KR900006105B1 - 고강도, 고탄성, 고내열성, 동합금 및 동합금판의 제조방법 - Google Patents

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내용 없음.

Description

고강도, 고탄성, 고내열성, 동합금 및 동합금판의 제조방법

제1도는 본 발명 합금에서 소둔온도에 따른 인장강도에 변화도.

제2도는 본 발명 합금과 기존 동합금과의 열변화 저항 비교도.

본 발명은, 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금 및 동합금판의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 전기, 전자 통신분야의 콘넥터(Connector), 릴레이(Relay), 스위치(Switch), 전기, 전자용 스프링(Electrical Spring)등에 사용되고, 더 나아가서는 자동차, 우주항공산업등의 첨단산업 분야에 사용되는 동합금 및 동합금판의 제조방법에 관한 것이다.

또한 본 발명에서 충분히 고려한 것은, 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금의 가격을 낮추기 위하여 고가격 원소 Sn,Be을 사용하지 않았을 뿐만 아니라, 제조공정을 간단하게 할 수 있도록 하였고, 더우기, 특수한 설비를 사용하지 않아도 기존의 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금과 그 특성이 동등하거나 또는 어떤 특성에서는 더욱더 우수한 특성이 유지되도록 한 것이다.

일반적인, 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금의 소재로서는, 인청동, 베릴륨동 등이고, 이들은 전기, 전자 부품에 주로 사용되었던 것이나, 이와같은 인청동은 Sn을 5-8% 함유함으로써 가격이 비쌀뿐만 아니라, 제조공정이 일반 황동에 비하여 어렵다는 단점과 약 500℃ 정도에서 소재가 연화되는 열연화 저항이 낮은 결점이 있었고, 또한 베릴륨동의 경우에는, 극히 고가의 베릴륨을 0.5-2.0% 함유하여야만 되기 때문에, 이 역시 가격이 비쌀뿐만 아니라 베릴륨은 극히 유독한 원소이어서 용해의 어려움은 물론 제조를 위한 특수장치가 필요하게 되었던 것이다.

따라서, 인청동과 베릴륨동은 고가이며 제조공정이 일반 황동에 비하여 어렵다는 문제점이 있으므로, 인청동, 베릴륨동과 동등한 강도 및 스프링 특성을 갖고, 제조공정이 간단하며, 가격이 저렴한 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금의 신금속이 전기, 전자부품 소재 분야에 요구되고 있다.

본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명은, 두가지 형태로 대별되는데, 첫째로는, 인청동의 스프링하드템퍼(Spring hard Temper)에 해당하는 강도(78kg/㎟)를 갖으면서 스프링성이 우수하게 하고, 동시에 내열성이 우수한 합금의 발명이며, 두번째로는 베릴륨동의 밀하든드 템퍼(Mill hardened Temper)(107kg/㎟이상)에 해당하는 강도를 갖는 고탄성 합금을 개발함에 있다.

이와같은 본 발명의 합금조성은, 첫째로, 인청동의 스프링하드템퍼(Spring hard Temper)를 대체하기 위한 것으로는, Cu-Zn-Al-Ni계 합금에 소량의 Si, B 및 Ti을 따로 혹은 조합 첨가 한 것이며, 둘째로, 베릴륨동의 밀하든드템퍼(Mill hardened Temper)를 대체하기 위한 합금으로서는, Cu-Zn-Al-Ni계 합금에 소량의 Si,B 및 Ti을 동시에 함께 첨가하고, 석출 경화를 일으키게 하여서, 각각 기계적 성질이 크게 향상되게 한 것이다.

한편, 본 발명의 합금에서는, 기계적 성질을 향상시키기 위하여 Si, B 및 Ti을 첨가할뿐만 아니라, 냉간 가공 및 결정립 미세화 등의 강화기구가 응용되었다.

