1. 서 론

적층 제조(Additive manufacturing, AM) 공정은 형상 최 적화, 공정 단순화를 통해 다수의 구성품을 갖는 부품을 단일 부품으로 제조할 수 있는 기술이다[1-3]. 그 중 가장 많이 연구되어 있는 laser powder bed fusion(LPBF, or selective laser melting) 공정은 분말 챔버 내의 선택 영역 에 레이저를 조사하여 layer-by-layer로 near net shape을 제조하는 공정이다. 이 공정은 주조, 단조 및 가공 등과 같 은 기존 공정 기술로 제조가 어려운 복잡하고 정밀한 형 상의 부품을 제조할 수 있다. 이러한 특징들로 인해 최근 AM은 자동차 부품, 의료기기 및 항공 우주 부품 등과 같 은 다양한 분야에서 활발하게 적용 시도되고 있다[4-7].

스테인레스(stainless steel, SS) 강 STS316L은 Fe-Cr-Ni 합금에 Mo를 첨가한 오스테나이트(austenite) 계 합금으로 적층 제조 분야에서 많이 연구되고 있는 소재들 중 하나 이다[8-10]. 이 합금은 탄소 함량 0.035%를 기준으로 316 과 316L로 구분할 수 있다. SS316L은 일반적인 기계적 강 도와 우수한 인성을 나타내며 높은 내산화성을 나타냄에 따라 튜브, 밸브, 과열기, 일반 기계용 부품, 터빈 블레이 드 등의 부품으로 넓은 적용 범위를 가질 수 있다. 그 중 과열기와 같은 부품에서는 열 효율 향상을 타겟으로 최적 형상을 구현하기 위한 제조, 특성 평가, 기구 분석 등과 관 련한 연구가 요구되고 있다[11-15].

과열기, 열교환기 등과 같은 부품은 온도 변화가 크고 고온 환경에서 사용됨에 따라 부품의 고온 열화에 대한 이해가 필수적이다. 일반적으로 SS316는 Cr₂O₃ 산화막의 형성을 통해 우수한 중온(400~800°C) 산화 저항성을 갖는 것으로 알려지고 있다. Cr₂O₃ 산화막은 900°C까지 안정화 산화막으로 역할을 할 수 있지만 그 이상의 온도 그리고 환경에서는 파손(breakaway)이 발생될 수 있으며 산화 저 항성이 저하된다고 알려지고 있다[16]. Habib 등은 AISI 316 stainless steel의 고온 산화 특성을 AISI 304 stainless steel과 비교 분석한 바 있다[16]. 그 결과 1000°C에서 산 화 시험을 수행한 두 합금들은 100시간 노출 후 파손 (breakaway) 산화가 발생했으며 316 stainless steel의 산화 층은 breakaway 산화가 발생한 후에도 Cr₂O₃와 Fe₃O₄상으 로 구성됨을 제시하였다. Huang 등은 400°C, 600°C, 800°C의 일반적인 온도에서 일반적인 SS316L의 산화 거 동에 대해 연구하였다[17]. 여기에서 산화 시험 온도에 따 라 산화층 형성 거동이 달라졌으며 특히 800°C에 노출된 모든 샘플은 spallation 현상이 발생해 산화 특성이 저하되 었다. Wonneberger 등은 400°C, 600°C, 800°C에서의 wrought SS316의 산화 거동에 대해 보고하였다[18]. 그 연 구 결과에 따르면 400°C 이하의 온도에서 산화층은 Crrich, Fe-rich 이중층으로 구성되어 있으며, 400°C 이상의 온도에서는 Cr-rich, Fe-rich, Cr-rich의 삼중층으로 구성된 다고 제시되었다.

