이 기술 요약은 Roman Mouginot와 Hannu Hänninen이 작성하여 Aalto University에서 2013년에 발표한 “Microstructures of nickel-base alloy dissimilar metal welds” 논문을 기반으로 합니다. STI C&D의 기술 전문가들이 분석하고 요약했습니다.

키워드

Primary Keyword: 이종 금속 용접 (Dissimilar Metal Welding)
Secondary Keywords: 니켈 합금(Nickel Alloy), Inconel, 저합금강(Low-Alloy Steel), 용접후열처리(PWHT), 응력 부식 균열(Stress Corrosion Cracking), 미세구조 분석(Microstructure Analysis), 용접부 경도(Weld Hardness)

Executive Summary

도전 과제: 원자력 발전소와 같은 고온, 고압 환경의 이종 금속 용접(DMW) 부위는 용접 계면에서 발생하는 복잡한 야금학적 변화로 인해 응력 부식 균열 등 조기 파손에 취약합니다.
연구 방법: 저합금강(LAS)과 니켈 기반 합금(Alloy 690)을 다양한 필러 금속(Inconel 52, 152, 52M)과 협개선 용접(NGW) 기술로 접합한 8개의 시편을 제작하여, 용접 상태(as-welded)와 용접후열처리(PWHT) 후의 미세구조 및 경도 변화를 분석했습니다.
핵심 발견: 용접후열처리(PWHT)는 저합금강(LAS) 측의 탄소고갈영역(CDZ)을 약 10배 확장시키고, 용접 금속 내에 광범위한 크롬 카바이드(chromium carbide) 석출을 유발하여 용융선 근처에서 급격한 경도 피크를 형성하는 것으로 나타났습니다.
핵심 결론: 극한 환경에서 사용되는 이종 금속 용접부의 장기적인 안전성과 신뢰성을 확보하기 위해서는 필러 금속의 종류와 용접후열처리(PWHT)가 미세구조 및 경도 프로파일에 미치는 영향을 정확히 이해하고 제어하는 것이 매우 중요합니다.

Fig. 8 Scheme of a RPV safe-end (a) and the four materials composing the DMW (b):
A- ferritic LAS SA508,
B- buttering alloy Inconel 82,
C- weld alloy Inconel 182,
D- austenitic stainless steel 316L or alloy Inconel 600. (Wang et al. 2011) — Fig. 8 Scheme of a RPV safe-end (a) and the four materials composing the DMW (b): A- ferritic LAS SA508, B- buttering alloy Inconel 82, C- weld alloy Inconel 182, D- austenitic stainless steel 316L or alloy Inconel 600. (Wang et al. 2011)

도전 과제: 왜 이 연구가 CFD 전문가에게 중요한가

원자력 발전소(NPP)의 배관 시스템은 비용 효율성과 고온 내식성을 동시에 만족시키기 위해 저합금강(LAS), 스테인리스강(SS), 니켈 기반 합금 등 다양한 재료를 함께 사용합니다. 이러한 서로 다른 금속을 연결하는 이종 금속 용접(DMW)은 필수적이지만, 구조적 완전성 측면에서 가장 취약한 지점이기도 합니다.

특히 용접 과정에서 발생하는 열 영향으로 인해 용접 열영향부(HAZ)에서는 잔류 응력, 탄소 이동, 예상치 못한 상(phase) 형성 등 복잡한 야금학적 변화가 일어납니다. 이러한 변화는 응력 부식 균열(SCC)과 같은 심각한 손상을 유발하여 부품의 조기 파손으로 이어질 수 있습니다. 최근에는 기존 Inconel 600 계열의 SCC 민감성 문제로 인해 크롬 함량이 높은 Alloy 690과 필러 금속 Inconel 52, 152, 52M이 새로운 대안으로 떠오르고 있습니다. 또한, 경제적인 후판 용접을 위해 협개선 용접(NGW) 기술이 도입되고 있습니다.

하지만 이러한 신소재와 신공법은 실제 운용 경험이 부족하여 장기적인 거동에 대한 데이터가 거의 없습니다. 따라서 이들 재료와 공법으로 제작된 용접부의 물리적, 구조적 특성을 사전에 정밀하게 분석하고 예측하는 것은 원자력 발전소의 안전성과 경제성을 확보하는 데 매우 중요합니다.

