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핵융합로 구조용 Ti 첨가 저방사화강의 산화개재물이 전자빔 용접부 크리프 특성에 미치는 영향

Influence of Oxide Inclusions on the Creep Properties of Electron Beam Welds in Ti-added Reduced Activation Ferritic/Martensitic Steel

Article information

J Weld Join. 2024;42(3):282-291
Publication date (electronic) : 2024 June 30
doi : https://doi.org/10.5781/JWJ.2024.42.3.6
한재연*orcid_icon, 조윤환*, 김치원**, 이창훈**, 문준오*, 홍현욱*,orcid_icon
* 창원대학교 소재융합시스템공학과
* Department of Materials Convergence and System Engineering, Changwon National University, Changwon, 51140, Korea
** 한국재료연구원 극한재료연구소
** Extreme Materials Research Institute, Korea Institute of Materials Science, Changwon, 51508, Korea
†Corresponding author: huhong@changwon.ac.kr
Received 2024 May 28; Revised 2024 June 10; Accepted 2024 June 12.

Abstract

In this study, the effects of reducing oxide inclusions on the microstructure, tensile properties at 550 °C, and creep resistance of electron beam welded (EBW) joints in Ti-added reduced activation ferritic/martensitic (RAFM) steel were investigated. Two RAFM steels, designated as Steel A and Steel B, were prepared by adjusting the Al and Si contents to contain different fractions of oxide inclusions. The microstructures of the base metal and heat-affected zone (HAZ) were analyzed, and the mechanical properties of the welds were evaluated. Reducing the Al and Si content in Steel B resulted in a decrease in both the fraction and size of oxide inclusions compared to Steel A. Both steels exhibited tempered martensitic microstructures with M23C6 and MX precipitates. Hardness tests revealed that the over-tempered HAZ (OTHAZ) was the weakest region. However, both tensile test and creep tests at 550 °C showed fractures occurring in the base metal, indicating that the low heat input of EBW effectively minimized the weak HAZ regions. Steel B demonstrated improved tensile properties and creep resistance due to the reduced oxide inclusions. It was found that Steel B had a significantly longer creep life than Steel A at 550 °C. SEM analysis revealed ductile fracture characterized by dimples, where oxide inclusions containing Al, Si, Ta, and Ti were predominant. The presence of these inclusions reduced the effectiveness of solid solution and precipitation strengthening by consuming Ta and Ti. Additionally, microvoids could easily nucleate at the interface between the hard oxide inclusions and the soft metal matrix during creep. Therefore, the reduction of oxide inclusions improved deformation resistance and high-temperature stability, resulting in better creep resistance in Steel B. In conclusion, the reduction of oxide inclusions in Ti-added RAFM steel enhances the high-temperature mechanical properties and creep resistance of EBW joints, underscoring the importance of oxide control in the development of RAFM steels for fusion reactor applications.