전술한 것과 같이 기존 공정으로 제조된 SS316L의 고 온 산화 특성에 관한 연구들은 다수 진행되어 있음에도 불구하고, LPBF 공정으로 제작된 SS316L에 관한 연구는 현재까지 주로 공정 변수에 따른 미세조직 제어 및 기계 적 특성(인장, 피로 등)에 관한 연구들이 주로 보고되어 왔 다[19-22]. 관련하여 적층 제조 공정으로 제조된 SS316L 합금의 고온 열화 특성에 관한 연구는 극히 드물다[23]. LPBF SS316L 합금이 다양한 응용 분야에서 구조 재료로 사용되기 위해서는 기계적 특성에 관련된 연구 뿐만 아니 라 다양한 온도 범위에서의 산화 특성 및 거동에 대한 연 구가 필요하다.

본 연구에서는 LPBF 공정으로 제조된 SS316합금과 열 간 압연(hot rolling)으로 제조된 SS316L 합금의 고온 산화 특성을 평가, 비교하였다. 이 결과를 바탕으로 단련 (wrought) 소재와 LPBF공정으로 소재의 고온 산화 거동을 비교하였으며 그 기구에 대하여 고찰하였다.

2. 실험 방법

본 연구에서는 평균 37.4μm의 분말 입도(powder particle size)를 갖는 SS316 분말을 사용하였으며, 이 때 분말 입도 분포(powder particle size distribution)는 20-50 μm로 확인되었다. LPBF SS316L 합금은 12 mm × 7 mm × 106 mm 크기의 b ar 형상으로 제조되었다. LPBF SS316L 소재와 기존 소재와의 산화 거동을 비교하기 위하여 기존 열간 압연(conventional hot rolled) SS316L(이후 HR SS316L로 명명)를 비교재로 사용하였다. 두 소재들의 화 학 조성들을 Tab le 1에 제시하였다. LPBF SS316L과 HR SS316L의 초기 미세조직을 관찰하기 위해 SiC paper (#400-#2000)와 diamond paste(1 μm)를 이용해 적층 방향 과 평행한 면을 경면 연마한 후, HCl 30 ml + HNO3 10 ml 용액으로 에칭을 수행하였다. LPBF 및 HR SS316L 합금 들의 초기 미세조직 및 상 분석은 광학현미경(BX53M, Olympus), Field emission scanning electron microscope (FE-SEM; MYRA 3 XMH, TESCAN), X-ray diffractometer( XRD; Pro MRD, PANALYTICAL; Cu Kα, scan step size: 0.05°, scan rate: 2°/min) 장비를 이용하여 분석 하였다.

LPBF SS316L과 HR SS316L 합금들의 산화 특성을 비 교하기 위해 thermal gravimetry/differential thermal analysis (TG/DTA; TG-8120, Rigaku) 장비를 이용하여 시간에 따 른 산화 중량을 측정하였다. 산화 시편은 3.5 mm × 3.5 mm × 2 mm로 가공 준비하였으며 표면 거칠기에 의한 실 험 결과의 변화를 제어하기 위하여 모든 시험편을 동일하 게 연마하고 세척한 후 시험을 진행하였다. 고온 산화 시 험 온도들은 700°C, 900°C, 1100°C 였으며, 대기 분위기에 서 24시간 동안 산화 중량 변화를 실시간으로 측정하였다.

Table 1

Chemical composition of LPBF SS316L and HR SS316L

산화 시험 후 시편의 산화층 관찰을 위해 산화 시편을 절단하고 hot mounting을 실시하였다. 산화막 관찰을 위해 SiC paper(#400-#2000)와 1 μm 수준의 diamond paste를 이용해 경면 연마를 수행한 후, colloidal silica(0.04 μm)로 마무리하여 준비하였다. LPBF SS316L과 HR SS316L 산 화 시편들의 산화막은 FE-SEM(MYRA 3 XMH, TESCAN) 로 관찰하였으며 산화물의 상 분석은 XRD(Ultima IV, Rigaku; Cu Kα, scan step size: 0.05°, scan rate: 2°/min)를 이용하여 분석하였고, 합금 원소의 분포 확인을 위해서는 electron probe micro analyzer(EPMA, EPMA-1600, Shimadzu) 를 이용하였다.

