Zr-Cu-Al 3원계 비정질 합금의 형성능 및 소성에 미치는 Be의 역할
신상수†·임경묵·김억수 한국생산기술연구원 동남권기술지원센터
The Role of Be Addition on Glass Forming Ability and Plasticity of Zr-Cu-Al Ternary Amorphous Alloy System
Sang-Soo Shin†, Kyoung-Mook Lim and Eok-Soo Kim
Division for Dongnam Area Technology Service, Korea Institute of Industrial Technology, Ulsan 618-230, Korea
Abstract
Bulk amorphous alloys with reasonable glass forming ability and large plasticity were found in Zr-Cu-Al alloys. Further increase in the GFA and the ductility is expected by appropriately choosing a fourth element. In this study, we select Be as the fourth element and added to the Zr-Cu-Al system to synthesize (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex (x = 0~16) alloys and the glass forming ability and the plasticity were measured. With Be addition, the supercooled liquid region (∆Tx), the plasticity and GFA as high as 134oC, 20.5%, 7 mm, respectively, can be obtained. Herein, we present the effect of Be addition on the variations of various mechanical properties and thermal characteristics of the (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex alloys.
Key words : Bulk amorphous alloy, Glass forming ability, Plasticity, Supercooled liquid region, Atomic packing density.
(Received March 30, 2010 ; Accepted April 15, 2010)
1. 서 론
1993년 미국의 켈리포니아 공대(Caltech)에서 직경이 50 mm 에 달하는 Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5 (Vitreloy 1)의 Zr계 합금 이 보고된 이후 임계 냉각속도를 낮출 수 있는 새로운 합금설 계에 대한 연구가 급속도로 이루어져 Pd, Mg, Fe, Ti, Ni계 등 많은 합금계에서 수 mm에 달하는 벌크비정질 합금계가 보 고되고 있다[1-3]. 이들 비정질합금 중에 Cu계 비정질합금은 La, Zr, Ni, Pd계 등의 합금에 비하여 소재비가 저렴하여 최 근 연구의 관심이 높아지고 있다[4]. 특히, 이 합금은 다양한 조성에서 벌크비정질 합금의 형성이 가능하며 높은 항복강도와 상온소성을 나타낸다[5-8].
최근 개발된 Cu계 비정질합금인 Cu43Zr43Al7Be7합금은 넓은 과냉각액체구간(∆Tx= 115oC) 및 높은 γ값(0.440)을 갖는 합금 으로 Φ12 mm의 매우 큰 형성능을 가지며 이와 동시에 높은 상온소성(~7%)을 나타낸다[9]. Fig. 1은 Cu43Zr43Al7Be7 합금 의 주사전자현미경(SEM) 사진과 고분해능투과전자현미경 (HRTEM)의 사진으로 그림에서 알 수 있듯이 비정질상의 기지 조직과 Ball상의 혼합조직으로 구성되어 있다. 모든 조직이 원 자의 주기성이 전혀 없는 Halo 회절 패턴을 보이고 있는 결 과 완전 비정질상 임을 알 수 있다. 이 두상을 EDX (Energy
Dispersive X-ray Spectrometer) 로 조성을 분석한 결과 기지 조직(A)는 Zr57.4Cu38.1Al4.5, Ball상(B)은 Cu85.9Zr11.2Al2.9의 조 성으로 조사되었다. (전자현미경과 연계된 현재의 분석기기는 그 해상력 한계로 인하여 Be의 양과 위치를 정확하게 파악하 기란 쉽지 않다) Zr57.4Cu38.1Al4.5조성은 Ball상의 조성과 달리 Zr-Cu-Al 3원계 합금의 깊은 공정조성에 포함되는 조성이며, 다원계 비정질합금으로의 제조 시 높은 형성능을 나타낼 수 있다[10]. 이와 더불어 Kim 등[11]과 Das 등[8]에 따르면 이 합금계는 높은 상온 소성도 지니고 있어 기계적 성질 또한 매 우 우수하다. 이 결과는 Zr57.4Cu38.1Al4.5합금에 제4의 원소를 첨가하여 형성능, 소성 등의 비정질 특성을 향상 시킬 수 있 는 기지로 사용 될 수 있음을 암시한다[10].
