CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY, Vol.12, No.2(213), pp.12~112 초고온가스로용 Alloy 617 의불순물함유헬륨 / 공기중에서고온부식특성 정수진 이경근 김동진 김대종 한국원자력연구원원자력재료개발부 (212 년 2 월 2 일접수, 213 년 4 월 24 일수정, 213 년 4 월 25 일채택 ) High Temperature Corrosion of Alloy 617 in Impure Helium and Air for Very High-Temperature Gas Reactor Sujin Jung, Gyeong-Geun Lee, Dong-Jin Kim, and Dae-Jong Kim Nuclear Materials Division, Korea Atomic Energy Research Institute, Daejeon 35-353, Korea (Received February 2, 212; Revised April 24, 213; Accepted April 25, 213) A very high-temperature gas reactor (VHTR) is one of the next generation nuclear reactors owing to its safety, high energy efficiency, and proliferation-resistance. Heat is transferred from the primary helium loop to the secondary helium loop through an intermediate heat exchanger (IHX). Under VHTR environment Alloy 617 is being considered a candidate Ni-based superalloy for the IHX of a VHTR, owing to its good creep resistance, phase stability and corrosion resistance at high temperature. In this study, high-temperature corrosion tests were carried out at 85 - in air and impure helium environments. Alloy 617 specimens showed a parabolic oxidation behavior for all temperatures and environments. The activation energy for oxidation was 154 kj/mol in helium environment, and 261 kj/mol in an air environment. The scanning electron microscope (SEM) and energy-dispersive x-ray spectroscopy (EDS) results revealed that there were a Cr-rich surface oxide layer, Al-rich internal oxides and depletion of grain boundary carbide after corrosion test. The thickness and depths of degraded layers also showed a parabolic relationship with the time. A corrosion rate of in impure helium was higher than that in an air environment, caused by difference in the outer oxide morphology. Keywords : VHTR, Alloy 617, helium, high-temperature corrosion, oxidation 1. 서론 초고온가스로 (very high temperature gas reactor, VHTR) 는 4세대원자로형중의하나로, 경제성, 안정성, 핵비확산성이높고 6년의설계수명을목표로하고있으며, 이상의높은가동온도로인하여효율적인전력발전과수소생산이가능하다. 1) 초고온가스로의경우고온의순수헬륨을열전달매체인냉각재로사용하는데, 이는높은열전도도와더불어중성자흡수율이작고반응기또는열교환기재료와의반응이거의없는불활성기체이기때문이다. 