서 론

티타늄 합금은 우수한 비강도 및 내부식성, 무독성 등 그 의 고유한 특성으로 인해 우주 항공 및 발전 설비 그리고 의료 기기 등 다양한 분야에 적용이 가능한 소재이다[1]. 그러나, 타 구조 소재(철강 및 알루미늄 합금) 대비 고가의 원소재 비용과 높은 재료 손실률(buy-to-fly ratio, 이하 B/F) 로 인해 위에서 언급한 산업 분야에의 적용이 매우 제한적 이다[2]. 일례로, 2012년 미국 Boeing 社의 보고서에 의하 면, 최신 민항기인 B787에 적용되는 티타늄 합금 부품의 B/F 가 6:1로 원소재 투입량 대비 80% 이상을 스크랩으로 불용 처리하고 있는 실정이다[3]. 이에 미국 등 선진국에서 는 분말 공정을 활용한 근사정형기술(near-net shape technology, 이하 NNS)을 적용해 부품 제조 단가를 낮추려 는 연구가 활발히 진행 중에 있다[2-6]. 현재까지 개발되고 있는 티타늄 합금 분말 NNS 기술은 크게 저가의 분말 제 조 및 부품 제조 공정 기술로 구분되고 있다[7]. 전자의 경 우, 미 에너지성의 투자로 개발된 암스트롱(Amstrong) 공 정[8]이 대표적인 예이며, 후자의 경우, 기존 상용 티타늄 합금 분말을 이용하는 열간 등압 성형(hot isostatic pressing, 이하 HIP), 분말 사출 성형(powder injection molding, 이하 PIM), 분말 단조 공정(powder forging, 이하 PF) 등이 있다 [7]. 또한 티타늄 합금 분말 연구는 크게 blended elemental (이하 B/E) 및 prealloyed(P/A) 법으로 구분 된다[4]. 이들 중, PF 공정의 경우, 단조 공정이 포함되어 있으므로 최종 부품의 기계적 물성이 우수하고, 소형 및 중형 부품의 대 량 생산에 적합한 장점이 있어, 일부 그룹에서 연구 중에 있다[9-11]. 이에 제조 비용을 절감하기 위하여, B/E 기술 을 적용할 경우, 그 공정은 그림 1과 같으며, 이는 합금 조 성에 해당하는 분말을 혼합하는 단계, 혼합 분말을 성형하 는 단계, 그리고 성형체를 소결하고 온간 단조하는 하는 단 계로 구성되어 있다. 또한 각 공정 조건을 최적화하기 위 하여, CAE를 통한 모델링 기법을 적용하기도 한다.

Fig. 1.

The sequence of steps involved in powder forging.

이러한 티타늄 합금 분말 PF 공정은 1970년대 미국 공군 재료 연구소의 프로젝트로 처음 시도되었다. 본 프로젝트 의 수행 기관은 General Electric 社였으며, 그 목적은 C2A 군용 항공기 부품 제조였으나, 저품질의 분말과 공정 기술 의 미성숙으로 인해 요구 성능을 충족시키지 못하는 것으 로 보고되었다[12]. 그러나, 2000년대부터 원료 분말의 품 질 향상과 가격 하락, 그리고 성형 기술 및 장비 성능 향상 으로 일부 연구 기관을 중심으로 다시 연구가 수행되고 있 다. Y. Liu 등에 의하면, 티타늄 합금 커넥팅 로드 제조를 위해 B/E 분말 및 PF 공정을 개발하였다고 보고되고 있다 [11]. 그러나 단조 공정 특성 상, 부품의 위치별 변형량의 편차가 크고 이로 인해 미세조직 및 기계적 물성의 차이가 발생하였다. 이러한 편차는 부품의 적용성을 저하시키는 주요 원인이 된다. 따라서 이를 극복하기 위하여, 단조 후 제품 위치별 변형량 편차를 최소화 시키는 연구가 필요한 실정이다.

변형지도(processing map) 이론은 1984년 Prasad 등[13]에 의해 처음 소개되었으며, 구리 등[14] 다양한 합금 소재의 고온 변형에 따른 미세조직 변화를 분석함으로서, 원하는 미 세조직을 갖는 소성 가공 조건을 확립하는데 기여하고 있다. 특히 티타늄 합금 등의 변형지도를 통한 고온 소성 변형 연 구는 다수의 연구자들에 의해 수행되었는데, 대부분 단련 소 재 등에 한정된 것으로 보고되고 있다[15-17]. 티타늄 분말 소결체의 경우, 고온 변형성은 물론 변형지도와 같은 이론적 인 해석 연구 결과도 거의 보고되지 않고 있은 실정이다.