3. 결과 및 고찰

LPBF SS316L과 HR SS316L의 초기 미세 조직들을 Fig. 1에 나타냈다. LPBF SS316L 에서는 레이저 스캔에 따라 형성되는 용융 풀(molten pool)이 관찰됐으며 layerby- layer로 적층된 전형적인 형상을 나타냈다. 또 다른 특 징으로 building direction 방향으로 성장한 결정립이 관찰 되었다(Fig. 1 (a), 화살표). 반면 HR SS316L은 약 35 μm 의 결정립 크기를 나타내고 있으며 등방성 조직을 나타냈 다(Fig. 1 (b)).

Fig. 1

Optical microscope images of initial microstructure of (a) LPBF SS316L and (b) HR SS316L.

Fig. 2에는 두 소재들의 XRD 분석 결과를 도시하였다. 두 가지 공정으로 제조된 316L 소재들 모두 동일하게 단 일 γ-Fe 상으로 구성되어 있었다. 그러나 두 소재들의 XRD 피크 위치는 미세한 차이, 즉 공정에 따른 피크 이 동(shift)을 보였다. Bragg의 법칙을 이용하여 격자 상수를 구해보면 LPBF SS316L가 HR SS316L 보다 상대적으로 더 큰 격자 상수를 나타냈다(Fig. 2 (b)). 상기 XRD 분석 결과에서 확인되는 공정에 따른 피크들의 미세한 이동은 LPBF공정의 빠른 냉각 속도에 의한 잔류 응력의 차이에 기인하는 것으로 판단된다[24].

Fig. 2

(a) X-ray diffraction analysis results and (b) measured lattice parameters of LPBF SS316L and HR SS316L.

Fig. 3에 LPBF SS316L와 HR SS316L 소재들의 산화 시 간에 따른 단위 면적당 산화 중량들을 도시했다. 700°C에 서는 두 소재들 모두 산화 초기(약 130분까지)에 산화 중 량이 증가한 후, 산화 중량이 유지되는 결과를 나타냈다. 24시간 산화 시험 후, 총 산화 중량들은 LPBF SS316L가 0.053 mg/cm², 그리고 HR SS316L는 0.059 mg/cm²으로 얻 어졌다. 즉 LPBF소재가 HR 소재보다 유사하지만 조금 더 우수한 고온 산화 저항성을 나타냈다. 900°C 조건에서는 두 소재들 모두 포물선(parabolic)의 산화 중량 증가 거동 을 보였다. 총 산화 중량은 LPBF SS316L가 0.222 mg/ cm² , HR SS316L는 0.231 mg/cm²으로 700°C 결과들과 현 저한 차이는 나타내지 않았다. 하지만 여전히 900°C에서 도 LPBF 소재가 HR 소재보다 더 우수한 산화 저항성을 나타냈다. 가장 높은 산화 시험 온도였던 1100°C에서는 두 소재들에서 명확한 고온 산화 거동의 차이가 나타났다. LBPF SS316L의 산화 곡선에서는 포물선의 산화 거동을 보이며 점진적 산화 중량 증가를 보였지만, HR SS316L는 산화 중량이 급격하게 증가하는 파손(breakaway) 거동을 나타냈다. Breakaway 산화에서는 안정된 보호(protective) 산화막의 박리가 발생함에 따라 급격한 산화 중량의 증가 를 보인다[25, 26]. 특히 박리가 발생한 후에도 보호 산화 막이 추가적으로 형성될 수 있지만 원소의 고갈이 발생하 면 산소는 해당 원소가 아닌 다른 합금 구성 원소와 반응 해 비보호 산화막을 형성한다[27]. 이에 다른 합금 원소와 반응해 형성된 산화물로 인해 산화 중량은 선형적으로 증 가하게 된다. 즉 HR SS316L은 보호 산화막을 구성하던 Cr 원소의 고갈로 인해 Fe, Ni, Mn 과 같은 합금 구성 원 소가 외부로 확산되면서 산화 중량이 선형적으로 증가한 것으로 설명될 수 있다. 반면 LPBF SS316L은 Cr₂O₃ 산화 막이 안정적으로 유지되는 것으로 판단된다.