즉, 용해주조후 주조괴를 균질화 열처리한후 열간 압연하고 냉간 압연-소둔-냉간압연-소둔등의 과정을 반복하여 두께를 줄이면서 최종 소재의 강도를 더욱 증가시키고, 동시에 결정립 미세화도 이루어지도록 하여 강도의 증가뿐만 아니라, 연성도 증가되게 하였다.

본 발명의 합금에서 합금원소 조성 범위는(중량% 비율), Cu-Zn(13.0~25.0%) -Al(2.0~4.0%) -Ni(0.3~5.0%) -Si(0.1~3.0%) -B(0.1~3.0%) -Ti(0.5~3.0%)인것과, Cu-Zn(13.0~25.0%) -Al(2.0~4.0%) -Ni(0.3~5.0%) -Si(0.1~3.0%) -B(0.1~3.0%) 및 Ti(0.5~3.0%)을 따로 또는 함께 첨가한 것이다. 각 원소의 첨가범위를 상기와 같이 설정한 이유는 다음과 같다.

Zn : 13.0~25.0%

Zn은, Zn이 25% 이상이되면 취성 현상이 높은 BCC(체심입방조직)의 베타(β)상이 다량 생성되어 가공성 및 신율이 저하되고, 10% 이하 일때에는 FCC의 알파(α)상만이 생성되어 강도를 떨어뜨리게 되므로, 바람직하게 Zn을 13.0~25.0%로 설정한 것이다.

Al : 2.0~4.0%

Al은, 8.0% 이상이 되면 베타(β)상이 다량 생성되어 가공성 및 신율이 저하되며, 1.5% 이하가 되면 강도가 떨어지게 되므로 바람직하게는 Al을 2.0~4.0%로 설정한 것이다.

Ni : 0.3~5.0%

Ni은, Cu에 30%까지 고용 될 수 있으나, 다량 첨가는 경제적으로 불리할뿐만 아니라, 알파(α) 및 베타(β)의 복합조직을 얻기 어렵게 되며(본 발명에 필요한 합금의 조직은 알파(α)와 베타(β)의 복합조직임), 0.1% 이하일 경우에는 석출강화에 필요한 석출물인 NiSi와 Ni₂Si등의 생성이 어렵게되므로 바람직하게 Ni을 0.3~5.0%을 설정한 것이다.

Si : 0.1~3.0%

Si은, 고용강화 및 Ni₂Si 석출물 생성에 필요한 원소인데, 5.0% 이상이 되면 강도는 증가하나 가공성 및 신율이 떨어지게 되므로, 바람직하게 Si을 0.1~3.0% 설정한 것이다.

B : 0.1~3.0%

B는, NiB 및 TiB등의 석출물 형성으로 석출강화 현상을 일으키며, 동시에 결정립 미세화를 유도하는 것인데, 3.0% 이상이 되면 강도가 너무 크게 증가되어 가공성 및 신율이 저하되며, 0.01% 이하가 되면 기능을 다하지 못한다.

따라서 바람직하게 B을 0.1~3.0% 설정한 것이다.

Ti : 0.5~3.0%

Ti는, 합금내에서 TiB, TiSi, CuTi등의 석출물을 형성하여 강도를 증가시켜주나, 4.0% 이상이 되면 강도가 너무 크게 되어 가공성 및 신율을 떨어뜨리게 되므로 바람직하게 Ti을 0.5~3.0% 설정한 것이다.

위와같은 범위의 합금들을 제조공정인 용해, 주조, 열간압연, 냉간압연, 소둔등을 행하였으며, 그 주요공정은 아래와 같다.

1). 용해 방법은 Cu 지금을 장입하여 완전용해 한후 온도를 승온하여 Ni을 투입하며, 온도를 내린다음 Si을 투입하고, 이어서 Cu-B 모합금과 Cu-Ti 모합금을 차례로 투입하고, Al 및 Zn을 투입 용해한후 주조하여 주괴를 만들었다.