따라서, 본 논문에서는 PF 공정을 적용한 티타늄 합금 부 품 소재 개발을 위한 기반 연구로, B/E 공정으로 제조된 분 말 소결체의 고온 변형성을 평가하였다. 공정 변수(온도, 변 형률속도 및 변형률) 에 따른 고온 압축 물성을 평가하고 이 에 따른 미세조직을 분석하였다. 특히 고온 유동응력 및 변 형률 데이터를 통해 변형지도와 불안정성 지도를 계산하여, 공정 조건에 따른 성형성을 예측하였다. 또한 각 조건에 따 른 고온 압축 시험 후, 시편의 미세조직을 분석함으로서, 공 정 조건과의 연관성을 해석하였다. 이와 같은 공정 변수에 따른 성형성 및 미세조직 연구 결과는 향후 티타늄 합금 분 말 소결체의 분말 단조 공정 설계 시 활용할 계획이다.

실험방법

본 연구에서는 B/E 공정으로 제조된 티타늄 합금(Ti-6Al-4V) 분말을 사용하였으며, 그림 2에서 보듯이 불규칙하고 각진 형상이다. 이는 주 원료 분말인 티타늄의 제조 공정 이 수소화-탈수소화법(hydride-dehydride, 이하 HDH)을 통 해 제조되었기 때문이다. 또한 Beckman-Coulter LS 230를 이용하여 원료 분말의 평균 입도와 그 분포를 분석하였다 (표 1 참조). 이 후, 100 MPa의 압력으로 프레스를 통해 빌 렛 형상의 성형체를 제조하였으며, 소결은 진공 분위기 하 에서 1350°C, 2시간 동안 수행하였다. 그 결과, 최종 소결 밀도는 96% 이고 그 미세조직은 그림 3에서 보듯이 α 와 β 가 혼합된 층상(lamellar) 조직임을 확인하였다. 이는 소 결 온도가 β 변태(transus) 온도 이상에서 수행되었기 때문 이며, 기공 또한 확인할 수 있다. 이 후, 고온 변형 거동을 평가하기 위하여, Dynamic Systems Inc.의 Gleeble 3500를 이용하여 고온 압축 시험을 수행하였다. 시편 형상은 고온 압축 시험에서 통상적으로 사용되고 있는 규격인 직경 10 mm 및 높이 15 mm 였으며, 중앙부에 직경 0.5 mm의 크 기의 얕은 구멍을 가공하여 열전대 부착을 용이하게 하였 다. 고온 압축 시험은 표 2에서 보듯이, 800°C 부터 1000°C 까지 50°C 간격으로, 변형률속도는 0.001/s 부터 10.0/s 까 지 최대 변형률 0.5 까지 수행하였다. 또한 시편은 산화 방 지를 위해 고순도(5N) 아르곤 분위기 하에서, 승온 속도는 10°C/s 그리고 목표 온도 도달 후 5분을 유지하도록 설정 해 시험하였다. 시험 후, 시편의 미세조직 관찰을 위해 압 축 방향의 수직으로 절단한 후, 소성유동이 없는 ‘dead zone’을 피해 시편 절단면의 중심부와 표면부의 중간 지점 을 분석하였다. 식각액은 Kroll 용액을 사용하였으며, 광학 현미경을 사용하여 미세조직을 분석하였다. 이 후, 온도, 변형률속도에 따른 유동 응력 및 변형률 데이터베이스를 국방과학연구소에서 개발한 ESMAT-Pro 프로그램에 입력 하여, 변형지도 및 불안정성 지도를 계산하였다.

Fig. 2.

A scanning electron micrograph of blended elemental (B/E) Ti-6Al-4V powder.

Table 1.

The characteristics of blended elemental (B/E) Ti-6Al-4V powders used in this study

Characteristics	Value
Average particle size (ìm)	133.00
Particle size distribution (ìm)
D10	62.95
D25	106.40
D50	136.30
D75	166.80
D90	193.10

Fig. 3.