1. 서 론

전 세계적으로 탄소중립 정책에 따른 화석연료 저감, 재생에너지 사용과 더불어 이러한 이슈에 대응하기 위해 다양한 대체 에너지원 연구 및 개발이 활발히 진행되고 있다. 그 일환 중 하나로, 중수소와 삼중수소를 연료로 사용하는 핵융합 에너지는 자원 고갈의 위험이 없고 환경 오염의 위험성 또한 없어 미래 청정에너지원으로 각광받고 있다. 유럽, 일본, 미국 등의 선진국을 중심으로 핵융합 발전을 상용화하기 위한 많은 연구들이 진행되고 있다1-3). 핵융합로의 핵심 부품 중 하나인 블랑켓(blanket)은 핵융합 반응 시 발생되는 중성자의 운동에너지를 열에너지로 변환하고, 동시에 중성자의 유출을 차단하는 방사선 차폐의 역할 또한 수행하는 부품으로 높은 중성자속 및 고온/고압의 환경에 견디기 위한 우수한 중성자 내조사성, 크리프 특성, 열피로 저항성 등의 특성이 중요시된다. 현재 대표적인 블랑켓 구조재의 후보 소재로는 저방사화강(Reduced Activation Ferritic/Martensitic, RAFM)이 고려되고 있다4-7). 저방사화강은 내열 특성이 우수한 것으로 알려진 9Cr- 1Mo 기반의 Gr.91 합금에서 고방사형 원소인 Mo와 Nb을 저방사형 원소인 W, Ta, V, Ti 등으로 대체하여 소재의 내조사 특성 및 고온 기계적 특성을 개선한 소재이다4,8,9). 이 중 Mo를 대신한 W은 고용강화 효과를 통한 고온 특성 확보에 기여하고, Nb을 대신하는 Ta, V, Ti과 같은 원소들은 입내 미세 MX 석출물 형성을 통해 소재의 열화 저항성 향상에 기여한다10,11). 현재 대표적인 저방사화강으로는 유럽의 Eurofer97, 일본의 F82H, 중국의 CLAM강 등이 개발되었다12-14). 일반적으로 RAFM강을 포함한 9Cr 기반의 내열강은 용체화처리(solution treatment) 이후 노말라이징(normalizing)과 템퍼링(tempering)의 2단 열처리를 통해 우수한 강도와 인성을 지니는 템퍼드 마르텐사이트 조직의 형성을 유도한다. 또한, 상기 서술한 열처리 과정을 통해 저방사화강은 마르텐사이트 lath 및 block 경계에 Cr-rich M23C6 석출물과 입내에 (Ta, Ti)-rich MX 석출물을 가지며 이들은 각각 lath 경계 안정화 및 회복 저항성 향상에 기여한다15,16).

블랑켓은 약 400~500개의 박스 형태로 구성되기 때문에, 최종 제품 제작을 위해서는 이들이 하나의 구조로 연결되어야 한다. 따라서 블랑켓 제작을 위해서는 용접 공정이 필수적이며17,18), 이러한 이유로 블랑켓 후보 소재의 용접 및 접합 기술에 대한 공정 최적화는 모재 개발 못지않은 중요한 사안이다. 현재 일반적인 저방사화강의 용접 공정으로는 가스텅스텐 아크용접(Gas Tungsten Arc Welding, GTAW), 전자빔 용접(Electron Beam Welding, EBW), 레이저 용접(Laser Beam Welding, LBW) 등이 고려되고 있다19). 또한, 언급한 바와 같이 블랑켓 후보 소재의 고온 물성은 중요한 고려 사항이며, 지난 연구들에 의하면 크리프 시험과 같은 고온 물성 평가 시 1) 조대화 된 M23C6 석출물20), 2) 장기 열 노출 시 생성되는 Laves phase21,22), 3) 미세한 개재물23) 등이 크리프 파단에 영향을 주는 것으로 알려져 있다. 그중 현재 개재물에 의한 물성 열화와 관련된 연구는 모재에 대해서 일부 진행되었으나, 용접부에 대한 연구는 아직 미비한 상황이다.

이에 본 연구에서는 Ti 첨가 저방사화강의 전자빔 용접 적용에 대한 기초 건전성을 검증하고, 더 나아가 산화 개재물 저감이 저방사화강 용접부의 미세조직 및 크리프 특성을 비롯한 고온 기계적 특성에 미치는 영향에 대하여 분석하였다. 이를 위해 용강 제조 시 주요 탈산 원소로 알려진 Al과 Si의 함량을 조절한 2종의 저방사화강을 제작하였으며, 해당 강재에 대해 고온 인장시험, 크리프 시험을 실시하여 산화 개재물이 용접부 물성에 미치는 영향을 분석하고, 물성 시험을 완료한 시편을 주사전자현미경(Scanning Electron Microscopy, SEM)과 에너지 분산 X선 분광법(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy, EDS) 그리고 후방산란전자회절(Electron Backscatter Diffraction, EBSD)을 통해 분석함으로써 파단부 균열 생성 인자에 대해 확인하였다.

