1. 서 론

일반적으로 새로운 합금을 설계하는 연구는 하나의 주요 원소에 이종원소를 소량 첨가하여 상 안정성과 미세조직, 재료의 물성을 조절하는 방식으로 진행되어 왔지만, 최근 금속 학계에서 주목받고 있는 고엔트로피 합금 관련 연구에서는 다수의 주요 원소들을 동등비 또는 그에 가까운 비율로 혼합하여 물성을 조절하는 새로운 합금설계 방식을 제안하였다[¹]. 특히, Cr, Mn, Fe, Co, Ni의 다섯가지 원소가 동등비로 혼합된 고엔트로피 합금은 FCC 구조이면서 적층결함에너지가 낮아[²], 극저온 변형 중 발생하는 기계적 쌍정의 형성에 기인한 우수한 파괴인성으로 최근 10여년간 학계의 많은 주목을 받았다[³]. CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금은 조성을 조절함으로써 적층결함에너지를 큰 폭으로 제어하는 것이 가능하여[⁴], 재료의 적층결함에너지를 낮춤으로써 쌍정유기소성이나 변태유기소성을 발현시키고 기계적 특성을 비약적으로 향상시킨 고엔트로피 신합금이 최근 다수 보고될 수 있었다[⁵-⁷].

CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금은 Ni의 첨가량이 줄었을 때 적층결함에너지의 감소 효과가 큰 것으로 보고되었는데, 특히 Co의 첨가로 Ni의 감소를 보상했을 때 그 효과가 극대화되며 일부 합금의 경우 상온에서 열유기 HCP 마르텐사이트 상이 관찰된 바 있다[⁸,⁹]. 특히, 최근에는 CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금계에서 Ni/Co 비율이 최적화된 Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co_40-xNi_x 합금에서 FCC와 HCP 상 간의 가역적인 마르텐사이트 변태를 통해 형상기억특성이 발현되는 신합금이 개발되기도 했다[⁹,¹⁰]. 하지만, 변형 유기 마르텐사이트 변태가 나타나는 합금의 경우 가공성이 낮아 성형에 주의를 요하게 되는데, CrMnFeCoNi 합금 역시 Ni/Co 조성비가 감소하여 적층결함에너지가 낮아지는 경우 냉간 압연 과정에서 가장자리 균열이 발생하거나 판재 전체가 파손되는 문제가 발생한다(그림 1). 이와 같은 재료의 손상을 회피하기 위해서는 재료의 성형과정에서 변형온도를 높이는 것이 일반적인데, Fe-Mn-Si 또는 Ni-Ti와 같이 변형 초기부터 마르텐사이트 변태가 급격하게 나타나는 합금계는 900 – 1100 °C 수준의 매우 높은 온도에서 열간 가공되어 사용되고 있다[¹¹,¹²]. 이러한 낮은 가공성은 소재의 공정 비용을 증가시키고 공정 기간을 지체시키는 주된 원인이 되므로, 최적화된 성형 조건을 찾는 연구는 소재의 제조 비용절감 및 상용화에 있어 매우 필수적이라 할 수 있다.

Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co₂₀Ni₂₀ (이하 Ni20) 고엔트로피 합금은 상온에서 압연, 회전 단조와 같은 공정을 거쳐 판재 또는 봉재로 가공되는 것이 용이한 것으로 보고되었는데[¹³,¹⁴], 이는 FCC 구조를 갖는 합금의 우수한 성형성에 기인한다. 최근에는 봉재의 대량 생산에 적합한 다중공형압연(multi-pass caliber rolling) 공정을 이용하여 고엔트로피 합금 잉곳을 성형하고 적절한 소둔 과정을 거쳐 미세조직을 제어하고 기계적 특성을 향상시키는 연구가 다수 보고된 바 있다[¹⁵]. 다중공형압연이란 직경이 다른 여러 개의 공형에 소재를 순차적으로 통과시켜 성형시키는 공정으로, 종, 횡 방향으로의 변형이 동시에 제한되어 소재에 강소성변형이 가해지지만[¹⁶] 공형의 형상에 따라 원형, 사각형뿐만 아니라 H형과 같은 복잡한 형상으로 성형될 수 있어 제품의 최종 형상에 가까운 봉재를 생산할 수 있는 이점이 있다[¹⁷]. 적층결함에너지가 낮아 변태유기소성을 나타내는 고엔트로피 합금에서 다중공형압연 공정을 이용한 고속 봉재 생산이 가능해진다면, 마르텐사이트 변태에 의해 우수한 기계적 특성을 갖는 다양한 신합금들을 구조재료로 적용할 수 있는 사용처가 보다 넓어질 것으로 기대된다. 특히, Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co₃₅Ni₅ (이하 Ni5) 고엔트로피 합금과 같이 우수한 형상기억특성을 보이는 소재를 다중공형압연 공정에 적용하는 것이 가능해진다면, 파이프 이음, 콘크리트 보강재 및 건축물의 댐퍼와 같은 구조재료로 적용되고 있는 Fe-Mn-Si계 형상기억합금을[¹⁸-²⁰] 일부 대체하거나, 기존 Fe-Mn-Si계 합금이 사용될 수 없는 환경에 고엔트로피 신합금을 적용할 수 있을 것으로 기대된다.

본 연구에서는 다중공형압연 공정을 도입하여 Ni5, Ni20 합금을 400 °C에서 온간 성형하고, 이를 통해 제조된 봉재를 소둔하여 미세조직을 분석하고 기계적 특성을 평가하였다. 주사전자현미경의 후방산란전자 이미지를 이용하여 합금의 재결정 온도를 확인하고 결정립 성장 거동을 분석하였으며, -180 – 225 °C 구간에서 인장시험을 진행함으로써 Ni5 합금이 낮은 냉간 가공성을 보이는 이유를 분석하고 온간 가공된 Ni5 봉재가 형상기억합금 구조재로 활용될 수 있음을 확인하였다.

2. 실험 방법

본 연구에서 무게 1 kg의 Ni5, Ni20 합금은 고주파 진공 유도 용해를 통해 단면적 30×30 mm의 잉곳으로 제조되었다(그림 2(a)). 제조된 잉곳의 실제 조성은 파장 분산 엑스선 형광분석기(XRF; ZSX Primus VI, Rigaku, Japan)를 이용하여 분석했으며, 목표한 조성에 근접함을 확인하였다(표 1). 제조된 잉곳은 1200 °C에서 24 시간 균질화 열처리 후 수냉되었고, 다중공형압연 공정을 통해 14.3×14.3 mm의 단면을 갖는 봉재로 가공되었다(그림 2(b)). Fe-Mn-Si계 합금과 같이 모상이 FCC 구조인 형상기억합금에서 응력 유기 마르텐사이트의 회복은 열 유기 마르텐사이트의 회복 온도보다 150 – 200 °C 높다는 점을 고려하여[⁹], Ni5, Ni20 합금의 가공 온도는 400 °C로 선정되었다. 다중공형압연 공정은 30 m min^-1의 속도로 회전하는 압연 롤 사이의 공형에 400 °C로 가열된 시편을 장입하여 패스 당 약 10 %의 단면감소율을 적용하였고, 시편에 균일한 변형을 가하기 위해 매 장입 단계에서 시편을 90°씩 회전시켰다(그림 2(c)). 제조된 봉재의 총 단면적 감소율은 약 80 %였으며, 이때의 진변형률은 약 1.5에 해당한다. 봉재로부터 10mm 길이만큼 절단된 시편은 600 – 1100 °C에서 1시간 동안 전기로에서 소둔된 후 수냉되었다.

