기획특집: 초고온 내열소재 - CHERIC · 2014-08-26 · Keywords: superalloys, nickel base alloy, gas turbine, alloy development 1. 서 론 1) 일반적으로 금속구조재료(Metallic

KIC News, Volume 17, No. 4, 2014 1

니켈기 초내열합금

유 영 수

한국기계연구원 부설 재료연구소 내열재료연구실

Nickel Base Superalloys

Youngsoo Yoo

High Temperature Materials Department, Korea Institute of Materials

Science, Changwon, 642-831, Korea

Abstract: 초내열합금은 항공기 엔진, 발전용 가스터빈과 같이 고온에서의 작동이 필요한 특수한 환경에서 사용되어

온 합금군이다. 금속소재 중에서 비교적 고가인 니켈을 베이스로 하고 10여 가지의 합금원소가 첨가되는 초내열합금

은 이때까지 극한환경에서 그 능력을 발휘하는 합금계의 슈퍼맨 역할을 담당하였다. 하지만 열역학법칙이 유효하다면

향후 모든 엔진이나 열기관은 점점 고온으로 발전될 것이고 이 초내열합금의 적용분야는 점차로 넓어질 것이다. 초내

열합금기술로 대표되는 고온 구조재료분야의 기술력은 미래 항공이나 발전뿐만 아니라 국방, 에너지 모든 분야에서

한 국가의 기술력을 대표하는 flagship technology를 담당하게 될 것이다.

Keywords: superalloys, nickel base alloy, gas turbine, alloy development

1. 서 론

1)

일반적으로 금속구조재료(Metallic structural

materials)로 가장 먼저 고려되는 합금은 철강재료

이다. Fe 베이스 합금인 철강재료는 경제성이 뛰

어나며 비교적 용이하게 구할 수 있는 재료이기

때문에 인프라 구조물, 산업용, 일반용으로 우리에

게 가장 밀접한 금속재료라고 볼 수 있다. 그러나

철강재료가 견디기 어려운 가혹한 환경, 이를테면,

고온고내식성 환경에서는 차선책을 고려해야만

하는데, 특히, 고온 환경에서 적합한 재료가 초내

열합금(superalloy)이다. 즉, 인간계에 슈퍼맨이 있

다면 합금계에서는 superalloy가 있다.

초내열합금은 Ni 베이스, Fe 베이스, Co 베이스

합금군으로 분류될 수 있는데 산업적으로 가장 중

요하면서도 널리 사용되고 있는 것은 Ni 베이스

초내열합금이다. Ni 베이스 초내열합금은 기지

저자 (E-mail: [email protected])

(matrix)로 Ni을 사용하며 Cr, Co, Al, W, Ta, Mo,

C, Re 등 10여 가지의 합금원소를 첨가하여 고온

기계적 특성과 내환경특성을 최적화한 합금군을

말한다. Ni 베이스 초내열합금은 고온 내식성과

내열성이 요구되는 많은 산업분야에 적용되고 있

지만 가장 중요한 응용분야는 항공기용 엔진과 발

전용 가스터빈이다. 오늘날 운항되는 모든 항공기

엔진에 초내열합금이 적용되고, 국내에서 생산되

는 전기의 약 30%를 가스터빈이 담당한다고 보았

을 때 초내열합금 역시 우리와 매우 가까운 재료

라고 말할 수 있다.

먼저 가스터빈에서 초내열합금의 적용이 필요

한 배경을 살펴보고, 터빈블레이드와 같은 핵심부

품의 온도수용성을 향상시키는 전략에 대해 간략

히 소개하고자 한다. 그 다음 초내열합금개발의

역사를 단결정합금에 포커스를 맞추어 알아보고

초내열합금개발 관련 국내 개발동향 및 과제를 언

급하고자 한다.

