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ISSN : 1225-7591(Print)
ISSN : 2287-8173(Online)
Journal of Korean Powder Metallurgy Institute Vol.26 No.2 pp.156-165
DOI : https://doi.org/10.4150/KPMI.2019.26.2.156

Research Trends of the Mo-Si-B Alloys as Next Generation Ultra-high-temperature Alloys

Won June Choia, Chun Woong Parka, Jung Hyo Parkb, Young Do Kima,*, Jong Min Byunc*
aDepartment of Materials Science and Engineering, Hanyang University, Seoul 04763, Republic of Korea
bAgency for Defense Development, Daejeon 34186, Republic of Korea
cDepartment of Materials Science and Engineering, Seoul National University of Science and Technology, Seoul 01811, Republic of Korea
-

최원준: 학생, 박천웅: 학생, 박정효: 선임연구원, 김영도: 교수, 변종민: 교수


Corresponding Author: Young Do Kim, TEL: +82-2-2220-0408, FAX: +82-2-2220-4230, E-mail: ydkim1@hanyang.ac.kr
Corresponding Author: Jong Min Byun, TEL: +82-2-970-6619, FAX: +82-2-973-6657, E-mail: byun@seoultech.ac.kr
April 23, 2019 April 26, 2019 April 26, 2019

Abstract


Over the last decade, the next generation’s ultra-high-temperature materials as an alternative to Nickel-based superalloys have been highlighted. Ultra-high-temperature materials based on refractory metals are one of several potential candidates. In particular, molybdenum alloys with small amounts of silicon and boron (Mo-Si-B alloys) have superior properties at high temperature. However, research related to Mo-Si-B alloys were mainly conducted by several developed countries but garnered little interest in Korea. Therefore, in this review paper, we introduce the development history of Mo-Si-B alloys briefly and discuss the properties, particularly the mechanical and oxidation properties of Mo-Si-B alloys. We also introduce the latest research trends of Mo-Si-B alloys based on the research paper. Finally, for domestic research related to this field, we explain why Mo-Si-B alloys should be developed and suggest the potential directions for Mo-Si-B alloys research.



차세대 초고온 합금인 Mo-Si-B 합금의 연구 동향

최 원준a, 박 천웅a, 박 정효b, 김 영도a,*, 변 종민c*
a한양대학교 신소재공학과
b국방과학연구소
c서울과학기술대학교 신소재공학과

초록


    National Research Foundation of Korea
    NRF-2018R1D1A1A09084113Agency for Defense Development
    UD160078BD

    1. 서 론

    초내열합금(superalloy)이란 고온에서도 우수한 고온 기 계적 특성과 내산화성, 그리고 일정 수준 이상의 내구성을 보유한 합금을 지칭한다. 현재 Ni을 비롯하여 Fe, Co와 같 은 전이금속(transition metal) 기반의 초내열합금이 상용화 되어 우주항공 및 발전, 군수 등과 같은 다양한 산업분야 에 응용되고 있다. 또한, 여러 산업 분야에서 효율 향상이 전반적인 이슈로 부각되면서 초내열합금의 응용 분야를 넓혀 가고 있는 중이다. 이러한 초내열합금 중에서도 특히 Ni기 초내열합금은 최대 가용온도가 약 1150ºC에 달하며 (융점의 약 90% 수준), 우수한 고온 내산화성과 내열성, 가공성을 가짐으로써 가스 터빈의 핵심 부품인 터빈 블레 이드의 주재료로 사용되고 있다. 그러나 가스 터빈의 연소 실(combustion chamber)에서 연료가 연소될 때 터빈 입구 온도(turbine inlet temperature)는 Ni기 초내열합금의 최대 가용온도를 크게 상회하기 때문에 터빈 블레이드의 내구 성 유지를 위해서는 내열 세라믹스를 이용한 내화코팅뿐 만 아니라 압축공기를 우회시켜 내부를 일정 온도 이하로 냉각시키는 방식을 사용하고 있다. 이러한 방식은 연소 효 율 및 출력 측면에서 매우 비효율적이며, 전세계적으로 추 진 중인 내연기관 및 발전 설비의 고효율화에도 역행하는 결과이므로 기존 Ni기 초내열합금을 능가하는 고온 물성 과 내구성을 지닌 차세대 초고온 합금의 개발 및 상용화 에 대한 필요성이 지속적으로 대두되고 있다.

    그 결과 최근까지 다른 금속들에 비해 상대적으로 높은 융점을 지닌 Mo, Nb, Ta, W 등의 고융점 금속(refractory metal)이 차세대 초고온재료로써 큰 주목을 받고 있으며 이와 관련된 다양한 연구가 수행되고 있다. 이러한 고융점 금속은 체심입방(body-centered cubic) 구조를 가지며, 융 점이 최소 약 2400ºC를 상회하므로 합금원소 첨가 등을 통해 내산화성을 보완한 형태로 고온 구조재료 및 발열체 등에 사용되고 있다. 고융점 금속을 기반으로 하는 초고온 합금은 대표적으로 Mo-silicide 및 Nb-silicide 등의 규화물 합금이 있으며, 이 중에서도 Mo-silicide 합금은 Mo의 높 은 융점(Tm=2620ºC)과 고융점 금속 중에서 상대적으로 낮 은 밀도를 가지며, 특히 Si과 B이 첨가된 Mo-Si-B 합금은 고온 기계적 특성과 내산화성이 매우 뛰어나므로 기존 Ni 기 초내열합금을 대체할 차세대 초고온 합금의 후보재료 로서 그 가능성을 인정받고 있다.