Fig. 16 Schematic illustration of four distinct microstructural zones existing in DMWs: fusion
zone (FZ), unmixed zone (UMZ), partially melted zone (PMZ) and heat affected zone (HAZ).
(DuPont et al. 2010) — Fig. 16 Schematic illustration of four distinct microstructural zones existing in DMWs: fusion zone (FZ), unmixed zone (UMZ), partially melted zone (PMZ) and heat affected zone (HAZ). (DuPont et al. 2010)

연구 접근법: 방법론 분석

본 연구는 광범위한 문헌 검토와 함께 실제적인 실험 분석을 병행하여 이종 금속 용접부의 특성을 규명했습니다. 연구진은 총 8개의 시편을 분석했으며, 이 중 2개는 프로젝트에서 직접 제작한 협개선 용접(DM-NGW) 모의 시편이고, 6개는 EPRI(전력 연구소)에서 제공한 모의 용접 시편입니다.

주요 재료:
- 모재(Base Metal): 원자로 압력용기(RPV) 노즐에 사용되는 저합금강 SA 508, SA 533 Gr.B와 내부식성이 뛰어난 니켈 기반 합금 Alloy 690.
- 필러 금속(Filler Metal): 크롬 함량이 높은 Inconel 52, 152, 52M.
주요 공정 및 조건:
- 용접 기술: 최신 원자로 설계에 적용되는 협개선 GTAW(NG-GTAW) 및 기존의 SMAW.
- 열처리 조건: 용접된 상태 그대로(As-Welded, AW)와 실제 원자로 용접부에 적용되는 용접후열처리(Post-Weld Heat Treatment, PWHT)를 거친 상태를 비교 분석했습니다.
분석 방법:
- 미세구조 분석: 광학 현미경(Optical Microscopy)을 사용하여 용접 계면, 열영향부(HAZ), 용접 금속의 결정립 크기, 상 분포, 석출물 형태 등을 관찰했습니다.
- 경도 측정: 마이크로 경도(Microhardness) 및 나노 압입(Nanoindentation) 시험을 통해 용접부 단면의 위치별 기계적 특성 변화를 정밀하게 측정했습니다. 이를 통해 탄소 이동으로 인한 연화 및 경화 영역을 식별했습니다.

핵심 발견: 주요 결과 및 데이터

결과 1: 용접후열처리(PWHT)가 용접 계면의 미세구조와 경도를 극적으로 변화시킴

용접후열처리(PWHT)는 용접부의 잔류 응력을 완화하지만, 계면의 미세구조와 기계적 특성에 심각한 변화를 초래했습니다. 특히 SA 508(LAS)과 Inconel 52 필러 금속으로 제작된 협개선 용접 시편에서 이러한 변화가 뚜렷하게 나타났습니다.

탄소고갈영역(CDZ) 확장: 용접 상태(AW) 시편에서는 LAS 측 용융선에 약 10-20 µm 폭의 좁은 탄소고갈영역(CDZ)이 관찰되었습니다. 하지만 PWHT를 거친 시편에서는 이 영역의 폭이 약 100 µm까지, 즉 5배에서 10배가량 넓어졌습니다. 이는 PWHT 중 고온에서 LAS의 탄소가 크롬 친화력이 높은 Inconel 52 측으로 확산되었기 때문입니다.
경도 피크 형성: 가장 주목할 만한 결과는 경도 변화입니다. AW 시편의 용접 금속 경도는 약 210-220 HV로 비교적 균일했으나, PWHT 시편에서는 용융선으로부터 약 50 µm 떨어진 Inconel 52 용접 금속 내에서 경도가 최대 340 HV까지 급증하는 날카로운 피크가 형성되었습니다(그림 80 참조). 이는 확산된 탄소가 크롬과 결합하여 미세한 크롬 카바이드(chromium carbide)를 광범위하게 석출시켜 조직을 경화시켰기 때문입니다. 이 경화된 영역은 균열 발생의 시작점이 될 수 있습니다.