합금의 결정 구조는 엑스선 회절 분석기(XRD; Miniflex600, Rigaku, Japan)를 이용하여 상온(25 °C)에서 분석되었다. 단색 Cu-Kα 방사선(40 kV, 15 mA)을 사용하여 30-100° 구간에서 1° min^-1의 일정한 속도로 회절시험을 진행하였다. 합금의 미세조직 분석을 위해 봉재의 수직단면 중앙부를 주사 전자 현미경(SEM; Mira 3, Tescan, Czech Republic)으로 관찰하였다. XRD, SEM 분석을 위해 800 Grit SiC 사포를 이용하여 시편 표면을 사전 연마한 후, 기계적 연마에 의한 마르텐사이트 상의 형성을 배제하기 위해 상온에서 메탄올과 과염소산이 9:1로 혼합된 전해액을 이용하여 20V, 30s 조건에서 전해연마하였다(LectroPol-5, Struers, Denmark). 재료의 상변태 온도는 시차주사열량계(DSC; DSC214, Netzsch, Germany)를 이용하여 20 K min^-1의 냉각 및 가열 속도로 -50 – 450 °C 구간에서 측정하였다.

비커스 경도는 자동 경도 시험기(HM-200, Mitutoyo, Japan)를 이용하여 봉재의 수직단면에 300 g의 하중을 가하여 측정하였다. 특히, 수직단면에 0.5 mm의 간격으로 약 750 번의 압입시험을 진행하여 비커스 경도 측정결과를 맵핑하였다. 합금 시편의 인장시험을 위해 만능 재료 시험기(QUASAR 5, Galdabini, Italy)를 사용하였고, 게이지 부의 치수가 18×3×1 mm인 시편을 10^-3 s^-1의 일정한 속도로 인장하였으며 이때 게이지 부의 변형률은 접촉식 신율계(Model 3442, Epsilon, USA)를 사용하여 측정하였다. 특히 -180 – 225 °C 구간에서의 인장시험은 동일한 만능재료시험기에 온도 챔버(TH2700, AML Instruments, United Kingdom)를 장착하여 수행하였다.

3. 결과 및 고찰

그림 3a는 다중공형압연 후 1100 °C에서 1 시간 소둔된 Ni5, Ni20 합금의 DSC 분석 결과를 보여준다. 열 또는 변형 유기 마르텐사이트의 제거를 위해 모든 열 분석 시편은 DSC 장비 내에서 500 °C까지 가열되었으며, -50 °C까지 냉각 및 450 °C까지 가열하면서 시편의 열적 거동을 관찰하였다. 냉각, 가열 단계에서 피크가 나타나지 않는 Ni20 합금과는 달리, Ni5 합금의 경우 냉각과정 중 15 °C부터 발열피크와 가열과정 중 137 – 167 °C 구간에서 흡열 피크가 확인되었다. 이를 통해 Ni5 합금은 온도에 따라 구성상이 다르게 나타날 수 있음을 확인하였다. 그림 3b와 c는 400°C에서 다중공형압연된 합금과 압연 후 600 – 1100 °C에서 각각 1 시간 소둔된 Ni5와 Ni20 합금의 XRD 결과이며, 두 합금 모두 소둔 전과 후 단상의 FCC 결정구조를 보이는 것으로 확인되었다.

그림 4는 다중공형압연된 봉재 및 600 – 1100 °C에서 1시간 소둔된 시편의 후방산란전자 이미지를 보여준다. Ni5, Ni20 합금은 600 °C에서 소둔된 시편에서 압연에 의한 변형조직이 여전히 보이는 반면, 700 °C에서 1시간 소둔된 시편에서는 부분적으로 재결정이 진행된 미세조직이 확인되었다. 두 합금은 800 °C에서 1시간 소둔된 이후 완전히 재결정되었으며, 이때 재결정된 결정립은 어닐링 쌍정을 포함한 등축정의 형태를 보였다. 재결정이 완료된 시편에서 어닐링 쌍정을 제외하여 측정한 결정립 크기는 두 합금에서 모두 7 – 100 μm 범위로 나타났으며, 소둔 온도에 따른 결정립 크기는 표 2에 기록하였다. 다중공형압연된 Ni20 봉재에서 재결정이 개시되는 온도와 결정립 크기는 냉간 압연을 통해 가공된 Ni20 판재에서의 결과와 유사하였다[¹³].