2. 실험 방법

본 연구에서 사용된 저방사화강의 성분을 Table 1에 나타내었다. 사용된 2종의 저방사화강은 Eurofer97의 성분을 기본으로 고온 물성 향상을 위해 Ti을 소량 첨가하였으며, 앞서 언급한 바와 같이 산화 개재물 저감의 효과를 확인하기 위해 Al과 Si의 함량을 조절하였다(Al: 0.02 wt%→0.01 wt%, Si: 0.05 wt%→0.03 wt%). Table 1과 같이 Al과 Si의 함량에 따라 Steel A와 Steel B로 명명하였으며, Steel B에서는 Steel A 대비 Al과 Si의 함량이 미량 감소되었다. 두 강종에 대해 진공용해로를 통해 50 kg급 잉곳을 생산하고 1200 °C에서 재가열과 열간압연 과정을 거쳐 10mm 두께의 판재로 제조되었다. 압연재에 대해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 유도하기 위해 980 °C/0.5 h 조건의 노말라이징과 730 °C/1.5 h 조건의 템퍼링 열처리를 실시하였다. 해당 열처리 조건은 타 문헌에 상세히 소개되어 있다24-27). 템퍼링 처리를 완료한 두 강종에 대해 EBW 공정을 실시하였으며 사용된 공정 변수는 Table 2와 같다. 용접 시편들은 용접 후 비파괴검사(X-ray, UT)를 진행하였으며, 용접부 내부 결함이 없음을 확인하였다. 용접후열처리(Post-Welded Heat Treatment, PWHT)는 730 °C/1 h 조건하에서 실시하였다.

Chemical compositions of investigated RAFM steels (in weight%)

Electron beam welding parameters used in this study

모재(Base Metal, BM) 및 용접 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ) 미세조직을 분석하기 위해 기계적 연마를 완료한 시험편에 대해 Villela’s reagent를 이용하여 에칭을 실시하였으며, 이를 주사전자현미경(SEM: JEOL社 JSM-7900F, 20 keV)과 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM: TESCAN社 CZ/MIRAI LMH, 20 keV)으로 관찰하였다. 또한, 후방산란전자회절 기법을 활용하여 결정립계도(Grain Boundary map) 및 커널 평균 방위차(Kernel Average Miso- rientation, KAM) 지도에 대한 분석을 진행하였다. 상기 언급한 EBSD 분석은 기계적 연마를 완료한 시험편에 대해 Colloidal silica 현탁액을 사용하여 추가적인 표면 연마 과정을 거쳐 준비되었다. 산화 개재물의 단위 면적 당 분율과 크기 측정의 경우 후열처리를 완료한 시편을 대상으로 무작위 위치에서 245 ㎛×140 ㎛ 크기로 관찰한 SEM 이미지 120장에 대하여 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 정량적으로 측정되었다.

용접부 물성은 Vickers 경도기(Mitutoyo社 810- 127K), 인장 시험기(R&B社 RB301 Unitech-T, 100 kN), 크리프 시험기(ATS社 Series 2320-M)를 사용하여 평가되었다. 비커스 경도의 경우 0.5 kgf의 하중을 가하여 용접금속부(Weld metal, WM)부터 모재까지 150 ㎛ 간격으로 측정되었다. 또한, 핵융합로 구조용 소재로서의 적합성을 판단하기 위하여 고온 인장 시험과 크리프 시험의 경우 게이지 지름 6 mm, 길이 25 mm 봉상 시험편을 제작 후 550 °C에서 물성 평가를 진행하였으며, 목표 온도 도달 후 각각 30분과 1시간의 soaking time을 적용하였다. 고온 인장 시험은 crosshead 제어 조건에서 0.5 mm/min 속도로, 크리프 시험은 200 MPa의 하중 조건에서 실시하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1 모재 미세조직 및 용접부 미세조직

Fig. 1은 노말라이징과 템퍼링을 실시한 Steel A와 Steel B의 모재 미세조직을 관찰한 결과를 보여준다. 그림에서 보듯이 SEM을 통한 관찰 결과(Fig. 1(a), Fig. 1(b)), 두 강재는 구오스테나이트 입계(Prior Austenite Grain Boundary, PAGB)와 함께 마르텐사이트 lath로 구성된 전형적인 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 확인되었다. 또한, PAGB 및 결정립 내부 미세한 석출물들이 확인되며, 이들은 앞서 언급한 M23C6와 MX 석출물로 추정된다7,25-27). 두 템퍼드 마르텐사이트 강재의 정밀한 분석을 위해 Fig. 2(a), Fig. 2(b)와 같이 EBSD 분석을 진행하였으며, 그 결과를 image quality-grain boundary map으로 나타내었다. 그림에서 15°-180° 범위의 고각 입계(high-angle boundary)는 마르텐사이트의 packet boundary와 PAGB를 나타내며 파란색 선으로 표시되었다. 또한, 2°-5° 및 5°-15° 범위의 저각 입계(low-angle boundary)는 PAG내 block boundary를 나타낸 것으로 각각 빨간색과 초록색으로 표현되었다. 해당 분석을 통해 모재의 PAG 크기 및 block boundary 분율을 측정하였다. Steel A와 Steel B 모두 유사한 PAG 크기(Steel A: 5.7 ㎛, Steel B: 5.1 ㎛)와 block boundary 분율(Steel A: 22.0 %, Steel B: 22.1 %)을 가지는 것으로 나타났다. 이를 통해 산화 개재물 저감을 위한 Al과 Si의 조절이 모재의 미세조직 형성에 있어 큰 영향을 주지 않은 것으로 판단되었다.

