KR20230100911A - 고온 환경에서 열적 특성이 개선된 ysz계의 열차폐 코팅소재 - Google Patents
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Abstract
고온 환경에서 낮은 열전도성, 상안정성, 치밀화 저항성을 갖는 YSZ계의 열차폐 코팅소재에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 이트리아 안정화 지르코니아(YSZ, yttria stabilized zirconia); TiO2; 및 Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 이트리아 안정화 지르코니아(YSZ, yttria stabilized zirconia); TiO2; 및 Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함할 수 있다.
Description
본 발명은 고온 환경에서 낮은 열전도성, 상안정성, 치밀화 저항성을 갖는 YSZ계의 열차폐 코팅소재에 관한 것이다.
고온의 연소 가스로부터 터빈부품의 내구성을 높이고 이를 통해 가스터빈 엔진의 열 효율을 향상시키는 방법으로 TBC(Thermal Barrier Coating) 소재의 개발이 주목받고 있다.
TBC는 가스 터빈의 고온 환경에 사용되어 고온의 연소 가스로부터 여기된 열 플럭스를 차단하여 금속 기판으로 흐르는 것을 방지하여, 금속 부품을 효과적으로 보호하여 가스 터빈 입구의 온도를 크게 높일 수 있다.
종래 기술에 따르면, 가스 터빈의 추력 대 중량 비율은 터빈 입구의 온도가 100°C 증가할 때마다 10% 이상 증가할 수 있음을 보여준다.
이에 따라 우수한 고온 안정성과 단열 특성은 고출력 가스 터빈용 TBC에 매우 중요하다.
50년 이상 동안 YSZ는 낮은 열전도율, 높은 열팽창 계수(CTE) 및 인성 때문에 TBC 재료로 광범위하게 사용되었다. 그러나 YSZ는 1200℃ 이상에서 갑작스러운 상변태와 소결 치밀화 거동을 나타낸다. 정방정상에서 단사정상으로 상전이가 일어나면 부피가 3 ~ 5% 팽창하여 마르텐사이트 상 변형(martensitic phase transformation)이 발생됨으로써 코팅의 균열 및 파손에 이르게 되어 궁극적으로 터빈 부품의 파손, 내구성 저하 및 수명 단축이 발생할 수 있다. 또한, 코팅의 치밀화는 코팅의 미세 기공을 제거하고 입자 크기를 증가시키기 때문에 열전도율을 증가시키고 기계적 특성을 저하시킬 수 있다.
따라서 고온 환경에서도 상당한 기간 동안 안정적으로 사용할 수 있도록 단열성이 우수하고 기계적 물성을 저하시키지 않으면서 열적 특성을 향상시킬 수 있는 TBC 소재의 개발이 필요하다.
본 발명의 목적은 고온 환경에서 낮은 열전도성을 갖는 열차폐 코팅소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 고온 환경에서 정방정상에서 단사정상으로의 상변태가 효과적으로 억제되어 상안정성이 우수한 열차폐 코팅소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 고온 환경에서 치밀화에 대한 저항성을 갖는 열차폐 코팅소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 고온 환경에서 열팽창계수가 높은 열차폐 코팅소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 고온 환경에서 파괴인성을 유지할 수 있는 열차폐 코팅 소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 고온 환경에서 내구성이 우수한 열차폐 코팅 소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 발전용 가스터빈, 항공용 가스터빈 등의 내열 보호재로 사용될 수 있는 열차폐 코팅 소재를 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 원가절감을 기대할 수 있는 열차폐 코팅 소재를 제공하는 것이다.
본 발명의 목적들은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기의 설명에 의해서 이해될 수 있고, 본 발명의 실시예에 의해 보다 분명하게 이해될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 특허 청구 범위에 나타낸 수단 및 그 조합에 의해 실현될 수 있음을 쉽게 알 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 이트리아 안정화 지르코니아(YSZ, yttria stabilized zirconia); TiO2; 및 Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함할 수 있다.
상기 열차폐 코팅소재는 정방정상 결정 구조를 가질 수 있다.
상기 YSZ 100중량부에 대하여, TiO2 0중량부 초과 ~ 15중량부 이하를 포함할 수 있다.
상기 YSZ 및 란탄계 희토류 금속산화물의 전체 100mol%에 대하여, 란탄계 희토류 금속산화물 0mol% 초과 ~ 15mol% 이하를 포함할 수 있다.
상기 YSZ는 Y2O3 및 ZrO2의 전체 100wt%에 대하여, Y2O3 6 ~ 8wt%를 포함할 수 있다
물성 특성 관련하여, 상기 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후, 측정된 상대밀도는 79.0 ~ 91.0%일 수 있고, 고온에서 치밀화에 대한 저항성을 나타낼 수 있다.
6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ 의 정방정상의 격자상수 c/a 값 100% 대비, 상기 열차폐 코팅소재의 정방정상의 격자상수 c/a 값의 c/a 값이 99.83 ~ 99.85% 일 수 있다.
상기 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 1000℃에서 측정된 열전도도 증가폭이 열처리 전 측정된 열전도도 대비, 0.6W/mk 이하일 수 있다.
열차폐 고온 팽창계(DIL 402C, Netzsch, Germany)를 이용하여 1000℃에서 상기 열차폐 코팅소재의 열팽창계수(CTE)를 측정했을 때, 측정된 CTE는 9.0Χ10-6/K ~ 12.0Χ10-6/K일 수 있으며, 고온에서 높은 열팽창계수를 나타낼 수 있다.