Starting microstructure of P/M Ti-6Al-4V preforms.

Table 2.

Hot compresstion test conditions of P/M Ti-6Al-4V preforms

Processing conditions	Value
Temperature (°C)	800, 850, 900, 950, 1000
Strain rate (s–1)	0.001, 0.01, 0.1, 1.0, 10.0
Strain	0.5
D25	106.40
D50	136.30
D75	166.80
D90	193.10

실험결과 및 고찰

3.1. 고온 변형 거동

티타늄 합금 분말 소결체의 온도에 따른 응력-변형률 거 동을 그림 4에 나타내었다. 우선 동일 온도 조건 하에서는, 변형률속도가 빠를수록 유동응력 값이 증가하는 경향을 확 인하였다. 또한 유동응력은 온도가 높고, 변형률속도가 느 릴수록 감소하는 경향을 나타내었는데, 이는 유동응력 값 이 변형 온도와 변형률속도의 변화에 민감한 것을 의미한 다. 즉, 온도가 증가할수록, 원자들의 평균 동적 에너지가 증가하고, 전위의 이동을 방해하는 인자가 감소하여, 변형 (슬립)이 일어나는데 요구되는 응력 값이 감소하는 것을 의 미한다. 변형 온도가 800°C에서 950°C인 구간에서는 변형 률속도에 따라서 응력 거동이 차이를 보임을 알 수 있다 (그림 4(a)-(d)). 우선 낮은 변형률 속도(0.01/s이하) 영역에 서는 최대 응력(peak stress) 도달 후, 연속적인 연화 현상 (continuous flow softening)이 나타나는 것을 확인하였다. 이는 α 상과 β 상이 혼합된 층상구조를 갖는 소재를 β 변 태 온도 이하 및 저속의 변형률속도 하에서 압축하였을 경 우, 발견되는 특징이라 보고되고 있다[16]. 또한 0.1/s에서 는 broad oscillations 혹은 강화(hardening) 현상이 나타났는 데, 이는 국부적인 혹은 불안정한 소성 유동에 기인한 것 이라 보고되고 있다[16]. 마지막으로 비교적 높은 변형률 속도(1/s 이상) 조건에서는 유동 응력 값이 급격하게 감소 하는 것을 확인할 수 있었다. 그러나, 1000°C 영역에서는 0.1/s 이하에서는 연속적인 연화현상이, 1.0/s에서는 거의 정상 상태(steady-state) 유동을, 그리고 그 이상의 속도에서 는 급격한 응력 감소 현상이 나타나는 것으로 확인되었다. 이는 변형온도가 높을수록 미세조직 내부의 β 상의 부피가 증가하는데 기인한다고 분석된다. 특히 정상 상태의 유동 은 변형 온도가 β 온도 구간일 경우 나타나는 현상인 것으 로 보고되고 있다. 그러나 대부분의 공정 조건에서 유동 연 화 현상이 나타나고 있으므로, 본 시험 온도 구간은 β 변 태 온도 이하라고 판단되어지나, 추후 정확한 천이 온도의 측정이 필요한 실정이다.

Fig. 4.

Typical flow stress-strain curves of P/M Ti-6Al-4V deformed in compression at (a) 800°C, (b) 850°C, (c) 900°C, (d) 950°C and (e) 1000°C.

또한 그림 5에서는 티타늄 합금 분말 소결체의 최대 유 동응력에 공정 조건, 즉 온도와 변형률속도가 미치는 영향 을 나타내었으며, 변형 온도가 높아지고, 변형률속도가 증 가할수록, 최대 응력 값은 낮아지는 경향을 나타내었다. 특히 온도가 높아질수록(950°C 이상) 응력의 감소율은 낮 아지는 것을 확인하였다. 또한 전 변형 영역에 걸쳐, 티 타늄 합금 분말 소결체의 유동응력의 연화 정도를 분석 하기 위해, 최대 응력 값과 변형률 0.4에서의 응력 값과 의 편차를 계산하였고, 그 결과는 그림 6에 나타내었다. 대부분의 변형 조건에서 연화 현상이 나타났으나, 특정 조건 (850°C, 10/s) 에서는 이와는 반대되는 경향을 보여 주고 있다. 유동 연화의 정도는 변형 온도가 낮을수록, 그 리고 변형률속도가 느릴수록 증가됨을 확인하였다. 일반 적으로, 이러한 유동 연화 현상은 티타늄 층상 조직의 구 상화(globularization)와 연관이 있는 것으로 보고되고 있 으며[17,18], 이는 변형 시 발생한 열에 의해 국부적으로 온도가 증가하고 이로 인해 변형에 요구되는 에너지가 감 소하게 되어 유동응력이 감소하게 되는 것이다. 이러한 경향은 대부분의 티타늄 합금 소재에서 나타나고 있으며, 이는 타 금속에 비해 낮은 열전도도의 특성에 기인하는 것으로 알려졌다.

