KR102532068B1

KR102532068B1 - Tantalum alloy with high strength and high formability and manufacturing method thereof

Info

Publication number: KR102532068B1
Application number: KR1020200122620A
Authority: KR
Inventors: 박은수; 윤국노; 김일환; 권호
Original assignee: 서울대학교산학협력단
Priority date: 2020-09-22
Filing date: 2020-09-22
Publication date: 2023-05-11
Also published as: KR20220039485A

Abstract

본 발명은 고온용 탄탈륨(Ta) 합금에 관한 것으로, 배열 엔트로피, 평균 원자가 전자 밀도, 원자 크기 부정합 파라미터를 제어하여 고온 강도와 상온 성형성을 동시에 향상시킬 수 있는 고강도 고성형성 Ta 계 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 고강도 고성형성 Ta 계 합금은 아래와 같은 구성으로 이루어진다.
Ta-W 합금을 기지로 하며, 원소군 A (Ti, Zr, Hf), 원소군 B (V, Nb), 원소군 C (Cr, Mo)에서 적어도 1종 이상의 원소를 선택하여 아래 화학식으로 표현되는 고강도 고성형성 Ta 합금.
[화학식]

(단, 5 ≤x≤ 95 at.% 이며, 0 ≤a≤ 15, 0 ≤b≤ 50 및 0 ≤c≤ 29 이고, Ta 및 W 을 제외한 원소의 합은 0 <a+b+c≤ 60 이며, 전체 합금의 제조 과정 중 피할 수 없는 불순물을 포함한다.)
상기 합금에 합금화 원소로서 Y, La, Ce, Nd, Gd 및 Er 의 치환형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 5 at.% 이하로, B, C, N 및 P의 침입형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 2.2 at.% 이하로, 그리고 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 으로 이루어진 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소가 10.5 at.% 이하로 첨가되어 기계적 특성을 향상시킬 수 있는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
본 발명의 합금은 플라즈마 코팅, 스퍼터링 공정 등의 후공정을 활용한 초미세조직화 혹은 냉간/열간에서 적용하는 다양한 후가공을 통한 미세조직 제어를 통해 기계적 특성을 개선하는 것이 가능하다. 특히, 단조 공정, 심공 가공, 인발 공정, 미세조직 제어의 튜브 성형 공정을 거쳐 기계적 물성의 개선 후 폭발압접의 방법으로 고온 고압 반복 노출 영역의 신뢰성 향상을 위해 활용될 수 있다.The present invention relates to a high-temperature tantalum (Ta) alloy, and relates to a high-strength, high-formability Ta-based alloy that can simultaneously improve high-temperature strength and room-temperature formability by controlling array entropy, average valence electron density, and atomic size mismatch parameters, and manufacturing thereof It's about how.
The high-strength, high-formability Ta-based alloy according to the present invention consists of the following configuration.
The Ta-W alloy is used as a base, and at least one element is selected from element group A (Ti, Zr, Hf), element group B (V, Nb), and element group C (Cr, Mo) and expressed in the following chemical formula. High-strength, high-formability Ta alloy.
[chemical formula]

(However, 5 ≤ x ≤ 95 at.%, 0 ≤ a ≤ 15, 0 ≤ b ≤ 50 and 0 ≤ c ≤ 29, and the sum of elements excluding Ta and W is 0 < a + b + c ≤ 60 , and includes unavoidable impurities during the manufacturing process of the entire alloy.)
One or more elements selected from the group consisting of Y, La, Ce, Nd, Gd and Er substitution type solid solution alloy elements as alloying elements in the alloy are 5 at.% or less, interstitial type of B, C, N and P 2.2 at.% or less of one or more elements selected from the group consisting of solid solution alloy elements and 10.5 at.% or less of one or more elements selected from the group consisting of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In are added. High-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that it can improve the mechanical properties.
The alloy of the present invention can improve mechanical properties through microstructuralization using post-processes such as plasma coating and sputtering, or microstructure control through various post-processing applied in cold/hot processes. In particular, it can be used to improve the reliability of areas repeatedly exposed to high temperature and high pressure by means of explosion pressure welding after improving mechanical properties through forging process, deep hole processing, drawing process, and microstructure control tube forming process.

Description

고강도 고성형성 탄탈륨 합금 및 그 제조방법 {TANTALUM ALLOY WITH HIGH STRENGTH AND HIGH FORMABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}High-strength, high-formability tantalum alloy and its manufacturing method {TANTALUM ALLOY WITH HIGH STRENGTH AND HIGH FORMABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 과고용 합금 설계를 기반으로 한 고온용 탄탈륨(Ta) 합금에 관한 것으로, 더욱 자세하게는 배열 엔트로피 및 원자 크기 부정합 파라미터가 제어된 다중 내화금속 원소의 합금화를 통해 결정구조의 심한 뒤틀림을 유발하여 고온에서도 고강도를 유지하고, 평균 원자가 전자 밀도를 제어하여 상온 성형성을 향상시키는 고강도 고성형성 Ta 계 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high-temperature tantalum (Ta) alloy based on a high-temperature alloy design. It relates to a high-strength, high-formability Ta-based alloy that maintains high strength even at high temperatures and improves formability at room temperature by controlling average valence electron density and a method for manufacturing the same.

일반적으로 포열은 포탄을 연속적으로 발사 할 때, 반복적인 압력과 온도 사이클에 노출된다. 포열 내면은 포탄과의 마모와 극단적인 환경변화로 인해 표면 박리 현상과 함께 열 피로현상에 노출되며, 이는 포열 수명을 크게 단축시키고 포탄의 포구초속 손실을 유발한다. 따라서 방위산업계에서는 포열 내면에 고품위의 고온 소재를 코팅하여 포열의 수명 증가 및 신뢰성 향상을 모색하고 있으며, 현재는 크롬(Cr) 전기 도금이 널리 사용되고 있다.Normally, the gun barrel is exposed to repeated pressure and temperature cycles when firing successive shells. The inner surface of the gun is exposed to thermal fatigue along with surface peeling due to abrasion with the shell and extreme environmental change, which greatly shortens the life of the gun and causes loss of muzzle velocity of the shell. Therefore, the defense industry seeks to increase the life span and improve the reliability of the gun by coating the inner surface of the gun with a high-quality, high-temperature material, and chromium (Cr) electroplating is currently widely used.

기존의 포열 코팅 방식은 Cr 전기 도금으로 우수한 경도와 내마모성을 가졌지만, 300 ℃ 이상이 되면 경도가 급격히 저하되어 내마모성도 떨어진다는 단점이 있다. 초탄을 발사 한 후의 포열 온도는 약 170 ℃ 정도이나, 연속적인 발사를 통해 400 ℃ 이상으로 증가한다. 이에, 높은 신뢰성을 구현하기 위해 Cr 전기 도금을 대체 할 라이너의 개발이 필요하다.Existing thermal foam coating methods have excellent hardness and wear resistance by electroplating with Cr, but there is a disadvantage in that the hardness rapidly decreases and the wear resistance also deteriorates when the temperature exceeds 300 ° C. The temperature of the gun after firing the first bullet is about 170 ℃, but it increases to over 400 ℃ through continuous firing. Accordingly, it is necessary to develop a liner to replace Cr electroplating in order to realize high reliability.

이러한 문제에 대한 대안으로 탄탈륨(Ta) 등의 고융점 내화금속 원소를 주원소로 하는 합금이 개발되어 왔다. Ta 은 융점이 3017 ℃로 Cr보다 융점이 1000 ℃ 이상 높을 뿐만 아니라, 연성과 내식성이 우수한 특징을 갖는다. 또한 5 족 전이원소로서 다양한 원소와 합금화가 가능하다는 장점이 있으며, 탄성계수가 철강과 비슷하여 두 소재간의 접합이 용이하기 때문에, 고온 특성이 필요한 철강 포열의 라이너 재료로 적합하다.As an alternative to this problem, an alloy having a high melting point refractory metal element such as tantalum (Ta) as a main element has been developed. Ta has a melting point of 3017 ° C, which is 1000 ° C or more higher than that of Cr, and has excellent ductility and corrosion resistance. In addition, as a Group 5 transition element, it has the advantage of being able to be alloyed with various elements, and since the elastic modulus is similar to that of steel, it is easy to bond between the two materials, so it is suitable as a liner material for steel cells requiring high-temperature properties.

Materials and Manufacturing Processes 27, 2012. "Explosively-Clad, Refractory Metal Liners for Small Caliber Machinegun Barrels" D. J. Taylor, 825 - 828 쪽, 2012년Materials and Manufacturing Processes 27, 2012. "Explosively-Clad, Refractory Metal Liners for Small Caliber Machinegun Barrels" D. J. Taylor, pp. 825 - 828, 2012

본 발명은 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 탄탈륨(Ta)에 W을 첨가하여 기지로 하고, 3족 - 6족 내화금속원소를 첨가하여 과고용 합금화를 통해 국부적 용질 과포화 효과를 구현하며, 추가적으로 다양한 합금화 원소를 맞춤형으로 첨가하여 상기 합금 기지내 선택적 단주기 ordering 혹은 부분 석출상 형성제어를 통해 고온 극한환경에서 신뢰성이 확보된 고강도 고성형성의 Ta 합금과 그 제조 방법을 제공 하는데 목적이 있다.The present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, by adding W to tantalum (Ta) as a base, and adding Group 3 - Group 6 refractory metal elements to realize local solute supersaturation effect through over-solid alloying In addition, the purpose is to provide a high-strength, high-formability Ta alloy with reliability secured in extreme environments at high temperatures and its manufacturing method through selective short-cycle ordering or partial precipitate phase formation control in the alloy base by adding various alloying elements in a customized manner. there is.

상술한 과제를 해결하기 위한 본 발명의 고강도 고성형성 Ta 계 합금은 아래와 같은 구성으로 이루어진다.The high-strength, high-formability Ta-based alloy of the present invention for solving the above problems is composed of the following configuration.

탄탈륨(Ta)-텅스텐(W) 합금을 기지로 하며,Based on a tantalum (Ta)-tungsten (W) alloy,

타이타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 하프늄(Hf) 으로 구성된 원소군 A; 바나듐(V), 나이오븀(Nb) 으로 구성된 원소군 B; 및 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 으로 구성된 원소군 C 에서 적어도 1종 이상의 원소를 선택하여 제조된 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.Element group A consisting of titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf); element group B consisting of vanadium (V) and niobium (Nb); and chromium (Cr) and molybdenum (Mo).

본 발명의 합금은 구체적으로 아래와 같은 조성으로 이루어진다.The alloy of the present invention is specifically composed of the following composition.

(단, 5 ≤x≤ 95 at.% 이며, 0 ≤a≤ 15, 0 ≤b≤ 50 및 0 ≤c≤ 29 이고, Ta 및 W 을 제외한 원소의 합은 0 <a+b+c≤ 60 이며, 전체 합금의 제조 과정 중, 피할 수 없는 불순물을 포함한다.)(However, 5 ≤ x ≤ 95 at.%, 0 ≤ a ≤ 15, 0 ≤ b ≤ 50 and 0 ≤ c ≤ 29, and the sum of elements excluding Ta and W is 0 < a + b + c ≤ 60 , and includes unavoidable impurities during the manufacturing process of the entire alloy.)

상기 Ta 계 과고용 합금의 미세조직은 조밀한 수지 상정 조직으로, 구성원소간 용융온도 차이에 의해 수지상정간 국부적 용질 과포화(solute supersaturation)가 형성되는 것을 특징으로 한다.The microstructure of the Ta-based alloy is a dense dendrite structure, and is characterized in that local solute supersaturation is formed between dendrites due to a difference in melting temperature between constituent elements.

상기 Ta 계 합금은 3족 원소인 이트륨(Y)과 란탄족 원소군 (란타늄 (La), 세륨(Ce), 네오디뮴(Nd), 가돌리늄(Gd) 및 어븀(Er))으로 이루어진 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소를 5 at.% 이하로 첨가하여 전체 기지 합금의 평균 원자가 전자 밀도를 제어하여 상온 연신율 향상시키는 것이 가능하다.The Ta-based alloy is selected from the group of elements consisting of yttrium (Y), a group 3 element, and the lanthanide group (lanthanum (La), cerium (Ce), neodymium (Nd), gadolinium (Gd), and erbium (Er)) It is possible to improve room temperature elongation by adding one or more elements at 5 at.% or less to control the average valence electron density of the entire base alloy.