그림 5a-b는 800 – 1150 °C 범위의 온도구간에서 소둔 시간에 따른 Ni5, Ni20 합금의 결정립 크기 변화를 나타낸다. 이를 부연하면, 800 °C에서 1시간 소둔되어 완전히 재결정화된 시편을 800 – 1150 °C에서 0.5 – 72 시간 동안 열처리한 후 측정한 결정립 크기를 보여준다. 합금의 결정립은 열처리 시간이 증가함에 따라 성장하지만, 그 성장속도는 점차 감소하였다. 일반적으로 다음의 식 (1)이 결정립 성장 거동 분석에 사용된다[²¹].

위 식에서 d₀와 t는 각각 초기 결정립 크기와 열처리 시간을, d, n은 각각 열처리 후 결정립 크기와 결정립 성장지수를 나타내며 k는 상수이다. 일반적으로 k의 온도 의존성을 고려하여 k = k₀ exp(-Q/RT)의 식을 적용할 때, 위의 식 (1)은 아래의 식 (2)로 다시 나타낼 수 있다.

그림 5c-d는 Ni5, Ni20 합금에서 식(2)의 좌변을 소둔 온도의 역수로 나타낸 결과를 보여준다. n값으로 3을 대입한 후 얻은 그래프 내 추세선의 기울기로부터, Ni5와 Ni20 합금에서 결정립 성장의 활성화에너지는 각각 348, 334 kJ mol^-1로 계산되었다. Ni20 합금에서의 활성화 에너지는 냉간 압연을 통해 가공된 Ni20 합금에서의 결과(322, 325 kJ mol^-1 [¹³, ²²])와 유사하였고, 304 및 304L 스테인리스강에서의 활성화에너지(280 kJ mol^-1 [²³])에 비해서는 높았다. 결정립 성장의 활성화에너지가 크다는 것은, 결정립 성장을 위한 구성원소의 확산이 느리게 일어남을 의미한다. 본 연구에서 Ni5는 Ni20에 비해 활성화에너지가 약 5% 높게 나타났는데, 이는 동일한 소둔 조건에서 Ni5 합금이 Ni20 합금보다 결정립 크기가 작은 결과(표 2)와 일치한다. CrMnFeCoNi 5원 합금계에서 Ni에 비해 Co의 확산이 상대적으로 더 느린 점에 비추었을 때[²⁵], Co 함량이 상대적으로 더 높은 Ni5 합금에서 결정립 성장이 다소 느리게 진행된 것으로 보인다.

그림 6a는 다중공형압연된 봉재와 600 – 1100 °C에서 1시간 소둔된 시편의 수직단면에서 측정한 경도 분포를 보여준다. 미재결정 및 부분재결정 상태의 봉재와 600, 700 °C에서 소둔된 두 시편의 경우 압연과정 중 공형에 맞닿아 큰 변형을 겪는 모서리 부근에서 경도 값이 상대적으로 높게 나타났으나, 소둔 온도가 높아지고 재결정이 완료됨에 따라 위치별 경도 편차는 감소하였다. Ni5, Ni20 두 합금의 소둔 온도에 따른 평균 비커스 경도 값을 그림 6b에 나타내었다. 두 합금 모두 소둔 온도가 700 °C 이상으로 높아짐에 따라 비커스 경도가 급격하게 감소하는 결과를 보였는데, 이는 그림 4에서 확인한 바와 같이 소둔 온도의 증가에 따른 시편의 재결정화 및 결정립 성장에 기인한다. 그림 6c는 재결정된 두 합금의 Hall-Petch 상관관계(H = H₀ + k_H d^-1/2, H와 k는 각각 비커스 경도와 Hall-Petch 상수를 의미)를 보여준다. 다중공형압연 이후 소둔된 Ni20 합금은 냉간 압연 이후 소둔된 Ni20 합금과 유사한 H₀와 k_H값을 보이는 것으로 확인되었는데[¹³], 이는 400 °C에서 다중공형압연이 되거나 상온에서 냉간 압연이 되더라도 소둔 과정을 거쳐 재결정화 되는 경우 유사한 미세구조를 보임을 의미한다. 한편, Ni5는 Ni20에 비해 모든 소둔 조건에서 경도 값이 높았으며, Hall-Petch 상관관계에서 역시 Ni5의 H₀와 k_H(157 HV, 254 HV μm^1/2)는 Ni20의 H₀와 k_H(110 HV, 128 HV μm^1/2) 보다 크게 나타났다. 이러한 결과는 FCC 모상과 대비했을 때 경도가 높은 HCP 마르텐사이트 상이 경도 시험 중에 형성되고, 그에 따라 추가적으로 FCC/HCP 상간경계가 조직 내부에 형성되어 동적 Hall-Petch 효과가 발현되기 때문이다[⁶].

