2.1 용접부 제작 및 가속열취화

원전 노심구조부품 모사 용접부는 폭 496 mm, 길이 710 mm, 두께 22.2 mm의 304 스테인리스강 판재에 ER308L 용접봉을 사용하여 제작하였다. 사용된 판재와 용접봉의 화학조성은 표 1에 제시하였다. 용접은 GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) 방법으로 수행하였으며, 원전 내부구조물 용접부의 용접절차시방서(WPS, welding, procedure specification) 조건과 동일한 전류 70-230 A, 전압 10-22 V, 속도 13-25 cm/min의 조건 범위에서 용접 입열량이 13-19 kJ/cm 정도로 용접을 진행하였다. 용접부 형상은 V-groove로 제작하였다.

Table 1.

Chemical contents (wt%) of SS 304 and SS 308L.

열시효 온도는 SD을 모사하기 위해 α' 생성 및 성장 온도(475^oC)보다 낮은 3개의 온도를 선정하였다. 실제 원전 가동 시 내부구조물의 온도인 340^oC와 가속열취화를 위한 더 높은 온도인 400^oC, 450^oC에서 진행되었으며, 340^oC에서 최대 14000 시간, 400^oC 및 450^oC에서 각각 최대 15000시간과 10000시간씩 수행하였다.

2.2 미세조직

델타페라이트 함량은 schaeffler diagram과 ferrite scope (FISCHER-MP30, Germany)로 측정하였다. 용접부 미세조직 광학현미경(optical microscope, Eclipse-MA200, Nikon, Japan) 및 주사전자현미경(field-emission scanning electron microscope, JEOL-6300, Japan)을 통해 관찰하였다. 시편은 SiC sand paper를 사용하여 기계적 연마 후 1 μm diamond suspension으로 마무리 연마하였다. 이후 60% nitric acid 용액을 사용하여 전해에칭을 하였다. 델타페라이트의 두께는 SEM 이미지로 image analyzer 분석으로 측정하였다. 추가적으로 델타페라이트 내 열취화 기구에 의한 미세조직 변화를 정밀하게 확인하기 위해 투과전자현미경(transmission electron microscope, JEM-2100F, Japan)을 사용하여 EDS line scanning과 fast Fourier transform (FFT) 이미지를 통해 diffraction pattern을 분석하였다. 시편은 SiC sand paper로 100 μm 두께까지 연마 한 뒤, 1 μm diamond suspension으로 마무리 연마하였다. 이후 디스크 펀치(disk punch)로 직경 3 mm의 소형 원형 디스크로 제작하였으며, A2 전해액(ethanol 730 ml, 2-butoxyethanol 100 ml, 증류수 90 ml, perchloric acid 78 ml)을 사용해 -20^oC, 20 V 조건에서 twin jetpolishing (Tenupol-5, Denmark)을 진행하였다[23].

2.3 기계적 특성 평가

인장평가는 ASTM E8/E8M에 따라 시험을 진행하였다[24]. 인장시편은 용접부의 크기가 제한되어 있기 때문에 총 길이 26 mm, reduced section 9 mm, 두께 1 mm의 소형 판상 시험편을 사용하였다. 용접 방향의 수직 방향으로 용접부에서 판상 시험편으로 채취하였으며, 상온(25^oC)과 내부구조물 가동온도 340^oC에서 4.6×10^-4/s의 strain rate로 수행하였다. 시험온도는 ±1^oC 이내로 조절하였고 목표온도에서 30분간 유지한 후 실험을 진행하였다. 시험에서 얻어진 하중-변위 선도로 공칭응력-공칭변형률 곡선을 도출하였고 응력-변형률 선도로부터 0.2% off-set한 유동응력을 항복강도, 최대 하중점을 인장강도로 결정하였다.

충격시편은 용접 진행 방향과 노치 방향이 평행하도록 T-L (transverse-longitudinal) 방향으로 10 mm (W)×10 mm (T)×55 mm (L) 크기의 standard V notch Charpy 시편으로 가공하였다. 사용된 장비는 대경테크의 충격시험기(DTI-603D)이며 용량은 500 J이다. 충격시험은 상온에서 2~4개 씩 ASTM E23 표준에 따라 수행하였다[25].

