2.1 시편 준비 및 미세조직 관찰

본 연구에 사용된 시편은 세 종류의 상용 무계목 강관 (Seamless steel pipe) 소재 (두께: 3~4.5 mm, 직경: 38.1 mm)로, 일반 구조용 탄소강 (SA192, (주)POSCO), 내황 산강 (S-TEN, (주)NSSMC), 그리고 듀플렉스 스테인리스 (DSS (UNS S32205), (주)POSCO) 강재로 구성된다. 시편 별 화학적 조성 및 기계적 물성을 각각 표 1 및 2에 요약하여 나타내었다. 미세조직 관찰을 위해, 각 시편을 1 × 1 cm² 크기로 절단한 뒤 ND (Normal direction) 방향을 관찰할 수 있도록 시편을 마운팅 홀더 내 배치하여 마운팅 시편을 제작하였다. 이후 SiC 연마지를 이용해 #2000까지 단계적으로 연마 후 다이아몬드 페이스트 (1 μm)로 미세연마 하였고, 연마된 시편을 3% Nital (3 mL HNO₃ + 97 mL ethanol) 및 왕수 (75 mL HCl + 25 mL HNO₃) 용액에서 5~15초 및 1분 간 화학적 에칭을 수행하였다. 이후 시편 별 미세조직은 전계 방사형 주사전자현미경 (Field emission scanning electron microscopy, FESEM, JSM-7100F, Japan)을 통해 관찰되었다. 또한, 시편 내 결정구조에 따른 상분석을 위해 후방산란전자 회절패턴 분석기 (Electron backscattered diffraction, EBSD, Symmetry, UK)를 활용하였다.

Table 1.

Chemical composition of the tested samples (wt.%)

Table 2.

Mechanical Properties of the tested samples

2.2 전기화학적 분극거동 분석

전기화학적 부식거동 분석을 위해, 기준전극 (Reference electrode, RE), 작업전극 (Working electrode, WE) 및 상대전극 (Counter electrode, CE)으로 구성된 3전극의 부식 실험용 유리 셀을 이용하여 동전위 분극 (Potentiodynamic polarization) 실험을 수행하였다. 기준전극과 상대전극으로는 Ag/AgCl 전극과 graphite 전극이 각각 사용되었다. 전기화학 실험에 활용된 시편은 분극 실험 수행 전 #2000까지 연마 및 초음파 세척을 수행한 후 시편과 마운팅 레진 사이 틈에서 발생되는 부식 반응 방지를 위해 테프론 본드를 활용해 틈 부분을 실링 한 후 건조하였다. 실험 용액은 5, 10% (저농도) 및 50% (고농도) 황산 수용액이며, 용액 내 노출되는 시편의 면적은 2 cm²로 고정하였다. 동전위 분극 실험의 경우, 상온 및 상대적 고온 (70 °C)의 용액 조건에서 개방회로전위 (Open circuit potential, OCP) 대비 -0.5~1.5 V의 전위구간을 0.5 mV/s의 주사속도로 전위를 인가하여 각 분극 전위에 따라 도출되는 전류밀도를 측정하는 방식으로 진행되었다.

2.3 무게감량 및 부식형상 관찰

부식환경 내 시편 별 부식감량 측정을 위해 시편 (40 × 40 × 3 mm³)을 SiC 연마지로 #1200까지 연마한 후 5, 10 및 50% 황산 수용액 내 각각 12, 24 및 48 시간 동안 침지하였다. 침지 후 꺼내어 에탄올 내 초음파세척을 통해 표면 생성물 제거 및 건조하였고 0.0001 g 수준까지 측정 가능한 전자저울을 이용하여 침지 전과 후의 감량된 무게를 측정하였으며 식 (1)을 이용하여 단위면적 당 무게감량 값을 도출하였다.

여기서 A, W_a, W_b는 각각 시편의 표면적 (cm²), 시편의 침지 전 무게 (g), 시편의 침지 후 무게 (g)를 나타낸다.

