KR100712612B1 - 표면복합재료 및 그의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 표면복합재료 및 그의 제조방법에 관한 것으로서, 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 모재 상에 도포한 후 상기 합금 분말에 고에너지 가속전자빔을 투사시켜 상기 합금 분말을 용융 및 응고시킴으로써 제조되는 표면복합재료 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 표면복합재료는 기존의 합금에 비하여 내식성, 내마모성, 고온안정성, 경도 및 강도 등의 물성이 우수하여 우주항공용/자동차용 엔진부품, 원자로 부품 등에 유용한 소재로 사용될 수 있을 것으도 기대된다. 또한, 본 발명의 표면복합재료의 제조방법은 상기 표면복합재료를 연속적으로 용이하게 대량으로 제조할 수 있다.
표면복합화, 표면복합재료, 철(Fe)계 비정질 합금 분말, 고에너지 가속전자빔, 다층 표면복합재료

Description

표면복합재료 및 그의 제조방법{Surface composite and fabrication method of the same}
도 1a 내지 도 1e는 본 발명의 제조 방법을 단계별로 나타낸 개념도이다.
도 2a는 본 발명의 실시예 1에 따라 1회 복합화를 실시한 표면복합재료의 표면복합층을 나타낸 주사전자현미경 사진이다.
도 2b는 본 발명의 실시예 2에 따라 2회 복합화를 실시한 표면복합재료의 표면복합층을 나타낸 주사전자현미경 사진이다.
도 3a는 본 발명의 실시예 1에 따라 1회 복합화를 실시한 표면복합재료의 표면복합층을 나타낸 고배율 주사전자현미경 사진이다.
도 3b 및 도 3c는 본 발명의 실시예 2에 따라 2회 복합화를 실시한 표면복합재료의 표면복합층을 나타낸 고배율 주사전자현미경 사진이다.
도 3d는 본 발명의 비교예 1에 따라 HVOF 법을 이용하여 용사코팅한 표면층을 나타낸 주사전자현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예 2에 따라 2회 복합화를 실시한 표면복합재료의 표면복합층에 생성된 결정을 나타낸 투과전자현미경 사진이다.
도 5a, 5b, 및 5c는 각각 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1에서 제조한 표면복합재료의 표면복합층의 경도를 측정하여 나타낸 그래프이다.
도 6은 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1 및 여기서 사용된 모재의 경도를 온도에 따라 측정하여 나타낸 그래프이다.
도 7a 및 도 7b는 각각 본 발명의 실시예 1 및 실시예 2에서 제조한 표면복합재료를 마모시험한 후 그 단면을 관찰한 주사전자현미경 사진이다.
<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>
10 : 철(Fe)계 비정질 합금 분말 12 : 모재
16 : 단층 표면복합층 18 : 단층 표면복합재료
20 : 2층 표면복합층 24 : 2층 표면복합재료
본 발명은 표면복합재료 및 그의 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 구체적으로는 내식성, 내마모성, 고온안정성, 경도 및 강도가 향상된 표면복합재료 및 상기 표면복합재료를 용이하게 연속적으로 제조할 수 있는 제조방법에 관한 것이다.
최근, 고온, 부식, 마모와 같은 극한 환경에서 견딜 수 있는 물성을 지닌 재료를 필요로 하는 분야가 늘어나고 있다. 상기 물성을 만족시키기 위해서는 재료의 표면 물성이 매우 중요하므로, 재료의 고온 내산화성, 내식성, 내마모성과 같은 성질을 향상시키기 위한 다양한 표면처리 기술이 개발되고 있다. 표면처리 기술은 우주항공산업, 자동차산업, 전자산업, 생체이식재료와 관련된 의료산업 등은 물론, 거의 모든 산업분야에서 다양하게 요구되는 기반기술이다.
기존의 표면처리 방법으로는 이온 주입법(ion implantation), 플라즈마 스프레이 코팅법(plasma spray coating)과 같은 물리적 증착방법과 질화법(nitriding), 침탄법(carburizing), 침붕법(boriding)과 같은 열화학적 표면처리방법 등이 있다. 상기 방법을 이용하여 표면처리한 재료는 기존의 재료에 비해 고온 산화성, 내식성, 내마모성이 현저히 향상되며, 이와 같이 표면처리된 재료들은 다양한 산업 분야에서 유용하게 사용될 수 있다.
그러나 물리적 증착방법의 경우, 형성된 코팅층이 얇고 계면결합력이 약하여 장시간 사용할 경우 계면 분리가 일어나는 단점이 있으며, 열화학적 표면처리법의 경우, 고온에서 작업이 이루어지기 때문에 열영향으로 인하여 모재의 물성이 저하될 수 있는 바, 표면처리된 재료를 고온, 부식, 마모와 같은 극한적인 환경에서 사용하기에는 불안정하다는 단점이 존재한다.
