금은

중량 %로, Al: 5.5~7.0%, Sn: 2.5~4.0%, Hf: 2.5~5.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, B: 0.05~0.2% C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti를 포함하고, Zr을 포함하지 않을 수 있다.

또한, 바람직하게는 상기 니어 알파 타이타늄 합금은 상기 조성에 B: 0.05~0.2%를 더 포함할 수 있다.

만일 Al의 첨가량이 3%보다 적으면, Al 첨가에 따른 고용강화 효과가 작아서, 그 결과 최종 타이타늄 합금의 강도 및 경도가 저하되는 문제가 있다.

반면 Al의 첨가량이 7%보다 많으면, 과도한 Al 첨가에 따라 시효과정에서 α₂상(Ti₃Al) 석출물이 지나치게 형성되는 문제가 있다.

한편 Sn은 Al보다는 알파상 안정화능이 적은 거의 중성형 원소이며,

고용 강화능과 함께 고온 강도 및 내크리프 특성을 향상시킨다.

Sn의 첨가량이 2%보다 적으면, Sn 첨가에 따른 상기 강화 효과가 작아서 그 결과 최종 타이타늄 합금의 강도 및 고온 특성이 저하되는 문제가 있다.

반면 Sn의 첨가량이 5%보다 많으면, 과도한 Sn 첨가에 따라 시효과정에서 α₂상(Ti₃Al) 석출물이 지나치게 형성되는 문제가 있다. 또한 Sn의 과도한 첨가는 타이타늄 합금의 비중을 높여서 비강도를 저하시키는 문제가 있다.

Zr은 Al 및 Sn보다는 알파상 안정화능이 적은 거의 중성형 원소이며, Ti와 전율 고용체를 형성하며 고용 강화 효과가 있다.

Zr의 첨가량이 3%보다 많으면, 후속 시효 처리시 과도한 Zr이 시효 시 형성되는 석출물에 편석되어 기지의 고용 강화 효과를 유지시키기 어려운 문제가 있다.

바람직하게는 Zr을 2.5% 이하, 더 바람직하게는 2% 이하 포함할 수 있으며, Zr을 아예 포함하지 않을 수도 있다.

Hf은 위에서 설명한 바와 같이, 고용 강화 효과와 함께 시효 이후에도 기지 내에서 대부분 잔존하므로 고용강화 유지 효과가 뛰어난 장점이 있다.

Hf의 첨가량이 1%보다 적으면, Hf 첨가에 따른 상기 강화 효과가 작아서, 그 결과 최종 타이타늄 합금의 강도 및 고온 특성이 저하되는 문제가 있다.

반면 Hf의 첨가량이 6%보다 많으면, 과도한 Hf 첨가에 따라 연성이 감소되고 타이타늄 합금의 밀도를 높여서 비강도를 떨어뜨리는 문제가 있다.

Nb은 베타상 안정화 원소로써 크리프 강도와 피로 강도를 향상시킨다.

Nb의 첨가량이 0.1%보다 적으면, Nb 첨가에 따른 상기 고온 특성 향상의 효과를 제대로 발휘하지 문제가 있다.

반면 Nb의 첨가량이 1.5%보다 많으면, 과도한 Nb 첨가에 따라 고온 베타상 비율이 증가함으로써 오히려 고온 강도 및 내크리프 특성이 저하되는 문제가 있다.

Mo도 Nb과 같이 베타상 안정화 원소이며, 상온 및 고온 영역에서의 강도를 향상시킨다.

Mo의 첨가량이 0.2%보다 적으면, Mo 첨가에 따른 상기 강화 효과가 작아서 그 결과 최종 타이타늄 합금의 강도 및 고온 특성이 저하되는 문제가 있다.

반면 Mo의 첨가량이 0.6%보다 많으면, 과도한 Mo 첨가에 따라 고온 베타상 비율이 증가함으로써 오히려 고온 강도 및 내크리프 특성이 저하되는 문제가 있다.