나노압입시험은 최대하중 10 mN, 하중인가속도 20 mN/min, pause 5 s 조건으로 진행하였다. 시편은 용접부 단면에 1 μm diamond suspension으로 마무리 연마한 후 0.25 μm colloidal silica로 최종 연마하여 잔류응력의 영향을 최소화 하였다. 용접부 중앙부에서 나노압입시험을 실시하였으며, 각 조건별로 열시효된 시편에 mapping으로 진행하였다. mapping 조건은 약 2 μm 크기의 압흔을 고려하여 x축, y축을 약 3배 이상 여유 간격을 두고 측정하였다. Aswelded 및 열시효된 시편에 각 시편당 총 400개의 데이터를 얻었다. 이후 60% nitric acid 용액에서 전해 에칭 후 OM 분석을 통해 나노압입시험으로 측정된 압흔과 미세조직을 비교하였다.

3.1 열시효 거동 분석

열시효 전·후의 ASSW 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 뒤 그림 1에 정리하여 나타내었다. 초기 상태 용접부 미세조직은 오스테나이트 기지 내 델타페라이트가 수지상으로 생성되었으며, 두께는 약 2 μm 이하로 매우 미세하게 형성되었고, 이는 일반적인 ASSW 미세조직 형태와 유사한 것을 확인하였다[26,27]. 340^oC, 400^oC, 450^oC에서 장시간 열시효 후 용접부 미세조직에서 열시효에 의한 뚜렷한 미세조직적 변화는 관찰할 수 없었다.

Fig. 1.

Optical microstructure images of ASSWs according to the thermal aging conditions: (a) as-welded, (b) 340^oC-14000 h, (c) 400^oC-15000 h, and (d) 450^oC-10000 h.

델타페라이트 함량은 ferrite scope와 schaeffler diagram를 활용해 측정하였다. 그 결과를 표 2에 정리하였으며, 용접부의 델타페라이트 함량은 평균적으로 약 7%이다. 시편에 따라 ferrite scope 값의 차이가 다소 있었지만 열시효로 인한 델타페라이트 함량 변화 경향성은 나타나지 않았다.

Table 2.

Contents of delta-ferrite in ASSW according to the thermal aging conditions.

델타페라이트 상 입내 혹은 입계에 석출물의 생성 거동을 확인하기 위해 SEM을 사용하여 델타페라이트의 탄화물 형성을 확인하였다. 그림 2에 400^oC, 450^oC에서 최대 15000시간까지 열시효 후 용접부 고배율 SEM 이미지를 나타내었다. 고배율 SEM 이미지에서도 열시효 온도 및 시간에 따른 뚜렷한 미세조직 변화는 관찰되지 않았다. 400^oC, 450^oC에서 10000시간 이상의 장시간 열시효 후에도 탄화물 형성은 관찰되지 않았다. 열시효로 인한 델타페라이트 내 α'과 G-phase 석출은 SEM을 통해서는 관찰되지 않았으며, 더 정밀한 분석을 위해 추가적으로 TEM 측정을 진행하였다.

Fig. 2.

SEM microstructure images of ASSW according to the thermal aging conditions: (a) 400^oC-10000 h, (b) 400^oC-15000 h, (c) 450^oC-2000 h, and (d) 450^oC-10000 h

열시효로 인한 델타페라이트 상의 변화를 분석하기 위해 TEM 및 STEM-EDS 측정을 수행하였다. 먼저 저배율의 STEM 이미지를 통해 델타페라이트 내 석출물 형성을 관찰하였으며 그 결과를 그림 3에 나타내었다. 그림 3(a)의 초기 as-welded 상태에서 델타페라이트 내 석출상을 관 할 수 없었다. 그림 3(b)은 340^oC-14000시간 조건에서 열시효 시킨 결과이며 델타페라이트 내부에 전위가 관찰되었지만 석출물은 보이지 않았다. 반면에 그림 3(c), (d)와 같이 400^oC, 450^oC에서 열시효 후 많은 석출물들이 확인되었다. 400^oC-15000시간 조건에서 열시효 후 델타페라이트 내 석출물은 전체적으로 분포되어 있으며 10 nm 이상의 크기로 형성되어 있었다. 반면에 450^oC-10,000시간 조건에서 열시효 후 크기가 30 nm 이상의 비교적 큰 석출물들이 나타났다. CASS 재료의 열취화 연구에서는 M₂₃C₆의 탄화물이 델타페라이트 경계에 생성된다고 보고되었지만[12], 이번연구에서는 모든 열시효 조건에서 오스테나이트/델타페라이트 경계에 석출물의 생성은 관찰할 수 없었다.