Fig. 3

Variation of TGA weight gains with oxidation time at different temperatures for LPBF SS316L and HR SS316L; (a) 700°C, (b) 900°C and (c) 1100°C.

LPBF SS316L과 HR SS316L의 산화막 상 분석 결과를 Fig. 4에 제시했다. 700°C에서 산화한 경우, 제조 공정에 관계없이 모두 Cr₂O₃ 상이 검출되었다. 900°C에서는 Cr₂O₃, Fe₂O₃상이 함께 분석되었으며, 1100°C로 시험한 후에는 스피넬 산화물(FeCr₂O₄, MnCr₂O₄)이 추가적으로 확인되 었다. Fe-Cr-Ni 계에 Mn이 첨가된 경우, 휘발성 Cr계 산 화물의 발생을 줄여 내산화 특성을 향상시키는 Cr/Mn 스 피넬 산화물이 형성된다고 알려져 있다[28-30]. LPBF 및 HR SS316L의 산화막은 MnCr₂O₄ 스피넬 상이 형성되었 으며 Mn 원소가 Cr₂O₃ 산화층을 통해 이동해 외부 산화 층을 형성함을 알 수 있었다[31]. 1100°C에서 두 합금들은 제조 공정에 관계없이 같은 상들로 구성되어 있었다.

Fig. 4

X-ray analysis results of LPBF SS316L and HR SS316L after isothermal oxidation tests at (a) 700°C, (b) 900°C, (c) 1100°C.

LPBF SS316L과 HR SS316L 소재들의 산화 시험 후 온 도 별 표면 관찰 결과를 Fig. 5에 나타냈다. 700°C 온도로 산화 시험 후, LPBF SS316L 합금의 표면에서는 약 0.85 μm 크기의 각진 형태의 산화물이 형성되었다. HR SS316L 합금은 표면에 각진 형태의 산화물이 표면 전체에서 균일 하게 분포하고 있었다. 900°C에서는 LPBF SS316L과 HR SS316L 두 소재들 모두 표면 전체에서 산화물이 관찰되 었다. 또한 특정 영역을 따라 산화층이 두껍게 형성된 것 을 알 수 있었다. 이를 초기 미세조직과 연계해서 해석해 보면 결정입계를 따라서 산화물이 두껍게 형성된 것으로 예상되었다. 1100°C 산화 조건에서는 LPBF SS316L는 900°C와 유사하게 관찰된 반면, HR SS316L는 약 500 μm 크기의 매우 조대한 산화물이 표면에 불규칙적으로 형성 되었다. 이러한 조대한 산화물의 형성은 앞서 언급한 1100°C에서 HR SS316L 소재의 산화 중량이 급격하게 증 가하는 원인으로 판단된다.

Fig. 5

FE-SEM images of surface morphology after isothermal oxidation tests at (a), (b) 700°C, (c), (d) 900°C and (e), (f) 1100°C.

