1.서 론

Ni기 초내열합금은 우수한 고온 강도와 크리프 저항성 이 요구되는 발전기 및 항공기의 가스 터빈용 블레이드 와 베인에 사용되고 있다.^1,2) René 80 합금은 우수한 열 피로 특성, 고온 부식 저항성과 고온에서 장시가 노출 에도 미세조직적 안정성이 우수하여 항공기 엔진용 1단 과 2단 터빈 블레이드에 사용되는 소재이다.³⁾ 주로 760 ~ 982 °C 온도 범위에서 사용되는 합금으로 γ 기지내에 γ'상과 탄화물이 석출되어 고온에서 우수한 기계적 특성 을 나타낸다.³⁾

γ' 석출물은 L1₂ 결정 구조를 가지며 기지와 정합 관 계로 석출되며, 석출물의 크기, 분율 및 분포가 초내열 합금의 기계적 물성을 결정하는 중요한 석출물이다.^1,2,4-6) 탄화물은 결정립계(grain boundary)에 형성되어 초내열합 금의 고온 물성을 향상시키는 역할을 하며, 정출되는 MC 형 탄화물은 고농도의 Ti, Mo와 W을 함유하는 탄화물 이며, 열처리 동안 M₆C와 M₂₃C₆ 형 탄화물로 분해된다. 이 때, M₆C 형 탄화물은 고농도의 Ni, Co, Mo, Cr을 함유하는 탄화물이고 M₂₃C₆ 형은 고농도의 Cr이 포함 된 탄화물이다.^7,8) 이 탄화물들은 균열 발생과 전파에 결정적인 역할을 하므로 적당한 량, 크기와 모양을 유 지해야 Ni기 초내열합금의 기계적 물성을 향상시킬 수 있다.^2,7)

고온에서 우수한 물성이 요구되는 복잡한 형상의 터 빈 블레이드와 베인을 제조하기 위해 일방향 응고 기 술을 적용하여 다결정 조직에서 결정립계가 최소화된 수 지상 조직으로 제조하고 있다.⁹⁾ 주조품에서는 수지상의 응고 거동에 의해 주조품의 기계적 특성에 영향을 미 치게 되는데, 일방향 응고에서 수지상의 거동을 제어할 수 있는 공정 변수로는 응고 속도(V), 온도 경사(G)와 합금 조성(C_o)이 있다. 일방향 응고 조직의 형상 및 결 함들은 이들 주요 변수에 의해서 결정되므로 최적의 물 성을 확보하기 위하여 공정 변수가 미세조직에 미치는 영향에 대한 연구는 대단히 중요하다. 하지만, 본 연구 에 사용된 René 80 합금은 항공기 엔진용 터빈 블레 이드 소재로 사용되므로 응고 조건 및 열처리 후 미 세조직의 변화와 기계적 물성에 대한 문헌 정보가 거 의 없다.

따라서, 본 연구에서는 일방향 응고의 공정 변수들 중 에 온도 경사(G)와 합금 조성(C_o)은 일정한 조건에서 응 고 속도(V) 변화에 따른 René 80 합금의 미세조직적 특 징에 대하여 연구하였으며, 용체화 열처리와 1차 Aging 열처리 후 미세조직적 변화와 인장 특성에 미치는 주요 미세조직에 대하여 논의하였다.

2. 실험방법

본 연구에 사용된 Ni기 초내열 합금 René 80의 조성 분석을 위해 X-선 형광분석기(XRF: X-ray fluorescence spectrometer)를 이용하였고, 그 결과를 Table 1에 나타 내었다.

초내열합금 René 80을 가열 및 냉각 과정에서 발생 하는 상변태 온도를 측정하기 위해 시차주사열량 측정 법(DSC: differential scanning calorimetry)으로 열분석을 실시하였으며, 이 때 승온 및 냉각 속도는 10 K/min으 로 일정하였다.