Fig. 3.

STEM images of delta-ferrite in ASSWs after thermal aging: (a) as-welded, (b) 340^oC-14000 h, (c) 400^oC-15000 h, and (d) 450^oC- 10000 h.

델타페라이트 상 내에 STEM-EDS line scanning을 진행한 결과를 그림 4에 나타내었다. 그림 4(a)와 같이 초기 as-welded 상태는 델타페라이트 상 내 Cr, Fe의 원소 분포가 균일하고 Cr 최대 원소 함량은 33 wt%로 측정되었다. Cr 원소의 편차는 관찰되지 않았고 SD 현상이 나타나지 않은 것으로 확인되었다. 그림 4(b)의 340^oC-14000시간 열시효 후 SD로 인해 원소 분포가 불균일하게 약 10 nm 이하 간격으로 분포되어 있었다. 이때 Cr의 최대 원소 함량은 49 wt%로 분석되었다. 그림 4(c), (d)는 각각 400^oC-15000시간, 450^oC-10000시간 열시효의 결과로 불균일한 원소 분포가 확인되었다. 400^oC-15000시간에서는 53 wt%, 450^oC-10000시간은 60 wt%까지 Cr 최대 원소 함량이 측정되었다. 그림 4(d)의 그래프 내 Cr 함량이 10 wt% 이하까지 내려간 부근은 G-phase가 석출된 위치이다. 델타페라이트 내 EDS line scanning 정량 분석을 통해 열시효로 인한 SD가 발생했고, 높은 온도에서 상분리가 심화되었다.

Fig. 4.

Composition variations through EDS line scanning analysis of delta-ferrite in ASSW according to the thermal aging conditions: (a) as-welded, (b) 340^oC-14000 h, (c) 400^oC-15000 h, and (d) 450^oC-10000 h.