Fig. 6에서는 LPBF SS316L과 HR SS316L 소재의 각 온 도 조건에서 형성된 산화층들을 나타냈다. 700°C에서 산 화 시험된 LPBF SS316L 소재의 산화층을 EDS로 분석한 결과 Cr계 산화물로 구성되어 있었으며 이 결과는 XRD 분석 결과와 잘 일치하였다. HR SS316L 소재의 경우 표 면에 얇고 균일한 산화물이 형성되었으며, 이는 LPBF SS316L과 동일한 Cr계 산화물로 확인되었다. 또한 일부 결정립계를 따라 내부 산화가 진행되었다(빨간색 원). 900°C 온도 조건에서 LPBF SS316L은 표면에 얇은 산화 물이 균일하게 형성되었다. HR SS316L은 특정 영역에서 상대적으로 두꺼운 산화층이 관찰되었으며 700°C와 동일 하게 내부 산화가 관찰되었다. 1100°C 온도에서 산화 시 험을 수행한 LPBF SS316L은 약 7.6 μm 두께의 균일 산 화물이 형성되었으며 내부 산화를 추가적으로 관찰할 수 있었다. HR SS316L 소재는 표면에 약 10.7 μm의 균일한 두께의 산화물과 일부 영역에서 167.2 μm의 매우 두꺼운 산화물이 형성되었다. 이 두꺼운 산화물은 표면에서 관찰 할 수 있었던 500 μm 크기의 조대한 산화물인 것으로 유 추 가능하였다(Fig. 5).

Fig. 6

Cross-sectional observation results of (a), (c), (e) LPBF SS316L and (b), (d), (f) HR SS316L after oxidation tests at (a), (b) 700°C, (c), (d) 900°C and (e), (f) 1100°C. (e₂) and (f₂) are high magnification images of (e₁)and (f₁).

Fig. 7은 900°C와 1100°C 산화 온도 조건들에서 LPBF SS316L과 HR SS316L 소재들의 단면 EPMA 분석 결과들 이다. 900°C에서는 LPBF와 HR 두 소재들 모두 Cr 고갈 (depletion) 영역이 나타났다. 또한 고갈 영역 위에는 Cr계 산화물 층과 Fe계 산화물 층이 존재하고 있었다. LPBF SS316L 합금에 비해 HR SS316L 합금의 산화물 층은 불 균일한 두께로 형성되어 있는 것이 확인되었다. 1100°C에 서 LPBF SS316L 소재의 산화물 층은 900°C와 비교했을 때 더 두껍게 형성되어 있었으며 Cr 고갈 영역 또한 넓어 진 것을 알 수 있었다. HR SS316L 소재 또한 900°C에 비 해 산화물 층과 Cr 고갈 영역의 두께가 넓어졌다. 이와 함 께 두 소재들 모두 산화층 바로 아래에서 기공이 확인되 고 있으며 이는 Fe, Mn 원소의 외부 확산을 통해 형성된 kirkendall 기공이 형성된 것으로 판단된다. 추가적으로 Cr 계 산화물 위에 (Mn, Fe)계 산화물이 존재하였다. 관찰된 (Mn, Fe)계 산화물은 앞선 Fig. 4의 XRD 결과를 고려할 때 Mn, Fe계 스피넬 상으로 유추할 수 있었다. 특히 LPBF SS316L 소재의 경우, 균일하게 형성된 Cr계 산화물 층 위에 Mn, Fe계 스피넬 산화물 층이 균일하게 형성되었 다. 반면에 HR SS316L 소재의 경우 Cr 뿐만 아니라 다른 합금 원소들이 산화층을 구성하고 있었으며 특히 Fe계 산 화물이 Cr₂O₃ 산화층 위에 nodule 형태로 존재하고 있었 다. 앞서 언급한 것과 같이 Mn 계 스피넬 상은 내산화 특 성을 향상시키는 것으로 알려져 있다. 따라서 1100°C에서 LPBF SS316 소재는 연속적인 MnCr₂O₄ 산화층이 형성되 어 breakaway 현상 없이 우수한 산화 특성을 나타낸 것으 로 설명할 수 있다. 또한 Tab le 1을 보면 HR SS316L과 LPBF SS316L의 Mn, Ni, Mo의 함량이 차이가 있는 것을 확인할 수 있다. 세가지 원소의 함량의 차이가 고온 산화 거동에 일부 영향을 미칠 수 있을 것으로 사료되며 이에 대한 추가적인 연구가 필요하다.

Fig. 7

EPMA analysis results after isothermal oxidation tests of (a), (c) LPBF SS316L and (b), (d) HR SS316L; (a), (b) 900°C and (c), (d) 1100°C.