Fig. 1

Initial microstructure of steel A and steel B after normalizing and tempering, (a) SEM micrograph of steel A, (b) SEM micrograph of steel B

Fig. 2

EBSD image quality-grain boundary maps after normalizing and tempering, (a) steel A and (b) steel B

Table 2의 용접 변수를 사용하여 두 저방사화강에 대해 EBW 용접을 실시하였으며, 실용접부 샘플의 매크로(macro) 미세조직을 Fig. 3에 나타내었다. X-ray와 UT를 이용한 비파괴 검사를 통해 용접 판재 내부 결함이 존재하지 않는 건전한 용접부임을 확인하였다. 상기 용접부 샘플에 대해 730 °C/1 h 조건에서 PWHT처리하였으며, 각 HAZ 영역에 대해 부위별 미세조직 차이를 확인하고자 SEM, EBSD 분석을 실시하였다. 그 결과, HAZ 부위별 뚜렷한 차이를 보였으며 Steel A에 대한 분석 결과는 Fig. 4에 Steel B에 대한 분석 결과는 Fig. 5에 나타내었다. Fig. 4Fig. 5의 SEM 이미지를 통해 부위별 미세조직의 특징이 뚜렷하게 확인된다. 가장 높은 용접 최고온도(peak temperature, Tp)에 의해 상변태 이후 충분한 결정립 성장이 나타난 Coarse Grained HAZ(CGHAZ)와 CGHAZ 대비 다소 낮은 Tp로 인해 상변태 후 결정립 성장이 미비하게 나타난 Fine Grained HAZ(FGHAZ), 마지막으로 A3온도 이하의 Tp로 인해 일부 결정립에서만 상변태가 나타난 크고 작은 결정립들이 혼재된 bimodal 형태의 Over Tempered HAZ(OTHAZ)를 확인할 수 있다. 또한, Fig. 1의 모재 분석 결과와 마찬가지로 Fig. 4(a, c, e)Fig. 5(a, c, e)의 두 저방사화강 모두 입계와 입내에서 M23C6, MX 석출물들이 존재하는 것이 관찰되었다. 보다 정밀한 분석을 위해 각 HAZ 부위에 따라 EBSD Image Quality-Grain boundary map 분석을 진행하였고 이를 Fig. 4(b, d, f), Fig. 5(b, d, f)에 나타내었다. 먼저, 파란색으로 구분된 고각 입계로부터, 앞서 언급하였던 HAZ 영역별 결정립 크기의 차이를 확인할 수 있다. 또한, 저각 입계를 통해 각 영역별 block boundary 분율을 측정한 결과, 모든 영역에서 두 저방사화강 간에 비슷한 수준의 분율이 나타났고(CGHAZ: 30.2-34.8 %, FGAHZ: 28.1-28.6 %, OTHAZ: 24.7-26.4 %), CGHAZ-FGHAZ-OTHAZ 순으로 block boundary의 분율이 감소하는 경향이 나타났다. 이는 각 HAZ 영역별 최고 가열 온도가 CGHAZ >FGHAZ>OTHAZ 순으로 나타나고, 동일한 조건의 PWHT로 인해 OTHAZ는 용접 열에 의해 템퍼링된 후, PWHT에 의한 추가적인 템퍼링 과정을 겪으며 과도한 템퍼링에 노출되었기 때문이다. 이러한 특수한 열 이력으로 인해 OTHAZ는 다른 HAZ 영역에 비해 lath의 회복이 가장 많이 진행되었고, 이로 인한 가장 낮은 block boundary 분율이 나타난 것으로 판단된다. 상기와 같은 용접부 분석 결과를 통해 Steel A와 Steel B 간의 미세조직 차이는 유사한 것으로 판단되었기 때문에 산화 개재물 저감을 위한 Al과 Si의 조절은 용접부 미세조직 및 용접성에 있어 큰 영향을 주지 않은 것으로 생각된다.