방사선환경인 1차계통의헬륨에서비방사선의응용환경인 2차계통으로열전달을 Corresponding author: sjjung921@kaeri.re.kr 수행하는부분이중간열교환기 (intermediate heat exchanger, IHX) 이며, 열교환기및고온배관용재료는 이상의고온에서약 8MPa 이상의압력차가발생할것으로예상된다. 2) 가혹한환경에재료가노출될경우미세조직에영향을주게되며, 이러한영향들은합금의고온기계적특성에영향을미치게된다. 또한다양한표면반응에의한부식에의해재료의열화가가속된다. 따라서초고온가스로헬륨환경에서장시간사용될중간열교환기재료는높은상안정성, 내부식특성, 우수한크리프저항성, 그리고안정된크리프-피로특성을가져야만한다. 현재니켈기초합금 (Ni-base superalloy) 이중간열교환기의유력한후보재료이며, 각국가별로 Alloy 617, Haynes 23, Hastelloy XR 등다양한니켈계초합금의사용을고려하고있다. 그중 Alloy 617 은미국과한국에서초고온가스로
HIGH TEMPERATURE CORROSION OF ALLOY 617 IN IMPURE HELIUM AND AIR FOR VERY HIGH-TEMPERATURE GAS REACTOR 에적용할것을적극적으로고려중인후보재료이다. 3) Alloy 617은고용강화형단련합금 (wrought alloy) 으로고용강화원소인 Mo, Cr, Co가높게함유되어고온에서크리프강도및부식저항성이우수하고, 보호피막을형성하는 Cr, Al 등을포함하여우수한산화저항성을가지는합금이다. 4) 하지만외부산화층은 Cr고갈영역과탄화물고갈영역을형성함으로써기계적특성을저하시키고 5), 입계를따라형성되는내부산화층은 crack 발생의원인이되어, 기계적특성저하를야기하는것으로알려져있다. 6) 대기중에서우수한크리프성능을보이는 Alloy 617 이지만, 초고온가스로환경인고온의헬륨환경에서는기계적특성이저하한다고많은연구자들이보고하였다. 7-16) 이는초고온가스로헬륨환경에서발생하는미량의 H 2, CO, CH 4, H 2 O등불순물가스가 Alloy 617의산화, 탈탄, 침탄등을유발하기때문이다. 현재까지초고온가스로환경에서 Alloy 617의부식및기계적거동에관한많은연구들이보고되어있지만, 17-23) 불순물을포함한헬륨환경에서미세구조변화에대한정밀한실험과체계적인관찰을통한부식기구의분석은미비한실정이다. 본연구에서는고온부식환경과온도에따른 Alloy 617 의산화 / 부식거동을정량적으로관찰하였다. Alloy 617의기본적인부식특성을평가하기위해서산화되기쉬운대기분위기와실제초고온가스로의가동조건인불순물이포함된헬륨환경에서고온부식실험을진행하였다. 또한순수헬륨환경과의비교실험을통하여헬륨조성내불순물의영향도관찰하였다. 특히대기분위기실험의경우 Alloy 617의장시간고온부식거동을관찰하기위하여, 모든실험온도구간에서 25 시간까지실험을실시하였다. 단면미세구조관 찰을통하여산화 / 탄화물고갈층의성장을정량화하였으며, 산화층의 TEM(transmission electron microscope) 분석을통해부식현상을이해하고자하였다. 2. 연구방법 2.1 실험재료와시험편제조높은고온크리프저항성을보이는 Alloy 617은조성의최적화뿐아니라, 결정립크기도고온크리프저항성과저주기피로에적합하게 ASTM 3-6 (45-127 μm) 정도로제어되고, 탄화물이계면에분포함으로써크리프특성을향상시킨재료이다. 고온산화거동의경우, 기지에존재하는 Cr이 Cr 2 O 3 보호피막을형성하고, 그바로밑에 Al이보호피막의박리현상을막아주는 buffer layer를형성하여가혹한조건에서도안정된저항특성을나타낸다. 24) 실험에사용된재료는 Alloy 617 판재로 Special Metals (Huntington, West Virginia, US) 에서구입하였으며, 제조사로부터제공된조성분석결과를 Table 1에나타내었다. 구입시이미완료된용체화열처리상태에서, 추가적인열처리없이약 1 11 1 mm 크기의쿠폰형태로시편을가공하였다. 가공된시편은 SiC 연마지로 #15 까지연마한후불순물제거를위해초음파를이용하여아세톤과에탄올로세척한뒤, 건조시켜로내에장입하였다. 2.2 실험장비와실험환경본연구에서는고온부식환경따른 Alloy 617의고온부식거동을관찰하기위하여대기분위기와미량의불순물이포함된헬륨환경에서의고온부식실험을진행하였다. Fig. 1. Equipments and schematic diagram for helium environment high-temperature corrosion test. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
