1. 서 론
니켈기 초내열합금은 가스터빈 블레이드와 같이 고온/고압 등의 극한 환경에 노출되는 부품에 널리 적용되고 있는 합금이다. 최근 전세계적으로 탄소 중립 정책과 관련해 이산화탄소 배출량을 줄이기 위한 가스터빈의 열효율을 높이는 연구들에 대한 관심이 높아지고 있다 [1-3]. 가스터빈의 효율 향상은 압축기, 연소기, 터빈 등 가스터빈을 구성하는 각 모듈의 설계 개선과 함께 보다 높은 온도에서 가스터빈이 구동될 수 있도록 가스터빈의 터빈 입구 온도 (turbine inlet temperature, TIT)를 높이는 것이는 것이 가장 핵심적이라 할 수 있다. 또한 이를 위해서는 터빈 블레이드 소재의 우수한 미세조직 안정성과 고온 기계적 특성이 뒷받침되어야 한다.
최근 개발되고 있는 가스터빈에 사용되는 터빈 블레이드는 1970년대 Versnyder와 Shank [4]에 의해 도입된 방향성 응고 기술을 사용한 일방향응고 (directional solidification, DS) 혹은 단결정 주조 공정을 통해 주로 제조된다. 특히 일방향응고 터빈 블레이드는 고온에서 고속으로 회전함에 따라 터빈 블레이드가 겪게 되는 원심력 방향으로 결정립을 성장시켜 고온에서 상대적으로 취약한 원심력 (응력) 방향에 수직한 결정립계를 제어함으로써 일반적인 주조 공정을 통해 제조된 다결정 소재 대비 고온 크립 수명과 연신율을 획기적으로 향상시키는 것으로 알려져 있다 [5].
한편, 가스터빈 블레이드용 소재로 사용되는 니켈기 초내열합금은 대부분 10종 이상의 주요 합금원소들로 구성된다. 초기 합금 설계 시 고안된 다양한 특성들이 실제 가스터빈 구동 중에도 발현될 수 있도록 니켈기 초내열합금은 합금내 주요성분 및 미량 불순물 원소 함량을 엄격히 규격화하고 있다. 하지만 황 (sulfur, S), 납 (lead, Pb), 비스무스 (bismuth, Bi), 세륨 (cerium, Ce), 탈륨 (thallium, Tl) 등 불순물 미량원소들이 원소재 제조 과정에서 의도치 않게 소재로 유입되는 것으로 보고되고 있다 [6,7]. 이 중황은 원소재인 니켈 광석 [6]이나, 가스터빈 연소가스 성분 중 이산화황 (SO2)과의 반응 [8]에 의해 터빈 블레이드 소재로 유입될 수 있는데, 황의 유입에 따라 터빈 블레이드 소재는 황화반응 (sulfidation)으로 인한 고온 부식 (hot corrosion)에 의해 수명이 저하될 수 있다 [8,9]. 이 같은 이유로 초기 니켈기 초내열합금이 개발된 이후 최근까지 수 십년간 ppm 수준의 황이 다양한 니켈기 초내열합금의 미세조직과 기계적 특성, 산화 및 부식 특성에 미치는 영향에 대한 광범위한 연구가 진행되어 왔다 [10-20].
Ni-S 이원계 상태도에서 예상할 수 있듯이 황은 니켈 기지인 γ 상에 고용도가 매우 낮기 때문에 최종 응고가 발생하는 수지상간 영역 및 입계로의 편석이 심하게 발생한다 [12,21]. 따라서 응고가 완료된 경우 황은 최종 응고가 발생하는 수지상간 영역 및 입계에서 주로 황화물 형태로 관찰된다. 니켈기 초내열합금에서 주로 관찰되는 황화물(sulfide)은 소위 MAX 상 (M은 천이금속, A는 주기율표 상 A 그룹 원소, X는 탄소 또는 질소)으로 알려진 M2SC 유형으로써 Ti2SC 또는 (Ti,Nb)2SC의 화합물로 존재한다고 알려져 있다 [22-24]. 아울러 황의 첨가량에 따라 황화물의 형태 또한 globular 혹은 lath 형태로 관찰된다고 보고되고 있다 [22-25].