Fig. 3

Marco cross-sectional images of EB weld joints of investigated RAFM steels

Fig. 4

SEM micrographs (a, c, e) and EBSD image quality-grain boundary maps (b, d, f) in the various HAZ of steel A after PWHT, (a, b) CGHAZ, (c, d) FGHAZ, and (e, f) OTHAZ

Fig. 5

SEM micrographs (a, c, e) and EBSD image quality-grain boundary maps (b, d, f) in the various HAZ of steel B after PWHT, (a, b) CGHAZ, (c, d) FGHAZ, and (e, f) OTHAZ

3.2 용접부 기계적 특성

Fig. 6(a)는 PWHT를 완료한 두 저방사화강에 대해 WM-HAZ-BM을 따라 일정한 간격으로 비커스 경도를 측정한 결과이다. 제시된 그림에서 확인할 수 있듯이 두 저방사화강 모두 BM 대비 WM에서 가장 높은 경도 값이 측정되어, 용접부의 물성이 건전할 것으로 예측되었다. HAZ 영역의 경우 CGHAZ-FGHAZ- OTHAZ 순으로 경도 값이 감소하는 결과가 나타났다. 이는 앞선 Fig. 4Fig. 5의 미세조직 분석 결과를 통해 확인된 바와 같이 과도한 열영향에 의한 lath 조직의 회복으로 인해 OTHAZ에서 가장 낮은 경도 값이 야기된 것으로 판단된다. 또한, 두 저방사화강의 경도 비교 시, Steel A 대비 Steel B의 경도가 15-20 Hv 가량 높게 확인되었다.

Fig. 6

Vickers hardness traverse in welded joints of steel A and steel B, (a) initial state and (b) after thermal exposure at 550 °C for 30 minutes

Fig. 7는 PWHT를 실시한 용접 판재에 대해 용접부를 중심으로 인장 시편을 채취 후, 이를 핵융합로 운용 온도인 550 °C에서 인장 시험을 진행한 결과이다. Fig. 7(b)의 macro 이미지와 같이 두 시편 모두 BM에서 파단이 발생하였는데, 이는 Fig. 6(b)에서 확인할 수 있듯 (1) 고온 노출 시 모재와 OTHAZ 간 경도 편차가 감소하여 OTHAZ 및 BM에서의 변형 집중과 타 문헌에서 확인된 바와 같이 (2) 낮은 입열량을 가지는 전자빔 용접의 적용이 저방사화강 용접부 중 가장 취약한 물성을 가지는 HAZ 영역을 감소시킴으로써 BM에서의 파단이 유도된 것으로 판단된다28). 또한, Fig. 7(a), Table 3에 나타낸 바와 같이 두 강재의 인장 특성을 비교하였을 때, Steel B의 경우 항복 강도와 인장 강도가 392 MPa, 407 MPa로 Steel A (Yield Strength: 349 MPa, Tensile Strength: 362 MPa)보다 다소 높았으며 연신율은 25-28 % 수준으로 비슷하게 나타났다.

Fig. 7

Engineering stress-strain curves at 550 °C for EBW welded steel A and steel B (a), and macroscale micrographs showing the fractured position (b)