SUJIN JUNG, GYEONG-GEUN LEE, DONG-JIN KIM, AND DAE-JONG KIM Table 1. Chemical composition of Alloy 617 used in the study(wt%) Ni Cr Co Mo Fe Al Ti 53.16 22.16 11.58 9.8 1.49 1.12.35 Mn C Cu P Si B S.11.8.8.8.6.2.1 대기분위기실험은 Alloy 617의기본적인부식특성을확인하고산소분율이 Alloy 617의고온부식특성에미치는영향을평가하는목적으로수행되었다. 로내에외경 1.2 cm, 길이 1 cm 정도의소형석영관에판상시편을위치시킨후여러개의석영관을반응로내부에동시에장입하였다. 실험은기체가 static 한조건에서진행되었으며, 장시간고온부식거동을관찰하기위해각온도에서최대 25시간까지실험을수행하였다. 또한실험온도에따른재료의부식특성을관찰하기위하여실제초고온가스로의가동온도구간인 85, 9, 에서실험을진행하였다. 헬륨환경실험에사용된장비는실제초고온가스로환경과유사하게모사하기위하여, 헬륨내불순물가스의농도를조절하여공급하는가스공급부, 가스와시편간의반응을수행하는반응부, 그리고가스의조성을연속적으로측정할수있는가스측정부로구성되어있다. Fig. 1에구축된장비의모식도를나타내었다. 프리히터의온도를 로유지하면서 MFC 를이용하여가스를공급하였고, 반응로내부에서가스조성이 H 2 ~2 ppm, CO~5 ppm, CH 4 ~2 ppm이유지되도록하였다. 가스의유량은 5 cm 3 /min으로흘려주었으며, 실험시간동안혼합가스의 H 2 O를연속적으로측정한결과, 최대 3 ppm, 평균 1~2 ppm으로확인되었다. 실험온도는 85, 9, 세조건이었으며, 각온도에서최대 25시간까지실험을실시하였다. 실제실험시간은승온시간을제외한, 실험온도도달후유지시간을기준으로하였다. 반응로의승온속도는 1 o C/min이었으며, 실험완료후에는반응로내부에서로냉시켰다. 실험후 1 1-5 g의해상도를가지는정밀저울을이용하여질량변화량을측정하였으며, SEM(scanning electron microscope) 과 EDS(energy-dispersive x-ray spectroscopy), TEM(transmission electron microscope) 을이용하여실험후시편의미세조직과조성분석을수행하였다. 3. 연구결과및고찰 3.1 고온부식환경에따른질량변화 Fig. 2(a) 와 2(b) 은불순물이포함된헬륨환경과대기분위기에서실험한시편의실험온도와실험시간에따른시편의단위면적당질량변화량을측정한결과이다. 두환경의 Mass change [mg/cm 2 ] Mass change [mg/cm 2 ] (Mass change) 2 [mg 2 /cm 4 ] 1.2 1..8.6.4.2. 5 1 15 2 25 3 3. 2.5 2. 1.5 1..5 (a). 5 1 15 2 25 3 12. 8. 4.. 3. 2. 1.. (b) 1x1 6 2x1 6 3x1 6 Air Impure helium. 2.x1 6 4.x1 6 6.x1 6 8.x1 6 1.x1 7 Oxidation time [sec] Fig. 2. Mass change vs. oxidation time(hour) at the various temperature in (a) impure helium (b) air environment, and (c) (mass change) 2 vs. oxidation time(sec) of Alloy 617 in impure helium and air environment at. (c) CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
HIGH TEMPERATURE CORROSION OF ALLOY 617 IN IMPURE HELIUM AND AIR FOR VERY HIGH-TEMPERATURE GAS REACTOR 실험결과모두, 실험온도가높고실험시간이길어질수록 시편의질량이점차증가하였으며, 그증가율은시간의증가 에따라감소하는것을확인할수있다. 실험온도가높을수 록이러한경향은더뚜렷하게나타난다. Fig. 2(c) 는 에서부식된시편의실험분위기에따른질량변화량 의제곱과시간과의관계를나타낸그래프이다. 산화초기의 질량증가량은대기분위기에서부식된시편이불순물이포 함된헬륨환경의시편보다크지만, 장시간부식실험을진행 할경우불순물이포함된헬륨환경에서부식된시편의질량 증가량이더커질것으로추측된다. 