이와 더불어, 본 발명의 Ta 계 합금은 합금화 원소로서 B, C, N 및 P의 침입형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 2.2 at.% 이하로 첨가되어 석출물 형성 이전 단계인 선택적 단주기 ordering을 형성하게 하여 강도 뿐 아니라 연신을 동시에 향상시키거나, Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 으로 이루어진 원소군에서 선택된 1 종 이상의 원소가 10.5 at.% 이하로 첨가되어 부분 석출상 형성을 통해 고강도를 유지하면서도 기지 연질상의 윤활 역할을 통해 내마모 특성을 극대화 할 수 있다. In addition, in the Ta-based alloy of the present invention, as an alloying element, at least one element selected from the group consisting of interstitial solid solution alloy elements of B, C, N, and P is added at 2.2 at.% or less, which is a step before precipitate formation. Short period ordering is formed to improve strength as well as elongation at the same time, or one or more elements selected from the group of elements consisting of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In are added at 10.5 at.% or less to partially precipitate phase. While maintaining high strength through formation, wear resistance can be maximized through the lubricating role of the base soft phase.

또한, 상기 과제를 해결하기 위한 본 발명에 따른 고강도 고성형성 Ta 계 합금은 본 발명의 합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계; 상기 원료 물질을 용해하여 합금을 제조하는 단계; 및 상기 합금을 후처리하는 단계를 포함한다.In addition, the high-strength, high formability Ta-based alloy according to the present invention for solving the above problems is preparing a raw material constituting the alloy of the present invention; preparing an alloy by dissolving the raw material; and post-processing the alloy.

부연하면 본 발명의 합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계는 탄탈륨(Ta)-텅스텐(W) 합금을 기지로 하며, 타이타늄(Ti), 지르코늄(Zr), 하프늄(Hf) 으로 구성된 원소군 A; 바나듐(V), 니오븀(Nb) 으로 구성된 원소군 B; 및 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 으로 구성된 원소군 C 에서 적어도 1종 이상의 원소를 선택하여 제조된 것을 특징으로 하며, Ta, W 및 각 원소군 A, B 및 C 의 분율을 하기 (화학식)과 같이 준비하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조방법이다.In other words, the step of preparing the raw material constituting the alloy of the present invention is based on a tantalum (Ta)-tungsten (W) alloy, and element group A composed of titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) ; element group B consisting of vanadium (V) and niobium (Nb); And it is characterized in that it is prepared by selecting at least one element from the element group C consisting of chromium (Cr) and molybdenum (Mo), and the fraction of Ta, W and each element group A, B, and C is expressed as It is a method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that it is prepared as described above.

(화학식)(chemical formula)

(단, 5 ≤x≤ 95 at.% 이며, 0 ≤a≤ 15, 0 ≤b≤ 50 및 0 ≤c≤ 29 이고, Ta 및 W 을 제외한 원소의 합은 0 <a+b+c≤ 60 이며, 전체 합금의 제조 과정 중 피할 수 없는 불순물을 포함한다.)(However, 5 ≤ x ≤ 95 at.%, 0 ≤ a ≤ 15, 0 ≤ b ≤ 50 and 0 ≤ c ≤ 29, and the sum of elements excluding Ta and W is 0 < a + b + c ≤ 60 , and includes unavoidable impurities during the manufacturing process of the entire alloy.)

특히, 원료 물질을 준비하는 단계에 합금화 원소로서 Y, La, Ce, Nd, Gd 및 Er의 치환형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 5 at.% 이하로 포함하거나, B, C, N 및 P의 침입형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 2.2 at.% 이하로 포함하거나, Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 으로 이루어진 준금속 및 비금속 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소가 10.5 at.% 이하로 포함하는 것을 통해 기계적 특성을 향상시키는 것이 가능하다. In particular, in the step of preparing the raw material, one or more elements selected from the group consisting of Y, La, Ce, Nd, Gd, and Er substitution type solid solution alloy elements as alloying elements are included in an amount of 5 at.% or less, or B, Contains 2.2 at.% or less of one or more elements selected from the group consisting of C, N, and P interstitial solid-solution alloy elements, or in the group of metalloid and nonmetal elements consisting of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In It is possible to improve mechanical properties through the inclusion of one or more selected elements at 10.5 at.% or less.

또한, 상기 원료 물질을 용해하여 합금을 제조하는 단계 중 주조시 냉각속도 제어를 통해 국부적 용질 과포화에 의해 형성되는 수지상-수지상간 복합 구조의 크기를 제어하는 것을 특징으로 한다. In addition, it is characterized in that the size of the dendrite-interdendritic complex structure formed by local solute supersaturation is controlled by controlling the cooling rate during casting during the step of preparing the alloy by dissolving the raw material.

또한, 상기 합금을 후처리하는 단계가 1200 ℃ 이상 이며, 1800 ℃ 이하의 온도 범위에서 1 시간 이상 이며, 196 시간 이하의 시간동안 열처리를 수행하거나, 플라즈마 코팅, 스퍼터링 법을 활용한 급냉 초미세조직화를 행하거나, 단조가공 (forging), 인발가공 (drawing), 압출가공 (extruding), 프레스 가공(press working), 전조가공 (form rolling) 등의 소성가공과 Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding(ARB), Shear Rolling (SR) 등의 강소성 가공법을 중 선택된 1종 이상을 냉간 혹은 열간에서 적용하는 가공 방법에 의해 미세조직을 제어하여 기계적 특성을 개선하는 것을 특징으로 한다.In addition, the post-treatment of the alloy is performed at a temperature range of 1200 ° C or more and 1800 ° C or less for 1 hour or more and 196 hours or less, or quenching ultrafine structure using plasma coating or sputtering method or plastic working such as forging, drawing, extruding, press working, form rolling, Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure It is characterized by improving the mechanical properties by controlling the microstructure by a processing method in which one or more selected from among hard plastic processing methods such as Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding (ARB), and Shear Rolling (SR) is applied in cold or hot mode. to be

상술한 바와 구성된 본 발명은 탄탈륨-텅스텐 합금의 기지를 배열 엔트로피 및 원자 크기 부정합 파라미터가 제어된 다중 내화금속 원소의 합금화를 통해 결정구조의 심한 뒤틀림(Severely distorted lattice)을 유발하여 고온에서도 고강도를 유지하도록 하고, 평균 원자가 전자 밀도(VEC, Valence electron concetration)를 5.6 이하로 하여 상온 성형성을 향상시키는 과고용 합금 설계를 기반으로, 우수한 고온 강도 및 성형성을 동시에 구현할 수 있는 효과가 있다. 특히, 상온에서 최대 항복강도가 1000 MPa 이상, 최대 연신율이 30 % 이상, 혹은 800 ℃ 이상 고온에서 상온 항복강도의 최대 70 % 이상을 구현할 수 있는 효과가 있다. The present invention configured as described above maintains high strength even at high temperatures by inducing severely distorted lattice in the crystal structure through alloying of multiple refractory metal elements with controlled entropy and atomic size mismatch parameters by arranging the tantalum-tungsten alloy matrix Based on the high-temperature alloy design that improves room temperature formability by making the average valence electron density (VEC, Valence electron concetration) 5.6 or less, there is an effect of realizing excellent high-temperature strength and formability at the same time. In particular, there is an effect of realizing a maximum yield strength of 1000 MPa or more at room temperature, a maximum elongation of 30% or more, or a maximum of 70% or more of room temperature yield strength at a high temperature of 800 ° C or more.

본 발명의 합금은 플라즈마 코팅, 스퍼터링 공정 등을 활용한 코팅 뿐 아니라 단조 공정, 심공 가공, 인발 공정의 튜브 성형 공정을 거쳐 기계적 물성의 개선 후 폭발압접 등의 방법으로 고온 고압에 반복적으로 노출되는 포열 및 관련 내열 부품 등을 보강하여 고온 물성 및 신뢰성 향상을 위해 활용할 수 있다. The alloy of the present invention undergoes coating using plasma coating, sputtering process, etc., as well as forging process, deep hole processing, and tube forming process of drawing process to improve mechanical properties. And it can be used to improve high-temperature properties and reliability by reinforcing related heat-resistant parts.

도 1은 본 발명의 원소 8과 원소 9 그리고 비교예 1 내지 비교예 11의 탄탈륨(Ta) 함량에 따른 비커스 경도를 나타낸 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예 1 내지 실시예 3 의 X-선 회절분석 결과이다.
도 3은 본 발명의 비교예 2 조성과 (a) Ti, (b) Zr, (c) V 및 (d) Cr 간 의사 2원계 상태도 (pseudo-binary phase diagram)이다.
도 4는 본 발명의 원소 9, 비교예 6, 실시예 2, 실시예 3 의 온도에 따른 항복강도 변화를 나타낸 곡선이다.
도 5는 본 발명의 실시예 1과 (a) B, (b) C, (c) N 및 (d) P간의 의사 2원계 상태도이다.
도 6은 본 발명의 실시예 3 에 대해 (a) 온도에 따른 상안정성을 열역학 시뮬레이션을 통해 계산한 결과, (b) 주조 직후 및 (c) 조건 1로 열처리 한 후 미세구조를 나타내는 주사전자현미경 사진이다. 1 is a diagram showing Vickers hardness according to tantalum (Ta) content of elements 8 and 9 of the present invention and Comparative Examples 1 to 11 .
2 is an X-ray diffraction analysis result of Examples 1 to 3 of the present invention.
3 is a pseudo-binary phase diagram between the composition of Comparative Example 2 of the present invention and (a) Ti, (b) Zr, (c) V, and (d) Cr.
4 is a curve showing the change in yield strength according to temperature of Element 9 of the present invention, Comparative Example 6, Example 2, and Example 3 .
5 is a pseudo binary system state diagram between (a) B, (b) C, (c) N and (d) P of Example 1 of the present invention.
6 is a scanning electron microscope showing the microstructure of Example 3 of the present invention (a) as a result of calculating phase stability according to temperature through thermodynamic simulation, (b) immediately after casting and (c) after heat treatment under condition 1 It is a picture.

첨부한 도면을 참고로 하여 본 발명의 실시예에 대해 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. 도면에서 본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 도면부호가 사용되었다. 또한 널리 알려져 있는 공지기술의 경우 그 구체적인 설명은 생략한다. 한편, 명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다. With reference to the accompanying drawings, embodiments of the present invention will be described in detail so that those skilled in the art can easily practice the present invention. This invention may be embodied in many different forms and is not limited to the embodiments set forth herein. In order to clearly describe the present invention in the drawings, parts irrelevant to the description are omitted, and the same reference numerals are used for the same or similar components throughout the specification. In addition, in the case of widely known known technologies, detailed descriptions thereof will be omitted. On the other hand, throughout the specification, when a certain component is said to "include", it means that it may further include other components without excluding other components unless otherwise stated.

본 발명은 탄탈륨(Ta)을 활용한 고강도 고성형성 소재를 개발하는 것에 관한 것이다. Ta 은 순물질 상태에서도 융점이 3017 ℃로 매우 높고, 여타 체심입방 결정구조(BCC, Body centered cubic) 소재 대비 연성이 좋아, 가공이 용이하기 때문에, 다양한 온도 범위에서 구조 소재로 활용하기에 적합한 소재이다. 특히 현재 포열 내부 소재로 활용되고 있는 크롬 도금 강재의 경우에는 우수한 경도와 내마모성을 가졌지만, 300 ℃ 이상이 되면 경도가 급격히 저하되어 내마모성도 떨어진다는 단점이 있다. 따라서 본 발명에서는, 다양한 합금 원소를 합금화함으로써, 고온에서의 특성이 유지되는 것을 특징으로 하는 합금을 개발하고자 한다. 특히 본 발명의 합금은 BCC 결정구조 Ta 계 합금으로써, 다양한 원소가 합금화 되더라도, 그 결정 구조를 유지하여 기지 소재의 장점을 모두 유지할 수 있다.The present invention relates to the development of a high-strength, highly formable material utilizing tantalum (Ta). Ta has a very high melting point of 3017 °C even in its pure state, and has better ductility than other body centered cubic (BCC) materials, and is easy to process, making it suitable for use as a structural material in a wide range of temperatures. . In particular, chrome-plated steel, which is currently used as a material for the interior of a gun, has excellent hardness and wear resistance. Therefore, in the present invention, by alloying various alloying elements, it is intended to develop an alloy characterized in that properties at high temperatures are maintained. In particular, the alloy of the present invention is a BCC crystal structure Ta-based alloy, and even when various elements are alloyed, the crystal structure can be maintained to maintain all the advantages of the base material.