    따라서 본 고에서는 차세대 초고온 합금의 유력 후보재 료인 Mo-Si-B 합금에 대한 전반적인 소개와 더불어 특히 기계적 특성과 내산화성을 중심으로 국내·외의 연구 동향 에 대해 소개하고자 한다.

    2. Mo-Si-B 합금

    2.1. Mo-Si-B 합금의 개발과정

    Mo-Si-B와 관련된 연구는 Nowotny 외 연구진들의 Mo, Si, B 3원계 상태도에 관한 연구로 시작되었다[1]. 이후 상 태도 상에 존재하는 각각의 상에 대한 연구[2-12]가 진행 됨과 동시에 Ni기 초내열합금을 대체할 수 있는 후보군으 로써 Mo-rich 영역에 대한 연구가 주를 이루었다. 특히, Akinc 외 연구진들에 의해 연구가 진행된 영역[13]과 Berczik 외 연구진들에 의해 연구가 진행된 영역[14, 15] 으로 나누어 연구가 진행되었다.

    Mo, Si, B 3원계 상태도 상의 Akinc 영역은 Mo5Si3(T1), Mo5SiB2(T2), Mo3Si(A15)상의 Mo-Si-B 금속간화합물 상 으로 이루어져 있는 반면, Berczik 영역은 금속간화합물 상인 T2와 A15상과 실리콘 및 보론이 소량 고용된 α-Mo 상으로 이루어진 영역이다. 그림 1은 Mo-Si-B 삼원계 상 태도의 Mo-rich 영역을 나타낸 것이며 그림 내부에 Akinc’s trianlge과 Berczik’s triangle을 표시하였다[16]. Akinc’s triangle에 존재하는 Mo-Si-B 금속간화합물 상들 은 대부분 고온에서 높은 내산화성 및 기계적 특성을 갖 는 것으로 알려져 있으며 특히 현재 상용화되고 있는 Ni 기 초내열합금과 비교했을 때 고온에서 보다 뛰어난 기계 적 특성을 보인다[7-12]. 이러한 장점에도 불구하고 Mo-Si- B 금속간화합물 상들은 상온에서 극심한 취성(brittleness) 으로 인해 가공성 및 성형성이 떨어진다는 단점을 가지고 있어 실제 적용이 힘든 상황이다. 반면, Berczik 영역에는 T2 및 A15상의 Mo-Si-B 금속간화합물 상과 α-Mo 상이 동시에 존재한다. α-Mo 상은 금속간화합물 상에 비해 고 온 기계적 특성이 뒤떨어지고 특히, 내산화성이 좋지 않지 만 상온에서 금속간화합물 상보다 우수한 연성(ductility) 을 갖는 것으로 알려져 있다[2-6]. Berczik 영역 내에 있는 합금들은 α-Mo 상의 우수한 연성을 통해 금속간화합물 상의 상온 취성을 보완해주고 반대로 금속간화합물 상의 우수한 고온 기계적 특성 및 내산화 특성을 바탕으로 α- Mo 상의 단점을 보완해주는 상호보완적 특성을 가지고 있다. 이에 따라, 최근의 추세는 상대적으로 상용화 가능 성이 적은 Akinc 영역에 존재하는 합금보다 Berczik 영역 에 존재하는 α-Mo 및 금속간화합물 상을 동시에 갖는 Mo-Si-B 합금에 대한 연구가 주를 이루고 있다. 이 영역 내에서 α-Mo 및 금속간화합물 상의 비율(상분율), 결정립 크기 등을 변수로 갖는 합금에 대하여 다양한 특성에 대 한 개발 및 연구가 진행되고 있으며 또한 개발 공정에 대 한 연구 또한 활발히 진행되고 있다.

    2.2. Mo-Si-B 합금의 기계적 특성

    차세대 초고온 합금으로써 Ni기 초내열합금을 대체할 수 있는 Mo-Si-B 합금은 상온 및 고온 기계적 특성이 특 히 중요하게 여겨진다. Berczik 영역에 존재하는 Mo-Si-B 합금의 상인 α-Mo 및 Mo5SiB2, Mo3Si 각각의 상에 대한 기본적인 특성에 대해 연구가 진행된 상태이며 이를 토대 로 Berczik 영역에서 얻을 수 있는 다양한 조성을 갖는 Mo-Si-B 합금에 대한 연구가 진행되고 있으며 주조법 및 분말야금법 등의 다양한 방법으로 제조된 합금 또한 제조 되고 있다. 본 단락에서는 현재까지 연구된 Mo-Si-B 합금 의 기계적 특성에 대해 소개하고자 한다.

