KR890004537B1

KR890004537B1 - 석출경화성 Cu합금 및 그 처리방법

Info

Publication number: KR890004537B1
Application number: KR1019840000784A
Authority: KR
Inventors: 샐레 유세프; 에프. 브리디스 존; 크레인 제이콥
Original assignee: 오린 코포레이션; 폴 와인스테인
Priority date: 1983-02-18
Filing date: 1984-02-18
Publication date: 1989-11-13
Also published as: DE116969T1; EP0116969A1; CA1205728A; KR840007753A; US4434016A; DE3460589D1; BR8400736A; EP0116969B1; JPS59159958A

Abstract

내용 없음.

Description

석출경화성 Cu합금 및 그 처리방법

본 발명은 석출경화성 Cu합금과 그것의 응력이완저향력을 개선시키기 위한 처리 방법에 관한 것이다.

일반적으로 전기스프링에 사용되는 Cu합금은 강도, 소성 변형력, 응력이완에 대한 저항력 및 전기전도성이 적당해야 한다 응력이완에 대한 저항력이란 합금이 높은 접촉력을 유지할 수 있는 능력의 척도이다. 또한 이러한 합금은 소성작업후 부품을 열처리할 필요없이 필요한 성질을 제공하는 밀(mill)에 의해서 가공경화된 상태로 사용할 수 있어야 한다. Ni 및 Al과 임계량의 Mg을 함유하는 본 발명에 의한 석출결화성 Cu합금은 이들 필요조건을 충족하기에 적합하다.

저널 인스티튜션 오브 메탈스(J.Inst.of Metals)의 제 1부 경도와 전기저항에 미치는 열처리효과에 더블유.오.알렉간더와 디.핸슨이 1937년 제83호에 발표한 "Cu기지의 Ni-Al-Cu합금", 동문헌 제 2부 Cu-Ni기지 합금의 조성에 더블유.오.알렉산더가 1938년 제163호에 발포한 "Cu기지의 Ni-Al-Cu합금"(Copper Rich Ni-Al-Cu-Alloys)" 및 동문헌 제3부 미세구조에 미치는 열처리효과에 더블유.오.알렉 산더가 1939년 제217호에 발표한 "Cu기지의 Ni-Al-Cu합금"등의 문헌에서 기술된 바와같이 Ni 및 Al을 함유하는 Cu기 합금(Cu base alloys)이 석출경화될 수 있다는 사실은 이미 공지되었다.

로우치등은 미국 특허 제2,851,353호에서 스프링용 Cu-Ni-Al-Si합금을 공개하였다. 이 합금의 조성범위는 5-15%의 Ni, 0.1-2.0%의 Si, 0.1-6.0%의 Al, 0.1-2.0%의 Mg와 나머지 Cu로 되어 있다. 또한 로우치등은 이들 합금을 1600。F-1850。F(약 871℃-1010℃)에서 용체화 처리한 후 700。F-1000。F(약 371℃-538℃)에서 시효처리하였다. 데이비스는 미국 특허 제 2,458,688호에서 10-35%의 Ni과 0.02-0.1%의 Mg을 함유하는 Co-Ni기 합금으로 구성되어 있는 개선된 용접부품을 공개하였다. 이들 합금은 또한 0.02-1.5%까지의 소량의 Mn과 0.05-2%까지의 Fe를 함유하고 있으며, Si, Sn, p등과 같은 불순물로서 일반적으로 다른 원소들을 미량 함유하고 있다. 윈데르 등은 독일 특허 제852,453호에서 15-40%왼 Ni, 0.5-4.5%의 Al, 0.1-2%의 Cr 및 나머지 Cu를 함유하는 석출경화성 합금을 공개하였다. 이 함금은 또한 Mn,Mg,Fe,Si,Co 또는 Zn을 각각 5%까지 함유한다. 하나이상의 첨가원소를 함유하고 있는 여러가지의 Cu-Ni합금이 많은 다른 특허문헌에서 공개되었는데, 이들의 예로는, 미국 특허 제1,906,567호, 제2,061,897호, 제2,074,604호, 제2,101,930호, 제2,144,279호, 제2,236,975호, 제2,430,419호, 제2,772,936호, 독일 특허 제 665,931호, 제2,309,077호 및 일본 특허 제 53-41096호 등이 있다. 출원인은 또한 미국 특허 제3,772,092호. 제3,772,093호, 제 3,772,094호 및 제3,824,135호와 같이 Mg를 포함할 수 있는 다른 부가적 원소뿐 아니라 Mn을 함유하는 Cu-Ni합금과 관계된 다수의 특허권을 소유하고 있다. 미국 특허 제3,769,005호에서는 또다른 고 Mn합금인 Cu-Ni-Al할금을 공개하고 있다.