Comparison of tensile properties at 550 °C for weldments of steel A and steel B

3.3 용접부 크리프 특성 고찰

저방사화강 용접부의 고온 환경에서의 장기 사용에 대한 안정성을 평가하기 위하여 고온 크리프 시험을 진행하였다(Fig. 8). 그 결과 두 저방사화강의 크리프 파단은 모두 용접부에서 멀리 떨어진 BM에서 나타났다(Fig. 8(a)). 이러한 결과는 Fig. 7(b)의 인장 시험에서 확인된 결과와 동일한 결과로, 앞서 언급한 바와 같이 고온 노출 시 BM과 OTHAZ간 경도 편차의 감소와 전자빔 용접의 낮은 입열량에 의한 결과가 주된 원인으로 여겨지며, 이로 인해 타 연구에서 보고된 type IV fracture20,29)가 아닌 BM에서 파단이 발생된 것으로 판단된다. 또한, Fig. 8(b)는 550 °C/200 MPa 조건에서 크리프 시험을 진행한 결과를 크리프 변형률-시간 곡선 나타내고 이를 비교한 것으로, 전형적인 크리프 3단계 거동이 뚜렷하게 관찰되었으며 유사한 크리프 파단 변형률이 나타났다. 두 저방사화강의 크리프 수명(tr)을 비교하였을 때, 서로 상이한 결과가 확인되었다. Al과 Si 함량이 감소된 Steel B (tr: 1,217 h)가 Steel A (tr: 25 h)보다 눈에 띄게 우수한 것으로 나타났다.

Fig. 8

Macro-section images of creep-ruptured specimens are shown in (a), and creep curves at 550 °C/200 MPa conditions were presented in (b)

두 강재의 크리프 수명 차이의 원인을 파악하기 위해 Fig. 9와 같이 크리프 파단 후 미세조직을 분석하였다. SEM을 통한 파단부 분석 결과(Fig. 9(a), Fig. 9(d)), 두 강재 모두 공통적으로 dimple을 동반한 연성 파단이 보였으며, dimple 내부에는 개재물들이 존재하였다. 하지만 파단면 간의 비교 시, 탈산제 원소의 함량을 제어한 Steel B의 파단면에서 더 적은 분율의 개재물이 관찰되는 점이 주목할 만하다. 추가적으로 Fig. 9(b), Fig. 9(e)와 같이 절단면 분석을 진행하였고, 개재물 부근에서 하중 방향과 평행한 방향으로 균열 및 micro-cavity가 관찰되었다. Fig. 9(b), Fig. 9(e) 영역에 대한 SEM-EDS mapping 분석 결과(Fig. 9(c), Fig. 9(f)), 제강 과정에서 첨가되는 탈산제 원소인 Al, Si과 저방사화강의 MX 생성 원소인 Ta, Ti을 포함하는 복합 산화 개재물인 것으로 확인되었다. 이러한 복합 산화 개재물의 존재는 기지 내 Ta과 Ti을 소모하기 때문에 해당 원소들에 대한 고용 강화 및 석출 강화의 효과가 떨어졌을 것으로 판단되며, 이로 인한 고온 안정성의 감소 역시 Steel B와 Steel A 사이의 인장 특성(Table 3) 및 크리프 수명(Fig. 8(b))의 차이에 영향을 준 것으로 예상된다.

Fig. 9

SEM micrographs of creep-ruptured welded joint in steel A (a-c) and steel B (d-f) at 550 °C, (a, d) normal direction view, (b, e) cross-sectional view, and (c, f) its EDS elemental mapping of O, Si, Ta, Al, N, and Ti

크리프 파단에 대한 보다 정확한 분석을 진행하기 위하여 파단 직하 영역에서 Fig. 9와 같이 EBSD 분석을 실시하였다. 먼저, image quality-grain boundary map 분석 결과를 보면, 두 강종 모두 하중 방향을 따라 연신된 결정립이 대체로 나타났다. 또한, 동일한 영역에 대해 KAM map을 통한 변형 분포도를 확인한 결과, 결정립계의 변형 집중은 확인되지 않았으며, 결정립 내부에서 대체적으로 높은 KAM 값이 확인된다. 한편, 열위한 크리프 수명을 보였던 Steel A의 경우(Fig. 10(a)), 파단부 직하에서 다수의 creep cavity가 관찰되었으며, cavity 근처에서 높은 KAM 값과 함께 변형 집중이 나타난 것으로 확인되었다. 반면 Steel B의 경우(Fig. 10(b)), 파단부 직하 영역에서 cavity가 거의 관찰되지 않았다.