    Mo-Si-B 합금, 특히 Mo-12Si-8.5B(at%)의 조성을 갖는 합금에 대한 탄성 계수(elastic modulus)는 유한요소해석법 을 통해 Biragoni 외 연구진들에 의해 계산되었고 그 결과 는 표 1에 정리하였다[17]. Nieh 외 연구진들은 Mo-3.4Si- 1.9B(wt%)의 조성을 갖는 합금에 대해 1400ºC에서 고온 인장 시험을 진행하였으며 고온에서 소성변형은 α-Mo 상 에 의해 주로 나타난다는 것을 입증하였다[18]. 이때 금속 간화합물 상은 고온에서 전위(dislocation)의 발생 및 소성 변형이 거의 없는 것으로 나타났다. 상대적으로 저온 영역 인 500-1000ºC의 온도에서는 Jéhanno 및 Kruger 외 연구 진들에 의해 합금의 기계적 특성이 평가되었다[19, 20]. 기 계적 특성 평가는 인장 시험을 통해 측정되었으며 이때의 시험 결과를 표 2에 정리하였다. 약 1093ºC에서 최대 666 MPa의 최대인장강도(ultimate tensile strength)를 기록하였 으며 이는 현재 사용되고 있는 Ni기 초내열합금과 비교하 였을 때 비슷하거나 우수한 수치로 Mo-Si-B 합금의 우수 함을 입증하는 결과를 보였다. 또한, Jéhanno 및 Kruger 외 연구진들은 기지상의 종류에 따른 합금의 파괴 거동에 대해 분석하였다. α-Mo 상이 기지상을 이루는 합금의 DBTT(ductile to brittle transition temperature) 금속간화합 물인 T2 및 A15 상이 기지상인 합금보다 150ºC 가량 낮 은 것을 확인하였다. Kruzic 외 연구진에 의하면 상대적으 로 연성이 좋은 α-Mo 상이 기지상을 이룰 경우 균열 트 래핑(crack trapping) 또는 균열 브릿징(crack bridging) 현 상으로 인해 균열의 전파를 억제할 수 있다고 보고하고 있으며 이에 대한 예시를 그림 2에 나타내었다[21]. 이러 한 결과를 바탕으로 연속적인 α-Mo 상이 기지상을 이루 고 금속간화합물 상이 분산상이 되었을 때 연성이 우수하 다는 것을 입증하였고 이후 연구는 α-Mo 상을 기지상으로 갖는 Mo-Si-B 합금에 초점이 맞추어 연구가 진행되었다.

    2.3. Mo-Si-B 합금의 내산화 특성

    Mo-Si-B 합금의 내산화 특성과 관련한 연구는 최대 1300ºC까지 폭넓은 온도 범위에서 연구가 이루어 지고 있 다. 이는 Ni기 초내열합금의 최대 적용 온도를 상회하는 수준이며 차세대 초내열합금으로써 Mo-Si-B 합금의 적용 가능성을 높일 수 있는 온도 범위이다. 본 단락에서는 각 온도 범위에 따른 Mo-Si-B 합금의 내산화 특성 및 기구에 대해 밝히고자 한다.

    Parthasarathy 외 연구진들은 α-Mo 및 Mo5SiB2, Mo3Si 상을 갖는 Mo-Si-B 합금에 대해 500-1300ºC의 온도 범위 에서 내산화 기구에 대해 연구하였다[22]. 그림 3은 Mo- Si-B 합금의 내산화 기구를 온도 범위별로 정리해 놓은 모 식도이다[22, 23]. 상대적으로 낮은 온도 영역인 500- 600ºC의 온도 영역에서 Mo3Si 및 Mo5SiB2상이 산화되어 SiO2상을 형성하는 것을 관찰하였고 또한, α-Mo상이 MoO3상으로 산화되고 동시에 휘발(evaporation)되는 것을 관찰하였다. 이 온도 범위에서는 SiO2의 높은 점성 (viscosity)으로 인해 합금 표면에 보호층을 만드는 데에 상대적으로 많은 시간이 걸리고 이로 인해 MoO3 상의 휘 발을 막기에는 역부족인 것으로 판단된다. 700ºC 온도 근처 에서는 B2O3 및 SiO2 상으로 구성된 다공성의 borosilicate가 형성되는 것을 관찰하였다. 이는 SiO2 상보다 낮은 점성으 로 인해 표면에서의 빠른 확산을 통해 상대적으로 치밀한 산화층을 형성하는 것이 가능하지만 다공성의 borosilicate 층으로 인해 산소의 침투를 가능케 하여 지속적인 질량 감소가 일어난다고 보고하였다. 1300ºC 가량의 높은 온도 에서는 Rioult 외 연구진들에 의해 연구가 진행되었다[24]. 초기에는 MoO3의 휘발로 인해 급격한 질량감소가 나타나 며 이후 B2O3상의 낮은 점성으로 인해 표면에서의 빠른 확산이 일어나고 이후 SiO2상과 함께 표면에 치밀한 borosilicate 층을 형성하여 합금의 질량감소를 효과적으로 억제한다. 이에 대한 메커니즘을 그림 4의 모식도로 나타 내었다. 위의 결과를 종합하여 볼 때, Mo-Si-B 합금은 상 대적으로 저온에서의 산화가 취약한 반면 초고온에서는 치밀한 산화층으로 인해 내산화 특성이 우수한 것으로 판 단이 된다. 본 합금의 상용화를 위해 저온에서의 산화 특 성에 대한 연구가 더 필요할 것으로 판단된다.