미량의 황 첨가가 니켈기 초내열합금의 기계적 특성에 미치는 영향에 대해서는 이미 오래 전부터 보고되고 있다. 1970년대와 1980년대에 걸쳐 Ni-S 이원계 합금과 단련용 고용강화 합금인 IN 600 합금에서 ppm 수준의 황에 의해 고온 특성이 저하되는 것이 보고되었고 [10,11,26], 이후 1990년대 말에서 2000년대 초반까지 주조용 IN 718 합금에서 상온과 650 °C 인장 연신율과 크립 수명이 황 함량이 증가함에 따라 저하된다는 보고가 있다 [14-16]. 하지만, 과거의 이러한 연구들은 대부분 니켈기 초내열합금의 초기에 개발된 고용강화용 초내열합금 및 IN 718 합금에 국한되어 있으며, 높은 γ 상 (Ni3Al) 석출 분율을 갖는 터빈 블레이드용 석출강화형 초내열합금들에 대한 연구는 아직 전무한 실정이다.
본 연구에서는 F급 (TIT 1350 °C 급) 대형 발전용 가스터빈의 1~3단 터빈 블레이드용 소재로 사용되는 GTD-111 초내열합금에서 ppm 수준의 황이 합금에 첨가된 경우 미세조직 변화를 체계적으로 분석하였다. 또한 상온 및 650-980 °C 구간에서의 고온인장 시험, 그리고 다양한 조건에서의 크립 특성 평가를 통해 미량의 황이 유입됨에 따라 이들 특성에 미치는 영향을 폭 넓게 평가하고 분석하였다.
2. 실험방법
본 연구에서 사용한 니켈기 초내열합금인 GTD-111의 화학 조성은 표 1과 같다. 주요 합금 원소들의 정량 분석은 ICP-OES (Inductively Coupled Plasma-Optical Emission Spectroscopy)을 사용하였으며, 탄소와 황은 연소 분석(Combustion Analysis)을 사용하였다. GTD-111 합금 잉고트는 5 kg급 진공유도용해로를 사용하여 제조하였으며, 각 합금별 황의 함량은 원소재의 진공유도용해 시 Vale 사의 R-Rounds 니켈 (>99.9%)과 S-PelletsTM 니켈 (>99.97% + 0.025% S)의 비율을 조절하여 조정하였다. 표 1에 보인 것과 같이 < 1, 37, 59, 그리고 154 ppm의 황을 함유하는 4 종의 합금을 제조하였고, 본 논문에서는 각각의 시험편에 대해 1S, 37S, 59S 및 154S로 명명하고자 한다. 제조된 모합금 잉고트는 독일 ALD 사의 ISP 0.5 DS/SC/LMC 방향성 응고 로를 사용하여 4 mm/min.의 인출속도로 직경 13 mm, 길이 250 mm의 시험편을 일방향응고법으로 주조하였다. 일방향응고한 DS 봉재는 진공 열처리 장비를 사용하여 GTD-111 합금의 표준 열처리 조건인 1120 °C에서 2시간 열처리 후 843 °C에서 24시간 시효처리 하여 준비하였다.
ppm 수준의 황 함량 변화에 따른 DS GTD-111 합금의 미세조직 변화는 일방향응고 상태와 열처리한 시편에서 광학현미경과 FEG-SEM (JEOL JSM-7001F), Electron Probe Micro Analyzer (EPMA, Shimadzu EPMA-1600), 그리고 FEG-TEM (JEOL JEM-2100F)을 이용하여 관찰하였다. 광학현미경과 FEG-SEM 관찰을 위한 시험편은 3 g CrO3+100 ml H2O 수용액을 사용하여 3V에서 기지인 γ 상을 전해 에칭 하여 준비하였다. 또한 황화물의 원자 단위 해석을 위해 Atom Probe Tomography (APT) 분석을 진행하였다. APT 시험편은 FEI 사의 Helios 장비를 사용한 Focused Ion Beam (FIB)로 준비하였고, CAMECA 사의 LEAP 4000X HR 장비를 이용하여 분석하였다.