Fig. 10

EBSD analysis of image quality-grain boundary maps and Kernel Average Misorientation (KAM) maps near fractured area after creep at 550 °C/200 MPa (a) steel A, (b) steel B

크리프 특성에 지대한 영향을 준 것으로 확인되었던 저방사화강 내부 산화 개재물을 정량적으로 분석하고자, PWHT를 실시한 두 강재에 대해 개재물의 분율 및 크기 분포 분석을 실시하였다(Fig. 11). 그 결과 Al, Si 함량이 감소된 Steel B에서 더 낮은 분율과 더 미세한 크기가 측정되었다. 한편, 앞선 SEM 분석(Fig. 9)과 KAM map 분석(Fig. 10) 결과를 고려할 때, 파단에 직접적인 영향을 준 균열 생성의 원인은 산화 개재물에서의 변형 집중으로 판단된다. Fig. 11의 결과에서 보듯이 Steel B는 Al, Si 함량 감소에 따라 산화 개재물의 분율 및 크기가 줄어들었고, 결과적으로 균열 생성 site를 감소시키기 때문에 강재의 크리프 저항성을 향상시킨 것으로 생각된다. 이외에도, Fig. 9(c), Fig. 9(f)의 결과로부터 산화 개재물은 Ta, Ti을 포함하는 것이 확인되는데, 이러한 산화 개재물의 감소는 기지 내 Ta, Ti 소모를 줄여, 해당 원소들에 대한 석출 강화 및 고용 강화의 효과의 감소를 방지함으로써 크리프 저항성 향상에 일부 기여했을 것으로 예상된다. 산화 개재물 저감에 의한 고용 강화 및 석출 강화 효과의 향상은 Fig. 6(a)에 나타낸 BM 간의 경도 값 비교를 통해 알 수 있으며, 더 높은 경도 값을 가지는 steel B에서 강화 효과가 더 잘 발휘된 것으로 유추된다. 상기 분석 결과를 통해, Fig. 8(b)에서 나타낸 바와 같이 Steel B 용접부에서 향상된 크리프 특성이 나타난 것으로 판단된다.

Fig. 11

Comparison of (a) area fraction and (b) size distribution of inclusions between steel A and steel B after PWHT

4. 결 론

본 연구에서는 Ti 첨가형 저방사화강의 EBW 용접부에 대한 산화 개재물의 저감이 저방사화강 용접부의 미세조직 및 크리프 특성을 비롯한 고온 기계적 특성에 미치는 영향에 대하여 분석하였다. 이를 위해 BM 및 HAZ의 미세조직 분석과 용접부 기계적 특성을 평가하였고, 산화 개재물 저감과 크리프 수명에 대한 상관관계에 대해 고찰하였다. 주요 연구 결과를 정리하면 다음과 같다.

  • 1) 저방사화강 모재는 노말라이징과 템퍼링의 2단 열처리를 겪음으로써 템퍼드 마르텐사이트 기지조직과 함께 석출물이 생성되었다. 다른 문헌에 따르면 이러한 석출물들은 입계 M23C6 혹은 입내 MX 석출물로 알려져 있다. 산화 개재물의 저감을 위해 Al, Si의 함량을 감소시킨 결과, Steel A와 Steel B 간의 미세조직은 서로 유사하였으며, Steel B에서 산화 개재물의 분율과 크기가 감소된 것을 확인하였다.

  • 2) EBW 실용접부의 미세조직을 분석한 결과, CGHAZ- FGHAZ-OTHAZ 영역 간의 서로 상이한 미세조직이 확인되었으며, Al, Si 함량 조절에 따른 용접부 미세조직의 차이는 확인되지 않았다. HAZ 간 미세조직 비교 시, 용접 및 PWHT 과정으로 인한 과도한 템퍼링을 받은 OTHAZ에서 lath 회복에 의한 연화가 확인되었다. 경도 측정 결과, OTHAZ 영역이 가장 취약한 영역으로 확인되었으나, 550 °C 고온 인장 시험을 진행하였을 때, 두 강종 모두 모재에서 파단이 발생하였다. 이는 고온 노출 시 BM과 OTHAZ 간 경도 편차의 감소로 인해 두 영역 모두에서 변형이 집중된 결과와 함께, 전자빔 용접의 낮은 입열량 조건이 취약한 HAZ 영역을 감소시킨 영향으로 판단되었다. 한편, 산화 개재물의 저감에 따른 인장 특성의 향상이 확인되었다.