저배율의 STEM 이미지를 통해 확인된 석출물들은 Gphase로 예상되었다. 따라서 델타페라이트 내 석출상에 대해 EDS line scanning과 함께 고분해능 이미지의 FFT 패턴 분석을 실시하였으며 그 결과를 그림 5, 6에 나타내었다. 그림 5(a)의 as-welded 용접부 분석 결과, Ni과 Mn, Si의 함량이 균일하게 나타났으며 그림 6(a)의 FFT 패턴 분석 결과에서도 BCC 구조의 단일상만 관찰되었다. 340^oC-14000시간 열시효 후 (그림 5(b), 그림 6(b)), 조직 내 전위 부분에서 상대적으로 높은 Ni 함량이 관찰되었지만 FFT 패턴 분석에서 BCC 구조의 단일상만 관찰되었다. 이는 G-phase가 아닌 Ni 함량이 높은 용질 클러스터가 형성된 것으로 볼 수 있다. Chandra와 Park은 304L, 316L, 347 스테인리스강 용접부를 335-365^oC 온도 범위에서 20000시간 이상 열취화 시킨 결과, SD 현상은 확인되지만 G-phase 같은 이차상은 발견되지 않았다고 보고하였다[19,28]. 열시효 기구는 일반적으로 SD로 인한 상분리가 가장 먼저 발생하고 이후 G-phase가 석출되는 것으로 알려져 있다. SD로 인해 분리된 α 상에서는 Si, Mo이 내포되지 않고 α' 상은 Ni과 Mn을 내포하지 않기 때문에 주변으로 Ni, Mn, Si 등의 원소들이 집중된 영역들이 형성되고 해당 영역에 Ni 함량이 높은 silicide인 G-phase가 석출된다[19]. Matsukawa는 Ni-Si-Mn cluster로써 핵 생성과 이후 G-phase로 변형되는 화합물로서 핵생성인 두 단계 과정으로 G-phase가 석출된다 기술하였다[29]. 첫번째 단계는 임계 크기로 용질 클러스터가 성장하는 것이고 두번째 단계는 클러스터 내에서 임계 크기로 용질이 농축되는 것이다. 또한 클러스터가 임계크기로 성장하여도 즉시 구조적 변화가 일어나지 않는다고 보고하였다. 이는 400^oC 보다 낮은 온도 범위에서 G-phase가 석출되기 위해서는 20000시간 이상의 긴 열시효 시간이 필요하다는 것을 의미한다. 따라서 본 연구의 실험 조건인 340^oC-14000시간 열시효 조건에서는 G-phase의 석출은 관찰할 수 없었지만, Ni cluster 형성 후 더 장시간 열시효 시 Gphase가 생성될 수 있다고 예측된다. 반면에 앞서 그림 3(c), (d)와 같이 400^oC-15000시간과 450^oC-10000시간의 두 조건 모두 비교적 저배율 상에서도 델타페라이트 내 석출물의 형태가 확인되었다. 이러한 두 조건에서 G-phase로 추정되는 석출물의 경우 그림 5(c), (d)와 같이 Ni, Mn, Si 함량이 석출물이 없는 영역보다 높게 분석되었다. 그림 6(c)와 (d)의 FFT 패턴 분석 결과, 석출물은 BCC 구조의 델타페라이트와 cube-on-cube 방향관계를 가지는 FCC 구조의 G-phase임을 확인하였다[28,29]. 또한 두 조건의 석출물 크기 차이는 20 nm 이상으로 더 높은 온도에서 Gphase가 비교적 조대하게 석출되었다. 해당 시험편의 400^oC-10000시간 및 450^oC-2000시간 열시효 후 수행한 TEM 분석 결과에서도 SD과 G-phase 형성이 관찰되었다[32]. 400^oC에서 10000시간과 15000시간 모두 Cr 집중 영역이 형성되었으나, 열시효 시간이 10000시간을 넘어서면서 최대 원소 함량 증가 및 G-phase 성장은 크게 나타나지 않았다. 그러나 450^oC-2000시간 열시효 시 G-phase의 크기는 10nm였지만 10000시간 열시효 시 30nm로 크게 성장하였다. 이를 통해 열시효 온도가 높아질수록 열취화 기구 발생 속도가 빨라지며, 장시간 열시효 됨에 따라 SD로 인한 상분리는 심화되고 G-phase의 크기가 상대적으로 조대하게 석출되는 것을 알 수 있다. 특히 더 높은 온도에서는 SD의 가속화 보다 G-phase 형성 가속화가 더 뚜렷하게 나타나는 것을 확인하였다. 이러한 연구 결과는 열취화를 연구한 다른 결과들과 유사하다. David는 400^oC와 475^oC에서 열시효된 308 스테인리스강 용접부의 미세구조 변화(SD 및 G-phase 석출)를 관찰하고 비교하였다[33]. 그 결과 475^oC에서 열취화 기구 발생 속도가 더 빠른 것으로 보고하였다. Park은 347 스테인리스강 용접부를 343, 400, 450^oC 온도 범위에서 최대 5000-20000시간까지 열시효 후 TEM 분석을 진행한 결과 450^oC에서는 5000시간으로 비교적 짧은 시간 안에 G-phase가 확인되었다고 보고하였다[28]. 열취화 기구 분석 결과, 모든 온도 조건 및 시간에서 SD 현상과 G-phase 석출 현상이 나타났다. 그러나 400-450^oC 범위에서 Cr 탄화물의 석출을 예상하였으나 모든 조건에서 탄화물 석출은 확인되지 않았다. Chung은 400^oC에서 70000시간 열시효된 CASS 소재에서 오스테나이트 상과 델타페라이트 상 경계면에 M₂₃C₆의 탄화물을 확인하였다[12,34]. 이때 carbide는 동일한 열시효 조건임에도 불구하고 C 함량이 0.038 wt%인 시편에서만 발견되었으며 0.028 wt%인 시편에서는 석출되지 않았다. 따라서 탄화물 석출은 C 함량의 영향이 크게 작용하며, 장시간의 열시효 시간이 필요한 기구이다. 본 연구에서 사용된 소재의 탄소 함량은 0.022 wt%로 비교적 적은 양의 탄소 함량을 가졌기 때문에 열시효 시 탄화물 석출은 발생하지 않았다. 따라서 가속열취화 조건 온도인 400^oC, 450^oC에서의 열취화 기구는 석출물의 형성이 없는 SD와 Gphase 석출로 340^oC와 동일하게 나타났기 때문에 가속 열취화 온도 조건으로 활용 가능하였다.

