1. 서 론
핵융합 에너지는 ‘인공태양’으로 불릴 만큼 환경오염 물질 발생이 없고, 자원 고갈의 위험이 없어 미래 청정 에너지원으로 주목받고 있다. 핵융합로는 핵융합 반응에서 발생된 중성자의 운동에너지를 열에너지로 변환하고 동시에 방사선을 차폐하는 역할을 수행해야한다. 따라서, 핵융합로 구조에 사용되는 소재는 높은 중성자속 및 고온/고압의 가혹한 환경에 노출되는 만큼 중성자 내조사성, 우수한 크리프 특성, 고강도 및 고인성, 열피로 저항성 등의 특성이 요구된다1-4). 현재 핵융합로 구조의 대표적인 후보소재로는 저방사화강 (Reduced Activation Ferritic/Martensitic steel, RAFM steel)으로, 기존 내열강 소재인 Modified 9Cr-1Mo 강에서 고방사화 원소인 Mo과 Nb을 각각 저방사화 원소인 W, V과 Ta으로 대체하여 내조사특성 및 고온 기계적 특성을 개선한 소재이다5,6). W은 고용강화 효과를 통해 고온특성 확보에 기여하고, Ta은 고온 안정성이 높아 열화 저항성을 향상시키는 미세 MX 석출물 형성에 기여한다. 일반적으로 9~12Cr 강의 경우 오스테나이트화 (austenitization) 열처리를 통해 오스테나이트를 형성한 후, 노멀라이징 (normalizing)과 퀜칭 (quenching)을 거쳐 마르텐사이트 조직의 형성을 유도한다. 그리고 템퍼링 (tempering) 열처리를 통해 높은 전위밀도와 잔류응력이 완화되어 강도와 인성이 향상된 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성된다. 상기 열처리 시 구오스테나이트 결정립계 (prior austenite grain boundary, PAGB), 마르텐사이트 lath 및 block 경계에 M23C6 석출물이, 입내에는 MX 석출물이 고르게 분포한다. M23C6 석출물은 PAGB와 lath 경계를 안정화하고, MX 석출물은 전위 이동을 방해하여 저방사화강의 회복 저항성 향상에 기여한다7,8). 대표적인 저방사화강으로는 유럽의 Eurofer97강, 일본의 F82H강, 중국의 CLAM강 등이 있다6,9-12).
핵융합로의 블랑켓은 약 400~500개의 박스 형태로 구성되어 있어 최종 부품을 제작하기 위한 용접 공정은 불가피하다13,14). 저방사화강의 용접 공정으로는 GTAW (gas tungsten arc welding), EBW (electron beam welding), Laser 용접 및 Laser-MIG (metal inert gas) hybrid 용접 등이 가장 많이 고려되고 있다15). 저방사화강은 Cr, W, Ta, V등의 합금원소들이 다량 포함되어 있어 용접균열 (재열, 저온균열) 발생 가능성이 높고, 용접금속 (weld metal)에서부터 열영향부 (heat affected zone, HAZ)를 거쳐 모재 (base metal)까지 변형 불일치도가 높으며, 준안정 석출물들이 장기간 고온 노출로 인해 조대화 되거나, Z상과 같은 유해상으로 변태될 가능성이 높다14). 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 이루어진 저방사화강은 용접시 단시간의 급격한 열사이클을 거치므로 용접부와 모재 간 상이한 미세조직이 관찰된다. 또한, HAZ는 용접 공정에 의해 가열된 최고온도 (peak temperature, Tp)에 따라 4가지 영역으로 구분된다16). 조립역 (coarse grained HAZ, CGHAZ)에서는 최고온도가 AC3 온도를 상회하여 고액공존 영역 직하까지 도달하여 상당히 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되고, 냉각 시 마르텐사이트 lath 폭도 넓어 템퍼링을 적용하더라도 인성값 확보가 어렵다. 세립역 (fine grained HAZ, FGHAZ)에서는 최고온도가 AC3 직상으로 승온 시 모두 오스테나이트로 변태되지만, 즉시 냉각되어 미세한 결정립이 나타나며 비교적 낮은 가열온도로 인해 M23C6 및 MX 석출물들이 충분히 용해되지 못해 결정립 성장을 억제하는 요인으로 작용한다. 부분변태역 (inter-critical HAZ, ICHAZ)은 최고온도가 AC1 온도와 AC3 온도 사이로 승온 시 PAGB 혹은 마르텐사이트 내 lath 경계에서 부분적으로 오스테나이트 변태가 발생하고 이후 냉각 시 마르텐사이트로 변태한다. 