Si은 시효 처리 시 Ti₅Si₃와 같은 Ti silicide를 형성함으로써 고온 크리프 특성을 향상시킨다.

Si의 첨가량이 0.2%보다 적으면, 석출되는 Ti silicide의 양이 지나치게 작아서 고온 크리프 특성 향상을 구현하기 어려운 문제가 있다.

반면 Si의 첨가량이 0.6%보다 많으면, 과도한 Si 첨가에 따라 석출되는 Ti silicide의 양이 지나치게 많아서 그 결과 연성이 크게 저하되는 문제가 있다.

C는 O와 함께 대표적인 알파 안정화 원소로써 상온부터 고온까지 강도 향상에 기여함과 함께 고온 크리프 강도를 향상시킨다.

C의 첨가량이 0.05% 이상부터 상기와 같은 C의 첨가 효과가 발현되며, C의 첨가량이 0.2%보다 많으면 타이타늄 합금에 취성이 발생될 수 있는 문제가 있다.

마지막으로 B의 경우, 첨가량이 0.05%보다 적으면 정출되는 Ti boride의 양이 지나치게 작아서 결정립 미세화 효과 등의 구현이 어려운 문제가 있다.

반면 B의 첨가량이 0.2%보다 많으면, 과도한 B 첨가에 따라 정출되는 Ti boride의 조성이 TiB에서 TiB₂로 바뀌게 될 뿐만 아니라 Ti boride의 형상 또한 blocky하게 변화함으로써 그 결과 타이타늄 합금의 연성을 크게 떨어뜨리는 문제가 있다.

상기 합금은 알파상 계면에서 존재하는 silicide 석출물을 포함할 수 있다.

상기 합금은, B를 더 포함하는 경우, 알파상 계면에서 존재하는 silicide 석출물과, Ti-boride 정출물을 포함할 수 있다.

상기 합금은 규칙상인 α₂상을 포함하지 않을 수 있다.

상기 조성을 가지는 본 발명의 일 측면에서 제공되는 니어 알파 타이타늄 합금은 Mo 당량이 0.4 내지 0.7 이며, Al 당량은 7.2 내지 8.0 범위를 가지게 된다.

만일 Mo 당량이 0.4 보다 작거나 Al 당량이 8.0 보다 높게 되면, 시효 처리시 또는 용체화 처리 후 냉각된 타이타늄 합금의 알파상의 분율이 지나치게 높아져서 열처리 온도가 너무 높아지는 문제가 있다. 반면에 Mo 당량이 0.7 보다 크거나 Al 당량이 7.2 보다 낮게 되면, 베타상의 분율이 지나치게 높아져서 니어 알파 합금이 아닌 알파+베타 합금의 미세조직을 가지게 되어 고온에서의 기계적 특성이 저하되는 문제가 있다.

본 발명의 다른 측면에서

상기 주조된 합금을 용체화처리하는 단계;

타이타늄 합금의 각 성분 및 함량 범위에 대하여는 앞서 설명하였는 바 중복하여 설명하지 않는다.

이후 상기 합금들은 베타 단상 영역에서 단조된 후, 알파+베타 영역에서 1시간 동안 유지된 후 급냉하는 용체화처리 하는 단계를 수행할 수 있다.

이후, 상기 용체화 처리된 합금을 시효처리하는 단계를 수행할 수 있다.

600℃ 이상의 온도에서 시효처리될 수 있다.

이 때, 상기 단조 공정은 생략될 수도 있다. 특히 B이 첨가된 본 발명의 타이타늄 합금에서는 Ti-boride의 정출로 인해 타이타늄 합금의 결정립이 미세화되고 균일화될 수 있으므로, 이 경우 상기 단조 공정은 생략해도 무방하다.

상기 시효처리 온도는 600 내지 800℃가 바람직하다. 바람직하게는 700 내지 800℃일 수 있다.