인장 시험은 열처리가 완료된 서로 다른 황 함량을 갖는 DS GTD-111 합금에서 게이지 직경 6 mm의 봉상 시험편을 사용하여 진행하였으며, 시험 온도는 상온, 650 °C, 760 °C, 870 °C 그리고 980 °C에서 각각 진행하였다. 크립 시험은 열처리가 완료된 시험편에서 직경 6 mm의 봉상 시험편을 준비하고, ASTM E139 규격에 따라 815 °C/483MPa, 871 °C/310 MPa, 982 °C/187 MPa 등 온도와 응력 조건이 다른 3 조건에서 각각 진행하였다. 또한 FEGSEM과 EDS mapping 분석을 사용한 파단된 시험편의 파면과 파단면 분석을 통해 ppm 수준의 황 함량 변화가 DS GTD-111 합금의 크립 수명 및 연신율에 미치는 영향 등을 조사하였다.
3. 실험결과 및 고찰
3.1 황 함량에 따른 DS GTD-111 합금의 응고/열처리 미세조직
그림 1은 일방향응고가 완료된 DS GTD-111 시편에서 결정립 성장방향에 수직하게 절단한 단면을 관찰한 광학현미경 미세조직이다. 그림에서 확인할 수 있듯이 DS GTD111 합금의 일방향응고 미세조직은 합금원소 편석에 따른 결과로써 수지상이 잘 발달한 형태를 보였으며, 수지상 코어 영역 (Dendritic Core, DC)과 수지상간 (Interdendritic, ID) 영역으로 구분되는 것을 볼 수 있다. 각각의 미세조직에서 측정한 합금의 1차 수지상 간격은 320~350 mm 범위 내에 있는 것으로 확인되었으며, 황 함량 증감에 따른 뚜렷한 차이는 관찰되지 않았다.
열처리가 완료된 1S 합금 및 154S 합금의 미세조직을 대표적으로 그림 2에 나타내었다. 그림 2(a) 및 (b)와 같이 열처리 후 1S 합금의 수지상간 영역에서는 MC 형 탄화물, Ni3Ti의 화학양론을 갖는 판상 (platelet) 및 덩어리(blocky) 형태의 η 상, 그리고 γ /γ 공정 조직이 관찰되었다. 이들 상들은 GTD-111 합금의 응고 도중 기지인 γ 수지상이 응고하는 도중 MC 형 탄화물이 정출하고, γ /γ 공정 반응과 blocky한 η 상, 그리고 최종적으로 Cr-rich한 무석출대 (Precipitate-free zone, PFZ) 생성을 통해 응고가 완료되기 때문에 수지상간 영역에 위치하는 것으로 판단된다 [27,28]. 또한 Choi 등 [29,30]의 연구결과에서 볼 수 있듯이 판상 형태의 η 상은 열처리 도중에도 석출된다고 보고되고 있다. 한편, 그림 2(c)와 같이 수지상 코어 영역에는 약 400 nm 크기의 1차 γ 석출물과 100 nm 이하의 미세한 2차 γ 석출물이 형성되어 있음을 볼 수 있다. 황 함량이 높은 154S 합금의 경우 그림 2(d) 및 (e)에 보인 것과 같이 γ /γ 공정조직 부근에 SE (Secondary Electron) 이미지 및 BSE (Back-Scattered Electron) 이미지 상에서 검정색 혹은 짙은 회색으로 관찰되는 황화물이 형성된 것을 SEM-EDS (Energy Dispersive Spectroscopy) 분석을 통해 확인하였다. Seo 등 [27]과 Terner 등 [31]이 각각 IN792 합금과 CMSX-10 합금에서 보인 것과 같이 니켈기 초내열합금에서 γ /γ 공정조직의 응고가 미세한 공정 γ /γ 형성에서 조대한 γ /γ 공정조직으로 진행되고, 이들 황화물이 모두 조대한 공정 γ 상과 접하는 부분에 가늘고 긴 형태로 형성되어 있음을 고려할 때 154S 합금에서 관찰된 황화물들은 γ /γ 공정 반응 직후에 형성된 것으로 판단할 수 있다. 반면에 그림 2(f)에 보인 것과 같이 높은 황 함량을 갖는 154S 합금의 수지상 코어 조직은 그림 2(c)에 보인 1S 합금과 유사한 것을 알 수 있으며, 따라서 GTD-111 합금에서 황 함량 증가는 주로 수지상간 영역의 상 생성 및 미세조직에 영향을 주는 것을 알 수 있다. 또한 이 같은 결과는 Ni-S 상태도에서 확인할 수 있듯이 황이 니켈 기지에 고용도가 매우 적고 액상선과 고상선의 기울기 차이가 커 응고 시편석이 매우 심하게 발생하고, 이로 인해 용질원소로서의 황이 액상으로 지속적으로 축적됨으로써 야기된 결과로 이해할 수 있다 [12].