그림 7a는 다중공형압연 이후 1100 °C에서 1 시간 소둔된 Ni5, Ni20 합금을 25 및 225 °C에서 인장시험한 결과를 보여준다. 25 °C에서 Ni20 합금의 인장강도와 연신율은 각각 548 MPa, 70 %였으며, 이는 냉간 압연 이후 동일 온도로 소둔된 Ni20 합금에서 나타난 결과와 유사한 것으로 확인되었다[²]. Ni5 합금의 경우 인장강도와 연신율은 각각 668 MPa, 34 %로 측정되어, Ni20 합금보다 고강도이면서 연신율은 낮은 것으로 나타났다. 인장실험 결과의 가공경화율 곡선을 확인한 결과(그림 7b), Ni5는 25 °C에서 높은 가공경화율을 보이지만 소성 불안정점에 도달하지 못하여 취성 파단을 보이면서 Ni20보다 낮은 연신율을 보였다. 상온에서 파단된 Ni5 시편을 채취하여 엑스선 회절 분석을 수행한 결과, FCC 단상을 보이던(그림 3b) 인장시험 이전과는 달리 변형 후 Ni5는 FCC + HCP 이중 상을 보이는 것으로 확인되었다(그림 7c). 즉, Ni5 합금은 Ni20 합금과 달리 인장시험 중 FCC → HCP 마르텐사이트 변태로부터 상대적으로 경도가 큰 HCP 상의 형성으로 강화가 진행되어 높은 가공경화율을 보인 것이다. 이와 더불어, FCC 모상 내에서 상대적으로 슬립계의 수가 적은 HCP 상이 다량 형성됨에 따라 취성 파단을 보이게 되었다.

225 °C에서 Ni20 합금은 25 °C에 대비하여 연신율이 감소한 반면, Ni5는 25 °C 대비 연신율이 늘어났고 Ni20(41%) 보다도 더 긴 연신율(61 %)을 보였다. Ni20 합금의 쌍정임계응력은 약 650 MPa이고 온도에 민감하지 않은 것으로 알려져[²⁴], 진응력이 640 MPa일 때 파괴된 Ni20 합금은 225 °C에서 쌍정유기소성 효과가 크지 않아 연신율이 감소된 것으로 예상된다. 한편, Ni5 합금에서는 600 MPa의 진응력에 도달한 이후 Ni20 합금보다 가공경화율이 높게 유지되어 네킹이 지연되었다(그림 7b). Ni20 합금보다 적층결함에너지가 낮은 Ni5 합금은 225 °C에서도 기계적 쌍정의 형성이 용이하게 되어, 쌍정유기소성 효과에 의해 연신율이 크게 증가한 것으로 짐작된다.