Ta 계 합금의 기지 조성 선정Base composition selection of Ta-based alloy

본 단계에서는 BCC 결정구조를 유지하면서도 본원 발명에 의한 고강도 고성형성 Ta 합금 제조를 위한 기지의 합금화 원소를 선정하는 단계에 관해 상술한다. 이때, 본 발명의 합금에서 기지 조성은 Ta (원소 8)을 기준으로 하기 [표 1]의 다양한 내화금속 원소가 합금화 될 수 있다.In this step, the step of selecting a known alloying element for manufacturing a high-strength, high-formability Ta alloy according to the present invention while maintaining the BCC crystal structure will be described in detail. At this time, the base composition of the alloy of the present invention can be alloyed with various refractory metal elements of [Table 1] based on Ta ( element 8 ).

구분division 조성Furtherance 최외각 전자수number of outermost electrons 원자 반경 (pm)atomic radius (pm) 융점 (℃)melting point (℃) 원소 1element 1 TiTi 44 147147 1668 1668 원소 2element 2 VV 55 134134 1910 1910 원소 3element 3 CrCr 66 128128 1907 1907 원소 4element 4 ZrZr 44 160160 1855 1855 원소 5elemental 5 NbNb 55 146146 2457 2457 원소 6element 6 MoMo 66 139139 2623 2623 원소 7elemental 7 HfHf 44 159159 2233 2233 원소 8element 8 TaTa 55 146146 3017 3017 원소 9element 9 WW 66 139139 3422 3422

이때, 본 발명의 일차적 목표는 상온인 300 K 의 2 배인 600 K 이상의 고온에서 소재 특성 열화를 방지하는 것으로써, 이를 위해 Ta 보다 높은 융점을 가지는 텅스텐(W)을 동시에 포함하는 조성을 기지 합금으로 선정하였다. 특히 W 의 경우, Ta 과 원자 반경(metallic radius)차가 5 % 이내로 비슷하기 때문에 쉽게 합금화 되어 BCC 고용체를 구성할 수 있으며, W의 첨가량이 증가함에 따라 합금의 융점이 지속적으로 증가하여 우수한 상안정성을 확보할 수 있다.At this time, the primary goal of the present invention is to prevent material property deterioration at a high temperature of 600 K or higher, which is twice the room temperature of 300 K. For this purpose, a composition containing tungsten (W) having a higher melting point than Ta is selected as the base alloy did In particular, in the case of W, since the difference in metallic radius is similar to that of Ta within 5%, it can be easily alloyed to form a BCC solid solution, and as the amount of W added increases, the melting point of the alloy continuously increases, resulting in excellent phase stability. can be secured

구분division 조성 비 (at.%)Composition ratio (at.%) 결정구조crystal structure 비커스 경도 (Hv)Vickers Hardness (Hv) Ta Ta WW 비교예 1Comparative Example 1 9595 55 BCCBCC 186.88186.88 비교예 2Comparative Example 2 9090 1010 BCCBCC 255.07255.07 비교예 3Comparative Example 3 8080 2020 BCCBCC 341.56341.56 비교예 4Comparative Example 4 7070 3030 BCCBCC 401.86401.86 비교예 5Comparative Example 5 6060 4040 BCCBCC 459.49459.49 비교예 6Comparative Example 6 5050 5050 BCCBCC 481.18481.18 비교예 7Comparative Example 7 4040 6060 BCCBCC 512.55512.55 비교예 8Comparative Example 8 3030 7070 BCCBCC 469.77469.77 비교예 9Comparative Example 9 2020 8080 BCCBCC 443.08443.08 비교예 10Comparative Example 10 1010 9090 BCCBCC 442.51442.51 비교예 11Comparative Example 11 55 9595 BCCBCC 402.64402.64

이때, 상기 [표 2]는 본 발명의 기지를 구성하는 Ta을 W로 치환해 가며 제조한 결과를 나타낸다. 표에 상술한 바와 같이 모든 합금이 BCC 구조를 가지는 것을 확인할 수 있었다. 뿐만 아니라, Ta 기지에 5 at.% 이상의 W 첨가시 기지내 용질 과포화에 의한 고용 강화 효과에 의해 경도가 크게 상승하는 것을 확인할 수 있었다. 부연하면, Ta-W 2 원계 합금의 경도는 W 함량이 60 at.%에 도달할 때 까지 연속적으로 증가하며, 60 at.% 이상의 W 을 합금화 할 때도(비교예 6 내지 비교예 9) 경도는 순수 Ta에 비해 3 배 이상 증가한 결과를 보였다. 이는 Ta 합금에 W을 동시에 합금화 하는 것이 우수한 경도 및 내마모성 등을 포함한 기계적 물성의 향상을 담보하는 것을 의미한다. [도 1]은 본 발명의 원소 8과 원소 9 그리고 비교예 1 내지 비교예 11의 탄탈륨(Ta) 함량에 따른 비커스 경도를 나타낸다. [도 1] 상단부 도면에서 각 조성에서 점으로 표현한 것은 각 원소 및 비교예에서 측정한 비커스 경도를 나타내며, 순물질인 원소 8 과 원소 9 를 연결하여 선형 혼합 법칙(Rule of mixture)으로 계산된 비커스 경도를 선형적으로 도시하였다. 또한, [도 1] 하단부 도면에서 막대그래프는 각 시편에서 실제 측정된 경도 값들과 선형 혼합법칙에 의해 계산된 비커스 경도 간의 차이를 나타낸다.At this time, [Table 2] shows the results obtained by replacing Ta constituting the base of the present invention with W. As described above in the table, it was confirmed that all alloys had a BCC structure. In addition, when 5 at.% or more of W was added to the Ta matrix, it was confirmed that the hardness greatly increased due to the solid solution strengthening effect due to solute supersaturation in the matrix. In other words, the hardness of the Ta-W binary alloy increases continuously until the W content reaches 60 at.%, and even when alloying with W of 60 at.% or more ( Comparative Examples 6 to 9 ), the hardness is It showed a result that increased more than 3 times compared to pure Ta. This means that simultaneous alloying of Ta alloy with W ensures improvement of mechanical properties including excellent hardness and wear resistance. [Figure 1] shows the Vickers hardness according to the tantalum (Ta) content of elements 8 and 9 of the present invention and Comparative Examples 1 to 11 . [Figure 1] In the upper drawing, the dots in each composition indicate the Vickers hardness measured in each element and comparative example, and the Vickers hardness calculated by the linear rule of mixture by connecting element 8 and element 9 , which are pure substances is shown linearly. In addition, the bar graph in the lower part of [Fig. 1] shows the difference between the hardness values actually measured in each specimen and the Vickers hardness calculated by the linear mixing law.

부연하면, 실제로 W 함량이 5 at.% 일 경우(비교예 1), 경도는 약 187 Hv 로 원소 8 의 경도인 123 Hv 보다 60 Hv 이상 증가한 값을 보인다. 반대의 경우인 원소 9 에 Ta 을 첨가하는 경우 역시, 순물질이 약 360 Hv 의 경도를 보였던 것에 비해서, 40 Hv 이상 증가하였다. 이는 순물질의 경도보다 10 % 이상 증가한 결과로써, Ta-W의 합금화시 5 at.% 이상의 용질원소를 가지는 경우 원소들간의 크기차이에 의한 고용 강화 효과를 나타냄을 의미한다. 따라서, 순물질 대비 10 % 이상 향상된 기계적 특성(경도 등)을 가진 고강도 기지 합금 조성을 위해 본 발명에 따른 고강도 고성형성 Ta 합금은 W 함량이 5 at.% 이상 95 at.% 이하인 것이 바람직하다. (하기 [화학식 1] 참고)In other words, when the W content is actually 5 at.% ( Comparative Example 1 ), the hardness is about 187 Hv, which is more than 60 Hv higher than 123 Hv, which is the hardness of element 8 . In the opposite case, when Ta was added to element 9 , the hardness increased by more than 40 Hv compared to the pure material showing a hardness of about 360 Hv. This is a result of increasing the hardness of the pure material by 10% or more, and means that when Ta-W is alloyed, the solid solution strengthening effect due to the size difference between the elements is exhibited when the solute element has 5 at.% or more. Therefore, for the composition of the high-strength matrix alloy having mechanical properties (hardness, etc.) improved by 10% or more compared to the pure material, the high-strength, high-formability Ta alloy according to the present invention preferably has a W content of 5 at.% or more and 95 at.% or less. (Refer to [Formula 1] below)

(단, 5 ≤x≤ 95 at.%)(However, 5 ≤ x ≤ 95 at.%)

합금화 원소의 선정Selection of alloying elements

본 단계에서는 전술한 기지 합금에 추가할 수 있는 합금 원소(원소 1 내지 원소 9)를 구분하고, 그에 따른 효과를 확인한다. 본원 발명에서는 Ta 및 W 을 제외하고, 첨가시 BCC 과고용체 유지가 가능한 합금 원소를 최외각 전자 수에 따라 각각 원소군 A, B 및 C 로 구분한다. 이때, 각각 최외각 전자 수가 4 개인 타이타늄(Ti), 지르코늄(Zr) 및 하프늄(Hf)을 원소군 A 로, 최외각 전자 수가 5 개인 바나듐(V) 및 니오븀(Nb)을 원소군 B 로, 최외각 전자 수가 6 개인 크롬(Cr) 및 몰리브데늄(Mo)을 원소군 C 로 분류하였다. 이때, 각 합금원소는 기지 합금을 구성하는 Ta 및 W 과 비슷한 원자 반경을 갖는 전이 금속 원소들로써, 기지 합금에 합금화 되어 각각 Ta 및 W 의 위치를 대체하는 국부적 과포화 치환형 고용합금으로써 작동한다. 본 발명에서 체심입방 결정구조를 형성하는 합금 기본 원소들을 각각 다른 원소군으로 분류한 것은, 평균 원자가 전자 밀도(Valence electron concentration, VEC) 를 효과적으로 제어함으로써 VEC 차이에 의한 연성 증가 효과를 높이기 위한 것으로, 각각 다른 원소군 간에는 1 이상의 VEC 차이가 생기도록 구성하였다. In this step, alloy elements ( element 1 to element 9 ) that can be added to the above-described base alloy are classified, and the effect thereof is confirmed. In the present invention, except for Ta and W, alloying elements capable of maintaining a BCC hypersolid solution when added are classified into element groups A, B, and C, respectively, according to the number of outermost electrons. At this time, titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) each having four outermost electrons are element group A, and vanadium (V) and niobium (Nb), each having five outermost electrons, element group B, Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) having 6 outermost electrons were classified as element group C. At this time, each alloying element is a transition metal element having an atomic radius similar to Ta and W constituting the base alloy, and is alloyed with the base alloy to act as a local supersaturated substitution type solid solution alloy that replaces the position of Ta and W, respectively. In the present invention, the classification of the basic alloy elements forming the body-centered cubic crystal structure into different element groups is to effectively control the average valence electron concentration (VEC) to increase the effect of increasing ductility due to the difference in VEC, It was configured so that a VEC difference of 1 or more occurred between each different element group.