이와 같은 기존 표면처리방법의 단점을 극복하기 위하여, 고에너지 전자빔 가속기(high-energy electron beam accelerator)의 고에너지 가속전자빔을 대기 중에서 재료에 직접 투사함으로써 표면을 경화하거나 표면을 복합재료화하는 방법이 시도되고 있다. 고에너지 가속전자빔은 레이저빔보다 열효율이 두 배 이상 높고, 짧은 시간에 선택된 부위에만 전자빔을 투사할 수 있기 때문에, 매우 큰 입열량(heat input)을 얻을 수 있다. 또한 대기 분위기에서 직접 작업을 할 수 있어서 연속 공정이 가능하며, 넓은 영역을 한 번에 간편하게 처리할 수 있어 대형 부품의 제조 및 대량 생산에도 유리하다. 뿐만 아니라, 고에너지 빔 투사법은 재료 표면에서 신속한 냉각속도를 얻을 수 있고, 투입한 에너지가 모재(substrate)에 큰 영향 을 미치지 않아 모재의 물성을 유지하면서 원하는 표면 성질을 얻을 수 있는 장점이 있다. 게다가 표면층이 용융된 후 재응고하는 과정을 거치기 때문에 계면에서 접합성의 문제가 거의 없으며, 응고시 신속한 냉각속도로 인한 평형고용한도의 극복을 통하여 우수한 물성의 안정상 또는 준안정상을 얻을 수 있다. 이러한 이유로 고에너지 빔을 이용하여 철계 합금이나 티타늄 합금의 표면에 탄화물, 붕화물, 질화물 등의 세라믹이나 비정질 합금의 표면복합층을 형성시켜 원하는 표면의 성분과 미세조직을 얻는 연구가 활발하게 진행되고 있다.
금속의 표면에 세라믹이나 비정질 분말들을 균일하게 분포시키고 전자빔을 투사시키면, 분말과 기지금속의 표면이 용융되고 재응고되는 과정을 거쳐 표면복합재료의 제조가 가능하게 된다. 이에 대한 연구는 주로 내마모성의 향상, 미세조직의 개선, 고온재료로서의 응용 등에 초점을 두고 이루어져 왔다.
그러나, 비정질 형성능이 낮은 비정질 합금 분말에 전자빔을 투사할 경우, 분말의 용융 후 재응고시 충분한 냉각속도가 확보되지 않으면 결정상이 많이 형성되고, 비록 비정질 합금 표면복합층이 형성되더라도 매우 취약하여 고온으로 진행됨에 따라 연화가 급격하게 일어나므로, 기계적 성질의 향상에 한계가 있게 된다.
이와 같이 기존의 소재개발 방법으로는 혁신적인 물성을 갖는 소재 개발에 한계가 있어, 기지 조직 내에 결정상이 균일하게 분포하여 표면복합층의 경도, 내마모성, 파괴인성, 고온 성질 등이 향상된 표면복합재료를 제조할 필요성이 대두되고 있다.
본 발명이 이루고자 하는 첫 번째 기술적 과제는 내식성, 고온안정성 및 내마모성이 우수하고, 경도 및 강도가 뛰어나며 물성이 균일한 표면복합재료를 제공하는 것이다.
본 발명이 이루고자 하는 두 번째 기술적 과제는 상기 표면복합재료의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명은 상기 첫 번째 기술적 과제를 이루기 위하여,
(i) 모재(substrate)와,
(ii) 상기 모재 상에 형성되고, 철, 크롬 및 니켈을 포함하는 오스테나이트계 기지(matrix) 및 상기 오스테나이트계 기지 내에 분포하는 카바이드계 또는 보라이드계 석출강화상을 포함하는 철(Fe)계 결정질 표면복합층
을 포함하는 표면복합재료를 제공한다.
본 발명은 상기 두 번째 기술적 과제를 이루기 위하여,
철(Fe)계 비정질 합금 분말을 모재 표면에 도포하는 제 1 단계;
상기 분말의 치밀화를 위하여 가압하는 제 2 단계; 및
상기 치밀화된 분말층에 고에너지 가속전자빔을 균등하게 투사함으로써 상기 철(Fe)계 비정질 합금분말을 용융 및 응고시켜, 철(Fe)계 표면강화층을 갖는 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 형성하는 제 3 단계
를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 표면복합재료의 제조방법은 대기 중에서 연속적으로 수행가능한 매우 간단한 방법으로서, 이를 이용하면 저렴한 비용으로 표면복합재료를 제조할 수 있다. 또한, 상기 제조 방법으로 형성된 표면복합재료는 내식성, 내마모성, 고온안정성, 경도 및 강도가 우수하므로 우주항공용/자동자용 엔진부품, 원자로 부품 등에서 유용한 소재로 사용될 수 있다.