일방향 응고 실험을 위해 잉곳으로부터 봉상(길이 100 × 직경 4.7 mm)으로 시편을 방전가공(EDM: electrical discharge machining)하였으며, 표면에 존재하는 산화 피 막은 제거 된 후에 알루미나 관(alumina tube, ID 5 mm × OD 8 mm × L 700 mm)에 장입하였다. 알루미나 관을 로의 상부에 고정시키고, 시편의 산화 방지를 위하여 진 공 상태에서 아르곤(Ar) 가스를 주입시켜 불활성 분위기 에서 개량형 브리즈만(Bridgman) 방식의 일방향 응고 장 비에서 로의 온도를 1,500 °C까지 가열하였다. 알루미나 관에 장입한 시편이 용해된 후 고상/액상 계면을 안정 화 시키기 위하여 30분간 유지하여 고상/액상 계면의 이 동 속도를 25, 50, 100, 200 μm/s의 일정한 속도에서 50 mm를 성장시켰다. 각 성장 속도에서 응고 되고 있는 고상/액상 계면 형상을 보존하기 위하여 알루미나 관을 수조에 급냉하였다. 각 응고 속도에서 응고된 시편을 길 이 방향과 수직 방향으로 절단 및 연마한 후 Kalling’s 2 (3 g CuCl₂, 30 mL HCl, 70 mL Ethanol) 용액으로 부식시켜 광학현미경을 이용하여 미세조직을 관찰하였 다. 각 응고 속도에서 1차 수지상 간격(PDAS: primary dendrite arm spacing)을 화상분석 프로그램을 이용하여 측정하였다.

일방향 응고한 시편을 용체화 열처리 및 aging 열처 리 후 미세조직적 변화를 관찰하였고 인장특성을 평가 하였다. 용체화 열처리는 1,205 °C에서 2 h 동안 유지되 었고, aging은 1,094 °C에서 4 h 동안 유지되었다. 용체 화 열처리 온도에 도달하기 위한 승온 속도는 1,100 °C 까지는 10 °C/min으로 가열되었고 1,100 °C에서 1,205 °C 까지는 5 °C/min으로 가열 속도를 느리게하여 용체화 온 도까지 도달하였다. 용체화 열처리 온도에서 Aging 온도 까지 6 °C/min의 속도로 냉각되었고, 1,094 °C에서 aging 열처리 후 상온까지는 공냉되었다. 인장시편은 평형부의 직경을 2.5 mm로 가공하여 상온에서 시험하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1 DSC 열분석

본 연구에서 사용된 René 80 합금이 일방향 응고 과 정에서 형성될 수 있는 석출상과 상변태 온도를 확인하 기 위하여 DSC 열분석을 실시하여 냉각 곡선과 승온 곡 선을 Fig. 1에 나타내었다. Fig. 1(a)에 나타낸 냉각 곡 선에서 초정 γ상이 1,322 °C에서 형성되고, MC 탄화물 은 1,278 °C에서 정출되며, 1,202 °C에서 γ/γ' 공정 반응 으로 응고가 완료되었으며, 1,136 °C에서 γ 기지조직에서 γ' 석출상이 형성되는 것을 확인할 수 있었다. Fig. 1(b) 에 나타낸 가열 곡선에서는 고상선 온도(T_S)는 1,277 °C, MC 탄화물의 재고용 온도는 1,313 °C이고 액상선 온도 (T_L)는 1,327 °C로 나타났다.

Fig. 1(a)에 나타낸 냉각 곡선에서 초정 γ상은 1,322 °C에서 형성되는데, 가열 곡선[Fig. 1 (b)]에서는 액상선 온도가 1,327 °C로 냉각 곡선보다 액상선 온도가 5 °C 높 게 나타났다. DSC 열분석에서 냉각과 가열 중에 액상 선 온도의 차이가 발생하는 이유는 액상에서 고상(γ상)이 형성될 때, 핵형성 과냉(nucleation undercooling)이 필요 하므로 가열 중에 액상선 온도보다 낮게 측정된 것으로 판단된다. 냉각 곡선에서 γ'상이 석출되는 온도는 1,136 °C로 측정되었는데, 가열 곡선에서는 γ'상이 1,155 °C에 서 γ상으로 재고용 되는 것으로 판단된다.

