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ISSN : 1225-7591(Print)
ISSN : 2287-8173(Online)
Journal of Korean Powder Metallurgy Institute Vol.28 No.6 pp.483-490
DOI : https://doi.org/10.4150/KPMI.2021.28.6.483

Development of Amorphous Iron Based Coating Layer using High-velocity Oxygen Fuel (HVOF) Spraying

Jungjoon Kima, Song-Yi Kimb, Jong-Jae Leec, Seok-Jae Leed, Hyunkyu Limb, Min-Ha Leeb, Hwi-Jun Kime, Hyunjoo Choia*
aSchool of Materials Science and Engineering, Kookmin University, Seoul, 02707, Republic of Korea
bIndustrial Materials Processing R&D Department, Korea Institute of Industrial Technology, Incheon, 21999, Republic of Korea
cDivision of Technical Research, Hankook Coating, Asan, 31413, Republic of Korea
dDivision of Advanced Materials Engineering, Jeonbuk National University, Jeonju, 54896, Republic of Korea
eSmart liquid processing R&D Department, Korea Institute of Industrial Technology, Incheon, 21999, Republic of Korea

- 김정준: 학생, 김송이: 연구원, 이종재: 연구소장, 이석재·최현주: 교수, 임현규·이민하·김휘준: 수석연구원


*Corresponding Author: Hyunjoo Choi, TEL: +82-2-910-4287, FAX: +82-2-910-4320, E-mail: hyunjoo@kookmin.ac.kr
December 8, 2021 December 21, 2021 December 23, 2021

Abstract


A new Fe-Cr-Mo-B-C amorphous alloy is designed, which offers high mechanical strength, corrosion resistance as well as high glass-forming ability and its gas-atomized amorphous powder is deposited on an ASTM A213-T91 steel substrate using the high-velocity oxygen fuel (HVOF) process. The hybrid coating layer, consisting of nanocrystalline and amorphous phases, exhibits strong bonding features with the substrate, without revealing significant pore formation. By the coating process, it is possible to obtain a dense structure in which pores are hardly observed not only inside the coating layer but also at the interface between the coating layer and the substrate. The coating layer exhibits good adhesive strength as well as good wear resistance, making it suitable for coating layers for biomass applications.



철계 비정질 분말을 활용한 초고속 용사 코팅층 개발

김정준a, 김송이b, 이종재c, 이석재d, 임현규b, 이민하b, 김휘준e, 최현주a*
a국민대학교 신소재공학부
b한국생산기술연구원 산업소재공정연구부문
c한국코팅
d전북대학교 신소재공학부
e한국생산기술연구원 스마트액상성형연구부문

초록


    1. 서 론

    환경문제에 대한 경각심이 고조되면서 바이오매스와 같 이 이산화탄소를 방출하지 않는 carbon-neutral fuel에 대 한 요구가 증가하고 있다[1-3]. 그러나 바이오매스 보일러 는 높은 온도에 노출될 뿐만 아니라 작동 중에 생성되는 염소 화합물과 같은 부식성 가스로 인해 재료의 손상 및 튜브의 파손이 발생할 수 있다[3-5]. 따라서 바이오매스 보일러의 튜브에 저온분사법, 열용사법 등으로 내마모성 및 내식성이 우수한 재료를 코팅하여 보일러의 수명을 향 상시킬 수 있다[6-13]. 열용사코팅은 코팅 소재의 부착성 이 높고 치밀한 코팅층을 형성하도록 최적화될 수 있다. 내마모/내식 목적의 코팅은 주로 세라믹 소재의 특성을 코 팅에 적용하는 기술을 중심으로 이루어졌으나 높은 취성 으로 인해 코팅 소재 활용에 한계가 있고, 사용 중에 발생 하는 크랙 주변으로 부식이 집중되어 문제를 야기할 수 있다[14-16]. 최근에는 기존 코팅층의 문제점을 해결하고 자 기계적 특성이 우수한 비정질상, 나노결정립상의 금속 소재를 열용사코팅하여 내마모 및 내식성을 향상시키는 연구가 활발히 진행되고 있다[17-20].

