WO2020080660A1 - 중엔트로피 합금 및 그 제조방법 - Google Patents

중엔트로피 합금 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2020080660A1
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entropy alloy
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ingot
manufacturing
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김형섭
문종언
박정민
장민지
배재웅
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포항공과대학교 산학협력단
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    • B24B27/00—Other grinding machines or devices
    • B24B27/033—Other grinding machines or devices for grinding a surface for cleaning purposes, e.g. for descaling or for grinding off flaws in the surface
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    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt

Definitions

  • the present invention relates to a heavy entropy alloy and its manufacturing method. More specifically, it relates to a Co-Cr-Fe-Ni-Mo-based heavy entropy alloy showing excellent mechanical properties and a method for manufacturing the same.
  • Such a high-entropy alloy is a multi-element alloy of 5 or more members, and intermetallic compounds are not formed due to high constitutional entropy despite the mixing of multi-component main elements, and face centered cubic (FCC) or body centered cubic It is a new concept of new material composed of (Body Centered Cubic, BCC).
  • alloys are divided into high entropy alloys, medium-entropy alloys (MEAs), and low-entropy alloys (LEAs) according to the compositional entropy ( ⁇ Sconf) according to the composition of the alloying element. It is divided into the following conditions.
  • the FCC-based high-entropy alloy exhibits excellent mechanical properties.
  • the Fe-Mn-Cr-Co-Ni-based high-entropy alloy it is seen in existing structural materials due to the expression of mechanical twins between cryogenic strains It has attracted attention as a material that can be applied as a structural material in extreme environments by having excellent cryogenic properties and high fracture toughness.
  • the medium-entropy alloy in order to apply the medium-entropy alloy as a structural material in various fields, it is essential to increase the tensile strength while maintaining the characteristics exhibited by the existing high-entropy alloy and secure excellent mechanical properties at room temperature.
  • the present invention provides a medium-entropy alloy capable of forming precipitates at the base of the FCC structure and securing excellent strength and ductility due to transformation organic plasticity, and a method for manufacturing the same.
  • Heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention Cr: 3 to 15 atomic%, Fe: 40 to 60 atomic%, Co: 5 to 20 atomic%, Ni: 5 to 20 atomic% and Mo: 3 to 15 atomic %.
  • the content ratio of Cr to Cr content may be 1 or less.
  • FCC single-phase face-centered cubic structure
  • a microphase may be formed in the matrix tissue formed by the face-centered cubic structure (FCC).
  • FCC face-centered cubic structure
  • the average grain size may be 4 to 8 ⁇ m.
  • a deformed organic phase transformation may occur.
  • the tensile strength is 500MPa or more, and the elongation may be 38% or more.
  • the method for preparing a heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention is Cr: 3 to 15 atomic%, Fe: 40 to 60 atomic%, Co: 5 to 20 atomic%, Ni: 5 to 20 atomic%, and Mo: 3 to Preparing an ingot comprising 15 atomic percent; Homogenizing heat treatment of the ingot; Cold-rolling the heat-treated ingot to produce a plate material; And annealing the plate material.
  • the step of polishing the surface of the heat treated ingot may further include.
  • the heat treatment temperature may be 1100 to 1300 ° C.
  • the sheet material by cold rolling the ingot it may be cold rolled with a reduction ratio of 50 to 80%.
  • the annealing temperature may be 800 to 1250 ° C.
  • the annealing time may be 10 to 100 minutes.
  • the heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention induces a precipitation strengthening effect by formation of precipitates, a grain refinement effect by suppressing grain boundary growth due to precipitate formation, and a strengthening effect by strain phase transformation, resulting in a high-entropy alloy of the same fraction. In comparison, it is possible to provide an entropy alloy having excellent mechanical properties.
  • Figure 1 shows the equilibrium phase change according to the molar fraction and temperature of Co and Cr remaining in the alloy containing 50 atomic% Fe, 10 atomic% Ni and 5% atomic Mo.
  • FIG. 2 shows phase equilibrium information according to the molar fraction and temperature of Co and Ni remaining in an alloy containing 55 atomic% Fe, 12.5 atomic% Cr, and 5% atomic Mo, and 55 atomic% Fe, 12.5 It shows the phase equilibrium information according to the molar fraction of Co and Ni and the temperature of the remainder in the alloy containing atomic% Cr and 7.5% atomic Mo.
  • Example 3 is an X-ray diffraction analysis result of a medium entropy alloy plate prepared according to specimens 1 to 4 of Example 1 of the present invention and specimens 1 to 4 of Example 2.