가열 곡선[Fig. 1(b)]에서 나타난 834 °C와 925 °C는 가열 중에 고용되어 있는 원소에 의해 가열 중에 석 출이 발생한 것으로 판단되며, 834 °C에서는 탄화물이 석출되고, 925 °C에서는 γ상이 석출된 것으로 사료된다.

3.2 응고속도가 미세조직에 미치는 영향

Fig. 2는 일방향 응고 실험한 René 80 합금의 응고 속도에 따른 고상/액상 계면 형상 변화를 관찰한 미세 조직이다. 느린 응고 속도에서 수지상은 조대하게 성장 하였으며, 응고 속도가 증가할수록 수지상은 미세하게 나 타났다. 수지상 사이의 간격도 응고 속도가 증가하면서 미세하게 나타났다. 일방향 응고에서 수지상의 간격이 응 고 속도 증가에 따라서 좁아지는 이유는 응고가 진행되 면서 발생하는 잠열이 응고 속도가 증가하면서 단위 면 적당 많이 발생하게 되므로 응고 잠열을 효과적으로 고 상 영역으로 방출하기 위하여 표면적을 증가시키기 위 해서 수지상 간격이 미세하게 변하는 것으로 사료된다.

고상/액상 계면에서부터 15 mm 직하에서 수직으로 절 단하여 관찰한 미세조직을 Fig. 3에 나타내었다. 모든 응 고 속도에서 2차 수지상이 관찰되었으며, 응고 속도가 증 가할수록 수지상 간격이 감소하는 것을 관찰할 수 있다. Fig. 4는 응고 속도 변화에 따른 수지상 간격을 측정한 결과이다. 동일한 화학성분과 일정한 온도 경사조건에서 응고 속도와 1차 수지상 간격은 log-log 그래프에서 기 울기가 -0.275로 선형적으로 감소하는 것을 알 수 있었 다. 이 결과는 Hunt,¹⁰⁾ Kurz¹¹⁾와 Trivedi¹²⁾가 제시한 응 고 속도와 수지상 간격에 대한 다음 관계식의 지수 값 과 유사함을 확인할 수 있었다.

여기서 K₁은 상수이고, G는 온도구배, V는 응고 속도를 나타낸다.

수지상으로 응고가 진행될 때 고용 한도(solubility limit) 이상의 용질 원소는 성장 방향(Z 방향)으로 배출 량은 미미하며, 주로 수지상 사이의 액상으로 배출되어 수지상 사이에서 정출물이 형성된다.^13,14) Fig. 5는 수지 상 사이에서 관찰되는 다양한 형상의 탄화물과 γ/γ' 공 정상 크기를 나타내고 있다. 1차 수지상 사이에서 비정 형의 탄화물이 형성되는 것은 탄화물이 석출에 의해서 형성되는 것이 아니고 정출에 의해서 형성되는 것을 의 미한다. 이 결과는 Fig. 1(a)에 나타낸 냉각 중 DSC 결 과와 잘 일치한다.