출원인은 또한 Cu-Ni-Al합금을 포함하여 스피노달(spinodal) 석출을 나타내는 Cu기 합금과 관계된 특허권도 소지하고 있는데, 이들로는, 카론등이 출원한 미국 특허 제4,016,010호 및 4,073,667호와 미국 특허 제4,052,204호, 4,090,890호와 프랑스 특허 제7,714.260호 등이 있다.

상기한 미국 특허 제 4,016,010호와 4,073,667호에서는 조절된 속도로 용체화처리온도로부터 냉각함으로써, 수냉시켜 시효된 합금에서 얻어지는 것보다 응력이완에 대한 저항이 보다 양호하고 우수한 시효강도를 갖는 미세구조를 석출시키는 스피노달 분해에 대해 기술하고 있다. 조절된 속도로 서냉된 합금의 시효에 의해 나타나는 미세구조는 연속석출형상이고 합금의 기지상 전체에 무작위하게 분산된 Ni₃Al의 정합석출입자의 배열로 구성되어 있다. 통상의 공업설비로는 부피가 큰 금속의 냉각속도를 조절할 수 없기매문에, 위와같은 냉각 조절은 경제적으로 상당히 불리하나, 반면, 용체화처리 온도에서 급냉시킨 후의 시효된 미세구조는 시효중 결정립계로부터 진행하는 분리된 결정립(cell) 내에 미세한 층상의 Ni₃Al과 Cu고용체를 구성한다. 이러한 석출은 불연속형으로 알려겼고, 연속석출형에 비해 양호한 강도대 굽힘성질을 갖고 있으나 응력이완에 대한 저항력은 떨어진다.

스미스등의 미국 특허 제4,233,068호 및 제4,233,069호는 Mg첨가물을 포함하여 보다 개선된 응력이완저항력을 갖는 황동합금에 관한 것이다. 백동(curpronickel) 합금을 포함하는 본 발명의 함금은 상기 특허의 황동합금과는 쉽게 구별할 수 있다.

본 발명의 합금은 특정범위내의 Cu-Ni-Al-Mn합금으로서 임계치의 Mg첨가물을 포함한다. 본 발명의 합금은 불연속석출이 일어나도록 처리될때 응력이완에 대한 향상된 저항력을 갖는다. 불연속 석출형 합금의 특징인 우수한 강도대 굽힘성을 유지하면서 Mg첨가에 의해 전기전도성도 즐어들지 않는다. 또한, 합금내에 Mg가 존재함으로 인해 스트립 소둔 작업중에 형성되는 산화물을 화학적 방법으로 쉽게 제거할 수 있는 부가적 잇점이 있다. 본래는 본 발명의 합금에는 Si가 존재하지 않는데, 왜냐하면 Si은 합금의 열간가공에 악영향을 끼치기 때문이다.

본 발명의 합금은 약 10-15%의 Ni, 약 1-3%의 Al, 약 1%까지의 Mn, 약 0.05-0.5% 이하의 Mg 및 나머지 Cu로 구성된다. Si는 약 0.05%를 초과해서는 안되고, Pd는 0.015% 이하, Zn은 0.5% 이하, P는 0.005% 이하이어야 한다. 바람직하게는, 합금은 약 11.5-12.5%의 Ni, 약 1.8-2.3%의 Al, 약 0 1-0.3%의 Mg, 약 0.2-0.5%의 Mn 및 나머지는 Cu를 함유한다. 또한 Si는 약 0.005%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

가장 바람직한 예에서는, Mg가 약 0.15-0.25%의 범위로 더윽 제한된다. 이 명세서에서 나타내는 모든 백분율조성은 중량%이다. 본 발명의 합금은 그 성질에 나쁜 영향을 미치지 않는 다른 원소를 포함할 수도 있다. 그러나, 다른 원소는 합금의 기지가 근본적으로 Cu가 되도록 불순물 정도로 포함하는 것이 바람직스럽다.