이하에서 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.
본 발명의 제 1 태양은,
(i) 모재(substrate)와,
(ii) 상기 모재 상에 형성되고 철, 크롬 및 니켈을 포함하는 오스테나이트계 기지(matrix), 및 상기 오스테나이트계 기지 내에 분포하는 카바이드(carbide)계 또는 보라이드(boride)계 석출강화상을 포함하는 철(Fe)계 결정질 표면복합층
을 포함하는 표면복합재료를 제공한다.
상기 모재는 연성과 파괴인성이 우수한 것을 선택하는 것이 바람직하며, 이러한 모재의 예에는 철, 구리, 알루미늄, 티타늄 등이 포함되지만 여기에 한정되는 것은 아니다.
상기 표면복합층은 상기 모재와 계면(interface)을 형성하여 서로 구분되고, 상기 계면의 하부에 상기 계면을 따라 일정한 두께로 열영향부(HAZ: heat affected zone)가 모재에 형성된다.
상기 표면복합층의 두께는 모재의 종류, 제조시에 투사한 고에너지 가속전자빔의 에너지양, 제조시에 도포되는 비정질 합금 분말의 조성 및 도포 두께 등에 따라 달라지나 0.3 mm 내지 3.0 mm인 것이 바람직하다. 상기 표면복합층의 두께가 0.3 mm에 미달하면 의도하는 표면 물성의 향상을 기대하기 어렵고, 특히 마모 및 부식 등의 현상으로부터 모재를 충분히 보호할 수 없다. 상기 표면복합층의 두께가 3.0 mm를 초과하면 비경제적이다.
또한, 상기 열영향부의 두께는 모재의 종류, 제조시에 투사한 고에너지 가속전자빔의 에너지양, 및 제조시에 도포되는 비정질 합금 분말의 도포 두께 등에 따라 달라지나 0.15 mm 내지 2.5 mm인 것이 바람직하다.
상기 오스테나이트(austenite)계 기지는 철, 크롬 및 니켈을 포함하며, 이 외에도 코발트, 몰리브덴, 붕소, 구리, 실리콘, 탄소 등을 더 포함할 수 있다.
상기 카바이드계 석출강화상은, 예를 들면, 티타늄 카바이드(TiC), 텅스텐 카바이드(WC), 바나듐 카바이드(VC), 또는 이들의 혼합물을 포함하지만 여기에 한정되는 것은 아니다.
상기 보라이드계 석출강화상은, 예를 들면, 크롬 보라이드(Cr2B), 몰리브덴 보라이드(MoB), 티타늄 보라이드(TiB2), 또는 이들의 혼합물을 포함하지만 여기에 한정되는 것은 아니다.
상기 카바이드계 또는 보라이드계 석출강화상은 상기 오스테나이트계 기지에 다양한 형태의 조직으로 존재한다. 상기 형태는 선형, 원형, 타원형, 및 이들 형태로부터 분지된 형 등의 응고셀 조직을 갖기도 하고 계면에 수직한 대나무잎 모양의 조직(bamboo leaf structure)을 갖기도 한다.
상기 석출강화상과 상기 기지의 부피비는 1 : 0.5 내지 1 : 10인 것이 바람 직하다. 상기 석출강화상의 부피가 상기 범위를 벗어나 너무 작으면 석출강화에 의한 물성의 강화 효과가 떨어지고, 상기 석출강화상의 부피가 상기 범위를 벗어나 너무 크면 취약한 결정상들로 인하여 표면복합층의 인성이 감소하는 단점이 있다.
본 발명의 제 2 태양은 비정질 표면복합재료의 제조 방법으로서,
철(Fe)계 비정질 합금 분말을 모재 표면에 도포하는 제 1 단계;
상기 분말의 치밀화를 위하여 가압하는 제 2 단계; 및
상기 치밀화된 분말층에 고에너지 가속전자빔을 균등하게 투사함으로써 상기 철(Fe)계 비정질 합금분말을 용융 및 응고시켜, 철(Fe)계 표면강화층을 갖는 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 형성하는 제 3 단계
를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법을 제공한다.
도면을 참조하여 상기 제조방법을 설명하면 다음과 같다.
도 1a 내지 도 1e는 본 발명의 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 포함하는 표면복합재료의 제조 방법을 나타낸 모식도이다.
