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도진 목
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1 [Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 56, No. 4 (2018) pp DI: /KJMM 오스테나이트계스테인리스강용접부델타 - 페라이트의열화에따른미세조직변화가기계적물성및부식특성에미치는영향 박상규 1,2 이호중 1 이종현 2, * 1 한국수력원자력 중앙연구원 2 충남대학교신소재공학과 Effects of Thermal Aging Induced Microstructure Evolution on Mechanical and Corrosion Properties of Delta-Ferrite in Austenitic Stainless Steel Weld Sang Kyu Park 1,2, Ho Jung Lee 1, and Jong Hyeon Lee 2, * 1 Central Research Institute, Korea Hydro&Nuclear Power, Daejeon 34101, Republic of Korea 2 Department of Materials Science and Engineering, Chungnam National University, Daejeon 34134, Republic of Korea Abstract: 347 austenitic stainless steel weld (ASSW) was thermally aged at 343, 400 and 450 C up to 20,000 h in this study. Effects of thermal aging induced microstructure evolution on the mechanical properties and corrosion resistance of delta-ferrite in the 347 ASSW were qualitatively and quantitatively assessed by high resolution transmission electron microscopy (0.07 nm) with energy-dispersive spectroscope (EDS) and Fast Fourier Transform (FFT). After thermal aging at 343 C for 20,000 h and 400 C over 5,000 h, fluctuation of major alloying elements such as Fe, Cr, and Ni was observed by spinodal decomposition in the delta-ferrite. Meanwhile, a Ni+Si-rich G phase was developed as thermal aging progressed at 400 C for 20,000 h and 450 C for 5,000 h in the delta-ferrite. Such microstructure evolutions tended to be accelerated with increasing aging temperature and exposure period, while the G phase was formed at a higher exposure temperature and/ or period compared to spinidal decomposition. These effects increased the tensile strength and decreased the elongation of 347 ASSW at room temperature, compared to the as-welded condition. Moreover, when spinodal decomposition and G phase were observed, the degree of sensitization values of the 347 ASSW in the double loop-electrochemical potentiodynamic reactivation tests were significantly increased, due to localized Cr depletion in the delta-ferrite. (Received January 8, 2018; Accepted February 9, 2018) Keywords: thermal aging, austenitic stainless steel weld, delta-ferrite, spinodal decomposition, sensitization 1. 서론 가압경수형원자력발전소의내부구조물과주요배관에는우수한부식저항성, 연성, 및용접특성을가진오스테나이트계스테인리스강및해당용접부가널리사용되고있다. 이러한오스테나이트스테인리스강용접부는 (Austenitic Stainless Steel Weld, ASSW) 용접과정에서의고온균열을 (Hot Cracking) 방지하기위하여일정함량이상의 ( 약 5 vol% 이상 ) 델타-페라이트가 (δ-ferrite) *Corresponding Author: Jong Hyeon Lee [Tel: , jonglee@cnu.ac.kr] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 포함되도록요구되고있다 [1]. 하지만델타-페라이트는고온의가동환경에서장시간노출됨에따라열취화가 (Thermal Embrittlement) 발생하여항복강도와인장강도를증가시키고, 파괴인성, 샤피충격에너지및찢김계수를감소시켜원전장기건전성을저하시킨다고알려져있다 [2-4]. 이에 ASSW (308 및 316 계열 ), 주조스테인리스강및듀플렉스스테인리스강등과같이델타-페라이트를함유한합금들에대하여열취화연구가다양하게수행되었다 [5-9]. 연구결과에따르면열취화의주요원인은불안정한델타-페라이트가고온에노출될경우 Fe-rich α상과 Cr-rich α 상으로분리되는스피노달분해이며 (Spinodal Decomposition) 열화온도에따라 Ni+Si-rich

박상규 이호중 이종현 297 G 상 (G Phase) 및 Cr-rich 탄화물도영향을끼칠수있다고보고되고있다. 기존에는 Small Angle Neutron Scattering (SANS) 및 Mossbauer Spectroscopy (MS) 를이용하여정성및정량적인분석이아닌스피노달분해의유무만을제시하였다 [10].