Ni과 Al함량에 대한 하한선은 적절한 강도를 얻기 위해 필요한 것이고, Ni과 Al함량에 대한 상한선은 합금이 우수한 열간압연 성능을 갖도록 하기 위한 것이다. Mn에 대한 하한선은 합금의 열간압연성과 그 완전성을 개선하는 합금내의 황(S)을 구속시킬 필요성에 의해 결정되고, Mn에 대한 상한선은 납땜이나 경납땜(soldered or brazed) 되어질 합금의 성질과 전도성의 고려에 의해 정해진다 바람직하게는, 합금의 전도성은 10% IACS 이상이고, 가장 바람직하게는 11% IACS 이상이다.

본 발명에 의한 합금은 어떤 원하는 방법으로도 주조될 수 있으나, 주괴내의 Mg회수율을 극대화시키기 위하여 Mg첨가는 맨나중에, 적어도 Al첨가후에 행한다. 합금은 약 880-980℃, 바람직하게는 950-980℃의 온도내에서 열간압연을 시작하는 것에 의해 열간가공되는데, 열간압연하기전에 로내에서 전체시간이 적어도 1 1/2 시간으로 적어도 30분간 상기 온도에서 유지시킨다. 열간압연하기전의 예열온도범위는 본 발명의 합금에 대해서 상당히 중요하다. 상기한 범위이하의 온도로 예열하거나 또는 그 이상의 온도로 합금을 과열시키면 열간압연시 주괴에 균열이 발생하여 다음 공정에서 합금수율을 저하시키게 된다.

합금이 석출경화형이므로, 열간압연은 가능한한 급속히 행하고 계속하여 금속온도가 약 750℃ 또는 합금의 용해도곡선(solvus) 온도근방에 달하기전에 실온까지 급냉한다. 다음에 합금을 적어도 90%의 냉간단면 수축율이 일어날 정도로 냉간압연에 의해 냉간가공한다. 또한 필요하면, 합금을 용체화처리하기전에 약 750℃ 이상의 온도에서 벨(bell) 또는 스트립소둔에 의한 중간 소둔을 할 수도 있다. 이것은 합금을 원하는 치수로 냉간압연하는데 대한 가공유연성을 부여한다.

합금을 합금용해도곡선 근방 또는 그 이상의 금속온도에서, 바람직하게는 약 750℃ 이상에서 소둔한 후 수냉과 같은 급냉을 하여 용체화처리한다. 합금을 세척한 후 75%의 두께감소가 될때까지 최종 치수로 냉간압연하여 냉간가공한다음 약 400-500℃ 범위의 온도에서 약 4-24시간동안 시효처리한다. 다음에 합금을 세척한다. 합금세척은 포드등의 미국 특허 제3,646,946호에 기술된 방법에 의해 행할 수 있다. 예를들면, 끊고 있는 1노르말의 부식용액에, 그 다음에는 3%과산화구소를 함유하는 따뜻한(약 110°F ; 약 43℃) 12%황산용액에 차례로 담가서 합금을 세척할 수 있다.

[실시예]

12%의 Ni, 2%의 Al, 0.3%의 Mn과 0-0.5% Mg의 공칭조성을 갖는 Cu기 합금을 전해구리, 카르보닐 니켈쇼트(carbonyl nickel shot), 고순도 Al, 전기 Mn 및 고순도 Mg을 사용하여 주조한다. 합금을 지시된 것 외에는 전술한 방법대로 처리한다. 대안으로 합금을 약 800-850℃에서 15분간 유지시킨후 수냉시켜 실험실용체화처리를 한다.

[실시예 1]

상기와 같은 공칭조성을 갖는 Cu기 합금의 인장성을 표에 제시된 바와같이 용체화처리 및 냉각압연을 한 스트립형태의 합금을 시효처리한후 표 1에 나타내었다. 표 1에서 약자 "CR"은 냉간압연을 뜻하며, "ksi"는 평방인치당 1000파운드를 의미한다 표 1에서 합금의 용체화처리는 실험실에서의 수냉(WQ), 또는 공장에서의 연속 스트립소둔(SA) 후의 수냉, 또는 800℃ 내지 300℃ 사이의 초당 0.9℃로의 서냉(SC)에 의한 것과 같은 용체화처리온도로부터의 급냉을 포함한다.