만일 시효처리 온도가 600℃ 보다 낮은 경우, 낮은 시효처리 온도로 인해 시효시간이 지나치게 증가할 뿐만 아니라 더 나아가 니어 알파 타이타늄이 사용되는 온도와 시효온도가 차이가 작게 된다. 그 결과 니어 알파 타이타늄 합금의 사용 중에 시효가 발생하여 타이타늄 합금의 미세조직의 변화와 함께 기계적 특성의 변화가 발생하기 때문이다.

반면 시효처리 온도는 이론적으로는 베타 단상 영역 이하까지 가능하나, 800℃ 보다 높게 되면 결정립 성장과 함께 석출되는 석출물들의 조대화가 발생하여 기계적 특성에 악영향을 미칠 수 있다.

이하, 실시예 및 실험예를 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하고자 한다. 본 발명의 범위는 특정 실시예에 한정되는 것은 아니며, 첨부된 특허청구범위에 의하여 해석되어야 할 것이다. 또한, 이 기술분야에서 통상의 지식을 습득한 자라면, 본 발명의 범위에서 벗어나지 않으면서도 많은 수정과 변형이 가능함을 이해하여야 할 것이다.

<실시예>

먼저 본 발명의 타이타늄 합금은 바(bar) 형태의 잉곳을 VAR(vacuum arc remelting)을 이용하여 제조되었다. 본 발명에서 제조된 타이타늄 합금 및 Ti-1100 합금 및 IMI 834 합금의 조성은 아래의 표 1과 같다.

합금명	Al (wt%)	Sn (wt%)	Zr (wt%)	Hf (wt%)	Nb (wt%)	Mo (wt%)	Si (wt%)	B (wt%)	C (wt%)	O (wt%)	Ti
Ti-1100	6	2.7	4			0.4	0.45				Bal.
IMI834	5.8	4	3.5		0.7	0.5	0.35		0.06		Bal.
실시예1	3.66	3	0	4	0.2	0.4	0.4		0.1	0.3	Bal.
실시예2	3.13	4	2.5	1.5	1	0.4	0.4		0.1	0.3	Bal.
실시예3	6.66	3	0	4	0.2	0.4	0.4		0.1		Bal.
실시예 4	6.13	4	2.5	1.5	1	0.4	0.4		0.1		Bal.
실시예5	6.13	4	2.5	1.5	1	0.4	0.4	0.1	0.1		Bal.
실시예6	6.66	3	0	4	0.2	0.4	0.4	0.1	0.1		Bal.
실시예7	6.66	3	2	2	0.2	0.4	0.4	0.1	0.1		Bal.
실시예8	6.66	3	4	0	0.2	0.4	0.4	0.1	0.1		Bal.

상기 표 1의 합금들은 이후 MD-300S 전자 비중계를 이용하여 밀도 측정되었고, 측정된 밀도는 대략 46 g/㎤ 인 것으로 조사되었다.

상기 합금들의 베타 단상 온도(beta transus temperature)는 금속 조직학적 실험을 통해 대략 1050℃ 정도인 것으로 측정되었다.

이후 상기 합금들은 베타 단상 영역에서 단조 된 후, 알파+베타 영역에서 1시간 동안 유지된 후 급냉하는 용체화 처리 되었고, 600℃ 이상의 온도에서 시간을 변화시키면서 시효처리 된 후 공냉되었다.

시효처리는 600~800℃의 온도에서 수행되었다.

<실험예 1> 타이타늄 합금의 모폴로지 분석

상기 실시예 합금들의 미세조직은 광학 현미경, 주사전자현미경(JEOL, JSM-6610LV) 및 투과전자현미경(JEOL, JEM 2100)을 통해 관찰 되었다.

도 1은 본 발명의 상기 실시예 6 합금을 용체화 처리 및 700℃/5시간 시효 처리한 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진이다.