본 연구의 모든 산화 온도 조건에서 LPBF SS316L의 산 화 특성이 HR SS316L보다 상대적으로 더 우수하였다. 이 는 LPBF 공정에 의해 생기는 독특한 미세조직 때문인 것 으로 사료된다. LPBF 공정으로 제조된 합금의 경우 용융 풀과 cell structure를 나타냈다. 일반적으로 cell structure는 전위로 구성되어 있으며, dislocation cell structure에 존재 하는 전위는 대표적인 pipe diffusion path로 확산 속도를 가속시킬 수 있다[32]. 이에 따라 내부에 존재하는 전위가 Cr 확산을 촉진해 Cr₂O₃ 스케일의 성장을 촉진시킬 수 있 다[33, 34]. LPBF SS316L 소재는 높은 전위 밀도에 의해 산화 시험 초기에 Cr이 빠르게 확산하고, 이로 인해 안정 적인 Cr₂O₃ 산화층이 균일하고 빠르게 형성될 수 있을 것 으로 판단된다(Fig. 7 (c), 빨간색 화살표). 반면 HR SS316L 은 결정립계 확산이 가장 빠른 확산 경로가 됨에 따라 산 화 또한 불규칙하게 발생하여 국부적으로 두꺼운 산화층 을 형성한 것으로 사료된다(Fig. 7 (d), 노란색 화살표). 이 와 관련해 Fig. 8에 산화층과 Cr 고갈 영역을 확대한 이미 지를 도시했다. 900°C에서 LPBF SS316L 소재의 Cr 고갈 영역이 균일한 두께로 형성된 것과 다르게, HR SS316L 소재는 Cr 고갈 영역이 불규칙하게 생긴 것을 관찰할 수 있었다(빨간색 원). 이 불규칙한 Cr 고갈 영역은 결정립계 를 따라 생성된 것으로 예상된다. 1100°C에서는 LPBF와 HR SS316L 두 소재의 Cr 고갈 영역의 두께가 비슷하게 나타났다. 그러나 여전히 LPBF SS316L 합금의 Cr₂O₃ 산 화층 두께가 HR SS316L 합금보다 두껍게 관찰되었다. 결 과적으로, LPBF SS316L 합금의 경우 Cr의 빠르고 균일한 확산에 의해 두꺼운 Cr₂O₃ 산화층을 빠르게 형성하여 HR SS316L 합금보다 고온에서 더 우수한 내 산화 특성을 보 이는 것으로 판단할 수 있었다.

Fig. 8

EPMA image (left) and magnified EPMA images showing oxide layer and Cr depletion area (right) of (a), (c) LPBF SS316L and (b), (d) HR SS316L; (a), (b) 900°C, (c), (d) 1100°C.

4. 결 론

본 연구에서는 laser powder bed fusion 공정을 이용해 SS316L 소재를 제조하였다. 이 소재의 700°C, 900°C, 1100°C의 고온에서 산화 특성을 조사했으며 그 결과를 conventional hot rolled 316L 소재와 비교하여 아래와 같 은 결론을 얻을 수 있었다.

• 1. LPBF SS316L 소재의 초기 미세조직 관찰 결과, 약 100 μm 크기의 용융 풀 과 building direction을 따라 성장 한 결정립을 관찰할 수 있었다. HR SS316L 소재는 약 35 μm의 등방성 결정립이 관찰되었다. 두 소재들 모두 γ-Fe 단상으로 구성되어 있었다.

• 2. 700°C에서 산화 시험을 수행한 결과, 두 소재 모두 산 화 초기에 산화 중량이 증가한 후로 추가적인 산화는 관 찰되지 않았으며, 900°C에서는 산화 중량이 포물선 형태 로 증가하였다. 700°C와 900°C에서 LPBF SS316L 소재는 HR SS316L 소재와 비교했을 때 유사하거나 다소 우수한 고온 내산화성을 나타냈다. 두 온도 조건에서 산화층은 주 로 Cr₂O₃으로 구성되어 있었으며 추가적으로 900°C에서 는 Fe₂O₃ 상이 검출되었다.

