서 론

한국을 포함한 세계 주요 원자력 발전소 보유국은 경제 성, 안전성, 지속성과 신뢰성 및 핵확산저항성이 획기적으로 향상된 제4세대 미래 원자력시스템을 활발하게 개발하고 있 다[1]. 소듐냉각고속로와 같은 미래 원자력시스템은 상용 원 전보다 고온 및 고방사선의 극한 환경에서 운전되도록 설계 되므로, 고온 강도가 높고 creep 저항성과 조사 저항성, 양립 성 등이 우수한 고성능 구조재료가 필요하다[2]. 이러한 측 면에서 고크롬 산화물분산강화(oxide dispersion strengthened, ODS) 강은 고온에서 creep 저항성, 내조사성 및 내식성이 우수한 것으로 알려져 있어 미래 원자력시스템의 노심 구 조 부품소재로 고려되고 있다[3-5]. 통상적으로 ODS 강은 미세한 분산상을 고르게 분포시킬 수 있으며 균일하고 미 세한 결정립을 얻을 수 있는 장점을 가진 기계적 합금화 법 (mechanical alloying, MA)에 의해 제조된다[6]. 이러한 제조 공정상 특성으로 인하여 열적 안정성이 매우 우수한 나노 크기의 산화물 입자가 기지상에 균일하고 고밀도로 분산된다. 이렇게 형성된 나노 산화물 입자가 전위나 결정 립계의 이동을 억제하는 역할을 하므로, ODS 강은 고온 크리프 특성이 매우 우수하다.

미래 원자력시스템에서 노심 구조부품인 핵연료피복관 은 핵연료를 보호하기 위해서 밀봉하고 있으며 고선량의 중성자 분위기에서 사용되므로, 중성자 조사저항성이 우 수하여야 한다. 최근 원자력 소재의 결정립을 나노 크기로 미세화시켜 결정립계 면적을 현저히 증가시킴으로써 중성 자 조사에 의해서 생성되는 공공이나 기공의 성장을 억제 하여 중성자 조사 저항성을 향상시키기 위한 연구가 활발 히 진행되고 있다[7-9]. 특히 미래 원자력 소재는 현재의 원자력 소재보다 온도가 높고 중성자 조사량이 훨씬 더 높은 가혹한 고온 고방사선 조건에서 사용될 예정이므로, 소재의 결정립 크기나 결정립계 분포 등을 조절하여 중성자 조사저항성과 고온 기계적 특성을 향상시키기 위한 연구가 필요하다. 그러나 고크롬 ODS 강에서결정립계 조절 공정을 통한 미세조직 변화에 대한 연구는 부족한 실정이다.

따라서 본 연구에서는 미래형 원자력시스템의 노심 구 조재료로 적용이 가능한 15Cr-1Mo ODS 강의 재료 미세 조직 제어 효과를 알아보기 위해 전단소성변형을 통하여 부피 변화 없이 변형량 및 변형 방법에 따른 재료의 미세 조직을 손쉽게 관찰할 수 있는 단순 비틀림 가공 방법을 도입하였다. 이러한 재료의 비틀림을 통해서 단순 전단변 형을 구현하고 후방산란 전자회절(EBSD)장치와 투과전자 현미경(TEM)을 이용하여 변형량과 변형경로에 따른 미세 조직과 집합조직을 관찰하여 재료의 변형에 대한 결정립 과 결정립계 거동의 차이를 규명하고자 하였다.

실험 방법

본 연구에서 사용된 15Cr ODS 강의 화학조성은 표 1에 나타내었다. 철(Fe)-크롬(Cr)-이트리아(Y₂O₃)계의 합금을 기본조성으로 하고, 고용 강화 원소로 몰리브덴(Mo)을 첨 가하였다. 또한 티타늄(Ti)은 Y₂O₃와 반응하여 Y-Ti-O계의 미세한 복합산화물을 형성하는데 가장 효과적인 원소이고, 지르코늄(Zr) 또한 Y₂O₃와 반응하여 Y-Zr-O계의 복합산화 물을 형성하여 기지내에 고밀도로 균일 분산됨으로써 강 도특성을 향상시키는 원소이기 때문에 각각 0.1%와 0.25% 첨가하였다. 원소재 분말은 고에너지 MA 장비를 이용하여 240 rpm에서 48시간 동안 합금화하였다. 약 2 kg 의 MA 분말은 Type 304L 스테인리스 강 용기에 밀봉되 어 탈가스(degassing) 공정을 거치고, 1150°C에서 3시간 동안 100 MPa 정수압 조건에서 열간등압성형(Hot Isostatic Pressing, HIP) 공정으로 치밀화 하였다. 이렇게 치밀화된 시편은 1150°C에서 2시간 동안 예열한 후 약 40%까지 압 하율로 열간압연하여 두께 14.0 mm의 열간압연 판재를 제조하였다. 열간압연한 판재의 최종 열처리는 1150°C에 서 1시간 동안 유지한 후 공냉하였다.