합금에 Mg를 첨가하므로써 스트립소둔후 등축결정구조(20㎛의 입도)로 되었으나, Mg이 첨가되지 않은 합금은 완전히 재결정화되는 것 같지는 않았다. 이 차이의 효과는 Mg이 없는 합금에 대한 스트립소둔후의 표 1에서 볼수 있는 바와같이 높은 시효강도로서 설명된다. 스트립소둔후의 전기전도성값은 Mg의 유무에 관계없이 모든 합금에 대해 약 8%인데, 이것은 구성원소가 고용되었음을 나타낸다. 따라서 Mg이 합금의 재결정화를 촉진시킴을 알 수 있다.

Mg의 존재는 합금의 시효거동을 변화시키지 않는다. 즉, 불연속속출이 급냉 및 냉간압연후 Mg를 함유하는 모든 합금의 시효중에 발전된다. 표 1에서, 수냉과 서냉결과의 비교에서 볼 수 있는 바와같이 Mg의 함량에 관계없이 불연속 석출은 연속 석출의 경우에 비해 신율은 높고 인장강도는 낮게 나타났다. 그러나, Mg함량이 증가될수록 신율에는 저해가 없이 불연속석출합금의 강도를 증가시킨다. 결국 표 2에서와 같이, 본 발명의 범위내에서는 Mg의 함량이 증가되어도 시효전기전도성에는 별로 변화가 없다.

[표 1]

Mg함량에 따른 Cu-12% Ni-2% AL-0.3% Mn합금의 시효 인장성

* 동일시효처리인 400℃에서 24시간(실험실)또는 500℃에서 4시간.

** 노온도 830℃.

*** 0.9℃

[표 2]

Mg함유 Cu-Ni-Al합금의 전기전도성^*

제조공정스트립소둔+냉간압연(50%)+시효(400℃에서 24시간)0

[실시예2]

실시예 1에서와 같은 조성의 합금을 처리하여 105℃의 온도에서 응력이완에 대한 저항력을 측정하기 위한 시험을 한다. 측정은 초기에 특정항복강도의 80%로 외측섬유에 응력을 받는 캔틸레버형(cantilever-type) 샘플을 사용하여 행했다. 실시예 1과 같은 상태의 합금에 대한 105℃측정결과를 표3에 나타냈다. 표 3에 나타난 결과는 합금의 응력이완저항력을 개선하기 위한 본 발명 범위내의 Mg의 임계점을 분명히 설정한다. 또한 불연속석출과 연속석출을 각각 제공하는, 용체화처리하여 급냉시킨 샘플과 용체화처리하여 서냉시킨 샘플을 비교하면, Mg첨가가 불연속 석출합금의 응력이완저항력을 연속석출합금의 수준으로 향상시켜. 불연속석출이 발생되도록 처리될때 응력이완저항력과 관계된 선행 기술 합금의 결함이 극복된다는 것이 분명해진다. 더우기, 일정 처리과정에 대해, 응력이완에 대한 저항력은 전술한 Mg범위의 하한에서 급격히 증가하여 0.11%의 Mg로서 합금은 90%의 완전한 안정성을 얻는다. 합금에 Mg를 계속첨가하면 응력이완에 대한 저항력은 더욱 증가하지만, 그 증가율은 낮다. 따라서, 본 발명의 Mg조절합금은 약 0.11%를 초과하는 Mg함량을 갖는 스프링접속기로서 사용될때 우수한 안정성을 나타낼 것이다.

본 발명 합금의 응력이완에 대한 저항력은 베릴륨동(Cu합금 C17200)의 그것과 거의 같고, Cu합금 C65400과 같은 Si-Sn계 청동의 그것보다는 우수하다. 동일한 최소굴곡반경 예를들어, 3t(bad way) 방향에서 비교하면, 105℃에서 10⁵시간 노출후 잔류하는 응력은 Cu합금 C17200에 대해서는 98%, 안정화 Cu합금 C65400에 대해서는 78%. 압연온도에서의 Cu합금 C65400에 대해서는 60%이었다. 여기서 "3t(bad way) 방향"이란 굴곡반경이 스트립두께의 3배와 같고 굴곡축이 압연방향과 평행하다는 것을 의미한다.