Fig. 5.

Peak flow stress in the hot compression of P/M Ti-6Al-4V at different deformation conditions.

Fig. 6.

Flow softening of P/M Ti-6Al-4V with increasing temperature for various strain rates.

3.2. 변형 지도 및 미세 조직 연구

위에서 평가한 고온 유동 특성을 통해 티타늄 합금 분말 소결체의 고온 변형성과 미세조직과의 관계를 이론적으로 분석하기 위해, Prasad 등[13]이 제안한 변형지도(processing map) 개념을 도입하였다. 소재를 고온(T)에서 변형시킬 때 소재의 반응은 다음 구성 방정식으로 표현될 수 있다.

(1)

σ¯=Cϵ¯⋅T,ϵ¯m

여기서, σ는 유효 응력 (effective stress)을, ε은 유효 변형 률속도(effective strain rate)를, 그리고 C 및 m은 재료 상수 및 변형률속도 민감도를 의미한다. 위의 관계는 그림 7과 같이 도식화할 수 있다. 여기서 총 면적은 소재에 가해진 총 역률(power, 이하 P)를 의미하며, 이는 크게 두 종류로 구성되어, 아래의 식과 같이 두 적분 값의 합으로 표현될 수 있다.

Fig. 7.

A schematic representation of the constitutive equation in a non-linear power dissipater [13].

(2)

P=σ¯ϵ¯⋅=∫0ϵ¯σ¯dϵ¯⋅+∫0σϵ¯⋅dσ¯

식 (2)에서 첫 적분 항은 G content로, 마지막 적분 항은 J co-content로 명명하였다. 따라서 그림 7에서 곡선 아래 영역의 면적은 G 값을, 곡선 위의 면적은 J 값을 의미한다. 이 때 G와 J의 분할은 소재의 유동성에 의해 조절되고, 변 형률속도 민감도(m)에 의해 아래와 같이 결정된다.

(3)

dJdG=ϵ⋅dσσdϵ⋅=dlogσdlogϵ⋅=m

위의 식을 식 (1)에 대입하여 주어진 온도에서의 J 값을 계산할 수 있고, 그 결과는 식 (4)와 같다. 이 때 J 값은 동 적 변형 시 미세조직 변화로 소모되는 역률 값을 의미한다. 이러한 동적 미세조직 변화의 대표적인 현상으로 동적 회 복, 동적 재결정 및 확산에 의한 물질이동, 응력 유기 상변 태, 결정립 조대화, 동적 구상화, 석출상의 용해 및 성장 등 이 있다.

(4)

J=∫0σϵ⋅dσ=mm+1σϵ⋅

식 (4)에서 보듯이 가공성 또는 가공 효율을 극대화시키 기 위해서는 변형 도중 외부에서 유입된 에너지가 열로 방 출되는 것 보다는 재료의 미세조직 변화에 소모되는 것이 가장 유리하다. 즉, J의 최대값은 m이 1 일 때, σ⋅ϵ⋅/2를 가지며, 이 때 가공 효율은 η으로 정의되고 다음과 같다.

(5)

η=JJmax=2mm+1

위에서 계산된 가공 효율 값을 변형 온도 및 변형률속도 에 σ⋅ϵ⋅/2 따라 계산하여 변형지도를 구성하게 된다. 또한 재료 내부의 소성 유동이 안정해 지는 조건(국부적 집중 없이 균일하게 진행) 은 Ziegler 등[19]에 의해 다음과 같이 정의되었다.