• 3. 1100°C에서 산화 시험을 수행한 결과, LPBF SS316L 소재의 경우 포물선 형태로 산화가 진행되었으며 열간 압 연(HR) 316L 소재는 파손(breakaway) 산화 거동을 보였다. LPBF SS316L과 HR SS316L의 산화층들은 주로 Cr₂O₃, Fe계 산화물, 스피넬 상들로 구성되어 있었다. 그러나 산 화물이 공정에 따라 다른 형태를 나타내어 연속적인 MnCr₂O₄ 산화층이 생성된 LPBF SS316L의 내산화 특성 이 더 우수하였다.

• 4. LPBF SS316L 소재의 산화 특성이 더 우수하게 나타 난 것은 높은 전위 밀도에 의해 원소의 확산이 빠르게 발 생했고 이로 인해 안정한 Cr₂O₃ 산화층이 연속적으로 균 일하게 형성되었기 때문인 것으로 판단된다. 반면 HR SS316L 소재는 결정립계를 통한 원소의 확산으로 인해 불 균일한 두께의 산화층을 형성시킴으로써 내산화 특성이 저하된 것으로 사료된다.

Acknowledgements

감사의 글

본 연구는 산업통상자원부의 첨단 신소재 기반 3D 프린 팅 전문인력양성 사업(P0002007)의 지원으로 수행되었으 며 이에 감사드립니다.