두분위기실험결과모두시간과질량변화의제곱이선형 으로나타났으며, 이러한경향은포물선산화거동으로알려 져있다. 25,26) 포물선산화에서시편의질량증가량은다음과 같은식으로표현할수있다. 2 æ Dm ö ç è S ø = k p t + c 여기서 Dm 은시편의질량변화량, S 는시편의표면적, k p 는산화속도상수, t 는시간, c 는상수이다. 불순물이 포함된헬륨과대기분위기에서고온부식된시편의, 온도와 시간에따른질량변화량을이용하여구한산화속도상수 k p 을 Table 2에정리하여나타내었다. 산화속도상수비교 결과, 모든온도에서대기분위기보다불순물이포함된헬 륨환경에서실험한시편의산화속도가더빠른것으로측정 되었다. 포물선산화의온도의존성은아레니우스관계식 (Arrhenius relationship) 을따른다. Table 2 의결과를아레니우스관계식 으로정리하게되면, 포물선산화의온도의존성을나타내는활성화에너지 Ea 을구할수있다. k p æ E ö = ç - a A exp è RT ø Table 2. Parabolic oxidation rate constants kp[mg 2 cm -4 s -1 ] from Fig. 2 Condition 85 9 95 Impure helium 2.9 1-7 5.8 1-7 11. 1-7 Air.9 1-7 3.2 1-7 8.3 1-7 -13. Temperature, o C 95 9 85-14. y = -18558x + 1.458 R 2 =.999 Helium Air 1.x1-6 ln(k p ) -15. -16. y = -31346x + 11.679 R 2 =.998 1.x1-7 kp, mg 2 cm 4 sec -1 8.x1-4 8.2x1-4 8.4x1-4 8.6x1-4 8.8x1-4 9.x1-4 1/Temperature, 1/K Fig. 3. Calculation of the activation energy for the oxidation of Alloy 617 in impure helium and air environment. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
SUJIN JUNG, GYEONG-GEUN LEE, DONG-JIN KIM, AND DAE-JONG KIM 여기서 k p 는산화속도상수, R 은기체상수, T 는절대 온도, A 는온도에크게의존하지않는비례상수이다. Fig. 3에온도의역수와 k p 의로그값을이용하여활성화 에너지를나타내었다. 계산결과, 불순물이포함된헬륨환경 에서는 154 kj/mol 이었으며대기분위기에서의는 261 kj/mol 이었다. 이결과는일반적으로알려진 Cr/Cr 2 O 3 의 산화활성화에너지값인 157 kj/mol 과 27), 다른연구자들 이보고한 bulk Cr 2 O 3 에서 Cr 의확산활성화에너지값인 237 ± 4 kj/mol 과유사한값이다. 28) 이결과로부터산화 환경의차이가구조가다른산화막을형성하고, 그로인해 산화속도의차이를유발한것으로추측된다. 3.2 고온부식환경에따른미세조직관찰 Fig. 4에, 불순물이포함된헬륨환경에서 25 시간동안고온부식된시편의표면을확대하여 BS SEM (Back - Scattered SEM) 사진으로나타내었다. 최외각에는표면이매끈한외부산화층이형성되었으며, 산화층내에고립된금속상이구형으로존재하였다. 외부산화층아래로내부로침투하며성장한내부산화물이형성되었으며, 일부내부산화물은결정립계를따라서깊게침투하여형성되었다. 결정립계에주로존재하였던 M 23 C 6, M 6 C등의탄화물등이급격히감소한탄화물고갈층 (carbide-depleted zone) 도관찰되었다. 29) 결정립내에잔존하는탄화물의경우, 제공받은시편에존재하였던탄화물층에서기인하였으 Fig. 4. BS SEM micrograph of the Alloy 617 corroded for 25 h in impure helium environment at. Table 3. EDS result of the specimen tested for 25 h at in impure helium environment from Fig. 5 (wt%) Al Ti Cr Fe Co Ni Mo Remark S1 1.13 3.39 93.1.3.37 1.96.24 Cr-oxide S2 39.23 2.3 42.6.54 2.35 11.6 1.39 Cr+Al-oxide S3 84.56.2 3.69.44 1.99 8.26 1.6 Al-oxide S4 1.1.2 21.7 1.34 12.54 57.54 5.57 Matrix CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