Fig. 5.

Composition variations in G-phase within delta-ferrite of ASSW through EDS line scanning analysis according to the thermal aging conditions: (a) as-welded, (b) 340^oC-14000 h, (c) 400^oC-15000 h, and (d) 450^oC-10000 h.

Fig. 6.

HR-TEM analysis with FFT patterns of delta-ferrite according to the thermal aging conditions: (a) as-welded, (b) 340^oC-14000 h, (c) 400^oC-15000 h, and (d) 450^oC-10000 h.

3.2 열취화로 인한 기계적 특성 변화

ASSW의 열시효 조건별 상온(RT) 및 340^oC에서의 공칭응력-공칭변형률 선도를 그림 7에 나타내고, 선도로부터 얻은 항복강도(yield strength, YS), 인장강도(tensile strength, TS), 균일 연신율 (uniform elongation, U.El.)을 표 3에 정리하였다. 모든 열시효 조건에서 초기 상태 용접부보다 열시효된 용접부의 강도는 증가하고 연신율은 감소하는 경향을 보였다. 특히, 400^oC에서 열시효 시킨 용접부는 340^oC와 450^oC에서 열시효 시킨 용접부보다 강도와 연신율에서 비교적 큰 폭의 변화가 나타났다. 400^oC-10000시간 조건에서, 상온 시험 결과 항복강도는 423 MPa, 인장 강도는 617 Pa로 증가하였으며, 연신율은 26%로 감소하여 가장 큰 변화를 보여주었다. 340^oC에서 열시효 시킨 경우 열시효 시간이 증가할수록 강도가 증가하는 경향이 잘 나타난 반면, 400^oC, 450^oC에서 열시효 시킨 경우 열시효 시간이 증가하면 강도가 증가하다 오히려 소폭 감소하는 경향을 보여준다. 이는 높은 온도에서 열시효로 인한 강도 증가가 포화상태에 가까워진 반면, 340^oC는 다른 조건들에 비해 상대적으로 낮은 온도이기 때문에 열취화로 인한 특성 변화가 아직 포화되지 않은 상태이다. 열취화 기구인 SD(Spinodal Decomposition)와 G-phase 형성 중 강도 증가는 주로 SD에 의한 영향이 크다고 보고된다[35]. STEM-EDS 분석 결과, 400^oC-15000시간 및 450^oC-10000시간 조건에서 SD에 의한 Cr-rich 영역의 큰 차이가 발생하지 않은 것으로 보아, SD에 의한 강도 증가는 어느정도 포화에 이른 것으로 보인다. 그러나 오스테나이트 기지 상은 장시간 열시효에 의해 기지 연화가 발생했을 가능성이 크다. 용접부의 델타페라이트 함량이 7%로 매우 적고, 오스테나이트 기지는 93%로 높기 때문에, 특정 열시효 시점에 도달하면 SD에 의한 강도 증가보다 오스테나이트 기지 연화로 인한 강도감소가 더 크게 작용할 것으로 보인다. 따라서 SD에 의한 상분리가 포화된 이후에는 열시효 시간 증가에 따른 강도 증가 경향이 뚜렷하게 나타나지 않았다. 340^oC 시험에서도 상온시험과 유사한 경향을 보여주었다. 다만 340^oC 시험에서는 인장곡선에서 미세한 serrataion 현상이 발생한 것을 볼 수 있다. Serration 현상은 동적변형시효 (DSA, dynamic strain aging)으로 인해 특정 온도에서 이동하는 전위와 탄소의 상호작용으로 인해 전위의 움직임이 불균일하여 발생하며, 스테인리스강의 serration 현상은 주로 200^oC-400^oC 사이에 나타난다고 알려져 있다. 본 연구에서 발생한 serration 현상은 용접부의 열시효에 의해 나타나는 것이 아닌 대다수를 차지하는 오스테나이트 기지에서 전위와 탄소의 연속적인 상호작용으 로 인해 발생하였다.

