기존 CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금과 비교하여 3D 프린팅된 탄소 함유 FeCoCrNiMn 고엔트로피 합금은 탁월한 고온 크리프 저항성을 나타냈습니다(즉, 크리프 속도 및 임계 응력 최소화). 인하대학교와 한국재료과학연구원은 레이저 분말층 융합(LPBF) 탄소 함유 고엔트로피 합금의 고온 크리프 거동을 최초로 연구하고, 나노 크기의 탄화물이 크리프 저항에 미치는 영향을 설명했습니다.
탄소 함유 CrMnFeCoNi HEA(이하 C-HEA) 분말은 1.5at% C를 함유하고 평균 입자 크기는 23.7μm이다. 레이저 분말층 융합(LPBF)의 스캔 속도는 600mm/s, 출력은 90W, 스캔 거리는 0.08mm, 층 두께는 0.025mm입니다. 서브그레인을 안정화하고 추가적인 나노크기 탄화물 입자를 형성하기 위해 샘플을 650도에서 1시간 동안 열처리했습니다.
LPBF C-HEA의 고온 크리프 시험은 873K의 온도에서 175~325MPa의 일정한 응력 하에서 수행되었습니다. (크리프 시험 동안 0.2K의 온도 안정성이 유지되었습니다. 그림 1)과 시편의 크리프 시험 간격은 86.4 K이다. 크리프 변형률을 안정화하기 위해 150°에서 259.2 ks의 크리프 시험을 수행하였다. MPa에 이어 다단계 크리프 테스트를 거칩니다.
그림 2는 LPBF C-HEA의 SEM-EDS 스펙트럼과 EBSD 분석 결과를 보여줍니다. LPBF C-HEA의 구성 요소는 열처리 후에도 균일하게 분포되어 있는 것으로 나타났으며, 이는 LPBF 및 후속 열처리가 마이크론 규모 HEA의 조성 균일성에 영향을 미치지 않음을 나타냅니다. 그림 2b는 EBSD 역극점도(IPF) 맵을 보여줍니다. 낮은 배율에서 합금이 층상이고 불균일한 결정립 구조를 가지고 있음을 보여줍니다. 열처리 후 평균 결정립 크기(AGS)는 크게 변하지 않았으며 실제 크기와 유사했습니다. C-HEA. 그림 2b의 EBSD 결과와 XRD 패턴은 현재 합금이 FCC의 단일 상을 가지고 있음을 확인시켜 줍니다. 고배율 IPF 맵은 매우 들쭉날쭉한 결정립 경계(GB)를 명확하게 보여주며, 이는 고온 크리프를 크게 향상시킵니다. GB 슬라이딩을 억제함으로써(그림 2C 1). 기하학적으로 필요한 전위(GND)는 결정립 내에서 LAGB(낮은 각도 결정립 경계)를 형성하며(그림 2C), 합금은 650도에서 열처리 후에도 여전히 극도로 높은 GND 밀도를 나타냅니다.
들쭉날쭉한 결정립 경계의 형성은 니켈 기반 초합금 및 마그네슘 합금과 같은 금속 재료에 포함된 두 번째 상 입자에서 주로 볼 수 있습니다. 결정립 성장 중 두 번째 상 입자의 고정 효과로 인한 들쭉날쭉한 GB의 형성은 잘 문서화되어 있습니다 즉, 열처리는 결정립 성장을 유도하고, 2상 입자는 국부적인 영역의 결정립 성장을 억제하여 GB의 지그재그 모양을 나타내게 된다. 그러나 본 연구에서 사용한 시효처리는 결정립 성장을 유도하지 못하였으며, 것을 제안 이 합금의 매우 들쭉날쭉한 결정립 경계는 LPBF의 용융 및 응고 단계로 인해 발생합니다. 최근 보고서에서 현장 침전이 있는 3D 프린팅된 금속 재료도 들쭉날쭉한 GB를 나타냈습니다. 매우 들쭉날쭉한 GB가 다음과 같이 나타났습니다. 이는 C-HEA를 구축했습니다. 이는 반복 열처리 중 결정립계의 높은 밀도의 현장 탄화물에 의해 피닝 효과가 발생하여 결정립계가 매우 들쭉날쭉해짐을 시사합니다.