    이 외에도 Mo-Si-B 합금의 미세구조와 내산화 특성의 상관관계에 대한 연구가 일부 진행되었다. Wang 외 연구 진들은 일방향응고법을 통해 제조된 조대한 결정립을 갖 는 Mo-Si-B 합금과 미세한 결정립을 갖는 Mo-Si-B 합금 의 내산화 특성에 대해 연구를 진행하였다[25]. 미세한 결 정립을 갖는 Mo-Si-B 합금의 경우, 결정립계를 따라 Si 및 O의 빠른 확산 및 짧은 확산거리로 인해 산화층을 보다 빨리 형성하여 내산화 특성이 향상된다는 결과를 보고하 였다. Supatarawanich 외 연구진들은 다양한 상분율 및 미 세조직을 갖는 Mo-Si-B 합금에 대해 내산화 특성을 조사 하였다[26, 27]. T2 및 A15와 α-Mo 상의 상분율에 따라 내산화 특성이 매우 달라지는 것을 관찰하였고 또한 미세 조직도 내산화 특성에 큰 영향을 미치는 것으로 보고하였 다. 이 밖에도 내산화 특성 및 기구와 관련하여 다양한 논 문들이 존재하지만 이러한 연구들은 각기 다른 조성 및 공정으로 인해 명확한 결론을 내리기 힘든 상황이다. 따라 서 Mo-Si-B 합금과 관련하여 보다 많은 내산화 특성 관련 연구가 진행되어야 할 것으로 판단된다.

    3. Mo-Si-B 합금의 최신 연구동향

    최근 들어서 Mo-Si-B 합금 뿐만 아니라 본 합금에 첨 가원소를 넣어 고온 기계적 특성 및 내산화성, 상온 파괴 인성 등을 향상시키려는 노력이 많은 연구진들에 의해 진 행되고 있다. 대부분의 연구들은 금속 원소 첨가에 의한 고용강화 효과와 결정립계 강화 효과, 금속 산화물 첨가 에 의한 산화물 분산 강화 효과 및 결정립 미세화 효과 등을 구현하고자 노력하였으며 또한 내산화성이 좋은 원 소를 첨가함으로써 내산화 특성의 향상 또한 꾀하고 있다. 구체적으로는 금속 원소로써 Nb, Zr, Ti 등과 같은 금속 원소가 있으며 산화물로써 Y2O3, La2O3 등이 첨가된 연구 가 진행되었다. 또한 내산화 특성을 향상시키기 위해 Al, Ti, Co, Fe 등과 같은 원소를 첨가하여 내산화 특성에 대 해 분석하였다. 따라서 본 단락에서는 첨가 원소가 추가 된 Mo-Si-B 합금의 최신 연구 동향에 대해 간략히 소개 하고자 한다.

    Jéhanno 외 연구진들은 Mo와 전율 고용관계에 있는 Nb 을 Mo-Si-B 합금에 첨가하여 이에 대한 기계적 특성을 살 펴보고자 하였다[28, 29]. Nb의 첨가하여 소결 및 HIP(hot isostatic pressing) 공정을 통해 수백 나노 크기의 결정립을 갖는 Mo-Nb-Si-B 합금을 제조하였으며 매우 미세한 결정 립으로 인해 1400ºC에서 약 400%까지 연신이 된다고 보 고하였고 이를 그림 5에 나타내었다. 매우 높은 연신율로 인해 hot forming을 통한 가공의 가능성을 열었지만 고온 에서 크리프 등의 기계적 특성은 저하되었다. 추가적인 열 처리를 통하여 결정립 크기를 키운 시편은 크리프 특성이 향상된 것을 확인하였으며 Ni기 초내열합금의 크리프 특 성과 유사한 수치임을 보였다. Krüger 외 연구진들은 Mo- Si-B 합금에 Zr을 첨가함으로써 DBTT를 낮추고 강도를 증가시킬 수 있다고 보고하였다[30]. 동일한 조건에서 인 장시험을 한 결과 Zr이 첨가되지 않은 시편은 0.5%가 연 신된 반면, Zr이 첨가된 시편은 최대 4%까지 연신이 된 것을 확인하였다. 또한, Zr이 첨가될 경우 oxygen gettering 효과로 인해 결정립 계에 존재하는 산소를 흡수 하고 미세한 ZrO2를 형성한다고 보고하였다. 이러한 ZrO2 는 분산 강화 효과와 결정립 미세화 효과를 동시에 꾀할 수 있는 것으로 판단된다. Hochmuth 외 연구진들 또한 Mo-Si-B 합금에 Zr을 첨가하여 이의 미세조직 및 크리프 (creep) 특성 등에 대해 알아보고자 하였다[31]. Zr 첨가에 대한 영향은 그림 6에서 볼 수 있듯이 기존 Mo-Si-B 합금 에 존재하던 SiO2상이 형성을 억제하고 대신 미세한 크기 의 ZrO2상을 형성하는 것으로 보고된다. 따라서, 크리프 특성에 악영향을 미치는 것으로 알려진 SiO2상의 제거를 통해 크리프 특성이 향상된다고 알려져 있다. 하지만 Zr이 과량 첨가되었을 때는 ZrO2상뿐만 아니라 Zr-rich 입자들 을 형성하여 오히려 크리프 특성을 저하시키는 요인이 될 수 있다고 보고된다. Schliephake 외 연구진들은 과량의 Ti 가 첨가된 Mo-Si-B 합금에 대해 연구하였다[32]. Ti은 원 소 자체의 상대적으로 낮은 밀도로 인해 Mo-Si-B 합금의 이론적 밀도를 낮출 수 있으며 합금에 첨가되었을 때 고 용 강화 효과를 줄 수 있다. 또한, 본 연구진들은 Ti의 첨 가로 인해 크리프 특성 또한 향상되었다고 보고하였으며 이에 대한 결과를 그림 7에 나타내었다. 그림 7에서 확인 할 수 있듯이 Ni기 초내열합금인 CMSX-4보다 우수한 크 리프 특성을 갖는 것을 알 수 있으며 또한 다른 Mo-Si-B 합금에 비해서도 크리프 강도가 높은 것을 알 수 있다.