본 연구에서는 혼잡 이론(Confusion principle)[12], Inoue의 경험의 법칙[13] 및 Egami[14]와 Waseda의 atomic mismatch model이라는 이론적, 실험적 결과를 바탕으로 Zr-Cu-Al의 3원 계 합금에 형성능을 향상 시킬 수 있는 구조적인 인자를 모두 만족하는 Be을 제 4원소로 선택하여 합금을 제조하였다. Be은 가장 작은 금속 원소이므로 조밀 충진을 유도 시킴으로써 형 성능을 향상시킬 수 있을 것으로 예상된다. 또한 Be은 Zr과의 혼합열 (-43 kJ/mol)이 Cu와의 혼합열 (0 kJ/mol)에 비교하여 매우 큰 차이를 나타낸다. 따라서 첨가된 원소와 기존 원소 사
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이의 혼합열의 차이가 크므로 국부적인 조성 분리가 일어 날것 으로 판단되며 그 결과 합금의 신율이 변화 될 것으로 생각된 다[15]. 이를 바탕으로 본 실험에서는 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex
(X = 0, 6, 10, 14, 16)의 방법으로 합금을 제조하였다. Be의 조성이 증가할수록 과냉각액체구간(∆Tx)의 크기가 증가하였으며, Be16에서 최대 134oC로 조사되었다. 또한 형성능은 최대 7 mm, 소성 ~3%를 나타내었다. 그리고 Be6에서 형성능 4 mm, 소성 최대 ~20.5%를 나타내었다. 이러한 실험적 결과를 바탕으로 본 논문에서는 이 합금의 열적, 기계적 특성과 더불어 첨가원 소의 역할에 대해서 구체적으로 논의함으로써 형성능과 소성에 미치는 Be의 영향에 대하여 고찰하였다.
2. 실험방법
먼저 Cu(99.99%), Zr(99.7%), Al(99.999%), Cu(4wt.% Be 함유)의 금속원소를 시편의 화학조성 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex
(X = 0, 6, 10, 14, 16)에 맞도록 계량한 후 고순도(99.9999%) 알곤 분위기에서 아크 용해하여 잉곳을 제조하였다. 구성 성분 들이 균일하게 섞일 수 있도록 여러 차례 용해하였으며 산화 에 의한 결정화를 방지하기 위하여 최대 4회까지만 재 용해하였 다[16]. 얻어진 잉곳을 재 용해한 후 구리 몰드에 흡입주조하여 봉상(Φ1 mm × h30 mm)의 시편을 제작하였다. Zr57.4Cu38.1Al4.5합 금의 잉곳은 다시 고순도 알곤 분위기에서 단롤주조법(single- roll melt spinning)을 이용하여 폭과 두께가 각각 4 mm와 60µm인 리본으로 제조하였다. 봉상시편은 압축 시험을 위하여 단면의 지름과 높이가 Φ1 mm × h2 mm인 시편으로 가공한 후
상온에서 10-4s-1의 변형속도로 압축 시험하였다. 직경 1 mm 시편의 경우 압축 시험 도중 시편이 기울어지기 쉬우므로 시 편의 평행도를 정밀하게 맞추어 가공하였으며, 결과의 신뢰도를 높이기 위해 15회 이상 실시하였다. 시험한 시편의 파괴형태와 미세조직은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 관찰하였다.
합금의 구조분석은 분석용 고분해능투과전자현미경 (HRTEM, High resolution transmission electron microscopy, TECNAI G2 F20, 200 keV, FEI)을 이용하였다. TEM 시편 준비 시 재 료의 구조 변화를 억제하기 위하여 전해연마법(20% Nitric acid + 80% Methanol, 20 V, -20oC)[17]을 이용하였다. TEM 을 이용한 조성분석 시 시편이 장착된 그리드가 조성값에 미 치는 영향을 최소화하기 위하여 Ta-그리드를 이용하였다. 시편 의 조성은 에너지분산 X-선 분광법(EDS, Energy dispersive X-ray spectrometer, EDAX)을 이용하였으며, 세밀한 구조분석 및 조성분석을 위하여 나노탐침 (탐침크기 < 1 nm)을 이용한 STEM-HAADF (Scanning TEM-High Angular Annular Dark Field detector, Fischione instrument)를 이용하였다.