2 박상규 이호중 이종현 297 G 상 (G Phase) 및 Cr-rich 탄화물도영향을끼칠수있다고보고되고있다. 기존에는 Small Angle Neutron Scattering (SANS) 및 Mossbauer Spectroscopy (MS) 를이용하여정성및정량적인분석이아닌스피노달분해의유무만을제시하였다 [10]. 이후 TEM (Transmission Electron Microscopy) 분석법이적용이되며 Bright Field 이미지의얼룩을 (Mottled Structure) 통해스피노달분해를분석하였지만이또한 TEM 시편두께및표면상태에따라왜곡될여지가있다 [10]. 최근에는 Atom Probe Tomography (APT) 분석법을사용해수나노미터크기의스피노달분해및 G 상의형성을합금원소분포를통해측정하고있다 [6,10,11]. 하지만 APT 분석법은사전준비및과정이매우복잡하며상의결정구조가아닌합금원소분포에관한정보만을제공한다. 반면, 본연구에서는고해상도의 (0.07 nm 분해능 ) TEM/EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) 분석을통하여스피노달분해를정성및정량적으로측정하였다. 또한 TEM/EDS와함께 FFT (Fast Fourier Transform) 를사용하여결정구조를분석하였는데이는기존의분석과비교하여차별성이있으며효과적이라할수있다. 따라서본연구에서는국내표준형원자력발전소의가압기밀림관 (Pressurizer Surgeline Pipe) 에사용되고있는 347 ASSW (Nb 안정화합금 ) 델타-페라이트의다양한열화조건에따른미세조직변화를 ( 스피노달분해및 G 상형성 ) TEM을통해자세히분석하고각각의미세조직변화가기계적특성및부식저항성에미치는영향을평가하였다. 2. 실험방법 2.1 실험재료 국내원전에사용되는 347 ASSW 를모사하기위하여약 10 vol% 의페라이트함량을가지는 347 스테인리스강용접봉을사용하였다. 316L 스테인리스강판재에 GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) 방법으로덧살올림용접을수행하여폭 120 mm (T 방향 ), 길이 300 mm (L 방향 ) 및두께 60 mm (S 방향 ) 의용접블록을제작하였으며용접후별도의후열처리는수행하지않았다. Fig. 1. EBSD images of δ-ferrite in as-welded 347 ASSW along T- L direction; (a) phase map and (b) IPF image 그림 1은본연구에서제작된 347 ASSW의 EBSD (Electron Backscattered Diffraction) 분석결과를나타낸다. 그림에서알수있듯이델타-페라이트가유사한결정방향성을가지고마이크로미터크기의 Vermicular 형태로분포되어있는것을알수있다. 또한제작된용접블록의화학조성을 ICP (Inductively Coupled Plasma) 방법을통해분석하였으며그결과를 Schaeffler Diagram 및상분율측정을통한페라이트함량과함께표 1에나타내었다. 2.2 열화조건선정 일반적으로델타-페라이트의원전환경열화연구는수십년의가동환경을모사하기위해더높은온도에서 (335~450 o C) 상대적으로짧은시간의열화를통해수행이되고있다. 열화온도선정은대부분 Chung이 [12] 제안한델타-페라이트미세조직거동 ( 스피노달분해및 α 생성 / 성장 ) 아레니우스선도에따라 α 생성 / 성장온도 (475 o C) 보다낮은온도에서스피노달분해만을모사하기위한실험이수행되고있다. 본연구에서도제작된용접블록은 Table 1. Chemical composition (wt%) and ferrite contents (vol%) of 347 ASSW used in this study. Ferrite content Fe Cr Ni C Si Mn Mo Nb Schaeffler diagram Phase fraction Bal ~10 ~10

3 298 대한금속 재료학회지 제56권 제4호 (2018년 4월) Table 2. Test map conducted in this study in accordance with thermal aging conditions. As-welded Microstructure evaluation Tensile test DR-EPR test Aging at 343 oc A B Aging at 400 oc C A B Aging at 450 oc C A B *A: less than 5,000 h, B: 5,000 h, C: 20,000 h 세분화 하여 가압기 밀림관 가동 환경 (343 oc) 및 가속화 조건의 (400 oc 및 450 oc) 대기 환경에서 최대 20,000 시간까지 열화를 수행하였으며 다양한 열화 조건에 따른 미세조직, 기계적 및 부식 저항성 평가를 표 2에 정리해 나타내었다. 