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1 [Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 55, No. 2 (2017), pp.115~124 DOI: /KJMM 확산접합된 Ni 기합금 Hastelloy X 에미치는후열처리영향 사인진 1,* 황종배 2 홍순익 2 김응선 1 김민환 1 1 한국원자력연구원 VHTR 기술개발부 2 충남대학교신소재공학과 Effect of Heat Treatment on the Diffusion-Bonded Ni-Base Alloy Hastelloy X Injin Sah 1,*, Jong-Bae Hwang 2, Sun-Ig Hong 2, Eung-Seon Kim 1, and Min-Hwan Kim 1 1 VHTR Technology Development Division, Korea Atomic Energy Research Institute, Daejeon 34057, Republic of Korea 2 Department of Materials Science & Engineering, Chungnam National University, Daejeon 34134, Republic of Korea Abstract: The effect of post-bond heat treatment (PBHT) on diffusion-bonded polycrystalline Ni-base alloy Hastelloy X (Ni-22Cr-18Fe-8Mo) was evaluated in this study. Diffusion bonding was conducted under a compressive pressure of 14 MPa in the temperature range of While (Cr,Mo)-rich and (Mo,Si)-rich precipitates were developed along the interface at 1100, the precipitates were dissolved and grain boundary migration across the interface occurred above As the dissolution of precipitates is related to the temperature rather than compressive pressure, a modified diffusion bonding condition (1120 /10 MPa) was applied. Brittle fracture with low tensile ductility was observed at the testing temperature of 700, but substantial recovery of ductility was achieved up to a testing temperature of 900 through PBHT (1180 /1 h). The reduction of discontinuity at the interface was found to bring about the ductile behavior at high temperature. (Received April 18, 2016; Accepted August 23, 2016) Keywords: metals, diffusion bonding, grain boundary, tensile test, hastelloy X 1. 서론 현재한국에서연구가진행중인차세대원자로노형중하나인초고온가스로 (VHTR, very high temperature gas-cooled reactor) 는 900 이상의고온의열을이용하여일차에너지 원인전기의효율적인생산과이차에너지원인수소의대량 생산을목표로한다 [1]. 이차에너지원인수소는에너지원에 따라화석연료, 원자력에너지, 태양에너지등을통하여생산 될수있으며, 수력, 풍력, 지열, 생물연료 (biomass) 등을이 용한수소생산방법도제시되고있으나기술성과경제성측 면에서제약이있다. 가장대표적인수소생산방법은화석연료를이용한수증기개질 (SMR, steam methane reforming) 방법으로메탄 (CH 4) 과증기 (H 2O) 를직접적으로반응시켜일산화탄소 (CO) 와수소 (H 2) 를생산하는것이다. 원자력과태양에너지의경 *Corresponding Author: Injin Sah [Tel: , injin@kaeri.re.kr] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 우, 생산된전기를간접적으로이용하여전기분해 (electrolysis) 방법을이용하는것이나생산효율이낮고고비용이든다는문제점이있다. 한편, 고온의열원인원자력과태양에너지는전기분해이외에열화학적 (thermochemical) 방법을이용하여산소와수소로분리하는기술로활용될수있다 [2-4]. 한국원자력연구원에서는열화학적방법중하나인황산-요오드 (S-I, sulfur-iodine) 싸이클을이용한수소생산을위해다년간에걸쳐연구를진행중에있다 [5]. S-I 공정에대한보다자세한관계식은아래와같다. (1) SO 2 + I 2 + 2H 2O = 2HI + H 2SO 4, 발열반응 : -165 kj (2) 2HI = H 2 + I 2, 흡열반응 : +173 kj (3) H 2SO 4 = H 2O + SO O 2, 흡열반응 : +371 kj 이때, 식 (1) 은자발적 ( 발열 ) 반응에의해상대적으로저온인 120 에서일어난다. 식 (2) 와 (3) 은흡열반응으로각각 와 850 이상의고온의열원이요구되며, 초고온가스로에서생산된고온의열을 S-I 공정에이용하고자한