    비정질 분말은 결정질 분말과 달리 분말 내에 결정립이 존재하지 않는 독특한 구조를 갖기 때문에 높은 강도, 고 탄성 등의 특성뿐만 아니라 내마모성과 내식성이 우수하 여 주목받고 있는 소재이다. 허나, 비정질 구조는 열역학 적으로 준 안정 상태이므로 열용사코팅과 같은 공정의 높 은 온도에 노출되면 구조적 불안정성으로 인해 분말에 결 정화가 발생할 수 있다[21]. 따라서 기존 비정질 분말의 특성을 더 향상시키고자 다양한 합금 설계와 더불어 나노 결정립과 같은 비정질 분말 내부의 미세구조를 제어하여 열역학적으로 안정적이고, 다양한 특성을 향상시키는 연 구가 주목받고 있다[22-26]. 비정질/나노결정립계 합금 소 재는 상대적으로 낮은 임계냉각속도 조건을 이용하기 때 문에 나노 결정립 합금과 같은 열적/화학적으로 안정적인 소재의 코팅이 가능해 짐으로써 비정질 기지에 나노 결정 상을 형성시켜 기계적 특성을 향상시키는 연구가 주목 받 고 있다[18, 19, 23]. 특히, 비정질 소재는 HVOF 용사 (High Velocity Oxy-Fuel Spray) 기술을 통하여 고온내식 목적의 코팅에 활용할 경우, 코팅층의 상 조성과 미세조직 을 크게 변화 시킬 수 있으며, 비정질 소재의 특성과 코팅 공정의 특성을 적절히 조합한 코팅을 수행함으로써 단상 비정질 분말을 이용하여 비정질, 비정질/결정상 복합 코팅 층을 형성시키거나, 결정질 분말을 이용하여 비정질, 비정 질/결정상 복합 코팅을 형성시킬 수 있으나, 현재까지 HVOF 공정에 비정질/나노결정립계 합금 분말을 이용한 코팅 기술에 대한 연구가 미흡한 실정이다.

    본 연구에서는 고온 및 마모 환경에 노출되고 있는 바 이오매스 보일러의 내구성 향상을 위해 우수한 내식성, 기 계적 특성 및 비정질형성능을 보일 수 있는 합금을 설계 하고, 대량 생산이 가능한 가스분사법을 이용해 비정질 분 말을 제조하였다. 이 때 분말 제조 이전에 모합금(Master alloy)를 제조하여 조성의 편차를 줄이고자 하였으며, 우수 한 접착력 및 치밀한 코팅층을 형성할 수 있는 HVOF 공 정 기술을 이용하여 내마모성이 우수한 비정질 및 나노결 정질 합금 코팅층을 제조하였다. 제조된 분말의 미세구조 및 열 분석을 시행하고, 코팅층에 대해서 미세구조, 열 분 석 및 기계적 특성에 대해 분석하였으며 분석 결과를 기 반으로 그 특성과 상관관계에 대해 고찰하였다.