그림 3a는 LPBF C-HEA의 ECC 이미지로 전위 네트워크에 의해 유도된 하부 구조의 존재를 보여줍니다. 이러한 하부 구조의 측정된 평균 폭은 534.2 ± 16.3 nm입니다. 이전 연구에서는 추가로 형성된 나노 크기의 탄화물에 의해 하부 구조가 안정화되는 것으로 나타났습니다. 부분적으로 재배열된 전위로 석출됩니다. 그림 3b는 불규칙한 모양의 나노 크기 탄화물(흰색)이 많이 있음을 보여줍니다. 화살표)를 하부 구조 경계에서. HAADF STEM 이미지와 해당 EELS 맵을 획득하여 그림 3c와 같이 탄화물 내부의 화학적 이질성을 더 잘 이해했습니다. 나노탄화물은 주로 Cr과 C로 구성되어 있으며, 이는 이들 탄화물에 Cr이 풍부하다는 것을 나타냅니다.
그림 4에서 볼 수 있듯이, 이러한 발견을 뒷받침하기 위해 Thermo-Calc 소프트웨어와 TCFE2000 데이터베이스의 업그레이드 버전을 사용하여 LPBF C-HEA의 화학 조성에 대한 열역학적으로 계산된 평형 상태 다이어그램이 표시됩니다. 상태 다이어그램은 M23C6 유형 탄화물을 보여줍니다. 주로 500-1000 도의 온도 범위에서 형성되며 이는 Cr23C6 상이 LPBF C-HEA.On의 주요 구성 요소임을 나타냅니다. 반면, 문헌에는 CoCrFeMnNi HEA의 Cr23C6 탄화물이 수 미크론 규모로 존재하며 탄소 함량은 1.3-1.8 at%입니다. 이에 비해 합금에는 열을 가한 후에도 나노 크기의 탄화물이 포함되어 있습니다. 이는 전위 밀도가 높은 준안정 하부 구조가 균일한 분포를 갖는 나노 크기 탄화물의 형성을 제어한다는 것을 시사합니다. 한편, 망간이 풍부한 산화물도 관찰되었습니다. EELS 지도에서는 LPBF C-HEA에 MnO로 구성되어 있는 것으로 보고되었습니다. 그러나 MnO 상의 강화 효과는 Cr23C6에 비해 낮습니다. 따라서 본 연구에서는 탄화물이 강도의 주요 원인으로 간주됩니다.
그림 5a는 나노 산화물로 강화된 LPBF O-HEA, LPBF C-HEA 및 LPBF CrMnFeCoNi의 다단계 크리프 곡선을 보여줍니다. 모든 크리프 응력 범위에서 LPBF C-HEA는 기준 물질(LPBF CrMnFeCoNi 및 LPBF O-HEA)보다 낮은 크리프 변형률(즉, 더 높은 크리프 저항)을 나타냈습니다. 또한 LPBF CoCrFeMnNi, LPBF C-HEA의 크리프 결과와 비교하면 모든 크리프 응력 범위에서 가장 낮은 최소 크리프율을 나타냈습니다. 특히 225 MPa의 적용 응력에서 최소 크리프율은 LPBF C-HEA는 기존 가공된 합금보다 약 20배 정도 낮습니다. 이는 열처리가 상온 기계적 특성을 크게 향상시킬 뿐만 아니라 적층 가공된 HEA의 고온 크리프 저항도 향상시킨다는 것을 의미합니다. 급속한 응고에 의해 유발된 과포화탄소를 함유하고 있습니다. 그림 5b의 단일 단계 크리프에 대한 검은 점은 다단계 크리프 테스트의 우수한 신뢰성과 재현성을 나타냅니다.
그림 6에서 볼 수 있듯이 GND 분포 맵과 IPF 맵을 사용하여 대규모 미세 구조를 조사하여 LPBF C-HEA의 고온 크리프 변형 거동을 탐색했습니다. 등원자 CrMnFeCoNi HEA의 크리프 거동에 대한 이전 연구에서는 특히 다량의 응력이 가해진 경우 873K에서 크리프 동안 변형률이 크게 증가하여 미세 구조 진화를 시사합니다. 그러나 그림 6의 IPF 플롯은 미세 구조 진화가 없음을 보여줍니다. 325 MPa의 응력에도 불구하고 7%의 크리프 변형률을 갖는 크리프 샘플에서 발생하였다. 또한, 도 7a에 도시된 바와 같이, 초기 샘플의 EBSD 맵에서 관찰되지 않은 하부구조가 크리프 미세구조에서 나타나는 것을 확인할 수 있었다. . 이는 독특한 초기 미세구조가 전위 운동과 미세구조 진화를 억제하여 LPBF C-HEA의 우수한 크리프 저항성을 유도함을 의미한다. 그림 6의 검은색 화살표로 표시된 바와 같이 일부에서는 ~2μm 크기의 초미립자가 관찰되었다. 지역은 나중에 다루겠습니다.