이후 용접 후열처리 (post weld heat treatment, PWHT)시 PAGB와 lath 경계에서 새로운 석출물들이 형성되나, 다소 낮은 온도로 인해 확산이 충분하지 못해 석출물에 의한 결정립계 pinning 효과가 감소한다. 또한 ICHAZ내 미변태 영역은 용접 및 후열처리를 거치며 수차례의 템퍼링이 적용된 over- tempered 영역으로 전위밀도가 상당히 감소하고, 기존 석출물들이 조대화되어 가장 낮은 경도를 나타낸다. 이러한 이유로 ICHAZ를 over-tempered HAZ (OTHAZ)라고 불리운다. 마지막으로 최고온도가 AC1이하인 열영향부 (sub-critical HAZ, SCHAZ)는 마찬가지로 용접 및 후열처리를 거치며 over-tempered 영역에 포함되지만, ICHAZ의 미변태 영역 대비 템퍼링 온도가 낮아 미세조직 열화 정도가 상대적으로 낮게 나타난다16,17). 따라서 over-tempered 영역을 최소화할 수 있는 용접기술의 개발 및 적용은 핵융합로 건설에 있어 필수적인 요소이다.
상기 미세조직학적 열화 요인에 의해 용접부 전체의 고온 건전성이 저하될 우려가 있는 실정으로, 저방사화강에 대한 용접부 고온 기계적 특성 데이터를 확보하고 열화인자를 파악함과 동시에 건전성을 검토하는 기초연구가 필요하다. 이에 유럽이나 일본 등의 선진국들에서는 모재 뿐만 아니라 저방사화강의 용접 및 접합기술에 대한 연구를 수행하며, 용접부 물성 데이터 베이스를 상당량 확보 중에 있다13,15,18-23). 그러나, 국내의 경우 모재 개발에만 집중되어 있으며, 부품 제작 기술 및 용접부 특성에 관한 연구는 매우 부족한 실정이다14). 본 연구에서는 Ti 첨가에 따른 저방사화강의 용접부 미세조직의 차이 및 고온 인장 특성에 대해 분석하고, 운전온도인 550 °C 장기 열간 노출에 따른 열화 저항성에 대해 비교하여, GTA 용접부의 기초 건전성을 검증하고자 하였다. 본 연구결과는 이전 학위논문24) 내용의 일부 결과를 채취하여 구성하였다.
2. 실험 방법
본 연구에서 사용된 2종의 저방사화강은 Eurofer97강의 조성을 기본으로 하는 reference 저방사화강 (Ti- free RAFM)과 Ti이 0.013 wt% 첨가된 저방사화강 (Ti-added RAFM)으로 조성은 Table 1에 나타낸 바와 같다. 두 강종은 진공용해로를 이용하여 50 kg급 잉곳으로 제작되었으며 이를 1200 °C에서 재가열한 후 열간압연을 통해 10 mm 두께의 판재로 제조하였다.
Table 1
Chemical compositions of investigated RAFM steels (all in wt%)
| C | Si | Cr | W | V | Mn | Ta | Ti | O (ppm) | N (ppm) | Fe | |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Ti-free RAFM | 0.11 | 0.06 | 8.97 | 0.96 | 0.2 | 0.39 | 0.11 | - | 37 | 10 | Bal. |
| Ti-added RAFM | 0.10 | 0.05 | 9.05 | 1 | 0.2 | 0.35 | 0.11 | 0.013 | 50 | 48 | Bal. |
열처리를 수행하기 위해 210mm×110mm×10mm의 블록 시험편으로 가공하였다. Ti-free RAFM강의 경우 기존의 여러 문헌에서 널리 사용된 열처리 조건을 참고하여 노멀라이징 (980 °C/30 min)과 템퍼링 (760 °C/90 min)을 실시하였고, Ti-added RAFM강의 경우 Ti-free RAFM강 대비 연성-취성 천이온도 (ductile- brittle transition temperature, DBTT)는 유사하게 하면서 (-69 °C), 동시에 높은 초기 전위밀도 확보를 위해 상대적으로 낮은 템퍼링 온도를 적용하여 노멀라이징 (980 °C/30 min)과 템퍼링 (730 °C/90 min)의 열처리 공정을 적용하였다 (Table 2). 보다 상세한 정보는 타 문헌에 소개되었다4,25). 두 강종 모두 GTAW 공정이 적용되었으며, 공정 변수는 Table 3과 같이 통상적으로 적용되는 GTA 용접 변수들을 사용하였다. 각 용접시편들은 X-ray와 초음파 탐상 시험법을 통해 용접 결함이 없음을 확인하였다.