먼저, 도 1a에 나타낸 바와 같이 모재 상에 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)을 도포한 다음, 압력을 가하여 상기 합금 분말(10)을 치밀화시킨다.
상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)은 평균 입경이 60 μm 내지 120 μm인 것이 바람직하다. 만일 상기 합금 분말의 평균 입경이 60 μm에 미달하는 것은 제조와 취급이 어렵고, 만일 상기 합금 분말의 평균 입경이 120 μm를 초과하면 균일한 혼합이 어렵고 치밀화 과정에서 기공도가 증가하는 단점이 있다.
상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)은 100 중량부에 대하여 철 25 중량부 내지 45 중량부, 크롬 25 중량부 내지 45 중량부, 니켈 10 중량부 내지 30 중량부를 포함한다. 상기 철, 크롬, 및 니켈의 함량이 상기 범위에 있으면 용융 후 냉각시 결정질이 잘 형성된다.
또한, 상기 합금 분말(10)은 비정질로 되어 있고, 상기 철, 크롬, 및 니켈 외에 코발트, 몰리브덴, 붕소, 구리, 실리콘, 탄소 등을 더 포함할 수 있다. 상기 합금 분말(10)의 예를 들면, Liquidmetal Technologies 사에서 제조한 ArmacorTM C+를 들 수 있지만 여기에 한정되는 것은 아니다.
종래에는 고에너지 가속전자빔을 투사하기 위하여 플루오라이드계 화합물 및/또는 옥사이드계 화합물을 용제(flux)로써 비정질 합금 분말과 혼합하였지만, 본 발명의 철(Fe)계 비정질 합금 분말은 크롬, 붕소, 실리콘, 니켈, 탄소 등의 자기 용제 효과(self fluxing effect)를 갖는 성분을 포함하기 때문에 반드시 용제와 함께 사용될 필요는 없다.
바람직하게는 상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)은 도포하기 전에 약 120 ℃ 내지 200 ℃의 온도에서 1 시간 내지 4 시간 동안 건조시킴으로써, 상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10) 표면에 존재하는 수분을 제거하여 제공된다. 이와 같이 비정질 합금 분말 표면의 수분을 제거함으로써, 응고시 조직 내에서 발생할 수 있는 기공 형성 및 산화물 형성에 따른 비결정성 악화를 방지하는 효과를 얻을 수 있다.
상기 모재(12)에 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)을 균일하게 도포한 다음, 몰드 내에서 가압함으로써, 상기 합금 분말(10)을 치밀화시키고, 모재에 밀착시킨다.
철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)을 상기 모재(12) 상에 도포하는 방법은 특별히 한정되지 않으며, 모재 위에 상기 합금 분말(10)을 균일하게 분포시키는 방법이면 충분하다. 또한 상기 몰드는 상기 합금 분말(10)이 상기 모재(12)를 벗어나지 않도록, 균일하게 분포시킨 상기 합금 분말(10)을 유지시켜 주는 것이면 되고 특별히 한정되지 않는다.
가압하는 방법은 상기 합금 분말(10)에 기계적인 압력을 가할 수 있는 장치, 예를 들면, 프레스와 같은 장치를 이용할 수 있지만 여기에 한정되는 것은 아니다. 상기 가압의 압력 범위는 30 kPa 내지 400 kPa인 것이 바람직하다. 상기 가압 압력이 30 kPa에 미달하면 상기 합금 분말(10)의 치밀화가 충분히 이루어지지 않을 수 있고, 상기 가압 압력이 400 kPa를 초과하면 모재가 손상될 우려가 있고 비경제적이다.
상기와 같이 가압하여 치밀화시킨 철(Fe)계 비정질 합금 분말은 0.2 g/cm3 내지 0.8 g/cm3의 밀도를 갖는 것이 바람직하다. 만일 상기 밀도가 0.2 g/cm3에 미달하면 모재로의 열전달이 너무 많이 일어나 모재의 용융량이 많아지고 비정질 합금 분말과의 지나친 혼합으로 인하여 원하는 조성을 벗어나기 쉬운 단점이 있다. 상기 밀도가 0.8 g/cm3를 초과하면 모재로의 열전달이 너무 적게 되어 모재와 표면복합층의 결합이 미흡할 수 있다.
도 1b에 나타낸 바와 같이 고에너지 전자빔 가속기 장치를 이용하여 고에너지 가속전자빔을 상기와 같이 치밀화시킨 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)에 투사시킨다.