결과 2: 필러 금속의 종류가 용접부 특성에 결정적인 영향을 미침

다양한 필러 금속을 사용한 시편들을 비교한 결과, 필러 금속의 미세한 조성 차이가 용접부의 최종 경도와 탄소 이동 거동에 큰 차이를 만드는 것으로 확인되었습니다.

경도 차이: Alloy 690 모재를 용접했을 때, Inconel 52M 필러 금속의 평균 경도가 약 250 HV로 가장 높았고, Inconel 152(SMAW)가 약 224 HV, Inconel 52(GTAW)가 약 207 HV 순으로 나타났습니다. Inconel 52M의 높은 경도는 더 미세한 덴드라이트 구조와 합금 원소 함량 차이에 기인합니다.
탄소 이동 거동: MHI 시편(SA508/Inconel 152)에서는 용융선에 넓고 어둡게 식각된 탄소 농화대(carbon-enriched zone)가 다수 관찰되었습니다. 이는 Inconel 152가 Inconel 52보다 탄소 확산에 대한 저항이 커서, 탄소가 용접 금속 깊이 퍼지지 못하고 용융선 근처에 집중적으로 축적되었음을 시사합니다. 이러한 불균일한 탄소 농화대는 예측 불가능한 국부적 취성을 유발할 수 있습니다.

R&D 및 운영을 위한 실질적 시사점

공정 엔지니어: 본 연구는 PWHT가 잔류 응력 완화라는 긍정적 효과와 함께, 계면에 연성(CDZ) 및 취성(카바이드 석출) 영역을 동시에 생성하는 양면성을 가짐을 보여줍니다. 이는 PWHT의 온도와 유지 시간을 정밀하게 제어하여 두 효과 사이의 최적점을 찾는 것이 용접부 품질 확보에 매우 중요함을 의미합니다.
품질 관리팀: PWHT 후 Inconel 52 용접 금속에서 관찰된 최대 340 HV의 날카로운 경도 피크(그림 80)는 잠재적인 취화 영역을 나타내는 핵심 지표입니다. 따라서 용접부의 품질을 평가할 때, 모재나 용접 금속 중앙부뿐만 아니라 용융선 직교 방향으로 미세 경도 프로파일을 측정하여 이러한 국부적인 경도 이상을 확인하는 절차가 반드시 포함되어야 합니다.
설계 엔지니어: 필러 금속(52, 152, 52M)에 따라 탄소 이동 거동과 최종 경도 분포가 크게 달라진다는 사실은 설계 단계에서부터 재료 선택이 매우 중요함을 시사합니다. 특히 Inconel 152에서 관찰된 불균일한 탄소 농화대는 장기적인 구조 건전성 측면에서 잠재적 위험 요소가 될 수 있으므로, 설계 시 이를 고려해야 합니다.

논문 상세 정보

Microstructures of nickel-base alloy dissimilar metal welds

1. 개요:

제목: Microstructures of nickel-base alloy dissimilar metal welds
저자: Roman Mouginot and Hannu Hänninen
발행 연도: 2013
발행 학술지/기관: Aalto University publication series, SCIENCE + TECHNOLOGY 5/2013
키워드: Dissimilar metal weld, nuclear power plant, Alloy 690, Inconel 52, Inconel 152, Inconel 52M, SA 508, SA 533 Gr.B, narrow gap weld, safe-end, interface, metallurgical changes, hardness.

2. 초록:

저합금강(LAS), 스테인리스강(SS), 니켈 기반 합금 간의 이종 금속 용접(DMW)은 재래식 및 원자력 발전소(NPP) 설계에 매우 중요합니다. 이 용접은 고온 환경에서 더 나은 성능을 달성하는 데 도움을 주지만, 부품의 조기 파손을 유발할 수 있습니다. 파손은 종종 모재의 열영향부(HAZ) 균열과 관련이 있습니다. 본 연구에서는 원자력 분야 적용을 위한 Inconel 니켈 기반 합금 및 LAS의 DMW 내 거동에 대한 문헌 검토를 수행했습니다. 연구는 용접후열처리(PWHT) 시 페라이트/오스테나이트 DMW 계면에서 발생하는 야금학적 변화, Inconel 필러 금속의 용접성, 그리고 NPP 설계에 새롭게 등장하는 협개선 용접(NGW) 기술에 중점을 두었습니다. 목표는 현대 가압수형 원자로(PWR) 설계에 존재하는 NGW를 특성화하는 것이었습니다. 이 설계는 Inconel 필러 금속을 사용하여 원자로 압력용기 노즐과 세이프-엔드를 접합합니다. 또한, Alloy 690의 거동도 연구되었습니다. 총 8개의 시편이 특성화되었습니다. SINI 프로젝트에서 제작된 협개선 Alloy 52 모의 시편은 용접 상태와 PWHT 후 상태로 연구되었습니다. 그 결과 PWHT는 LAS 측의 탄소 고갈을 증가시키고 용접 금속 내에 광범위한 크롬 카바이드 석출을 유발했으며, 이는 용접 금속의 날카로운 경도 피크의 원인이었습니다. EPRI(전력 연구소)로부터 제공받은 시편들은 ENVIS 프로젝트를 위해 특성화되었으며, 다른 용접 구성을 보여주었습니다.