2 116 대한금속 재료학회지제 55 권제 2 호 (2017 년 2 월 ) Table 1. Chemical compositions of Ni-base alloy Hastelloy X (wt%). Composition Ni Cr Fe Mo Co W Mn P S Si Others Hastelloy X Bal Al,.09Cu,.01Ti,.003B,.06C UNS N06002 Bal Max..04 Max..03 Max Max. - Table 2. Diffusion bonding conditions employed for Hastelloy X. Designation Temperature Pressure Surface Time (MPa) condition Interlayer Deformation DB-A 1100 ΔZ = -1.4 % DB-B MPa 1.5 h SiC #1000 N/A ΔZ = -4.0 % DB-C 1200 ΔZ = -9.9 % [6,7]. 인쇄기판형열교환기제작은광화학에칭 (photochemical etching) 을이용한설계유로제작과제작된설계유로의접합을위한확산접합 (diffusion bonding) 으로크게나뉜다. 확산접합은고상용접의한종류로서물리적으로서로맞닿은표면근처원자의열적확산 (thermal diffusion) 을이용하는방법으로계면근처의미세조직이모재와유사하다고알려진용접방법이다. 본논문에서는 S-I 공정을위해필요한인쇄기판형공정열교환기제작단계중하나인확산접합에대한연구를수행하였다. 황산분해공정에서우수한부식저항성을갖는다고알려진니켈기합금 Hastelloy X을이용하여확산접합공정변수에따른접합효율및고온인장특성개선을위한후열처리효과를평가하였다. 또한, 문헌에보고된타니켈기후보합금의확산접합연구결과와비교하여 Hastelloy X 합금의확산접합기구 (mechanism) 를제안하였다. 2. 실험방법 Fig. 1. Diffusion bonding conditions employed in this study: (a) DB-A, B, and C, and (b) DB-S and SP conditions. 다. 특히, 식 (2) 와 (3) 에는효율적인열전달을위해미세채널 유로를가진인쇄기판형열교환기 (PCHE, printed circuit heat exchanger) 혹은판-핀형열교환기 (PFHE, plate fin heat exchanger) 형태의단위부피당열전달면적이큰고집적열 교환기 (compact heat exchanger) 가적용될것으로예상된다 2.1 확산접합표 1은본연구에사용한니켈기합금 Hastelloy X의화학조성을보여주며, 모든원소들은 UNS N06002 범위내에존재하는것을알수있다. Hastelloy X는 Ni-Cr-Fe-Mo 합금의일종으로고온산화 / 부식저항성을증가시키기위해약 22 wt% 의 Cr을함유하고, 고용강화 (solid-solution strengthening) 를위하여 Mo을함유하고있다. 미량의 Co와 W도고용강화를목적으로포함하고있다. 또한, 기타금속으로 Al과 Ti이미량포함된것을볼수있다. 확산접합에사용된시편은 mm 3 크기를갖는두개의판재를이용하여확산접합이후 mm 3 크기의접합재가만들어지게준비하였다. 표 2는본연구에서수행한확산접합공정변수를보여준다. 통상적으로확산접합에사용되는변수는접합온도, 압축하중, 시간, 표면상태, 중간삽입물 (interlayer) 이며, 표에서볼수있듯이니켈기합금의용체화열처리온도 (solid solution temperature) 범위에서접합온도가접합효율에미치는영향

사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 117 Table 3. Diffusion bonding and post-bond heat treatment (PBHT) conditions employed for Hastelloy X.

h SiC #1000 N/A Interlayer Deformation - 1180 /1 h Fig. 2. Cross-sectional SEM micrographs of the diffusion-bonded Hastelloy X near the interface: (a) DB-A, (b) DB-B, and (c) DB-C. 에대해평가하였다.

중간삽입물 의경우는 Ni 호일 (foil) 또는 Ni-Cr 호일등을사용하여니켈 기합금 / 호일사이의화학조성구배 (chemical gradient) 에의 한열적확산 (thermal diffusion) 을촉진시켜접합효율을개 선시킬수있으나, 니켈기합금과호일의과도한화학조성차 이로취성 (brittleness) 을갖는이차상 (secondary precipitate)