  • Figure 5 is a graph showing the average grain size change in the case of annealing by varying the temperature conditions for the specimens 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4 of Example 2 of the present invention.
  • FIG. 6 is a graph showing the room temperature tensile properties of Examples 1 and 2 of the present invention.
  • Example 7 is a graph showing the room temperature tensile properties of Example 3, Example 4 and Comparative Example 1 of the present invention.
  • Example 8 is a result of neutron diffraction analysis before and after modification of Example 3 of the present invention.
  • first, second and third are used to describe various parts, components, regions, layers and / or sections, but are not limited thereto. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first portion, component, region, layer or section described below may be referred to as a second portion, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • Heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention Cr: 3 to 15 atomic%, Fe: 40 to 60 atomic%, Co: 5 to 20 atomic%, Ni: 5 to 20 atomic% and Mo: 3 to 15 atomic %.
  • Cr chromium
  • Fe iron
  • the FCC phase is stabilized, so the effect of improving mechanical properties may not be significant.
  • the BCC phase is stabilized, so the effect of improving the mechanical properties may not be large. Therefore, Fe is added at 40 to 60 atomic%.
  • Ni nickel
  • the BCC phase is stabilized, so the effect of improving mechanical properties may not be significant.
  • the FCC phase is stabilized, and the effect of improving mechanical properties may not be as great. Therefore, Ni is added at 5 to 20 atomic%.
  • Mo molybdenum
  • the stability and mechanical properties of the phase may be further improved by adding 5 to 10 atomic%.
  • the heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention may have a Cr content ratio (Cr / Co) of Co to a content of 1 or less.
  • the FCC single phase region by satisfying the content ratio of Cr to Cr content (Cr / Co) of 1 or less.
  • the FCC single phase can be maintained in a relatively wide temperature range from the dissolution temperature to about 800 ° C.
  • the content ratio of Cr to Cr content (Cr / Co) exceeds 1, it may be difficult to form the FCC single phase region by reducing the temperature region maintaining the FCC single phase region.
  • Figure 1 shows the equilibrium phase change according to the molar fraction and temperature of Co and Cr remaining in the alloy containing 50 atomic% Fe, 10 atomic% Ni and 5% atomic Mo.
  • the FCC single phase is maintained from the melting temperature to 800 ° C in the region where the molar fraction of Cr is 15% or less, and the FCC + ⁇ phase two-phase equilibrium region exists below 800 ° C, and the molar fraction of Cr is 15% or more. It can be seen from below that all of the FCC + ⁇ two-phase equilibrium regions exist below the dissolution temperature.
  • FIG. 2 shows phase equilibrium information according to the molar fraction and temperature of Co and Ni remaining in an alloy containing 55 atomic% Fe, 12.5 atomic% Cr, and 5% atomic Mo, and 55 atomic% Fe, 12.5 It shows the phase equilibrium information according to the molar fraction of Co and Ni and the temperature of the remainder in the alloy containing atomic% Cr and 7.5% atomic Mo.
  • the heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention may be formed of a single-phase face-centered cubic structure (FCC), or may be formed in a form in which a ⁇ -phase is formed in a matrix structure formed of a face-centered cubic structure (FCC).
  • FCC face-centered cubic structure
  • the average grain size may be 4 to 8 ⁇ m because the growth of grains is suppressed by precipitation of a ⁇ -phase in the grain boundaries of the FCC matrix.
  • the heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention may undergo a deformation phase transformation during plastic deformation.
  • the tensile strength is 500MPa or more, and the elongation may be 38% or more.
  • the method for preparing a heavy entropy alloy according to an embodiment of the present invention is Cr: 3 to 15 atomic%, Fe: 40 to 60 atomic%, Co: 5 to 20 atomic%, Ni: 5 to 20 atomic%, and Mo: 3 to It includes a step of manufacturing an ingot containing 15 atomic%, a step of homogenizing heat treatment of the ingot, a step of cold-rolling the heat-treated ingot to produce a plate material, and annealing the plate material.
  • the step of polishing the surface of the heat treated ingot may be further included.
  • each component element having a purity of 99.9% or more is weighed and charged into a crucible, and then heated to a temperature of 1400 to 1800 ° C to dissolve and then ingot can be cast through a mold.
  • the heat treatment temperature may be 1100 to 1300 °C.
  • the heat treatment time may be 4 to 8 hours.