    산화물이 첨가된 Mo-Si-B 합금을 살펴보기에 앞서 Mo- Si-B 합금의 파괴 양상, 특히, 기지상을 이루는 α-Mo 상의 파괴 양상에 대해 알아볼 필요가 있다. 기지상을 이루는 α-Mo상은 체심입방격자(body-centered cubic; BCC) 구조 를 가지고 있으며 이러한 체심입방격자 구조는 주로 벽계 파괴(cleavage fracture)로 파괴가 일어나는 것으로 알려져 있다. 이러한 벽계파괴 기구는 응력으로 인해 발생한 전위 가 특정 면방향으로 축적되어 발생한다. 따라서 합금의 결 정립 크기를 작게 함으로써 전위의 축적을 방지해 벽계파 괴를 억제하고 저온에서 보다 높은 연성을 확보할 수 있 다[33-37]. 따라서 이러한 관점으로 Mo-Si-B 합금 내에 산 화물을 분산시켜 결정립계의 움직임을 방해하고 결정립 성장을 억제하려는 연구가 시도되었다.

    이에 Jéhanno 외 연구진들은 Y2O3 또는 La2O3 입자를 Mo-Si-B 합금에 분산시켜 연성을 향상시키려는 노력을 하 였다[34]. 실험 결과, 합금의 결정립 사이즈가 작아지고 연 성이 향상되었다고 보고하였다. Zhang 외 연구진들은 Mo-Si-B 합금에 La2O3 첨가하여 기계적 특성을 향상시키 고자 하였다[38]. La2O3의 산화물이 1.2 wt% 가량 첨가되 었을 때 결정립의 크기가 9.43 μm까지 작아진 것을 확인 할 수 있었으며 이때의 파괴인성은 14.24 MPa·m1/2를 기록 해 La2O3 산화물이 첨가되지 않은 시편보다 약 3 MPa·m1/2 더 높은 것으로 보고된다. 또한, 압축 평가 시 Mo-Si-B 합 금보다 Mo-Si-B-La2O3 합금이 압축강도 및 연신율이 더 높은 것으로 보고되었다. 이에 대한 그래프를 그림 8에 나 타내었다. 압축강도가 증가된 원인으로는 결정립 미세화 및 분산 강화에 의한 것으로 보이며 파괴인성이 증가된 이유로는 입내에 존재하는 La2O3 산화물로 인해 균열의 deflection 현상이 발생하여 균열의 전파 경로를 방해하였 기 때문인 것으로 보고하고 있고 이에 대한 모식도를 그 림 9에 나타내었다.

    기계적 특성 평가 뿐 아니라 첨가원소를 넣어 내산화 특 성을 향상시키고자 하는 연구 또한 상당 수준 진행되었다. 내산화 특성이 좋은 원소로 알려진 Al을 첨가한 연구는 Paswan 외 연구진들[39-41]에 의해 진행되었다. 내산화 실 험 시 Al 첨가로 인해 Al2O3가 쉽게 형성되는 것을 그림 10를 통해 관찰할 수 있었으나 이러한 산화층은 표면을 완벽하게 덮어 치밀한 산화층을 형성하지 못하였다. 또한, 높은 온도에서 냉각이 되는 동안 시편 내에 존재하는 상 들의 열팽창 계수 차이로 인해 잔류 응력이 존재하게 되 고 이로 인해 표면의 산화층이 박리가 되는 현상이 발견 되었다. 추가적으로, Al2O3의 형성은 내산화성에 큰 기여 를 하는 borosilicate 층의 형성을 억제하는 것으로 보고된 다. 소량의 Ti, Hf, Zr을 첨가함으로써 borosilicate의 모재 에 대한 젖음성(wetting ability)을 향상시켜 내산화 특성을 향상시킨다는 사실이 Berczik 외 연구진[14, 15]들에 의해 보고되었다. 또한, Woodward 외 연구진들[42]에 의해 소 량의 Co, Cu, Fe, Ni 첨가도 Mo-Si-B 합금의 내산화 특성 을 향상시키는 것으로 알려져 있으나 정확한 기구는 밝혀 지지 않았다. 그림 9