  • 3) 550 °C에서 크리프 시험을 진행한 결과, 산화 개재물의 저감이 나타난 Steel B에서 우수한 크리프 수명을 나타내었다. 또한, 크리프 파단부 미세조직 분석을 진행한 결과, 두 강재 모두 dimple을 동반한 연성 파괴가 지배적이었으며 탈산제 원소인 Al, Si과 MX 형성 원소인 Ta, Ti이 포함된 복합 산화 개재물 근처에서 creep cavity 및 균열의 생성이 확인되었다. 이로 인해, 산화 개재물이 크리프 시험 중 균열 생성의 주된 site로 작용되는 것으로 판단되며, 산화 개재물의 존재로 Ta, Ti의 석출 강화 및 고용 강화 효과의 감소 또한 크리프 저항성에 일부 영향을 주었을 것으로 판단된다. 따라서, 산화 개재물의 저감을 통한 변형 집중부 감소 및 고온 안정성의 향상에 의해 Steel B에서 우수한 크리프 저항성을 보인 것으로 해석된다.

감사의 글

이 논문은 한국재료연구원 기본사업 위탁과제 (핵융합로 블랑켓용 저방사 개발강재의 전자빔 용접부 크리프/피로 열화 평가, 2024.01~2026.12) 연구비 지원으로 수행된 연구결과로 이에 감사드립니다.

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Article information Continued

Table 1

Chemical compositions of investigated RAFM steels (in weight%)

Fe C Cr W V Mn Ta Ti Al Si N (ppm) O (ppm)
Steel A Bal. 0.10 8.74 1.01 0.19 0.39 0.11 0.013 0.02 0.05 <10 80
Steel B Bal. 0.10 8.89 1.03 0.19 0.38 0.11 0.013 0.01 0.03 <10 80

Table 2

Electron beam welding parameters used in this study

Welding process Accelerating voltage [kV] Beam current [mA] Welding speed [mm/min] Heat input [kJ/mm] Chamber vacuum [torr]
EBW 60 180 1,200 0.54 5 × 10-4

Fig. 1

Initial microstructure of steel A and steel B after normalizing and tempering, (a) SEM micrograph of steel A, (b) SEM micrograph of steel B

Fig. 2

EBSD image quality-grain boundary maps after normalizing and tempering, (a) steel A and (b) steel B

Fig. 3

Marco cross-sectional images of EB weld joints of investigated RAFM steels

Fig. 4

SEM micrographs (a, c, e) and EBSD image quality-grain boundary maps (b, d, f) in the various HAZ of steel A after PWHT, (a, b) CGHAZ, (c, d) FGHAZ, and (e, f) OTHAZ

Fig. 5

SEM micrographs (a, c, e) and EBSD image quality-grain boundary maps (b, d, f) in the various HAZ of steel B after PWHT, (a, b) CGHAZ, (c, d) FGHAZ, and (e, f) OTHAZ

Fig. 6

Vickers hardness traverse in welded joints of steel A and steel B, (a) initial state and (b) after thermal exposure at 550 °C for 30 minutes

Fig. 7

Engineering stress-strain curves at 550 °C for EBW welded steel A and steel B (a), and macroscale micrographs showing the fractured position (b)

Table 3

Comparison of tensile properties at 550 °C for weldments of steel A and steel B

Steel A Steel B
Yield strength (MPa) 349 392
Tensile strength (MPa) 362 407
Elongation (%) 28 25

Fig. 8

Macro-section images of creep-ruptured specimens are shown in (a), and creep curves at 550 °C/200 MPa conditions were presented in (b)

Fig. 9

SEM micrographs of creep-ruptured welded joint in steel A (a-c) and steel B (d-f) at 550 °C, (a, d) normal direction view, (b, e) cross-sectional view, and (c, f) its EDS elemental mapping of O, Si, Ta, Al, N, and Ti

Fig. 10

EBSD analysis of image quality-grain boundary maps and Kernel Average Misorientation (KAM) maps near fractured area after creep at 550 °C/200 MPa (a) steel A, (b) steel B

Fig. 11

Comparison of (a) area fraction and (b) size distribution of inclusions between steel A and steel B after PWHT