2.3 열화에 따른 상온 인장실험 347 ASSW의 열화에 따른 기계적 특성의 변화를 분석 하기 위하여 인장 특성 평가를 수행하였다. 실험 시편은 용접 블록 L 방향으로 봉상 시편을 (직경 4 mm 및 길이 24 mm) 열화 전 후 블록에서 가공하여 ASTM E8/E08 [13]의 절차에 따라 s-1의 변형율로 상온에서 2 회 씩 수행하였다. 2.4 열화에 따른 DL-EPR 실험 부식저항성 평가는 DL-EPR (Double Loop Electro- Fig. 2. Results of TEM analysis of δ-ferrite in 347 ASSW before thermal aging (as-welded condition); (a) mixed EDS mapping images, (b) EDS line scan, and (c) FFT pattern. Potentiokinetic Reactivation) 실험을 ASTM G108 [14] 절차에 따라 수행하였다. 상세 실험 조건은 상온의 0.5 M H2S M KSCN 용액에서 SCE 기준 전극을 사 용하여 mv/sec의 스캔 속도로 수행하였다. 예민화도 정량화 (DS, Degree of Sensitization) 평가를 위해 양 극 루프의 (Anodic Loop) 최대전류밀도와 (Ia) 재활성화 루프의 (Reactivation Loop) 최대 전류 밀도 (Ir), Ir/Ia로 써 평가하였다. 3. 결과 및 고찰 3.1 델타-페라이트의 열화에 따른 미세조직 거동 347 ASSW 델타-페라이트의 열화 전 후 TEM 분석 결 과를 그림 2-5 및 표 3에 나타내었다. 열화 전 (AsWelded) 델타-페라이트 TEM/EDS 맵핑 정성 분석 결과 (Fe+Cr 및 Cr+Ni, 그림 2a) 주요 합금 원소가 조직 내에 균일하게 분포되어 있는 것을 알 수 있다. 추가적인 TEM/ EDS 라인 스캔 정량 분석을 통해 (그림 2b), Fe, Cr 및 Fig. 3. Results of TEM analysis of δ-ferrite in 347 ASSW after thermal aging at 343 oc for 20,000 h; (a) mixed EDS mapping images, (b) EDS line scan, and (c) FFT pattern.

4 박상규 이호중 이종현 299 Ni이 각각 65.2 (69.1, 60.2), 27.8 (32.0, 24.2), 및 3.4 (5.8, 2.1) wt%의 평균값 (최대값, 최소값)과 1.8, 1.5, 및 0.7의 표준편차를 보이며 분포하고 있음을 측정하였다. 또 한 델타-페라이트 내부 HRTEM (High Resolution TEM) 이미지의 FFT 변환을 통해 (그림 2c), BCC 구조의 델타페라이트 (격자 상수 nm) 단일 상으로 존재하는 것 을 확인하였다. 343 oc에서 5,000 시간 열화가 진행되어도 열화 전 상태 와 유사한 합금 원소 분포 및 상 분석 결과를 얻을 수 있 었다 (표 3). 하지만 20,000 시간 열화가 진행됨에 따라 델타-페라이트 내부에 수 수십 nm 크기의 Fe-rich 및 Crrich 영역이 구별이 되며 합금 원소가 불균일하게 분포되 었다 (그림 3a). TEM/EDS 라인 정량 분석 결과 (그림 3b), Fe, Cr 및 Ni가 델타-페라이트 내부에서 각각 66.4 Fig. 4. TEM analysis of delta-ferrite in 347 ASSW after thermal aging at 400 oc for 20,000 h (a) mixed EDS mapping images, (b) EDS line scan, and (c) FFT pattern. (77.2, 52.0), 27.1 (41.7, 16.7) 및 3.7 (6.9, 0.5)의 평균 값과 (최대값, 최소값) 5.2, 5.3, 및 1.1의 표준편차를 나타 내었다. 이는 델타-페라이트 내부의 Fe-rich α와 Cr-rich Fig. 5. TEM analysis of delta-ferrite in 347 ASSW after thermal aging at 450 oc for 5,000 h (a) mixed EDS mapping images, (b) EDS line scan, and (c) FFT pattern. Table 3. The fluctuation (standard deviation) of major alloying element composition in the δ-ferrite in 347 ASSW before and after various thermal aging conditions. As-welded Fe Cr Ni Aging at 343 oc 5,000 h 20,000 h Aging at 400 oc 5,000 h 20,000 h Aging at 450 oc 5,000 h