3 사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 117 Table 3. Diffusion bonding and post-bond heat treatment (PBHT) conditions employed for Hastelloy X. Designation Temperature DB-S DB-SP Pressure (MPa) Time Surface condition MPa 2 h SiC #1000 N/A Interlayer Deformation /1 h Fig. 2. Cross-sectional SEM micrographs of the diffusion-bonded Hastelloy X near the interface: (a) DB-A, (b) DB-B, and (c) DB-C. 에대해평가하였다. 압축하중은접합온도에서의탄성또는 탄 / 소성범위이며, 시간은노내온도안정화시간을포함하여 최대 1.5 h 으로제한하였다. 표면상태는 SiC 1000-grit 까지 기계연마 (mechanical polishing) 를수행하였다. 중간삽입물 의경우는 Ni 호일 (foil) 또는 Ni-Cr 호일등을사용하여니켈 기합금 / 호일사이의화학조성구배 (chemical gradient) 에의 한열적확산 (thermal diffusion) 을촉진시켜접합효율을개 선시킬수있으나, 니켈기합금과호일의과도한화학조성차 이로취성 (brittleness) 을갖는이차상 (secondary precipitate) 이계면근처에형성될수있어본연구에서는중간삽입물을사용하지않았다. 표 3은표 2에서수행된확산접합결과들을바탕으로확산 접합공정변수최적화를위하여추가적으로수행한확산접 합조건과후열처리 (PBHT, post-bond heat treatment) 조건 을보여준다. 후열처리는추가적인압축하중없이시간과온 도만을변수로사용하여고진공 ( 10-6 Torr) 조건에서수행 한후상온으로공냉 (air cooling) 시켰다. 그림 1은표 2와 3 에나타낸확산접합공정을도식화하여나타낸것이다. 2.2 확산접합부평가 확산접합부의건전성을평가하기위하여계면근처의미세조직관찰과인장 (tensile) 실험을수행하였다. 미세조직의경우는주사전자현미경 (SEM, scanning electron microscopy) 을이용하였으며, 니켈기합금의결정립계 (grain boundary) 와접합계면관찰을위해염산 (HCl, hydrochloric acid) 과질산 (HNO 3, nitric acid) 을부피비율로 3:1로섞은에천트 (etchant) 를이용하였다. 또한, 접합계면석출물의성분분석을위해에너지분산 X선분광분석기 (EDS, energy dispersive X-ray spectroscopy) 가부착된투과전자현미경 (TEM, transmission electron microscopy) 을이용하였다. 인장실험은접합계면에수직한방향으로수행하였으며, 상온및고온 ( 최대 900 ) 범위에서각 3회씩수행하였다. 인장시편은 ASTM E8/8M 규격을따라제작된폭 1.2 mm, 두께 0.5 mm의판상미소인장시편을이용하였으며, 접합계면은표점거리의가운데에위치하도록준비하였다. 3. 결과및고찰 3.1 확산접합그림 2은주사전자현미경을이용하여확산접합공정조건에따른접합계면근처의미세조직관찰결과이다. 접합조건 DB-A ( 접합온도 : 1100 ) 의경우에는오스테나이트기지 (matrix) 내부와결정립계 (grain boundary) 에다량의석출물이존재하는것을볼수있다. 또한, 두기지의접합계면에도이차상이다량석출되어기지간구분이확연히되는불연속적인것을볼수있다 ( 그림 2(a)). 한편, 접합조건 DB-B ( 접합온도 : 1150 ) 인경우, DB-A 조건에비해상대적으로높은온도조건에노출됨으로써기지내부의석출물이상당히감소된것을볼수있으나, 결정립계에는여전히이차상이존재하는것을볼수있다. 두기지의접합계면중일부에서접합계면을가로질러결정립계이동 (grain boundary migration) 이발생한것이특징이나여전히접합계면에이차상이존재하여두기지가구분되는것을볼수있다 ( 그림 2(b)). 접합조건 DB-C ( 접합온도 : 1200 ) 인경우에는기지내부의석출물들이대부분고용된것을볼수있고, 접합계면에서도결정

립계 이동이 발생한 것을 볼 수 있다. 특히, 앞서 DB-A와 B 석출물의 성분 분석을 수행한 결과이다.

4 118 대한금속 재료학회지 제55권 제2호 (2017년 2월) Fig. 3. TEM/EDS mapping results of the diffusion-bonded Hastelloy X: (a) DB-A, (b) DB-B, and (c) DB-C. 립계 이동이 발생한 것을 볼 수 있다. 특히, 앞서 DB-A와 B 석출물의 성분 분석을 수행한 결과이다. 접합조건 DB-A와 B 조건에서 관찰된 접합계면 이차상이 DB-C 조건에서는 관찰 에 나타난 석출물은 약 1 μm 크기의 (Cr,Mo)-rich와 약 100 되지 않았다 (그림 2(c)). nm 크기의 (Mo,Si)-rich인 것을 알 수 있고, 접합조건 DB-C 그림 3은 투과전자현미경을 이용하여 접합계면에 형성된 에는 이들 석출물이 없는 것을 볼 수 있다. 한편, 수행된 모든