본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 고온 환경에서 낮은 열전도성을 가질 수 있으며, 우수한 단열성을 나타낼 수 있다.
또한 본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 고온 환경에서 정방정상에서 단사정상으로의 상변태가 억제되어 상안정성이 우수하고, 고온 환경에서 치밀화에 대한 높은 저항성을 나타내는 효과가 있다.
또한 본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 고온 환경에서 열팽창계수가 높고, 이와 동시에 파괴인성의 저하 없이 유지할 수 있는 효과가 있다.
이처럼 본 발명에 따른 열차폐 코팅소재는 고온 환경에서 내구성이 우수하고, 발전용 가스터빈, 항공용 가스터빈 등의 내열 보호재로 사용될 수 있다.
아울러, 상기 열차폐 코팅소재에 대하여 원가절감을 기대할 수 있다.
상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.
도 1은 6 ~ 8wt% Y2O3를 갖는 YSZ(6 ~ 8wt% YSZ)의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 2는 본 발명의 Sc 및 Gd가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 3은 본 발명의 Sc 및 Dy가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 4는 도핑 원소를 선정하는 기준에 있어서, 첨가 희토류 이온의 반경 크기와 단사정 상 형성 사이의 관계와 Zr과 Hf의 원자 질량 차이를 보여주는 도면이다.
도 5는 본 발명의 1600℃에서 24시간 동안 소결된 새로운 TBC 재료 샘플의 상 분석을 보여주는 도면이다.
도 6a는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 열전도도 측정값을 나타낸 그래프이다.
도 6b는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 기공률을 제외한 실제 열전도도 보정값을 나타낸 그래프이다.
도 7은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 재료의 단사정상 변화를 보여주는 그래프이다.
도 8은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체의 밀도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 9a는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 8YSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9b는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9c는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 Sc2YSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9d는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScGdYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9e는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScDyYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 10a는 본 발명의 새로운 TBC 재료의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10b는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10c는 본 발명의 새로운 TBC 재료 Sc2YSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10d는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScGdYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10e는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScDyYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 11은 기준 8wt.% YSZ(8YSZ)의 CTE와 새로운 TBC 재료의 CTE 열팽창 계수를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 Sc 및 Gd가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 3은 본 발명의 Sc 및 Dy가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 4는 도핑 원소를 선정하는 기준에 있어서, 첨가 희토류 이온의 반경 크기와 단사정 상 형성 사이의 관계와 Zr과 Hf의 원자 질량 차이를 보여주는 도면이다.
도 5는 본 발명의 1600℃에서 24시간 동안 소결된 새로운 TBC 재료 샘플의 상 분석을 보여주는 도면이다.
도 6a는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 열전도도 측정값을 나타낸 그래프이다.
도 6b는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 기공률을 제외한 실제 열전도도 보정값을 나타낸 그래프이다.
도 7은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 재료의 단사정상 변화를 보여주는 그래프이다.
도 8은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체의 밀도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 9a는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 8YSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9b는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9c는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 Sc2YSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9d는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScGdYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 9e는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체 ScDyYSZ의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
도 10a는 본 발명의 새로운 TBC 재료의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10b는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10c는 본 발명의 새로운 TBC 재료 Sc2YSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10d는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScGdYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 10e는 본 발명의 새로운 TBC 재료 ScDyYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 11은 기준 8wt.% YSZ(8YSZ)의 CTE와 새로운 TBC 재료의 CTE 열팽창 계수를 나타낸 그래프이다.
전술한 목적, 특징 및 장점은 첨부된 도면을 참조하여 상세하게 후술되며, 이에 따라 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 본 발명의 기술적 사상을 용이하게 실시할 수 있을 것이다. 본 발명을 설명함에 있어서 본 발명과 관련된 공지 기술에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 상세한 설명을 생략한다. 이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 도면에서 동일한 참조부호는 동일 또는 유사한 구성요소를 가리키는 것으로 사용된다.
이하에서 구성요소의 "상부 (또는 하부)" 또는 구성요소의 "상 (또는 하)"에 임의의 구성이 배치된다는 것은, 임의의 구성이 상기 구성요소의 상면 (또는 하면)에 접하여 배치되는 것뿐만 아니라, 상기 구성요소와 상기 구성요소 상에 (또는 하에) 배치된 임의의 구성 사이에 다른 구성이 개재될 수 있음을 의미할 수 있다.
또한 어떤 구성요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 상기 구성요소들은 서로 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성요소 사이에 다른 구성요소가 "개재"되거나, 각 구성요소가 다른 구성요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있는 것으로 이해되어야 할 것이다.
이하에서는, 본 발명의 몇몇 실시예에 따른 고온 환경에서 열적 특성이 개선된 YSZ계의 열차폐 코팅소재를 설명하도록 한다.
본 발명은 YSZ에 소량의 첨가물들을 첨가하여 YSZ의 1400℃ 이상 고온에서의 급격한 상 변태 및 밀도 변화를 억제함으로써 열차폐 코팅의 균열, 파손을 방지하기 위한 코팅소재에 관한 기술이다.
본 발명의 열차폐 코팅소재는 이트리아 안정화 지르코니아(YSZ, yttria stabilized zirconia), TiO2, 및 Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함하는 것이 바람직하다.