    이 외에도 금속 원소 및 산화물을 비롯한 다양한 첨가 물에 의한 Mo-Si-B 합금의 기계적 특성 및 내산화성을 향 상시키려는 연구가 다방면에서 진행되었다[43-66]. 아직까 지는 연구 및 개발의 초기 단계이기 때문에 다양한 연구 들이 국내외 연구진들에 의해 시도되고 있는 상황이다. 이 러한 시도를 통해 Mo-Si-B 합금 자체의 기계적 특성 및 내산화 특성에 대한 기구를 밝힐 수 있을 것으로 기대하 며 특히 다양한 첨가원소를 합금의 특성을 큰 폭으로 향 상시킬 수 있을 것으로 기대한다. 그림 10

    4. 맺음말

    초내열합금은 우주항공분야 등과 같이 기술집약적이고 고부가가치를 지닌 미래산업의 핵심부품소재에 주로 적용 되고 있으며, 응용 분야와 사용량 또한 지속적으로 증가할 것으로 예상되므로 이미 주요 기술선진국에서는 기간산업 의 지위를 누리며 집중적으로 육성되고 있다.

    고융점 금속을 기반으로 한 차세대 초고온 합금 중에서 도 본 고에서 서술한 Mo-Si-B 합금은 우수한 고온특성으 로 인해 기존의 Ni기 초내열합금의 대체재로서 가능성을 인정받고 있으며, 미국과 유렵 등에서는 분말야금을 바탕 으로 Mo-Si-B의 제조 및 이의 물성, 미세조직에 대한 연 구가 활발히 진행되고 있다. Mo-Si-B 합금의 상용화를 위 해서는 소재 신뢰성 확보와 제조 공정에 대한 기술개발 및 최적화가 필요한 상황이나 Mo-Si-B 합금의 연구 및 발 전 속도를 고려해보면 가까운 시일 내에 상용화가 가능할 것으로 기대된다.

    따라서, 주요 기술선진국들이 차세대 초고온 합금 역시 상용화에 성공하여 시장에서 우월적 지위를 누리고 기술 을 독점하기 전에 우리나라에서도 차세대 초고온 합금에 대한 연구를 통해 원천기술을 확보하고 이를 바탕으로 시 장 선점할 수 있는 능력을 배양하는 것이 필수적이다. 이 를 위해, 분말야금 분야의 산·학·연의 협력을 토대로 연구 를 활성화하고, 이에 발맞추어 정부의 정책적 지원이 필수 적으로 필요할 것이다. 이는 차세대 초고온 합금의 국내 원천기술 확보와 미래 부품소재의 국산화 업적을 달성할 수 있을 것으로 기대되며 나아가 국내의 소재 산업을 발 전을 통해 관련 기술 및 산업을 주도하는 선진국 반열에 들어갈 수 있을 것으로 기대된다.

    감사의 글

    This research was supported by the Basic Science Research Program through the National Research Foundation of Korea (NRF) funded by the Ministry of Education (NRF-2018R1D1A1A09084113) And, this research was also supported by a research fund of the Agency for Defense Development (ADD) (Project No. UD160078BD).

    Figure

    KPMI-26-2-156_F1.gif
    Corner rich in Mo within the ternary Mo–Si–B phase diagram. The two main phase areas (Berczik’s triangle and Akinc’s triangle) are highlighted [16].
    KPMI-26-2-156_F2.gif
    Crack trapping and bridging at the α-Mo phase in alloy M34. The crack locally arrests at the α-Mo phase, leaving α-Mo bridges in the crack wake. (b) Crack bridging 3.3 mm behind the crack tip in alloy C46, illustrating how this mechanism can account for the rising R-curve behavior over several millimetres [21].
    KPMI-26-2-156_F3.gif
    Oxidation mechanism map in temperature–com- position space for selected Mo and Mo-Si-B alloys [23].
    KPMI-26-2-156_F4.gif
    Schematic of the transient oxidation process mechanism [24].
    KPMI-26-2-156_F5.gif
    Comparison of undeformed and deformed (at 1400ºC and 10−4s−1) tensile samples [28].
    KPMI-26-2-156_F6.gif
    Scanning TEM images of the alloys investigated before creep deformation. Figure (a) shows the Mo-9Si-8B base alloy. (b) -1Zr shows a smaller grain size than the other alloys. (c) Starting at -2Zr zirconium rich phases can be observed which volume fraction increases for the -4Zr alloy (d) [31].
    KPMI-26-2-156_F7.gif
    Double logarithmic plot of minimum strain rate vs. applied stress at 1473 K (1200ºC) for Mo-9Si-8B-29Ti compared to other Mo-Si-B alloys and the single-crystalline Ni-base superalloy CMSX-4 [32].
    KPMI-26-2-156_F8.gif
    Compression stress–strain curves of Mo–12Si–8.5B alloys doped with different La2O3 contents at ambient temperature at a strain rate of 10−4s−1 [38].
    KPMI-26-2-156_F9.gif
    (a) Schematic diagram of the expansion of transgranular and microcracks, (b) fracture texture of Mo–12Si–8.5B+ 1.2wt%La2O3 alloy after three-point bending test at ambient temperature [38].
    KPMI-26-2-156_F10.gif
    SEM (SE) images of the top surfaces of the oxide scales formed on MSB3AL alloy at (a) low and (b) high magnification, as well as (c) EDS spectrum from the same region showing peaks of Si and O. Cracks are observed in the oxide scale shown in (b) [41].