기획특집: 초고온 내열소재


2 공업화학 전망, 제17권 제4호, 2014

Figure 1. 항공기 제트엔진 내부의 압력과 온도.Figure 2. 터빈블레이드의 온도수용성을 향상시키기 위한

네 가지 방법.2. 가스터빈과 초내열합금

Ni기 초내열합금의 역사와 항공기엔진의 역사

는 상호간에 영향을 주면서 밀접한 관계로 발전되

어 왔다. Ni기 초내열합금이 최초로 개발된 것은

2차 대전 당시 프로펠러 전투기를 제트기로 대체

하기 위한 영국과 독일의 치열한 개발경쟁을 그

배경으로 하고 있다. 당시 제트엔진은 1940년을

전후하여 영국의 Frank Whittle과 독일의 Hans

von Ohain에 의해 각각 독립적으로 개발되어 비

행기의 동력으로 사용되었다. 제트엔진을 위한 우

수한 내열재료의 필요성은 초창기부터 제기되었

지만 처음에는 고온강도와 내식성이 좋은 기존의

재료(예를 들어 Ni-Cr 합금 등)를 단순히 선택하

여 사용하는 수준이었다. 그 이후 석출강화형 Ni

기 초내열합금이 엔진제작사, 소재전문회사, 전문

연구소 등에서 새로이 개발되기에 이르렀다. 대표

적인 예가 영국의 Henry Wiggin and Company

Ltd.에 의해 개발된 Nimonic 시리즈 합금들로써

초창기 휘틀엔진에 적용되었다[1]. 보통 내열합금

의 수용온도는 137~140 MPa의 응력에서 1000 h

를 견딜 수 있는 온도로 나타내는데 Ni기 초내열

합금의 경우 용융온도의 약 85%까지의 수용온도

를 보여주고 있다[2].

가스터빈 제트엔진은 크게 압축기, 연소기, 터

빈, 배기노즐 등으로 이루어져 있다. 먼저 엔진 앞

부분을 통해 대량의 공기가 유입되면 이 공기들은

압축기를 통과하며 고압공기로 변환되고 여기에

연료가 혼합되어 연소실에서 연소되면서 고온고

압의 가스가 형성된다. 이 가스들은 1단 고압터빈

(1st stage high pressure turbine)의 노즐 가이드베

인을 통과하며 최적의 각도와 속력으로 1단 고압

터빈의 블레이드에 강하게 분사된다. 이때 터빈에

유입되는 온도(Turbine Inlet Temperature; TIT)

가 엔진의 전체 성능과 효율을 결정하게 되고 따

라서 일반적으로 1단 고압터빈에 사용되는 재료의

온도수용성이 엔진에 결정적인 변수가 된다.

Figure 1은 엔진의 각 부위별 압력과 온도를 나타

내는 모식도인데 터빈입구부분의 온도가 거의

1500 ℃에 육박함을 볼 수 있다.

항공기 엔진을 지상에 고정시키고 발전기를 부

착시킨 것이 발전용 가스터빈이므로 가스터빈의

원리는 두 가지 거의 유사하다. 항공기 엔진이든

발전용 가스터빈이든 가장 중요한 사항은 TIT 향

상에 의한 효율과 성능의 극대화로 귀결되기 때문

에, 1단 터빈블레이드의 온도 수용성을 어떻게 하

면 높일 수 있는가 하는 것이 기술의 핵심이 된다.

참고로 오늘날 사용되는 발전용 가스터빈은 TIT

에 따라서 클래스가 분류되는데 TIT가 약 1100 ℃

내외인 것을 D, E 클래스, 1300 ℃ 내외인 것을 F

클래스라 한다. 1500 ℃ 내외는 G, H 클래스로 분

류되는데 가장 최근에는 일본 미쓰비시 중공업

(MHI)에서 TIT 1600 ℃급 J 클래스 가스터빈까지



Figure 3. 초내열합금 개발역사와 온도수용성 향상.

개발하였다.