HIGH TEMPERATURE CORROSION OF ALLOY 617 IN IMPURE HELIUM AND AIR FOR VERY HIGH-TEMPERATURE GAS REACTOR 며, M 6 C 및 M 23 C 6 가혼재되어있다. Fig. 5 는산화층의단면사진을나타낸것으로, 각영역에 대한 EDS 분석결과를정량적으로 Table 3 에나타내었다. Fig. 5. BS SEM micrograph of the specimen tested for 25 h at in impure helium environment. 외부산화층의주성분은 Cr이대부분을차지하는 Cr-rich oxide, 내부산화물은 Al-oxide 로확인되었다. 대기분위기에서실험한시편의산화층을분석한결과역시, 외부산화층은 Cr-oxide 로확인되었으며, 내부산화물은 Al-oxide 로형성되었다. Fig. 6는, 대기분위기에서실험한시편의실험시간에따라계면에형성된탄화물을나타내었다. 5 시간까지는실험시간이증가할수록 M 6 C 탄화물의분율이증가하다가, 그이후부터는 M 6 C 탄화물이점차사라지고이전에는관찰되지않았던 Ti-rich 석출물이증가하였다. 25 시간실험시편의계면에서는, M 6 C 석출물은거의관찰되지않았으며, 대부분 Ti-rich 석출물로존재하는것을확인하였다. 입계에분포하고있는석출물의사진을 Fig. 7에나타내었으며, Ti-rich 석출물임을 EDS 분석결과를통해확인하였다 (Table 4). M 6 C와 M 23 C 6 탄화물에비해높은 Ti원소를함유하고있으며, Cr과 Mo는비교적낮은함량을나타내었다. 이러한 Ti-rich 석출물은 Ni 3 Ti 조성을가지는 η상으로추정된다. 3) 또한고온부식실험을진행하는동안탄화물 Fig. 6. Discrete precipitates in grain boundaries of specimen corroded in air environment at. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
SUJIN JUNG, GYEONG-GEUN LEE, DONG-JIN KIM, AND DAE-JONG KIM Table 4. EDS result of the specimen tested for 25 h at in air environment from Fig. 7 (wt%) Al Ti Cr Fe Co Ni Mo Remark S1.48 37.95 13.47.75 7.43 34.31 5.61 S2.1 52.11 11.97.75 5.62 25.31 4.14 Ti-rich phase S3.26 61.38 9.9.44 4.12 19.5 4.86 S4.36. 19.59 1.49 12.42 57.77 8.12 Matrix Fig. 7. Discrete precipitates in grain boundaries of specimen corroded for 25 h at in air environment. 의분해과정중형성된석출물로도예측할수있다. 31) 입계에존재하는탄화물은 MC + g M 23C6 + g' 와같은반응에의해점차분해되는데, 실험시간이증가하면얇은시편의경우탄화물이모두고갈되어 g' 이형성될수있다. 32) Fig. 8와 9는불순물이포함된헬륨과대기분위기에서고온부식된시편의온도와시간에따른시편표면부의단면을관찰한결과이다. 모든실험시편에서외부산화층, 내부산화물, 그리고탄화물고갈층을관찰할수있다. 두환경실험시편모두실험시간이증가함에따라외부산화층의두께가증가하였고, 내부산화물의최대침투깊이도깊어졌다. 탄화물고갈층도실험시간이증가함에따라깊이방향으로증가하였으며, 온도가증가함에따라더욱뚜렷한경향을나타내었다. 25 시간까지의결과를비교해볼때, 대기분위기에서실험한시편의탄화물고갈층이헬륨환경실험시편보다더깊이형성되었다. 이러한결과는대기분위기의높은산소분압으로인한빠른산화속도가외부산화층의생성을촉진시켰으며, 이로인해 Cr의고갈이상대적으로빨 라져더깊은탄화물고갈층을형성시킨것으로판단된다. 실험환경에따른각층의두께변화를정량적으로측정하여 Fig. 1와 11에나타내었다. 각조건에서두께변화는 parabolic 한증가양상을보였는데, 이는질량증가량의경향과유사하게아래의식과같이나타낼수있다. 25) 2 x = 2kt t + c 여기서 x 는외부산화층두께, 내부산화물깊이, 탄화물고갈층의깊이이다. 참고및비교의목적으로반응상수 kt 을계산하여 Table 5와 6에나타내었다. Alloy 617의산화환경에따른산화속도상수측정결과, 불순물이포함된헬륨환경에서실험한시편이대기분위기실험시편에비하여산화속도가빨랐으며, 이결과는외부산화층의차이에의한것으로생각된다. 이에대한정성적인분석을위하여불순물이포함된헬륨과대기분위기에서 25시간동안고온부식시킨시편의외부산화층의단면을 TEM을이용하여관찰하였다. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