일반적으로는, 고정된 고에너지 전자빔 가속기 장치 내에 상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)이 치밀화되어 도포된 모재(12)가 일정한 속도로 이동하면서 고에너지 가속전자빔이 상기 합금 분말(10)에 균일하게 투사된다. 전자빔을 가속시켜 얻은 고출력 집속 에너지를 모재 금속에 직접 전달하면 이 에너지는 순간적으로 열에너지로 바뀌게 되어 강력한 열원으로 작용할 수 있다. 즉, 모재 표면에 도포되어 있는 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 순간적으로 용해시킴과 동시에 냉각을 통한 응고 과정을 거쳐 표면복합층이 형성되는 것이다.
모재(12)와 철(Fe)계 비정질 합금 분말(10)이 받은 입열량은 빔전력(전자빔 에너지 × 빔전류)에 비례하며, 전자빔 이동속도, 주사폭(scanning width)에 반비례한다. 이러한 전자빔 투사로, 비정질 합금 분말(10)과 모재(12)가 용융 및 응고되면서 용융층에 결정질상이 형성되어 결정질 표면복합재료의 제조가 가능하게 된다. 이 때, 표면층이 용융된 후, 응고되는 과정을 거치기 때문에 계면에서의 접합성 문제는 거의 발생하지 않게 된다.
고에너지 가속전자빔은 레이저빔에 비해 열효율이 두 배 이상 높아 용융점이 높은 합금이나 세라믹도 쉽게 용융시킬 수 있고, 균일한 가열과 냉각이 이루어지므로 재료 내부에 기공이나 균열을 거의 형성시키지 않으며, 응고시 신속한 냉각속도로 인한 평형고용한도의 극복을 통하여 우수한 물성의 준안정상을 얻을 수 있다. 또한, 전자빔 주사장치와 시편의 상대적인 운동을 이용하여 한번에 넓은 영역(시간당 약 72 m2)을 처리할 수 있다는 장점이 있다.
상기 고에너지 가속전자빔의 전자에너지는 0.5 MeV 내지 1.5 MeV인 것이 바람직하다. 만일 상기 전자에너지가 0.5 MeV에 미달하면 모재 표면에 도포된 비정질 합금 분말을 충분히 용융시키지 못할 수 있고, 상기 전자에너지가 1.5 MeV를 초과하면 입열량이 많아져서 고온 산화 및 기화 등이 일어날 수 있다.
상기와 같은 과정을 통해 도 1c에 나타낸 바와 같은 구조의 단층 결정질 표면복합층(16)을 포함하는 단층 표면복합재료(18)가 형성된다. 본 명세서에서 사용되는 "단층"이라는 용어는 표면복합층(16)이 1회 복합화 실시를 통해 형성되었음을 의미하는 것이다. 이와 유사하게 본 명세서에서 사용하는 "2층" 또는 "다층"이라는 용어도 복합화의 실시 횟수를 의미하는 것으로 이해되어야 한다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 "복합화"란 용어는 전술한 바와 같은 비정질 합금 분말의 제공, 도포 및 가압, 고에너지 가속전자빔의 투사를 포함하는 사이클을 의미하는 것이다.
상기 복합화는 1회만 실시될 수도 있지만, 필요에 따라 2회 내지 10회 반복하여 상기 표면복합층을 다층으로 형성할 수도 있다.
이하, 구체적인 실시예 및 비교예를 가지고 본 발명의 구성 및 효과를 보다 상세히 설명하지만, 이들 실시예는 단지 본 발명을 보다 명확하게 이해시키기 위한 것일 뿐 본 발명의 범위를 한정하고자 하는 것은 아니다. 실시예 및 비교예에서 하기와 같은 방법으로 물성을 평가하였다.
<실시예 1>
철(Fe)계 비정질 합금 분말로서 ArmacorTM C+라는 상용명으로 알려져 있는 합금 분말을 사용하였다. 상기 ArmacorTM C+의 화학조성은 하기 표 1에 기재된 바와 같다.
[표 1]
원소 Cr Ni Co Mo B Cu Si Fe
함량(무게%) 30 17 10 4 4 2.5 1.5 31
상기 ArmacorTM C+ 합금 분말을 130 ℃ 내지 170 ℃에서 2시간동안 건조시켰다. 그런 후 상기 합금 분말을 몰드 내에 위치시킨 가로 50 mm, 세로 50 mm, 두께 25 mm 크기의 일반 저탄소강 모재 표면에 0.45 g/cm3의 밀도를 갖도록 도포한 다음, 프레스를 이용하여 120 kPa의 압력으로 상기 합금 분말을 가압하였다.
그런 후 고에너지 전자빔 가속기 장치(모델 ELV-6, 러시아 Budker 핵물리 연구소에서 제작 및 시판하는 제품)를 이용하여 상기 가압된 합금 분말에 고에너지 가속전자빔을 투사하였다. 상기 고에너지 가속기 장치는 전자에너지 범위가 0.5 MeV 내지 1.5 MeV, 최대 파워가 100 kW, 최대 빔 전류가 70 mA, 최대 전자빔 직경이 1.27 cm인 것이었다. 본 실시예에서 적용된 구체적인 투사 조건은 하기 표 2에 기재된 바와 같다.