(6)

dDdϵ⋅>dDϵ⋅

여기서, D는 분산 함수(dissipative function) 으로, 변형 시 소비되어 지는 힘을 의미하며, 앞에서 언급한 J가 미세조 직 변화를 통한 힘의 소비를 결정하므로, D를 J로 치환하 면, 미세조직과 관련된 유동의 불안전성에 대한 조건은 다 음과 같이 표현하게 된다.

(7)

ξϵ⋅=∂lnm/m+1∂lnϵ⋅+m<0

또한 위의 식에서 무차원인 불안전성 인자 ζ를 정의할 수 있으며, 이 인자는 온도와 변형률속도의 함수이고, 음의 부호를 가질 때 소성 불안정(instability) 유동을 의미하는 것이다. 이 식의 물리적인 의미는 시스템이 엔트로피를 생 성하는 속도가 부가되는 속도와 동일하거나 느리다면, 그 시스템은 국부적인 소성 유동이 발생하여 유동 불안정성이 나타나게 되는 것이다. 따라서 위의 조건에서는 소성 변형 동안 미세조직에서 불안정한 조직이 발견될 가능성이 높은 것을 의미한다. 대표적으로 소성 불안정 조직은 단열 전단 변형(adiabatic shear band) 과 국부적 유동(localized flow) 등이 있다.

이에 표 3에 나타나 있는 고온 변형 공정 조건에 따른 티 타늄 합금 분말 소결체의 응력-변형률 값을 토대로 변형 지도를 계산한 결과 그림 8과 같이 나타내었다. 크게 3개 의 도메인(domain)으로 구성되어 있으며, 낮은 변형률 속 도 구간에서의 850°C 영역과, 1000°C 이상인 영역, 그리고 빠른 변형률 속도 구간에서의 950°C 영역으로 구분된다. 우선 800°C에서 950°C 영역에서는 동일 온도 조건 하에서 변형률 속도가 느릴수록 효율은 증가하는 것으로 예측되었 으며, 최대 효율은 850°C, 0.001/s에서 50%로 계산되었다. 이 러한 최대 효율은 950°C, 10.0/s 영역에서도 나타났으며, 950°C 이상에서는 온도가 높고 변형률속도가 느릴수록 효 율이 증가하여 1000°C, 0.001/s에서는 최대 44%의 효율을 나타내는 것으로 확인되었다. 마지막으로 그림 8의 점선을 기준으로 좌측 구간이 불안정성 영역이 발생하는 것으로 예측되었으며, 이는 변형 온도가 낮고 속도가 빠를수록 미 세조직에서 단열전단변형 영역과 같은 원하지 않는 조직들 이 나타날 개연성이 높은 것을 의미한다. 층상조직을 갖는 상용 Ti-6Al-4V 합금의 경우, 그림 9(a)에서 보듯이 800°C 이상에서는 온도가 증가하고 변형률속도가 느릴수록 효율 이 높아져서, 950°C, 0.0001/s 부근에서 최대 효율을 갖는 것으로 확인된다[16]. 이와 유사한 층상조직이긴 하나, 분 말 소결체의 경우, 950°C에서 10.0/s와 같은 빠른 변형률 속도 영역에서 최대효율이 나타나는 상이함을 보여주고 있 으므로, 이는 추후 분석이 요구된다.

Table 3.

Flow stress values (in MPa) of P/M Ti-6Al-4V preform with lamellar α+β microstructure as a function of temperature, strain rate and strain

Strain	Strain rate (s–1)	Temperature(°C)
		800	850	900	950	1000
0.1	0.001	97.59	68.69	35.32	21.39	12.35
	0.01	145.63	106.66	67.29	26.47	17.31
	0.1	195.02	143.86	83.73	49.95	21.52
	1	258.59	215.87	149.33	104.68	46.86
	10	301.08	260.14	223.95	126.14	57.42
0.2	0.001	88.05	61.53	31.16	21.07	9.3
	0.01	141.67	98.41	63.35	23.54	17.49
	0.1	191.37	146.54	88.80	47.59	16.91
	1	243.64	201.33	140.32	96.19	47.74
	10	285.37	230.44	186.98	109.42	49.94
0.3	0.001	80.37	59.47	28.82	19.30	8.65
	0.01	131.58	89.58	58.89	22.04	13.85
	0.1	200.25	149.66	91.94	46.77	18.76
	1	232.54	192.66	132.49	90.45	45.51
	10	270.93	214.17	168.90	100.54	46.82
0.4	0.001	74.08	55.49	27.72	17.89	7.58
	0.01	123.26	83.86	57.93	19.99	13.14
	0.1	196.66	148.13	92.03	43.05	17.30
	1	225.79	183.92	124.82	85.55	37.10
	10	239.15	189.79	151.97	86.47	47.03
0.5	0.001	70.54	51.09	25.27	16.21	7.52
	0.01	118.40	75.80	55.69	17.38	14.88
	0.1	190.95	146.33	90.02	33.42	16.89
	1	120.65	94.85	71.72	33.99	23.06
	10	137.26	91.85	68.25	35.63	25.45

Fig. 8.