이때 열차폐 코팅소재는 정방정상 및 단사정상 결정 구조를 가질 수 있고, 정방정상 결정 구조의 비율이 단사정상 결정 구조의 비율보다 큰 것일 수 있다.
열차폐 코팅소재를 구성하는 YSZ는 이트리아(Y2O3) 및 지르코니아(ZrO2)의 전체 100wt%에 대하여, Y2O3 6 ~ 8wt%를 포함할 수 있다.
6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ에 Yb, Sc, Gd 등과 같은 3가 또는 4가의 희토류계 원소를 산화물 형태로 첨가함으로써 플루오라이트(Fluorite, 입방정, cubic의 일종) 구조의 YSZ를 구성하는 4가 지르코늄과 산소입자와 함께 존재하는 산소공공의 확대 또는 축소를 통해 열전도도를 저하시킬 수 있다.
또한 첨가물 원소의 이온반경에 따라 발생되는 격자 내 응력 포텐셜에 의해 지르코니아의 상 변태 구동력을 상쇄시켜 궁극적으로 정방정(tetragonal)에서 단사정(monoclinic)으로의 상 변태를 억제할 수 있다. 이와 동시에 입자의 확산성을 낮춰 고온에서의 구조가 치밀화되는 거동을 억제할 수 있다.
첨가되는 희토류 원소가 3가인 경우 산소공공의 확대를 통해 포논의 산란을 증가시켜 열전도성이 낮아지게 되며, 첨가되는 희토류 원소가 4가인 경우 격자 내 응력 형성으로 포논의 산란을 유도하게 된다.
또한 이온반경이 크거나 작은 입자를 첨가하는 경우, 격자구조의 비틀림 현상을 통해 격자 내 응력을 발생시켜 상 변태 또는 입자확산이 발생하는 경우 이를 억제할 수 있는 잠재력을 갖게 된다. 특히 고온 조건은 입자의 운동성이 증가될 수 있는 환경이므로 위에서 제시한 상 안정성, 단사정 생성의 억제 등의 효과들을 더욱 개선시켜 나타낼 수 있다.
일반적으로 란탄계 희토류 금속은 주기율표에서 57번 ~ 71번, 21번의 스칸듐(Sc), 39번의 이트륨(Y)을 포함하는 17개의 원소를 가리킨다.
본 발명의 란탄계 희토류 금속산화물은 란타넘(La), 세륨(Ce), 프라세오디뮴(Pr), 네오디뮴(Nd), 프로메튬(Pm), 사마륨(Sm), 유로퓸(Eu), 가돌리늄(Gd), 터븀(Tb), 디스프로슘(Dy), 홀뮴(Ho), 어븀(Er), 툴륨(Tm), 이터븀(Yb), 루테튬(Lu) 및 스칸듐(Sc) 중 1종 이상의 산화물을 포함할 수 있다.
바람직하게 란탄계 희토류 금속산화물 중에서 스칸듐(Sc), 가돌리늄(Gd), 디스프로슘(Dy) 중 1종 이상의 도핑 소스를 YSZ에 첨가함으로써, 란타넘(La), 네오디뮴(Nd) 등의 다른 도핑소스 대비, 더욱 개선된 고온 열적 특성을 나타낼 수 있다.
본 발명의 열차폐 코팅소재를 구성하는 성분의 함량은 다음과 같다.
열차폐 코팅소재에서 TiO2는 열차폐 코팅소재의 파괴인성을 유지하기 위한 목적으로 포함될 수 있다. 고온 환경에서도 열차폐 코팅소재의 기계적 물성 저하 없이 파괴인성을 유지하는 것이 중요하다.
YSZ 100중량부에 대하여, TiO2 0중량부 초과 ~ 15중량부 이하를 포함할 수 있다. 바람직하게는 TiO2 0중량부 초과 ~ 10중량부 이하를 포함할 수 있고, 0중량부 초과 ~ 8중량부 이하, 0중량부 초과 ~ 4중량부 이하를 포함할 수 있다.
TiO2 0중량부 초과 ~ 15중량부 이하를 포함함으로써, 열차폐 코팅소재의 파괴인성을 충분히 유지할 수 있다.
YSZ 및 란탄계 희토류 금속산화물의 전체 100mol%에 대하여, 란탄계 희토류 금속산화물 0mol% 초과 ~ 15mol% 이하를 포함할 수 있다. 바람직하게는 란탄계 희토류 금속산화물 0mol% 초과 ~ 13mol% 이하를 포함할 수 있고, 0mol% 초과 ~ 10mol% 이하, 0mol% 초과 ~ 7mol% 이하, 0mol% 초과 ~ 4mol% 이하를 포함할 수 있다.
YSZ를 희토류 원소로 도핑하면 YSZ의 단열 성능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라 고온 안정성도 크게 높일 수 있다. YSZ에 다량의 희토류 원소를 첨가하면 YSZ의 고온 열적 특성이 향상될 수 있다. 그러나 YSZ의 첨가제가 15 mol%를 초과하면 기계적 물성이 심하게 저하되어 코팅 불량이 발생하게 된다. 또한 희토류 원소는 고가이며 가스터빈 엔진의 경제성도 무시할 수 없다.
따라서, 열차폐 코팅소재는 란탄계 희토류 금속산화물 0mol% 초과 ~ 15mol% 이하를 포함함으로써, 고온에서 더욱 개선된 열적 특성을 나타낼 수 있다.