터빈블레이드의 TIT를 높이는 전략은 크게 네

가지로 분류될 수 있다(Figure 2). 첫째는 블레이

드 제조공정의 고도화이다(Figure 2에 (1)로 표

시). 동일한 모양, 동일한 합금의 블레이드 일지라

도 일방향응고 등의 공정을 적용하여 입계를 블레

이드의 길이방향으로 배열시키거나(Directional

Solidification ; DS) 아예 입계를 완전히 제거시킴

에 의해서(Single Crystal ; SX) 블레이드의 고온

기계적 특성을 획기적으로 향상시킬 수 있다. 둘

째, 블레이드에 적용되는 초내열합금의 화학적 조

성을 변화시키는 합금개발이다. 블레이드 제조공

정과 합금개발은 밀접한 연관관계를 가지고 발전

되어 왔는데, 동일한 공정을 적용시키더라도(예를

들어 단결정 일방향응고 공정) 합금조성의 최적화

에 의해 블레이드의 온도수용성은 향상될 수 있다

(Figure 2의 (2)). 셋째, 열차폐코팅(Thermal Barrier

Coating; TBC)의 적용이다. 블레이드에서 고온의

가스에 직접 닿는 Airfoil 부위에 세라믹 코팅(주

로 Y2O3 Stabilized ZrO2; YSZ)을 적용하여 금속

표면이 경험하는 온도를 대폭 낮추어주는 방법이

다. 통상적으로 TBC 코팅에 의해 약 150 ℃ 내외

의 온도수용성 향상을 기대할 수 있다(Figure 2의

(3)). 마지막으로, 블레이드 내부에 공기가 지날 수

있는 유로를 만들어주어 공냉시키는 방법이다

(Figure 2의 (4)). 초기에는 솔리드 블레이드를 사

용하다가 단순한 유로의 공냉을 적용하였고, 최근

에는 매우 복잡한 유로를 만들어주어 공냉의 효과

를 극대화시키는 추세인데, 이를 위해 블레이드

제작 시 세라믹 코어적용과 같은 추가적인 공정이

필요하다. 일반적으로 공냉에 의해 약 200 ℃

내외의 추가적인 온도수용성 향상을 기대할 수

있다.

3. 니켈기 초내열합금 개발현황

초기에 개발된 Nimonic 시리즈의 Ni기 초내열

합금은 단조용 형태로 사용되었는데 1950년대 진

공용해기술이 발전됨에 따라 합금원소 첨가의 자

유도가 한층 넓어진 주조용 합금이 개발되었다.

즉, 초내열합금의 개발은 주요상(phase)의 분율,

형상과 같은 재료과학적 측면에서 진행됨과 동시

에 새로운 공정이 개발되면 그 공정에 최적화된

조성으로 합금개발이 진행되었다. 주조용 터빈블

레이드의 공정상 획기적인 발전은 브릿지만법에

의한 일방향응고에 의해 이루어졌는데, 이 공정으

로 인해 블레이드의 원심력 방향에 수직인 성분의

입계를 제거 혹은 최소화시켜 핵심부품의 고온 크

리프 특성은 비약적 발전을 이루게 된다. 일방향

응고의 공정기술이 개발됨에 따라 이러한 공정에

적합한 DS (Directionally Solidified)합금, 단결정

합금들이 개발되기에 이르렀다[3](Figure 3).



Alloy Cr Co Mo W Al Ti Ta Nb V HfDensity

(g/cm3)

CountryCompany or

Institute

Nasair 100 9 - 1 10.5 5.75 1.2 3.3 - - - 8.54 미국 C-M*

CMSX-2 8 4.6 0.6 8 5.6 1 6 - - - 8.6 미국 C-M

CMSX-3 8 4.6 0.6 8 5.6 1 6 - - 0.1 8.6 미국 C-M

CMSX-6 9.8 5 3 - 4.8 4.7 2 - - 0.1 7.98 미국 C-M

PWA 1480 10 5 - 4 5 1.5 12 - - - 8.7 미국 P&W**

SRR 99 8 5 - 10 5.5 2.2 3 - - - 8.56 영국 RR†

RR 2000 10 15 3 - 5.5 4 - - 1 - 7.87 영국 RR

Rene N4 9 8 2 6 3.7 4.2 4 0.5 - - 8.56 미국 GE‡

AM1 7.8 6.5 2 5.7 5.2 1.1 7.9 - - - 8.60 프랑스 ONERA✡

AM3 8 5.5 2.25 5 6 2 3.5 - - - 8.25 프랑스 ONERA

*C-M : Cannon-Muskegon Co.**

P&W : Pratt & Whitney†RR : Rolls-Royce plc.‡GE : General Electric Aircraft Engines✡

ONERA : Office National d’Etudes et de Recherches Aérospatiales

Table 1. 제1세대 단결정 Ni기 초내열합금의 화학조성(wt%)

Figure 4. γ 기지에 3차원적으로 배열된 γʹ석출물.