[표 2]
투사 파라미터 제 1 복합화 제 2 복합화
전자 에너지 1.4 MeV 1.4 MeV
빔 이동 속도 35 mm/초 35 mm/초
빔 주사폭 50 mm 50 mm
빔 전류 55 mA 55 mA
주사 주파수 19 Hz 19 Hz
빔 크기(직경) 11 mm 11 mm
분위기 대기 대기
상기 표 2 중, 제 1 복합화의 투사 조건에 따라 고에너지 전자빔 가속기 장치를 작동시켜 전자빔 투사를 수행하였다. 이로부터 얻은 단층 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 포함하는 표면복합재료를 F1으로 표시하였다.
<실시예 2>
실시예 1에서 제조한 F1 표면복합재료 표면상에 상기 실시예 1에 기재된 방법과 동일한 방법으로 제 2 복합화를 수행하였다. 다만, 고에너지 전자빔 가속기 장치의 투사 조건은 상기 표 2의 제 2 복합화로 표시된 바에 따라 고에너지 가속전자빔을 투사하였다. 이로부터 얻은 단층 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 포함하는 표면복합재료를 F2로 표시하였다.
<비교예 1>
실시예 1에서 사용된 저탄소강 모재와 동일한 저탄소강 모재 상에 HVOF(High Velocity Oxygen Fuel)법을 이용하여 실시예 1에서 사용한 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 용사코팅하였다.
<평가예>
실시예 1 및 실시예 2에 따라 각각 제조된 F1 및 F2 표면복합재료 각각의 절단면 및 표면복합층을 관찰하기 위하여 상기 F1 및 F2 표면복합재료 각각을 전자빔 투사 방향과 평행하게 절단하여 연마한 후 글리세롤 45 mL, 질산 15 mL, HF 30 mL 용액으로 에칭하였다. 표면복합층, 계면부, 및 모재의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 F1 및 F2 표면복합재료를 각각 도 2a 및 도 2b에 나타내었다.
도 2에서 알 수 있듯이 전자빔 투사로 인하여 도포한 비정질 합금 분말과 탄소강의 표면부가 용융된 후 응고되면서 결정질 표면복합층을 형성하고, 상기 표면복합층과 용융되지 않은 모재 사이에는 계면이 명확히 나타남을 관찰할 수 있었다(도 2a 및 도 2b에 화살표로 표시된 부분). 일반적으로 용제(flux)를 첨가하지 않고 제조된 표면강화 표면복합재료는 표면조도(surface roughness)가 나쁘고 기공과 균열을 많이 포함하지만, 상기 F1 및 F2 표면복합재료의 시편에서는 용제의 첨가없이도 표면이 평탄하고 광택이 나며, 기공이나 균열이 생기지 않은 것을 관찰할 수 있었다.
도 2a에서 보듯이 F1 시편의 표면복합층 두께는 약 1.3 mm이고, 미세 조직은 전체적으로 균일한 형태를 보인다. 그리고, 도 2b에서 보듯이, F2 시편의 표면복합층 두께는 약 1.9 mm로서 F1 시편보다 두껍고, 제 1 복합화의 표면복합층과 제 2 복합화의 표면복합층 사이의 계면도 발견된다. F2의 경우 도 2b에서 알 수 있는 바와 같이 검정색 삼각형 화살표로 표시한 표면복합층/모재 계면 위쪽 약 0.2 mm 까지의 영역은 F1 시편 표면복합층과 같은 형태의 조직이 그대로 남아있으며, 그 위 대부분의 표면복합층은 다른 형태의 조직으로 이루어져 있다. 상기와 같이 제 1 복합화의 표면복합층과 제 2 복합화의 표면복합층 사이의 계면이 형성되는 것은 제 2 복합화에서 투사된 전자빔의 입열량이 제 1 복합화에서 형성된 표면복합층을 완전히 용융시킬 정도로 충분하지 않았기 때문으로 보인다.
또, 상기 표면복합층 아래에 약 1.5 mm 두께의 열영향부(HAZ: heat affected zone)가 존재하는 것을 관찰할 수 있었다.