HIGH TEMPERATURE CORROSION OF ALLOY 617 IN IMPURE HELIUM AND AIR FOR VERY HIGH-TEMPERATURE GAS REACTOR Fig. 8. BS SEM micrograph of the corroded specimens in the impure helium environment. The captions in the Fig.s show the temperature and test time of the specimen. Fig. 9. BS SEM micrograph of Alloy 617 corroded in air environment at. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
SUJIN JUNG, GYEONG-GEUN LEE, DONG-JIN KIM, AND DAE-JONG KIM Table 5. Tentative parabolic rate constants kp from the microstructure observation of Alloy 617 corroded in impure helium environment Condition 85 9 95 Outer oxide thickness (µm 2 s -1 ) 1.9 1-6 3.7 1-6 11 1-6 Internal oxide depth (µm 2 s -1 ) 46 1-6 121 1-6 287 1-6 Carbide-depleted zone depth (µm 2 s -1 ) 84 1-6 23 1-6 86 1-6 Table 6. Tentative parabolic rate constants kp from the microstructure observation of Alloy 617 corroded in air environment Condition 85 9 95 Outer oxide thickness (µm 2 s -1 ).7 1-6 2.6 1-6 7.7 1-6 Internal oxide depth (µm 2 s -1 ) 14 1-6 46 1-6 99 1-6 Carbide-depleted zone depth (µm 2 s -1 ) 64 1-6 262 1-6 71 1-6 1 25 8 2 Thickness [mm] 6 4 Thickness [mm] 15 1 2 5 5 1 15 2 25 3 (a) 5 1 15 2 25 3 (a) 5 5 4 4 Depth [mm] 3 2 Depth [mm] 3 2 1 1 Depth [mm] 5 1 15 2 25 3 5 4 3 2 (b) Depth [mm] 5 1 15 2 25 3 15 12 9 6 (b) 1 3 5 1 15 2 25 3 (c) Fig. 1. Thickness change as a function of the test duration under impure helium environment a) outer oxide, b) internal oxide, and c) carbon-depleted zone. 5 1 15 2 25 3 (c) Fig. 11. Thickness change as a function of the test duration under air environment a) outer oxide, b) internal oxide, and c) carbon-depleted zone. CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