구분division 조성Furtherance VECVEC ΔS_config
(J/mol·K)ΔS _config
(J/mol K) 결정 구조crystal structure 최대 압축 연신 (%)Maximum compression elongation (%) 비고note 원소 1element 1 TiTi 44 00 HCPHCP 5959 원소 2element 2 VV 55 00 BCCBCC 4242 원소 3element 3 CrCr 66 00 BCCBCC -- 취성 파괴brittle fracture 원소 4element 4 ZrZr 44 00 HCPHCP 4040 원소 5elemental 5 NbNb 55 00 BCCBCC 3535 원소 6element 6 MoMo 66 00 BCCBCC -- 취성 파괴brittle fracture 원소 7elemental 7 HfHf 44 00 HCPHCP 5050 　 원소 8element 8 TaTa 55 00 BCCBCC 3030 　 원소 9element 9 WW 66 00 BCCBCC 55 취성 파괴brittle fracture 비교예 1Comparative Example 1 Ta₉₅W₅ Ta ₉₅ W ₅ 5.15.1 1.71.7 BCCBCC 3030 비교예 2Comparative Example 2 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ 5.15.1 2.72.7 BCCBCC 3030 비교예 3Comparative Example 3 Ta₈₀W₂₀ Ta ₈₀ W ₂₀ 5.25.2 4.24.2 BCCBCC 3030 비교예 4Comparative Example 4 Ta₇₀W₃₀ Ta ₇₀ W ₃₀ 5.35.3 5.15.1 BCCBCC 2727 비교예 5Comparative Example 5 Ta₆₀W₄₀ Ta ₆₀ W ₄₀ 5.45.4 5.65.6 BCCBCC 1818 비교예 6Comparative Example 6 Ta₅₀W₅₀ Ta ₅₀ W ₅₀ 5.55.5 5.85.8 BCCBCC 1111 비교예 7Comparative Example 7 Ta₄₀W₆₀ Ta ₄₀ W ₆₀ 5.65.6 5.65.6 BCCBCC 66 비교예 8Comparative Example 8 Ta₃₀W₇₀ Ta ₃₀ W ₇₀ 5.75.7 5.15.1 BCCBCC 88 비교예 9Comparative Example 9 Ta₂₀W₈₀ Ta ₂₀ W ₈₀ 5.85.8 4.24.2 BCCBCC 1212 비교예 10Comparative Example 10 Ta₁₀W₉₀ Ta ₁₀ W ₉₀ 5.95.9 2.72.7 BCCBCC 2020 비교예 11Comparative Example 11 Ta₅W₉₅ Ta ₅ W ₉₅ 6.06.0 1.71.7 BCCBCC 2525

부연하면, 내화 금속 원소로 이루어진 체심입방 결정구조의 합금의 경우 연성은 하기의 [수학식 1]로 정의되는 원자가 전자 밀도와 반비례 관계를 가진다. 이때, 각 합금의 특성을 보다 명확하게 판단하기 위하여, 상기 [표 3]에 본 발명의 원소들과 비교예들의 특성을 나타내었다. 상기 표에 나타난 것과 같이, VEC가 6 근처의 값을 가질수록 BCC 합금의 경우 압축 상태에서 상대적으로 낮은 연성을 가지며, 취성 파괴 특성을 유발하기 쉬운 것을 알 수 있다.In other words, in the case of an alloy having a body-centered cubic crystal structure composed of refractory metal elements, ductility has an inversely proportional relationship with the valence electron density defined by Equation 1 below. At this time, in order to determine the characteristics of each alloy more clearly, the [Table 3] shows the characteristics of the elements of the present invention and comparative examples. As shown in the table above, it can be seen that as VEC has a value near 6, the BCC alloy has relatively low ductility in a compressed state and is prone to brittle fracture characteristics.

(단,

는 각 용질 원소의 원자가 전자를 의미하며,

는 각 용질 원소의 농도를 나타낸다.)(step,

is the valence electron of each solute element,

represents the concentration of each solute element.)

이때, 연신에 영향을 미치는 또 다른 요인으로는, 다종의 내화금속 원소가 합금화됨에 따른 격자 비틀림으로 인한 고강도화를 생각할 수 있다. 이는 각 구성 원소가 배열된 형태에 의해 결정되는 것으로써, 합금 원소의 배열 엔트로피(ΔS_config)에 따라 결정될 수 있다. 이는 하기 [수학식 2] 에 나타내었다.At this time, as another factor affecting the elongation, high strength due to lattice distortion due to alloying of various types of refractory metal elements may be considered. This is determined by the arrangement of each constituent element, and may be determined according to the arrangement entropy (ΔS _config ) of the alloy elements. This is shown in [Equation 2] below.

(이때, R은 기체상수인 8.314 J/mol,

는 각 용질 원소의 농도, N 은 총 원소 개수를 의미한다.) (At this time, R is the gas constant of 8.314 J / mol,

is the concentration of each solute element, and N is the total number of elements.)

일반적으로 배열엔트로피가 큰 경우 고강도 특성을 나타내며 (표 2와 표 3 참고), 강도-연신 trade-off 관계에 의해 연신은 저하되는 경향을 보인다.In general, when the array entropy is large, high strength properties are exhibited (see Tables 2 and 3 ), and elongation tends to decrease due to the strength-elongation trade-off relationship.

따라서, VEC 증가에 의한 연신 감소 효과를 확인하기 위해, 비교예 중 가장 고농도로 혼합되어 ΔS_config가 비슷한 비교예 5 내지 비교예 7 을 비교하였다. 각 합금 사이에는 3 % 내외의 적은 ΔS_config 차이를 가져 이 효과를 배제하고 특성을 비교할 수 있다. 보다 구체적으로 VEC 값이 5.4 에서 5.5 로 증가하며 최대 연신율이 약 7 % 감소하였으며, 마찬가지로 5.5 에서 5.6 으로 0.1 증가하면서, 최대 연신율이 약 6 % 로 감소하였다. 따라서, VEC 가 5.6 보다 큰 경우에는, 최대 연신이 5 % 이하로 감소될 것으로 예상되는 바, 본 발명에 의한 Ta 합금은 5 % 이상의 연신을 나타내기 위해 VEC 가 5.6 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 특히, 본 발명의 Ta 합금에서 (수학식 1)로 계산되는 평균 원자가 전자 밀도가 5 이하인 경우, 30 % 이상의 초고연신 특성을 나타내는 것이 가능함을 확인할 수 있다.Therefore, in order to confirm the effect of reducing elongation by increasing VEC, Comparative Examples 5 to 7 , which were mixed at the highest concentration and had similar ΔS _config , were compared. Each alloy has a small ΔS _config difference of around 3%, so this effect can be excluded and the characteristics can be compared. More specifically, the maximum elongation decreased by about 7% as the VEC value increased from 5.4 to 5.5, and the maximum elongation decreased by about 6% as the VEC value increased by 0.1 from 5.5 to 5.6. Therefore, when the VEC is greater than 5.6, the maximum elongation is expected to be reduced to 5% or less. Therefore, the Ta alloy according to the present invention preferably has a VEC of 5.6 or less to exhibit an elongation of 5% or more. In particular, when the average valence electron density calculated by (Equation 1) in the Ta alloy of the present invention is 5 or less, it can be confirmed that it is possible to exhibit ultra-high elongation characteristics of 30% or more.

치환형 고용원소 합금화에 따른 특성 개선Characteristics improved by substitutional solid-solution element alloying

본 단계에서는 상기 단계에서 확인한 Ta-W 기지 합금에 원소군 A, B 및 C 를 치환함에 따라 나타나는 특성 개선 효과에 대해 상술한다. 하기 [표 4]는 본원 발명의 실시예 1 내지 실시예 7 을 나타낸 것으로써, Ta 및 W 에 원소군 A의 Ti, 원소군 B의 V 및 원소군 C의 Cr을 다양한 조성으로 첨가한 결과를 보여준다.In this step, the effect of improving the properties obtained by substituting the element groups A, B, and C in the Ta-W base alloy confirmed in the above step will be described in detail. The following [Table 4] shows Examples 1 to 7 of the present invention , and the results of adding Ti of element group A, V of element group B, and Cr of element group C to Ta and W in various compositions show

구분division 조성Furtherance VECVEC ΔS_config ΔS _config 결정 구조crystal structure 실시예 1Example 1 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ 5.35.3 9.19.1 BCCBCC 실시예 2Example 2 Ta₂₅W₂₅V₂₅Ti₂₅ Ta ₂₅ W ₂₅ V ₂₅ Ti ₂₅ 55 11.511.5 BCCBCC 실시예 3Example 3 Ta₂₀W₂₀V₂₀Ti₂₀Cr₂₀ Ta ₂₀ W ₂₀ V ₂₀ Ti ₂₀ Cr ₂₀ 5.25.2 13.413.4 BCCBCC 실시예 4Example 4 Ta₆₀W₂₀V₂₀ Ta ₆₀ W ₂₀ V ₂₀ 5.65.6 7.87.8 BCCBCC 실시예 5Example 5 Ta₂₀W₆₀V₂₀ Ta ₂₀ W ₆₀ V ₂₀ 5.65.6 7.97.9 BCCBCC 실시예 6Example 6 Ta₄₀W₂₀V₂₀Ti₂₀ Ta ₄₀ W ₂₀ V ₂₀ Ti ₂₀ 55 11.111.1 BCCBCC 실시예 7Example 7 Ta₂₀W₄₀V₂₀Ti₂₀ Ta ₂₀ W ₄₀ V ₂₀ Ti ₂₀ 5.25.2 11.111.1 BCCBCC

상기 표에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 합금은 다양한 합금화 원소 조합의 경우에도 안정적으로 단상의 BCC 결정구조를 가지는 것을 알 수 있다. 일례로 [도 2]는 본 발명의 실시예 1 내지 실시예 3 의 X-선 회절분석 결과를 나타낸다. 도면에서 알 수 있는 바와 같이 Ta-W 기지 합금에 원소군 A, B 및 C 를 치환하는 경우 BCC 단일상 구조를 가지는 것을 알 수 있다. As can be seen from the above table, it can be seen that the alloy of the present invention has a stable single-phase BCC crystal structure even in the case of various alloying element combinations. As an example, [Figure 2] shows the results of X-ray diffraction analysis of Examples 1 to 3 of the present invention. As can be seen from the figure, it can be seen that the BCC single-phase structure is obtained when element groups A, B and C are substituted for the Ta-W base alloy.

하기 [표 5]에서는 보다 다양한 실시예를 들어 본원 발명의 범위를 보다 상세히 한정한다.In the following [Table 5], the scope of the present invention is defined in more detail with more various examples.