Processing map of P/M Ti-6Al-4V at strain 0.5. Contour numbers represent percent efficiency of power dissipation. Dot line corresponds to flow instability boundary.

Fig. 9.

(a) Processing map and (b) its microstructural interpretation of commercial grade Ti-6Al-4V at strain of 0.5. Contour numbers represent percent efficiency of power dissipation. Shaded region corresponds to flow instability[13]

공정 조건과 미세조직과의 연관성을 분석하기 위해 고온 시험 후, 미세조직을 분석하였으며, 그 결과는 그림 10에 나타내었다. 우선 변형온도가 800°C에서 1000°C로 증가함 에 따라 α 상의 고용으로 β 상의 분율이 증가하고 있으며, 1000°C에서 α 상이 존재하는 것으로 보아 티타늄 합금 소 결체의 β 변태온도는 이보다 높은 온도로 사료된다. 이는 앞 절의 유동응력 결과와 일치하는 것으로 분석된다. 또한 850°C에서 변형률속도가 빠를수록 plate 형태의 α 상이 구 상으로 변화하고 있으며(globularization), 그 이상의 속도에 서는 층상조직의 kinking이 일어나고 있다. 이와 같은 고온 변형에 따른 미세조직 변화는 그림 9(b)에 나타낸 기존의 상용 소재의 미세조직 변화 기구 지도와 거의 일치하고 있 다[16]. 또한 불안정한 조직이 발생된다고 예측한 영역인 800°C, 10/s에서는 국부적 유동과 같은 비정상적인 현상은 나타나지 않았으나, 1000°C, 1.0/s에서는 비교적 불균질한 조직이 관찰된 것으로 보였다.

Fig. 10.

Microstructures of P/M Ti-6Al-4V specimens deformed at different temperatures and strain rates: (a) 800°C, 1.0s⁻¹, (b) 850°C, 0.001s⁻¹,(c) 850°C, 0.1s⁻¹,(d) 850°C, 1.0s⁻¹, (e) 850°C, 10.0s⁻¹, (f) 950°C, 1.0s⁻¹, (g) 950°C, 10.0s⁻¹, (h) 1000°C, 1.0s⁻¹.

결 론

티타늄 합금 분말 소결체의 고온 단조성을 평가하기 위 해 고온 압축 시험을 수행하였다. 그 결과, 800°C 부터 950°C 영역에서는 낮은 변형률 속도(0.01/s 이하) 에서는 유동 연화 현상이, 그 이상의 속도 영역에서는 최대 응력 도달 후, 급격한 응력 감소 현상이 확인되었다. 이는 α 상 과 β 상이 혼재된 층상 조직을 갖는 상용 티타늄 합금 소 재에서 나타나는 현상이라 알려져 있다. 그러나 1000°C에 서는 유동 연화 현상은 물론 정상상태 유동도 분석되었으 며, 이는 변형온도의 증가에 따라 β 상이 증가하는 것에 그 원인이 있다고 판단된다.

또한 위에서 평가된 응력 데이터를 통해 변형지도를 계 산한 결과, 총 3개의 도메인이 분석되었다. 저온에서는 변 형률속도가 낮을수록 효율이 증가하였으며, 950°C 영역에 서는 변형률 속도가 빠를수록, 1000°C에서는 변형률속도가 느릴수록 효율이 감소하는 것으로 예측되었다. 또한 불안 정성은 온도가 낮고, 변형률속도가 빠를수록 나타나는 것 으로 계산되었다. 이를 토대로 미세조직과의 연관성 분석 결과, 850°C의 경우, 변형률속도가 빠를수록 α 상의 구형 화와 kinking 현상이 확인되었으며, 이는 기존 상용 소재의 거동과 유사한 것으로 확인되었다. 또한 온도가 증가할수 록 α 상의 고용으로 β 상분율이 증가하는 것을 확인하였다. 그러나 불안정성 영역에서는 일반적으로 알려진 국부적인 유동 및 크랙과 같은 현상은 발견되지 않았다.