    2. 실험방법

    본 연구에서는 가스 분사법으로 다성분계 철계 비정질 분말을 제조한 뒤, 초고속 용사 공정으로 기판에 제조된 분말을 코팅하여 그 특성을 평가하였다. 비정질 모합금 (Master alloy) 제조를 위한 원료 소재는 순도 99.5% 이상 의 Fe, Cr, Mo, B, C 등을 사용하였다. 고주파 유도 용해 로 및 마그네시아 도가니를 사용하였고, 1400~1600°C의 용해 온도에서 2~5 분 동안 유지 후 출탕하여 모합금을 제조하였다. 제조된 모합금은 가스 분사 공정 시 장입 및 재용해에 용이하도록 막대 형태로 가공하였다. 모합금은 1300~1330°C로 유도 가열된 흑연 도가니에서 용해하였다. 용탕이 있는 챔버(Chamber)를 1.2 bar로 가압하고, 2 mm 노즐을 통해 나오는 용탕에 50~75 bar의 He, N2 가스를 분 사하여 Fe-Cr-Mo-B-C계 합금 분말을 제조하였다. 실험에 사용된 분말은 <25, 25~90 μm로 각각 체(sieve)를 이용하 여 분급하였다. 보다 정밀한 분급을 위해 25 μm 크기의 구멍을 갖는 체를 이용하였으며, 체 분급기(Sieve shaker, Analysette 3 Pro, Fritsch, Germany)를 사용하여 1.5mm 진폭의 조건으로 15분 동안 3회 반복하여 분급하였다. 이 때 분말로 인해 체의 구멍이 막히는 것을 방지하고자 분 말과 함께 직경 2mm의 silica ball을 넣어 분급이 원활하 도록 하였다. 코팅 공정으로는 합금강 튜브(ASTM A213- T91 steel)를 기판으로 사용하였으며, 45~90 μm 크기로 분 급된 분말을 이용하여 초고속 용사(High velocity oxygen fuel; HVOF, Hopojet 2700 system, Metallizing Equipment Co., India)코팅 공정을 진행하였다. 공정 중에 산소 가스 는 10 bar의 압력 하에 180 L/min의 유속으로 공급되었으 며, LPG 가스는 6 bar의 압력 하에 50 L/min의 유속으로 공급되었다. 분말은 6 bar의 공기압을 통해 30 g/min의 조 건 하에 공급하였으며, 기판과 HVOF Gun 간에 200mm 작업 거리를 두어 코팅 시편을 제조하였다.

    분급된 분말은 레이저 입도 분석기(Laser particle size analyzer; LPSA, Mastersizer 2000E, Malvern Instruments, UK)를 통해 분말의 크기와 그 분포에 대해 분석하였다. 유도 결합 플라즈마 분석기(Inductively coupled plasma – Optical emission spectrometer; ICP-OES, iCAP 6300 Duo, Thermo Scientific Co., UK)와 탄소유황분석기(Carbon/ Sulfur determinator, CS-2000, ELTRA GmbH Co., Germany) 를 제조 및 분급된 분말의 모합금 대비 조성 편차를 분석 하였다. 분말과 코팅층의 미세구조를 관찰하기 위해 전계 방사 주사전자현미경(Field emission scanning electron microscope; FE-SEM, JSM 7410F, JEOL Co., Japan)과 에 너지 분산 분광기(Energy dispersive spectrometer; EDS, X-max, Oxford Instruments Ltd., UK)를 이용하였다. 분말 의 선명한 이미지를 얻기 위해서 분말을 홀더 위에 고정 한 후, Pt 코팅을 통해 표면에 잔류하는 전자를 방출시켰 다. 분말의 단면을 관찰하기 위해 폴리 코트(Poly-coat, EC-306, Aekyung chemical, Korea)를 이용하여 분말을 고 정하였고, 분말의 단면과 코팅층 표면 및 단면의 미세구조 를 관찰하기 위해 샌드페이퍼(#80 ~ #1600)와 0.3 μm의 알 루미나 연마재(Alumina powder, 0.3 μm, NX-MET, France) 를 이용하여 각 시편의 단면 및 표면을 기계적으로 연마 하였다. 분말과 코팅층의 결정화도 및 결정상을 파악하기 위하여 X-선 회절 분석법(X-ray diffractometer; XRD, CN2301, Rigaku, Japan)을 이용하였다. X-선 회절 분석은 Cu–Kα(λ = 1.5405 Å) X-선을 사용하였고, 20~100º의 범위 에서 2º/min의 주사 속도로 실시하였다. 시차 주사 열량계 (Differential scanning calorimeter; DSC, TGA/DSC 1, Mettler Toledo, USA)를 통해 각 분말과 코팅층의 유리천 이온도, 결정화 온도를 분석하고 엔탈피 변화를 측정하여 비정질도를 분석하였다. 분말과 코팅층의 DSC 분석은 아 르곤 분위기에서 40°C/min의 승온 속도로 상온에서부터 1000°C까지의 온도 범위에서 열용량의 변화를 분석하였다. 제조된 코팅층에 대하여 경도 측정은 미소 비커스 경도계 (Vickers microhardness test, Mitutoyo HM-211, Mitutoyo Corporation, Japan)를 이용하여 하중 0.3 kgf, 하중 적용 시 간(dwell time) 10초로 인가하였다. 경도 시험은 총 7회 시 행한 뒤 최댓값과 최솟값을 제외한 수치의 평균값과 편차 를 도출하였다. 코팅층은 내마모 시험기(Wear resistance tester, LGM-130, Jinan Liangong Testing Technology Co., China)를 이용하여 ASTM G65 시험법에 의거하여 2.0~ 2.5 m/s의 속도로 회전하는 고무 바퀴(wheel)에 약 200~ 300 μm 크기의 silica 분말을 공급하여 고무 바퀴와 시편 의 접촉면에서 코팅층의 마모를 가하였다. 마모 시험 전과 후의 중량 비교를 통해 내마모성을 평가하였다. 코팅층과 기판 간의 접착 강도는 ISO 14916:1999 시험법에 의거하 여 수행되었다.