Table 2
Heat treatment schedule of the investigated RAFM steels
Table 3
Parameters of welding processes used in the present study
| Layer/pass | Current (A) | Voltage (V) | Travel speed (cm/min) | Heat input (kJ/mm) | |
|---|---|---|---|---|---|
| GTAW | 8/13 | 70-120 | 8-11 | 3.0-5.5 | 1.2-2.2 |
미세조직 분석을 위해 각 시험편을 #200~2000 SiC 연마지와 1~3 ㎛ 연마천으로 기계적 연마하여 Villela’s reagent (1g picric acid + 5 ml HCl + 100 ml ethanol)로 에칭한 후 이를 주사전자현미경(scanning electron microscopy, SEM; JEOL社 JSM-5800, 20 KeV) 및 전계방사형 주사전자현미경 (field emission scanning electron microscopy, FE-SEM; TESCAN CZ/MIRAI LMH, 20 KeV)으로 관찰하였다. 또한, 후방산란전자회절 (electron backscattered diffraction, EBSD; TSL OIM program)을 통해 결정립계도 (grain boundary map) 분석법을 시행하고자 상기 기계적 연마 과정을 동일하게 수행한 후 colloidal silica suspension을 이용해 산화층과 오염층을 10 nm 이내로 제어하였다. 추가적으로, 초기 모재 미세조직을 미시적인 관점에서 관찰하고자 50-60 ㎛, 지름 3 mm 디스크로 시편을 연마한 후 메탄올 (methyl alcohol)과 과염소산 (perchloric acid)을 9:1 비율로 혼합하여 -27 °C에서 jet-polishing 하였으며 이후 투과전자현미경 (transmission electron microscopy, TEM; JEOL社 JEM-2100F, 200 KeV)으로 관찰하였다. 두 저방사화강의 주요 석출물 분포 경향을 파악하기위해 표면복제기법 (replica)을 이용하였다. 시험편을 1 ㎛까지 기계적 연마하여 표면에 탄소 필름을 부착한 후 기지만을 녹여내기 위해 Villela’s reagent에 담근 후 석출물만 복제된 탄소 필름을 떼어내어 TEM으로 관찰하였다. 용접부 OTHAZ에 대한 열간노출 전후 미세조직 차이 분석을 위해 접속이온빔장비 (focused ion beam, FIB; Helious, Pegasus)를 통해 시편을 제작하여 이를 TEM으로 관찰하였다.
용접부의 경도분포도를 파악하기 위해 Vickers 경도기 (Mitutoyo社 810-127K 모델)를 사용하였다. 또한, 실제 핵융합로 구조용 소재로서의 적합성 판단을 위해 ASTM E 8M 규격 (게이지 지름 6 mm. 게이지 길이 25 mm 봉상)의 시험편을 제작한 후 정적하중 시험기 (R&B社 RB301 Unitech-T, 100 kN) 장비를 이용하여 운용온도인 550 °C에서 인장시험을 실시하였다. Crosshead 제어 조건에서 0.5 mm/min 속도를 고온에서 인장시험을 수행하였다.
3. 결과 및 고찰
3.1 모재 미세조직
Fig. 1은 노말라이징 후 템퍼링된 Ti-free RAFM강과 Ti-added RAFM강의 초기 미세조직 관찰결과이다. SEM을 통한 관찰결과 (Fig. 1(a), (b)), 두 강재 모두 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 확인되었다. Fig. 1(c), (d)는 미세조직의 정밀 분석을 위해 EBSD image quality (IQ)-grain boundary map을 적용하여 관찰한 결과로 파란색으로 구분된 고각 입계 (high-angle boundary)는 packet boundary (PB)와 PAGB를 나타내는데, Ti-added RAFM강의 평균 PAG 크기는 약 9.9 ㎛로 Ti-free RAFM강 (11.2 ㎛) 대비 PAG 크기가 작은 것으로 확인되었다. 한편, 빨간색과 초록색으로 나타낸 저각 입계 (low-angle boundary)로부터 PAG내 block boundary 분율을 측정한 결과 두 강재 모두 42.3%로 동일한 수준으로 나타났다.