구분division 기지 조성 (at.%)Base formation (at.%) 첨가 원소 (at.%)Added elements (at.%) 결정 구조crystal structure VECVEC 원소군 Aelement group A 원소군 Belemental group B 원소군 Celemental group C TaTa WW TiTi ZrZr HfHf VV NbNb CrCr MoMo 비교예 5*Comparative Example 5* 6060 4040 BCCBCC 5.40 5.40 실시예 8Example 8 5757 3838 55 BCCBCC 5.33 5.33 실시예 9Example 9 5757 3838 55 BCCBCC 5.33 5.33 실시예 10Example 10 5757 3838 55 BCCBCC 5.33 5.33 실시예 11Example 11 5757 3838 55 BCCBCC 5.38 5.38 실시예 12Example 12 5757 3838 55 BCCBCC 5.38 5.38 실시예 13Example 13 5757 3838 55 BCCBCC 5.43 5.43 실시예 14Example 14 5757 3838 55 BCCBCC 5.43 5.43 실시예 15Example 15 5454 3636 55 55 BCCBCC 5.31 5.31 실시예 16Example 16 4848 3232 1010 1010 BCCBCC 5.22 5.22 실시예 17Example 17 2424 1616 3030 3030 BCCBCC 4.86 4.86 실시예 18Example 18 5151 3434 55 55 55 BCCBCC 5.34 5.34 실시예 19Example 19 4242 2828 1010 1010 1010 BCCBCC 5.28 5.28 실시예 20Example 20 2424 1616 2020 2020 2020 BCCBCC 5.16 5.16 실시예 21Example 21 47.547.5 47.547.5 55 BCCBCC 5.48 5.48 실시예 1*Example 1* 34 34 33 33 33 33 BCCBCC 5.33 5.33 실시예 22Example 22 2020 2020 6060 BCCBCC 5.20 5.20 실시예 23Example 23 85.585.5 9.59.5 55 BCCBCC 5.10 5.10 실시예 24Example 24 60.0 60.0 6.7 6.7 33.3 33.3 BCCBCC 5.07 5.07 실시예 25Example 25 3636 44 6060 BCCBCC 5.04 5.04 실시예 26Example 26 9.59.5 85.585.5 55 BCCBCC 5.58 5.58 실시예 27Example 27 6.7 6.7 60.0 60.0 33.3 33.3 BCCBCC 5.60 5.60 실시예 28Example 28 44 3636 6060 BCCBCC 5.36 5.36

이때, 상기 실시예들은 Ta-W 2 원계의 기지 합금 중, 가장 큰 강도를 보인 비교예 5를 기준으로 첨가원소를 제어함으로써, 그 특성을 비교하였다. 먼저 실시예 8 내지 실시예 14 는 상기 비교예 5 와 같이 Ta : W 의 비율을 6:4로 유지하면서, 원소군 A, 원소군 B 및 원소군 C 에 속하는 7 종의 원소를 각 5 at.% 씩 첨가한 결과를 나타낸다. 이때, 어떤 합금화 원소가 첨가되더라도, 본원 발명에 의한 Ta 계 합금은 BCC 구조를 가지는 것을 확인할 수 있었다.At this time, the above examples compared the characteristics by controlling the additive elements based on Comparative Example 5 , which showed the greatest strength among the Ta-W binary matrix alloys. First, in Examples 8 to 14 , while maintaining the ratio of Ta: W at 6:4 as in Comparative Example 5 , 7 elements belonging to element group A, element group B, and element group C were mixed at 5 at. Indicates the result added by %. At this time, no matter what alloying element is added, it was confirmed that the Ta-based alloy according to the present invention has a BCC structure.

이때, Ta-W 간의 Ta 계 기지합금에 첨가되는 고용 원소들은, 전술한 것과 같이 Ta 계 합금에 고용되어 모두 쉽게 BCC 고용체를 구성하는 것으로써, 추가적인 고용 강화 효과 및 특성 개선을 위해 투입하는 것이기 때문에, 그 함량의 하한을 한정하는 것에는 큰 의미가 없다. At this time, the dissolved elements added to the Ta-W base alloy are dissolved in the Ta-based alloy as described above to easily form a BCC solid solution, which is added for additional solid solution strengthening effect and property improvement. , there is no significant meaning in limiting the lower limit of the content.

[도 3]은 본 발명의 비교예 2 합금의 Ti, Zr, V 및 Cr을 각각 첨가 하였을 때, 첨가 합금 원소 함량에 따른 상태도를 열역학 시뮬레이션을 통해 작도한 것이다. 이때, 열역학 시뮬레이션은 Thermo-Calc 소프트웨어를 활용하였으며, 다원계 4족 - 6족 합금 계산에 가장 적합한 것으로 알려진 TCHEA3 데이터베이스를 기반으로 계산하였다. 본원 발명에서의 모든 열역학 시뮬레이션 결과는 별다른 언급이 없는 한, 위와 같은 조건으로 계산된 것이다. 도면에서 알 수 있는 바와 같이 4족 합금 원소인 A 그룹의 원소는 단상의 BCC 합금을 제조하기 위해 15 at.% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 5족 합금원소인 B 그룹의 원소는 Ta-W 합금 기지에서 함량과 관계없이 단상의 BCC 결정 구조를 형성하지만 50 at.%를 초과하는 경우, VEC 감소효과가 미미하기 때문에 상기 조성범위 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 6족 합금원소인 C 그룹의 원소가 29 at.% 이상으로 첨가되면 결정구조가 다른 Laves 상을 형성하게 되고, 이는 Ta 계 합금의 취성을 증가시킨다. 따라서 C 그룹 합금원소의 조성범위는 29 at.% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. [Figure 3] is a phase diagram according to the added alloy element content when Ti, Zr, V and Cr of the alloy of Comparative Example 2 of the present invention are added, respectively, through thermodynamic simulation. At this time, Thermo-Calc software was utilized for the thermodynamic simulation, and the calculation was based on the TCHEA3 database known to be most suitable for calculating multi-component Group 4 - Group 6 alloys. All thermodynamic simulation results in the present invention are calculated under the above conditions unless otherwise noted. As can be seen from the figure, it is preferable to add 15 at.% or less of the group A group element, which is a group 4 alloy element, in order to prepare a single-phase BCC alloy. Elements of group B, which are group 5 alloy elements, form a single-phase BCC crystal structure regardless of the content in the Ta-W alloy matrix, but when they exceed 50 at.%, the VEC reduction effect is negligible, so they are added below the above composition range. It is desirable to do When an element of Group C, a Group 6 alloy element, is added at 29 at.% or more, Laves phase with a different crystal structure is formed, which increases the brittleness of the Ta-based alloy. Therefore, the composition range of the group C alloy element is preferably added to 29 at.% or less.

한편, 실시예 15 내지 실시예 20 은 위와 같은 합금의 구성 원소 개수를 변화하며, 그 변화를 확인한 결과이다. Ta 및 W을 제외한, 각 합금의 구성 원소가 2 종 및 3 종 등으로 증가하더라도, 쉽게 BCC 결정구조의 Ta 계 합금을 제조할 수 있었으며, Ta 및 W을 제외한 첨가 합금 원소의 비율이 60 at.% 까지도 우수한 기계적 특성을 나타내는 것을 확인할 수 있었다.On the other hand, Examples 15 to 20 change the number of constituent elements of the alloy as above, and are the results of confirming the change. Even if the constituent elements of each alloy except for Ta and W increased to 2 or 3, etc., it was possible to easily manufacture a Ta-based alloy with a BCC crystal structure, and the ratio of additive alloy elements excluding Ta and W was 60 at. It was confirmed that even % exhibited excellent mechanical properties.

또한, 실시예 1을 포함하여 실시예 21 내지 실시예 28은 각각 Ta 과 W 의 비율을 1:1, 9:1 혹은 1:9 등으로 변화시켜가며, 합금화한 결과를 나타낸다. 실제로 다양한 비율로 합금 원소의 비율을 제어하더라도, 쉽게 BCC 결정 구조의 Ta 계 합금이 제조되는 것을 확인 할 수 있었다. 상기 기재된 실시예를 기반으로, 본 발명의 고강도 고성형성 합금 조성은 다음과 같은 [화학식 2]로 표현될 수 있다.In addition, Examples 21 to 28, including Example 1 , show the results of alloying by changing the ratio of Ta to W to 1:1, 9:1, or 1:9, respectively. In fact, it was confirmed that Ta-based alloys having a BCC crystal structure were easily produced even when the ratios of alloying elements were controlled at various ratios. Based on the above-described examples, the high-strength, high-formability alloy composition of the present invention can be expressed as the following [Formula 2] .

본 발명의 치환형 고용원소 합금화는 단상 BCC 결정구조를 유지하며 추가적으로 격자 비틀림을 유발하여 기계적 특성을 향상시킬 수 있다. 특히, 상기 [화학식 2]를 만족하는 조성 중 원소군 A, 원소군 B 그리고 원소군 C에 포함된 원소를 각각 1개 이상씩 동시에 포함하는 경우 [수학식 2]로 계산되는 배열 엔트로피가 2 J/mol·K 보다 커서 더 심한 격자뒤틀림 효과로 인해 고강도 특성을 나타낼 수 있다. The substitutional solid solution element alloying of the present invention maintains a single-phase BCC crystal structure and additionally induces lattice distortion to improve mechanical properties. In particular, when one or more elements each of element group A, element group B, and element group C are included in the composition satisfying [Formula 2] at the same time, the array entropy calculated by [Equation 2] is 2 J It is larger than /mol·K and can exhibit high strength characteristics due to a more severe lattice distortion effect.

또한, 본 발명의 Ta 합금에 VEC가 3으로 낮은 3족 원소인 이트륨(Y) 과 란탄족 원소 (란탄늄(La), 세륨(Ce), 네오디뮴(Nd), 가돌리늄(Gd) 및 어븀(Er))를 최대 고용 한계 이내인 5 at.% 이하로 첨가할 경우 합금의 VEC를 더욱 낮게 제어하여 상온 연신율 향상에 기여할 수 있다. In addition, in the Ta alloy of the present invention, yttrium (Y), a group 3 element with a low VEC of 3, and lanthanide elements (lanthanum (La), cerium (Ce), neodymium (Nd), gadolinium (Gd) and erbium (Er) )) is added at 5 at.% or less, which is within the maximum employment limit, it can contribute to improving room temperature elongation by controlling the VEC of the alloy to a lower level.

제조된 합금의 특성 최적화Optimization of properties of manufactured alloys

본 단계에서는 상기 단계에서 한정된 Ta 계 합금 조성의 특성을 최적화 할 수 있는 방안에 대해 설명한다. 일반적으로, 금속 소재의 강도는 원자 간의 크기 부정합 파라미터(atomic size misfit parameter, ε_a)와 비례관계를 가진다. 이때, 부정합 파라미터란, 각 원자 간의 크기 차이에 의해 발생하는 격자 내의 에너지를 대변하는 인자로써, 아래의 [수학식 3]과 같이 표현된다. In this step, a method for optimizing the characteristics of the Ta-based alloy composition limited in the step will be described. In general, the strength of a metal material has a proportional relationship with an atomic size misfit parameter (ε _a ). At this time, the mismatch parameter is a factor representing the energy in the lattice generated by the size difference between atoms, and is expressed as in [Equation 3] below.

(단,

는 각 용질 원소의 원자반경,

는 합금의 평균 원자 반경,

는 각 용질의 농도를 의미한다.)(step,

is the atomic radius of each solute element,

is the average atomic radius of the alloy,

means the concentration of each solute.)

본 발명에 의한 Ta 계 합금의 특성을 보다 자세히 예측하고자, 하기에 본 발명의 원자 크기 부정합 파라미터에 따른 비교예와 실시예를 [표 6]에 나타내었다. In order to predict the characteristics of the Ta-based alloy according to the present invention in more detail, the comparative examples and examples according to the atomic size mismatch parameters of the present invention are shown in [Table 6] below.

구분division 조성Furtherance 결정 구조crystal structure ε_a ε _a ΔS_conf (J/mol·K)ΔS _conf (J/mol K) 항복 강도 (MPa)Yield strength (MPa) 원소 8element 8 Ta₁₀₀ Ta ₁₀₀ BCCBCC 00 00 700700 비교예 6Comparative Example 6 Ta₅₀W₅₀ Ta ₅₀ W ₅₀ BCCBCC 0.0250.025 5.765.76 11521152 실시예 1Example 1 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ BCCBCC 0.030.03 9.139.13 12431243 실시예 2Example 2 Ta₂₅W₂₅V₂₅Ti₂₅ Ta ₂₅ W ₂₅ V ₂₅ Ti ₂₅ BCCBCC 0.0350.035 11.5311.53 14051405 실시예 3Example 3 Ta₂₀W₂₀V₂₀Ti₂₀Cr₂₀ Ta ₂₀ W ₂₀ V ₂₀ Ti ₂₀ Cr ₂₀ BCCBCC 0.0450.045 13.3813.38 1588 1588

상기 표에 나타낸 바와 같이, 같은 BCC 결정구조 합금에서 높은 ε_a 값을 가지는 경우, 우수한 항복강도를 가지는 것을 확인할 수 있다. 부연하면, 비교예 6 과 실시예 1 내지 실시예 3 에서 알 수 있는 바와 같이, ε_a 가 0.025 보다 커지는 경우 1000 MPa 이상의 초고강도 특성을 구현할 수 있다.As shown in the table above, in the case of having a high ε _a value in the same BCC crystal structure alloy, it can be confirmed that it has excellent yield strength. In other words, as can be seen from Comparative Example 6 and Examples 1 to 3 , when ε _a is greater than 0.025, ultra-high strength properties of 1000 MPa or more can be implemented.