다결정 초내열합금과 구분되는 단결정 초내열

합금 조성의 특징은 먼저 입계강화원소인 C, B,

Zr 등의 첨가를 억제했다는 점이다. 또한 단결정

합금의 기계적 특성을 최적화하기 위해 W, Ta,

Mo와 같은 내화 합금원소를 다량으로 첨가하였

다. 하지만 단결정 합금개발에 있어서 가장 중요

한 첨가원소는 무엇보다도 Re이다. 합금의 온도수

용성을 획기적으로 향상시키기 위해서 초고가인

Re을 첨가하였는데 이는 합금의 원소재 가격, 밀

도, 상 안정성 등의 희생 하에서 이루어진 것이므

로 그 의미가 더욱 크다고 볼 수 있다[4]. 일반적

으로 단결정합금은 Re이 첨가되지 않은 제1세대

단결정합금, Re이 약 3 wt% 첨가된 제2세대 단결

정합금, Re이 약 6 wt% 첨가된 제3세대 단결정합

금 등으로 분류된다. 가장 최근의 합금개발에서는

백금족 원소(Platinum Group Metals :Ru, Rh, Pd,

Os, Ir, Pt 등)인 Ruthenium과 Iridium을 첨가하고

있는데 이러한 경우를 제4세대 단결정 합금이라고

한다.

제1세대 Ni기 초내열합금의 주요 합금 원소는

Cr, Co, Mo, W, Al, Ti, Ta 등이다(Table 1). 이들

원소 중에서 Cr, Co, Mo 등은 FCC γ 기지에 분배

되어 주로 고용강화의 역할을 하며, 특히 Cr은

Cr2O3 산화막의 형성을 촉진시켜 고온내식성에

결정적인 역할을 한다. 이 합금들은 Ni3Al 구조



Figure 5. 온도에 따른 각 합금원소의 확산속도.

(L12)의 γʹ을 약 60 % 이상 포함하는데 표준열처

리를 거친 단결정 합금의 미세구조는 일반적으로

입방형의 γʹ이 γ 모상에 3차원적으로 배열된 모습

이다(Figure 4). Ti, Ta, Nb, V는 Ni3Al 자리에서

Al을 치환해 들어감에 따라 γʹ 상을 강화시킨다.

주요 γʹ 형성원소인 Al은 Al2O3의 산화막을 형성

해 더 이상의 산화진전을 방지하는 중요한 역할도

함께 수행한다[4]. 단결정 블레이드용 초내열합금

은 기존의 초내열합금에서 입계강화의 목적으로

첨가되었던 C, B, Zr, Hf의 원소들을 포함하지 않

는다. 예를 들어 NASAIR 100은 Mar-M 247에서

입계강화원소를 제거함에 의해 개발된 합금이다

[5]. 그 결과 합금의 초기용융온도(incipient melt-

ing temperature)는 1240 ℃에서 1330 ℃로 높아졌

고 이에 따라 보다 높은 온도에서 용체화처리가

가능해져 주조상태에서 형성되었던 조대한 γʹ을

고상확산을 통해 완전히 제거시킬 수 있었다. 이

는 크리프 강도의 측면에서 보았을 때 약 60 ℃의

온도수용성 향상을 초래하는 것이었다[5]. 그 이후

엔진제작회사, 합금전문회사, 연구기관 등에 의해

Table 1과 같이 다양한 조성의 단결정 합금들이

개발되는데, 터빈블레이드 파손의 주요한 기구가

크리프이기 때문에 항상 크리프 강도를 가장 중요

한 설계목표로 염두에 두고 합금개발이 진행되었

다. W, Mo, Ta과 같은 원소들은 초내열합금의 체

적확산속도를 현저하게 감소시키는데, 따라서 이

들 원소의 적절한 첨가에 의해 γʹ 석출물의 조대

화 속도도 최대한 낮출 수 있고 전위의 climb, 크

로스슬립과 같이 확산에 의해 제어되는 크리프 메

카니즘도 억제할 수 있었다. 또한 이들 원소들은

Ni, Al에 비해 상대적으로 원자반경이 크기 때문

에 효과적인 고용강화 작용을 한다[4].

대표적인 단결정 합금으로는 Cannon-Muskegon

에서 개발된 CMSX-2, CMSX-3[6] 그리고 저밀도

합금인 CMSX-6[7]가 있다. 주요엔진회사에서 개

발된 합금으로는 GE의 Rene N4[8], Pratt &

Whitney의 PWA1480[9], 롤스로이스의 SRR99,

RR2000[10] 등이 있다. 한편 프랑스의 ONERA,

SNECMA 등이 공동개발한 AM1[11]은 라팔전투

기의 M88 엔진의 블레이드 및 베인 재료로 적용

되었다.