또한, 침지실험 후 각 시편의 단면을 대상으로 마운팅 및 연마 후 FE-SEM을 활용하여 부식된 형상을 관찰하였다. 아울러, 표면에 형성된 부식생성물의 성분분포, 종류 및 침투 깊이 측정을 위해 글로우 방전 분광분석 (Glow discharge spectrometer, GDS, GDS-850A, Germany) 및 X-ray 회전분석 (X-Ray diffraction, XRD, New D8-Advance, Germany)을 추가로 활용하였다.

2.4 Wet-dry 환경 내 부식 특성 분석 및 단면 형상관찰

발전 가동 및 정지 상태의 반복에 따른 부식환경 내 무게 감량 측정을 위해 2.3절에서 언급한 바와 동일한 시편을 사용하여 Wet-dry 챔버 (그림 1) 내에 장입하였다. Wet-dry 실험의 경우 5, 10 및 50% 황산 수용액 내 침지 (3시간), 대기 중 건조 (6시간)를 반복하여 일정 cycle 노출 후 감량된 무게를 측정하였고, 일부 시편의 경우 FESEM을 활용해 단면부 부식 형상을 관찰하였다. 또한, 순수 침지 조건에서의 감량 수준과 비교하기 위해 마지막 cycle 침지 후 대기중 건조 시간을 3시간으로 선정하였다.

Fig. 1.

Schematic diagram illustrating the chamber used for the wet-dry experiment.

3.1 미세조직 관찰

그림 2는 각 시편의 미세조직을 나타낸다. 탄소강 계열 시편인 SA192와 S-TEN의 경우 전형적인 Ferrite/Pearlite 조직으로 구성되어 있었으며, SA192 (평균 결정립 크기: 50-60 μm) 대비 S-TEN의 (평균 결정립 크기: 20-30 μm) 경우, 결정립 크기가 미세하고 Pearlite 분산도가 높게 나타났다. S32205의 경우 상대적으로 Cr 및 Mo의 함량이 높은 Ferrite와 Ni 함량이 높은 Austenite가 혼합된 듀플렉스 조직으로 구성되어 있었으며 Ferrite 와 Austenite의 비율은 5:5 수준으로 분석되었다 (그림 3).

Fig. 2.

(a-c) Microstructures images of the tested samples observed by FE-SEM, along with their magnification views: (a,d) SA192, (b,e) S-TEN, and (c,f) S32205.

Fig. 3.

EBSD phase fraction map of the S32205.

3.2 전기화학적 분극거동

그림 4는 황산 수용액 농도에 따른 각 시편별 동전위 분극 곡선을 나타낸다. 상대적으로 저농도 황산 분위기 (5, 10%)에서 측정된 동전위 분극실험 결과, SA192 및 S-TEN 시편들에서는 활성 용해 거동이 나타나며 시편 간 유의한 차이가 나타나지 않은 반면, S32205의 경우 양극분극 시 안정적인 부동태 거동이 관찰되며 탄소강 계열 시편 대비 현저히 낮은 수준의 전류밀도가 측정되었다. 스테인리스 강재의 특성상 산화성 분위기 내 강재 표면에 형성되는 부동태피막의 표면보호 특성에 기인하여 전기화학적 용해반응이 억제된 데에 따른 결과로 이해할 수 있다. 한편, 1 V_Ag/AgCl 수준에서 전류밀도가 급격히 증가하는 거동을 나타내었으나, 이는 산소발생반응 (2H₂O → O₂+ 4H⁺+ 4e^-) [15,16]의 결과로 해석되어 공식발생에 대한 전류밀도 증가로 판단할 수 없다.

Fig. 4.

Potentiodynamic polarization curves of the samples in sulfuric acid solutions with three different concentrations: (a) 5%, (b) 10%, and (c) 50% sulfuric acid.