3.2 수지상간 영역의 상 분석
DS GTD-111 합금의 수지상간 영역에 형성된 황화물 분석과 황 함량에 따른 황화물 생성 거동 분석을 위해 먼저 154S 합금에서 EPMA mapping 분석을 실시하였다. 그림 3은 154S 합금의 수지상간 영역에서 분석한 mapping 결과로 황화물은 MC 형 탄화물의 주 형성원소인 Ti 함량이 매우 높고, Ta를 동시에 함유하는 것으로 확인되었다. 또한 이들 황화물은 그림 3(d)에서 확인할 수 있듯이 다량의 탄소를 함유하고 있는 것으로 확인되었으며, 단순한 황화물 형태가 아닌 Ti-rich한 carbosulfide 형태인 것을 알 수 있다.
EMPA mapping 분석을 통해 확인한 Ti-rich한 carbosulfide의 명확한 상분석을 위해 154S 합금수지상간 영역의 TEM 분석을 진행하였다. 그림 4는 154S 합금에서 관찰한 TEM 명시야상 이미지 및 carbosulfide, 탄화물, η 상 및 기지 γ 상과 기지에 석출한 γ 입자의 SADP (Selected Area Diffraction Pattern)를 보여준다. 그림에서 확인할 수 있듯이 154S 합금의 수지상간 영역에서 관찰된 각 상들은 모두 인접한 형태로 관찰되었으며, 그림 4(b)에서 보인 것과 같이 SADP 분석 결과 Ti-rich한 carbosulfide 상은 hcp 결정 구조를 갖는 Ti2SC인 것으로 확인되었다. 본 연구에서 확인된 Ti2SC는 표 2에 보인 것과 같이 제1원리에 의해 계산된 Ti2SC 상의 격자 상수와 비교해 볼 때 a = 0.3288 nm, c = 1.2005 nm로 c/a 비가 약간 높은 형태로 확인되었으며, 이는 본 연구의 154S 합금에서 관찰된 Ti2SC 상의 경우 Ti 위치에 Ta 등 여러 원소들이 미량 고용되어 있기 때문인 것으로 판단된다. Ti2SC 상의 원소 분포를 APT로 정밀 분석한 결과를 그림 5에 나타내었다. 그림 5(a)는 Ti2SC 상 및 이에 인접한 미세조직을 구성하는 대표적인 원소들의 조성 분포를 보인 것이고, 그림 5(b)는 Ti2SC 상 및 붕화물의 20 at% S 및 2.5 at% B의 등 조성면 (iso-concentration surface)을 나타낸 것이며, 그림 5(c)는 그림 5(b)의 화살표 방향을 따라 각 상의 원소 분포를 나타낸 결과이다. Ti2SC 상의 경우 Ti가 carbosulfide의 주요 구성 원소인 것을 알 수 있으며, 그림 5(c)에 보인 것과 같이 약 4 at%의 Ta와 함께 (Ti,Ta)2SC 상을 구성하는 것으로 확인되었다. 또한 Ti2SC 상과 인접하여 Cr-rich한 붕화물(boride)이 관찰되었으며, Ti2SC 상과 γ 상 계면에서도 그림 5(a)에서 확인할 수 있듯이 Cr과 B가 집적되어 있는 것으로 관찰되었다. 이 같은 결과는 잔류 액상으로부터 Ti2SC 상이 형성될 때 그림 5(c)에서와 같이 Ti2SC 상에 고용도가 매우 낮은 Cr 및 B 등이 계면으로 편석되어 나타난 결과로 판단된다. 아울러, APT 분석 결과 확인된 붕화물의 경우 그림 5(c)의 조성 결과와 본 연구에서 사용한 합금인 GTD-111과 유사한 조성의 IN792 합금의 주조 조직에서 보고된 붕화물 관찰 결과 [27]를 종합하여 고려해 볼 때 Cr3B2 혹은 Cr5B3인 것으로 판단되지만, 보다 명확한 상 확인을 위한 추가 분석이 필요할 것으로 보인다.