5 사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 119 Fig. 4. Tensile properties of diffusion-bonded Hastelloy X: (a) strength and (b) elongation. 접합조건에서공통적으로수십 nm 크기의 Al-rich 석출물이 접합계면에존재하는것을볼수있는데, 이는합금내에포 함된미량의 Al에의한산화물로추측된다. 그림 4는모재와확산접합된 Hastelloy X의상온및고온 ( 최대 900 ) 인장강도와연신율결과를보여준다. 접합조건 DB-A 의인장실험에서 2 개의시편에대해서는인장강도 (734, 731 MPa) 와연신율 (60.8, 60.9%) 이모재와매우흡사 한것을볼수있으나, 1개의시편에대해서는인장강도 560 MPa과연신율 17.3% 로모재에크게못미침을볼수있다. 이는확산접합에이용된시편면적 (20 20 mm 2 ) 내에서도상 당한편차가발생하여안정적인인장특성을보이지못했기 때문으로보인다. 이러한경향은고온 (500 ) 인장실험에서 도유사한경향성을보이며연신율이 54.4±8.0% 에그쳤다. 한편, 인장실험온도가 700, 800 에서는매우낮은연신율 (8.0±0.7, 5.6±0.6%) 을보였다. 고온인장실험온도범위에서 매우낮은연신율은그림 2(a) 에서관찰한접합계면의불연 속성때문으로판단된다. 한편, 접합조건 DB-B 의경우, DB-A조건에비해일부접합계면에서결정립계이동이발생하여상대적으로평면형결정립계 (planar grain boundary) 의양이감소함에따라상온과 500 에서의인장특성은모재와거의일치함을볼수있다. 그러나, 인장실험온도가 700 이상에서는접합계면근처의불완전한결정립계이동으로인하여연신율이급격히감소하는것을볼수있다. 인장실험온도 700 이상에서인장특성의급격한변화는온도에따른결정립계의강도변화에기인한것으로사료된다. 낮은온도구간에서결정립계는전위 (dislocation) 의이동을방해하여결정립내부보다높은강도를가지나, 크립 (creep) 변형이발생하는높은온도구간에서결정립계미끌림 (grain boundary sliding) 이작용하여결정립계가취약해지는특성이있다. 즉, 평면형결정립계는낮은온도구간에서인장실험이수행될경우는인장특성에크게영향을미치지않으나, 높은온도구간에서수행될경우평면형결정립계가취약한특성이영향을미친것으로판단된다. 끝으로, 접합온도가 1200 에해당하는 DB-C조건의경우, 상온과 500 의연신율은모재와거의일치하고, 인장실험온도 900 에서도 51.6±4.3% 의높은연신율을보였다. 이는앞서미세조직에서관찰한바와같이대부분의접합계면에서접합계면을가로질러결정립계이동이발생하였기때문으로판단된다 ( 그림 2(c)). 그러나, 두모재사이의접합계면에서발생할것으로기대된결정립계이동이기지의결정립계에서도발생하여기지의결정립이조대해짐에따라인장강도는모재에비하여낮아진것을볼수있다. 파단된인장시편의경우, 접합조건 DB-A와 B는인장실험온도 700 이상에서모두접합계면에서취성파단이발생하였으나, DB-C의경우에는모든인장실험온도범위에서표점거리에서상당량의연성을가졌고, 파단위치도접합계면이아닌표점거리내의불특정한위치 ( 모재 ) 인것으로확인되었다. Takeda et al. 은니켈기합금 Hastelloy XR (Ni-22Cr-18Fe- 9Mo) 의확산접합을통해차세대가스로적용가능성에대한연구를수행하였으며, 확산접합경계면에서공동 (void) 이나편석 (segregation) 이관찰되지않는최적확산접합조건 ( 접합온도 : 1150, 압력 : 44 MPa, 유지시간 : 30 min) 을제안하였다. 접합재에대한기계적물성은따로보고하지않았으나, 원자로시스템 1차측가스내부압력의약 10배에해당하는 25 /63 MPa 조건의누수 (leakage) 실험에서변형이나누수 (leakage) 가없었다고보고하였다 [6]. Suzumura et al. 은니켈기합금 Hastelloy X의적정확산접합조건을도출하기

120 대한금속 재료학회지제 55 권제 2 호 (2017 년 2 월 ) Fig. 5. Cross-sectional SEM micrographs of the diffusion-bonded and post-bond heat-treated (PBHT) Hastelloy X near the interface: (a) DB-S and (b) DB-SP.