형성능을 측정하기 위하여 두께 60 µm 및 직경이 1 mm~
8 mm인 합금을 제조하였으며 합금 내에 결정상의 존재 여부를 파악하기 위하여 XRD 분석(Cu Kα)을 수행하였다. 열적 특성 을 파악하기 위해 시차주사열량계(DSC, 40oC/min)를 이용하여 유리전이온도(Tg), 결정화온도(Tx) 및 비정질상에서 결정상으로 의 상변태에 수반되는 생성열(∆H)의 크기를 측정하였다. 결정 화에 필요한 유효 활성화에너지는 키싱거 해석(Kissinger anlaysis)[18]을 이용하여 계산하였으며, 이 때 사용된 승온 속 도는 10, 15, 20, 25, 30 K/min 이다.
3. 실험 결과 및 결과 고찰
3.1 Be이 합금의 형성능에 미치는 영향
Fig. 2는 구리몰드에 흡입주조법으로 제조된(Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−x Bex (x = 0, 6, 10, 14, 16, 18)합금을 저온영역인 200~600oC 의 범위에서 DSC를 통해 40oC/min의 일정한 속도로 승온하 면서 시차열분석한 결과이다. 비정질상에서 결정상으로의 상변 Fig. 1. (a) SEM micrograph showing the general microstructural
features of the as-cast Cu43Zr43Al7Be7 alloy (φ1 mm) (b) Magnified view of a particle from the region marked by B.
(c) TEM bright field image corresponding to a particle similar to that found in region A. All micrographs were obtained from the 1 mm diameter as-cast sample.
Fig. 2. DSC thermograms of the (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100-XBex samples recorded using a heating rate of 40oC/min.
태에 수반되는 생성열(∆H)의 크기는(Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex (X = 0, 6, 10, 14, 16, 18)합금에서 각각 -57.2, -60.9, -66.9, -71.6, -82.5, -75.5 J/g으로 나타났다. 생성열의 크기는 첨가원소 인 Be의 양이 많아질수록 증가하였으며, Be16에서 최대 -82.5 J/g을 나타내었다. 그러나 더 이상의 Be 첨가는 엔탈피(∆H)값 을 감소시킴을 알 수 있다. 본 합금들의 시차열분석한 결과를 보다 명확하게 알아보기 위하여 유리전이온도 및 발열피크 (exothermic peak)부근을 확대하여 유리전이온도(Tg)와 결정화 온도(Tx) 그리고 과냉각액체구간(∆Tx= Tx-Tg)의 크기를 측정하 였다. Be의 함량이 증가할수록 유리전이온도(Tg)의 변화는 미 미한 반면 결정화온도(Tx)는 뚜렷이 증가함을 알 수 있다. 그 러므로 제4의 첨가원소인 Be의 함량이 증가할수록 과냉각액체 의 안정성을 대변하는 과냉각액체구간(∆Tx)의 크기가 증가 하 고 있음을 알 수 있으며, Be16에서 최대 134oC의 매우 높은 값을 나타내었다. 이후 Be량의 첨가는 과냉각액체구간(∆Tx)의 크기를 증가 시키지 않음을 알 수 있다.
최근 높은 형성능(Glass forming ability)을 나타내는 비정질 합금은 넓은 과냉각액체 구간(supercooled liquid region) 즉, 유리천이온도(Tg)와 결정화개시온도(Tx) 사이의 온도구간을 나타 내는 과냉각액체영역 ∆Tx= (Tx- Tg)은 비정질 형성능을 평가하 는 실험적인 기준으로 알려져 있다. 큰 값의 ∆Tx를 갖는 합금 은 과냉각액체가 결정화 없이 넓은 온도 구간에서 존재할 수 있고, 또한 결정상의 핵생성이나 성장을 억제하므로, 우수한 비 정질 형성능을 나타낸다. 최근 Lu 등에 따르면 비정질 합금의 형성능은 γ(= Tx/(Tg+ Tl)) 변수와 밀접한 관계가 있다고 주장 하였다[19]. 이들은 γ변수의 값이 큰 비정질 합금일수록 액상 으로써의 안정성이 높아지므로 높은 형성능을 나타낼 수 있다 고 설명하였다. 본 실험에서 제조한 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−16Be16
합금은 유리전이온도(Tg)에 비하여 높은 결정화온도(Tx)를 나타 내므로 γ변수의 값이 매우 큰 값을 가질 것으로 판단했다. 또 한 본 합금이 나타내는 넓은 과냉각액체구간(∆Tx) 및 상변태에 수반되는 많은 생성열(∆H)은 이 합금계가 큰 형성능을 나타낼 수 있음을 반영하고 있다.