  • the heat treatment temperature is less than 1100 ° C, the homogenization effect of the microstructure may not be sufficient.
  • the heat treatment cost may be excessive.
  • the oxide formed on the surface of the ingot can be removed by grinding the surface of the heat-treated ingot.
  • the heat-treated ingot is cold-rolled.
  • the ingot may be cold rolled so that the reduction ratio is 50 to 80%.
  • the annealing treatment of the plate material may cause the ⁇ phase to be deposited on the FCC matrix according to the annealing conditions.
  • the annealing temperature may be 800 to 1250 ° C. Specifically, it may be 900 to 1200 °C.
  • the annealing time may be 10 to 100 minutes.
  • Fe, Co, Ni, Cr, Mo metal having a purity of 99.9% or more was prepared to prepare an ingot having a composition as shown in Table 1 below. After the prepared raw metal was charged to the crucible, it was heated and dissolved at 1550 ° C, and a mold was used to cast a plurality of ingots having a rectangular parallelepiped shape of 150 g in thickness 7.8 mm, width 33 mm, and length 80 mm.
  • the cast ingot was subjected to a homogenization heat treatment at a temperature of 1250 ° C. for 6 hours, followed by surface grinding to remove oxides formed on the surface of the ingot, and the thickness of the polished ingot became 7 mm.
  • the surface-polished ingot having a thickness of 7 mm was cold rolled to 1.5 mm.
  • a plurality of alloy plate materials according to Examples 1 to 4 were prepared and annealed under the conditions in Table 2 below.
  • FIG. 3 shows the results of X-ray diffraction measurement at room temperature of the alloys of Example 1 (Psalms 1 to 4) and Example 2 (Psalms 1 to 4) subjected to annealing treatment.
  • X-ray diffraction measurement was performed after polishing in the order of sandpaper 600, 800, and 1200 in order to minimize phase transformation due to deformation during polishing of the specimen, and then electrolytic polishing in 8% perchloric acid.
  • Example 2 when annealing at a temperature of 1100 ° C. or lower (Psalms 1 to 3), a metastable FCC phase is predominant and observed as a phase containing a ⁇ phase, and when annealing at a temperature of 1200 ° C. or higher (Psalm 4) Only the metastable FCC was observed to form a single phase.
  • the ⁇ phase is mostly formed in the grain boundary, and a part exists in the grain.
  • Figure 5 shows the grain size change according to the annealing treatment temperature change through the EBSD analysis of the alloys of the specimens 1 to 4 of Comparative Example 1 and specimens 1 to 4 of Example 2 subjected to annealing treatment.
  • Comparative Example 1 the grain size grows as the temperature increases, but in Example 2, at a temperature of 1100 ° C. or lower where the ⁇ phase is present, it is constant at about 6 ⁇ m, and there is no ⁇ phase. It can be seen that the grain size grows at a temperature of 1200 ° C. or higher and has a relatively small grain size compared to Comparative Example 1.
  • Example 2 the grain growth suppression shown in Example 2 is largely formed in the vicinity of the grain boundary by the addition of Mo, and a ⁇ -phase is formed around the grain boundary, which greatly contributes to the suppression of grain growth between annealing treatments by the Zener pinning effect.
  • Comparative Example 1 which is an FCC-based high-entropy alloy having the same molar fraction as Examples 3 and 4 of the present invention
  • the yield strength and tensile strength are improved by the precipitation strengthening effect by the ⁇ phase, and at the same time. It was confirmed that the elongation was also slightly increased.
  • FIG. 8 shows the results of neutron diffraction analysis for the expression of strain-induced phase transformation during tensile deformation of the heavy entropy alloy according to Example 4 of the present invention.
  • the alloy of Example 4 is mainly composed of the FCC phase that is metastable at the beginning and contains a small amount of the ⁇ phase.
  • the neutron diffraction peak of the BCC phase appears stronger than the diffraction peak of the FCC phase due to the strain organic phase transformation to the BCC phase between the metastable FCC phase deformations, which means that the phase fraction of the BCC phase after deformation becomes larger.

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Abstract

Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함하는 중엔트로피 합금이 소개된다.

Description

중엔트로피 합금 및 그 제조방법
본 발명은 중엔트로피 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 우수한 기계적 특성을 나타내는 Co-Cr-Fe-Ni-Mo계 중엔트로피 합금과 그 제조방법에 관한 것이다.