2). 열간압연은 850℃ ~1000℃에서 시행하여 용체하 처리후, 열간압연으로 두께 감소를 도모하였다. 열간압연후 석출물의 형성은 전체강도와 스프링성 및 내열성을 향상시키는데 중요한 영향을 차지하는 것으로, 열간압연 온도가 850℃ 미만에서는 석출물 형성 저하와 압연시 크래크(Crack) 발생의 원인이 되고, 1000℃ 이상에서는 불균일한 조직상태와 석출물 형성 저하에 영향을 미치는 것으로 나타났다.

3).1차 냉간압연은 압하율 40~60%로 압연한후, 스프링 특성 향상과 조직의 균일화 처리를 위하여 500℃~700℃에서 1~5시간 소둔을 행하였다.

4). 2차 냉간압연은 압하율 40~60%로 압연한후, 500℃~700℃에서 1~5시간 소둔을 행하였다.

5). 3차 냉간압연은 압하율 40~60%로 압연한후, 500℃~700℃에서 1~5시간 소둔을 행하였다.

6). 최종 냉간압연은 압하율 40~60%로 압연한후, 500℃~700℃에서 1~5시간 저온 소둔을 행하였다.

상기에서 냉간압연의 압하율은 소둔온도와 밀접한 관계를 가지고 있으며, 냉간 압연에서의 높은 압하율 60% 이상은 이방성이 심화되고 균열 가능성이 커지며, 40% 미만시에는 요구되는 강도를 만족시키기 어렵다.

또한, 소둔온도가 700℃를 초과할 경우에는 강도저하에 영향을 미치고 결정립 성장에 따른 조직의 취약화를 초래하며, 500℃ 미만에서는 연화미비로 냉간 압연성을 해치게된다.

그리고, 소둔시간의 경우 5시간을 초과할 경우에는 결정립 성장에 따른 강도저하와 내열성 향상에 영향을 미치며, 1시간 미만일 경우에는 불안정한 석출물의 형성을 나타낸다.

또한, 스프링성의 향상과 방향성의 감소를 위해 가장 적합한 최종 소둔온도와 시간은 200℃~400℃에서 1~5시간으로나타났다.

본 발명을 상기 방법에 의하여 하기와 같이 실시하였다.

[실시예 1]

[표 1]

상기 2가지 조성의 합금을 대기압 환원성 분위기에서 유도 용해 후 1300℃에서 주조 하였고, 주괴를 900℃에서 열간 압연후 압하율 40%로 1차 냉간 압연을 하고, 600℃에서 3시간 소둔을 행하였다.

3차 냉간 압연으로 두께를 60%로 줄인후 600℃에 소둔하고 최종압연하여 0.3mm의 최종 냉간 압연 판재를 제작하였으며, 저온소둔전 완재 냉간 압연판의 기계적 성질과 완재 냉간 압연판을 320℃에서 저온 소둔한 각각의 물성치를 표 2에 나타내었다.

[표 2]

소둔후에는 탄성한계치, 즉 스프링성이 약 2배 증가 되었음을 볼수 있으며, Si이 첨가된 No.2 합금은 No.1합금에 비해 동일 열간 및 냉간 압연공정으로 같은 두께 (0.3mm)로 제조하여 소둔 하였을 때 인장강도면에서 10%, 탄성한계치면에서 16%가 더높게 나타났다.

[실시예 2]

[표 3]

상기의 합금 No.3를 대기압 환원성 분위기에서 용해후 Si과 Cu-B 모합금을 투입하였다. 용해된 것을 1350℃ 온도에서 주조한후 950℃로 가열하여 두께를 8mm로 열간 압연 하였으며, 열간 압연된 판을 3~4mm로 1차 냉간 압연후 550℃에서 소둔하였고, 50%압하율로 2차 냉간 압연하여 2mm한후 550℃ 소둔하였으며, 다시 1mm 두께까지 3차 냉간 압연하여 650℃에서 소둔하였다.