열차폐 코팅소재에서 열차폐 코팅소재의 파괴인성을 충분히 유지하기 위해 TiO2 이외에 HfO2를 더 포함할 수 있다.
YSZ 100중량부에 대하여, 산화하프늄(HfO2) 0중량부 초과 ~ 3중량부 미만을 더 포함할 수 있다. 바람직하게 HfO2 0중량부 초과 ~ 2중량부 미만을 포함할 수 있고, 0중량부 초과 ~ 2중량부 이하, 0중량부 초과 ~ 1중량부 이하를 포함할 수 있다.
이처럼 본 발명의 열차폐 코팅소재는 6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ, TiO2을 포함하고, 소량의 도핑 원소로 Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함하는 조성을 가질 수 있고, 기공을 포함할 수 있다.
이에 따라 상기 열차폐 코팅소재의 정방정상(Tetragonal(t) 및 non-transformable tetragonal(t’)) 형성 정도는 6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ의 정방정상 형성 정도 100% 대비, 99.8% 이상을 나타낼 수 있다.
특히, 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 측정된 단사정상 결정 구조의 비율이 정방정상 및 단사정상 전체 100mol%에 대하여, 0mol% 초과 ~ 35mol% 이하일 수 있고, 바람직하게는 0mol% 초과 ~ 15mol% 이하일 수 있다.
나아가 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 단사정상의 증가율은 열처리 전 측정된 단사정상 100mol% 대비, 3mol% 이하를 나타낼 수 있다.
열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후, 측정된 상대밀도는 79.0 ~ 91.0%일 수 있다.
또한 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 1000℃에서 측정된 열전도도의 증가폭이 열처리 전 측정된 열전도도 대비, 0.6W/mK 이하를 나타낼 수 있다.
이러한 결과들은 6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ 대비 70% 이상 개선된 효과를 보인다.
또한 고온 팽창계(DIL 402C, Netzsch, Germany)를 이용하여 1000℃에서 상기 열차폐 코팅소재의 열팽창계수(CTE)를 측정했을 때, 측정된 CTE는 9.0Χ10-6/K ~ 12.0Χ10-6/K일 수 있다.
이와 같은 고온 열적 특성을 갖는 열차폐 코팅소재는 고에너지 전자빔 조사용 소재, 고열의 용융금속을 수용할 수 있는 용기와 같은 내화물 소재, 고체산화물 연료전지, 터빈 시스템 및 터빈 엔진용 세라믹 코팅 등 다양한 분야에 적용될 수 있다.
이와 같이 고온 환경에서 열적 특성이 개선된 YSZ계의 열차폐 코팅소재에 대하여 그 구체적인 실시예를 살펴보면 다음과 같다.
본 발명에서는 YSZ에 희토류 산화물을 첨가하여 열전도율을 낮추고 TiO2를 첨가하여 정방정계 상안정성을 높였다. 그 중 열전도도 감소 및 상안정성 개선이 가장 우수한 조성물을 선정하여 고온 환경에 장기간 노출시켰다.
또한 고온 열적 특성을 분석하여 고온 열전도도, 고온 상안정성 및 고온 고밀도화 저항성을 결정하였다. 또한, 선별된 신조성물을 코팅이 아닌 소결체로 제작하여 신속한 분석 및 선별을 위해 비교분석을 진행하였다.
하기 도 1 내지 도 11에서 사용된 시편을 다음과 같이 제조하였다.
1. 제조예
고체 상태 반응은 안정한 산화물로 변형된 YSZ 벌크 세라믹을 합성하는데 사용되었다. 8 wt.% YSZ (≥99%, HanKyung TEC, Korea) 는 밸런스 조성의 원료로 사용되었으며, 주요 불순물은 SiO2, Al2O3, CaO, TiO2, Fe2O3 등이다.
첨가제는 Yb2O3, Lu2O3, HfO2, Dy2O3, Sc2O3, Ce2O3, La2O3, Eu2O3, Nd2O3, Er2O3, Gd2O3 중 1종 이상의 희토류 산화물과, TiO2이다.
모든 원료 분말의 D50은 크기가 대략 서브마이크론 미터이다. 모든 조성에서 8wt.% YSZ는 나머지 조성이며, 도핑 소스의 첨가량은 Sc2YSZ를 제외하고 1mol%이다. 포함된 희토류 원소의 유형에 따라 구성 이름이 지정되었다. 8 중량%의 YSZ에 Yb2O3 및 TiO2가 첨가된 것은 YbYSZ로 표기하였다.
새로 개발된 TBC 재료의 구성은 표 1에 표기하였다.
직경 10mm의 지르코니아 밀링볼과 에탄올을 이용하여 볼 밀링을 통해 원료를 300rpm으로 24시간 동안 혼합하였다. 이어서, 슬러리 혼합물을 건조 오븐에서 120℃에서 24시간 동안 건조시켰다. 혼합된 분말을 직경 25mm, 높이 30mm의 벌크로 냉간 압착한 다음 190MPa에서 5분 동안 냉간 등방압 압착(CIP)을 수행했다. 마지막으로 1600℃에서 24시간 동안 소결하여 소결체를 합성하였다.
전반적으로 소결체의 기공도는 일반적인 용사코팅의 기공도와 일치하도록 10 ~ 20%로 조정하였다.