한편, 상기 [표 5] 에 나타낸 합금 중, VEC 가 낮은 합금이라도, ΔS_conf가 작은 합금은 낮은 상안정성을 가져, 고온에서의 특성 열화가 발생할 수 있다. 부연하면 상안정성의 지표인 깁스 자유 에너지(G)는 H-TS 라는 수식에 의해 결정되며, 이 값이 음(-)으로 클수록 높은 안정성을 가진다. 특히 고온에서는 상기 수식에서 T 가 큰 값을 가지기 때문에, 높은 S (엔트로피)를 갖도록 합금을 설계함으로써, 우수한 상 안정성을 확보할 수 있다. 뿐만 아니라, 배열 엔트로피가 높아진 Ta 계 합금은 격자가 심하게 뒤틀리게 되고, 이는 BCC 결정구조의 상 안정성을 높일 뿐만 아니라 전위의 이동을 방해하여 강도를 증가시키는 효과가 있다. (상기 [표 6] 참고) 즉, 높은 ΔS_conf를 가지는 Ta 계 합금의 설계는 고온에서의 기계적 특성을 향상시킬 수 있는 것으로 판단되어야 한다.On the other hand, among the alloys shown in [Table 5] , even if the alloy has a low VEC, an alloy with a small ΔS _conf has low phase stability, and deterioration in properties at high temperatures may occur. In other words, the Gibbs free energy (G), which is an index of phase stability, is determined by an equation called H-TS, and the larger this value is negative (-), the higher the stability. In particular, since T has a large value in the above equation at high temperatures, excellent phase stability can be secured by designing the alloy to have high S (entropy). In addition, the Ta-based alloy with high arrangement entropy has a severely distorted lattice, which not only increases the phase stability of the BCC crystal structure, but also has the effect of increasing strength by hindering the movement of dislocations. (See [Table 6] above) That is, it should be determined that the design of a Ta-based alloy having a high ΔS _conf can improve mechanical properties at high temperatures.

[도 4]는 본 발명의 원소 9, 비교예 6, 실시예 2 와 실시예 3 의 온도에 따른 항복강도 변화를 나타낸 곡선이다. 도면에서 알 수 있는 바와 같이 상대적으로 ΔS_conf가 작은 원소 9 및 비교예 6 은 온도 상승과 함께 항복강도가 급격하게 감소하여, 상온(300 K)에서 각각 650 MPa, 1020 MPa 이던 것이 800 ℃(1073 K)에서는 각각 100 MPa, 490 MPa를 나타내는 것을 확인할 수 있다. 반면, 실시예 2 및 실시예 3의 경우에는 상온에서 각각 1410 MPa, 1600 MPa 이던 항복강도가 800 ℃(1073 K)에서도 각각 890 MPa, 1210 MPa를 나타내어 온도상승에 따른 항복강도의 감소폭이 매우 적은 것을 확인 할 수 있었다. 이와 같은 온도 상승에 따른 재료의 특성 열화는 상온(300 K)의 2 배에 해당하는, 600 K을 기준으로 급격하게 발생하였다. 하지만, 상대적으로 높은 ΔS_conf를 가지는 본 발명의 실시예 2 및 실시예 3 을 포함하는 합금들의 경우, 600 K 이상에서도 700 MPa 이상의 높은 향복강도를 유지하여, 상온항복강도 대비 최대 70 % 이상의 값을 나타내 고온에서 안정적 활용이 가능할 것으로 판단된다. [Figure 4] is a curve showing the change in yield strength according to the temperature of element 9 of the present invention, Comparative Example 6, Example 2 and Example 3 . As can be seen from the figure, element 9 and Comparative Example 6 , which have a relatively small ΔS _conf , have a rapid decrease in yield strength with increasing temperature, which was 650 MPa and 1020 MPa at room temperature (300 K), respectively, to 800 ℃ (1073 K), it can be confirmed that 100 MPa and 490 MPa are respectively indicated. On the other hand, in the case of Examples 2 and 3, the yield strengths, which were 1410 MPa and 1600 MPa at room temperature, were 890 MPa and 1210 MPa, respectively, even at 800 ° C (1073 K), so that the decrease in yield strength with increasing temperature was very small. was able to confirm that The deterioration of the properties of the material due to such a temperature increase occurred rapidly at 600 K, which is twice the normal temperature (300 K). However, in the case of alloys including Example 2 and Example 3 of the present invention having a relatively high ΔS _conf , a high yield strength of 700 MPa or more is maintained even at 600 K or more, and a value of up to 70% or more compared to room temperature yield strength It is considered that it can be used stably at high temperatures.

석출물 형성 제어를 통한 특성 개선Characteristic improvement through precipitate formation control

본 발명의 Ta 계 합금은 붕소(B), 탄소(C), 질소(N) 및 인(P)의 침입형 합금 원소들을 첨가함으로써 선택적 단주기 Ordering을 형성하여 그 특성을 개선한 것 일 수 있다. 침입형 합금 원소들은 Ta-W 기지합금과 반응하여 선택적 단주기 ordering을 형성하여 전위의 이동을 더욱 방해하여 고온 강도를 개선하면서도 성형성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다. 특히, 기지원소와 침입형 원소들간 금속간 화합물이 형성되는 경우 경도가 높고 내마모성이 우수하지만 취성을 가지는데 반해, 본 발명에서는 선택적 단주기 Ordering을 형성하여 연질기지에 고경도 원자단위 클러스터가 복합화 하여 내마모 특성을 크게 향상 시킬 수 있다. 그러나, 과량 투입 되는 경우 금속간 화합물이 형성되어 취성파괴를 유발하여 성형성을 감소시킬 수 있다. The Ta-based alloy of the present invention may have improved properties by forming selective short-period ordering by adding interstitial alloy elements of boron (B), carbon (C), nitrogen (N), and phosphorus (P). . The interstitial alloying elements react with the Ta-W base alloy to form selective short-period ordering to further hinder the movement of dislocations, thereby improving formability while improving high-temperature strength. In particular, when intermetallic compounds are formed between matrix elements and interstitial elements, they have high hardness and excellent wear resistance, but are brittle. Wear resistance can be greatly improved. However, if an excessive amount is added, an intermetallic compound may be formed to cause brittle fracture and reduce formability.

[도 5]는 본 발명의 실시예 1과 (a) B, (b) C, (c) N 및 (d) P 간의 의사 2원계 상태도를 열역학 시뮬레이션을 통해 작도한 것이다. 도면을 통해 알 수 있는 바와 같이, B, C, N 및 P는 본 발명의 실시예 1과 각각 2.2, 8.2, 10.1 및 4.6 at.% 의 최대 고용도를 가지는 것을 확인할 수 있었으며, 단일 BCC 상이 유지되는 경우 기지상의 조성에 따라 그 변폭이 크지 않음을 확인할 수 있었다. 따라서 본원 발명에 의해 개발된 Ta 합금은 B, C, N 및 P 로 구성된 침입형 원소군에서 선택된 1종 이상을 전체 기지 합금 원소 대비 최대 2.2 at.% 까지 침입형 고용 원소를 포함할 수 있으며, 이에 대한 실시예는 하기 [표 8] 에 상술하였다. 이러한 침입형 합금화 원소들은 고용체 기지내에 과고용시 빠른 확산 속도로 인해 고온에서 변형부에 우선 확산을 통해 크랙 부분에 응력 집중을 완화하여 크랙 전파를 지연하는 독특한 특성 개선 효과를 나타낼 수도 있다. [FIG. 5] is a pseudo binary phase diagram between (a) B, (b) C, (c) N, and (d) P of Example 1 of the present invention drawn through thermodynamic simulation. As can be seen from the figure, it was confirmed that B, C, N and P had maximum solid solubility of 2.2, 8.2, 10.1 and 4.6 at.%, respectively, with Example 1 of the present invention, and a single BCC difference was maintained. If it is, it was confirmed that the variation is not large depending on the composition of the base. Therefore, the Ta alloy developed according to the present invention may contain one or more selected from the interstitial element group consisting of B, C, N, and P up to 2.2 at.% of the interstitial solid solution element compared to the total base alloy element, Examples for this are detailed in [Table 8] below. These interstitial alloying elements may exhibit a unique property improvement effect of delaying crack propagation by relieving stress concentration in the crack portion through preferential diffusion into the deformed portion at high temperature due to a fast diffusion rate when over-solidified in the solid solution matrix.

구분division 기지 조성base formation 첨가 원소added element 최대 고용도 (at.%)Maximum Employment (at.%) 실시예 1*Example 1* Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ -- -- 실시예 29Example 29 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ BB 2.2 2.2 실시예 30Example 30 Ta₂₅W₂₅V₂₅Ti₂₅ Ta ₂₅ W ₂₅ V ₂₅ Ti ₂₅ BB 2.6 2.6 실시예 31Example 31 Ta₂₀W₂₀V₂₀Ti₂₀Cr₂₀ Ta ₂₀ W ₂₀ V ₂₀ Ti ₂₀ Cr ₂₀ BB 2.5 2.5 실시예 32Example 32 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ CC 8.2 8.2 실시예 33Example 33 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ NN 10.1 10.1 실시예 34Example 34 Ta₃₄W₃₃V₃₃ Ta ₃₄ W ₃₃ V ₃₃ PP 4.64.6

더불어, 본 발명의 Ta 계 합금은 합금화 원소로서 알루미늄(Al), 실리콘(Si), 주석(Sn), 게르마늄(Ge), 갈륨(Ga) 및 인듐(In)으로 이루어진 준금속 및 비금속 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소를 10.5 at.% 이하로 첨가함으로써 부분 석출물 형성으로 특성을 개선한 것일 수 있다. 상기에 나열된 합금 원소들은 Ta와 반응하여 비교적 쉽게 경도가 높은 금속간 화합물 석출상을 형성할 수 있다. 일반적으로 경질상과 연질상의 복합구조는 경질상으로 인한 고강도를 유지하면서도 연질상의 윤활 역할을 통해 내마모 특성을 극대화 할 수 있는 것으로 알려져 있으며, 본 발명에서 석출상의 형성은 기계적 물성 중 마모 특성 향상에 특히 기여할 수 있다. In addition, the Ta-based alloy of the present invention is a group of metalloid and nonmetal elements consisting of aluminum (Al), silicon (Si), tin (Sn), germanium (Ge), gallium (Ga) and indium (In) as alloying elements. The properties may be improved by partial precipitate formation by adding 10.5 at.% or less of one or more selected elements. The alloying elements listed above can react with Ta to form an intermetallic compound precipitate phase with relatively high hardness. In general, it is known that the composite structure of the hard phase and the soft phase can maximize wear resistance through the lubricating role of the soft phase while maintaining high strength due to the hard phase. can contribute in particular.

하기 [표 7]은 열역학 시뮬레이션을 통해 계산한, 비교예 2 합금에 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In을 각각 첨가하였을 때 Ta-rich 영역에서 형성되는 석출상의 종류과 그 조성영역을 나타낸다. 표를 통해서 알 수 있는 바와 같이, 비교예 2 조성이 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In과 반응하여 생성되는 석출물의 조성은 각각 28.0, 21.0, 21.0, 21.5, 26.0, 22.0 at.% 인 것을 확인할 수 있으며, 단일 BCC 상이 유지되는 경우 기지상의 조성에 따라 그 변폭이 크지 않음을 확인할 수 있었다. 단, Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In의 함량이 10.5 at.% 초과로 첨가되는 경우는 30 Vol.% 이상의 석출물 형성으로 취성파괴 거동을 나타내어 강도와 연신율을 모두 향상시키기 위한 특성 최적화 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본원 발명에 의해 개발된 Ta 합금은 고경도 석출물이 30 Vol.% 이하로 제어되는 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 으로 구성된 원소군에서 선택된 1종 이상을 10.5 at.% 이하로 포함하는 경우로 한정하였다. [Table 7] below shows the type of precipitate phase formed in the Ta-rich region and its composition region when Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In are added to the alloy of Comparative Example 2, calculated through thermodynamic simulation. As can be seen from the table, the composition of the precipitate produced by the reaction of the composition of Comparative Example 2 with Al, Si, Sn, Ge, Ga and In was 28.0, 21.0, 21.0, 21.5, 26.0, 22.0 at.%, respectively. It can be confirmed that, when a single BCC phase is maintained, it can be confirmed that the variation is not large depending on the composition of the matrix phase. However, when the content of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In is added in excess of 10.5 at.%, brittle fracture behavior is exhibited with the formation of precipitates of 30 Vol.% or more, and the aspect of property optimization to improve both strength and elongation not desirable in Therefore, in the Ta alloy developed by the present invention, one or more selected from the group of elements consisting of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In whose high-hardness precipitates are controlled to 30 Vol.% or less is 10.5 at.% or less. limited to those included.