    3. 실험결과 및 고찰

    그림 1은 본 연구에서 제조된 Fe-Cr-Mo-B-C의 철계 비 정질 분말을 분급 후 분말의 형상이미지이다. 그림 1 (a) 를 보면 25 μm 이하의 분말은 비정질 분말로서 결정질 분 말과 달리 구상화도가 매우 높은 수준으로 관찰된다. 일반 적으로 비정질 분말의 경우 결정립이 존재하지 않고 제조 당시 용적(droplet)의 형상과 유사한 상태로 냉각되기 때문 에 구상화도가 높고 매끄러운 표면을 갖는다[25, 26]. 이 와 달리 그림 1 (c. d)에 보여지는 바와 같이 25~90 μm의 크기 분포를 갖는 분말의 표면은 상대적으로 거친 형상을 갖음을 관찰된다. 가스 분사 공정은 고온에서 용탕 상태의 모합금을 노즐로 분사함과 동시에 낮은 온도의 가스를 가 하여 분사되는 용적을 급냉시켜 분말을 제조한다. 이러한 가스 분사 공정을 통해 제조되는 분말은 결정화 이전에 고체 상태로 냉각될 수 있기 때문에 전반적으로 비정질 상태로 존재한다. 하지만 분말의 크기가 상대적으로 클수 록 노즐을 통해 분사된 용적의 냉각이 천천히 이뤄지며 내부에 존재하는 열 에너지가 표면을 통해 배출됨에 따라 주로 분말의 표면에 결정상이 형성된다. 따라서 그림 1 (d)에서 관찰되는 바와 같이 분말 표면의 국소부위에서 결 정화가 일어난 것으로 판단된다. 그림 1 (e, f)는 그림 1 (b, d)에서 관찰된 영역의 조성 편차를 조사하기 위한 EDS 분석 결과이다. 그림 1 (e)에서 보여지는 바와 같이 25 μm 이하의 분말의 표면 상에 조성에 포함되는 원소들 이 고르게 분포함을 관찰할 수 있다. 이와 달리 25~90 μm 크기 분포를 갖는 분말의 표면에서 미세한 조성의 편차가 보인다. 앞서 언급한 표면에 형성된 결정상에 의해 발생한 조성의 편차로 볼 수 있지만, 그 편차가 매우 미세한 정도 이므로 비정질 분말의 특성에 큰 영향을 주지 않을 것으 로 사료된다.