5 300 대한금속 재료학회지제 56 권제 4 호 (2018 년 4 월 ) α' 으로나누어지는스피노달분해의결과로판단된다. 하지만 FFT 분석에서 ( 그림 3c), 열화전델타-페라이트와동일한단일 BCC 격자구조패턴을보였는데이는스피노달분해로 Fe-rich α와 Cr-rich α' 이분리가되지만기존의델타-페라이트결정방향을유지하며격자상수차이가거의없기때문일것으로판단된다. 따라서 343 o C에서 20,000 시간까지열화가진행됨에따라스피노달분해가발생하였지만 G 상과같은이차적인석출상은형성되지않음을알수있다. 가속화열화조건인 400 o C에서 5,000 시간열화후 Fe-rich α와 Cr-rich α' 으로구분되는스피노달분해가관찰되었지만 343 o C 20,000 시간결과와유사하게델타-페라이트단일상을유지하였다. 그림 4는 400 o C에서 20,000 시간열화후 TEM 분석결과를나타낸다. Fe+Cr 및 Cr+Ni TEM/EDS 맵핑결과 ( 그림 4a), 앞서언급한스피노달분해가발생한것을알수있으며 Fe, Cr 및 Ni는각각 67.0 (76.0, 57.4), 26.5 (37.2, 18.8), 및 4.0 (8.6, 1.3) 의평균값과 4.2, 3.6, 및 1.4의표준편차를가지고있었다 ( 그림 4b). TEM 맵핑결과스피노달분해이외에합금원소의다른거동은보이지않지만 FFT 변환을통해 ( 그림 4c) BCC 구조의델타-페라이트상외에 FCC 구조의 G 상이 ( 격자상수 nm) 관찰되었다. 450 o C에서 5,000 시간열화후 TEM 분석결과를그림 5에나타내었다. 그림에서알수있듯이델타-페라이트내부맵핑분석결과상대적으로짧은열화시간에도불구하고 Fe-rich α와 Cr-rich α' 이확연하게구분되는것을알수있다 ( 그림 5a). Fe, Cr 및 Ni는각각 60.2 (86.4, 30.3) 31.4 (57.2, 8.6) 및 4.8 (14.8, 0.9) 의평균값 ( 최대값, 최소값 ) 과 13.0, 13.3, 및 3.7의표준편차를보이며 400 o C 20,000 시간열화조건보다상대적으로분리된영역의크기가매우큼을알수있다. 또한정성및정량분석에서 Ni+Si-rich 상을확인하였으며 FFT 분석을 ( 그림 5c) 통해 FCC 구조의 G 상 ( 격자상수 nm) 임을확인하였다. 따라서표 4에나타낸바와같이 343 o C 열화조건의경우, 5,000 시간에서는주요합금원소인 Fe, Cr, 및 Ni 의분포가 As-Weld 상태와유사하지만 20,000 시간열화후에는스피노달분해로인해 Fe, Cr, 및 Ni의편차가증가하는것을알수있다. 이보다가속화조건인 400 o C 열화조건에서는 5,000 시간부터스피노달분해가관측되었으며열화시간이증가할수록합금원소들의분포편차가커지는것은기존주조스테인리스강및듀플렉스스테인리스강델타-페라이트열화연구결과와유사한경향을 Table 4. Microstructure evolution of the δ-ferrite in 347 ASSW after various thermal aging conditions. Aging at 343 o C Aging at 400 o C Aging at 450 o C 5,000 h 20,000 h 5,000 h 20,000 h 5,000 h - SP SP SP+G 1 SP+G 2 * SP: spinodal decomposition, G: G phase formation ** 1 detected by FFT only, 2 detected by EDS and FFT 보인다 [6,8,15-18]. 450 o C 5,000 시간열화조건에서는합금원소의분포편차가 343 및 400 o C 조건들에비해매우크게나타났지만이러한결과가합금원소분리는스피노달분해에의한값인지 α' 생성 / 성장에의한값인지추후연구를통해확인할필요가있다. 이를통해열취화메커니즘이동일한범위내에서최대가속화조건을제한하여장기거동을평가해야할것으로보인다. 다음으로 Ni+Si-rich G 상은 347 ASSW 델타-페라이트가 400 o C에서 20,000 시간및 450 o C에서 5,000 시간열화후형성되는것을관찰하였는데이는 G 상은스피노달분해와비교하여상대적으로고온및장기간열화조건에서형성되는것임을알수있다. 