    Table

    FEM simulation results of the alloys Mo-12Si-8.5B and Mo-12Si-10Nb-8.5B (at%) between RT and 1200ºC; E: Young’s Modulus, G: shear Modulus, K: bulk Modulus and ν: Poisson’s ratio [17]

    Results of tensile tests on Mo-8.9Si-7.7B material at a strain rate of 10−4s−1 [19]

    Reference

    1. H. Nowotny, E. Dimakopoulou and H. Kudielka: Monatshefte für Chemie, 88 (1957) 180.
    2. P. Jain and K. S. Kumar: Acta Mater., 58 (2010) 2124.
    3. P. Jain and K. S. Kumar: Scr. Mater., 62 (2010) 1.
    4. D. Sturm, M. Heilmaier, J. H. Schneibel, P. Jéhanno, B. Skrotzki and H. Saage: Mater. Sci. Eng., A, 463 (2007) 107.
    5. M. K. Miller, E. A. Kenik, M. S. Mousa, K. F. Russell and A. J. Bryhan: Scr. Mater., 46 (2002) 299.
    6. M. K. Miller and A. J. Bryhan: Mater. Sci. Eng., A, 327 (2002) 80.
    7. I. Rosales and J. H. Schneibel: Intermetallics, 8 (2000) 885.
    8. I. Rosales: J. Cryst. Growth, 310 (2008) 3833.
    9. J. G. Swadener, I. Rosales and J. H. Schneibel: Mater. Res. Soc. Symp. Proc., 646 (2001) N421.
    10. C. J. Rawn, J. H. Schneibel, C. M. Hoffman and C. R. Hubbard: Intermetallics, 9 (2001) 209.
    11. R. Sakidja, J. H. Perepezko, S. Kim and N. Sekido: Acta Mater., 56 (2008) 5223.
    12. K. Ito, K. Ihara, K. Tanaka, M. Fujikura and M. Yamaguchi: Intermetallics, 9 (2001) 591.
    13. M. Akinc, M. K. Meyer, M. J. Kramer, A. J. Thom, J. J. Huebsch, and B. Cook: Mater. Sci. Eng., A, 261 (1999) 16.
    14. D.M. Berczik: US, US5595616A (1997).
    15. D.M. Berczik: EP, EP0804627B1 (1995).
    16. A. Wiltner, B. Klöden, I. Hilger, T. Weißgärber and B. Kieback: J. Am. Ceram. Soc., 98 (2015) 3569.
    17. P. G. Biragoni and M. Heilmaier: Adv. Eng. Mater., 9 (2007) 882.
    18. T. G. Nieh, J. G. Wang and C. T. Liu: Intermetallics, 9 (2001) 73.
    19. P. Jéhanno, M. Heilmaier, H. Kestler, M. Böning, A. Venskutonis, B. Belway and M. Jackson: Metall. Mater. Trans. A, 36 (2005) 515.
    20. M. Krüger, S. Franz, H. Saage, M. Heilmaier, J. H. Schneibel, P. Jéhanno, M. Böning and H. Kestler: Intermetallics, 16 (2008) 933.
    21. J. J. Kruzic, J. H. Schneibel and R. O. Ritchie: Metall. Mater. Trans. A, 36 (2005) 2393.
    22. T. A. Parthasarathy, M. G. Mendiratta and D. M. Dimiduk: Acta Mater., 50 (2002) 1857.
    23. D. M. Dimiduk and J. H. Perepezko: MRS Bull., 28 (2003) 639.
    24. F. A. Rioult, S. D. Imhoff, R. Sakidja and J. H. Perepezko: Acta Mater., 57 (2009) 4600.
    25. F. Wang, A. Shan, X. Dong and J. Wu: Scr. Mater., 56 (2007) 737.
    26. V. Supatarawanich, D. R. Johnson and C. T. Liu: Mater. Sci. Eng., A, 344 (2003) 328.
    27. V. Supatarawanich, D. R. Johnson and C. T. Liu: Intermetallics, 12 (2004) 721.
    28. P. Jéhanno, M. Heilmaier, H. Saage, M. Böning, H. Kestler, J. Freudenberger and S. Drawin: Mater. Sci. Eng., A, 463 (2007) 216.
    29. P. Jéhanno, M. Heilmaier, H. Saage, H. Heyse, M. Böning, H. Kestler and J. H. Schneibel: Scr. Mater., 55 (2006) 525.
    30. M. Krüger, D. Schliephake, P. Jain, K. S. Kumar, G. Schumacher and M. Heilmaier: JOM, 65 (2013) 301.
    31. C. Hochmuth, D. Schliephake, R. Völkl, M. Heilmaier and U. Glatzel: Intermetallics, 48 (2014) 3.
    32. D. Schliephake, M. Azim, K. Von Klinski-Wetzel, B. Gorr, H. J. Christ, H. Bei, E. P. George and M. Heilmaier: Metall. Mater. Trans. A, 45 (2014) 1102.