이어서 0.5mm로 최종 냉간 압연한후 320℃에서 약 1시간 저온 소둔하여 최종 압연판을 얻었으며, 이와같이 저온 소둔전의 최종 냉간 압연판과 320℃에서 1시간 저온 소둔한 압연판의 물성치(기계적 성질)를 표 4에 나타내었다.

[표 4]

No.1 조성에 B를 약 0.2% 첨가시 인장강도 면에서는 별변화가 없으나, 탄성 한계치는 증가 되었음을 보여 주었다.

[실시예 3]

[표 5]

상기 합금 No.4~No.7을 대기압 환원성 분위기에서 유도용해 하였으며, Cu-B 및 Cu-Ti의 모합금을 사용하여 B 및 Ti을 첨가하였고, Si는 순수 Si를 사용하여 첨가 하였다. 용탕의 온도가 1300℃가 되었을때 주조하여 주괴를 만들었으며, 이 주괴를 980℃로 가열하여 7~9mm로 열간 압연 하였고, 열간 압연된 소재를 50% 압하율로 1차 냉간 압연하여 판의 두께를 3~4mm로 한후 500~700℃에서 소둔하였다.

이어서 50% 압하율로 2차 냉간하여 판의 두께를 2mm로 한후 500~700℃에서 소둔하였다. 또한 1mm 두께까지 다시 3차 냉간 압연하여 500~700℃에서 소둔한후, 0.5mm까지 최종 냉간 압연한후 200~400℃에서 1시간 저온 소둔을 하였다. 한편 저온 소둔전의 최종 냉간 압연판과 320℃에서 1시간 저온 소둔한 압연판의 기계적 성질을 표 6에 나타내었다.

[표 6]

본 실시예에서와 같이, No.1 합금인 Cu-Zn-Al-Ni에 Si,B,Ti을 동시에 첨가한 No.6 No.7에서는 인장강도 및 탄성한계치가 크게 증가하였다.

No.6의 저온 소둔후의 강도는 베릴륨동의 석출경화 뒤 강도치와 대등하며, No.6의 높은 강도는 Ti(2.78%), B(2.74%)에 의한 것임을 알수 있었다.

No.7합금의 강도(114kg/㎟)역시 베릴륨동의 밀하든드 템퍼(Mill hardened Temper)보다 높게 나타났으며, 탄성 한계치도 높게 나타났다.

[실시예 4]

[표 7]

상기 No.8,9,10 합금을 대기압 환원성 분위기에서 유도 용해하였으며, Cu-B 및 Cu-Ti 모합금을 사용 B와 Ti를 첨가 하였고, Si는 순수 Si를 사용하여 첨가하였다.

용탕의 온도가 1300℃일때 주조하여 주괴를 만들었다.

900℃에서 열간 압연하여 8mm로 만든후, 1차 냉간 압연하여 4mm두께로 한후 600℃에서 소둔하고, 2mm까지 2차 냉간 압연한후 600℃에서 재차 소둔하였으며, 1mm까지 3차 냉간 압연하여 600℃에서 소둔한후, 최종 냉간 압연하여 0.5mm로 하였다.

최종압연재를 350℃에서 저온 소둔 하였으며, 최종압연된 판재의 저온 소둔전과 소둔후의 기계적 성질은 표 8과 같다.

[표 8]

상기 표 8과 같이 합금조성이 Si와 Ti이 첨가되지 않은 합금 No.10은 인장강도가 저하되었고, Ti와 Si가 동시첨가된 합금 No.9와 Si와 B이 동시 첨가된 합금 No.8은 기계적 성질이 우수하였다.

No.8과 No.9의 인장강도는 인청동의 스프링 하드템퍼(Spring hard Temper)에 해당하는 인장강도이다.