정출 MC 탄화물과 γ/γ' 공정상의 크기가 응고 속도가 증가함에 따라서 감소하는 이유는 1차 수지상 간격과 2 차 수지상 간격이 미세하게 되어 마이크로 편석에 의해 형성되는 잔여 액상의 크기가 미세하게 되기 때문에 정 출 석출물과 γ/γ' 공정상의 크기가 미세하게 형성되는 것 으로 사료된다. 고상/액상 계면으로부터 약 15 mm 떨어 진 고상부에서 탄화물과 γ/γ' 공정상 크기와 그 분율을 Fig. 6(a)와 (b)에 나타내었다. 탄화물과 γ/γ' 공정상은 정 출물이므로 응고 중에 고상/고상 반응에 의해서 성장은 미미할 것으로 사료된다. 탄화물과 γ/γ' 공정상 크기는 응 고 속도 증가에 따라 점진적으로 감소하는 것을 확인할 수 있다. 그러나, 탄화물의 면 분율과 γ/γ' 공정상의 면 분율은 응고 속도와 관계없이 각각 약 0.95 %와 약 1.7 %로 거의 일정하게 측정되었다. 탄화물과 γ/γ' 공정상 분 율은 실험한 응고 속도 범위에서 응고 속도에 의해서 변 화하는 것이 아니고 화학성분에 의한 lever rule에 의해 그 분율이 결정되는 것으로 판단된다. 위의 결과로부터 탄화물과 γ/γ' 공정상 크기는 응고 속도를 제어함으로써 크기와 형상을 제어할 수 있으며, 탄화물과 γ/γ' 공정상 분율은 화학성분을 변화하여 제어할 수 있을 것으로 판 단된다.

3.3 열처리 후 미세조직 변화

Fig. 7은 일방향 응고 후 aging 열처리 전과 후의 γ' 석출물의 형상을 비교하여 나타내었다. 25 μm/s의 응고 속도에서 열처리 전 γ' 석출물은 입방체의 γ' 석출물이 관찰되었으나 응고 속도가 50 μm/s 이상에서는 불규칙한 γ' 석출물이 관찰되었다. 하지만, 열처리 후 γ' 석출물은 응고 속도에 관계없이 입방체 형상이 관찰되었으며, 그 크기도 응고 속도에 관계없이 거의 유사하였다. 열처리 후 γ' 석출물의 분율과 γ/γ' 공정상의 분율을 화상분석 프 로그램을 이용하여 측정하여 Fig. 8(a)와 (b)에 나타내었 다. γ' 석출물의 분율은 약 33 % 수준으로 응고 속도 변 화에 관계 없이 일정하였으며, γ/γ' 공정상 분율은 열처 리 전에는 약 1.7 %에서 열처리 후 약 0.955 %로 감소 하는 것이 관찰되었고, 응고 속도에 관계없이 일정함을 알 수 있었다. 이 결과는 용체화 열처리를 1,205 °C에서 수 행하므로 Fig. 1에 나타낸 DSC 결과처럼 그 이하의 온 도에서 형성되는 γ' 석출물은 재고용 후 aging 열처리 공 정에서 재석출이 되므로 응고 속도에 관계 없으며, 화 학성분에 의해서 그 분율이 결정되는 것으로 사료된다 . Fig. 1에서 γ/γ' 공정상은 1,202 °C에서 형성되므로 1,205 °C에서 용체화 열처리 동안 완전히 재고용은 되지 않는 것으로 사료되고 국부적으로 재고용이 이루어져서 γ/γ' 공정상 분율이 감소한 것이지 용체화 후 aging 열 처리 동안 재석출된 조직은 아닌 것으로 사료된다. Fig. 8(c)에 나타낸 탄화물 크기는 열처리 전과 후에 비슷하 다. 그 이유는 Fig. 1의 결과에서 탄화물은 1,278 °C에 서 형성되므로 용체화 온도인 1,205 °C에서 재고용량이 미미할 것으로 판단되므로 탄화물의 크기와 분율은 열 처리 후 변화가 거의 없는 것으로 사료된다.

3.4 열처리 후 인장 특성

René 80 합금을 25, 50, 100, 200 μm/s의 일정한 성 장속도에서 성장한 시편을 열처리 후 인장시편의 평형부 를 직경 2.5 mm로 가공하여 상온에서 인장시험을 하였 다. 항복강도(0.2 % YS, 0.2 % yield strength), 인장강도 (UTS, ultimate tensile strength)와 연신율(El., elongation) 은 응고속도 변화에 따라서 특정한 관계는 없었지만, 1 차 수지상의 간격이 증가하면서 항복강도와 인장강도는 선형적으로 감소하고, 연신율은 선형적으로 증가하는 경 향을 확인하였다.