    그림 2 (a)는 제조된 분말을 분급하고 수득한 후에 분말 의 크기와 입도 분포를 관찰한 결과이다. 분급된 분말의 d(0.5)이 각각 21.40, 48.98 μm로 분석되며 전반적으로 분 급이 잘 된 상태로 판단된다. 입도 분석 결과의 d(0.9)를 보면, 분급을 위해 사용된 체의 구멍 크기 보다 더 큰 분 말이 존재한다. 일반적으로 가스분사법 또는 수분사법으 로 제조된 분말의 크기가 증가함에 따라 구상화도가 감소 하고, 타원형 또는 막대 모양의 형태를 띤다. 따라서 체의 구멍 크기보다 다소 큰 분말일지라도 분말이 체를 통과하 는 방향에 따라 걸러질 수 있기 때문에 d(0.9)가 의도한 크 기 범위보다 더 클 수 있다. 25~90 μm 범위를 갖는 분말 의 d(0.1)은 24.79 μm로 분석되며, 분석 결과에서 볼 수 있 듯이 25 μm보다 더 작은 분말이 다소 존재하는 것을 확인 된다. 이러한 결과는 크기가 작은 분말이 큰 분말의 표면 에 위성(satellite) 분말의 형태로 존재할 수 있으며, 작은 분말의 경우 상대적으로 높은 표면에너지를 갖기 때문에 응집력이 높아지기 때문이다.

    그림 2 (b)은 분급된 분말의 비정질/결정질 상태를 확인 하기 위한 XRD 분석 결과이다. 상대적으로 작은 크기 분 포를 갖는 ~ 25 μm 분말의 XRD 패턴은 결정상 피크가 없 고 비정질 재료에서 나타나는 부드러운 형상의 패턴이 관 찰된다. 반면 25~90 μm 입도 범위를 갖는 분말의 경우 α- Fe 피크가 상대적으로 날카로운 형상을 갖고, 그 주변에 화합물을 나타내는 피크가 관찰된다. 이러한 XRD 패턴은 그림 1 (d)에서 관찰된 분말 표면의 dendrite 구조와 유사 한 형상이 결정상임을 뒷받침한다. 하지만 결정질 Fe 소 재의 XRD 패턴에서 날카롭고 좁은 형상의 피크가 관찰되 는 것과 달리 상대적으로 부드럽고 넓은 피크 영역을 갖 는데, 일반적으로 재료 내에 나노 크기의 결정상을 포함하 게 될 경우 검출되는 회절 영역이 넓어진다[19, 20]. 따라 서 본 연구에서 제조된 분말의 경우 입도 분포에 따라 비 정질/나노결정상을 포함한 분말로 판단된다.

    제조된 분말의 결정화도를 관찰하기 위해 DSC 분석을 수행하고 그림 2 (c)에 열용량의 변화와 유리천이온도(Tg), 결정화온도(Tx), 엔탈피 변화량(ΔH)를 나타냈다. 상대적으 로 결정화가 진행된 25~90 μm 범위의 분말의 유리천이온 도가 더 낮은데, 이는 분말 표면에 형성된 나노 결정상에 의한 온도 변화로 판단된다. 분말의 미세구조 분석을 통해 분말에 결정상이 포함된 것으로 보아 유리천이온도를 낮 추는 요소로 작용했을 가능성이 있으며, 660⁰C 부근에서 나타난 결정화 피크의 면적이 상대적으로 작은 것으로 보 아 25~90 μm 범위의 분말에 결정립이 존재하기 때문에 열용량의 변화가 적은 것으로 판단된다. 25 μm 보다 작은 분말의 XRD 분석 결과가 비정질 패턴을 보이는 것을 통 해 결정화도가 0%라고 가정하여 엔탈피 변화량을 비교하 여 비정질도를 계산하면 25~90 μm의 비정질도는 약 51% 이며, 비정질/나노결정상이 포함된 분말임을 의미한다.