6 120 대한금속 재료학회지제 55 권제 2 호 (2017 년 2 월 ) Fig. 5. Cross-sectional SEM micrographs of the diffusion-bonded and post-bond heat-treated (PBHT) Hastelloy X near the interface: (a) DB-S and (b) DB-SP. 위해 온도범위와 kgf/mm 2 의하중범위에서확산접합을수행하였다. 접합재의상온인장실험을통해모재수준의강도는 900 이상의접합온도에서가능하고, 모재수준의면적감소는 1100 이상의접합온도에서가능하다고결론지었다 [8]. 본연구에서니켈기합금 Hastelloy X에대해수행한확산접합조건 (DB-A, B, C) 은선행연구에비해상대적으로낮은압축하중 (14 MPa) 에서수행됨으로써최대 9.9% 의압축변형만으로계면에공동이나편석을형성하지않는미세조직을얻을수있었다. 또한, 니켈기합금의적용온도를고려하여 의인장실험온도범위에서상당한연신율 (50% 이상 ) 을유지하는접합재를형성한것이특징이다. 3.2 확산접합후열처리표 2는니켈기합금 Hastelloy X의확산접합공정조건뿐만아니라확산접합이후에높이방향압축변형량도함께보여주고있다. 표에서볼수있듯이, 접합조건 DB-A, B, C 조건에서각각 1.4, 4.0, 9.9% 의변형이발생하였다. 이는접합온도가높아짐에따라합금의항복강도가낮아짐에도불구하고압력하중을 14 MPa으로고정시켰기때문으로보인다. 특히, DB-C의경우접합계면에이차상이거의관찰되지않고결정립계이동이발생하여확산접합공정조건으로적절하다고판단할수있으나, 변형이 9.9% 에이르러구조재료에적용하기에제한이있을수있다. 따라서, 확산접합을상대적으로낮은온도에서수행한다음후열처리를수행하여압축 Fig. 6. Tensile properties of diffusion-bonded and post-bond heat-treated (PBHT) Hastelloy X: (a) strength and (b) elongation. 변형을최소화하며미세조직과기계적특성을개선시키는 연구를수행하였다. 즉, 낮은고온연신율이예상되는조건에 서확산접합을수행하고, 후열처리만으로고온연신율이회 복될수있는지여부를확인하고자하였다. 표 3 은개선된확 산접합및후열처리공정조건을나타낸다. 접합온도는 1120 로접합조건 DB-A와 B 조건의중간범위이며, 압축하중도 10 MPa 로낮아진것을볼수있다. 접합시간은다른공정변 수를고려하여 2 h으로증가시켰다. 그림 5은개선된확산접합및후열처리에따른접합계면 근처의미세조직관찰결과이다. 접합조건 DB-S 는낮은접 합온도 (1120 ) 로인하여 DB-A (1100 ) 에서수행한것 과유사한결과를볼수있다. 즉, 접합계면에는상당량의이 차상이존재하며결정립계이동은관찰되지않았다. 반면, 접 합조건 DB-SP 는후열처리 (1180 /1 h) 로인하여 DB-C 조 건과유사한미세조직을얻을수있었다. 즉, 접합계면에서 이차상을확연하게감소시켰고접합계면을가로질러결정립 계를이동시킬수있었다. DB-B 조건에서일부접합계면의

사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 121 Fig. 7. Fracture surface micrographs of DB-S condition at: (a) RT, (b) 500, and (c) 700. 이동이발생하고, DB-C 조건에서모든접합계면의이동이발생한것에미루어보아 DB-SP 조건은 DB-C 조건과유사하다고볼수있다.

0% 이다. 후열처리시편의강도감소와연신율증가는기지의결정립성장에따른것으로볼수있다. 반면, 고온 (700 ) 인장강도및연신율은모재, 확산접합, 후열처리시편에대해각각 455 MPa/57.8%, 308 MPa/7.0%, 366 MPa/33.0% 이다. 앞절에서살펴본바와같이, DB-S 시편의과도한연신율감소는파단위치가접합계면이기때문으로 DB-S 조건으로확산접합부의건전성을확보하는데한계가있을것으로판단된다.