    33. M. Heilmaier, M. Krüger and H. Saage: Mater. Sci. Forum, 633-634 (2010) 549.
    34. P. Jéhanno, M. Böning, H. Kestler, M. Heilmaier, H. Saage and M. Krüger: Powder Metall., 51 (2008) 99.
    35. D. M. Scruggs: US US3320036 (1967).
    36. J. H. Schneibel, M. P. Brady, J. J. Kruzic and R. O. Ritchie: Z. Metallkunde, 96 (2005) 632.
    37. I. M. Gunter, J. H. Schneibel and J. J. Kruzic: Mater. Sci. Eng., A, 458 (2007) 275.
    38. Z. Guo-jun, D. Qian, K. Hao, W. Rui-hong, L. Gang and S. Jun: J. Alloys Compd., 577S (2013) S493.
    39. S. Paswan, R. Mitra and S. K. Roy: Mater. Sci. Eng., A, 424 (2006) 251.
    40. S. Paswan, R. Mitra and S. K. Roy: Intermetallics, 15 (2007) 1217.
    41. S. Paswan, R. Mitra and S. K. Roy: Metall. Mater. Trans. A, 40 (2009) 2644.
    42. S. R. Woodward, R. Raban, J. F. Myers and D. M. Berzcik: US US6652674 (2003).
    43. S. Burk, B. Gorr, V. B. Trindade, H. J. Christ: Oxid. Met., 73 (2010) 163.
    44. Y. Yang, H. Bei, S. Chen, E. P. George, J. Tiley and Y. A. Chang: Acta Mater., 58 (2010) 541.
    45. H. Saage, M. Krüger, D. Sturm, M. Heilmaier, J. H. Schneibel, E. George, L. Heatherly, Ch. Somsen, G. Eggeler and Y. Yang: Acta Mater., 57 (2009) 3895.
    46. S. Majumdar, A. Kumar, D. Schliephake, H. J. Christ, X. Jiang and M. Heilmaier: Mater. Sci. Eng., A, 573 (2013) 257.
    47. S. Majumdar, S. Burk, D. Schliephake, M. Krüger, H. J. Christ and M. Heilmaier: Oxid. Met., 80 (2013) 219.
    48. W. Li, G. Zhang, S. Wang, B. Li and J. Sun: J. Alloys Compd., 642 (2015) 34.
    49. Z. Guo-jun, K. Hao, D. Qian, L. Gang and S. Jun: Int. J. Refract. Met. Hard Mater., 30 (2012) 6.
    50. S. Majumdar, B. Gorr, H. J. Christ, D. Schliephake and M. Heilmaier: Corros. Sci., 88 (2014) 360.
    51. S. Majumdar, D. Schliephake, B. Gorr, H. J. Christ and M. Heilmaier: Metall. Mater. Trans. A, 44 (2013) 2243.
    52. S. Miyamoto, K. Yoshimi, S. H. Ha, T. Kaneko, J. Nakamura, T. Sato, K. Maruyama, R. Tu and T. Goto: Metall. Mater. Trans. A, 45 (2014) 1112.
    53. K. Yoshimi, J. Nakamura, D. Kanekon, S. Yamamoto, K Maruyama, H. Katsui and T. Goto: JOM, 66 (2014) 1930.
    54. J. Nakamura, D. Kanekon and K. Yoshimi: Mater. Lett., 180 (2016) 340.
    55. M. A. Azim, S. Burk, B. Gorr, H. J. Christ, D. Schliephake, M. Heilmaier, R. Bornemann and P. H. Bolivar: Oxid. Met., 80 (2013) 231.
    56. Y. H. Song, J. S. Park, J. M. Kim and S. H. Yi: Mater. Sci. Forum, 695 (2011) 365.
    57. R. Mitra, A. K. Srivastava, N. E. Prasad and S. Kumari: Intermetallics, 14 (2006) 1461.
    58. R. Sakidja, F. Rioult, J. Werner and J. H. Perepezko: Scr. Mater., 55 (2006) 903.
    59. K. Ito, M. Kumagai, T. Hayashi and M. Yamaguchi: Scr. Mater., 49 (2003) 285.
    60. A. P. Alur, R. Sakidja, P. Wang, P. Jain, J. H. Perepezko and K.S. Kumar: Mater. Res. Soc. Symp. Proc., 1295 (2011) 355.
    61. L. Su, O. Lu-Steffes, H. Zhang and J. H. Perepezko: Appl. Surf. Sci., 337 (2015) 38.
    62. J. Das, R. Mitra and S. K. Roy: Intermetallics, 19 (2011) 1.
    63. J. Das, R. Mitra and S. K. Roy: Scr. Mater., 64 (2011) 486.
    64. J. Nakamura, T. Kaneko, T. Hara, K. Yoshimi, K. Maruyama, H. Katsui and T. Goto: Intermetallics, 53 (2014) 85.
    65. T. Sossaman, R. Sakidja, J. H. Perepezko: Scr. Mater., 67 (2012) 891.
    66. Z. K. Li, J. L. Yu, X. Zheng, J. J. Zhang, H. Liu, R. Bai, H. Wang, D. H. Wang and W. S. Wang: Powder Technol., 214 (2011) 54.