Table 1.

Chemical composition of 15Cr ODS steel

Alloy (wt.%)	Fe	Cr	Mo	Ti	Zr	Y2O3
15Cr-1Mo	Bal.	15	1.0	0.3	0.25	0.35

최종열처리를 마친 판재에서 그림 1에 나타난 도면에 따라 비틀림 시험용 시편을 채취하였다. 비틀림 시험은 최 대 전단 변형량(γ)이 1.0까지 진행하였고, 역비틀림 시험은 먼저 전단 변형량 0.5로 비틀림된 시편에 전단 변형량 -0.5로 역 전단 변형을 가하여 거시적인 전단 변형량은 0 이 되도록 시험을 진행하였다. 그리고 비틀림 시험 전 시 편 게이지 중앙 부분에 일직선의 표식을 두어 시험이 마 친 후 시편에 가해진 변형량을 가늠할 수 있도록 하였다. 총 전단 변형량은 0, 0.16, 0.33, 0.65 및 1.0까지 진행되었 고, 비틀림 시험 후 원주형 시편의 표면에서 전단 변형률 이 일정하므로 시편 표면층 부위에서 미세조직을 관찰하 였다. 시험이 완료된 시편은 그립부분을 제거한 후 관찰표 면을 가공된 원기둥의 반지름 방향에 수직되는 면에 형성 시키고, 기계적 연마와 전해 연마를 거쳐 표면을 준비한 후 EBSD 장비를 이용하여 미세조직 관찰과 변형에 대한 결정립 및 결정립계 거동을 분석하였다. 또한 비틀림 시험 중에 발생하는 미세조직 변화를 좀 더 면밀히 관찰하기 위해서 jet 연마를 이용한 박막 시편을 준비한 후 TEM을 이용하여 미세조직을 관찰하였다. 미세경도는 Vickers 미 소경도기로 0.5 kgf의 하중에서 15초 동안 측정하였다.

Fig. 1.

Schematic layout of the specimen for a simple torsion test.

결과 및 고찰

그림 2는 전단 변형량과 변형 경로에 따른 15Cr ODS 강의 EBSD 분석 결과를 보여주고 있으며, 결정구조의 완 전성을 나타내는 척도인 band contrast를 나타내었다. 그림 2(a)에는 전단이나 역전단 가공이 부과되기 전의 15Cr ODS 강의 미세조직을 나타낸 것으로, 열간 압연 공정에 의하여 압연방향으로 늘어난 결정립 형상이 보이며 또한 연신된 결정립들 사이에 등축정 결정립도 보이는 이중구 조를 보이고 있다. 결정립의 평균 크기는 5 μm 정도로 측 정되었다. 그림 2(b)는 전단 변형량이 1.0인 시편의 미세 조직을 나타내주고 있고, 그림 2(c)는 전단 및 역전단 변 형량을 모두 고려하여 총 변형량이 1.0인 시편의 미세조 직을 보여주고 있다. 즉 총변형량은 동일하고 변형경로만 변경된 시편이다. 그림 2(b)의 경우 결정립 크기는 수백 나노 크기로 감소되었고 형상도 전단 변형된 방향을 따라 한쪽 방향으로 연신된 조직을 나타내고 있다. 그림 2(c)의 경우 변형 경로가 변경되었음에도 여전히 미세한 결정립 들이 많이 관찰되고 있는 것을 확인할 수 있다.

Fig. 2.

EBSD images of microstructure evolutions during simple shearing; (a) as hot-rolled (b) forward (γ = +1.0) and (c) forward-reverse torsioned (γ = ±0.5) 15Cr-1Mo ODS steel.

상기와 같이 미세조직 변화에 따른 기계적 특성변화를 관찰하기 위해서 미세경도를 측정하였다(그림 3). 그림 3(a)는 변형량에 따른 경도값의 변화를 보여주고 있다. 가 공경화 효과에 의하여 변형량이 증가함에 따라 경도값이 증가하고 있는 것을 확인하였다. 그림 3(b)는 전단-역전단 을 시행한 시편의 경도 값의 변화를 보여주고 있다. 이 경 우 총 전단 변형량이 1.0이 되는 시점에서 동일 변형량에 단순 전단 변형만을 시행한 시편의 경도값에 비해 약 10% 에 가까운 경도증가 효과가 있는 것으로 관찰되었다. 실질 적으로 거시적인 전단변형률은 0으로 간주할 수 있는 점 을 고려하면 이와 같은 강화효과는 주목할 만한 결과로 판단된다.

Fig. 3.