본 발명의 상기 실시예 6 합금은 B을 0.1% 포함하고 있으므로, 용체화 처리 후에도 비교적 미세한 결정립을 가짐을 도 1로부터 알 수 있다.

도 1에서 화살표로 나타낸 긴 석출물 형상은 TiB 정출물이며, 화살표로 나타낸 다른 blocky 상들은 알파상에 해당한다.

도 2는 용체화 처리 및 650℃/5시간 시효 처리한 본 발명의 상기 실시예 6 합금의 미세조직(a)과 SADP(selected area diffraction pattern)(b), 그리고 용체화 처리 및 700℃/5시간 시효 처리한 실시예 6 합금의 미세조직(c)과 SADP(selected area diffraction pattern)(d)를 도시한 것이다.

도 2 (a), (b)에서 도시하는 바와 같이, 본 발명의 실시예 6 타이타늄 합금을 650℃에서 시효처리한 합금은 α₂상이 균일하게 분포함을 알 수 있다. 또한 도 2(b)의 SADP에서는 초격자가 관찰되는데, 이는 규칙상인 α₂상의 존재를 직접 적으로 입증하는 것이다.

반면, 도 2 (c)에서 도시하는 바와 같이, 본 발명의 실시예 6 타이타늄 합금을 700℃에서 시효처리한 합금은 α₂상이 관찰되지 않았다. 또한 도 2(d)의 SADP에서도 초격자가 관찰되지 않았는데, 이는 본 발명의 실시예 6 타이타늄 합금을 700℃에서 시효처리한 합금에서는 α₂상이 더 이상 존재하지 않음을 보여주는 것이다.

상기 α₂상은 규칙상이고, 일반적으로 규칙상들은 온도가 올라갈수록 열역학적으로 불안정해져서 결국에는 사라지게 된다. 따라서 본 발명의 타이타늄 합금에서는 시효 온도가 700℃를 넘어가게 되면, 시효 온도가 α₂상의 규칙화 온도보다 높아지게 되어 α₂상이 존재하지 않는 것으로 판단된다.

또한 상기 α₂상은 일반적으로 타이타늄 합금의 연성에 매우 나쁜 영향을 미치는 것으로 알려져 있다. 따라서 만일 높은 연성을 필요로 하는 경우, α₂상이 존재하지 않는 높은 시효온도로 시효처리하는 것이 보다 바람직하다.

한편 본 발명의 타이타늄 합금의 시효 처리 시에는 상기 α₂상 이외에도 다른 석출물들이 존재함을 본 실험예에서 확인하였다.

도 3은 본 발명의 상기 실시예 6 합금을 용체화 처리 및 650℃/5시간 시효 처리한 미세조직(a)과 700℃/5시간 시효 처리한 미세조직(b)을 투과전자현미경으로 관찰한 것이다.

도 3의 EDS 성분분석결과가 나타나듯이, 본 발명의 상기 실시예 6 합금을 시효처리 하게 되면, 시효처리 온도와 관계없이 알파상 플레이트의 경계면에서 매우 미세한 silicide 석출물들이 존재함을 알 수 있다.

또한 상기 EDS 결과는 시효처리 온도와 무관하게 상기 silicide 석출물들은 Hf을 기지와 유사한 정도로 포함하는 것을 보여준다. 따라서 본 발명의 타이타늄 합금이 포함하고 있는 Hf은 silicide와 같은 석출물에 편석되지 않고 비교적 균일하게 존재하며, 상기 Hf의 균일한 존재는 본 발명의 타이타늄 합금이 Zr만을 포함하는 기존의 타이타늄 합금들보다 강도 측면에서 보다 유리함을 나타내는 것이라 할 수 있다.

<실험예 2> 타이타늄 합금의 기계적 특성 분석

실시예의 합금들에 대하여, 인장강도 및 연신율과 같은 기계적 특성을 분석하였다.