유동응력 평가와 변형지도 계산 그리고 미세조직 분석을 통해 티타늄 합금 분말 소결체의 건전한 단조 조건은 850~950°C, 0.001~0.01/s 조건으로 예측되었으며, 향후 분 말 단조 조건 설정 시 활용할 계획이다.

Acknowledgements

감사의 글

본 논문은 산업통상자원부와 방위사업청의 지원으로 수 행한 민군겸용기술사업(고기능 저비용 티타늄 합금 분말부 품 제조기술 개발)의 지원에 의해 작성되었으며, 이에 감사 드립니다.

참고문헌

• 1. F McBagonluri and W. O Soboyejo, In : W. O Soboyejo, T. S Srivatsan, editors. Advanced Structural Materials. (2007) Boca Raton CRC Press, 359.
• 2. F. H Froes, Adv. Mat. Proc. (2012) 10 26.
• 3. D. M Bowden and W. H Peter, Final Technical Report, Near-net Shape Fabrication Using Low-Cost Titanium Alloy Powders. Oak Ridge National Laboratory, U.S.A. (2012) 5.
• 4. F. H Froes and D Eylon, Int. Mat. Rev. (1990) 35 162.Article
• 5. F. H Froes, S. J Mashl, V. S Moxson, J. C Hebeisen and V. A Duz, JOM. (2004) 11 46.
• 6. H Miura, J. Kor. Powd. Met. Inst. (2013) 20 323.Article
• 7. W. H Peter, C Yu and S. S Borys, In: Proc. 13th Diesel Engine-efficiency and Emissions Research Conference; (2007)
• 8. T. R Muth and R Meyer, Technical Report, Production of Diesel Engine Turbocharger Turbine for Low Cost Titanium Powder. (2012)
• 9. K Imahashi, C Tsumuki and I Nagare, SAE Technical Paper 841221. (1984)
• 10. Z Zhang, M. S. Thesis, Simulation of Titanium and Titanium Alloy Powder Compact Forging. The University of Waikato, Hamilton. (2011) 1.
• 11. J. W Qiu, Y Liu, Y. B Liu, B Liu, B Wang, E Ryba and H. P Tang, Mat. Design. (2012) 33 213.Article
• 12. R. E Peebles, ARML Technical Report AFML-TR-71-148. Titanium Powder Metallurgy Forging. (1971)
• 13. Y. V. R. K Prasad and S Sasidhara, Hot Working Guide: A Compendium of Processing Maps. (1997) ASM International.
• 14. S. H Chang, Y Kim and K-C Park, J. Kor. Powd. Met. Inst. (2012) 19 134(Korean)Article
• 15. T Seshacharyulu, S. C Medeiros, W. G Frazier and Y. V. R. K Prasad, Mat. Sci. Eng. (2000) A284 184.
• 16. T Seshacharyulu, S. C Medeiros, W. G Frazier and Y. V. R. K Prasad, Mat. Sci. Eng. (2002) A325 112.
• 17. S. L Semiatin, V Seetharaman and I Weiss, Mat. Sci. Eng. (1999) A263 257.
• 18. A. B Li, L. J Huang, Q. Y Meng, L Geng and X. P Cui, Mater. Des. (2009) 30 1625.Article
• 19. H Ziegler, Progress in Solid Mechanics. (1963) New York Wiley, 93.

Figure & Data

References

Citations

Citations to this article as recorded by  

• High Temperature Deformation and Microstructural Evolution of Homogenized AA 2026 Alloy
  HyeonWoo Kang, SooBin Kim, ByoungLok Jang, HeeKook Kim
  Korean Journal of Metals and Materials.2023; 61(5): 338.     CrossRef
• Effect of Fe Content on the Microstructure and Mechanical Properties of Ti-Al-Mo-V-Cr-Fe Alloys
  K.C. Bae, J.J. Oak, Y.H. Kim, Y.H. Park
  Archives of Metallurgy and Materials.2017; 62(2): 1105.     CrossRef