반면, 상대적으로 고농도 (50%) 황산 조건의 경우, 탄소강 계열 시편 (SA192 및 S-TEN) 또한 S32205와 유사한 형태로 부동태 거동이 관찰되었으며, 오히려 초기 부동태 개시영역에서의 전류밀도가 S32205 대비 낮은 것으로 측정되었다. S32205의 경우 저농도 황산 조건에서 측정되는 임계양극전류밀도 (i_crit) 대비 고농도 황산 조건에서는 그 값이 현저히 높게 나타났고 양극전위 인가 초기 시점에 부동태 거동의 안정도가 낮은 것으로 평가되었다. 50% 수준의 고농도 황산조건 (pH < 1.15)에서는 스테인리스 강재 표면에 Cr 산화물 기반의 부동태피막의 안정적 형성이 극히 제한됨에 따라 소지철로부터 Cr³⁺ 및 Fe²⁺의 양극용해가 지배적일 것으로 예상된다. 또한 고농도 황산의 경우 산화성 산으로서의 특성이 나타나며 음극환원반응으로, 수소환원반응 (2H⁺+ 2e^- → H₂) 대비 황산염이온의 환원반응 (SO₄^2-+ e^- → SO₃^2-)이 지배하게 된다[17,21]. 따라서, 양극분극 초기 시점에는 FeSO₄ 결정입자들의 핵생성과 성장에 기인하여 안정적인 층을 형성하며 전위상승 (대략 0.3 V_Ag/AgCl)에도 전류밀도의 증가가 억제될 수 있으며[18,19], 대략 0.4 V_Ag/AgCl 이상의 전위구간에서는 FeSO₄ 층의 안정도가 감소하며 재활성화 거동이 나타나는 것으로 판단된다 . 또한 대략 0.5 V_Ag/AgCl 이상의 전위구간에서는 고농도 뿐만 아닌 저농도 황산에서도 보이는 바와 같이 부동태/재부 동태 거동이 나타나는데, 이는 Fe³⁺의 용해에 의해 표면에 Fe₂(SO₄)₃·5H₂SO₄ 및 Fe₂O₃의 결정층이 형성되며 소지철의 양극용해를 억제함[14]에 따른 결과로 이해할 수 있다. 탄소강 계열 시편 대비 S32205의 높은 i_crit 값은 Cr³⁺의 우선 용해량이 높아 강재 표면에는 FeSO₄ 뿐 아니라 상대적으로 용해도가 높은 Cr₂(SO₄)₃의 형성과 밀접한 관련이 있을 것으로 판단되며, 특히 pH < 1 조건 내 Cr₂ (SO₄)₃ 의 열역학적 안정도가 극히 낮은 것[20]으로 판단컨대, 탄소강 계열 시편 대비 표면의 양극용해 억제 성능이 낮을 것으로 사료된다. 반면, 전기화학적 거동에서는 SA192 및 S-TEN 시편 간 유의한 차이가 나타나지는 않았다.

3.3 침지 및 부식형상관찰

그림 5는 침지시간에 따른 시편 별 무게 감량 측정 결과를 나타낸다. 저농도 황산 수용액 조건의 경우, S32205는 표면에 안정적인 부동태 피막 형성에 기인하여 탄소강 계열 시편 대비 매우 낮은 감량 수준을 나타내었으며 침지 장기화에 따른 감량 수준의 증가는 거의 나타나지 않았다. 반면, 상대적으로 감량 수준이 높은 탄소강 계열 시편의 경우, 침지 장기화에 따라 감량수준은 지속적으로 증가하는 경향을 나타내었다. 하지만, 초기 침지시점에서 S-TEN 은 SA192 대비 상대적으로 높은 감량 수준을 나타내었으나 침지 장기화에 따라 감량수준은 SA192 대비 낮은 수준으로 측정되었다. 고농도 조건의 경우에서도 침지 장기화에 따른 SA192 대비 S-TEN의 낮은 감량수준이 측정되었는데, 이는 S-TEN 시편 내 미량 첨가된 Cu 및 Sb 등의 합금원소와 관련이 있을 것으로 판단되는데, 이는 3.4 절에서 상세히 논의하고자 한다.

Fig. 5.

Weight loss of the three tested samples obtained from immersion tests in sulfuric acid solutions with three different concentrations.