구분division 기지 조성base formation 첨가 원소added element 조성 영역 (at.%)Composition area (at.%) 석출상precipitation phase 비교예 2*Comparative Example 2* Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ -- -- -- 실시예 35Example 35 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ AlAl < 28.0< 28.0 (Ta,W)Al_Sigma(Ta,W)Al_Sigma 실시예 36Example 36 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ SiSi < 21.0< 21.0 (Ta,W)₃Si(Ta, W) ₃ Si 실시예 37Example 37 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ SnSn < 21.0< 21.0 (Ta,W)₃Sn(Ta, W) ₃ Sn 실시예 38Example 38 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ GeGe < 21.5< 21.5 (Ta,W)₃Ge(Ta, W) ₃ Ge 실시예 39Example 39 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ GaGa < 26.0< 26.0 (Ta,W)₅Ga₃ (Ta, W) ₅ Ga ₃ 실시예 40Example 40 Ta₉₀W₁₀ Ta ₉₀ W ₁₀ InIn < 22.0< 22.0 (Ta,W)₃In(Ta, W) ₃ In

고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법Manufacturing method of high-strength, high-formability Ta alloy

본 단계에서는 상기와 같이 설계된 합금을 제조하는 방법에 대해 설명한다. 이때, 상기 합금들은 각 합금 원소를 99.9 % 이상 순도로 준비하여, 빠르게 벌크 형태의 균질한 고용체를 형성할 수 있는 아크 용해 (Arc-melting)법으로 제조한 후, 수냉 구리 몰드에 부어 급랭하여 제조하였다. 본 발명에서 주조는 아크 용해법 이외에도 전기장에 의해 모원소를 용융시켜 균질한 합금의 제조가 가능한 인덕션 (Induction) 주조법이나, 그리고 정밀한 온도제어가 가능한 저항 가열법을 활용하여 상용주조 공정을 통해 제조하는 것이 가능하다. 이와 더불어, 원료 금속의 용해가 가능한 상용 주조법 뿐 아니라, 원료를 분말 등으로 제조하여 분말 야금법을 이용해 스파크 플라즈마 소결 혹은 열간 정수압 소결(Hot isostatic pressing)을 이용하여 고온/고압으로 소결하여 제조할 수 있으며, 소결법에 의한 경우에는 보다 정밀한 미세 조직제어 및 원하는 형상의 부품 제조가 용이한 장점이 있다. In this step, a method for manufacturing the alloy designed as described above will be described. At this time, the alloys are prepared by preparing each alloying element with a purity of 99.9% or more, producing by an arc-melting method that can quickly form a homogeneous solid solution in bulk form, and then pouring into a water-cooled copper mold and rapidly cooling. did In the present invention, in addition to the arc melting method, the casting is manufactured through a commercial casting process by utilizing an induction casting method capable of producing a homogeneous alloy by melting the parent element by an electric field or a resistance heating method capable of precise temperature control. possible. In addition, as well as commercial casting methods capable of dissolving raw metals, raw materials can be manufactured by powder metallurgy and sintering at high temperature/high pressure using spark plasma sintering or hot isostatic pressing using powder metallurgy. In the case of the sintering method, there is an advantage in that it is easy to control the microstructure more precisely and to manufacture parts of a desired shape.

상기 단계를 통해 제조된 Ta 계 합금의 미세조직은 조밀한 수지상정으로 이루어진 고용체 구조를 포함하고, 수지상정간 국부적 용질 과포화가 형성되는 것일 수 있다. 본 발명의 Ta 계 고용 합금은 Ta 과 W 이 주원소로 구성된 합금에 4족 내지 6족의 금속원소를 첨가하여 구성할 수 있으며, 이 경우 구성 원소 간 융점 차이로 인해 상기 합금의 미세구조는 수지상정과 수지상정간 국부적 용질과포화 영역으로 구성된다. 따라서, 주조시 냉각속도 제어를 통해 국부적 용질 과포화에 의해 형성되는 수지상-수지상간 복합 구조의 크기를 제어하는 것이 가능하다. 또한, 각 상간의 격자 상수에는 큰 차이가 없기 때문에, 연신율의 감소에 미치는 영향은 미미하다. 결국, 이와 같은 독특한 미세구조를 통해 연신은 유지하면서도, 제 2상 형성에 의한 강화 효과를 추가적으로 기대할 수 있다.The microstructure of the Ta-based alloy prepared through the above step may include a solid solution structure composed of dense dendrites, and local solute supersaturation between the dendrites may be formed. The Ta-based solid solution alloy of the present invention can be formed by adding a metal element of Groups 4 to 6 to an alloy composed of Ta and W as main elements. In this case, due to the difference in melting point between the constituent elements, the microstructure of the alloy is resin It consists of regions of local solute supersaturation between the apex and the dendrites. Therefore, it is possible to control the size of the dendrite-interdendritic complex structure formed by local solute supersaturation through the cooling rate control during casting. In addition, since there is no significant difference in the lattice constant between each phase, the effect on the reduction in elongation is insignificant. As a result, it is possible to additionally expect a strengthening effect by forming a second phase while maintaining stretching through such a unique microstructure.

[도 6]의 (a)는 본 발명의 실시예 3 에 대해 온도에 따른 상안정성을 열역학 시뮬레이션을 통해 계산한 결과이다. 도면에 나타난 것과 같이, 약 2700 K (2400 ℃ 내외)에서 응고를 시작한 합금은, 1800 ℃에서 단상의 BCC 합금이 형성된다. 그러나 전술한 바와 같이 합금이 응고되는 동안, 각 원소간의 융점 차이로 인해 국부적인 용질 과포화 현상이 발생하며, [도 6] (b)의 주조 조직에 대한 주사전자현미경 사진에서 알 수 있는 것과 같이 조밀한 수지상-수지상간 복합구조를 가지게 된다. (a) of [FIG. 6] is the result of calculating the phase stability according to temperature for Example 3 of the present invention through thermodynamic simulation. As shown in the figure, the alloy that starts to solidify at about 2700 K (around 2400 ° C) forms a single-phase BCC alloy at 1800 ° C. However, as described above, while the alloy solidifies, local solute supersaturation occurs due to the difference in melting point between each element, and as can be seen in the scanning electron micrograph of the cast structure of [FIG. 6] (b) , dense It has a dendritic-interdendritic complex structure.

일예로 본 발명의 실시예 3에 대해 다양한 열처리 조건에서 상 안정성에 대해 [표 9]에 정리하였다. 이때, 단상 합금 제조를 위한 열처리는 Ar 분위기에서 수행되었으며, 산화를 방지할 수 있는 불활성 기체 분위기의 처리 조건에서 동일하게 수행될 수 있다. 계산 결과를 바탕으로 판단하건대, 단상의 BCC 합금 제조를 위해서는 최소 1200 ℃에서 최대 1800 ℃에서 열처리 하는 것이 바람직하다. 이때, 조건 3은 본원 발명의 최저 열처리 온도인 1200 ℃에서 0.5 시간의 비교적 짧은 시간 열처리한 결과로써, 열처리 시간이 충분하지 않은 경우 수지상정이 유지되는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 조건 4의 결과에 기반하여 본 발명의 열처리 조건에서 최소 1시간 이상 열처리 하는 것이 바람직함을 알 수 있다. [도 6]의 (c)는 본 발명의 실시예 3 을 조건 1에 따라 열처리 한 후 주사전자현미경 이미지를 보여준다. 도면에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 열처리 조건을 만족하는 경우 고배율에서도 수지상 분리가 형성되지 않는 것을 확인할 수 있다.As an example, the phase stability of Example 3 of the present invention under various heat treatment conditions is summarized in [Table 9] . At this time, the heat treatment for producing the single-phase alloy was performed in an Ar atmosphere, and may be equally performed under processing conditions of an inert gas atmosphere capable of preventing oxidation. Judging from the calculation results, it is preferable to heat-treat at a minimum of 1200 °C and a maximum of 1800 °C for the production of a single-phase BCC alloy. At this time, condition 3 is the result of heat treatment for a relatively short time of 0.5 hour at 1200 ° C., which is the lowest heat treatment temperature of the present invention, and it can be confirmed that dendrites are maintained when the heat treatment time is not sufficient. Therefore, based on the results of condition 4, it can be seen that it is preferable to heat-treat for at least 1 hour or more under the heat treatment conditions of the present invention. (c) of [FIG. 6] shows a scanning electron microscope image after heat treatment of Example 3 of the present invention according to Condition 1 . As can be seen from the figure, it can be confirmed that dendrite separation is not formed even at high magnification when the heat treatment conditions of the present invention are satisfied.

한편, 이러한 열처리 공정은 단상 합금 제조를 위한 것으로써, 시간의 상한에는 큰 의미가 없으나, 196 시간 이상으로 장시간 열처리 하는 경우, 고온 환경에서 피할 수 없는 산화 및 관련 취화 유발 석출물 등이 발생할 수 있어 특성 열화가 예상되기 때문에, 본원 발명의 청구 범위에서 제외되는 것이 바람직하다.On the other hand, this heat treatment process is for the manufacture of a single-phase alloy, and the upper limit of time does not have much meaning. However, when heat treatment is performed for a long time, such as 196 hours or more, oxidation and related embrittlement-causing precipitates that are unavoidable in a high temperature environment may occur. Because degradation is expected, it is preferably excluded from the scope of the claims of the present invention.

구분division 합금 조성alloy composition 열처리 조건heat treatment condition 미세조직microstructure 온도 (℃)Temperature (℃) 시간 (hour)hour 조건 1condition 1 Ta₂₀W₂₀V₂₀Ti₂₀Cr₂₀ Ta ₂₀ W ₂₀ V ₂₀ Ti ₂₀ Cr ₂₀ 12001200 1212 BCC 단상BCC single phase 조건 2condition 2 18001800 1212 BCC 단상BCC single phase 조건 3condition 3 12001200 0.50.5 수지상정 구조dendrite structure 조건 4condition 4 12001200 1One BCC 단상BCC single phase 조건 5condition 5 12001200 196196 BCC 단상BCC single phase

본 발명의 합금은 수지상-수지상간 복합 구조에서 역시 장점이 있으나, 계면이 많은 복합 구조를 가지는 경우, 초고온에서 활용 시에 상대적으로 불안정한 계면이 결함으로 작동하여 특성을 열화 시킬 수 있다. 따라서 본 발명의 합금을 고온에서 열처리하여, 단상의 미세구조를 제조함으로써, 고온 기계적 물성을 특히 개선할 수 있다.The alloy of the present invention also has an advantage in a dendrite-interdendritic composite structure, but when it has a composite structure with many interfaces, the relatively unstable interface may act as a defect when used at a very high temperature, resulting in deterioration of properties. Therefore, by heat-treating the alloy of the present invention at a high temperature to produce a single-phase microstructure, high-temperature mechanical properties can be particularly improved.