3.3 황 함량에 따른 Ti2SC의 형상 및 분포
그림 6과 그림 7은 황 함량 증가에 따라 DS GTD-111 합금 내 생성된 Ti2SC 상의 형상 및 분포 양상을 보인 것으로, 각각 수지상간 영역의 EPMA mapping (S-Ka) 결과 및 SEM 미세조직을 나타낸 것이다. 그림 6(e)-(h)의 EPMA mapping 결과에서 황 함량이 높은 영역은 모두 높은 Ti 함량을 보였으며, 3.2절에서 보인 미세조직 분석 결과를 종합해 볼 때 이들이 Ti2SC인 것을 알 수 있다. 또한 EPMA mapping 결과를 주의 깊게 조사했을 때 Ti2SC 형성 외에 원자 형태로 결정립계나 수지상간 영역에 편석된 황은 관찰되지 않았다. 따라서 이 같은 점을 고려했을 때 154 ppm까지 황이 함유된 DS GTD-111 합금에서 불순물 황은 모두 Ti2SC 형성에 관여하는 것으로 판단된다. 그림 6에서 확인할 수 있듯이 황 함량이 < 1 ppm에서 154 ppm으로 증가함에 따라 Ti2SC 분율이 증가하는 경향을 볼 수 있으며, Ti2SC 형상의 경우 별개의 입자 형태에서 입계 혹은 수지상간 영역의 η 상과 공정 γ /γ 조직을 따라 길게 휘어진 형태를 갖는 것으로 관찰되었다. 반면에 Ti2SC 상의 두께는 그림 7(a)-(d)에서 볼 수 있듯이 합금 내 황 함량 차이에 따라 크게 변화가 없는 것을 알 수 있다. 따라서 이 같은 미세조직 관찰결과를 바탕으로 실제 3차원 미세조직을 예상해 보면, 합금내 황 함량이 증가함에 따라 판상의 Ti2SC 상이 얇은 film-like 형태로 존재하는 것을 알 수 있으며, 이는 그림 7(e)에 보인 154S 합금의 FIB 가공 도중 관찰된 Ti2SC 형상을 통해서도 확인할 수 있다.