또한 400 o C의 20,000 시간의경우, TEM/EDS 분석을통해상의크기를확인할수없을정도로작게분포되어있지만 450 o C 5,000 시간열화조건의경우, 원소분포및격자를확인할수있을정도로차이가있었기때문에 400 o C 및 450 o C의가속화열화온도는스피노달분해와 α' 생성 / 성장의경계온도라고판단된다. 그러므로본연구를통해 347 ASSW의원전가동환경스피노달분해에따른미세조직및열취화연구를위해서는가속화열화온도조건을 400 o C로제한하는보수적인접근을할필요가있는것으로판단된다. 3.2 열화에따른인장물성평가 그림 6은 347 ASSW의열화조건에따른상온인장실험결과를나타낸다. 347 ASSW의경우, 열화전시편과비교하여열화가진행됨에따라인장강도가증가하고연신율이감소하는경향을나타내었다. 343 o C 및 400 o C 열화후인장결과를살펴보면열화온도및시간에큰차이를보이지않았는데이는상대적으로적은델타-페라이트함량 ( 약 10%) 및용접부자체의기계적특성편차로보인다. 반면에 450 o C 5,000 시간열화이후연신율이급격하게감소하였다. 일반적으로재료열화에따른기계적특성변화는입내 (Grain) 및입계 (Grain Boundary) 에형성되는석출상에의한영향이크다고알려져있다. 따라서, 본연구에서도

6 박상규 이호중 이종현 301 Fig. 7. Results of TEM analysis of the interface region between δferrite and austenite in 347 ASSW after thermal aging at 400 oc for 20,000 h; (a) mixed EDS mapping images and (b) EDS line scan. Fig. 6. Tensile test results of 347 ASSW at room temperature before and after various thermal aging conditions; (a) tensile strength and (b) elongation. o 400 C 20,000 시간 열화 시편을 이용하여 추가적인 델타 이 형성 될 가능성은 매우 낮다. 뿐만 아니라 그림 7을 통해 확인 하였듯이 본 실험에 사용된 347 ASSW의 경우 Nb을 첨가함으로써 재료 내의 Nb-rich 탄화물을 형성하여 -페라이트와 오스테나이트 경계 부분 TEM 분석을 수행하 였다 (그림 7). 그 결과, 두 상의 경계 부분에 이차적인 탄소 고용량을 매우 낮춘 합금이기 때문에 [20], 인장 특 석출상이 형성되지 않은 것을 확인하였다. 반면 Nb 맵핑 따라서, 그림 6의 기계적 특성 변화는 델타-페라이트 내 이미지를 통해 델타-페라이트 내부에서 Nb-rich 석출상이 부의 스피노달 분해에서 유발된 것으로 생각할 수 있다. 성 변화는 탄화물 형성에 의한 것이 아닌 것으로 판단된다. 발견 되었는데 이는 열화가 아닌 용접 과정에서 형성된 이는 스피노달 분해로 인한 나노 단위 원소 편중이 변형 MC 형태 탄화물 (NbC)로 판단된다. 그 이유는 열화 분위 (Deformation) 과정에서 전위 (Dislocation) 이동을 막으며 기에서 형성되는 Nb-rich 탄화물은 M6C 형태의 탄화물로 전위량을 증가시키기 때문이다 [21]. 본 연구와 유사하게 o (Nb6C) 주로 C 이상의 온도에서 형성되게 되기 주조 스테인리스강 [9] 및 듀플렉스 스테인리스강에서도 때문이다. 오스테나이트 스테인리스강 모재가 고온에 노출 [17] 400 oc 열화가 진행됨에 따라 델타-페라이트의 경도가 되면 입내 및 입계에 M23C6 형태의 Cr-rich 탄화물 지속적으로 증가하였다. 반면 316L ASSW의 경우 열화가 (Cr23C6)이 형성되는 것으로 알려져 있다. 하지만 스테인리 스강 TTP (Time-Temperature-Precipitation) 선도에 따르 진행됨에 따라 (335 oc, 10,000 시간) 델타-페라이트의 경 도 값이 지속적으로 증가 하였지만 오스테나이트 모재의 면 [19] 본 실험 열화 온도인 oc 에서의 탄화물 경도는 변화가 거의 없었다 [22]. 이를 통해, 델타-페라이