일련의 단결정 초내열합금 합금개발 연구에 의

해 Re을 첨가하면 단결정 합금의 크리프강도가

상당히 증가함이 발견되었다. 그 원인은 첫째, Re

이 γʹ의 조대화 속도를 현저하게 감소시키며, 둘

째, γ-γʹ의 격자불일치(misfit)를 크게 음의 값으로

만드는 데에 기인하는 것으로 알려졌다[12](이때까

지의 연구에 의해 γ-γʹ의 격자불일치가 음의 값을

가지면 고온크리프 시 γʹ의 형상이 응력축에 수직

으로 늘어나는 rafting 현상이 발생하며 이는 다시

크리프 수명 연장에 기여한다고 알려져 있었다

[13]). 기본적으로 Re은 Ni기 합금에서 전반적인

확산속도를 낮추는데 크게 기여한다(Figure 5). 따

라서 고온확산과 연관된 모든 현상들(크리프, 고

온상변화, 조대화, 고온산화 등)의 속도를 낮추기

때문에 기본적으로 고온 물성을 향상시키게 된다.

실제 단결정 합금에 Re을 3 wt% 첨가했을 경우

약 30 ℃의 온도 수용성향상을 달성했는데[14], 최

초로 Re이 첨가된 이 합금들은 제2세대 단결정 합

금군으로 분류되며 대표적인 예는 PWA1484[15],

Rene N5[16], SC180[17], CMSX-4[18], SMP14[19]

등을 들 수 있다. 이들의 조성을 Table 2에 정리하

였다.



Alloy Cr Co Mo Re W Al Ti Ta Nb HfDensity

(g/cm3)

CountryCompany or

Institute

CMSX-4 6.5 9 0.6 3 6 5.6 1 6.5 - 0.1 8.7 미국 C-M

PWA 1484 5 10 2 3 6 5.6 - 8.7 - 0.1 8.95 미국 P&W

Rene N5 7 8 2 3 5 6.2 - 7 - 0.2 8.7 미국 GE

SC 180 5 10 2 3 5 5.2 1 8.5 - 0.1 8.84 미국

SMP14 4.8 8.1 1 3.9 7.6 5.4 - 7.2 1.4 - 9.02 남아공

MC2 8 5 2 - 8 5 1.5 6 - - 8.63 프랑스 ONERA


Alloy Cr Co Mo Re W Al Ti Ta Nb HfDensity

(g/cm3)

CountryCompany or

Institute

CMSX-10 2 3 0.4 6 5 5.7 0.2 8 0.1 0.03 9.05 미국 C-M

Rene N6 4.2 12.5 1.4 5.4 6 5.75 - 7.2 - 0.15 8.97 미국 GE

Alloy 5A 4.5 12.5 - 6.25 5.75 6.25 - 7 - 0.15 8.91 미국 GE

TMS-75 3 12 2 5 6 6 - 6 - 0.1 - 일본 NIMS

TMS-80 2.9 11.6 1.9 4.9 5.8 5.8 - 5.8 - 0.1 - 일본 NIMS


보다 최근에는 Re의 함량을 6 wt%까지 증가시

킴으로 단결정 합금의 온도수용성을 더욱 향상시

키는 합금설계가 이루어졌는데 이들 합금을 제3세

대 단결정 합금으로 분류한다. Re은 매우 고가원

소이기 때문에 3 wt%의 Re 가격은 전체 합금의

원소재 가격의 절반이상을 차지하고, 6 wt%의 Re

가격은 전체 합금의 원소재 가격의 2/3 이상을 차

지한다. 그럼에도 불구하고 원소재 가격에 매우

민감한 엔진제조사들이 제2세대 및 제3세대 단결

정 합금을 개발한다는 사실은 합금의 온도수용성

향상이 얼마나 중요한지를 역설적으로 보여주는

것이라고 할 수 있다. 대표적인 제3세대 단결정 합금

들은 Cannon-Muskegon에서 개발된 CMSX-10[20],

GE의 Rene N6[21], 일본 NIMS에서 개발된

TMS75 및 TMS80 합금들[22]이 있는데 이들의

화학조성을 Table 3에 정리하였다. TCP 상 형성

의 경향은 제3세대 합금에서 더욱 문제가 될 수

있기 때문에 Cr의 함량은 약 2-4.2 wt%로 제한시

켰다. 한편 Co 함량은 제3세대 단결정 합금에서

논쟁의 대상이 되고 있다. Erickson은 Co가 TCP

상의 형성경향을 증가시킨다고 보고 Co의 함량을

3 wt%대로 억제시킨 반면[20], Walston 등은 상안

정성 향상을 이유로 Rene N6에서 12.5 wt%의 높

은 Co 함량을 추천하였다[21]. CMSX-10의 경우

1100 ℃ 내외에서 장시간 노출시켰을 경우 Re의

함량이 높은 TCP 상이 형성됨이 밝혀졌다[20,21].