Fig. 7.

Engineering stress–strain curves of ASSWs at room temperature and 340^oC according to the aging conditions: (a), (b) aged at 340^oC. (c), (d) aged at 400^oC, and (e), (f) aged at 450^oC.

Table 3.

Tensile test results of 308L ASSWs at RT and 340°C.

열시효 조건별로 ASSW의 상온 충격시험 결과를 그림 8과 표 4에 정리하였다. 초기 as-welded 상태와 비교하였을 때 충격인성은 모두 크게 감소하였다. 열시효 시간이 증가할수록 충격흡수에너지는 감소하는 경향을 보였다. 특히, 가장 높은 온도인 450^oC-10000시간 열시효된 시편에서 충격흡수에너지의 최소 값이 측정되었다. 열취화로 인한 ASSW의 충격인성 감소는 델타페라이트 상에서 나타나는 SD으로 인한 조성분리와 G-phase 형성이 주요 원인으로 작용한다. 따라서 열시효 시간이 길수록 SD와 G-phase 생성의 심화로 충격에너지의 감소폭이 크게 나타났으며, G-phase 형성이 가장 크게 나타난 450^oC-10000시간 열시효된 시편에서 가장 낮은 충격흡수에너지를 보였다. 원전 기기에서는 CASS, ASSW의 열취화 선별기준으로 델타페라이트 함량과 Mo 함량을 사용한다. ASSW의 경우 델타페라이트의 함량이 20%를 초과할 경우 혹은 Mo의 함량이 0.50%를 초과할 때 델타페라이트 함량이 14%를 초과하면 열취화를 고려해야 한다. 이는 Mo의 함량이 증가하면 열취화에 더 민감하다는 것을 의미한다. Mo의 함량이 증가할 경우 G-phase의 생성을 가속화 한다고 알려져 있다. 이는 G-phase 형성이 열취화에 큰 영향을 미치는 요소임을 보여준다. 본 연구에서는 열취화로 인한 인장특성 영향은 상대적으로 적고 충격인성 감소는 크게 나타났다. 이는 인장시험 보다 열취화 영향이 충격인성에 크게 작용된 것을 알 수 있다. Alexander는 400^oC, 475^oC, 550^oC에서 5000시간 이상 열시효된 308 스테인리스강 용접부의 인장시험 및 충격시험을 진행하였다. 그 결과, 인장시험에서 모든 조건은 강도가 소폭 증가하거나 거의 변화가 없었으며 충격시험의 결과에서는 유의미한 결과가 나타났다고 보고하였다[36]. 이는 인장시험과 같은 느린 변형 속도 시험에서는 파괴 과정이 연성으로 나타나기 때문에 오스테나이트 기지가 특성을 제어한다고 기술하였다. 반면 충격시험의 경우 빠른 변형으로 인한 파괴가 발생하기 때문에 상대적으로 취약한 델타페라이트 기지의 특성 영향이 크게 나타나 열취화에 더 민감하게 반응하였다. 이러한 이유로 기존 많은 CASS 열취화 연구에서 충격흡수에너지를 통해 CASS 소재의 열취화 활성화 에너지를 계산하였다. 하지만 이는 많은 양의 시편이 필요한 평가 방법으로 ASSW의 열취화 활성화 에너지를 도출하기에는 어려움이 있다. 따라서 본 연구에서는 나노압입시험을 활용하여 비파괴적으로 ASSW의 열취화 활성화 에너지를 도출했다.

Fig. 8.

Charpy impact test results of 308L ASSWs under various thermal aging conditions.

Table 4.