반면, 고농도 황산 수용액 조건의 경우, S32205의 감량 수준은 탄소강 계열 시편 대비 현저히 높은 수준으로 측정되었다. 이는 고농도 조건에서 스테인리스 강재는 표면에 안정적인 부동태 피막의 형성이 제한되고 기지금속으로부터 Cr 및 Fe의 지속적인 용출에 기인하여 부식 감량이 높게 측정된 반면, 탄소강 계열 시편은 표면에 FeSO₄ 기반의 부식생성물이 안정적으로 형성된 것을 그 원인으로 추측해 볼 수 있다. 이를 명확히 이해하고자 단면부 부식된 형상을 관찰하였고 그림 6에서 상이한 황산 농도의 부식 환경 내 48 시간 동안 침지한 시편의 단면 형상을 나타내었다.

Fig. 6.

Cross-sectional morphologies of the three tested samples ((a,d,g) SA192, (b,e,h) S-TEN, and (c,f,i) S32205) observed after immersion tests in sulfuric acid solutions with three different concentrations ((a-c) 5%, (d-f) 10%, and (g-i) 50% sulfuric acid) for 48 h.

저농도 황산 수용액 조건 (5, 10%)의 경우, S32205의 표면 손상수준은 극히 미미한 수준인 반면 탄소강 계열 시편은 부식생성물이 불균일한 형태를 나타내었으며 강재 계면부에 안정적인 접착이 이루어지지 않았다. 결과적으로 강재는 부식손상에 기인한 표면조도가 현저하게 높게 나타났다. 일반적으로 저농도 황산의 경우 비 산화성 산으로서의 특성을 가지며 주된 환원반응이 수소환원 반응 (2H⁺+ 2e^- → H₂)으로, 안정적인 표면 부식생성물 형성이 제한되며, 또한 황산 생성물의 용해도와 황산의 농도간 반비례적인 관계[21]를 고려할 때, 황산 생성물의 안정적 형성과 부식 억제 효과를 기대하기는 힘들 것으로 사료된다.

반면, 고농도 황산 수용액 조건의 경우, 탄소강 계열 시편은 표면에 상대적으로 안정된 형상의 부식생성물 형성이 관찰되었으며 저농도의 경우와 같이 높은 수준의 부식손상은 관찰되지 않았다. 이는 3.2절에서 논의한 바와 같이 고농도 황산의 산화성 산으로서의 기능 측면에서 이해할 수 있으며 또한, 황산의 농도 증가는 용액 내 점도를 증가시키는데, 이 경우 점도와 입자들의 확산계수 간 반비례적인 관계 (식 (2))를 고려할 때, 산의 구성 이온들이 강재 표면으로 접근하는 것을 억제시키는 것[22] 또한 중요한 영향 인자로 생각해 볼 수 있다.

여기서 D, T, μ는 각각 FeSO₄의 확산계수 (m² S^-1), 온도 (T), 황산의 점도 (kgm^-1s^-1)를 나타낸다.

고농도 황산 수용액 환경 내 탄소강 계열 시편의 상대적으로 높은 내식성은 FeSO₄ 기반 부식생성물의 안정적인 형성과 부식성 이온들의 계면 접근 제한 특성으로 이해할 수 있다. 반면, 고농도 황산 수용액 조건 내 S32205는 저농도 대비 표면 손상 수준이 높게 관찰되었으며 탄소강 계열 시편과 달리 표면에 안정적으로 형성된 부식생성물이 관찰되지 않았다. 이와 관련하여 보다 명확한 이해를 위해 S32205 시편을 대상으로 3, 6, 12, 24 및 48 시간 동안 침지 수행 후 단면 부식 형상을 관찰하였고 그 결과를 그림 7에 나타내었다.

Fig. 7.

Cross-sectional morphologies of S32205 samples observed after immersion tests in a 50% sulfuric acid solution for different durations: (a) 3 h, (b) 6 h, (c) 12 h, (d) 24 h, and (e) 48 h.