[표 3}

Mg 함량에 따른 Cu-12% Ni-2% Al-0.3% Mn 합금의 응력이완에 대한 저항력

*동일 시효처리인 400℃에서 4시간

*초기부과응력(항복강도의 10%)의 잔류비(%)

[실시예 3]

본 발명 합금과 선택된 스프링 합금의 휨강도를 비교하기 위해, 합금을 표 4에서와 같이 처리한다. 표 4에 서와 같은 조성의 합금을 실시예 1에서와 같이 용체화 처리한다. 최소굴곡반경(R ; 굴곡반경, t : 스트립두께)은 뚜렷한 표면주름 또는 균열의 개시점에 의해서 결정된다. " 굳웨이(good way)"휨에서 휨축은 스트립 압연방향에 수직이지만, "배드웨이(bad way)"휨에서는 휨축이 스트립 압연방향에 평행하다. 표4에 나타난 자료는 본 발명의 Mg 조절합금의 휨 변형성이 양호하고, Mg 함량이 0.5%에 달하지 않는한 다른 스프링합금의 휨변형성에 필적 한다는 것을 보여준다. Mg 함량이 0.5%를 넘으면 휨변형성은 현저히 감소되며 강도는 약간 증가한다. 따라서, 휨 강도는 별로 탐탁치 못하게 된다.

[표 4]

Mg함유 Cu-Ni-Al합금과 선택된 스프링합금에 대한 강도 대 굽힘성 비교표.

[실시예 4]

Cu합금내의 Al의 존재는 소둔후 강한 점착성과 화학적 저항력이 있는 산화물의 제거를 어렵게 한다. 놀랍게도, 본 발명의 합금에 Mg을 첨가하므로서 스트립소둔후 그 청결성이 개선되는 것으로 나타났다. 합금을 벨(bell)소둔할 경우에는, Mg의 첨가가 합금의 청결성에 큰 영향을 미치지 않는것 같다.

산화물제거의 용이도에 미치는 Mg첨가의 효과를 표5에 요약하였다. 표5에 표시된 합금은 실시예 1에서 와 같이 용체화 처리 SA를 한 것이다. 이들은 표 5에 나타낸 바와같이 다양한 Mg조성이 있는 동일 조성의 합금이다. 이 합금을 1노르말의 부식용액과, 3% 과산화수소를 함유한 따뜻한(110°F ; 약 43℃)12% 황산용 액에 차례로 담가서 세척한다. 납땜성은 230℃에 유지된 16% Ti-Pb 땜납용과 상표 ALPHA611로 판매되는 약하게 활성화된 로진플럭스(rosin flux)를 사용하여 결정한다. 납땜성등급이 2-3이면 흠이 없는 합금을 나타낸다. 숫자가 높은 것은 디웨팅 산화물(dewetting oxides: 비습윤산화물)이 존재함을 뜻한다. 표 5에서 분명히 알 수 있듯이, 청결성은 최대 44초의 잠금(immersion)시간동안 Mg함량이 적어도 0.11%일때 향상된다.

깨끗한 합금은 적어도 약 0.14% 정도의 적당한 Mg 함량으로 얻을 수 있다.

상술한 설명 및 실시예로부터 본 발명의 합금이 불연속 석출을 형성하도록 시효될대 Mg은 합금의 응력이 완에 대한 저항력의 개선에 기여한다는 것을 알 수 있다. 합금내의 Mg 첨가는 임계한계내이서 존재해야 하 는데, 왜냐하면 열간가공에 의해 쉽게 처리될 수 있어야하기 때문이다. 특히, Mg 함량이 0.5%이하이어야만 양호한 열간압연성이 보강된다. 또한 Mg 함량이 0.14% 이상이어야 스트립소둔산화물의 화학적 제거 또는 청결성을 용이하게 한다. 응력이완저항력을 향상시키기 위해서는 Mg 함량이 0.06-0.1%이상이어야 하나. 휨 강도가 떨어지는 것을 방지하기 위해서는 0.5%이상이 되지 않도록 하여야 한다. 따라서 합금에 대한 총 Mg함량의 범위는 넓게는 0.06-0.5%바람직하게는 0.1-0.3%가장 바람직하게는 0.l5-0.25%이다.

[표 5]

스트립소둔후 Cu-12% Ni-2% Al-0.3 Mn-X% Mg 합금의 세척반응에 대한 ㅡMg함량의 영향

* 각각의 용액에서의 시간 : 끓는 1노르말 수산화나트륨과 계속하여 110。F(약 43.3。C)에서 12%황산+13%과산화수소에서

** 5-완전히 피복되지 않음

4- 50%비습윤 및/또는 >10% 비피복부

3-<50%비습윤 및/또는 <10% 비피복부

2-1%의 이하의 핀홀이 있는 균일피복 ; 2a 0-5비습윤

1-완전피복.