Fig. 1
Microstructures of Ti-free RAFM and Ti-added RAFM steels after normalizing and tempering: (a),(b) SEM micrographs, (c),(d) EBSD image quality and grain boundary maps
PAG 내부에 대한 정밀 분석을 위해 TEM을 통해 관찰한 결과, Fig. 2(a), Fig. 3(a)에 나타난 바와 같이 Ti-added RAFM강에서의 lath 폭이 Ti-free RAFM강보다 좁은 것으로 관찰되었다. 두 강재 모두 PAGB와 lath 경계를 따라 조대한 석출물이 분포하는 반면, 입내에서는 미세한 석출물이 분포하였다. 이러한 석출물들의 식별과 분포 경향 파악을 위해 carbon replica 방법으로 시편을 제작하여 TEM-EDS (energy dispersive X-ray spectroscopy)를 통해 관찰하였다. 관찰 결과 (Fig. 2, 3), 두 강재 모두 PAGB와 lath 경계를 따라 분포하는 석출물들은 Fig. 2(b), (c)와 3(b), (c)에 나타난 바와 같이 Cr 함량이 높은 Cr-rich M23C6로 확인되었다. 한편 입내에 균일하게 분포하는 MX 석출물들은 Ti-free RAFM강의 경우, Fig. 2(d)와 같이 Ta과 C가 검출되는 Ta-rich MX 석출물로 확인된다.
Fig. 2
TEM micrograph of (a) bright-field, (b) replica-extracted Ti-free RAFM samples showing the distribution of precipitates and results of EDS analysis on (c) Cr-rich M23C6 and (d) Ta-rich MX precipitates
Fig. 3
TEM micrograph of (a) bright-field, (b) replica-extracted Ti-added RAFM samples showing the distribution of precipitates and results of EDS analysis on (c) Cr-rich M23C6 and (d) (Ta,Ti)-rich MX precipitates
한편, Ti-added RAFM강의 경우 Fig. 3(d)와 같이 Ta과 C뿐만 아니라 Ti이 함께 검출되는 (Ta,Ti)- rich MX 석출물로 확인되었다. Moon 등26)의 열역학 계산 결과에 의하면, 1200 °C 이상의 온도에서 냉각 시 Ti 첨가에 의하 MX 석출물의 고온안정성이 증가하여 Ti-rich MX 석출물이 우선적으로 석출되며, 이후 (Ta,Ti)-rich MX, Ta-rich MX 순서로 석출된다.
이러한 석출물들의 크기 및 분율 비교를 위해 image analysis를 통한 정량적 측정을 시행하였다 (Fig. 4, Table 4). MX 석출물의 크기는 두 강재 모두 정규분포를 보이며 Ti-free RAFM강에서 약 5.2 nm, Ti- added RAFM강에서 약 5.4 nm로 유사한 반면, 분율은 Ti-added RAFM강이 4.6%로 Ti-free RAFM강 (2.0%) 대비 2배 이상 높은 것으로 확인되었다. 한편, M23C6 석출물의 크기도 마찬가지로 정규분포를 보였는데, Ti-added RAFM강에서 약 119.3 nm의 크기와 9.6%의 분율로 Ti-free RAFM강 (크기: 148.9 nm, 분율: 5.9%) 대비 크기는 미세하고 분율은 높은 것으로 확인되었다. 이러한 차이는 RAFM강에서 Ti 첨가로 인해 고온 안정성이 높은 MX 석출물의 형성이 촉진되므로 MX 석출물 형성 후 입내 탄소함량이 낮아져 M23C6 석출물 형성 구동력이 낮아진 것으로 판단된다. 상기 결과를 통해 Ti-added RAFM강의 Ti 첨가에 의한 입내 MX 분율 증가 및 계면 M23C6 석출물 억제 효과가 열화에 대한 미세조직 안정성을 향상시킬 수 있을 것으로 예상된다.