    1은 제조 및 분급된 분말을 Nominal 조성과 비교하 기 위해 ICP 분석과 C/S 분석을 진행하고, 분석 결과를 백 분율로 환산하여 나타낸 결과이다. 제조된 분말의 각 조성 편차의 평균값을 살펴보자면, ~ 25 μm 분말은 약 1.07%, 25~90 μm 분말은 약 0.75%의 조성 편차를 갖는다. 분급 상태에 따라 약간의 조성 편차는 존재하지만, 설계한 조성 과 비교하였을 때 전체적으로 큰 오차를 갖지 않는 것으 로 분석된다. 본 연구에서는 가스 분사법을 통해 분말을 제조하기 이전에 모합금을 제조하여 조성의 편차를 줄일 수 있으며, 모합금을 가열하여 용탕 상태에서 분말을 제조 하였기 때문에 전체적으로 고르게 분포한 것으로 판단된 다. 뿐만 아니라 급속 냉각을 통하여 결정질이 형성되는 것을 억제하여 비정질 분말을 제조하였고, 결정질이 형성 되는 도중에 발생할 수 있는 조성의 편차가 최소화 되었 다. 따라서 그림 1 (e, f)에서 보여지는 바와 같이 각 원소 가 응집된 영역이 존재하지 않고 균일한 조성 분포를 갖 고 분말이 제조된 것으로 판단된다.

    그림 3은 HVOF 코팅 공정을 통해 제조된 코팅층의 표 면과 단면의 미세구조를 관찰한 결과이다. 코팅층의 단면 을 관찰한 결과인 그림 3 (c)를 보면 두께가 약 576.1 μm 로 코팅 되었다. 그림 3 (a, b)에서 보여지는 코팅층의 표 면에서 HVOF 공정에 의한 분말의 용융부와 분말의 형상 이 유지된 원형의 비용융부가 관찰된다. 상대적으로 기공 이 밀집된 영역을 용융부로 볼 수 있으며, 그림 3 (e)에서 보여지는 바와 같이 원형의 분말 경계에서 O 원소가 밀집 된 것이 관찰된다. 코팅 공정 중에 사용된 산소 연료에 의 해 분말의 용융부와 비용융부 간의 경계에서 산화가 발생 한 것으로 사료된다. 이러한 결과는 코팅층의 단면 미세구 조(그림 3 (c, d, f))에서도 관찰되나, 코팅층의 전체 영역 대비 매우 미세한 수준이므로 코팅층의 특성에는 영향을 미치지 않을 것으로 판단된다. 또한, 코팅층의 표면 및 단 면에 10 μm 이하의 기공이 존재하는데, 코팅 공정 중에 분말이 완전히 용융되지 않고 일부 용융되어 기판 또는 다른 분말과 접착되기 때문이다. HVOF 공정 조건 변화를 통해 분말을 완전히 용융시켜 코팅이 가능하지만, 본 연구 에서 사용된 비정질 분말은 일반적으로 고온에 노출될 경 우 분말에 결정화가 발생하여 비정질 고유 특성을 잃게 된다. 이로 인해 코팅층의 높은 강도 및 내마모성을 유지 할 수 없기 때문에 코팅층에 약간의 기공이 존재하나 비정 질/나노결정상을 포함시켜 강도 향상을 의도한 결과이다.

    제조된 코팅층의 XRD 분석 결과를 보면 HVOF 코팅에 사용된 분말과 유사한 패턴으로 분석된다. 본 연구에서 제 조된 분말이 고온의 HVOF 공정을 거치면서 일부 용융되 었고, 용융부의 냉각은 분말 제조 시 가스 분사법을 통한 냉각보다 더 천천히 진행되었다. 이로 인해 결정상이 형성 되기에 충분한 시간이 가해지게 되었을 뿐만 아니라, 사용 된 분말에 포함된 나노결정상이 결정립으로 성장할 수 있 었기 때문에 a-Fe 피크 및 기타 화합물 피크가 상대적으 로 날카로운 패턴을 띄는 것으로 판단된다.