Fig. 3은 리본으로 제조한 Zr57.4Cu38.1Al4.5 합금과 구리몰드 에 흡입주조법으로 제조된(Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex (X = 6, 10, 16)합금의 봉상시편에 대한 XRD분석 결과이다. Zr57.4Cu38.1Al4.5
합금의 리본은 비정질의 회절패턴을 보였으며, Be6합금에서 최 대직경 4 mm, Be16합금에서 최대직경7 mm인 합금은 브래그 피크(Bragg peak)가 없는 넓은 할로 패턴을 보임으로서 비정 질상으로 구성되어 있음을 알 수 있었다. 그러나 Be16 합금에 서 직경이 8 mm인 경우 뾰족한 피크가 존재함으로써 주조 시
부분적으로 결정화가 진전되었음을 알 수 있었다. 따라서 XRD 결과로부터 본 연구에서 제조된 합금은 Be16에서 최대 7 mm의 형성능을 나타냄을 알 수 있었다.
일반적으로 큰 비정질 형성능을 갖기 위해서는 Inoue의 경 험의 법칙을 만족해야 한다. 먼저 구성 원소들간의 반지름 차 이가 커야 한다[13]. 이러한 경우 원자충진율이 높아지면서 원 자들의 이동이 어려워지고 그 결과 주조 시 원자들의 장주기 배열(long-range ordering)이 용이하지 않아 비정질상이 쉽게 형성되기 때문이다. Table 1에는 본 연구에서 사용된 원소들의 원자 반경과 각 원소들간의 혼합열 차이를 나타내었다. Al과 Zr의 원자반경의 차이는 9%로서 Inoue[13]가 제안한 실험규칙 (12%의 원자반경차이)을 약간 벗어난다. 그러나 첨가된 Be은 다른 원소와 원자반경의 차이가 약 8~21%로 매우 크다. 혼합 열 측면에서 Cu-Be을 제외한 나머지 원소들간에는 음의 혼합 열을 가진다. 특히, 본 합금계의 경우 주원소와의 혼합열 차이 가 큼으로써(약 22~53 kJ/mol) Inoue가 제안한 조건을 만족하 는 합금계임을 알 수 있다. 이상의 결과를 종합해 보면 Zr- Cu-Al의 3원계 합금에 제4의 원소로 Be이 첨가됨에 따라 합 금내부가 원자반경이 매우 작은 Be의 첨가에 의해 조밀한 충 진상태를 형성하였을 것으로 생각된다. 또한 Table 1에서도 알 수 있듯이 Zr-Be과 Cu-Be의 혼합열 차이는 매우 크다. 따라 서 합금 용해 시 Be은 혼합열이 큰 음의 값을 갖는 Zr 주변 에 많이 위치하고 Cu를 상대적으로 배제함으로써 Cu와 Zr과 의 직접적인 결합을 방해할 가능성이 크다. 즉 Be은 합금의 주원소인 Cu과 Zr을 공간적으로 분리 시킴으로써 주된 결정화 Fig. 3. (a) XRD patterns obtained from the as-spun and cross sections
of the bulk samples of (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100-XBex alloys.
Table 1. Data for enthalpy of mixing and ratio of atomic radius between binary pairs
Enthalpy of mixing (kJ/mol) Atomic radius
(Å) Ratio of radius
Zr Cu Al Be
Zr 0 -23 -44 -43 1.58 RCu/Zr= 0.80 RBe/Cu= 0.88
Cu 0 -1 0 1.27 RAl/Zr= 0.91 RBe/Al= 0.78
Al 0 0 1.43 RBe/Zr= 0.71
Be 0 1.12 RAl/Cu= 1.13
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로 생성될 금속간화합물 ZrxCuy의 형성을 억제할 수 있을 것 이다. 실제로 Kim등[20]도 Zr-Cu-Al 3원계 비정질 합금을 개 발할 때 Cu-Zr계에 Cu와 Zr과의 혼합열 차이가 큰 Al을 첨 가함으로써 Zr의 조성이 높은 영역과 Cu의 조성이 높은 영역 으로 분리시킬 수 있었다. 따라서 Zr-Cu-Al 3원계에 Be을 첨 가함으로써 원자들의 주된 결정화를 억제함으로써 높은 형성능 을 확보 할 수 있을 것으로 판단된다.