3.2 용접부 미세조직
앞서 언급한 바와 같이, 두 저방사화강에 대해 일반적으로 적용되는 GTA 용접 변수를 사용하여 얻어진 용접부 시편들은 X-ray와 초음파 탐상 시험법을 통해 용접 결함이 없음을 확인하였다. 이로부터 두 저방사화강은 용접성에 있어 특별한 문제점은 관찰되지 않았다. HAZ는 용접 시 최고온도 (peak temperature: TP)에 따라 미세조직이 상이하게 나타나며 4가지 영역으로 나뉜다. 이 중에서 SCHAZ는 상변태점 이하의 온도 까지만 승온되어 한번 더 템퍼링 되는 영역이며, 모재 대비 크게 미세조직학적 차이가 없다. 본 연구에서는 기계적 특성에 영향을 크게 미치는 CGHAZ, FGHAZ, OTHAZ에 대해서 부위별 미세조직 차이를 SEM, EBSD 분석을 실시하여 그 결과를 Fig. 5와 6에 나타내었다. 먼저 SEM을 통한 미세조직 관찰 결과, Fig. 5에 나타난 바와 같이 HAZ 부위별 미세조직적 특징이 나타나는데, CGHAZ에서는 높은 TP로 인한 상변태 후 충분한 결정립 성장에 의해 조대화된 결정립이 관찰되었고, FGHAZ에서는 다소 낮은 TP로 인해 상변태 후 결정립 성장이 충분하지 못해 미세한 결정립들이 관찰되었다. 한편, ICHAZ 혹은 OTHAZ의 경우 석출물의 크기가 CGHAZ, FGHAZ 대비 조대한 것으로 관찰되었다.
Fig. 5
SEM micrographs showing microstructures in various HAZs: For Ti-free RAFM, (a) CGHAZ, (c) FGHAZ, and (e) OTHAZ are presented. In the case of Ti-added RAFM, (b) CGHAZ, (d) FGHAZ, and (f) OTHAZ are shown
보다 정밀한 분석을 위해 EBSD IQ-grain boundary map을 적용하여 HAZ 영역별 미세조직을 관찰하였다 (Fig. 6). 파란색으로 나타낸 고각 입계로 부터 PB와 PAGB를 식별한 결과, Ti-free RAFM강과 Ti-added RAFM강 모두 PB/PAG 크기가 가장 큰 CGHAZ, 미세한 결정립으로 이루어진 FGHAZ가 관찰되었고, OTHAZ의 경우 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재되어 있는 것이 관찰되었다. Grain boundary map을 통한 block boundary 분율 측정 결과, CGHAZ에서 38-43%, FGHAZ에서 32-35%, OTHAZ에서 26-28% 수준으로 가장 낮게 나타났다. 이는 OTHAZ에서 용접 시 다소 낮은 TP와 PWHT에 기인한 반복적 템퍼링에 의해 lath 폭 증가 및 회복이 가장 많이 진행되었기 때문으로 판단된다. OTHAZ에서의 크고 작은 결정립들이 혼재된 미세조직은 용접시 AC1~AC3 온도 범위에서의 부분적 상변태에 의한 것으로 보이며, 이는 ICHAZ의 미세조직 특징과 일치한다. 이를 통해 용접부에서 미세조직학적으로 가장 열위한 영역은 OTHAZ에 포함되는 ICHAZ라는 것을 알 수 있다. 상기와 같이 HAZ 위치별 특징은 두가지 저방사화강이 동일하게 관찰되고 있으며, 두 저방사화강 끼리의 HAZ 미세조직 특징 차이는 구분되지 않을 정도로 유사하게 관찰되었다.