7 사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 121 Fig. 7. Fracture surface micrographs of DB-S condition at: (a) RT, (b) 500, and (c) 700. 이동이발생하고, DB-C 조건에서모든접합계면의이동이발생한것에미루어보아 DB-SP 조건은 DB-C 조건과유사하다고볼수있다. 또한, DB-C 조건에서관찰된기지결정립성장이과도하게일어나지않아모재의미세조직과더욱유사하다고할수있다. 그림 6는확산접합및후열처리시편의상온및고온 ( 최대 900 ) 인장실험결과를나타낸다. 그림에서볼수있듯이, 상온인장강도및연신율 ( 최소값 ) 은모재, 확산접합, 후열처리시편에대해각각 703 MPa/57.8%, 621 MPa/31.0%, 580 MPa/47.0% 이다. 후열처리시편의강도감소와연신율증가는기지의결정립성장에따른것으로볼수있다. 반면, 고온 (700 ) 인장강도및연신율은모재, 확산접합, 후열처리시편에대해각각 455 MPa/57.8%, 308 MPa/7.0%, 366 MPa/33.0% 이다. 앞절에서살펴본바와같이, DB-S 시편의과도한연신율감소는파단위치가접합계면이기때문으로 DB-S 조건으로확산접합부의건전성을확보하는데한계가있을것으로판단된다. 접합계면의취성파단은응력-변형률곡선을고려할때, 소성변형이충분히발생하지않아인장강도의감소도야기시켰다. 그러나, 후열처리를통해확산접합부의고온기계적특성을개선할수있을것으로보인다. 즉, Fig. 8. Fracture surface micrographs of DB-SP condition at: (a) RT, (b) 500, (c) 700, and (d) 900. 낮은인장실험온도범위 (500 이하 ) 에서는조대화된결정 립에의해강도감소와연신율증가가발생하나, 높은인장실 험온도범위 (700 이상 ) 에서는접합계면에서충분한소성 변형이발생함에따라 DB-C 조건수준의고온강도와연신 율을얻을수있었다. 그림 7과 8은확산접합 (DB-S) 및후열처리 (DB-SP) 인장 시편의파단면에대한주사전자현미경관찰결과이다. 확산 접합시편의경우, 상온및 500 인장실험에대해딤플 (dimple) 이파단면에관찰되는데반해 700 인장실험에대 해연성 (ductile) 없이접합계면에따라파단된것을볼수있 다. 이는인장시험에의한연신율결과와일치한다. 후열처리 시편의경우, 모든인장실험온도구간에서상당한수준의연 신율보이며연성파단 (ductile fracture) 이발생한것을볼수 있다. 인장실험온도 900 시편의경우는높은실험온도로 인하여표면산화가발생하여딤플을직접적으로관찰하기

8 122 대한금속 재료학회지제 55 권제 2 호 (2017 년 2 월 ) Fig. 9. Schematic diagram showing the diffusion bonding mechanism of Hastelloy X through PBHT. 힘드나, 인장시편두께감소가 500 μm에서약 150 μm으로상당량감소한것을볼수있다 ( 그림 8(d)). 확산접합된니켈기합금의후열처리효과는선행연구에서도보고된바있다. Sah et al. 은니켈기합금 Alloy 617 (Ni-22Cr-11Co-9Mo) 과 Haynes 230 (Ni-20Cr-14W-5Co) 에대하여후열처리를각각 1177 /20 h 및 1200 /100 h 수행하여결정립계이동및고온 (900 ) 연신율회복에대한결과를보고한바있다 [9]. 또한, Hong et al. 은 Incoloy 800HT (Fe-33Ni-21Cr) 에대하여후열처리를 1100 /20 h를수행하여고온 ( 최대 650 ) 연신율회복에대한내용을보고한바있다 [10,11]. 본연구에사용된니켈기합금 Hastelloy X 는선행연구에서수행된합금들에비해상대적으로짧은시간동안수행된후열처리 (1180 /1 h) 에서도연신율을회복한것이특징이며, 이에대한보다상세한확산접합기구는다음절에서다룰예정이다. 3.3 니켈기합금 Hastelloy X의확산접합기구확산접합에통상적으로이용되는공정변수는접합온도, 압축하중, 표면거칠기, 챔버내분위기이며, 확산접합재는인접한두기지의표면원자들이높은온도조건에노출되어불규칙한진동과정에서표면원자들이인접한기지로이동하여만들어진다. 고온의접합온도는원자들의진동을촉진시키기때문에높은온도가접합재제작에요구된다. 금속또는합금의경우, TTT 도표 (time-temperature transformation diagram) 에따라특정온도 / 시간조건에서의도치않은석출물이기지혹은결정립계에석출되어모재의물성치와달라질수있는문제점이있다. 또한, 접합온도가너무높을경우에는석출물의형성이억제될수있으나기지결정립이과도하게성장하여강도가급격하게감소하고연신율이지나치게높아질수있다. 본연구에사용된니켈기합금 Hastelloy X 접합재의후열처리는이를고려하여용체화열처리 (solution annealing) 온도범위에서수행한것이특징이다. 한편, 압축하중, 표면거칠기, 챔버내분위기는두기지의접촉을도모하기위함이다. 즉, 압축하중은두기지를물리적으로접촉시키기위하여일부소성변형이발생하는영역의하중을접합재제작에이용하였다. 같은맥락으로표면거칠기도