    코팅층을 기판과 분리하여 DSC 분석한 결과를 그림 4 (b)에 나타냈다. 제조된 분말에 비해 유리천이온도 및 결 정화온도가 낮아지고, 상대적으로 적은 면적의 결정화 피 크가 관찰된다. 유리천이온도 및 결정화 온도 결과는 그림 4 (a)에서 a-Fe 피크의 면적이 좁게 관찰되는 바와 같이 비 정질상이 분말에 비해 결정화가 진행되었고, 기타 화합물 의 결정상들이 존재하기 때문에 더 낮은 온도에서 유리 천이와 결정화 거동을 보이는 것으로 판단된다. 결정화 피 크의 면적이 감소한 원인으로는 분말이 HVOF 공정을 거 침에 따라 결정화 온도 이상의 고온이 가해졌고, 결정립 생성 및 성장이 발생하였기 때문이다. 앞서 분말의 DSC 분석 결과에서 엔탈피 변화량을 통해 비정질도를 계산한 바 있고, 이와 동일하게 코팅층의 비정질도를 계산하면 약 22% 임을 알 수 있다. 하지만 25~90 μm 범위 분말의 엔 탈피 변화량을 비교했을 때, 고온의 공정에 노출되었음에 도 불구하고 분말 대비 약 43%의 비정질 상이 유지되었 음을 의미한다. 기존에 보고된 연구에 따르면, 저온분사법 과 같은 공정을 이용하여 90% 이상의 비정질 상이 유지 될 수 있으나[12, 13], HVOF 공정으로 제조된 코팅층에 비해 상대적으로 낮은 접착 강도를 갖기 때문에 코팅층의 박리 및 파손이 발생할 수 있다.

    제조된 코팅층을 비커스 경도를 측정한 결과 약 1019.3 ± 146.9 Hv의 수치로 분석되었다. 일반적으로 비정질 소재 의 경우 재료 내에 결정립이 존재하지 않기 때문에 결정 립계에서 전위가 축적되기 어렵고, 이로 인해 높은 강도를 갖는다. 따라서 본 연구에서 제조된 비정질 상을 포함한 코팅층은 상대적으로 높은 경도를 갖는 것으로 판단된다. 기존에 철계 비정질 분말을 이용한 HVOF 코팅층의 비커 스 경도가 약 801~838 Hv로 보고된 바 있으며[27-29], 앞 서 미세구조에서 관찰된 바와 같이 코팅층에 기공을 포함 하고 있음에도 불구하고 본 연구에 제조된 코팅층은 비정 질상을 포함하기 때문에 매우 높은 수준의 강도를 갖는 것을 알 수 있다. 따라서 본 연구에 사용된 비정질 분말 HVOF 공정의 경우 완전한 용융을 통해 기공을 감소시키 는 것 보다 비정질 분말의 비정질도를 높은 수준으로 유 지하는 공정이 적합한 것으로 판단된다.

    제조된 코팅층의 내마모성을 평가하기 위해 표면을 연 마하여 그림 4 (c)에서 보여지는 바와 같이 가공하여 마모 시험을 수행하였다. 시험 후 코팅재는 그림 4 (d)에 나타 낸 바와 같이 표면이 일부 마모되었으며, 코팅재의 중량은 약 0.2263 g 감소하였다. 기존에 보고된 철계 비정질 분말 을 코팅한 시편이 마모 시험에 의해 약 0.705 g의 중량 감 소를 보이며[30], 이에 비해 본 연구에서 제조된 코팅층의 내마모성이 우수한 것을 확인할 수 있다. 초기 코팅재의 중량인 177.5313 g에 비해 약 0.1%의 중량 감소로 매우 적은 양이 마모되었다. 본 연구에서 제조된 비정질/나노결 정질을 포함한 코팅층은 앞서 경도 시험 결과와 마찬가지 로 코팅층 내부에 비정질 또는 나노결정상을 포함하여 강 도를 향상시킬 수 있고, 내마모성 또한 향상시킨 것으로 판단된다. 또한, HVOF 공정 중에 형성된 분말의 용융부 에 결정상이 형성되어 다소 낮은 강도 특성을 나타낼 수 있지만, 비용융부에 포함된 비정질 상이 이를 보완하여 높 은 내마모성을 띄는 것으로 사료된다.