[실시예 5]

[표 9]

상기 조성합금 11을 대기압 환원성 분위기에서 용해 하였으며 Cu-Ti의 모합금을 사용하여 Ti을 첨가하였다.

용해된 것을 1350℃ 온도에서 주조한후 950℃로 가열하여 두께를 8mm 열간 압연 하였으며, 열간 압연된판을 3~4mm로 1차 냉간 압연후 550℃에서 소둔하였으며, 50%압하율로 2차 냉간 압연하여 2mm로 한후 550℃로 소둔 하였고, 다시 1mm두께까지 3차 냉간 압연하여 650℃에서 소둔하였다.

0.5mm로 최종 냉간 압연한후 320℃에서 약 1시간 저온 소둔하여 최종 압연판을 얻었으며, 저온 소둔전의 최종 냉간 압연판과 320℃에서 1시간 저온 소둔한 압연판의 물성치(기계적 성질)를 표 10에 나타내었다.

[표 10]

합금 No.11의 기계적 성질은 인청동 보다 향상된 것을 알수 있었다.

[실시예 6]

[표 11]

상기 조성합금 No.12을 대기압 환원성 분위기에서 용해 하였으며, Cu-B 및 Cu-Ti 모합금을 사용 B와 Ti를 첨가하였다.

용탕의 온도가 1300℃일때 주조하여 주괴를 만들었으며, 900℃에서 열간 압연하여 8mm로 만든후, 1차 냉간 압연하여 4mm두께로 한후 600℃에서 소둔하였다.

2mm까지 2차 냉간 압연한후 600℃에서 재차 소둔하였고, 1mm까지 3차 냉간 압연하여 600℃에서 소둔한 후, 최종 냉간 압연하여 0.5mm로 하였다.

최종 압연재를 350℃에서 저온 소둔하였으며, 최종 압연된 판재의 저온 소둔전과 소둔후의 기계적 성질은 표 12와 같다.

[표 12]

상기 표 12에서와 같이 합금 No.11의 기계적 성질은 Ti와 B의 동시 첨가에 의하여 우수하게 나타난 것을 볼수 있다.

실시예 1~6까지를 종합해 보면 실시예 1의 No.1합금 Cu-Zn-Al-Ni 조성에 Si를 0.3% 첨가한 No.2합금의 경우 인장강도에서 10%, 탄성한계치에서 16%가 증가했음을 볼수 있다.

실시예 2의 No.3의 합금은 Cu-Zn-Al-Ni 조성에 B를 0.2%첨가한 것인데 인장강도는 No.2합금과 대등하고 탄성한계치는 다소증가 되었음을 보여 주었다.

No.2, No.3의 인장강도는 인청동의 스프링 하드템퍼(Spring Hard Temper) (68~79kg/㎟)에 해당하여 연신율 및 탄상한계치는 이 보다 훨씬 우수하다.

실시예 3의 경우의 합금 No.4, No.5, No.6, No.7은 Cu-Zn-Al-Ni계 합금에 Si, B, Ti를 소량 첨가한 것인데, 이는 Si와 B만이 첨가되있는 No.2, No.3합금보다 기계적성질이 훨씬 우수한 것으로 나타냈으며,합금 No.6, No.7은 베릴륨동과의 동등한 인장강도로 나타났으며 탄성한계치는 베릴륨동의 탄성한계치인 90kg/㎟을 넘고 있다.

결론적으로 본 발명에서 합금 No.1과 No.10을 제외한 합금은 인청동 및 베릴륨동과 대체할수 있는 것으로 No.2~No.5, No.8, No.9, No.11, No.12는 인청동을, No.6, No.7은 베릴륨동을 저가격으로 동등한 기계적 성질 혹은 그이상의 기계적성질로 대체할수 있는 것이다.