9 사인진 황종배 홍순익 김응선 김민환 123 두기지를물리적으로접촉시키기용이하게하기위함으로표면의평탄도와함께표면의연마과정도중요한변수로작용할수있다. 본연구에서는실제작과정을고려하여기계적연마를수행하였다. 챔버내분위기는접합온도가고온인점을고려할때필연적으로기지내에포함된원소혹은표면에흡착된오염물질에의한석출물 ( 산화물, 탄화물, 질화물등 ) 형성을최대한억제하기위함으로진공도가높을수록접합재의건전성에유리할수있다. 그러나, 특정산화물 / 산화막은매우낮은산소분압에서도형성되어표면원자들의이동을방해함으로써접합재의성능을저하시킬수있다. 상기공정변수를고려할때, 본연구에서수행된 Hastelloy X 합금의확산접합기구는기존에보고된니켈기합금에포함된일부원소의차이로설명될수있다. 고용강화합금 (Alloy 617, Haynes 230, Incoloy 800HT, SU 263) 및석출물강화합금 (Alloy 286) 의경우고온산화저항성향상및기계적특성을향상시키기위해미량의 Al과 Ti을의도적으로포함하고있다. 비록합금내에포함된함량은적지만, Al에의한산화물 [7,9] 과 Ti에의한탄화물 [8,10-12] 은다수의선행연구에서접합계면에형성되는것으로보고되고있다. 상기합금의접합계면에형성된석출물 ( 산화물, 탄화물 ) 은시편준비과정혹은확산접합과정에생성되었을것으로보인다. Al 의경우에는낮은산소분압에서도산화물 (Al 2O 3) 을표면에형성함으로써접합계면금속원자들의이동을방해하는역할을할수있고, Ti의경우에는탄화물 (MC) 을접합계면에형성함으로써금속원자들의이동을방해한다고볼수있다. 한편, Hastelloy X의경우에는합금에 Al과 Ti을의도적으로포함하고있지않기에이들에의한산화물이나탄화물이접합경계에거의생성되지않는다고볼수있으며, 이에대한확산접합모식도는그림 9와같다. 고온산화저항성향상을위해포함된약 22 wt% 의 Cr에의해확산접합이후에불연속적인형상의석출물 ((Cr,Mo)-rich, (Mo,Si)-rich) 이접합계면에형성되고, 기지조직의결정립계에탄화물이석출된다 (1 단계 ). 접합계면의탄화물은통상적으로니켈기합금이고온에노출될때결정립계에석출되는것으로앞서살펴본고용강화합금의접합경계 [9,11-13] 및 Al과 Ti이포함되지않은 Hastelloy C-22 (Ni-21Cr-13Mo-3Fe-2W) 의접합경계에서도보고된바있다 [14]. 앞서인장실험에서살펴본바와같이, 확산접합과정에서형성되는 ((Cr,Mo)-rich, (Mo,Si)-rich) 석출물은평면형결정립계를야기하여원자들의이동을방해함으로써고온인장실험에서취성파단을가져온것으로보인다. 그러나, Hastelloy X 합금의 TTT 도표를통해석출물이 형성되지않는온도 (1180 ) 에노출시킴으로써접합계면의석출물과기지조직의탄화물이모두고용된다 (2단계). 후열처리동안접합계면과기지조직의결정립계는석출물의방해를받지않아상당한양의이동과성장이각각발생한다 (3 단계 ). 이로인하여접합계면에서원자들의이동이촉진될수있었고, 고온인장실험에서도접합계면에서상당량의연신율이회복된것으로판단된다. 이는기존에 Al과 Ti을포함한합금에수행된후열처리가접합계면에형성된산화물이나탄화물의고용없이단순히원자들을이동시킨기구와는구분되는것이며, Al과 Ti을포함하지않는니켈기합금에대해상대적으로짧은시간의후열처리로도우수한고온인장특성을얻을수있을것으로기대된다. 끝으로, 후열처리이후냉각과정에서이동하지않은접합계면및기지의결정립계에서재석출 (reprecipitation) 이발생한다 (4단계). 그러나, 후열처리이전에비해대부분의접합계면이이동됨에따라접합계면에존재하는석출물의양은확연히감소하게된다. 4. 결론 차세대초고온가스로의핵심구조물중하나인고집적공정열교환기후보재료인니켈기합금 Hastelloy X를이용하여확산접합공정에따른접합효율을평가하였다. 또한, 접합효율을개선시키고자후열처리효과에대한연구도함께수행하였다. 본연구에서얻은미세조직과인장실험을통해아래와같은결론을얻을수있었다. (1) 접합온도가 1100 에서는다량의석출물이접합경계에형성되었으며, 접합온도 1150 이상에서는접합경계의석출물이일부고용되었고접합계면을가로질러결정립계이동이발생하였다. 접합온도 1200 의경우에는대부분의접합계면에서결정립이이동하였고인장실험온도 900 에서도모재수준의연신율이유지되었다. (2) 접합조건이 1120 /10 MPa인경우, 접합경계에다량의석출물이존재하였으나, 후열처리 (1180 /1 h) 를통해접합경계에형성된석출물이고용되었고결정립계이동도관찰되었다. (3) 접합온도가 1150 이하조건에서는접합계면에 Cr-rich 탄화물이형성되어평면형결정립계를이룬다. 그러나, 후열처리를통해접합계면의탄화물을고용시킬수있었고결정립계도이동됨을확인하였다. 이러한접합계면근처의미세조직변화는고상접합이궁극적으로추구하는바로써, 적절한후열처리가확산접합된니켈기합금 Hastelloy X의우수