Microhardness values of 15Cr-1Mo ODS steel specimen (a) with shear strain amounts for only forward simple shear deformation (forward torsion) and (b) with shear strain mode.

이러한 변형량 및 변형 경로에 따른 가공경화 효과의 차 이를 규명하기 위하여 단순 전단변형과 전단-역전단 변형 후 시편의 결정방위에 관해서 EBSD로 mapping한 결과와 극점도(pole figure)의 변화를 그림 4에 나타내었다. 그림 4(a)에는 그림 2에서 확인하였듯이 결정립이 압연방향으 로 늘어난 결정립과 등축정 결정립이 혼재해 있는 결정립 구조를 보이고 있다. 또한 최종 열처리 후 결정립들의 방 향이 무질서하게 분포되어 있는 것을 극점도의 결과를 통 해 확인하였다. 이러한 무질서한 조직이 그림 4(b)에서 보 여주듯이 단순전단 변형을 하고 나면 압연방향으로 특정 한 결정 우선 방위를 가지는 조직이 관찰된다. 즉 RD방향 으로 파란색 [11] 결정립들이 높은 비율로 관찰되었고, 극점도 결과에서도 이러한 경향을 분명하게 확인하였다. 이는 일반적인 체심입방 구조를 가지는 재료의 압연내지 는 비틀림 시험에서 발생하는 집합조직 발달과 관련이 있 다[10]. 이러한 단순전단 변형조직은 그림 4(c)에서와 같이 전단-역전단 변형과정을 거치면서 [11] 결정방위를 가진 결정립들이 감소하는 것을 관찰하였으며, 이 조직이 변형 전의 초기 조직과는 분명히 다르다는 것을 또한 확인하였 다. 즉, 변형 경로가 바뀜에 따라 특정 방위의 집합조직이 감소하였으나 초기 조직으로는 완전히 회복되지 않았으며, 이러한 결과를 통해 15Cr-1Mo ODS 강의 변형집합조직 변화는 비가역적이라고 판단된다.

Fig. 4.

EBSD orientation maps and pole figures of (a) as hot-rolled (b) forward (γ = +1.0) and (c) forward-reverse torsioned (γ = ±0.5) 15Cr-1Mo ODS steel.

이와 같이 변형시 발생하는 비가역성에 의한 재료강화 효과를 조사하기 위하여 EBSD를 이용하여 각 시편의 결 정립계 변화를 분석하였다. 그림 5는 재료 내에서 변형량 및 변형 경로에 따른 결정립계와 하부결정립의 밀도를 정 량적으로 분석한 결과를 보여주고 있다. 불일치방위 (misorientation) 간격이 3-15도 사이에 있는 결정을 하부결 정립으로 고려하였다. 그림 5(b)와 5(c)에서 볼 수 있듯이 전단 변형 및 전단-역전단 변형동안 전위의 집적이 발생 하고 초기 조직 대비 하부결정립이 증가하였다. 특히 총변 형량은 동일하고 변형모드만 바뀐 경우에 해당하는 그림 5(c)의 경우 변형이 진행됨에 따라 이러한 전위셀 생성 및 하부결정립 형성이 더욱 우세하게 나타나는 것이 확인되 었다. 그림 5(d)는 이러한 결과를 정량적으로 보여주고 있 다. 즉 전위셀 사이의 경계면 또는 벽(wall)들은 소경각입 계를 가지는 전위들의 집적에 의해 발생하고 하부 결정립 으로 발달한다[11-12]. 이러한 하부결정립들이 한 결정립 내에서도 조직의 방위의 차이를 발생시키는 것과 변형으 로 인한 결정립간의 상호작용으로 인해서 변형조직의 비 가역성이 나타난다고 여겨진다. 그리고 전단-역전단 변형 의 경우 추가적인 새로운 하부결정립 생성되고 이러한 하 부결정립 생성에 기인하여 나타나는 미세조직의 변화에 의해 더 큰 재료의 강화효과가 나타났다고 판단된다.

Fig. 5.

Subgrain boundaries shown by misorienatation angle between 3-15° for (a) as hot-rolled (b) forward (γ = +1.0) and (c) forward-reverse torsioned (γ = ±0.5) 15Cr-1Mo ODS steel and (d) the fraction of subgrains with shear strain mode.