Re을 포함하는 단결정 초내열합금에 Ruthenium

이나 Iridium을 첨가했을 경우 TCP 상의 형성경

향이 감소한다는 사실이 여러 연구에 의해 발견되

었다[22-24]. Ru이나 Ir 등과 같이 백금족금속

(Platinuim Group Metals (PGM): Ir, Ru, Rh, Pd,

Pt, Os 등의 원소)이 포함된 경우 제4세대 단결정

합금으로 분류된다. PGM의 첨가에 의해 TCP 형

성경향이 감소하는 원인은 Re의 γ/γʹ 분배를 변화

시켜, γ 기지 내에서 Re이 풍부한 TCP 상의 형성

을 억제한다는 것으로 알려졌다. 제4세대 단결정

합금의 고온 크리프 특성은 매우 우수함이 밝혀졌

으나 PGM이 다른 특성에 미치는 영향에 대해서



Alloy Cr Co Mo Re W Al Ti Ta Nb Hf Ru CountryCompany or

Institute

MC-NG 4 - 1 4 5 6 0.5 5 - 0.1 4 프랑스 ONERA

TMS-138 2.4 5.9 2.9 5 5.1 5.8 - 5.6 - 0.05 1.9 일본 NIMS

TMS-162 2.9 5.8 3.9 4.9 5.8 5.8 - 5.6 - 0.09 6.0 일본 NIMS

Table 4. 제4세대(MC-NG, TMS-138) 및 제5세대(TMS-162) 단결정 Ni기 초내열합금의 화학조성(wt%)

Figure 6. 베이스합금과 Mod 합금의 Misorientation 각도

LAB에 따른 Bi-crystal 응력파단수명.

는 아직까지 연구가 계속되고 있다.

Yokokawa 등은[25] 일본의 대표적 제3세대 합

금인 TMS-75에 Ir, Ru, Rh, Pd, Pt 등의 PGM을

체계적으로 첨가하며 이들 원소가 γ와 γʹ에 어떻

게 분배되는지에 대한 연구를 수행했는데, 그들의

결과에 의하면 Ru은 γ 기지에 우선적으로 분배되

고, Rh, Pd, Pt 등은 γʹ에 우선적으로 분배되며 Ir

은 γ/γʹ 두 상에 거의 고르게 분배되는 것으로 나

타났다. 프랑스 ONERA의 Caron은[26] Re과 Ru

의 함량을 변화시키며 제4세대 단결정 합금 개발

연구를 수행하여 MC-NG (Mono Cristal -

Nouvelle Generation)이라는 우수한 특성의 합금

을 발표하였다. 그들의 결과에 의하면 MC-NG의

크리프 특성은 대표적인 제3세대 단결정합금인

CMSX-10과 Rene N6와 거의 동등하며 TCP 형성

에 대한 상안정성은 매우 뛰어남을 보여주었다.

국내의 경우 1970년대 초 KIST에서는 PHACOMP

법과 일본 NIMS 그룹의 초기 수식을 도입하여 컴

퓨터계산에 의한 Ni기 초내열합금 합금설계 연구

를 시작하였다. 그 후 1990년대 후반 재료연구소

(이하 KIMS)에서는 문헌에서 업데이트된 수식과

자체적인 통계학적 모델링을 바탕으로 일본

NIMS 그룹의 합금설계 프로그램과 거의 동등한

소프트웨어를 보유하게 되었다.

1990년대 후반부터 5년간에 걸친 영국 롤스로

이스사와의 한영 공동연구에서는 베인용 단결정

합금 개발을 통해 선진 엔진사의 초내열합금 개발

경험과 노하우를 습득하였다. 노즐 가이드베인은

부피가 크고 형상이 복잡하기 때문에 제조공정 중

제품내부에 입계결함이 불가피하게 도입되며 이

로 인해 심각한 수율문제가 발생한다. 이를 해결

하기 위해서 한영 공동연구 에서는 C, B, Hf 등이

첨가되어 LAB (Low Angle Boundary) 특성이 향

상된 단결정 초내열합금을 개발하였다. 단결정합

금의 freckle 결함 억제를 위한 롤스로이스의 경험적

기준과 입계강화원소 함량최적화에 의해 Figure 5

와 같이 misorientation이 큰 고각입계에서 입계강

도가 베이스합금보다 우수한 특성을 나타내게 된다.