3.3 용접부 기계적 특성
용접부의 건전성 파악을 위해 용접부로부터 HAZ를 지나 모재 방향으로 일정한 간격으로 비커스 경도를 측정하였다 (Fig. 7). 그 결과, Ti-added RAFM강이 Ti- free RAFM강 대비 경도가 높게 나타났다. 앞서 언급하였듯이, 두 저방사화강의 모재 경도를 비교하였을 때 역시 Ti-added RAFM강이 높게 나타났는데, 이는 더 낮은 템퍼링 온도에 의해 잔존하는 전위밀도가 높고 (Fig. 2와 3 참조), Ti 첨가로 인해 MX 석출물 분율이 높아진 것 (Fig. 4)에 기인한 것으로 판단한다. HAZ에서 Ti-added RAFM강의 경도가 높은 이유는 모재에서 경도가 높은 이유와 동일하다고 유추할 수 있다. 즉, Ti 첨가로 인해 높아진 MX 석출물 분율이 용접에 의해 열영향을 받더라도, Ti-free RAFM강 보다 높게 유지될 것으로 예상할 수 있다. 아울러, 용접이후 열처리 (PWHT)가 Ti-added RAFM강이 730 °C로 낮아 (Ti-free RAFM강의 PWHT 온도 760 °C), 마르텐사이트 lath내에 잔존하는 전위밀도가 상대적으로 높고, M23C6 탄화물 크기는 작을 것으로 예상할 수 있다. 실제로 HAZ에서 M23C6 석출물 크기는 Ti-added RAFM강에서 더 작게 관찰되는 것도 이를 잘 뒷받침 해 준다 (Fig. 5). 이러한 고찰로부터, HAZ에서 Ti- added RAFM강의 경도가 Ti-free RAFM강 대비 높은 이유는, 열영향을 받더라도 Ti 첨가로 인한 높은 MX 분율과 전위밀도, 그리고 조대화가 억제된 미세 M23C6 석출물 등에 의해 강화효과가 더 잘 발휘된 것으로 유추할 수 있다. 한편, 경도는 용접부에서부터 모재에 가까워질수록 감소하여 OTHAZ에서 가장 낮게 나타났는데, 이는 위 미세조직 분석 결과에서 확인한 바와 같이 용접 시 낮은 TP와 PWHT로 인한 반복된 템퍼링과정에 기인한 lath 폭 증가, 전위밀도 감소 및 석출물 조대화의 결과로 판단된다.
Fig. 7
Macro-section images showing (a) GTA welds of RAFM steel, and hardness traverse in (b) welds of Ti-free RAFM and Ti-added RAFM steels
핵융합로 운용온도에서의 인장 특성 평가를 위해 550 °C에서 인장시험을 수행하였다. 인장시험 결과 (Fig. 8, Table 5), 두 강종 모두 OTHAZ에서 파단되었는데, 이는 용접부에서 가장 soft한 영역에 해당하는 OTHAZ에 응력이 국부적으로 집중되기 때문으로 판단된다. 인장 특성은 Ti-added RAFM강의 경우 항복강도와 인장강도가 367 MPa, 379 MPa로 Ti-free RAFM강 (항복강도: 343 MPa, 인장강도: 359 MPa)보다 높게 나타나고 연신율은 약 20% 수준으로 유사하게 나타났다. Ti-added RAFM강의 높은 항복강도 및 인장강도는 Ti 첨가로 인한 높은 분율의 (Ta,Ti)-rich MX 석출물들과, 낮은 템퍼링 온도로 인한 높은 전위밀도가 변형 시 효과적으로 전위들의 움직임을 방해하기 때문으로 판단된다.
3.4 용접부 열화 저항성
저방사화강은 고온 환경에 적용되므로 이를 고려하여 장기 열간 노출에 대한 열적 안정성을 평가하였다. 인장 특성이 우수한 것으로 나타난 Ti-added RAFM강을 550 °C에서 500시간 열간 노출하여 열간 노출 전, 후에 대한 경도분포를 비교한 결과 (Fig. 9), 열간 노출 이후 경도가 소폭 감소되었는데, OTHAZ의 경도는 약 6 HV 감소하였다.
Fig. 9
Hardness traverse of Ti-added RAFM steel from the weld metal (WM) to the base metal (BM) with the comparison of before and after thermal exposure at 550 °C for 500 h
열간 노출 후 핵융합로 운용온도인 550 °C에서 인장시험을 시행한 결과 (Fig. 10, Table 6), 열간 노출 시 항복강도 및 인장강도가 초기 특성 대비 소폭 감소하였으나 (항복강도:367 → 362 MPa, 인장강도:379 → 375 MPa) 강도 감소폭이 5 MPa 미만으로 매우 작은 것을 확인하였다. 상기 결과로부터, 장기 열간 노출후(550 °C/500 h) Ti-added RAFM강의 550 °C 기계적 특성은 유지되며 열화 저항성이 우수한 것을 확인하였다.