• 1. C. Y. Yap, C. K. Chua, Z. L. Dong, Z. H. Liu, D. Q. Zhang, L. E. Loh and S. L. Sing: Appl. Phys. Rev., 2 (2015) 041101.Article
• 2. B. Song, X. Zhao, S. Li, C. Han, Q. Wei, S. Wen, J. Liu and Y. Shi: Front. Mech. Eng., 10 (2015) 111.Article
• 3. C. Y. Yap, C. K. Chua, Z. L. Dong, Z. H. Liu, D. Q. Zhang, L. E. Loh and S. L. Sing: Appl. Phys. Rev., 2 (2015) 041101.Article
• 4. P. I. Pradeep, V. A. Kumar, A. Sriranganath, S. K. Singh, A. Sahu, T. S. Kumar, P. R. Narayanan, M. Arumugam and M. Mohan: Trans. Indian Natl. Acad. Eng., 5 (2020)603.Article
• 5. R. Leal, F. M. Barreiros, L. Alves, F. Romeiro, J. C. Vasco, M. Santos and C. Marto: Int. J. Adv. Manuf. Tech., 92 (2017) 1671.Article
• 6. S. G. Sarvankar and S. N. Yewale: Int. J. Res. Aeronaut. Mech. Eng., 7 (2019) 1.
• 7. R. Velu, T. Calais, A. Jayakumar and F. Raspall: Materials, 13 (2020) 92.ArticlePubMedPMC
• 8. Y. Zhong, L. E. Rännar, L. Liu, A. Koptyug, S. Wikman, J. Olsen, D. Cui and Z. Shen: J. Nucl. Mater., 486 (2017) 234.Article
• 9. M. Marya, V. Singh, S. Marya and J. Y. Hascoet: Metall. Mater. Trans. B, 46 (2015) 1654.Article
• 10. M. S. Pham, B. Dovgyy and P. A. Hooper: Mater. Sci. Eng. A, 704 (2017) 102.Article
• 11. Z. Sun, X. Tan, S. B. Tor and W. Y. Yeong: Mater. Des., 104 (2016) 197.Article
• 12. R. B. Song, J. Y. Xiang and D. P. Hou: J. Iron Steel Res. Int., 18 (2011) 53.Article
• 13. B. Cai, Y. Liu, X. Tian, F. Wang, H. Li and R. Ji: Corros. Sci., 52 (2010) 3235.Article
• 14. S. Benafia, D. Retraint, S. Y. Brou, B. Panicaud and J. G. Poussard: Corros. Sci., 136 (2018) 188.Article
• 15. E. Frutos, P. Adeva, J. L. González-Carrasco and P. Pérez: Surf. Coatings Tech., 236 (2013) 188.Article
• 16. K. A. Habib, M. S. Damra, J. J. Saura, I. Cervera and J. Bellés: Int. J. Corrosion, 2011 (2011) 1.Article
• 17. X. Huang, K. Xiao, X. Fang, Z. Xiong, L. Wei, P. Zhu and X. Li: Mater. Res. Express, 7 (2020) 066517.Article
• 18. R. Wonneberger, S. Lippmann, B. Abendroth, A. Car lsson, M. Seyring, M. Rettenmayr and A. Undisz: Corros.Sci., 175 (2020) 108884.Article
• 19. O. Andreau, E. Pessard, I. Koutiri, P. Peyre and N. Saintier: Int. J. Fatig., 143 (2021) 105930.Article
• 20. M. L i, X . Zhang, W. Y. C hen and T. S . By un: J. N ucl. Mater., 548 (2021) 152847.Article
• 21. T. Ronneberg, C. M. Davies and P. A. Hooper: Mater. Des., 189 (2020) 108481.Article
• 22. J. P. Pragana, P. Pombinha, V. R. Duarte, T. A. Rodrigues, J. P. Oliveira, I. M .Bragança, T. G. Santos, R. M. Miranda, L. Coutinho and C. M. Silva: Proc. IME B J. Eng. Manufact., 234 (2020) 1246.Article
• 23. C. Siri, I. Popa, A. Vion, C. Langlade and S. Chevalier: Oxid. Met., 94 (2020) 527.Article
• 24. J. L. Bartlett and X. Li: Addit. Manuf., 27 (2019) 131.Article
• 25. S. D. Lee and G. M. Kim: J. Corros. Sci. Soc. Korea, 30 (2001) 326.
• 26. T. Gheno, D. Monceau and D. J. Young: Corros. Sci., 64 (2012) 222.
• 27. X. Cheng, Z. Jiang, D. Wei, J. Zhao, B. J. Monaghan, R. J. Longbottom and L. Jiang: Met. Mater. Int., 21 (2015) 251.Article
• 28. J. Zurek, D. J. Young, E. Essuman, M. Hänsel, H. J. Penkalla, L. Niewolak and W. J. Quadakkers: Mater. Sci. Eng. A, 477 (2008) 259.Article
• 29. G. R. Holcomb and D. E. Alman: Scr. Mater., 54 (2006) 1821.Article
• 30. L. F. Liu, S. S. Wu, Y. Chen and S. L. Lü: Trans. Nonfe rrous Met. Soc. China, 26 (2016) 1163.Article
• 31. G. R. Wallwork: Rep. Progr. Phys., 39 (1975) 401.Article
• 32. D. Kong, C. Dong, S. Wei, X. Ni, L. Zhang, R. Li, L. Wang, C. Man and X. Li: Addit. Manuf., 38 (2021) 101804.Article
• 33. H. J. Grabke, E. M. Muller-Lorenz, S. Strauss, E. Pippel and J. Woltersdorf: Oxid. Met., 50 (1998) 241.Article
• 34. M. R. Ardigo-Besnard, I. Popa, O. Heintz, R. Chassagnon, M. Vilasi, F. Herbst, P. Girardon and S. Chevalier: Appl. Surf. Sci., 412 (2017) 196.Article

Figure & Data

References

Citations

Citations to this article as recorded by  

• Study of structural stability at high temperature of pseudo-single tube with double layer as an alternative method for accident-tolerant fuel cladding
  Jong Woo Kim, Hyeong Woo Min, Jaehwan Ko, Yonghee Kim, Young Soo Yoon
  Journal of Nuclear Materials.2022; 566: 153800.     CrossRef