또한 롤스로이스로부터 초내열합금 데이터베이

스를 제공받아 이를 인공지능의 개념을 가진

Neural Network 기법으로 모델링함에 의해 기존

합금설계 프로그램의 예측성능을 획기적으로 개

선하였다. 이와 같이 구축된 NNADP (Neural

Network Allopy Design Program)를 활용하여

KIMS에서는 단결정 합금개발 연구를 수행하였는

데, 개발합금의 크리프 특성은 대표적인 제2세대

단결정 합금인 CMSX-4의 크리프특성보다 우수한

결과를 보여주었다[27]. 이 결과는 Neural network

기법이 단결정 초내열합금의 개발에 실제로 유용



Figure 7. Neural Network 모델링 및 초내열합금의 특성예측.

하게 사용될 수 있음을 입증한 최초의 연구로써

현재는 NN 기법을 인장특성, 열역학특성 등 다른

주요특성의 모델링에 적용하여 보다 완성도가 높

은 합금설계 프로그램에 대한 연구가 진행 중이다

(Figure 6)(Figure 7).

4. 맺음말

제트엔진의 핵심부품과 관련된 원천소재 및 공

정기술들은 그 특성상 선진국들이 기술이전을 극

도로 회피하고 있는 분야이다. 그것은 민항기 엔

진 및 산업용 가스터빈과 같이 고부가가치 산업을

통해 국가경제를 보호한다는 측면도 있지만 전투

기엔진과 같이 국가의 군사력에 직접적인 영향을

주는 방위산업분야이기 때문에 당연한 것이라고

볼 수 있다. 따라서 국내에서 항공산업 및 가스터

빈 산업의 기술자립화를 위해서는 국내 독자의 내

열합금 개발에 대한 연구가 반드시 선행되어야 한

다. 현재 대형 R&D 사업들은 조기에 제품양산으

로 연결될 수 있는 산업화 가능분야에만 집중되고

있는 실정이다. 하지만 초고온 내열재료 개발과

같이 민군 양측에서 국가의 경쟁력을 극대화할 수

있는 flagship technology 연구분야에 대해서는 국

가가 장기적인 비전과 철학을 가지고 R&D를 주

도해야 한다. 미국, 영국, 프랑스 등 선진국의 초내

열합금의 개발경험과 역사를 감안했을 때 국내의

연구개발 상황은 매우 열악하다고 할 수 있다. 이

러한 현실에서 가장 유효한 연구개발 전략은 선진

국들이 거쳐갈 수밖에 없는 미래의 R&D 분야의

기술을 우리가 선점하여 기술적인 주도권을 갖는

것이다. 내열재료분야에서 그 대표적인 예가 초고

온용 내열합금 개발이 될 수 있으며 이미 일본

NIMS에서는 이러한 전략으로 발 빠르게 움직여

일부 고온 재료 연구 분야에서 세계적인 주도권을

확보하고 있다. 또한 이러한 고온재료개발을 바탕

으로 세계에서 최초로 J 클래스 1600 ℃급 가스터

빈 (MHI)을 개발하여 시장확대를 꾀하고 있는 점

은 우리에게도 시사하는 바가 크다. 국내에서도

일본의 HTM21 프로젝트와 같은 체계로 1500 ℃

급 이상의 온도수용성을 갖는 초고온 내열재료 개

발에 착수하여 미래 기술의 주도권을 확보한다면,

가까운 장래에 선진국과의 기술격차를 좁히는데

크게 기여하게 될 것이다.

참 고 문 헌

1. W. Betteridge and J. Heslop, The Nimonic

Alloys and Other Nickel-Base High Temperature

Alloys, 2nd ed. 10 (1974).

2. J. C. Zhao and J. H. Westbrook, MRS

Bulletin, SEPTEMBER, 622 (2003).

3. C. T. Sims, Superalloy II, ed. by C. T. Sims,

N. S. Stoloff, and W. C. Hagel, John Wiely

& Sons, New York, 3 (1987).

4. P. Caron and T. Khan, Aerosp. Sci. Technol.,

3, 513 (1999).