도 3a, 3b, 및 3c는 각각 제 1 복합화의 표면복합층, 제 2 복합화의 표면복합층 및 표면복합층/모재 계면부의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 자세히 관찰한 것이다. 도 3a는 F1 시편의 표면복합층 및 표면복합층/모재 계면부를 촬영한 것으로서, 응고셀 조직이 잘 발달되어 있고 응고셀 경계 영역에는 결정상들이 층상 형태를 이루면서 치밀하게 석출되어 있는 것을 관찰할 수 있다. 또한 표면과 열영향부 사이의 표면복합층은 전체적으로 도 3a의 상층부와 같은 응고셀 조직을 이루고 있다. 한편, 도 3b와 같이 F2 시편의 표면복합층 및 표면복합층/모재 계면부는 F1 시편과 같이 잘 발달된 응고셀 조직으로 이루어져 있으며, 여기에 형성된 응고셀의 크기는 F1 시편의 응고셀보다 크다.
반면, 도 3c에서 볼 수 있는 바와 같이 F2의 표면복합층의 대부분은 응고셀 형태가 아닌 계면에 수직한 방향으로 치밀하게 형성된 대나무잎 조직(bamboo leaf structure)으로 이루어져 있다. 상기 대나무잎 조직은 스테인레스 강에서 크롬의 함량이 높을 때 흔히 나타나는 조직과 유사하다.
비교예 1에서 표면에 HVOF 법에 의해 용사코팅한 시편의 단면 사진을 도 3d에 나타내었다. 비교예 1의 코팅층의 두께는 약 0.2 mm로서, 모재와 코팅층의 경계가 선명하며 계면 결합력이 약하여 계면 분리 및 주요 파괴처로 작용할 수 있다. 도 3a와 도 3d를 비교할 때, 표면복합화의 두께가 두껍고, 또한 계면의 결합이 우수하기 때문에, 본 발명에 따른 고에너지 가속전자빔을 이용한 표면복합화가 훨씬 우수한 표면강화효과를 얻을 수 있을 것으로 판단된다.
도 4는 철(Fe)계 표면복합층의 응고조직을 투과전자현미경으로 관찰한 사진으로서, 결정상은 각각 Cr2B와 Cr19Fe70Ni11임을 XRD 분석(X-Ray Diffraction Analysis) 및 EDS 분석(Energy Dispersive Spectroscopy)을 통해 알 수 있었다. 상기 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1의 시편에 대하여 수행한 XRD 분석 결과를 도 8a, 도 8b, 도 8c에 나타내었다.
도 5a, 5b 및 5c는 상기 실시예 1 및 실시예 2로부터 제조된 F1과 F2, 그리고 비교예 1에서 HVOF(High Velocity OxyFuel)에 의해 제조된 재료의 표면복합층의 물성을 알아보기 위하여 복합층 표면으로부터의 미세경도의 변화를 비커스 경도기로 하중 300 g을 가하며 측정한 결과를 각각 나타낸 것이다. 앞서 설명한 바와 같이 F2 재료의 경우 F1에 비하여 보다 우수한 물성과 균일한 조직상태를 가지며, 표면복합층의 물성이 더 우수하고, 균일한 물성을 갖는 것을 알 수 있다. 반면에, 비교예 1의 HVOF 복합화 재료의 경우는 경도는 높지만 복합화층의 물성이 균일하지 못하며, 계면결합력이 약하고 계면 부위의 연속성이 약해서 모재와 표면복합화층의 분리가능성이 높은 점에서 실시예 1 및 실시예 2보다 열등한 것을 알 수 있었다.
도 6은 상기 실시예 1 및 실시예 2로부터 제조된 F1과 F2, 그리고 HVOF에 의해 제조된 재료에 대해 온도에 따른 미세 경도를 측정한 것으로서, F1 및 F2의 고온 성질이 매우 우수한 것을 알 수 있다. 600 ℃ 이상의 고온에서 비교예 1의 용사코팅재의 경우 미세 경도가 급격히 감소하는 반면, F1 및 F2의 경우는 상당히 안정 적인 고온 성질을 갖는 것을 알 수 있다. 또, 내마모성 또한 2 배 내지 6 배 향상된 것을 내마모성 시험을 통해 알 수 있었다. 상기 내마모성 시험은 핀-온-디스크(pin-on-disk) 마모시험기를 이용하여, 20 kg 하중 하에서 5분간 마모시험을 실시하여 수행하였다. 그 결과, F1의 마모량은 56.95 mg, F2의 마모량은 44.7 mg, 모재의 마모량은 148.7 mg으로 나타났다. 즉, F1에 비하여 F2의 내마모성은 약 20% 정도 향상되었으며, 모재에 비하여는 약 300% 정도의 물성 향상을 가져오는 것을 알 수 있었다.