산업 기술 고도화에 따라 특정 주요 원소를 기반으로 한 철강, 알루미늄 합금, 타이타늄 합금 등 다양한 합금이 개발되어 왔으나, 최근 새로운 합금 시스템으로 고엔트로피 합금(high-entropy alloy)으로 지칭된 합금이 제안, 개발되고 있다.
이와 같은 고엔트로피 합금은 5원계 이상의 다원소 합금으로서, 다성분 주요원소가 혼합됨에도 불구하고 높은 구성 엔트로피에 의해 금속간 화합물이 형성되지 않고, 면심입방격자(Face Centered Cubic, FCC) 또는 체심입방격자(Body Centered Cubic, BCC)로 구성된 새로운 개념의 신 물질이다.
통상 합금은 합금 원소의 조성에 따른 구성 엔트로피(△Sconf)에 따라 고 엔트로피 합금, 중엔트로피 합금(medium-entropy alloys, MEAs), 저엔트로피 합금(low-entropy alloys, LEAs)으로 나뉘며 구성 엔트로피 값에 따라 하기 식의 조건으로 구분된다.
[식 1] △Sconf(LEAs) ≤ 1.0·R
[식 2] 1.0·R ≤ △Sconf(MEAs) ≤ 1.5·R
[식 3] 1.6·R ≤ △Sconf(HEAs)
(R: 기체 상수(Gas constant))
위의 정의를 통해 설계된 고엔트로피 합금 중 FCC계 고엔트로피 합금은 우수한 기계적 특성을 나타내는데 Fe-Mn-Cr-Co-Ni 계열 고엔트로피 합금의 경우, 극저온 변형 간 기계적 쌍정의 발현으로 기존 구조 재료에서 볼 수 없던 우수한 극저온 물성과, 높은 파괴인성을 가짐으로써 극한환경에서의 구조재료로 적용할 수 있는 소재로 주목받고 있다.
그러나 상온에서는 극저온과는 달리 기계적 쌍정의 형성이 활발하지 않아 상용 구조재료에 비하여 매우 낮은 기계적 특성을 나타낸다. 뿐만 아니라 구조재료의 적용에 있어 중요한 요소 중 하나인 항복 강도를 고려하면 FCC계 금속의 한계인 낮은 항복 강도를 고엔트로피 합금 또한 나타내며, 이는 구조재료로서의 적용 범위를 제한하고 기존의 상용 소재를 대체하기에는 한계가 있다.
한편, 기존에는 동일원자조성으로 이루어진 고 엔트로피 합금 개발이 활발히 진행되었으나 최근에는 우수한 특성을 나타내는 동일원자조성 고엔트로피 합금계의 종류는 매우 제한적이고 높은 구성 엔트로피가 우수한 특성을 나타내는 필요조건이 아님이 주장되었다.
이에 따라 내식성, 고강도, 그리고 고연성의 우수한 특성을 나타내는 다양한 중 엔트로피 합금이 개발되고 있으며, 중엔트로피 합금의 적용 영역을 확장하기 위해서는 다양한 특성을 가지는 중엔트로피 합금의 개발이 요구된다.
또한, 중엔트로피 합금의 다양한 분야의 구조재료로서의 적용을 위해서는 기존의 고엔트로피 합금이 나타내는 특성을 유지하면서도 인장 강도를 높이는 동시에 우수한 상온 기계적 특성을 확보하는 것이 필수적이다.
본 발명은 FCC 조직의 기지에 석출물을 형성하고, 변태유기소성에 의한 우수한 강도와 연성을 확보할 수 있는 중엔트로피 합금 및 이를 제조하는 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함한다.
상기 Co의 함량에 대한 상기 Cr의 함량비(Cr/Co)는 1 이하일 수 있다.
단상의 면심입방구조(FCC)로 이루어질 수 있다.
면심입방구조(FCC)로 형성된 기지조직에 μ상이 형성될 수 있다.
평균 결정립 입경이 4 내지 8㎛일 수 있다.
소성변형 시, 변형유기 상변태가 일어날 수 있다.
인장강도가 500MPa 이상이고, 연신율이 38% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금 제조방법은 Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계; 상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계; 상기 열처리한 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계; 및 상기 판재를 소둔하는 단계;를 포함한다.
상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계 이후, 상기 열처리된 잉곳의 표면을 연마하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계에서, 열처리 온도는 1100 내지 1300℃일 수 있다.
상기 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계에서, 압하율 50 내지 80%으로 냉간압연할 수 있다.
상기 판재를 소둔하는 단계에서, 소둔 온도는 800 내지 1250℃일 수 있다.