앞서 3.1절에서 설명한 것과 같이 황은 니켈에 고용도가 매우 낮아 최종 응고가 발생하는 수지상간 영역의 공정 γ /γ 조직과 η 상 계면 부분 및 결정립계에서 주로 관찰되었다. 황 함량 증가에 따른 Ti2SC 분율 변화를 보다 정량적으로 분석하기 위해 DS GTD-111 합금의 결정립계 주요 구성 요소인 γ -γ , MC 형 탄화물, η 상, 공정 γ /γ 조직 및 Ti2SC 등의 결정립계 구성 분율 (GB line fraction)을 조사하였다. 이 때 각 상의 결정립계 구성 분율은 결정립계를 구성하는 각 상의 길이를 측정하고, 이를 측정에 사용된 전체 결정립계 길이로 나눈 값으로 계산하였다. 이를 위해 황 함량이 다른 각각의 합금에서 FEGSEM을 사용하여 약 4,600 ~ 5,300 mm의 결정립계 길이 범위에서 연속된 이미지 (SE 및 BSE image)를 얻은 후 화상분석기를 사용하여 각 상의 결정립계 구성 분율을 측정하였다. 그림 8은 황 함량에 따른 DS GTD-111 합금의 결정립계 구성 요소 분율을 나타낸 것이다. 황 함량이 증가함에 따라 결정립계 Ti2SC 분율은 초반 급격히 증가한 후 점차 완만하게 증가하는 것으로 확인되었으며, 154S 합금에서 약 20% 정도의 결정립계 구성 분율을 보였다. 이와는 반대로 Ni3Ti 구조를 갖는 η 상의 결정립계 구성 분율은 황 함량이 증가함에 따라 초기 큰 폭으로 감소 후 점차 완화되는 결과를 보였으며, 그 외 γ -γ , MC 형 탄화물, 공정 γ /γ 의 분율 합 또한 황 함량이 증가함에 따라 지속적으로 감소하는 것으로 확인되었다. 합금 내 황 함량 변화에 따른 Ti2SC 상과 η 상의 상반되는 결정립계 구성분율 변화는 이들 두 상의 생성 시기가 응고 후반기 공정 γ /γ 조직 생성 이후로 비슷하고, 두 상 모두 잔류 액상으로부터 Ti를 주 원소로 해서 경쟁적으로 생성되기 때문인 것으로 판단된다.
3.4 황 함량에 따른 DS GTD-111 합금의 인장 및 크립 특성
DS GTD-111 합금에서 ppm 수준의 황 함량이 합금의 기계적 특성에 미치는 영향을 관찰하기 위해 상온 및 650-980 °C에서의 인장시험과 크립 시험을 수행하였다. 그림 9는 상온 및 고온 인장 시험 결과를 정리한 것으로, 먼저 그림 9(a)의 상온 인장 특성을 보면 < 1 ppm에서 154 ppm까지 황 함량이 증가함에 따라 DS GTD-111 합금의 항복강도와 최대 인장강도가 거의 영향을 받지 않는 것을 볼 수 있다. 아울러 연신율 또한 황 함량에 따른 영향이 거의 없는 것을 알 수 있다. 반면에 650-980 °C 고온 인장 특성의 경우 그림 9(b)-(f)에서 확인할 수 있듯이 항복 강도와 최대 인장강도는 크게 영향이 없지만, 연신율의 경우 황 함량이 증가함에 따라 큰 폭으로 감소하는 것으로 확인되었다. 본 연구에서 사용한 DS GTD-111 합금과 같은 석출강화형 일방향응고 초내열합금에서 황 함량에 따른 인장 특성 변화는 지금까지 거의 보고된 바 없다. 다만 Xie 등 [15]과 Dong 등 [16]은 단조한 718 합금에서 황 함량 증감이 상온 및 고온 강도에 영향을 주지 않지만, 황 함량이 증가함에 따라 650 °C 인장 연신율이 감소한다고 보고하고 있으며, 이는 그림 9에 보인 것과 같이 본 연구를 통해 얻은 결과와도 잘 일치한다.
그림 10은 DS GTD-111 합금의 고온 크립 특성에 미치는 황의 영향을 보인 것이다. 본 연구에서 수행한 대부분의 크립 시험 조건에서 크립 파단 수명과 파단 연신율은 모두 황 함량이 증가함에 따라 감소하는 경향을 나타냈다. 크립 수명의 경우 그림 10(a)에서 확인할 수 있듯이 59 ppm까지 황 함량이 증가할 때 감소 폭이 상대적으로 큰 것을 볼 수 있으며, 1S 합금의 크립 수명을 기준으로 할 때 154S 합금의 크립 수명은 본 연구에서 수행한 모든 크립 시험 조건에서 약 26% - 31% 정도 감소하는 것으로 확인되었다. 한편, 크립 연신율 또한 그림 10(b)에서 확인할 수 있듯이 1S 합금의 871 °C/310 MPa 크립 조건을 제외하고 황 함량이 증가함에 따라 뚜렷한 감소 경향을 나타냈으며, 황 함량이 가장 높은 154S 합금에서 가장 낮은 크립 연신율을 보였다. 이러한 크립 수명 및 연신율 저하에 대한 요인을 분석하기 위해 154S 합금의 871 °C/310 MPa 조건에서 파단된 크립 시험편의 파면 및 파단면 관찰을 대표적으로 진행하고, 그 결과를 그림 11에 나타내었다.