또한, 본 발명의 합금은 플라즈마 코팅, 스퍼터링 공정 등을 활용한 급냉 초미세조직화로 기계적 특성을 개선하거나, 단조가공 (forging), 인발가공 (drawing), 압출가공 (extruding), 프레스 가공(press working), 전조가공 (form rolling) 등의 소성가공과 Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding(ARB), Shear Rolling (SR) 등의 강소성 가공법 등을 냉간/열간에서 적용하는 다양한 후가공 방법에 의해 미세조직 제어를 통해 기계적 특성을 더욱 향상시키는 것이 가능하다. In addition, the alloy of the present invention can improve mechanical properties by quenching ultra-fine structure using plasma coating, sputtering process, etc., forging, drawing, extruding, press working ), plastic processing such as form rolling, and strong plastic processing methods such as Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding (ARB), and Shear Rolling (SR) in cold/hot working It is possible to further improve mechanical properties through microstructure control by various post-processing methods applied.

이상 본 발명을 바람직한 실시예를 통하여 설명하였는데, 상술한 실시예는 본 발명의 기술적 사상을 예시적으로 설명한 것에 불과하며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변화가 가능함은 이 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이해할 수 있을 것이다. 따라서 본 발명의 보호범위는 특정실시예가 아니라 특허 청구 범위에 기재된 사항에 의해 해석되어야 하며, 그와 동등한 범위 내에 있는 모든 기술적 사상도 본 발명의 권리범위에 포함되는 것으로 해석되어야 할 것이다.The present invention has been described above through preferred embodiments, but the above-described embodiments are only illustrative of the technical idea of the present invention, and various changes are possible within a range that does not depart from the technical idea of the present invention. Anyone with ordinary knowledge will be able to understand. Therefore, the protection scope of the present invention should be construed by the matters described in the claims, not by the specific examples, and all technical ideas within the scope equivalent thereto should be construed as being included in the scope of the present invention.

Claims

Ta-W 합금을 기지로 하며,
Ti, Zr, Hf 으로 구성된 원소군 A, V, Nb 으로 구성된 원소군 B, Cr, Mo 로 구성된 원소군 C 에서 적어도 1종 이상의 원소를 선택하여 제조된 것이되,
Ta, W 및 원소군 A, B 및 C 간의 비율이 하기 (화학식)과 같이 표현되고,
아래의 (수학식 1)로 계산되는 평균 원자가 전자 밀도가 5.6 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
(화학식)

(단, 5 ≤x≤ 95 at.% 이며, 0 ≤a≤ 15, 0 ≤b≤ 50 및 0 ≤c≤ 29 이고, Ta 및 W 을 제외한 원소의 합은 0 <a+b+c≤ 60 이며, 전체 합금의 제조 과정 중, 피할 수 없는 불순물을 포함한다.)
(수학식 1)

(단, ei는 각 용질 원소의 원자가 전자를 의미하며, C_i는 각 용질 원소의 농도를 나타낸다.)
Ta-W alloy as a base,
It is manufactured by selecting at least one element from element group A composed of Ti, Zr, and Hf, element group B composed of V and Nb, and element group C composed of Cr and Mo,
The ratio between Ta, W and element groups A, B and C is expressed as (chemical formula) below,
High-strength, high formability Ta alloy, characterized in that the average valence electron density calculated by (Equation 1) below is 5.6 or less.
(chemical formula)

(However, 5 ≤ x ≤ 95 at.%, 0 ≤ a ≤ 15, 0 ≤ b ≤ 50 and 0 ≤ c ≤ 29, and the sum of elements excluding Ta and W is 0 < a + b + c ≤ 60 , and includes unavoidable impurities during the manufacturing process of the entire alloy.)
(Equation 1)

(However, ei means the valence electrons of each solute element, and C _i represents the concentration of each solute element.)

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청구항 1에 있어서,
(수학식 2)에 따라 계산되는 고강도 고성형성 Ta 합금의 배열 엔트로피가 2 J/mol·K 보다 큰 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
(수학식 2)

(이때, R은 기체상수인 8.314 J/mol, C_i는 각 용질 원소의 농도, N은 총 원소 개수를 의미한다.)
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that the arrangement entropy of the high-strength, high-formability Ta alloy calculated according to (Equation 2) is greater than 2 J / mol K.
(Equation 2)

(At this time, R is the gas constant of 8.314 J/mol, C _i is the concentration of each solute element, and N is the total number of elements.)

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청구항 1에 있어서,
고강도 고성형성 Ta 합금의 평균 원자가 전자 밀도가 5 이하로 제어되어 30 % 이상의 초고연신 특성을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy characterized in that the average valence electron density of the high-strength, high-formability Ta alloy is controlled to 5 or less to have ultra-high elongation characteristics of 30% or more.

청구항 1에 있어서,
하기의 (수학식 3)으로 계산되는 고강도 고성형성 Ta 합금의 원자 크기 부정합 파라미터(atomic size misfit parameter, εa)가 0.025 보다 커서 1000 MPa 이상 초고강도 특성을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
(수학식 3)

(단, ai는 각 용질 원소의 원자반경, 는 합금의 평균 원자 반경, ci는 각 용질의 농도를 의미한다.)
The method of claim 1,
The atomic size misfit parameter (εa) of the high-strength, high-formability Ta alloy calculated by (Equation 3) below is greater than 0.025 and has ultra-high strength characteristics of 1000 MPa or more. High-strength, high-formability Ta alloy.
(Equation 3)

(However, ai means the atomic radius of each solute element, is the average atomic radius of the alloy, and ci means the concentration of each solute.)

청구항 1에 있어서,
합금화 원소로써 Y, La, Ce, Nd, Gd 및 Er 의 치환형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 5 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
As an alloying element, one or more elements selected from the group consisting of substitutional solid solution alloy elements of Y, La, Ce, Nd, Gd and Er are further included in an amount of 5 at.% or less relative to the total alloying elements, characterized by high strength and high formability Ta alloy.

청구항 1에 있어서,
합금화 원소로써 B, C, N 및 P 의 침입형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 2.2 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that it further contains at least one element selected from the group consisting of interstitial solid-solution alloying elements of B, C, N, and P as an alloying element in an amount of 2.2 at.% or less relative to the total alloying element.

청구항 1에 있어서,
합금화 원소로써 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 의 준금속 및 비금속 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 10.5 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy characterized in that it further contains 10.5 at.% or less of one or more elements selected from the group of metalloid and non-metal elements of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In as an alloying element relative to the total alloying element. .

청구항 1에 있어서,
구성원소 간 융점 차이에 의한 국부적 용질 과포화에 의해 수지상-수지상간 복합 구조로 형성된 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy characterized in that it is formed in a dendrite-interdendritic complex structure by local solute supersaturation due to a difference in melting point between constituent elements.

청구항 1에 있어서,
600 K 이상에서의 항복 강도가 700 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금.
The method of claim 1,
A high-strength, high-formability Ta alloy having a yield strength of 700 MPa or more at 600 K or more.

합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계; 및
상기 원료 물질을 용해하여 합금을 제조하는 단계를 포함하되,
합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계가
Ta, W 및 각 원소군 A, B 및 C 의 분율이 하기 (화학식)과 같이 표현되고,
아래의 (수학식 1)로 계산되는 평균 원자가 전자 밀도가 5.6 이하가 되도록 준비하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
(화학식)

(단, ei는 각 용질 원소의 원자가 전자를 의미하며, Ci는 각 용질 원소의 농도를 나타낸다.)
Preparing raw materials constituting the alloy; and
Including the step of preparing an alloy by dissolving the raw material,
The step of preparing the raw materials constituting the alloy is
The fractions of Ta, W and each element group A, B and C are expressed as follows (chemical formula),
A method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that it is prepared so that the average valence electron density calculated by (Equation 1) below is 5.6 or less.
(chemical formula)

(However, ei means the valence electrons of each solute element, and Ci represents the concentration of each solute element.)

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청구항 12에 있어서,
합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계가, 합금화 원소로써 Y, La, Ce, Nd, Gd 및 Er 의 치환형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 5 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 12,
In the step of preparing raw materials constituting the alloy, one or more elements selected from the group consisting of substitutional solid solution alloy elements of Y, La, Ce, Nd, Gd, and Er as alloying elements are 5 at.% relative to the total alloying elements. A method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that it further comprises the following.

청구항 12에 있어서,
합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계가, 합금화 원소로써 B, C, N 및 P 의 침입형 고용 합금 원소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 2.2 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 12,
In the step of preparing raw materials constituting the alloy, one or more elements selected from the group consisting of interstitial solid solution alloy elements of B, C, N, and P as alloying elements are further included in an amount of 2.2 at.% or less relative to the total alloying elements. Method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that.

청구항 12에 있어서,
합금을 구성하는 원료 물질을 준비하는 단계가, 합금화 원소로써 Al, Si, Sn, Ge, Ga 및 In 의 준금속 및 비금속 원소군에서 선택된 1종 이상의 원소가 전체 합금화 원소 대비 10.5 at.% 이하로 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 12,
In the step of preparing the raw material constituting the alloy, one or more elements selected from the metalloid and nonmetal group of Al, Si, Sn, Ge, Ga, and In as alloying elements are 10.5 at.% or less of the total alloying elements. Method for producing a high-strength, high formability Ta alloy, characterized in that it further comprises.

청구항 12에 있어서,
상기 원료 물질을 용해하여 합금을 제조하는 단계가, 주조 후 냉각속도 제어를 통해 국부적 용질 과포화에 의해 형성되는 수지상-수지상간 복합 구조의 크기를 제어하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 12,
The step of preparing an alloy by dissolving the raw material comprises the step of controlling the size of a dendrite-interdendritic composite structure formed by local solute supersaturation by controlling the cooling rate after casting High strength and high formability Ta Methods of making alloys.

청구항 12에 있어서,
제조된 고강도 고성형성 Ta 합금을 후처리하여 특성을 개선하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 12,
A method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, further comprising improving properties by post-processing the manufactured high-strength, high-formability Ta alloy.

청구항 18에 있어서,
상기 고강도 고성형성 Ta 합금을 후처리하여 특성을 개선하는 단계가,
1200 ℃ 이상 이며, 1800 ℃ 이하의 온도 범위에서 1 시간 이상 196 시간 이하의 시간 동안 열처리를 수행하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 18
Post-processing the high-strength, high-formability Ta alloy to improve properties,
Method for producing a high-strength, high formability Ta alloy, characterized in that performing heat treatment for a time of 1 hour or more and 196 hours or less in a temperature range of 1200 ℃ or more and 1800 ℃ or less.

청구항 18에 있어서,
상기 고강도 고성형성 Ta 합금을 후처리하여 특성을 개선하는 단계가,
플라즈마 코팅 혹은 스퍼터링 공정을 활용한 급냉 초미세조직화로 기계적 특성을 개선하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 18
Post-processing the high-strength, high-formability Ta alloy to improve properties,
A method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that mechanical properties are improved by quenching ultra-fine structure using a plasma coating or sputtering process.

청구항 18에 있어서,
상기 고강도 고성형성 Ta 합금을 후처리하여 특성을 개선하는 단계가, 단조가공 (forging), 인발가공 (drawing), 압출가공 (extruding), 프레스 가공(press working), 전조가공 (form rolling) 등의 소성가공과 Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding(ARB), Shear Rolling (SR) 등의 강소성 가공법을 중 선택된 1종 이상을 냉간 혹은 열간에서 적용하는 후가공 방법에 의해 미세조직을 제어하여 기계적 특성을 개선하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 Ta 합금의 제조 방법.
The method of claim 18
The step of improving the properties by post-processing the high-strength, high-formability Ta alloy is performed by forging, drawing, extruding, press working, form rolling, etc. It is a post-processing method that applies one or more types selected from among plastic working and strong plastic processing methods such as Equal Channel Angular Pressing (ECAP), High Pressure Torsion (HPT), Accumulative Rolling Bonding (ARB), and Shear Rolling (SR) in cold or hot work. Method for producing a high-strength, high-formability Ta alloy, characterized in that by controlling the microstructure to improve the mechanical properties.

고온 고압환경에 노출된 포열 및 관련 내열 부품에 청구항 1의 고강도 고성형성 Ta 합금을 구비하는 것을 특징으로 하는 화포.An artillery piece characterized in that the high-strength, high-formability Ta alloy of claim 1 is provided in a gun barrel and related heat-resistant parts exposed to a high-temperature and high-pressure environment.