3.2 Be이 합금의 소성에 미치는 영향
Fig. 4의 그래프(a)는 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100−xBex (X = 0, 6, 10, 14, 16)의 합금에 대한 직경 1 mm 시편의 압축시험 결과이다.
이 결과에서 알 수 있듯이 기본조성(a)의 경우 소성변형을 거 의 보이지 않으며, 항복강도는 1.85 GPa을 나타내었다. Be의 함량이 늘어날수록 합금의 소성변형량이 증가하였으며 그래프 (b)에서 최대값을 나타내었다. 그러나 그래프 (c)~(e)의 경우 Be의 조성이 증가할수록 합금의 소성변형량이 감소하는 경향을 나타내었지만, 대체적으로 3%~7% 정도의 소성변화율을 나타내 었고, 항복강도는 각각 2.05, 2.17, 2.25 GPa로 각각 증가하였 다. Fig. 4의 그래프 (b)의 경우 항복강도와 파괴강도가 각각
1.8 GPa, 2.2 GPa 이었으며, 특히 20.5%의 매우 높은 소성변 형율을 나타내었다. Fig. 5의 SEM 사진에서 알 수 있듯 파괴 된 시편의 표면에 형성된 다중전단띠는 이 합금이 나타내는 높은 소성변형율을 반영하고 있다.
Zr57.4Cu38.1Al4.5Be6 합금이 나타내는 높은 상온소성의 근원을 알아보고자 HRTEM을 이용하여 분석하였다. Fig. 6(a)는 as- cast상태의 1 mm 시편에 대한 HRTEM 사진으로서 원자의 주 기성이 전혀 없는 완전한 비정질 구조를 나타내고 있으며, 제한 시야 회절도형(SADP)도 이를 반영하고 있다. 그러나 STEM- HAADF 탐침자를 이용하여 관찰할 경우 Fig. 6(b)와 같이 시 편의 명암분포가 서로 다르다는 것을 확인할 수 있으며, 이는 시편에 서로 다른 비정질상이 존재하고 있음을 알 수 있다. 각 상에 대한 정성적인 조성분석을 위하여 HAADF1를 이용하여 두께가 1 nm 이하인 320 nm의 분석구간 내에서 Zr, Cu 및 Al의 양을 측정하였다. Fig. 6(c)를 통해 알 수 있듯 측정된 Zr과 Cu의 조성은 서로 상반되는 경향을 나타내며 주기적으로 변화하고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이 결과는 다른 조성을 가진 두 가지 비정질상이 원자수준의 조성분리로 인하여 생성 되었음을 의미한다. 이러한 국부적인 조성분리는 첨가원소인 Be과 주원소간의 혼합열 차이에 기인한 것으로 판단된다. Zr- Be의 혼합열은 -43 kJ/mol이며 Cu-Be의 혼합열은 0 kJ/mol로 써 매우 큰 차이를 나타낸다. 따라서 주조 시 Be은 혼합열이 큰 음의 값을 갖는 Zr 주변에 많이 위치하고 Cu를 상대적으 로 배제함으로써 Cu와 Zr과의 직접적인 결합을 방해하여 공간
Fig. 5. Secondary electron image recorded from the side surface of the fractured Zr57.4Cu38.1Al4.5Be6.
Fig. 4. Compressive stress-strain curves obtained from (Zr57.4 Cu38.1Al4.5)100-XBex.
Fig. 6. (a) HRTEM image and corresponding diffraction pattern, and (b) the HADDF image of the as-cast Zr57.4Cu38.1- Al4.5Be6 sample. (c)HADDF concentration profiles of Zr, Cu, and Al. Note that the Be content was ignored when calculating the Zr, Cu, and Al concentration.
적으로 분리시킬 가능성이 크다. 즉 Be이 주원소인 Zr과 Cu 와의 혼합열 차이가 매우 크기 때문에 합금내부에 원자 수준 의 불균일혼합을 이루고, 이 결과 국부적인 조성분리를 유기시 킨 것으로 판단된다.