    기판과 코팅층 간의 접착 강도를 평가하고, 그 결과를 그림 4 (e)에 나타냈다. 접착 강도는 약 52.7 MPa로 측정 되었으며, HVOF 공정을 통해 분말이 기판에 안정적으로 코팅되었다. 이러한 결과는 기존에 보고된 HVOF 공정으 로 제조된 코팅층이 약 40 – 60MPa의 접착 강도를 보이 며[9-11], 저온분사법[12, 13]과 같은 기존의 코팅 방식으 로 제작된 시편들이 14~20 MPa의 접착 강도를 보이는 것 과 비교하였을 때, 매우 우수한 수준임을 확인하였다. 제 작된 코팅층의 접착 강도 그림 3 (f)에서 볼 수 있듯이, 코 팅 공정 중 분말이 부분적인 용융 및 응고를 거쳤음에도 불구하고 코팅층이 전체적으로 균일한 조성 분포를 갖는 다. 이는 용융된 분말이 기판 표면의 형상을 따라 응고되 는 과정 중에서 Fe-Cr-Mo-B-C 합금계를 유지한 결과로 판단되며, 공정 중에 발생할 수 있는 조성의 불균일로 인 한 의도되지 않은 결정상 또는 화합물이 생성되지 않은 것으로 사료된다. 또한, HVOF 공정을 통해 분말이 부분 적으로 용융되었기 때문에 기판 표면의 형상을 따라 안정 적으로 코팅된 결과로 볼 수 있다. 따라서 분말의 용융에 의해 분말의 비정질 상이 감소하여 경도 및 내마모성은 다소 감소될 수 있는 요인을 제공할 수 있다. 하지만 분말 의 용융부가 기판과 치밀한 구조를 이루며 응고되고, 이로 인해 접착 강도가 우수한 코팅층을 확보하기에 분말의 용 융부는 필수적인 요소로 판단된다.

    4. 결 론

    본 연구에서는 고온 및 마모 환경에 노출되고 있는 바 이오매스 보일러에 적용 가능한 코팅층을 제조하기위해 Fe-Cr-Mo-B-C 합금계 조성을 갖는 비정질 분말을 제조하 였다. 이때, 가스분사법을 통해 조성이 균일하게 분포된 비정질 분말을 제조가 가능했고, 이를 HVOF 공정에 활용 하여 내마모성, 기판과의 접착 강도가 우수한 코팅층을 확 보하였다. 제조된 코팅층에 비정질상과 나노결정상이 포 함된 것을 확인하였으며, 이로 인해 높은 강도 및 높은 내 마모성을 보유한 것으로 판단할 수 있다. HVOF 공정 중 에 형성된 분말의 용융부로 인해 코팅층이 조밀한 구조를 갖고, 기판과의 계면 또한 기공이 거의 관찰되지 않는 치 밀한 구조를 갖는 비정질/나노결정질의 코팅층을 확보할 수 있었다. 코팅층에 포함된 비정질/나노결정질의 구조는 높은 강도 뿐만 아니라 내식성이 우수하므로, 본 연구에서 제조된 코팅층의 내식성 또한 우수할 것으로 기대된다.

    감사의 글

    This research was financially supported from the Civil- Military Technology cooperation program (No.18-CM-MA- 15) and by the Ministry of Trade, Industry and Energy (MOTIE) and Korea Institute for Advancement of Technology (KIAT) through the International Cooperative R&D program (P0006837).

    Figure

    KPMI-28-6-483_F1.gif
    SEM images of Fe-Cr-Mo-B-C amorphous powders with size (a), (b) under 25 μm, (c), (d) ranging from 25 to 90 μm, and (e), (f) their EDS elemental maps, respectively.
    KPMI-28-6-483_F2.gif
    The analysis results of Fe-Cr-Mo-B-C amorphous powder by (a) LPSA, (b) XRD, and (c) DSC.
    KPMI-28-6-483_F3.gif
    SEM images of coating layer (a), (b) on the surface, (c) in the cross section, (d) its magnified image of the blue box, and (e), (f) EDS elemental maps of (b), (d), respectively.
    KPMI-28-6-483_F4.gif
    The analysis results of the coating layer by (a) XRD and (b) DSC. Optical images of the coating layer (c) before and (d) after wear resistance tests. (e) Results of the adhesion test for the coating layer.

    Table

    The elemental fraction of Fe-Cr-Mo-B-C amorphous powder measured by ICP and Carbon/Sulfur analysis

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