상기 판재를 소둔하는 단계에서, 소둔 시간은 10 내지 100분일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 석출물 형성에 의한 석출 강화 효과, 석출물 형성에 따른 입계 성장 억제에 의한 결정립 미세화 효과 및 변형유기 상변태에 의한 강화 효과를 유도하여 동일 분율의 고엔트로피 합금에 비하여 기계적 특성이 우수한 중 엔트로피 합금을 제공할 수 있다.
도 1은 50 원자%의 Fe, 10 원자%의 Ni 및 5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Cr의 몰 분율 및 온도에 따른 평형상의 변화를 나타낸 것이다.
도 2는 55원자%의 Fe, 12.5 원자%의 Cr 및 5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Ni의 몰 분율 및 온도에 따른 상평형 정보를 나타내며, 55 원자%의 Fe, 12.5 원자%의 Cr 및 7.5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Ni의 몰 분율 및 온도에 따른 상평형 정보를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1의 시편 1 내지 4 및 실시예 2의 시편 1 내지 4 에 따라 제조한 중엔트로피 합금 판재의 X-선 회절분석 결과이다.
도 4는 본 발명의 실시예 2의 시편 2에 대한 EBSD image quality(IQ) 맵 사진이다.
도 5는 본 발명의 실시예 2의 시편 1 내지 4 및 비교에 시편 1 내지 4에 대해 온도 조건을 달리하여 소둔처리한 경우의 평균 결정립 크기 변화를 나타낸 그래프이다.
도 6은 본 발명의 실시예 1 및 실시예 2의 상온 인장 특성을 나타낸 그래프이다.
도 7은 본 발명의 실시예 3, 실시예 4 및 비교예 1의 상온 인장 특성을 나타낸 그래프이다.
도 8은 본 발명의 실시예 3의 변형 전/후의 중성자 회절분석 결과이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
중엔트로피 합금
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함한다.
하기에서는 각 성분 원소들의 함량 한정 이유를 살펴본다.
Cr: 3 내지 15 원자%
크롬(Cr)은 3 원자% 미만일 경우, 내식성 등의 합금의 물성에 불리하게 작용될 수 있다. 반면, 15 원자%를 초과할 경우, 중간상 형성 및 FCC 단상 영역이 존재하지 않을 가능성이 높아질 수 있다. 따라서 Cr을 3 내지 15 원자%로 첨가한다.
구체적으로, 5 내지 15 원자%를 첨가하여 준안정 FCC상을 형성시킴으로써 상온 기계적 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
Fe: 40 내지 60 원자%
철(Fe)은 40 원자% 미만일 경우, FCC상이 안정화되어 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 반면, 60 원자%를 초과할 경우, BCC상이 안정화되어 마찬가지로 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 따라서 Fe를 40 내지 60 원자%로 첨가한다.
구체적으로, 48 내지 58 원자%를 첨가하여 준안정 FCC상을 형성시킴으로써 상온 기계적 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
Co: 5 내지 20 원자%
코발트(Co)는 5 원자% 미만일 경우, FCC상이 안정화되어 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 반면, 20 원자%를 초과할 경우, BCC상이 안정화되어 마찬가지로 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 따라서 Co를 5 내지 20 원자%로 첨가한다.
Ni: 5 내지 20 원자%
니켈(Ni)은 5 원자% 미만일 경우, BCC상이 안정화되어 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 반면, 20 원자%를 초과할 경우, FCC상이 안정화되어 마찬가지로 기계적 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다. 따라서 Ni을 5 내지 20 원자%로 첨가한다.
Mo: 3 내지 15 원자%
몰리브덴(Mo)은 3 원자% 미만일 경우, 충분한 강화 효과를 얻기 어려울 수 있다. 반면, 15 원자%를 초과할 경우, 중간상 형성 및 FCC 단상 영역이 존재하지 않을 가능성이 높아질 수 있다. 따라서 Mo을 3 내지 15 원자%로 첨가한다.
구체적으로, 5 내지 10 원자%를 첨가하여 상(Phase)의 안정성, 기계적 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 Co의 함량에 대한 Cr의 함량비(Cr/Co)가 1 이하일 수 있다.