Impact test results of 308L ASSWs.

3.3 나노압입시험을 활용한 활성화에너지 도출

나노압입시험은 각 시편당 중앙부를 기준으로 10 mN 하중에서 400회씩 mapping을 통해 측정하였다. 용접부 미세조직 내 압흔을 그림 9에 나타내었다. 압흔의 크기는 약 2-3 μm로 두께가 2 μm 이하인 델타페라이트보다 크게 측정되었다. 델타페라이트 지역에 측정된 압흔의 크기는 미세한 반면 오스테나이트 기지에 측정된 압흔은 상대적으로 조대하게 형성되어 델타페라이트 부근에서 높은 소성경도값을 보여주었다. 열시효 후 나노압입시험 압흔을 보면 기지 부분의 소성경도(HIT, Hardness of indentation test) 값 증가는 크지 않은 반면, 델타페라이트가 측정된 소성경도값은 큰 폭으로 증가하였다.

Fig. 9.

Residual impressions of nano-indentation and hardness values of austenite(γ) and delta ferrite (δ) in ASSWs before and after thermal aging: (a) as-welded and (b) 400^oC-15000 h.

열시효 온도 및 시간별 나노압입시험 데이터를 오름차순으로 정리하여 그림 10에 정리하였다. 그래프 내 상위 값들이 시간에 따라 상승하는 것을 통하여 열취화로 인해 경도가 증가하는 것을 알 수 있었다. 그러나 무작위 mapping과 델타페라이트보다 큰 압입자로 인해 열취화 영향을 받지 않는 오스테나이트 기지의 특성 값이 포함되었고, 또한 다중 패스 용접으로 인해 용접 비드별 오스테나이트 특성 차이가 존재하기 때문으로 데이터의 편차가 존재하였다. 열취화 활성화에너지를 구하기 위해서는 열취화 현상이 발생하는 델타페라이트 상의 경도 값이 필요하다. 따라서 오스테나이트 기지의 영향을 받은 경도 값들을 배제할 수 있는 별도의 데이터 처리가 진행되었다.

Fig. 10.

Nano-indentation results sorted in ascending order according to the aging temperature of (a) 340^oC, (b) 400^oC, and (c) 450^oC

먼저 데이터를 처리하기 위해서 전체 데이터에서 델타페라이트와 오스테나이트 대표 값을 정의하였으며, 그 예시를 그림 11에 나타내었다. 전체 데이터에서 델타페라이트 상은 열취화로 인해 높은 경도 값을 가졌을 것이라 판단되었으며, 용접부 내 델타페라이트 함량이 7%인 점을 고려하여 상위 7%의 평균 값을 델타페라이트의 경도 값으로 가정하였다. 이 외 그래프 내 나머지 93%의 데이터의 선형 선도를 그려 나온 절편 값을 델타페라이트의 영향이 배제된 순수 오스테나이트의 경도 값으로 가정하였다. 그러나 이처럼 가정된 델타페라이트 경도 값도 오스테나이트 기지의 영향이 반영된 값이기 때문에 열취화로 인한 델타페라이트의 경도 값 변화를 보기 위해 델타페라이트 경도 값을 오스테나이트 경도 값으로 정규화 처리를 진행하였다.

Fig. 11.

Illustration for normalization process of nano-indentation data showing the definitions of austenite(γ) and delta-ferrite(δ).

정규화된 데이터의 그래프는 열시효 온도별로 그림 12에 나타내었다. 그 결과, 그래프 내 열시효 시간에 따른 델타페라이트의 열취화 거동을 좀 더 정확히 나타낼 수 있었으며 델타페라이트와 오스테나이트의 경도 비율을 통해 열시효 조건별 정규화된 델타페라이트 경도값를 얻을 수 있었다. 그림 10과 비교하였을 때 모든 열시효 조건에서 정규화된 델타페라이트 경도값은 시간에 따라 증가하는 경향을 확인할 수 있었다. 또한 340^oC-14000시간은 가속열취화 온도인 400^oC-15000시간과 450^oC-10000시간 보다 최대값이 낮게 측정되었으며 이를 통해 비슷한 열시효 시간이라도 더 높은 온도에서 델타페라이트 내 소성경도 변화가 크게 나타나는 것을 알 수 있었다. 이러한 데이터 처리를 통해 얻은 보정된 델타페라이트의 특성 값을 활용하여 열취화 활성화에너지를 예측하였다.