인장 시험 후 균열 발생 위치를 확인하기 위하여 인 장 파면의 수직으로 시편을 절단하여 미세조직을 확인 한 결과를 Fig. 10에 나타내었다. 모든 시편에서 균열은 탄화물 주위에서 형성되었으며, γ/γ' 공정상 주위에서 균 열은 관찰되지 않았다. 이 결과로부터 탄화물의 크기를 미세하게 분산시키는 것이 균열 발생을 억제할 수 있을 것으로 판단되며, 인장 특성이 1차 수지상 간격과 선형 적인 관계에 있는 이유라고 사료된다. 1차 수지상 간격 이 미세할수록 수지상 사이에서 형성되는 탄화물의 크 기도 미세하게 형성되기 때문에 항복강도와 인장강도가 선형적으로 증가하는 것으로 판단된다.

본 연구에서 René 80 합금의 일방향 응고 후 열처리 한 시편의 인장 특성은 다결정으로 주조하여 다단 용체 화 처리(1,204 °C × 2 h + 1,093 °C × 4 h + 1,054 °C × 4 h) 후 913, 873과 840 °C에서 aging 열처리한 시편의 상온 인장 특성인 항복강도(795 ~ 950 MPa), 인장강도(940 ~ 1,040 MPa)와 연신율(2.09 ~ 3.18 %)¹⁵⁾과 비교하면, 항복 강도는 낮고 인장강도는 약간 향상되었지만 연신율은 약 4배 정도 향상된 것으로 판단된다. 연신율이 약 4배 정 도 향상될 수 있는 이유는 일방향 응고 장비에서 단결 정으로 응고된 시편에서 결정립계가 없으므로 응고 중 에 형성되는 조대한 탄화물이 존재하기 않기 때문에 균 열 형성이 지연되고, 응력 방향의 수직으로 존재하는 결 정립계가 없으므로 입계로 균열 전파가 발생하지 않았 기 때문으로 사료된다.

4.결 론

본 연구에서는 Ni기 초내열합금 René 80을 일방향 응 고시켜 응고 속도의 변화에 따른 미세조직을 비교하고, 열 처리 후 상온 인장 시험을 통해 제조 공정 조건에 따 른 미세조직과 인장 특성의 상관관계를 분석하였다.

DSC 실험 결과를 통해 René 80 합금의 액상선 온도 는 1,327 °C임을 확인하였고, 냉각 중에 γ 상(1,322 °C) → MC 탄화물(1,278 °C) → γ/γ' 공정상(1,202 °C) → γ' 상(1,136 °C)이 형성되었다.

일방향 응고된 시편의 MC 탄화물과 γ/γ' 공정상의 크 기는 응고 속도의 증가에 따라서 감소하였으며, MC 탄 화물과 γ/γ' 공정상의 면 분율은 응고 속도와 관계 없이 각각 약 0.95 %와 약 1.7 %로 일정하였다.

용체화 열처리 및 1차 aging 열처리 후 γ' 상의 크기 와 면 분율은 응고 속도와 관계없이 거의 일정하였다. γ/γ' 공정상의 분율은 열처리 전에 약 1.7 %에서 열처리 후 약 0.955 %로 감소하였으나 응고 속도 변화에 따라 서 변화는 없었다. 탄화물 크기는 응고 속도가 증가함 에 따라서 감소하였다.

상온에서 인장특성을 평가한 결과, 항복강도와 인장강 도는 1차 수지상 간격이 미세할수록 증가하였으며, 연신 율은 감소하였다. 조대한 탄화물에서 균열 발생이 관찰 되므로 응고 속도 제어를 통해서 탄화물을 미세하게 제 어하여 인장특성을 향상할 수 있었다.