그림 7a에 표시된 것처럼 크리프 샘플의 고해상도 IPF 맵. 크리프 미세 구조에서 관찰된 심하게 들쭉날쭉한 GB는 나노크기 탄화물이 크리프 변형 중에 심각한 GB 들쭉날쭉함을 유발한다는 것을 나타냅니다. FCC 기반 금속 재료의 많은 경우 들쭉날쭉한 GB는 입자를 방해합니다. 경계 슬라이딩으로 인해 고온에서 크리프 저항이 향상되었습니다. 향상된 크리프 저항은 GB 톱니 모양을 통한 낮은 캐비테이션 속도 및 균열 전파와 관련이 있다고 보고되었습니다. 오스테나이트계 스테인레스 강의 경우 형성 메커니즘 들쭉날쭉한 결정립계의 변화는 일반적으로 결정립계와 탄화물 석출물 사이의 상호작용, 즉 1) 핀 결정립 사이의 결정립계 이동과 2) 탄화물 성장의 영향과 관련이 있습니다. LPBF C-HEA는 크리프 변형 후 탄화물의 성장을 나타내지 않았습니다(그림 7c-d). 따라서 들쭉날쭉한 결정립계의 형성은 고정된 입자 사이의 결정립계 이동에 기인한다고 추론할 수 있습니다.
그림 7b의 GND 프로파일은 크리프 샘플의 하위 입자를 보여줍니다. ECC 이미지(그림 3a)에서는 초기 샘플에 전위 네트워크로 장식된 하위 구조가 있음을 보여 주지만 EBSD 관찰에서는 하위 구조를 구별할 수 없습니다. 이와 대조적으로 크리프 샘플에는 GND 밀도가 높은 하위 입자가 명확하게 포함되어 있어 전위가 축적되었음을 나타냅니다. 고온 크리프 동안의 하위 구조 경계 및 결정립 경계. 이는 하위 구조 경계가 고온 크리프 변형 하에서도 전위 운동을 성공적으로 차단할 수 있음을 보여줍니다. 고배율 ECC 이미지는 하위 입자 경계에서 고도로 축적된 전위를 지원합니다(그림 7c). 여기서 HEA의 격자 고정 및 전위 접합 메커니즘은 산림 전위와 집중 용액 경화의 결합 효과로 설명됩니다. 그러나 본 합금은 이는 크리프 변형 후 GND 밀도가 높은 서브그레인으로, 이는 LPBF HEA 나노복합체의 크리프 메커니즘이 변형된 HEA의 크리프 메커니즘과 다소 다르다는 것을 의미합니다. 다음으로 ECCI가 사용되었습니다. 내부 전위 밀도가 낮고 탄화물에 의해 제한된 크리프 샘플(그림 7d)에서 재결정된 초미세 입자를 조사합니다. 금속 재료의 경우 온도가 증가함에 따라 재결정의 추진력이 점차 증가합니다. 그러나 LPBF C-HEA는 다량의 석출이 발생하여 Zenner pinning 압력이 발생한다는 점을 고려하면 고온에서도 재결정이 억제됩니다. 325 MPa의 응력을 가한 후 고온 크리프 변형. 일부 지역에서 재결정된 초미세 입자가 관찰되었지만 나노미터 크기로 갇혔습니다. ECCI 및 EBSD에 의한 크리프 변형 구조를 면밀히 조사한 결과 전위 네트워크와 나노 크기의 탄화물이 있는 안정적인 하위 입자가 크리프 변형 중 회복 및 재결정을 지연시키는 동시에 전위 네트워크 유도 하위 구조를 더욱 강화한다는 결론에 도달했습니다. .
요약:
적층 제조 공정과 탄소 함유 CrMnFeCoNi HEA의 후속 열처리는 전위 네트워크로 장식된 하부 구조를 갖는 이종 구조 입자뿐만 아니라 입자 및 하위 입자 경계에 균일하게 분포된 탄화물도 형성합니다.
LPBF C-HEA의 고온 크리프 저항은 보고된 CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금보다 우수합니다. C-HEA의 크리프율은 기존 방식으로 처리된 HEA보다 2배 정도 낮습니다.
미세 구조 관찰을 통해 안정적인 서브그레인이 극도로 들쭉날쭉한 결정립 경계의 형성을 유도하여 서브그레인을 더욱 강화하고 고온 크리프 동안 재결정화를 억제하여 우수한 크리프 저항성을 나타냄을 확인했습니다.
핵심어:적층연구, 금속적층가공, 마나재료, 금속3D프린팅