Co의 함량에 대한 Cr의 함량비(Cr/Co)가 1 이하를 만족함으로써 FCC 단상 영역을 형성하는 것이 가능하다. 이 경우, 도 1과 같이, 용해 온도부터 약 800℃까지 비교적 넓은 온도 범위에서 FCC 단상을 유지할 수 있다. 반면, Co의 함량에 대한 Cr의 함량비(Cr/Co)가 1을 초과할 경우, FCC 단상 영역을 유지하는 온도 영역이 감소하여 FCC 단상 영역을 형성하는 것이 어려울 수 있다.
도 1은 50 원자%의 Fe, 10 원자%의 Ni 및 5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Cr의 몰 분율 및 온도에 따른 평형상의 변화를 나타낸 것이다.
이를 통해, Cr의 몰 분율이 15% 이하 영역에서는 용해 온도부터 800℃까지 FCC 단상을 유지하며, 800℃ 이하에서는 FCC + μ상의 2상 평형 영역이 존재하며, Cr의 몰 분율이 15% 이상 영역에서는 용해 온도 이하에서 모두 FCC+σ 2상 평형 영역이 존재한다는 것을 알 수 있다.
도 2는 55원자%의 Fe, 12.5 원자%의 Cr 및 5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Ni의 몰 분율 및 온도에 따른 상평형 정보를 나타내며, 55 원자%의 Fe, 12.5 원자%의 Cr 및 7.5% 원자의 Mo을 포함하는 합금에서 나머지인 Co와 Ni의 몰 분율 및 온도에 따른 상평형 정보를 나타낸 것이다.
이를 통해, 55 원자%의 Fe과 12.5 원자%의 Cr, 7.5 원자% 이하의 Mo, 30 원자%의 Ni 및 30 원자%의 Co를 포함하는 5원계 이하의 합금들은 모두 용해 온도부터 각각 900℃, 1100℃ 이하까지 FCC 단상을 유지한다는 것을 알 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 단상의 면심입방구조(FCC)로 이루어지거나, 면심입방구조(FCC)로 형성된 기지조직에 μ상이 형성된 형태로 구성될 수 있다.
면심입방구조(FCC)로 형성된 기지조직에 μ상이 형성된 경우, FCC 기지조직(matrix) 중, 결정립계에 μ상이 석출됨으로써 결정립의 성장을 억제하기 때문에 평균 결정립 입경이 4 내지 8㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금은 소성변형 시, 변형유기 상변태가 일어날 수 있다. 인장강도가 500MPa 이상이고, 연신율이 38% 이상일 수 있다.
중엔트로피 합금 제조방법
본 발명의 일 실시예에 의한 중엔트로피 합금 제조방법은 Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계, 잉곳을 균질화 열처리하는 단계, 열처리한 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계 및 판재를 소둔하는 단계를 포함한다.
잉곳을 균질화 열처리하는 단계 이후, 열처리된 잉곳의 표면을 연마하는 단계를 더 포함할 수 있다.
잉곳을 구성하는 각 성분의 함량 한정 이유는 상기한 중엔트로피 합금에 대한 설명과 중복되므로 생략한다.
먼저, 잉곳을 제조하는 단계에서는 순도 99.9% 이상의 각 성분 원소를 칭량하여 도가니에 장입한 후, 1400 내지 1800℃의 온도로 가열하여 용해시킨 다음 주형을 통해 잉곳을 주조할 수 있다.
다음으로, 잉곳을 균질화 열처리하는 단계에서는 잉곳의 미세조직이 균질화되도록 열처리한다. 이 때, 열처리 온도는 1100 내지 1300℃일 수 있다. 열처리 시간은 4 내지 8시간일 수 있다. 열처리 온도가 1100℃ 미만일 경우, 미세조직의 균질화 효과가 충분하지 않을 수 있다. 반면, 1300℃를 초과할 경우, 열처리 비용이 과다해질 수 있다.
다음으로, 열처리된 잉곳의 표면을 연마하는 단계에서는, 열처리한 잉곳의 표면을 연마(grinding)함으로써 잉곳의 표면에 형성된 산화물을 제거할 수 있다.
다음으로, 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계에서는 열처리한 잉곳을 냉간압연한다. 이때, 압하율이 50 내지 80%이 되도록 잉곳을 냉간압연할 수 있다.
다음으로, 판재를 소둔하는 단계에서는 판재를 소둔처리함으로써 소둔처리 조건에 따라 FCC 기지조직(matrix)에 μ상이 석출되도록 할 수 있다.
소둔 온도는 800 내지 1250℃일 수 있다. 구체적으로, 900 내지 1200℃일 수 있다. 소둔 시간은 10 내지 100분일 수 있다.