그림 7d는 25, 225 °C에서 인장 연신율이 0.2, 2 %에 도달했을 때의 내력을 Ni5, Ni20 합금에 대해서 나타낸 결과이다. 25 °C에서 두 내력 간 차이가 Ni5, Ni20 합금에서 각각 155, 55 MPa로 나타나, Ni5에서 변형 초기에 두 배 이상으로 크게 가공경화가 나타난 것을 확인할 수 있다. 특히, Ni20 합금의 0.2 % 내력(σ_0.2)은 210 MPa로 측정되어 냉간 압연 이후 동일 조건에서 소둔된 Ni20 합금의 항복강도와 유사하였으나[²], Ni5의 σ_0.2는 145 MPa로 측정되어 Ni20보다 약 30 % 낮게 나타났다 (그림 7a에 내삽). CrMnFeCoNi 고엔트로피 합금에서 Ni가 Co로 치환되었을 때 고용강화 효과의 변화는 매우 작으므로[⁴,²⁶], 25 °C에서 Ni5 합금의 σ_0.2가 낮은 이유는 FCC 모상의 슬립변형 이전에 응력 유기 마르텐사이트 변태가 우선하여 진행되는 것에 기인한다고 볼 수 있다. FCC 단상 합금에서 나타나는 FCC → HCP 응력 유기 마르텐사이트 변태는 모상의 항복에 앞서 쇼클리 부분전위가 집단적으로 한 방향으로 움직임에 따라 나타나는데, Fe-Mn-Si와 같이 적층 결함 에너지가 낮은 합금에서 주로 관찰되며[²⁷] 이는 Ni5 합금에 대해서도 마찬가지이다[²⁸]. 한편, 225 °C에서는 0.2, 2 % 두 내력 간의 차이가 Ni5, Ni20 합금에서 각각 44, 41 MPa로 유사하여 두 합금의 변형 초기 가공경화율이 유사함을 알 수 있다. 이러한 결과는 Ni5 합금이 변형 초기에 마르텐사이트 변태를 보이지 않고, Ni20과 유사한 기구에 의해 변형되는 것에 기인한다.

그림 8는 상온에서 측정한 Ni5, Ni20 합금의 σ_0.2에 대하여 Hall-petch 상관관계(σ_0.2=σ₀+kd^-1/2)를 도식화한 결과를 보여준다. 다중공형압연 이후 소둔된 Ni20 합금의 경우, 앞서 비커스 경도 시험에서와 마찬가지로 (그림 6c), 냉간 압연 후 소둔된 Ni20 합금[²]과 유사한 상관관계를 보였다. 한편, Ni5, Ni20 합금의 σ₀와 k 값은 각각 85과 147 MPa, 646와 489 MPa μm^1/2로 나타나, Ni20 합금에서 σ₀ 값이 더 큰 반면 k 값의 경우는 오히려 Ni5 합금에서 더 크게 나타났다. 이처럼 두 인자의 대소관계가 달라지는 것은 Ni5 합금의 응력 유기 마르텐사이트 변태와 연관이 있으며, 이는 동일한 변형기구가 나타나는 Fe-Mn-Si 합금계에서도 보이는 결과이다[²⁶]. 그림 7a에서 보였듯이, 결정립 크기가 큰 Ni5 합금은 FCC 모상의 항복응력보다 더 낮은 응력에서 응력 유기 마르텐사이트 변태가 개시되기 때문에, 0.2 % 내력이 낮게 나타난다. 한편, 800 °C에서 소둔된 Ni5 합금은 결정립 크기가 7 μm 수준으로 작기 때문에 마르텐사이트 변태의 구동력이 증가하면서[²⁸,²⁹] 모상의 슬립이 선행됨에 따라 동일온도에서 소둔된 Ni20 합금과 유사한 σ_0.2을 보이게 되고(그림 8), 따라서 Hall-Petch 식의 기울기인 k 값이 더 커지게 되는 것이다.

그림 9는 -180 – 225 °C 구간에서 다중공형압연 이후 1100 °C에서 1 시간 소둔된 Ni5, Ni20 합금의 σ_0.2을 나타낸 결과이다. Ni20 합금의 σ_0.2는 시험 온도가 높아짐에 따라 점진적으로 감소하는 것으로 알려져 있는데[²], 이러한 경향은 400 °C에서 다중공형압연된 이후 소둔된 Ni20 합금에서도 동일하게 나타났다. 한편, Ni5 합금은 시험 온도의 상승에 따라 대체로 σ_0.2가 감소하지만, 특별히 10 – 100 °C 온도 구간에서는 σ_0.2가 증가하는 결과를 보였다. 이러한 현상은 응력 유기 마르텐사이트 변태가 발현되는 다양한 합금계에서 나타나는 결과로, 온도가 높아짐에 따라 FCC 모상이 안정화되면서 응력 유기 마르텐사이트 변태의 임계 응력이 증가함에 기인한다[²⁶]. 응력 유기 마르텐사이트 변태 임계 응력과 FCC 모상의 슬립 임계 응력이 같아지는 임계 온도( M s σ )는 약 100 °C로 확인되었다. M s σ 이상의 온도에서 Ni5 합금은 슬립에 의해 소성변형이 개시되므로, Ni5의 σ_0.2은 온도 증가에 따라 감소하는 경향을 보이게 된다. 100 - 225 °C 구간에서 얻은 Ni5 합금의 σ_0.2의 추세선을 연장함으로써, 25 °C에서 Ni5의 슬립 임계 응력을 210 MPa로 추정할 수 있다. 이 값은 25 °C에서 수행한 인장실험에서 측정한 Ni20의 σ_0.2와 유사한 것으로 나타나(그림 7), Ni5와 Ni20 두 합금에서 조성 차이에 의한 고용강화 효과의 차이는 크지 않음을 알 수 있다.