도 4는 본 발명의 실시예 4 및 6의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 시효처리 한 후 상온 및 650℃에서 측정한 인장강도 결과를 도시한 것이다.

도 5는 본 발명의 실시예 4 및 6의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 시효처리 한 후 상온 및 650℃에서 측정한 인장강도 결과를 도시한 것이다.

시효처리는 700℃에서 수행하였다.

도 4에서 도시하는 바와 같이, 본 발명의 실시예 4 및 6의 타이타늄 합금은 비교예인 Ti-1100 합금 및 IMI 834 합금 대비 상온 및 고온에서 모두 강도가 우수함을 알 수 있다.

특히 본 발명의 실시예 6의 타이타늄 합금은 상온 연신율에 있어서 매우 우수한(약 17%) 연신율을 가지는 것으로 측정되었다. 이와 같은 본 발명의 타이타늄 합금의 우수한 연신율은 B 첨가에 의해 타이타늄 합금의 결정립이 미세화 된 요인과 함께 700℃ 이상의 시효처리로 인해 α₂상이 석출되지 않았기 때문인 것으로 판단된다.

도 6은 본 발명의 실시예 6의 타이타늄 합금을 각각 650℃ 및 700℃에서 시효 처리 후 상온 및 650℃에서 인장 실험한 시편의 파단면 사진을 도시한 것이다.

먼저 650℃ 시효 처리 후 상온 인장 실험된 실시예 6 합금의 파단면(도 6 (a))은 거의 벽개면(quasi-cleavage)을 가짐을 알 수 있다.

반면 700℃ 시효 처리 후 상온 인장 실험된 실시예 5 합금의 파단면(도 6 (b))은 얕고 연장된 보조개(dimple) 형상의 파단면과 함께 입계를 가로지르는 벽개면 파단면이 공존한다. 도 6 (b)는 도 5의 상온 연신율에서 상기 합금이 약 17%의 상온 연신율을 가지는 것과 잘 부합한다.

상기와 같은 파단면 및 연신율의 변화는, 본 발명의 타이타늄 합금을 650℃에서 시효처리 한 경우 타이타늄 합금의 연성에 나쁜 영향을 주는 α₂상이 석출되는 반면 700℃에서 시효처리 한 경우는 α₂상의 석출이 억제되기 때문인 것으로 판단된다.

따라서 상기 도 4 내지 6의 인장시험 결과 및 파단면의 관찰 결과는 고강도 니어 알파 타이타늄 합금을 제조하기 위해서는 650℃ 이상의 시효처리가 효과적이며, 고강도 및 고연성 니어 알파 타이타늄 합금을 제조하기 위해서는 700℃이상의 시효처리를 하는 것이 보다 바람직함을 의미한다고 할 수 있다.

한편 650℃에서 인장 실험된 실시예 6 합금의 파단면은 시효온도가 650℃(도 6 (c)) 및 700℃(도 6(d)) 일 때 모두 수많은 작고 큰 딤플을 가짐을 알 수 있다. 이와 같은 딤플의 존재는 전형적인 연성 파괴 모드를 나타내며, 상기 파단면의 결과는 도 5에서의 높은 고온 연신율과 잘 부합한다.

<실험예 3> 타이타늄 합금에서의 Zr 및 Hf 함량의 영향 분석

실시예의 타이타늄 합금 중 Zr 및 Hf 함량의 영향을 분석하기 위하여, 실시예 7, 실시예 8에 대하여, 인장강도 실험을 수행하였고 그 결과를 도 7 내지 도 10 및 하기 표 2에 나타내었으며, 이를 Zr 및 Hf 함량 외의 나머지 함량은 동일한 실시예 6과 비교하였다.

도 7은 본 발명의 실시예 7의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 700℃에서 시효 처리 후 650℃에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프이다.

도 8은 본 발명의 실시예 7의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 700℃에서 시효 처리 후 상온에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프이다.

도 9는 본 발명의 실시예 8의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 700℃에서 시효 처리 후 650℃에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프이다.