TEM bright field image로 관찰한 비틀림 시험 후의 단 순 전단변형 및 전단-역전단 변형을 구현한 15Cr-1Mo ODS 강의 미세조직은 그림 6에 나타내었다. 그림 3에서 나타났듯이, 전단 변형량이 증가할수록 초기 결정립 크기 에 비해 결정립 크기가 미세해지는 것을 관찰하였으며, 전 단 변형 방향을 따라 연신된 결정립을 확인하였다. 또한 미세해진 결정립들 주위로 높은 밀도의 전위들이 밀집해 있는 것을 관찰하였다. 전단 및 역전단 변형후에도 결정립 의 크기는 변형전 경우보다 미세화 되었으며, 전단 방향으 로 연신된 하부결정립들이 역전단 변형 후 초기조직에서 관찰된 등축상 결정립에 가까운 하부결정립들이 관찰되었 고, 결정립 주위에 전위들의 밀도 역시 높은 상태임을 확 인하였다. 즉, 변형 경로가 변경되었음에도 전위의 생성이 활발하게 진행된 것으로 보인다. 이것은 변형 전 보이는 전위선내지는 전위들이 변형 과정을 거치면서 교차슬립 내지는 상승 등의 운동으로 전위 밀도의 증가가 발생하고 이것은 전위셀의 생성과 재배열을 통해서 하부결정립으로 발달된 것으로 판단된다. 특히 전단-역전단 변형의 경우 변형 경로의 변경에 따르는 전위의 소멸보다는 추가적인 전위셀 조직의 증가가 더욱 활발히 발생 한 것으로 여겨 지고 이것이 재료의 더 큰 강화효과를 나타낸 것으로 판 단된다. 즉 변형에 의해 축적된 전위들이 변형 방향에 덜 민감하기 때문에 역전단 변형시 교차슬립 이외에도 서로 다른 방향을 가지는 전위들의 상호교차 현상이 더욱 활발 히 발생함으로써, 변형에 대한 시편이 받는 저항력이 더 커지고 이것이 증가된 강화효과로 이어졌다고 판단된다. 또한 그림 6의 TEM 관찰에 따르면, 기지조직에 미세하게 분포하고 있는 산화물들은 변형 후에도 기지에서 균일하 게 분포되어 있는 것이 관찰되었다. 이러한 미세한 산화물 들은 변형이 진행되는 동안 전위셀 형성 뿐만 아니라 방 위 편차 발생에도 기여하는 것으로 판단된다[13]. 이와 같 은 비틀림 소성가공법은 압출 공정을 통한 봉재 제조시 적용이 용이하며, 재료의 형상이 변하지 않고 가공되므로 이론적으로 무한대의 변형률로 가공할 수 있고 재료의 조 성 변화 없이 강화특성을 향상시킬 수 있는 특징이 있음 을 본 연구를 통해서 확인할 수 있었다. 마지막으로 외부 로부터 응력이 주어 졌을때 재료의 주 변형 기구가 전위 이동에 의한 교차 슬립이거나 상승 운동에 의한 경우, 이 러한 현상은 주로 적층 결함 에너지가 높은 재료에서 발 생한다. 전위의 이동은 두 부분전위 사이의 간격에 영향을 크게 받게 된다. 이에 따라 적층 결함 에너지가 높은 재료 는 단위 전위가 부분 전위로 분리하여 이동하기 어려워 전위는 면 슬립 형태와 교차 슬립이 용이해져 재료 내의 전위 밀도를 증가시키게 된다. 본 연구에서 얻어진 결과를 종합하면 15Cr-1Mo ODS 강은 페라이트 상을 가지며, 적 층 결함 에너지가 비교적 높은 재료인 것으로 판단된다.

Fig. 6.

TEM images of (a),(d) as hot-rolled, (b),(e) torsioned (γ = +1.0), and (c),(f) torsion-reverse torsioned (γ = ±0.5) 15Cr-1Mo ODS steel.

결 론

미래 원자력시스템에 적용 가능한 ODS 신합금을 개발 하는 과정에서 단순전단 변형이 15Cr-1Mo ODS 강의 미 세조직에 미치는 영향을 평가하였다.

변형량에 따라 가공경화 효과가 나타났으며, EBSD 분 석에 의하면 단순전단 변형시 발생한 변형집합조직은 전 단-역전단 변형시 감소하고 초기 조직으로 회복되지 않은 변형조직 비가역성이 관찰되었다. 이는 변형시 발생하는 소경각입계를 가지는 전위셀 조직 또는 하부 결정립의 생 성에 의하여 발생하는 방위의 편차와 결정립의 상호 작용 에 의해 나타난다고 판단된다. 재료의 강화 효과는 동일한 변형량에서 전단-역전단 변형시 더 크게 나타남을 확인하 였다. 이는 전단변형 후 역 전단 변형시 발생하는 추가적 인 전위셀 구조 및 하부결정립 형성에 의한 것임을 확인 하였고, 미세한 산화물 입자들이 이러한 하부결정립 생성 과 방위 편차 발생에 기여하는 것으로 판단된다.

Acknowledgements

감사의 글

본 연구는 미래창조과학부의 재원으로 한국연구재단 의 지원을 받아 수행된 연구(원자력원천기술, No. 2012M2A8A1027872)의 일환으로 수행되었습니다.

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