그림 11은 871 °C/310 MPa 크립 조건에서 파단된 S154 합금의 파면 및 응력 축에 평행하게 절단한 단면 미세조직 관찰 결과를 보인 것이다. 그림 11(a)에 보인 것과 같이 크립 파면은 대부분 연성 파괴 흔적을 보였으나, 노란색 화살표로 표시한 것과 같이 일부 영역에서는 facet-like 형태의 취성 파괴 양상을 보이는 영역이 관찰되었다. 이들 facet-like 형태를 갖는 영역은 그림 11(b)의 EDS 결과에서 확인할 수 있듯이 모두 Ti2SC 파단과 관련이 있음을 알 수 있었으며, 취성 파괴 양상을 보이는 Ti2SC 파단이 DS GTD-111 합금의 크립 연신율 저하에 어느 정도 기여하고 있음을 유추할 수 있다. 아울러 그림 11(c)의 응력 방향에 평행하게 절단하여 관찰한 파면 근처의 단면 미세조직을 보면 응력 방향과 평행에 가깝게 형성된 Ti2SC에서도 기지와 Ti2SC 계면에서 길게 균열이 발생했음을 알 수 있다. 결국 DS GTD-111 합금에서 Ti2SC의 생성, 특히 황 함량이 높은 합금에서 필름 형태의 Ti2SC 상은 고온 크립 하에서 기지 조직에 비해 상대적으로 용이한 균열 생성 위치로 작용을 하고 비교적 균열 전파속도가 빠를 것으로 예상할 수 있으며, 그림 10에 보인 것과 같이 합금의 크립 수명 및 연신율 저하에 직접적인 영향을 준 것으로 판단된다.
4. 결 론
본 연구에서는 가스터빈용 터빈 블레이드 소재로 사용되는 일방향응고 초내열합금 GTD-111에서 < 1 ppm~154 ppm 수준의 황 함량이 합금의 미세조직 변화와 상온 및 고온 기계적 특성 미치는 영향에 대해 조사하였으며, 다음과 같은 결론을 얻었다.
DS GTD-111 합금에서 황 함량의 증가함에 따라 결정립계와 수지상간 영역의 η 상과 공정 γ /γ 조직을 따라 길게 휘어진 형태의 황화물이 형성되었으며, EPMA, TEM 및 APT 분석 결과 이들 황화물은 Ti2SC 형태의 carbosulfide인 것으로 확인되었다.
황 함량 증가에 따라 DS GTD-111 합금의 결정립계를 구성하는 미세조직 요소 중 Ti2SC 상의 결정립계 구성 분율 (GB line fraction)은 초기 급격히 증가한 후 점차 완만하게 증가하였으며, 154 ppm S 합금에서 약 20%의 결정립계 구성 분율을 나타냈다.
황 함량 증가에 따라 DS GTD-111 합금의 상온 인장 특성과 고온 강도 (항복강도 및 인장강도)는 별다른 영향을 받지 않았다. 반면에 650-980 °C 온도 범위에서 고온 인장 연신율과 크립 수명 및 크립 파단 연신율은 모두 황 함량이 증가함에 따라 큰 폭으로 감소하였으며, 154 ppm S 합금의 경우 1 ppm 미만의 S 합금에 비해 크립 수명이 26% -31% 정도 감소하였다.
871 °C/310 MPa 조건에서 크립 파단된 154 ppm S 합금 시편의 파면과 파단면 분석 결과 film-like Ti2SC 상은 파면에서 facet 형태의 취성 파괴 양상을 보였으며, 특히 Ti2SC와 기지와의 계면이 크립 균열의 생성 및 전파에 취약해 DS GTD-111 합금의 크립 수명 및 연신율을 저하시킨 것으로 판단된다.
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