고농도 황산 수용액 환경 내 침지 초기 시점에 빠른 속도로 부식생성물이 표면에 축적되고 두껍게 성장하였으나 24시간 이후 대다수의 생성물이 계면으로부터 탈락되는 형상을 나타내었다. 부동태 피막의 형성이 제한되는 조건에서 Fe 대비 표준환원전위가 낮은 Cr은 빠른 속도로 용출되며 표면에 용해도가 높은 Cr₂(SO₄)₃의 형성 가능성이 존재하며 FeSO₄의 안정적 형성을 저해하는 것으로 판단된다. 한편, 조직 내 페라이트와 오스테나이트상 간의 부식거동 차이는 크게 관찰되지 않았다. 일반적으로, 듀플렉스 스테인리스 강재의 부식 개시점은 페라이트/오스테나이트 계면 및 페라이트 입내로 알려져 있다. 이는, 화학적 조성차이를 기반으로 측정되는 공식저항다량지수 (Pitting resistance equivalent number, PREN) 비교 시, 오스테나이트 대비 페라이트의 지수값이 낮은 것에 기인한 결과로 알려져 있다[23,24]. 하지만, 부동태 피막이 존재하는 환경에서 발생되는 공식과 달리 본 연구의 경우와 같이 부동태 피막이 존재하기 어려운 고농도 황산 분위기에서는 국부부식 형태가 아닌 Cr 및 Fe의 빠른 용출로 인한 상대적 균일 부식 형태의 부식거동이 발생되는 것으로 추측할 수 있다. 실제로, 자체적으로 수행된 침지 후 유도결합 플라즈마 (Inductively coupled plasma, ICP, ICP-MS, USA) 분석 결과에서, 고농도 황산 조건에서 24시간 동안 S32205가 침지된 용액 내에는 Cr³⁺ 성분이 다량 검출되며 장기적으로 용액이 불투명 청록 색깔로 변화됨을 관찰하였다. 따라서, 고농도 황산 수용액 조건 내 S32205의 적용은 일반 구조용 탄소강 및 내황산강 대비 내식성 측면에서 크게 불리할 것으로 사료된다.

3.4 부식생성물 분석

그림 8은 저농도 황산 수용액 환경 내 24 시간 동안 침지한 시편을 대상으로 수행된 XRD 결과를 나타낸다. 탄소강 계열 시편의 경우, 주로 FeSO₄·4H₂O 및 FeSO₄·7H₂O의 부식생성물이 검출되었으며 특히 S-TEN의 경우 일부 Cu 기반 산화물 (Cu₂O) 및 황산화물 (Cu₂SO₄)이 검출되었다. 선행문헌에 따르면, 상온 Ferrite 내 고용도 (대략 0.35%)가 낮아 주로 Metallic 형태로 존재하는 Cu는 Fe 및 Cr 대비 황산 환경 내 부식전위 (E_corr)가 높고 icorr이 낮은 것으로 알려져 있다[25,26]. 또한, Cu는 수소 과전위가 높아 표면에 안정적인 부식생성물 형성이 용이한 것으로 보고되고 있다[27]. 따라서, 침지 초기 시점에 SA192 시편 대비 S-TEN 시편의 상대적 높은 무게 감량은 Cu 첨가에 의한 미세 갈바닉 효과에 기인한 결과로 해석될 수 있으며 침지 후기 시점에서 SA192 대비 낮은 감량수준은 보다 안정적인 부식생성물의 형성에 기인한 결과로 이해될 수 있다. GDS 분석 결과 (그림 9), Cu와 Sb는 각각 소지철/생성물 계면과 계면인접부 생성물 층에 농화되며 Fe의 용출 억제에 기여하는 것으로 사료된다. 다만, 생성물 형성과 Cu 및 Sb의 계면부 농화에 요구되는 시간이 존재하여 침지 장기화에 따라 효과가 두드러지게 나타나는 것으로 이해할 수 있다. 따라서, SA192와 S-TEN 시편의 내식성 차이는 침지 기간이 장기화될수록 보다 뚜렷하게 나타날 것으로 판단된다. 또한, 선행논문[28,29]에 따르면 Cu -Sb의 시너지효과가 내식성 향상에 기여함을 지적하고 있으나, 본 연구의 초점 및 논의 범위를 벗어나 상세한 언급은 생략하기로 한다. 반면, S32205의 경우 XRD 분석결과, 표면에 형성된 부동태 피막의 두께가 매우 얇은 것에 기인하여 페라이트와 오스테나이트의 기지조직에 대한 피크만이 주로 검출됨을 확인할 수 있었다. 하지만, GDS 분석결과, 극표면부에 국한하여 O 및 Cr 성분이 검출되었고 일정 수준의 Cr 고갈이 측정되었다는 것을 바탕으로, 산성 용액 내 침지 시간이 경과함에 따라 부동태 피막이 대기중에서 형성되는 두께 (수 nm) 대비 수십 nm 수준으로 증가 했음을 예측해 볼 수 있다. 다만, 상대적 넓은 영역에 플라즈마가 강하게 조사하는 GDS 분석의 경우, 초기 방전 시 시편 극표면에서 측정되는 성분 분석의 신뢰도가 다소 부족하다는 점을 고려할 때 측정되는 부동태 피막은 실제 두께와 차이가 존재할 수 있다. 따라서, 보다 정확한 피막 두께 측정을 위해 XPS (X-ray photoelectron spectroscope)나 AES (Auger electron spectroscopy) 등의 추가분석이 필요할 것으로 사료된다.