본 연구에서는 400 °C에서의 다중공형압연을 통해 상온에서 가공성이 좋지 않은 Ni5 합금의 온간 가공이 용이함을 보였으며, 온간 가공된 CrMnFeCoNi 합금은 냉간 가공된 합금과 유사한 재결정 거동 및 기계적 특성을 보이는 것을 확인하였다. 다중공형압연 이후 재결정된 Ni5 합금은 마르텐사이트 변태가 변형 초기부터 진행되어 상온에서 가공경화율이 매우 컸으며, 이에 따라 조대한 결정립을 가짐에도 불구하고 연신율이 크게 감소했고 이에 따라 Ni5 주조재의 냉간 가공이 어려웠을 것으로 보인다. 225 °C에서 Ni5 합금은 Ni20 합금과 유사한 가공경화율과 큰 연신율을 보였는데, 이를 통해 Ni5 합금의 성형은 변형 유기 마르텐사이트 변태가 억제되는 온도에서 진행되어야 함을 알 수 있으며 그 온도는 최소한 역변태 종료 온도(167 °C, 그림 3a) 보다는 높아야 할 것으로 보인다. Ni5 합금은 10 – 100 °C 구간에서 응력 유기 마르텐사이트 변태가 모상의 슬립에 선행하여 나타났는데, 이는 다중공형압연을 통해 제조된 CrMnFeCoNi 봉재가 해당 온도에서 형상기억합금 구조재로 사용될 수 있는 가능성을 보여준다.

4. 결 론

낮은 냉간 가공성을 보이는 Ni5 합금은 다중공형압연에 의해 400 °C에서 9번의 패스를 거쳐 단면적 감소율 80 %로 성형되는 우수한 가공성을 보였고, 온간 성형된 Ni5 봉재는 Ni20 합금과 마찬가지로 800 °C 이상에서 1시간 소둔되어 완전히 재결정되는 것으로 확인되었다.

온간 다중공형압연 이후 1100°C에서 1 시간 소둔된 Ni5 합금은 변형 초기부터 마르텐사이트 변태가 진행됨에 따라 0.2 – 2 % 연신율 구간에서 Ni20 합금보다 두 배 이상 큰 가공경화를 보이나 취성 파단되는 결과로부터, Ni5 합금의 낮은 냉간 가공성이 마르텐사이트 변태에 의한 급격한 가공경화에 기인함을 확인하였다. 반면, Ni5 합금은 마르텐사이트 변태를 보이지 않는 225 °C에서부터 Ni20과 유사한 수준의 성형성을 보이는 것으로 확인되었다.

온간 다중공형압연 이후 1100°C에서 1 시간 소둔된 Ni5 합금은 10 – 100 °C 구간에서 온도의 상승에 따른 σ_0.2의 증가를 보임으로써, 해당 구간에서 응력 유기 마르텐사이트 변태가 모상의 슬립에 선행하여 발생하는 것으로 확인된다. 이는 FCC 합금에서 형상기억특성이 발현될 수 있는 조건을 충족하는 것으로, CrMnFeCoNi 고엔트로피 형상기억합금 봉재를 대량생산하는데 온간 다중공형압연 공정이 적합할 수 있음을 시사한다.