[표 1]
2. 물성 측정 방법 및 평가
40kV, 100mA 및 5 °/min의 스캔 속도로 스캔하여 상 형성의 거동을 분석하기 위해, Cu Kα 방사선(λ = 0.15418 nm)이 있는 X선 회절계(XRD, RINT-2500HF, Rigaku, Japan)를 사용하였다.
주사전자현미경(SEM, JSM-6770F, Jeol, Japan)을 이용하여 소결체의 미세구조를 관찰하였으며, 시료의 표면 미세구조를 관찰하여 전체 소결 단계를 분석하였다. 자세한 값은 표 2에 나와 있다.
[표 2]
개발된 조성물의 열확산율, 비열 및 열전도율은 직경 12.7 mm, 높이 2.5 mm의 샘플을 사용하여 레이저 플래시 장치(LFA 467HT, Netzsch, Germany)를 사용하여 25 ~ 1000 °C 범위에서 측정했다.
열확산율은 레이저 플래시 장치로 직접 측정하여 결정하였고, 밀도는 아르키메데스법을 이용하여 측정하였으며, 비열은 노이만-콥 법칙을 이용하여 계산하였다. 테스트 방법 및 데이터 분석에 대한 자세한 내용은 ISO 22007-4에서 확인할 수 있다.
열전도율(λ)은 열확산율(α), 비열(Cp) 및 밀도(ρ)를 기반으로 식(1)을 사용하여 계산하였다.
λ = ρ × CP × α (1)
각 소결체의 기공률 값이 조금씩 다르기 때문에 정확한 열전도율을 위해 식 (2)를 이용하여 전체 밀도에서의 실제 열전도율(λ0)을 구하였다.
열전도율에 대한 다공성(Φ)의 영향을 제외하여 비교하였다.
λ/λ0 = 1 - 4/3Φ (2)
CTE는 고온 팽창계(Dilatometer, DIL 402C, Netzsch, Germany)를 사용하여 온도 범위에서 직경 6mm, 높이 2.5mm의 샘플을 사용하여 측정했다. 25 ~ 1000 ℃ 시험 방법 및 데이터 분석에 대한 자세한 내용은 ASTM E228-17에서 확인할 수 있다.
고온특성을 경향과 함께 분석하기 위하여, 시편은 1300℃에서 100, 200, 300, 400, 500시간 동안 처리되었다.
XRD 피크 데이터와 식 (3)을 이용하여 고온 상변화 특성을 분석하였다.
식 (3)은 단사정상(M)과 입방정상(F)의 몰비 + 정방정상(T')의 몰비를 나타낸다. 단사정상으로의 상변화가 있기 때문에 TBC 성능에 가장 큰 영향을 미치는 것으로 단사정상이 주로 관찰되었다. 고온 고밀도화 저항 분석을 위해서는 고온 환경에 노출된 후 미세 구조를 관찰하는 것이 적절하다.
그러나 본 실험에서는 측정용 아르키메데스 방법을 이용하여 밀도 변화를 관찰함으로써 고온 고밀도화 저항을 간접적으로 분석하였다. ImageJ(U.S. National Institutes of Health, Bethesda, Maryland, USA)를 사용하여 초기 상태와 1300°C에서 500시간 열처리 후 소결체의 기공 형태를 얻었다.
도 1은 6 ~ 8wt% Y2O3를 갖는 YSZ(6 ~ 8wt% YSZ)(100%)의 정방정상 분석용 XRD 결과이다. 도 2는 본 발명의 Sc 및 Gd가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ(99.85%), 도 3은 Sc 및 Dy가 도핑된 6 ~ 8wt% YSZ(99.83%)의 정방정상 분석용 XRD 결과이다.
도 1 내지 도 3을 참조하면, 6 ~ 8wt% YSZ, ScGd YSZ, ScDy YSZ에서 정방정상이 존재하는 것을 확인할 수 있다.
또한 ScGd YSZ는 99.85%, ScDy YSZ는 99.83%로, Tetragonal(t, 정방정) 및 non-transformable tetragonal(t') phase 형성 정도를 극대화하는 조성이고, c/a 격자상수 YSZ 와의 상대적 편차 수준을 최소화하는 조성임을 알 수 있다.
또한 6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ 의 정방정상의 격자상수 c/a 값을 100% 라고 했을 때, 상기 열차폐 코팅소재의 정방정상의 격자상수 c/a 값이 99.83 ~ 99.85% 이며, 그 변화율이 0.3% 이하일 수 있고, 바람직하게는 0% 초과 내지 0.2% 이하일 수 있다.
이는 6 ~ 8wt% YSZ 기준 대비, 본 발명의 코팅 소재의 상이 거의 유사한 비율을 나타냄을 의미한다.
예를 들어, 6 ~ 8wt% YSZ 가 완전한 정방정상인 경우 격자상수 c/a 값에서 t 상의 c/a = 1.014 ~ 1.015 일 수 있고, t' 상의 c/a = 1.004 ~ 1.005 일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
도 4는 도핑 원소를 선정하는 기준에 있어서, 첨가 희토류 이온의 반경 크기와 단사정상 형성 사이의 관계와 Zr과 Hf의 원자 질량 차이를 보여주는 도면이다.
위의 도면은 첨가 희토류 이온의 반경 크기와 단사정상 형성 사이의 관계이고, 아래 도면은 Zr과 Hf의 원자 질량 차이를 나타낸다.