Fig. 8.

XRD patterns of the samples obtained after immersion in sulfuric acid solutions with two different concentrations ((a) 5% and (b) 10%) for 24 h.

Fig. 9.

GDS depth profiling results of the samples obtained after immersion in a 5% sulfuric acid solution for 24 h: (a) SA192, (b) S-TEN, and (c) S32205.

그림 10는 고농도 황산 수용액 조건 내 24 시간 동안 침지한 시편을 대상으로 측정한 XRD 결과를 나타낸다. 저농도 조건의 결과 (그림 8)와 마찬가지로, 탄소강 계열 시편 표면에 형성된 부식생성물은 주로 FeSO₄·4H₂O 및 FeSO₄·7H₂O로 확인되었다. 반면, 기지조직의 피크 만이 검출되었던 저농도 조건의 S32205와 달리 고농도 조건의 경우, 탄소강 계열 시편과 유사하게 Fe 및 Fe-Cr 기반의 황산화물의 형성이 확인되었다. 하지만, 탄소강 계열의 시편에서 측정된 2θ 값 대비 좌측으로 미세하게 Shift된 것으로 나타났다. 이는, S32205 표면에 형성된 부식생성물은 탄소강 계열 시편 표면의 그것과는 달리 FeSO₄ 생성물 내 국부적으로 Cr이 치환됨에 따라 격자상수가 보다 큰 폭으로 증가한 것으로 추측되었다.

Fig. 10.

XRD patterns of the samples obtained after immersion in a 50% sulfuric acid solution for 24 h.

3.5 Wet-dry 조건 내 부식거동 분석

그림 11은 순수 침지 및 Wet-dry 조건 하에서 황산 농도 별 무게감량 측정 결과를 나타낸다. Wet-dry 조건 내 노출된 시편의 무게감량의 경향은 순수 침지와 마찬가지로, 저농도 황산 분위기에서 탄소강 계열 시편들 대비 S32205의 감량 수준이 현저히 낮은 것으로 측정되었다. 한편, 순수 침지 조건과 비교하여 Wet-dry 조건에서 탄소강 계열 시편의 감량수준은 상대적 감소하였고 S32205의 감량수준은 크게 증가하였는데, 이는 침지 시간에 따라 감량이 증가하는 탄소강 계열 시편의 침지 시간이 순수 침지 조건 대비 짧은 것에 기인한 결과로 예상된다. 또한, Dry 시 황산 농도가 점차 고농도 수준으로 증가함에 따라 FeSO₄ 생성물 층이 표면에 일부 형성된 것에 기인한 결과로 추측되었다. 이와 상반되는 결과로 해석되는 S32205는, Dry 시응결영역 내 수분이 증발하고 황산농도가 증가함에 따라 감량수준이 순수 침지 조건 대비 크게 증가한 것으로 판단되었다. 고농도 황산 내 Wet-dry 조건의 경우, S32205의 감량수준은 순수 침지 조건 대비 감소하였으나, 탄소강 계열 시편의 감량 수준은 순수 침지 조건과 비교하여 크게 증가하였고 S32205와 유사한 수준을 나타내었다. 저농도 황산 조건의 경우와 반대로, 고농도 황산 조건에서 내식성이 열위한 S32205의 경우 Wet-dry 조건에서 침지 시간이 순수 침지 시간 대비 짧은 것에 따른 결과로 이해될 수 있으며, 탄소강 계열 시편의 경우에는 Dry 과정 중 용액 잔존 영역에 국부적인 손상이 증가한 것으로 판단된다.