도 7a 및 도 7b는 상기 실시예 1 및 실시예 2로부터 제조된 F1과 F2에 대해 마모시험을 한 시편의 단면을 관찰한 주사전자현미경 사진으로, F2의 변형영역(deformed region)이 훨씬 얕으며 미세한 붕화물들의 조직들로 인해 우수한 내마모성을 갖는 것을 알 수 있다.
이상에서 살펴본 바와 같이 본 발명의 바람직한 실시예에 대해 상세히 기술되었지만, 본 발명이 속하는 기술분야에 있어서 통상의 지식을 가진 사람이라면, 첨부된 청구 범위에 정의된 본 발명의 정신 및 범위를 벗어나지 않으면서 본 발명을 여러 가지로 변형하여 실시할 수 있을 것이다. 따라서 본 발명의 앞으로의 실시예들의 변경은 본 발명의 기술을 벗어날 수 없을 것이다.
철(Fe)계 비정질 합금 분말을 모재의 표면에 도포한 후 고에너지 가속전자빔을 이용하여 용융 및 응고과정을 거쳐 모재 표면에 균일한 두께의 표면복합층을 갖는 표면복합재료를 제조함으로써 기존의 합금에 비하여 물성이 월등히 향상된 재료 를 연속적으로 용이하게 대량 생산할 수 있게 된 효과가 있다. 또, 내식성, 내마모성, 고온안정성, 경도 및 강도 등의 물성이 우수하며 가격이 비교적 저렴한 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 이용해 표면강화효과를 이루어냄으로써 충분한 연성 및 파괴인성을 가진 표면복합재료를 제조하여, 우주항공용/자동차용 엔진부품, 원자로 부품 등에 유용한 소재로 사용될 수 있다.

Claims (14)

  1. (i) 모재(substrate)와,
    (ii) 상기 모재 상에 형성되고, 철, 크롬 및 니켈을 포함하는 오스테나이트계 기지(matrix) 및 상기 오스테나이트계 기지 내에 분포하는 카바이드계 또는 보라이드계 석출강화상을 포함하는 철(Fe)계 결정질 표면복합층
    을 포함하고, 상기 표면복합층과 모재 사이에 계면(interface)이 형성되고, 상기 계면의 하부에 상기 계면을 따라 0.15 mm 내지 2.5 mm 두께의 열영향부가 형성되어 있는 표면복합재료.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 카바이드계 석출강화상이 티타늄 카바이드(TiC), 텅스텐 카바이드(WC), 바나듐 카바이드(VC), 또는 이들의 혼합물인 것을 특징으로 하는 표면복합재료.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 보라이드계 석출강화상이 크롬 보라이드(Cr2B), 몰리브덴 보라이드(MoB), 티타늄 보라이드(TiB2), 또는 이들의 혼합물인 것을 특징으로 하는 표면복합재료.
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 석출강화상과 상기 기지의 부피비가 1 : 0.5 내지 1 : 10인 것을 특징으로 하는 표면복합재료.
  5. 제 1 항에 있어서, 상기 표면복합층의 두께가 0.3 mm 내지 3.0 mm인 것을 특징으로 하는 표면복합재료.
  6. 삭제
  7. 제 1 항에 있어서, 상기 모재가 철, 구리, 알루미늄, 티타늄인 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  8. 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 모재 표면에 도포하는 제 1 단계;
    상기 분말의 치밀화를 위하여 가압하는 제 2 단계; 및
    상기 치밀화된 분말층에 고에너지 가속전자빔을 균등하게 투사함으로써 상기 철(Fe)계 비정질 합금분말을 용융 및 응고시켜, 철(Fe)계 표면강화층을 갖는 철(Fe)계 결정질 표면복합층을 형성하는 제 3 단계
    를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  9. 제 8 항에 있어서, 상기 고에너지 가속전자빔의 전자에너지 범위가 0.5 MeV 내지 1.5 MeV인 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  10. 제 8 항에 있어서, 상기 치밀화하는 압력이 30 kPa 내지 400 kPa인 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  11. 제 8 항에 있어서, 상기 치밀화한 후 철(Fe)계 비정질 합금 분말의 밀도가 0.2 내지 0.8 g/cm3인 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  12. 제 8 항에 있어서, 상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말의 평균 입경이 60 μm 내지 120 μm인 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  13. 제 8 항에 있어서, 상기 제 1 단계 내지 제 3 단계를 2회 내지 10회 반복하여 표면복합층을 다층으로 형성하는 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
  14. 제 8 항에 있어서, 상기 철(Fe)계 비정질 합금 분말을 120 ℃ 내지 200 ℃의 온도에서 1시간 내지 4시간 동안 건조시키는 단계를 상기 제 1 단계 이전에 더 포함하는 것을 특징으로 하는 표면복합재료의 제조 방법.
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