도 10은 본 발명의 실시예 8의 타이타늄 합금을 용체화 처리 및 700℃에서 시효 처리 후 상온에서 인장 실험한 결과를 나타낸 그래프이다.

이에 대한 구체적인 결과를 아래의 표 2에 나타내었다.

샘플(실험수행온도)	인장강도(MPa)	항복강도(MPa)	연신율(%)	Speed rate
실시예 7(상온)	1176.54	1084.48	7.25	0.001
실시예 7(650℃)	541.39	500.15	29	0.001
실시예 8(상온)	1191.78	-	0.96	0.001
실시예 8(650℃)	454.68	428.43	18.4	0.001

실시예 6 내지 8의 고온에서 측정한 인장강도를 비교하면, 실시예 8은 454.68 MPa, 실시예 7은 541.39 MPa임에 비하여, 실시예 6은 662.88 MPa(도 4 참조)로써, 실시예 6의 경우가 고온에서 더 높은 인장강도를 갖는 것을 확인할 수 있다.

실시예 6 내지 8의 상온에서 측정한 연신율을 비교하면, 실시예 8은 0.93%, 실시예 7은 7.25%임에 비하여, 실시예 6는 16.94%(도 5 참조)로써, 실시예 6의 경우가 상온에서 더 높은 연신율을 갖는 것을 확인할 수 있다.

실시예 6 내지 8의 고온에서 측정한 연신율을 비교하면, 실시예 8은 18.4%, 실시예 7은 29%임에 비하여, 실시예 6은 61.96%(도 5 참조)로써, 실시예 6의 경우가 상온에서 현저히 더 높은 연신율을 갖는 것을 확인할 수 있다.

다른 원소의 함량이 동일한 조건 하에서, Zr의 함량이 실시예 8> 실시예 7> 실시예 6의 순서로 많은데, 상기 결과를 참고하면 Zr이 Hf으로 대체됨에 따라 인장강도 및 연신율과 같은 기계적 성능이 향상됨을 확인할 수 있다.

즉, Hf의 첨가가 타이타늄 합금의 상온 및 고온 인장 특성 개선에 효과적임을 알 수 있다.

Claims

중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는, 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 니어 알파 타이타늄 합금은
중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Zr: 1.5~3.0%, Hf: 1.5~4.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 니어 알파 타이타늄 합금은
중량 %로, Al: 5.5~7.0%, Sn: 2.5~4.0%, Zr: 1.5~3.0%, Hf: 1.5~4.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 니어 알파 타이타늄 합금은
중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하고, Zr을 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 니어 알파 타이타늄 합금은
중량 %로, Al: 5.5~7.0%, Sn: 2.5~4.0%, Hf: 2.5~5.5%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, B: 0.05~0.2% C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti를 포함하고, Zr을 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 합금은 B: 0.05~0.2%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 합금은 알파상 계면에서 존재하는 silicide 석출물을 포함하는, 니어 알파 타이타늄 합금.
제6항에 있어서,
상기 합금은 알파상 계면에서 존재하는 silicide 석출물과,
Ti-boride 정출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
제1항에 있어서,
상기 합금은 규칙상인 α₂상을 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금.
중량 %로, Al: 3.0~7.0%, Sn: 2.0~5.0%, Hf: 1.0~6.0%, Nb: 0.1~1.5%, Mo: 0.2~0.6%, Si: 0.2~0.6%, C: 0.05~0.2%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Ti을 포함하는 타이타늄 합금을 주조하는 단계;
상기 주조된 합금을 용체화처리하는 단계;
상기 용체화처리된 합금을 시효처리하는 단계;를 포함하는 니어 알파 타이타늄 합금의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 시효처리는 600~800℃에서 시효처리되는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 시료처리는 700~800℃에서 시효처리되는 것을 특징으로 하는 니어 알파 타이타늄 합금의 제조방법.