[실시예 7]

열연화 저항시험(Thermal Softening Resistance Test)본 발명 합금등의 열연화 저항(Thermal Softening Resistance)을 시험하기 위해 최종 소둔전 합금 No.1, No.2, No.7의 냉간 압연판재를 200, 300, 400, 500, 600, 650℃등의 온도에서 약 1시간 소둔처리한후, 상온에서 인장시험하여, 소둔처리 온도에 따라 인장강도의 변화를 측정하여 그 결과를 제1도에 나타내었다.

제1도에서와 같이 Cu-Zn-Al-Ni만의 조성인 No.1합금보다 Si,B,Ti 등이 단독 혹은 함께 첨가된 No.2, No.7합금이 열연화 저항이 훨씬 높은 것으로 나타났다.

제2도는 본 발명의 합금들과 일반황동(Cu 70-Zn 30)인청동 베릴륨동등과 열연화 저항치를 비교한 것으로서, 제1도에서와 같이 본 발명의 합금 No.2, No.7은 인청동 보다 내열성이 우수하고 베릴륨동과는 거의 대등한 것으로 나타났다.

이러한 열연화 저항은 결정립의 크기에 따라 결정되는데, 열연화 저항을 비교하기 위하여 여러합금을 500℃, 600℃, 650℃ 등에서 1시간 소둔후, 결정립 성장을 측정하여본 결과 No.1합금, 즉 Si,B,Ti가 없는 경우에는 결정립이 조대하게 성장하였고, Si,B,Ti가 첨가된 합금은 650℃에서도 결정립 크기가 0.01mm이하로 억제되는 것이 관찰되어 본 발명에서 Si,B,Ti의 첨가가 결정립 크기를 작게하여 열연화 저항을 우수하게 하는 것으로 나타났다.

본 발명의 합금과 기존합금의 물성치 및 가격을 아래표 표 13에 종합 정리 하였다.

[표 13]

표 13과 같이 본 발명의 합금은 물성치면에서 인청동보다 우수하고, 베릴륨동과는 거의 유사하며, 가격면에서 인청동 및 베릴륨동 보다 훨씬 저렴하므로, 본 발명의 합금은 전기, 전자 및 통신분야의 고강도, 고탄성 및 특히 고내열성이 요구되는 분야에 주요 부품용 소재로써, 기존 합금중 고가인 스프링용 인청동 및 베릴륨동의 대체 소재로써 그 사용목적에 따라 Si,B,Ti를 조정첨가함으로써 용도에 맞게 다양하게 사용할 수 있는 것이다.

Claims (7)

1. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%, Si 0.1~3.0%, B 0.1~3.0%, Ti 0.5~3.0%이고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
2. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%로 되는 것에 Si 0.1~3.0%, 첨가하고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
3. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%로 되는 것에 Ti 0.5~3.0%첨가하고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
4. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%로 되는 것에 Si 0.1~3.0%, B 0.1~3.0% 첨가하고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
5. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%로 되는 것에 Si 0.1~3.0%, Ti 0.5~3.0% 첨가하고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
6. 합금의 화학성분 조성이 Zn 13.0~25.0%, Al 2.0~4.0%, Ni 0.3~5.0%로 되는 것에 B 0.1~3.0%, Ti 0.5~3.0%, 첨가하고, 나머지가 Cu로 구성된 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금.
7. 본 발명의 조성물로 되는 동합금을 용해 주조한후, 1) 850~1,000℃에서 열간압연, 2) 압하율 40~60%로 1차 냉간 압연, 3) 500~700℃에서 1~5시간 소둔, 4) 압하율 40~60%로 2차 냉간 압연, 5) 500~700℃에서 1~5시간 소둔, 6) 압하율 40~60%로 3차 냉간 압연, 7) 500~700℃에서 1~5시간 소둔, 8) 압하율 40~60%로 최종 냉간 압연, 9) 200~400℃에서 1~5시간 저온 소둔, 하여 되는 것을 특징으로 하는 고강도, 고탄성, 고내열성 동합금판의 제조방법.

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