HIGH TEMPERATURE CORROSION OF ALLOY 617 IN IMPURE HELIUM AND AIR FOR VERY HIGH-TEMPERATURE GAS REACTOR Outer oxide (a) Matrix 은서로비슷한크기를가지며성장하였다. 대기분위기실험시편의경우, 많이성장한상부에는상당히큰입자들이분포하는반면, 기지상근처입자는불순물이포함된헬륨환경보다는크지만상부에비해상대적으로작은크기로존재하고있음을확인할수있다 (Fig. 12(b)). 대기분위기에서부식된시편의경우높은산소농도로인하여짧은시간에두꺼운외부산화층이형성되었지만, 산화속도상수는불순물이포함된헬륨분위기실험시편보다작게측정되었다. 또한불순물이포함된헬륨분위기에서 Cr 산화활성화에너지값 (154 kj/mol) 에비해대기분위기에서의 Cr 확산활성화에너지값 (261 kj/mol) 이더크게측정되었다. Cr의확산이주로계면을통하여이뤄지는것을고려해볼때, 더큰활성화에너지가필요한대기분위기실험시편에서 Matrix 산화속도가느려진것으로판단된다. 측정된산화속도상수와활성화에너지값으로부터대기분위기에서는조대하지만치밀한산화막이형성되고, 불순물이포함된헬륨분위기에서는덜치밀한산화막이형성된것으로추정된다. Top 실험시간에따른산화시편에대한추가분석을통해산화거동규명을위한연구를진행할예정이다. 4. 결론 Matrix (b) bottom Fig. 12. TEM micrographs of the outer oxide layer of (a) the specimen corroded in impure helium environment, and (b) the specimen corroded in air environment. The test condition was at for 25 h. Fig. 12(a) 에서확인할수있듯이불순물이포함된헬륨 환경에서 25 시간동안실험한시편의외부산화층결정립 본연구에서는산화환경에따른 Alloy 617의고온부식특성을확인하기위하여실제 VHTR의가동온도범위인 85 - 에서산화실험을실시하였고, 질량변화와미세구조관찰을통하여그거동을확인하였다. 1. 실험온도에따른시편의질량변화는뚜렷한포물선산화거동을보였으며, 산화속도상수 ( k p ) 비교결과고온부식속도는대기분위기보다불순물이포함된헬륨환경에서더빨랐다. 온도별산화속도상수를이용하여활성화에너지를계산한결과불순물이포함된헬륨환경에서는 154 kj/mol 이었으며, 대기분위기에서는 261 kj/mol 로측정되었다. 2. 고온부식실험후 Cr-rich oxide 외부산화층, Al-rich oxide 내부산화층, 그리고결정립계탄화물이제거된탄화물고갈층이관찰되었으며, 산화층 / 탄화물고갈층의두께와깊이증가율은질량증가결과와유사한경향을보였다. 외부산화층은 Cr원소의확산에의한 Cr-oxide 형성에지배되며, 실험시간이증가할수록두께는증가하였다. 실험초기, 외부산화층의두께는높은산소분압으로인하여대기분위기실험시편이더두껍게형성되었으며, 고르지못한결정립크기를가진다. 불순물이포함된헬륨환경시편의경우상대적으로미세하고고른결정립크기를가지는것을확인하였다. 내부산화층은산 CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213
SUJIN JUNG, GYEONG-GEUN LEE, DONG-JIN KIM, AND DAE-JONG KIM 화시간이증가할수록입계를따라기지방향으로침투깊 이가증가하였고, 탄화물고갈층또한깊이방향으로증 가하였다. 고온부식환경에따른고온부식속도의차이는외부산화 층의차이에의한결과로해석되었다. 감사의글 본연구는교육과학기술부주관의원자력원천기술과제 의일환으로수행되었습니다. 참고문헌 1. R. Elder, R. Allen, Prog. Nucl. Energy, 51, 5 (29). 2. T. Hirano, M. Okada, H. Araki, T. Noda, H. Yoshida, and R. Watanabe, Metall. Trans. A., 12, 451 (1981). 3. W. Ren and R. Swimdeman, J. Pressure Vessel Technol., 131, 242 (29). 4. Special Metals Publication, Number SMC-29, INCONEL Alloy 617 (25). 5. P. J. Ennis, W. J. Quadakkers, and H. Schuster, Journal De physique Ⅵ., 3, 979 (1993). 6. S. K. Sharma, G. D. Ko, F. X. Li, and K. J. Kang, J. Nucl. Mater., 378, 144 (28). 7. Y. Hosoi and S. Abe, Metall. Trans. A, 6A, 1171 (1975). 8. R. H. Cook, Nucl. Technol., 66, 283 (1984). 