Fig. 10
The results of tensile test at 550 °C for weldments of Ti-added RAFM (a) before thermal exposure (b) after thermal exposure at 550 °C for 500 h
Table 6
Tensile properties at 550 ℃ for weldments of Ti-free RAFM and Ti-added RAFM steels after thermal exposure at 550 ℃ for 500 h
| Before exposure | After exposure | |
|---|---|---|
| Yield strength (MPa) | 367 | 362 |
| Tensile strength (MPa) | 379 | 375 |
| Elongation (%) | 21 | 23 |
열화에 따른 미세조직 안정성을 확인하기 위해 Fig. 11(a)에 나타낸 바와 같이 OTHAZ내 ICHAZ에서 FIB를 이용하여 시편을 채취한 후 TEM으로 관찰하였다. TEM 관찰 결과, 열간 노출 전에는 (Fig. 11(b)) 좁은 폭(~200 nm)의 lath와 높은 전위밀도가 관찰되었다. 한편, 열간 노출 후에는 전위 회복으로 인한 cell 구조 형성이 일부 관찰되었으나, 전위밀도 감소 및 석출물 조대화의 정도가 낮은 것을 확인하였다. 무엇보다도 미세한 lath 구조가 근본적으로 유지되고 있는 점이 주목할 만 하다. 마르텐사이트 조직에서 MX 석출물의 분율이 증가할 수록 템퍼링 또는 열간 노출 시 MX 석출물의 pinning 효과에 의해 전위의 회복이 지연되고 lath 구조가 유지되는 것으로 알려져 있다4,8,25,27,28). Ti 첨가 시 Fig. 4에 나타낸 바와 같이 MX 석출물의 분율이 증가하는 것이 확인되었으므로 MX 석출물의 pinning 효과로 인해 회복이 지연되어, 장기 열간 노출 중에도 lath 구조가 유지되어 높은 열화 저항성을 보인 것으로 판단된다. 상기 결과를 통해 저방사화강에서 Ti 첨가는 GTA 용접부의 고온 열화 저항성 향상에 기여함을 확인하였다.
4. 결 론
본 연구에서는 핵융합로 구조용 저방사화강 GTA 용접부에 대한 Ti 첨가에 따른 고온 기계적 특성 및 열화 저항성을 비교 분석하였다. 이를 위해 HAZ 영역별 미세조직, 용접부 경도 및 고온 인장 특성을 비교하였으며, 열간 노출 전/후 미세조직 및 기계적 특성 비교를 통해, 각 조건 별 고온 열화 저항성을 파악하고자 하였다. 주요 연구 결과를 정리하면 다음과 같다.
1) Ti-added RAFM강이 Ti-free RAFM강 대비 lath의 폭이 좁고 전위밀도가 높게 나타났다. 두 강재 모두 입내에 미세한 MX 석출물이 분포하는데, Ti-free RAFM강은 Ta-rich MX 석출물, Ti-added RAFM강은 (Ta,Ti)-rich MX 석출물로 확인되며, Ti-free RAFM강 보다 높은 분율로 관찰되었다. PAGB와 lath 경계에서는 Cr-rich M23C6가 관찰되었는데, Ti 첨가에 의한 MX 석출물 형성 촉진으로 입내 탄소 함량이 더 낮아져 M23C6 형성이 억제되었다.
2) 용접부 미세조직은 OTHAZ 영역에서 CGHAZ, FGHAZ 대비 조대한 석출물들이 관찰되었으며, block boundary 분율이 가장 낮게 나타나는데, 이는 용접 시 낮은 TP와 PWHT로 인한 반복적인 템퍼링에 기인한다. 또한 경도 측정 결과, OTHAZ 가장 낮게 나타나 가장 취약한 영역으로 확인되었다. 550 °C 인장시험 결과, 두 강종 모두 OTHAZ에서 파단이 발생하였고, Ti-added RAFM강이 우수한 항복강도 및 인장강도를 나타내었다.
3) Ti-added RAFM강 550 °C에서 500시간 열간 노출 후 550 °C 인장시험 결과, 열간 노출 전 인장시험 결과와 유사한 강도를 나타내었다. 열간 노출 후 미세조직 분석 결과. 장기 열간 노출 후에도 전위 회복이 미비하였다. 이는 Ti 첨가에 의한 높은 분율의 MX 석출물들이 전위를 pinning 하기 때문으로, 미세조직의 열화가 지연되어 우수한 열화 저항성을 보인 것으로 해석된다.
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