7 302 대한금속 재료학회지제 56 권제 4 호 (2018 년 4 월 ) 트기계적특성변화가재료전체의물성에큰영향을끼치는것을알수있다. 또한스피노달분해가발생하여도 550 o C 에서단시간의 Reversion 열처리를통해스피노달분해를완화하면페라이트및전반적인재료의기계적특성이열화전과유사하게되는사례도보고되고있다 [8,23]. 따라서, 347 ASSW의경우, o C 에서열화로인해델타-페라이트내부에서스피노달분해가발생하여기계적특성을감소시키며이러한열화에따른연신율감소및재료의취화문제는원전장기건전성평가에서반영되어야할것으로보인다. 3.3 열화에따른부식저항성평가앞서 347 ASSW가열화이후에도재료내부에탄화물이형성되지않는것을관찰하였다. 따라서입계에 Cr-rich 탄화물형성으로인한재료의예민화문제는크지않을것으로보이며이를확인하기위해 347 ASSW의열화에따른 DL-EPR 실험을수행하였다. 그림 8은 DL-EPR 실험을통해측정한 347 ASSW의열화조건에따른예민화도 (DS, Degree of Sensitization) 정량화결과를나타내었다. 343 o C 5,000 시간및 400 o C 에서 10,000 시간열화가진행될경우에는예민화도가열화전상태와비교하여차이가발생하지않았다. 하지만 400 o C 20,000 시간열화가진행됨에따라예민화도값이두드러지게증가하였으며특히 450 o C 열화조건에서는상대적으로짧은열화시간에도 (5,000 시간이내 ) 매우높은예민화도를나타내었다. 이러한예민화도의증가는스피노달분해및 G 상형성으로인해델타-페라이트내부의 Cr 함량이낮은영역에서예민화가발생하는것으로판단된다. 다만 400 o C 5,000 시간열화시편의경우에는스피노달분해는일어나지만정도가작아 Cr 함량의편차가크지않게되어예민화도변화가크지않은것으로보인다. K. Chandera에따르면 [24] 듀플렉스스테인레스강의경우, o C 에서열화에따른델타-페라이트내부의스피노달분해로 Cr-Depleted 영역이형성되어부식특성이저하되었다. 또한, 400 o C 이상의온도에서는델타 -페라이트내부에 Cr-rich α 생성 / 성장메커니즘에의해급격하게부식특성을저하시킨다고발표하였는데, 이는본연구의미세조직분석과부식특성결과를뒷받침한다. 듀플렉스스테인레스강이 475 o C에서 300 시간열화가진행됨에따라입계의 Cr-rich 탄화물이아닌델타-페라이트내부의 Fe-rich α와 Cr-rich α' 형성에따른부식특성이저하된다고보고된바있다 [25]. 따라서본연구를통해, 347 ASSW의장시간열화에 Fig. 8. Degree of sensitization from DR-ERP test result of 347 ASSW before and after various thermal aging conditions. 따른델타-페라이트내부스피노달분해는기계적특성뿐만아니라부식저항성감소에따른응력부식균열을 (Stress Corrosion Cracking) 유발할가능성도있다. 4. 결론 본연구에서는 347 ASSW의원전가동환경 (343 C) 및가속화조건 (400 C 및 450 C) 에서최대 20,000 시간열화에따른델타-페라이트내부의미세조직을분석하고각각의미세조직변화상태에따른기계적특성및부식저항성에미치는영향을평가하였다. - 고해상도 (0.07 nm) TEM/EDS 분석을통해 347 ASSW 델타-페라이트의스피노달분해및 G 상의형성을열화온도및시간에따라정성및정량적으로규명하였다. 343 o C 20,000 시간및 400 o C 5,000 시간이상열화가진행됨에따라수 ~ 수십나노미터의 Fe-rich α와 Cr-rich α' 으로구분이되는스피노달분해가발생되지만 Ni+Si-rich G 상은 400 o C 20,000 시간이상에서형성되었다 o C 가속화조건에서는 5,000 시간이후에도스피노달분해및 G 상이형성되었는데합금원소의크기및분포를고려하였을때열화메커니즘이스피노달분해가아닌 α' 생성 / 성장온도로판단되기때문에 347 ASSW 가속화열화조건선정으로는적절하지않은것으로판단되며추후연구에반영되어야할것으로보인다 o C 및 400 o C에서스피노달분해가발생함에따라 347 ASSW 인장강도가증가하며연신율이감소하였지만열화온도및시간의변화에따라인장특성이증가하는경향은관찰되지않았다. 또한 400 o C 20,000 시간

8 박상규 이호중 이종현 303 DL-EPL 결과에서예민화도가증가하였는데이것은스피노달분해및 G 상형성으로인해델타-페라이트내부에국부적으로 Cr 함량이낮아지기때문이라판단된다. 예민화도의증가는응력부식균열유발가능성이있으므로설계및장기설비건전성관리측면에서고려되어야할것으로판단된다. REFERENCES 1. U.S. Nuclear Regulatory Commission, Washington DC: U.S. Nucl. Reg. Comm. (2013). 2.. K. Chopra, NUREG/CR-4513 (1994). 3.. K. Chopra and W. J. Shack, NUREG/CR-6275 (1995). 4. H. M. Chung and T. R. Leax, Mat. Sci. Tech. 6, 249 (1990). 5. K. Chandra, V. Kain, V. Bhutani, V. S. Raja, R. Tewari, G. K. Dey, and J. K. Chakravartty, Mat. Sci. Eng. A 534, 163 (2012). 