[실시예 5]

12%의 Ni, 2%의 Al, 0.2%의 Mg과 0.35 Mn의 공칭조성을 갖는 본 발명 합금의 가공성에 미치는 Si의 영향을 결정하였다. 이와같은 공칭조성의 합금에 0.062% 또는 0.12% 또는 0.30%의 Si을 첨가하여 이들 합금 의 열간압연성을 Si이 없는 합금과 비교한다. 모든 합금을 듀빌레법(Durville)주조하고 1

시간의 전체로시 간(furnace time)동안 950℃에서 예열한다. 다음에 합금을 1.75인치에서 0.4인치두께가 되게 6단계로 열간압연한다. 본 발명에 의한 Si이 없는 합금은 열간압연이 완결되었을때 균열이 나타나지 않았다. Si을 함유하는 모든 합금은 모서리부근의 넓은면에 균열이 나타났으며, 모서리균열은 Si 함량이 증가함에 따라 균열의 깊이와 그 빈도가 증가하였다 결국, 열간압연후 잔존하는 정상재료의 회수울은 Si이 존재하면 25% 정도 감소된다.

지금까지 기술한 것은 본 발명의 이해를 돕기 위해 본 발명의 몇가지 바람직한 예를 설명한 것이지 본 발명에 어떠한 한계를 규정짓기 위한 것은 아니다. 따라서, 당업자에게는 본 발명의 사상 및 범위내에서 여러가지 다른 변형 및 그 개조가 가능할 것이지만 이러한 모든것도 이하의 특허청구 범위내로 해석되어야 한다.

Claims

석출경화성 구리합금에 있어서. 합금의 조성은 10-15중량%의 Ni, 1-3중량%의 Al, 1중량%까지의 Mn, 0.05-0.5중량% 이하의 Mg, 0.05중량% 이하의 Si 및 나머지는 Cu로 구성되며, 불연속석출을 나타낼 때 음력이완저항력이 개선됨을 특징으로 하는 석출경화성 CU기 합금.
제 1항에 있어서, Ni 함량이 11.5-12.5%이고, Al함량이 1.8-2.3%이며, Mg 함량이 0.1-0.3%이고. Mn함량이 0.2-0.5%임을 특징으로 하는 합금.
제2항에 있어서, Mg 함량이 0.15-0.25%임을 특징으로 하는 합금.
제1항에 있어서, 용체화처리, 급냉 및 시효된 상태에서 상기 합금이 불연속석출물을 갖고 있음을 특징으로 하는 합금.
제1항에 있어서, 상기 합금이 스트립 소둔된 상태에서 개선된 청결성을 갖고 있음을 특징으로 하는 합금.
불연속 형태 석출물의 존해하에 응력이완저항력을 개선시키기 위해, 10-15중량%의 Ni, 1-3중량%의 Al, 1중량%까지의 Mn, 0.05-0.5중량% 이하의 Mg, 0.05중량% 이하의 ST및 나머지는 Cu로 구성되는 석출경화성 Cu기 합금을 처리하기위한 방법에 있어서, 상기 합금을 880-980℃의 온도에서 유지시키고 ; 상기 합금을 열간 가공하고 ; 상기 열간가공후 상기 합금을 즉시 급냉시키고 ; 상기 합금을 90% 두께 감소가 될 때까지 냉간가공하고 ; 상기 합금의 용해도곡선 부근 또는 그 이상의 온도에서 상기 합금을 용체화처리하고 ; 상기 합금을 75% 두께감소가 될때까지 냉간가공하고 ; 그리고 상기 합금을 400-550℃의 온도에서 시효시키는 것을 포함하는 석출경화성 Cu기 합금의 처리방법.
제6항에 있어서, 상기 합금을 열간가공하기 전에 880-980℃의 온도에서 로에 유지시키는 적어도 총 1
시간중 적어도 30분간 상기합금을 유지시킴을 특징으로 하는 처리방법.
제7항에 있어서, 상기 온도범위가 950-980℃임을 특징으로 하는 처리방법.
제8항에 있어서, 상기 용체화처리하기 전에 약 750℃이상의 온도에서의 중간소둔을 더 포함하고 상기 중간 소둔과 상기 용체화처리사이에 부가적 냉간가공단계를 더 포함함을 특징으로 하는 처리방법.
제8항에 있어서, 상기 합금을 4-24시간동안 시효처리함을 특징으로 하는 처리방법.