일반적으로, 소둔처리 시의 온도가 증가할수록 결정립의 크기가 성장하지만 FCC 기지조직(matrix)에 특히, 결정립계에 μ상이 석출됨으로써 결정립의 성장을 억제하게 된다. 이에 따라 결정립 미세화로 인해 우수한 항복 강도와 상온 기계적 특성이 발현될 수 있다.
이하 본 발명의 구체적인 실시예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 구체적인 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
(1) 실시예 및 비교예에 따른 중엔트로피 합금의 제조
[실시예] 순도 99.9% 이상의 Fe, Co, Ni, Cr, Mo 금속을 준비하여 하기 표 1과 같은 조성을 가지는 잉곳을 준비하였다. 준비된 원료 금속을 도가니에 장입한 후, 1550℃로 가열하여 용해하고, 주형을 사용하여 150g의 두께 7.8mm, 폭 33mm, 길이 80mm의 직육면체 형상인 복수의 잉곳(ingot)을 주조하였다.
주조된 잉곳은 1250℃의 온도에 6시간 동안 균질화 열처리를 실시한 후, 잉곳 표면에 생성된 산화물을 제거하기 위하여, 표면 연마(grinding)를 하였으며, 연마된 잉곳의 두께는 7mm가 되었다. 표면 연마된 두께 7mm의 잉곳은 1.5mm까지 냉간압연을 진행하였다.
실시예 1 내지 4에 따른 복수의 합금 판재들을 준비하여 하기 표 2의 조건으로 소둔(annealing)처리하였다.
[비교예] 순도 99.9% 이상의 Fe, Mn, Co, Ni, Cr 금속을 준비하여 하기 표 1과 같은 혼합 비율이 되도록 준비하였다.
이후, 상기 실시예와 동일한 과정을 거쳐 비교예 1에 따른 복수의 합금 판재를 준비하여 하기 표 2의 조건으로 소둔(annealing)처리하였다.
Figure PCTKR2019010386-appb-T000001
Figure PCTKR2019010386-appb-T000002
(2) X-선 회절 분석결과
도 3은 소둔 처리한 실시예 1(시편 1 내지 4), 실시예 2(시편 1 내지 4)의 합금의 상온에서의 X-선 회절 측정 결과를 나타낸 것이다.
X-선 회절 측정은 시편의 연마 시의 변형으로 인한 상변태를 최소화하기 위하여 사포 600번, 800번, 1200번 순서로 연마 후, 8% 과염소산(Perchloric acid)에서 전해 연마를 수행한 후 진행하였다.
그 결과, 도 3에서 확인되는 바와 같이, 실시예 1의 경우, 900℃ 이하에서의 소둔(시편 1) 시, 준안정 FCC상이 주를 이루고, μ상이 소량 포함하는 상으로 관찰되며, 그 이상 온도에서의 소둔(시편 2 내지 4) 시, 준안정 FCC 단상을 이루는 것으로 관찰되었다.
한편, 실시예 2의 경우, 1100℃ 이하 온도에서의 소둔(시편 1 내지 3) 시 준안정 FCC상이 주를 이루고 μ상이 포함하는 상으로 관찰되며, 1200℃ 이상 온도에서의 소둔(시편 4) 시에만 준안정 FCC 단상을 이루는 것으로 관찰되었다.
즉, Mo의 함량이 많아질수록 FCC 단상 역역은 좁아지며, 결과적으로 실시예 2의 시편 1 내지 3에서와 같이 넓은 온도 범위에서 준안정한 FCC상과 μ상이 공존하는 상이 형성되었다.
(3) μ상 형성 및 결정립계 크기 분석 결과
도 4는 실시예 2의 시편 2에 대한 EBSD image quality(IQ) 맵 사진이다.
도 4에 나타난 바와 같이, μ상은 대부분 결정립계에 형성 되어있으며, 일부는 결정립 내에 존재하는 것을 알 수 있다.
도 5는 소둔 처리한 실시예 2의 시편 1 내지 4 및 비교예 1의 시편 1 내지 4의 합금의 EBSD 분석을 통하여 소둔 처리 온도 변화에 따른 결정립 크기 변화를 나타낸 것이다.
도 5에서 확인되는 바와 같이, 비교예 1의 경우 온도가 증가함에 따라 결정립 크기가 성장하지만, 실시예 2의 경우, μ상이 존재하는 1100℃ 이하의 온도에서는 약 6μm로 일정하고, μ상이 존재하지 않는 1200℃ 이상의 온도에서 결정립 크기가 성장하여 비교예 1에 비하여 상대적으로 작은 결정립 크기를 가지는 것을 알 수 있다.