5. T. E. Strangman, G. S. Hoppin III, C. M.

Phipps, K. Harris, and R. E. Schwer, in

Superalloys 1980, Ed. by J. K. Tien et al.,



유 영 수

1987 한양대학교 재료공학과 학사

1989 KAIST 재료공학과 석사

1993 KAIST 재료공학과 박사

1994∼1995 미국 NIST post doc

1998∼2000 영국 롤스로이스 파견연구원

1996∼ 현재 재료연구소 책임연구원

ASM, Metals Park, OH 215 (1980).

6. K. Harris, G. L. Erickson, and R. E. Schwer,

in Superalloys 1984, ed. by M. Gell et al.,

The Metallurgical Society of AIME,

Warrendale, PA 221 (1984).

7. J. Wortmann, R. Wege, K. Harris, G. L.

Erickson, and R. E. Schwer, in Proceedings

7th world conference on investment casting,

Munich, Germany (1988).

8. E. W. Ross and K. S. O’Hara, in Superalloys

1996, ed. by R. D. Kissinger et al., TMS,


9. M. Gell, D. N. Duhl, and A. F. Giamei, in

Superalloys 1980, ed. by J. K. Tien et al.,

ASM, Metals Park, OH 205 (1980).

10. D. A. Ford, in Superalloys 1984, ed. by M.

Gell et al., The Metallurgical Society of

AIME, Warrendale, PA 115 (1984).

11. J. H. Davidson, A. Fredholm, T. Khan, and J. M.

Theret, French patent No 2 557-598, (1983).

12. A. F. Giamei and D. L. Anton, Metall. Trans.

16A 1997 (1985).

13. D. D. Pearson, F. D. Lemkey, and B. H.

Kear, in Superalloys 1980, ed. by J. K. Tien

et al., ASM, Metals Park, OH 513 (1980).

14. G. L. Erickson, JOM, 47, 36 (1995).

15. A. D. Cetel and D. N. Duhl, in Superalloys

1988, Ed. by D. N. Duhl et al., TMS,


16. C. S. Wukusick and L. Buchakjian, Jr., GE

Company, Patent Application no GB 2 235

697 A, Marh (1991).

17. Xuan Ngyuen-Dinh, Allied-Signal, Inc., US

patent 4 935 072, (1990).

18. K. Harris, G. L. Erickson, R. E. Schwer, D.

J. Fraiser, and J. R. Whestone, in High

Temperature Materials for Power Engineering

1990, Part II, ed. by E. Bachelet et al., Kluwer

Academic Publishers, Dordrecht, Holland,

1281 (1990).

19. P. E. Waudby, J. M. Benson, C. M. Stander,

and R. Pennefather, G McColvin, in Advances

in Turbine Materials, Design and Manufacturing,

ed. by A. Strang, The Institute of Materials,

London, UK 322 (1997).

20. G. L. Erikson, in Superalloys 1996, ed. by R.

D. Kissinger, TMS, Warrendale, PA 35 (1996).

21. W. S. Walston, K. S. O’Hara, E. W. Ross, T.

M. Pollock, and W. H. Murphy, in

Superalloys 1996, ed. by R. D. Kissinger,

TMS, Warrendale, PA 27 (1996).

22. T. Kobayashi, Y. Koizumi, S. Nakazawa, T.

Yamagata, and H. Harada, in Advances in

Turbine Materials, Design and Manufacturing,

ed. by A. Strang, The Institute of Materials,

London, UK 766 (1997).

23. P. Caron, J. L. Raffestin, and S. Naveos,

ONERA, Patent pending.

24. K. S. O’Hara, W. S. Walston, E. W. Ross,

and R. Darolia, GE Company, US Patent 5

482 789, 1996.

25. T. Yokokawa, M. Osawa, K. Nishida, T.

Kobayashi, Y. Koizumi, and H. Harada,

Scripta Mater. 49, 1041 (2003) .

26. P. Caron, in Superalloys 2000, Ed. by T. M.

Pollock, TMS, Warrendale, PA 737 (2000).

27. Y. S. Yoo, C. Y. Jo, and C. N. Jones, Materials

Science and Engineering, 336 A 22 (2002).

Documents

기획특집: 초고온 내열소재 - CHERIC · 2014-08-26 · Keywords: superalloys, nickel base alloy, gas turbine, alloy development 1. 서 론 1) 일반적으로 금속구조재료(Metallic