9. M. R. Quadakkers, Werkstoffe und Korrosion 36, 335 (1984). 1. H.-J. Christ, U. Kunecke, K. Meyer, and G. Sockel, Mater. Sci. Eng., 87, 161 (1987). 11. K. B. S. Rao, H.-P. Meurer, and H. Schuster, Mater. Sci. Eng., A14, 37 (1988). 12. B. Huchtemann. Mater. Sci. Eng. A, 121, 623 (1989). 13. F. Rouillard, C. Cabet, K. Wolski, A. Terlain, M. Tabarant, M. Pijolat, and F. Valdivieso, J. Nucl. Mater., 362, 248 (27). 14. P. S. Shankar and K. Natesan, J. Nucl. Mater., 366, 28 (27). 15. T. C. Totemeier and H. Tian, Mater. Sci. Eng. A, 468-47, 81 (27). 16. C. Cabet and B. Duprey, Proc. of HTR 21, Prague, Czech Republic, October 18-2, p.54 (21). 17. C. Jang, D. Lee, and D. Kim, Int. J. Press. Vessels. Pip., 85, 368 (28). 18. T. S. Jo, S.-H. Kim, D.-G. Kim, J. Y. Park, and Y. D. Kim, Met. Mater. Int., 14 739 (28). 19. D. Kim, C. Jang, and W. S. Ryu, Oxid. Met., 71, 271 (29). 2. D.-J. Kim, G.-G. Lee, S. W. Kim, and H. P. Kim, Corros. Sci. Tech., 9, 164 (21). 21. D.-J. Kim, G.-G. Lee, S. J. Jeong, W.-G. Kim, and J. Y. Park, Nucl. Eng. Technol., 43, 429 (211). 22. G.-G. Lee, S. Jung, D. Kim, W.-G. Kim, J. Y. Park, and D.-J. Kim, Kor. J. Mater. Res., 21, 596 (211). 23. J. H. Lim, T. S. Jo, J. Y. Park, and Y. D. Kim, Korean J. Met. Mater., 48, 178 (21). 24. Yong-Wan Kim et al., RR-2992, p.17, KAERI (28). 25. N. Birks, G. H. Meier, and F. S. Pettit, Introduction to the High-Temperature Oxidation of Metals 2nd, pp.49-5, Cambridge University Press, UK (26). 26. D. Young, High Temperature Oxidation and Corrosion of Metals, p.81, Elsevier (28). 27. W. W. Smeltzer and D. J. Young, Prog. Solid State Chem., 1, 17 (1975). 28. A. C. S. Sabioni, A. M. Huntz, F. Silva, and F. Jomard, Mater. Sci. Eng., A392, 254 (25). 29. C. Cabet, J. Chapovaloff, F. Rouillard, G. Girardin, D. Kaczorowski, K. Wolski, and M. Pijolat, J. Nucl. Mater., 375, 173 (28). 3. Donachie M. J. and Donachie S. J, SUPERALLOYS: A Technical Guide, 2nd, p27, ASM International (22). 31. Young Do Kim et al., CM-128, p.15, KAERI (29). 32. Q. Wu, H. Song, R. Swindeman, J. Shingledecker, and V. Vasudevan, Metall. Mater. Trans. A, 39A, 2569 (28). CORROSION SCIENCE AND TECHNOLOGY Vol.12, No.2, 213