Fig. 11.

Weight loss of the samples obtained from immersion and wet-dry cycle tests for 24 and 48 h.

보다 명확한 이해를 위해 Wet-dry 환경 내 48 시간 동안 시편 노출 후 단면 부식 형상을 관찰하였다 (그림 12).

Fig. 12.

Cross-sectional morphologies of the three tested samples ((a,d,g) SA192, (b,e,h) S-TEN, and (c,f,i) S32205) observed after wet-dry cycle tests with three different sulfuric acid concentrations ((a-c) 5%, (d-f) 10%, (g-i) 50%) for 48 h.

순수 침지 조건 (그림 6)과 비교하여 저농도 조건 내 탄소강 계열 시편의 부식손상은 상대적으로 감소한 것으로 판단되나, 고농도 조건 내 노출된 탄소강 계열 시편은 안정적인 부식생성물 형성이 관찰되지 않았으며 국부적 손상 깊이가 깊은 것으로 나타났다. 이는, 침지 시점에서 안정적으로 형성되어 소지금속의 부식반응을 제어했던 FeSO₄ 생성물이 Dry 시 보호효과가 감소되어 결국 국부손상을 야기한 결과로 사료된다. 지속적인 침지 조건과 달리 Dry 시의 부식생성물의 상황을 고려해보면, 용액 잔존부는 용액의 완전한 증발시점까지 지속적인 기지금속의 양극용해와 FeSO₄ 석출반응이 진행되어 인근의 빠르게 증발된 영역 대비 국부적 손상이 상대적으로 깊게 형성될 수 있다. 이후 침지 및 Dry 환경 내 재노출 시, 기 손상 영역의 경우 용액의 증발속도가 인근영역 대비 느리게 형성되고 지속적으로 전기화학반응이 집중되어 cycle이 증가할수록 국부손상의 깊이가 증가할 것으로 사료된다. 또한, Dry 시 증발 속도가 느린 국부적 손상 영역 내 용액 증발이 진행됨에 따라 후기시점에서 형성되는 얇은 용액 필름은 기지로부터 용출된 이온의 용해한도에 빠르게 도달하여 생성물의 빠른 석출을 야기할 수 있으나, 강재와 생성물 계면부에 수소이온의 농도를 증가시켜 국부부식을 가속화시킬 수 있다는 메커니즘[30,31]을 토대로 국부손상 영역에서 지속적인 침투가 진행될 수 있는 것으로 판단할 수 있다.

한편, S32205는 순수 침지 조건과 비교하여 저농도 황산 수용액의 Wet-dry 조건에서 표면 손상수준이 다소 증가한 것으로 관찰되나 탄소강 계열 시편과 같이 국부적으로 깊은 손상은 관찰되지 않았다.

3.6 시사점

전통적인 화력발전용 설비의 소재로서는 고농도 황산 수용액 조건 (50%) 내 장기 내식성이 우수한 내황산 노점부식강으로 알려진 S-TEN 소재가 적합하며, 복합화력 발전 내 황산 수용액 농도가 상대적으로 낮은 조건 (본 연구에서는 10% 이내의 자료 제시. 예비 연구에 따르면 20%에도 적용됨) 에서는 장기 내식성 측면에서 듀플렉스 스테인 리스강 (S32205)이 가장 우수하다. S32205 이외에 타 300계열 스테인리스강 또한 복합화력 발전의 환경조건 내에서 우수한 내식성 보증이 가능할 수 있을 것으로 예상되어 HRSG용 소재로서 적용을 고려해 볼 수 있으나, 요구되는 강도보증 측면에서 S32205의 적용 가능성이 보다 높을 것으로 사료된다.