새로 개발된 조성으로 소결체의 상분석에서 단사정상 형성 여부를 관찰한 결과 다음과 같은 경향이 발견되었다.
도핑 원소와 매트릭스인 지르코늄과의 이온 반경 차이에 의해 단사정상의 형성 여부가 나뉘었다.
가벼운 희토류 원소를 포함하는 조성물에서는 단사정상(monoclinic phase)이 형성되는 반면, 무거운 희토류 원소를 포함하는 조성물에서는 형성되지 않았다. 가벼운 희토류 원소의 이온 반경은 크고 무거운 희토류 원소의 이온 반경은 작다.
그러므로, 가벼운 희토류 원소의 경우 Zr과의 이온 반경 차이가 크지만 무거운 희토류 원소의 경우 이온 반경 차이가 작다. Zr과 치환기 이온 사이의 이온 직경 차이는 격자 왜곡을 유발하고, 이는 정방정계에서 단사정계 상으로 상 변화를 일으키는 추진력을 생성할 수 있다. 최대 단사정상이 검출된 HfYSZ의 경우, Hf-이온은 Zr-이온과 이온 반경의 차이가 가장 작은 원소 중 하나이다.
따라서 이 경우 치환기 이온과의 이온 반경의 차이는 단사정상 형성의 주요 원인으로 볼 수 없으며, 그리고 Hf-이온과 Zr-이온 사이의 큰 원자 질량 차이에 의해 상 변형 메커니즘에 영향이 있다고 추론된다.
즉 Hf가 첨가된 YSZ에서, 이온 반경 이외에도 원자 질량 차이로 인해 단사정상 형성이 유도되는 것도 확인하였다.
소결된 새로운 TBC 재료 샘플에서 단사정상의 계산된 백분율은 표 3에 표기하였다. 상기 식 (3)의 단사정상(M)과 입방정상(F)의 몰비 + 정방정상(T')의 몰비를 계산하여 하기 표 3에 나타내었다.
[표 3]
도 5는 본 발명의 1600°C에서 24시간 동안 소결된 새로운 TBC 재료 샘플의 상 분석을 보여주는 도면이다.
표 3 및 도 5를 참조하면, YbYSZ, LuYSZ, GdYSZ, DyYSZ, ErYSZ, HoYSZ는 소결 과정에서 단사정상을 형성하지 않았다. 그러나 HfYSZ, NdYSZ, LaYSZ, 8wt.% YSZ, ScGdYSZ, EuYSZ, ScDyYSZ, ScYSZ, CeYSZ의 경우 단사정상이 형성되었다.
일반적으로 TBC 코팅 공정에 비해 냉각 속도가 느린 소결체의 제조 공정에서 단사정상 형성이 심화되는 경향이 있다.
따라서 소결체의 상분석은 보다 현명한 방법이나 상안정성 평가라 할 수 있다.
HfYSZ, NdYSZ, LaYSZ의 경우, 단사정상은 8wt.% YSZ보다 훨씬 커서 상 안정성이 감소했다. 단사정상이 형성되지 않은 조성과 ScGd, ScDy, Sc와 같은 조성에서는 소성 후 단사정상 비율이 8중량% YSZ보다 적어 상안정성이 개선되었음을 알 수 있다.
도 6a는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 열전도도 측정값을 나타낸 그래프이다. 도 6b는 본 발명의 단일 희토류 첨가 조성을 갖는 소결체 내부의 기공률을 제외한 실제 열전도도 보정값을 나타낸 그래프이다.
열전도율은 상온(25°C)부터 1000°C까지 100°C 간격으로 측정하였다.
모든 조성의 열전도율은 기준 YSZ에 비해 현저히 감소하였다. 특히, 기준 YSZ에 비해 모든 측정 온도 범위에서 ScGdYSZ에서 열전도율의 최대 감소가 관찰되었다. 이것은 3가 Sc-이온 및 Gd-이온으로 대체될 때 산소 결손이 생성되기 때문일 수 있다. Sc-이온의 반경이 Zr-이온의 반경보다 상당히 작기 때문에 산란 효과가 동시에 나타났다.
결론적으로, ScGdYSZ의 경우 모든 개발 조성 중 열전도도가 가장 많이 감소한 결과를 나타냈다. 기공의 영향을 배제한 열전도도 기준, YSZ 대비 약 30% 수준의 열전도도 값이 나타났다.
도 7은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 재료의 단사정상 변화를 보여주는 그래프이다.
본 실험에서는 체적 변화로 인해 발생할 수 있는 고장을 방지하는 고온의 상안정성을 평가하였다.
고온 환경에 장기간 노출되면 정방정상에서 단사정상으로 변한다. 기준 8중량% YSZ의 경우, 초기 소결체의 약 14%를 차지하는 단사정상은 열처리 100시간 후 약 60%로 크게 증가하였고, 열처리 500시간까지 동일한 수준을 유지하였다.
새로운 TBC 재료 중 ScYSZ에서 단사정상 비율은 열처리 기간이 증가함에 따라 약 35mol%로 증가했다. 그러나 Sc2YSZ, ScGdYSZ 및 ScDyYSZ에서는 단사정상이 약 10mol%에서 안정적으로 유지되었고, 고온에서 상 안정성을 가짐을 확인하였다.