6. T. Takeuchi, Y. Kakubo, Y. Matsukawa, Y. Nozawa, T. Toyama, Y. Nagai, Y. Nishiyama, J. Katsuyama, Y. Yamaguchi, K. nizawa, and M. Suzuki, J. Nucl. Mater. 452, 235 (2014). 7. J. Zhou, Doctoral Thesis, KTH Royal Institute of Technology (2014). 8. S. L. Li, H. L. Zhang, Y. L. Wang, S. X. Li, K. Zheng, F. Xue, and X. T. Wang, Mat. Sci. Eng. A 564, 85 (2013). 9. C. Jang, H. Jang, S. Hong, and J. G. Lee, Int. J. Pres. Ves. Pip. 131, 67 (2015). 10. F. Danoix and P. Auger, Mater. Charact. 44, 177 (2000). 11. Z. Li, W.-Y. Lo, Y. Chen, J. Pakarinen, Y. Wu, T. Allen, and Y. Yang, J. Nucl. Mater. 466, 201 (2015). 12. H. M. Chung and. K. Chopra, TMS-AIME, Warrendale, PA/USA 359 (1988). 13. ASTM-E8/E8M-13a, ASTM International (2013). 14. ASTM-G108-94, ASTM International (2015). 15. S. Kawaguchi, N. Sakamoto, G. Takano, F. Matsuda, Y. Kikuchi, and L. Mrazc, Nucl. Eng. Des. 174, 273 (1997). 16. K. B. Alexander, M. K. Miller, D. J. Alexander, and R. K. Nanstad, Mat. Sci. Tech. 6, 314 (1990). 17. S. L. Li, Y. L. Wang, H. L. Zhang, S. X. Li, K. Zheng, F. Xue, and X. T. Wang, J. Nucl. Mater. 433, 41 (2013). 18. J. E. Westraadt, E. J. libier, H. J. Neethling, P. Hedstrom, J. dqvist, X. Xu, and A. Steuwer, Mater. Charact. 109, 216 (2015). 19. B. Weiss and R. Stickler, Metal. Trans. 3, 851 (1972). 20. S. J. Rosenberg and J. H. Darr, J. Res. 40, 321 (1948). 21. Y.-C. Hsieh, L. Zhang, T.-F. Chung, Y.-T. Tsai, J.-R. Yang, T, hmura, and T. Suzuki, Scripta Mater. 125, 44 (2016). 22. H. Abe, K. Shimizu, and Y. Watanabe, J. Pow. Ene. Sys. 2, 2 (2008). 23. H. Jang, S. Hong, C. Jang, and J. G. Lee, Mater. Design 56, 517 (2014). 24. K. Chandra, R. Singhai, V. Kain, and V. S. Raja, Mat. Sci. Eng. A 527, 3904 (2010). 25. C.-J. Park and H.-S. Kwon, Corros. Sci. 44, 2717 (2002).

Characteristic of Stainless Steel 304 vs. 316 STS 비교 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S S max 0.08

Characteristic of Stainless Steel 304 vs. 316 STS 비교 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S S max 0.08 304 vs. 316 STS 비교 304 316 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S30400 316 S31600 0.08 0.08 1.00 1.00 Mn P S Cr 2.00 2.00 0.045 0.045 0.050 0.050 18.00 20.00 16.00 18.00 Ni 8.00 10.5