최근 Lee 등은 Zr-Cu기 비정질합금의 경우 결정화 활성화 에너지(Kissinger 분석에 의해 얻어지는 유효 결정화 활성화에 너지는 으로 Eα= (∆G* + m∆Ed)/n으로 주어진다. 여기서 ∆G*
는 핵생성에 필요한 활성화에너지이며, ∆Ed는 확산에너지 장벽 이다. m값은 Avrami 지수로서 생성되는 결정상의 형태에 따라 1~3까지의 값을 가지며, 핵생성과 성장이 동시에 일어나는 경우 n = m + 1의 관계를 가진다. 즉 실험적으로 측정된 유효 결정 화 활성화에너지는 나노결정의 생성과 잉여자유부피의 생성에 동시에 관여한다고 할 수 있다.)가 낮을수록 큰 소성을 나타낸 다고 보고하였다[21]. 결정화 활성화에너지가 낮으면 변형 도중 에 잉여자유부피(excess free volume)의 생성과 나노결정화와 같은 구조적인 변화가 쉽게 일어날 수 있다. 이렇게 생성된 잉 여자유부피와 나노결정은 전단띠의 생성장소로 작용할 뿐만 아 니라 전단띠의 급작스러운 전파를 방해하는 장소로 작용할 수 있다[22]. 따라서 소성을 향상시키기 위해서는 압축응력 하에서 잉여자유부피와 나노결정이 쉽게 생성될 수 있도록 원자들의 위 치 변화가 쉬운 열린 구조일수록 좋다. (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100-xBex
(X = 6, 10, 16) 합금의 소성과 결정화 활성화 에너지와의 관계 를 문헌에 발표된 자료와 함께 Fig. 7에 나타내었다. 이 결과 로부터 알 수 있듯이 활성화에너지가 낮을수록 비정질합금의 소성이 높아지고 있음을 알 수 있다. 즉 비정질 합금이 나타 내는 소성은 합금의 원자충진율에 의존하며, 합금의 주된 성분 이 유사할 경우 활성화에너지와 매우 밀접한 관계를 가지고 있다. 지금까지 문헌에 발표된 Zr-Cu를 주된 원소로 하는 비 정질합금이 나타내는 유효 활성화에너지는 281~423 kJ/mol 정 도이다. 반면, 본 연구를 통하여 제조한 합금들은 비교적 낮은 활성화에너지(230~276 kJ/mol)를 나타내며 이 값은 이 합금들 의 매우 작은 원자충진율을 반영한다. 즉, 본 연구를 통해 제 조된 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100-xBex (X = 6, 10, 16)합금과 같이 조 성분리를 통한 열린구조를 가지게 되면, 합금에 응력이 가해질
경우 원자들의 재배열이 쉽게 일어날 수 있다. 이 결과 잉여 자유부피의 생성과 변형유기 나노결정화 등과 같은 구조적인 변화가 쉽게 일어날 수 있으며 이러한 불균질장소에서 많은 수의 전단띠 및 배아 전단띠가 생성되어 높은 소성을 얻을 수 있다.
4. 결 론
본 연구에서는 Zr57.4Cu38.1Al4.5 합금에 제 4의 원소로 Be을 선택하여 (Zr57.4Cu38.1Al4.5)100-xBex (X = 0, 6, 10, 14, 16, 18) 의 방법으로 비정질합금을 제조하였다. Be의 양이 증가할수록 본 합금의 열적, 기계적 특성 그리고 형성능이 향상됨을 알 수 있었으며, 다음과 같은 결론을 도출할 수 있었다.
1) Be의 양이 증가할수록 과냉각액체구간(∆Tx)의 크기가 증 가하였다. Be16에서 최대 134oC로 조사되었으며, 형성능은 최 대 7 mm를 나타내었다. 첨가된 Be은 두 가지 주원소와의 혼 합열 차이를 크게 하여 조성분리를 유도 함으로써 주원소에 의한 결정화를 억제하여 형성능을 향상시켰다고 판단된다.
2) Be6에서 최대 20.5%의 소성변형율을 나타내었다. 합금 내부에 원자수준의 상분리가 존재함에 따라 원자충진율이 작아 지며, 이는 개발된 합금의 매우 낮은 유효 결정화 활성화 에 너지(230~280 kJ/mol)를 통해 확인할 수 있었다. 낮은 원자충 진률, 즉 열린구조를 가진 합금에 응력을 가하면 구조적인 변 화가 쉽게 일어나 높은 소성을 나타낸다고 판단된다.
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