따라서 실제 발전용 터빈 블레이드 작동 환경을 고려하여 1300℃에서 500시간 열처리하며 열처리 전후로 단사정상의 비율을 관찰하여 상안정성을 분석한 결과, 열처리 전 후 단사정상의 비율이 온전히 유지됨을 확인하였다. 그리고 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 측정된 단사정상 결정 구조의 증가율이 열처리 전 측정된 단사정상 결정 구조 100% 대비, 3% 이하이고, 바람직하게는 0 초과 내지 2% 이하임을 확인하였으며, 이는 고온에서 상 변태를 억제할 수 있음을 의미한다.
여기서 증가율은 열처리 전 대비 열처리 후의 상 형성 정도, 상 변화 정도를 의미한다.
도 8은 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체의 밀도 변화를 나타낸 그래프이다.
원래 미세구조 관찰을 통해 치밀화 거동의 정확한 분석이 가능했다.
하지만, 1300°C에서 500시간 동안 열처리한 후 밀도 변화를 기반으로 하여 조밀화 저항을 간접적으로만 관찰할 수 있었다. 아르키메데스 방법은 실제 미세조직의 기공에 대한 오차가 커서 열처리 시간에 따른 밀도 변화는 크지 않았다.
그러나 모든 조성의 시료가 동일한 조건에서 소결 및 열처리를 거친 것을 고려할 때, Sc2YSZ, ScDyYSZ, ScGdYSZ의 치밀화 저항성이 높을 것으로 예상하였다.
도 9a 내지 9e는 본 발명의 1300℃에서 500시간 열처리에 따른 TBC 신소재 소결체의 미세구조와 기공 형태의 변화를 나타낸 것이다.
(9a = 8YSZ, 9b = ScYSZ, 9c = Sc2YSZ, 9d = ScGdYSZ, 9e = ScDyYSZ).
왼쪽은 초기 상태 소결체의 미세구조와 기공 형태를 나타낸 것이고, 오른쪽은 1300°C에서 500시간 열처리 후 소결체의 미세 구조와 기공 형태를 나타낸 것이다.
YSZ, ScYSZ, Sc2YSZ 조성의 경우 열처리 후 전체적인 기공 형태가 거칠어졌으나, ScGdYSZ와 ScDyYSZ 조성은 열처리 후 큰 변화를 보이지 않았다.
특히, Sc2YSZ의 기공 크기는 열처리 후 현저하게 조대화되었다.
따라서, ScGdYSZ 및 ScDyYSZ는 고온 환경에서 미세구조 변화에 대한 저항성이 상대적으로 높음을 확인하였다. 모든 조성은 열처리 후 밀도의 무시할 만한 변화를 보여주지만, 기공이 조대화되어 미세구조가 크게 변하는 경우 단열성 및 기계적 물성이 저하될 수 있다.
이처럼 도 8 및 도 9를 통해 본 발명의 ScGdYSZ와 ScDyYSZ 조성은 미세구조 분석 결과 타 조성과 달리 열처리 전후로 미세구조의 형상이 온전히 유지됨을 알 수 있다.
도 10a는 본 발명의 새로운 TBC 재료의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다. 도 10b는 ScYSZ, 도 10c는 Sc2YSZ, 도 10d는 ScGdYSZ, 도 10e는 ScDyYSZ의 고온 열전도도 변화를 나타낸 그래프이다.
기준 8wt.% YSZ에 비해 ScYSZ, Sc2YSZ, ScGdYSZ 및 ScDyYSZ의 소결된 샘플은 열전도율이 현저히 감소하였고, 이 샘플들을 1300°C의 고온에 500시간 동안 노출시켜 열전도율의 변화를 관찰했다.
열전도율 변화 경향은 재료가 고온 환경에 장기간 노출될 때 발생할 수 있는 열화 거동으로 분석되었다. 열처리 후 치밀화로 인해 열전도율이 증가하였다.
4개의 신규 조성 ScYSZ, Sc2YSZ, ScGdYSZ, ScDyYSZ 모두 열처리 후 초기 상태에 비해 열전도율이 약간 증가하였으나 큰 변화는 관찰되지 않았으며, 열전도율 값은 적절한 수준을 유지하였다.
ScYSZ의 경우 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 단사정상 비율이 크게 증가하여 모든 샘플이 파괴되었다. 따라서 400시간까지 열처리된 ScYSZ의 열전도율만 분석할 수 있었다.
특히 ScGd를 첨가한 YSZ의 고온 장시간 사용 시의 우수한 열전도도를 유지하는 특성을 확인하였다. 그리고 열처리 후에 나타나는 다양한 열화현상들의 복합적인 영향으로 인해 열전도도가 크게 상승할 수 있음을 확인하였다.
ScGdYSZ의 경우 열처리 전후로 최대 1.3W/mK까지 상승하며, 안정적으로 유지하였다. 도 10c ~ 10e 에서는 1000℃에서 측정된 열전도도 증가폭이 열처리 전 측정된 열전도도 대비, 0.6 W/mk 이하임을 확인할 수 있었다.
이러한 결과로부터 본 발명의 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 1000℃에서 측정된 열전도도 증가폭이 열처리 전 측정된 열전도도 대비, 1.0W/mk 이하일 수 있다. 바람직하게는 0 초과 내지 0.8W/mk 이하일 수 있고, 0 초과 내지 0.6 W/mk 이하, 0 초과 내지 0.4 W/mk 이하일 수 있다.