10 124 대한금속 재료학회지제 55 권제 2 호 (2017 년 2 월 ) 한고온인장특성을얻는데필수적인과정으로보인다. 감사의글 This study was supported by the Nuclear Research and Development Program of the National Research Foundation of Korea (NRF) grant funded by the Ministry of Science, ICT and Future Planning (Grant Code: NRF-2012M2A8A ). REFERENCES 1. G. Locatelli, M. Mancini, and N. Todeschini, Energ. Policy 61, 1503 (2013). 2. D. O Keefe, C. Allen, G. Besenbruch, L. Brown, J Norman, and R. Sharp, Int. J. Hydrogen Energ. 7, 381 (1982). 3. X. Vitart, A. L. Duigou, and P. Carles, Energ. Convers. Manage. 47, 2740 (2006). 4. A. Steinfeld, Sol. Energy 78, 603 (2005). 5. J. Chang, Y.-W. Kim, K.-Y. Lee, Y.-W. Lee, W. J. Lee, J.-M. Noh, M.-H. Kim, H.-S. Lim, Y.-J. Shin, K.-K. Bae, and K.-D. Jung, Nucl. Eng. Techol. 39, 111 (2007). 6. T. Takeda, K. Kunitomi, T. Horie, and K. Iwata, Nucl. Eng. Des. 168, 11 (1997). 7. S. K. Mylavarapu, X. Sun, R. N. Christensen, R. R. Unocic, R. E. Glosup, and M. W. Patterson, Nucl. Eng. Des. 249, 49 (2012). 8. A. Suzumura, T. Onzawa, and H. Tamura, Trans. Jpn. Weld. Soc. 14, 26 (1983). 9. I. Sah, D. Kim, H. J. Lee, and C. Jang, Mater. Design 47, 581 (2013). 10. S. Hong, I. Sah, and C. Jang, Trans. Korean Soc. Mech. Eng. A 38, 1421 (2014). 11. S. Hong, S. H. Kim, C. Jang, and I. Sah, Trans. Korean Soc. Mech. Eng. A 39, 1221 (2015). 12. B. Ravisankar, J. Krishnamoorthi, S. S. Ramakrishnan, and P. C. Angelo, J. Mater. Process. Tech. 209, 2135 (2009). 13. G.-M. Kang, A.-J. Jeon, H.-K. Kim, S.-S. Hong, and C.-Y. Kang, J. Korean Weld. Join. Soc. 31, 76 (2013). 14. W. W. Basuki, O. Kraft, and J. Aktaa, Mater. Sci. Eng. A 538, 340 (2012). 15. H. Kirchhӧfer, F. Schubert, and H. Nickel, Nucl. Technol. 66, 139 (1984).

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