즉, 실시예 2에서 나타나는 결정립 성장 억제는 Mo 첨가에 의해 도 3에서 확인되는 바와 같이, 결정립계 주변으로 μ상이 형성되어 Zener pinning 효과에 의해 소둔 처리 간 결정립 성장 억제에 크게 기여하는 것을 알 수 있다.
(4) 인장시험 결과
도 6, 도 7 및 하기 표 3은 각각 실시예 1의 시편 1 내지 4, 실시예 2의 시편 1 내지 4, 실시예 3의 시편 1 내지 3, 실시예 4의 시편 1 내지 3 및 비교예 1의 시편 2의 상온 인장시험 결과를 나타낸 것이다.
Figure PCTKR2019010386-appb-T000003
상기 도 6, 도 7 및 표 3에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따라 제조된 중엔트로피 합금의 상온 인장 특성은 소둔 조건에 따라 큰 폭으로 변화하는 것을 알 수 있다.
특히, 실시예 2의 합금에서는 소둔 조건에 따라 도 4에서 확인되는 바와 같이 FCC 기지조직(Matrix)에 μ상이 형성되어 항복 강도 및 인장 강도는 큰 폭으로 향상되면서도(항복강도: 296MPa -> 684MPa, 인장강도: 693MPa -> 1078MPa) 연신율은 FCC 단상조직을 나타내는 실시예 2의 시편 4에 비하여 소폭 감소하는 결과를 확인하였다.
또한, 본 발명의 실시예 3 및 실시예 4와 동일 몰분율의 FCC계 고엔트로피 합금인 비교예 1의 시편 2와 비교해보면, μ 상에 의한 석출강화효과에 의해 항복강도 및 인장강도가 향상됨과 동시에 연신율도 소폭 증가하는 것을 확인하였다.
(5) 변형유기 상변태
도 8은 본 발명의 실시예 4에 따른 중 엔트로피 합금의 인장 변형 시 변형유기 상변태 발현에 대한 중성자 회절 분석결과를 나타낸 것이다.
도 8에서 나타낸 바와 같이, 실시예 4 합금은 초기에 준안정한 FCC상이 주를 이루고 μ상이 소량 포함하는 것으로 관찰된다.
한편, 인장 변형 후에는 준안정한 FCC상의 변형 간 BCC상으로의 변형유기 상변태로 인하여 BCC상의 중성자 회절 피크가 FCC상의 회절 피크보다 더욱 강하게 나타나는데 이는 변형 후 BCC상의 상분율이 더 커짐을 의미한다.
본 발명은 상기 구현예 및/또는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (13)

  1. Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함하는 중엔트로피 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Co의 함량에 대한 상기 Cr의 함량비(Cr/Co)는 1 이하인 중엔트로피 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    단상의 면심입방구조(FCC)로 이루어진 중엔트로피 합금.
  4. 제1항에 있어서,
    면심입방구조(FCC)로 형성된 기지조직에 μ상이 형성된 중엔트로피 합금.
  5. 제4항에 있어서,
    평균 결정립 입경이 4 내지 8㎛인 중엔트로피 합금.
  6. 제1항에 있어서,
    소성변형 시, 변형유기 상변태가 일어나는 중엔트로피 합금.
  7. 제1항에 있어서,
    인장강도가 500MPa 이상이고, 연신율이 38% 이상인 중엔트로피 합금.
  8. Cr: 3 내지 15 원자%, Fe: 40 내지 60 원자%, Co: 5 내지 20 원자%, Ni: 5 내지 20 원자% 및 Mo: 3 내지 15 원자%를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계;
    상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계;
    상기 열처리한 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계; 및
    상기 판재를 소둔하는 단계;를 포함하는 중엔트로피 합금 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계 이후,
    상기 열처리된 잉곳의 표면을 연마하는 단계;를 더 포함하는 중엔트로피 합금 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계에서,
    열처리 온도는 1100 내지 1300℃인 중엔트로피 합금 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 잉곳을 냉간압연하여 판재를 제조하는 단계에서,
    압하율 50 내지 80%으로 냉간압연하는 중엔트로피 합금 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 판재를 소둔하는 단계에서,
    소둔 온도는 800 내지 1250℃인 중엔트로피 합금 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 판재를 소둔하는 단계에서,
    소둔 시간은 10 내지 100분인 중엔트로피 합금 제조방법.
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