아울러, 선별된 조성 ScGdYSZ, ScDyYSZ 중 ScGdYSZ가 모든 열특성 부분에서 더욱 우수하며 원료의 가격이 저렴하므로, 경제적으로 효율성이 높을 것으로 기대된다.
도 11은 기준 8wt.% YSZ(8YSZ)의 CTE와 새로운 TBC 재료의 CTE 열팽창 계수를 나타낸 그래프이다.
높은 CTE는 고온 환경에서 모재와의 CTE 차이로 인한 파손을 방지하기 위해 코팅재에서 매우 중요하다.
따라서 8wt.% YSZ 기준의 CTE와 새로운 TBC 재료를 비교했다.
ScGdYSZ와 ScDyYSZ는 가장 높은 CTE를 나타내었고, 그리고 8wt.% YSZ 또는 ScYSZ에서 저온영역에서 CTE 변동의 원인은 산소결손 농도에 의한 격자수축으로 추정된다. 상용 YSZ에 비해 열전도도, CTE 및 고온 상 안정성을 포함한 열적 특성이 향상되었다.
도 11을 통해 ScGd가 첨가된 YSZ의 열팽창 계수 특성이 대폭 향상된 것을 확인하였다. ScGd 첨가의 영향으로 1000℃ 기준, 약 11 Х 10-6/K을 나타내었다. 반면 6 ~ 8wt% YSZ (상용) 경우 최대 약 8 Х10-6/K ~ 10 Х10-6/K 수준을 나타내었다.
아울러 모든 고온 열적 특성의 해석 결과를 바탕으로, ScDyYSZ와 ScGdYSZ가 최고의 열적 특성을 갖는다고 결론지을 수 있다.
전술한 바와 같이, TBC 응용을 위한 새로운 재료, 구체적으로 ScYSZ, Sc2YSZ, ScGdYSZ 및 ScDyYSZ는 고체 반응 소결을 통해 성공적으로 합성되었다.
이러한 변형된 YSZ 재료에는 열전도율 감소 및 상 안정성 향상을 위한 희토류 산화물 및 TiO2를 포함할 수 있다. 다양한 희토류가 도핑된 조성물 중 스칸듐, 가돌리늄 및 디스프로슘을 포함하는 조성물에서 모든 열적 특성이 크게 개선되었다. 그리고 선택된 조성물에서 고온 열적 특성은 1500°C의 목표 터빈 입구 온도(TIT)로 1300°C의 열처리 조건에서 분석되었다. 그 결과 정방정계 상의 고온 상 안정성이 크게 개선되었으며, 치환체 이온의 질량과 크기, 그리고 산소 결손의 차이로 인한 격자 왜곡의 영향으로 인해 유리와 같은 낮은 열전도율(~ 0.984 W/mK)을 나타냈다. 또한, 열팽창 계수(~ 11 Х 10-6/K)와 고온 고밀도화에 대한 내성이 현저하게 개선되었고, 실온에서 측정값이 0.984W/mK로 낮은 실제 열전도율을 나타냈다. 또한 단사정상 비율은 1300℃에서 500시간 동안 열처리를 하여도 15%로 유지되었다. ScGdYSZ와 ScDyYSZ는 약 11Х10-6/K의 측정값으로 최고의 CTE를 보였다.
이처럼 첨가 희토류 이온의 반경이 단사정상 형성, 열전도율 감소 및 고온 안정성에 미치는 영향은 유의하였고, ScDyYSZ 및 ScGdYSZ는 8YSZ에 비해 전체 고온 열적 특성에서 가장 큰 개선을 보였다.
이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시 예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을 지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.
Claims (11)
- 이트리아 안정화 지르코니아(YSZ, yttria stabilized zirconia);
TiO2; 및
Sc2O3, Gd2O3 및 Dy2O3 중 1종 이상의 란탄계 희토류 금속산화물을 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 열차폐 코팅소재는 정방정상 결정 구조를 갖는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 YSZ 100중량부에 대하여, TiO2 0중량부 초과 ~ 15중량부 이하를 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 YSZ 및 란탄계 희토류 금속산화물의 전체 100mol%에 대하여, 란탄계 희토류 금속산화물 0mol% 초과 ~ 15mol% 이하를 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 YSZ 100중량부에 대하여, HfO2 0중량부 초과 ~ 3중량부 미만을 더 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 YSZ는 Y2O3 및 ZrO2의 전체 100wt%에 대하여, Y2O3 6 ~ 8wt%를 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 열차폐 코팅소재는 기공을 포함하는 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후, 측정된 상대밀도는 79.0 ~ 91.0%인 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
6 ~ 8wt%의 이트리아가 첨가된 YSZ 의 정방정상의 격자상수 c/a 값 100% 대비, 상기 열차폐 코팅소재의 정방정상의 격자상수 c/a 값이 99.83 ~ 99.85% 인 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
상기 열차폐 코팅소재를 1300℃에서 500시간 동안 열처리한 후 1000℃에서 측정된 열전도도 증가폭이 열처리 전 측정된 열전도도 대비, 0.6W/mk 이하인 열차폐 코팅소재.
- 제1항에 있어서,
고온 팽창계(DIL 402C, Netzsch, Germany)를 이용하여 1000℃에서 상기 열차폐 코팅소재의 열팽창계수(CTE)를 측정했을 때, 측정된 CTE는 9.0Χ10-6/K ~ 12.0Χ10-6/K인 열차폐 코팅소재.
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