Fig. 12.

Normalized nano-indentation test results according to thermal aging temperature: (a) 340^oC, (b) 400^oC, and (c) 450^oC

본 연구에서 미세조직적으로 모든 조건에서 SD로 인한 상분리 현상이 공통적으로 나타났기 때문에 활성화에너지를 도출하기 위해 SD 현상을 수학적으로 표현하는 Cahn-Hillard 모델식을 사용하였다[37]. 또한 Kong은 델타페라이트의 열취화 속도는 아레니우스 방정식 활성화에너지에 의해 영향을 받는다고 가정하여 열취화로 인한 SD에 의한 미세조직 구조 변화에서 원소 변동의 진폭 성장은 선형 Cahn-Hillard 방정식의 지수형 함수로 다음과 같이 나타내었다[20].

식 (1)에서 M은 조성의 진폭, R(β)는 증폭 계수, t는 지속 시간이다. 또한 경도 특성 변화로 도출된 활성화 에너지가 SD에 의한 상향확산과 유사하다면 식 (1)은 식 (2)와 같이 특성 시간 상수 c(T)를 갖는 지수형 함수로 표현될 수 있다.

σ(t,T)는 열취화 시간 t, 온도 T에 따른 델타페라이트의 경도 값이다. σ_MAX는 최대 경도 값이고, σ₀는 초기 as-welded 상태의 경도 값이다. 함수 값들을 대입하여 얻은 온도별 열취화에 따른 특성 변화 예측 곡선을 그림 13에 나타내었다. 이때, c(T)는 온도별 곡선 형태를 결정하는 매개변수이다. 또한 온도별c(T) 값은 아레니우스 식으로 식 (3)과 같이 나타낼 수 있다.

Fig. 13.

Non-linear fit of normalizing HIT and aging time at different aging temperature conditions.

이를 자연로그 형태로 변환하면 다음 식 (4)와 같이 표현될 수 있다.

온도별 lnc(T) vs 1/T 결과를 그림 14에 나타내고, 기울기는 구하였다. 기울기 값은 Q/R과 동일하며 최종적으로 기울기를 통해 활성화 에너지를 도출하였다. 활성화 에너지는 340-400^oC 범위에서 100 kJ/mol, 340-450^oC 범위에서 77 kJ/mol로 도출되었다.

Fig. 14.

lnc(T) vs. 1/T plot calculated using normalized HIT data.

Kong의 연구결과에서 316 스테인리스강 용접부의 343-400^oC에서의 활성화 에너지는 154 kJ/mol, Chandra의 연구 결과에서는 335-400^oC 범위에서 304 및 316 L 스테인리스강 용접부의 활성화에너지는 각각 113 kJ/mol과 120 kJ/mol로 도출되었다[19,20]. 400^oC까지 범위에서 본 연구결과와 유사한 활성화 에너지를 나타났지만, 약간의 차이가 있음을 확인하였다. Kong의 연구에서는 델타페라이트 함량이 12%이며, 오스테나이트 기지를 녹이고 얻은 델타페라이트의 nano-pillar 시험을 통해 활성화 에너지를 구할 수 있었다. Chandra의 경우 본 연구와 동일한 나노압입시험을 통해 활성화 에너지를 계산했지만, 10% 델타페라이트 함량으로 더 많은 델타페라이트로 인해 압흔이 온전히 델타페라이트 내 들어오며 측정되었다. 유사한 ASSW지만 델타페라이트 함량이 높을수록, 측정 방법에서 델타페라이트 영향이 더 크게 반영될수록 델타페라이트 특성 값 변화를 통해 얻는 활성화 에너지의 값이 높게 나타나는 경향을 보여주었다. 본 연구에서 용접부의 델타페라이트 함량은 7%로 더 적은 델타페라이트 함량으로 인해 상대적으로 낮은 활성화에너지를 보인다고 판단된다.