3. 서론:

원자력 공학에서 용접은 시간과 비용이 많이 소요되는 분야이며, 원자력 안전과 전체 공정의 경제적 실행 가능성에 근본적인 영향을 미칩니다. 운전 경험에 따르면 부품의 수명은 용접부의 거동에 의해 좌우되며, 조기 파손은 용접이 구조 건전성에 미치는 해로운 영향을 나타냅니다. 특히 탄소강, 스테인리스강, 니켈 기반 합금 및 오버레이 용접을 포함하는 다양한 접합부 때문에 이종 금속 용접(DMW)이 주요 관심사입니다. DMW를 사용하면 고온, 부식 환경 및 고압이 요구되는 응용 분야에서 더 나은 성능을 충족시키면서 부품의 건설 비용을 절감할 수 있습니다. 그러나 DMW는 제작 및 야금학적 문제가 있으며, 이는 기존의 용접 문제와 서로 다른 특성을 가진 재료 간의 상호 작용을 모두 포함합니다. 이는 운전 중 파손으로 이어질 수 있습니다. 본 연구는 새로운 재료를 위한 이종 금속 접합부의 측정, 평가 및 설계를 위한 신뢰할 수 있는 연구 방법을 개발하는 것을 주된 목표로 하는 SINI 프로젝트의 일부입니다.

4. 연구 요약:

연구 주제의 배경:

원자력 발전소의 안전성과 경제성은 다양한 재료를 접합하는 이종 금속 용접(DMW)의 신뢰성에 크게 의존합니다. 특히 원자로 압력용기(RPV) 노즐과 배관을 연결하는 부위는 고온, 고압, 부식성 환경에 노출되어 응력 부식 균열(SCC)과 같은 손상에 매우 취약합니다. 기존에 사용되던 Inconel 600 계열 합금의 SCC 문제로 인해, 최근에는 내식성이 향상된 Alloy 690과 고크롬 필러 금속(Inconel 52, 152, 52M)이 도입되고 있으며, 경제적인 후판 용접을 위해 협개선 용접(NGW) 기술이 적용되고 있습니다.

이전 연구 현황:

과거 연구들은 주로 Inconel 600 계열 합금의 SCC 거동에 초점을 맞추어 왔습니다. 또한, 페라이트계 강과 오스테나이트계 강 사이의 DMW에서 발생하는 탄소 이동 및 그로 인한 계면의 경화/연화 현상에 대한 연구가 다수 수행되었습니다. 그러나 새로운 소재인 Alloy 690 및 고크롬 필러 금속, 그리고 NGW 공법이 적용된 DMW에 대한 장기 운전 데이터나 체계적인 미세구조 연구는 아직 부족한 실정입니다.

연구 목적:

본 연구의 목적은 최신 원자력 발전소 설계에 적용되는 새로운 DMW의 미세구조적 특성을 규명하는 것입니다. 구체적으로, (1) 용접후열처리(PWHT)가 LAS/니켈 합금 계면의 야금학적 변화(탄소 이동, 석출물 형성 등)에 미치는 영향을 분석하고, (2) 다양한 Inconel 필러 금속(52, 152, 52M)의 용접성과 거동 차이를 비교하며, (3) 다양한 제조 공법(압연, 단조, 압출)에 따른 Alloy 690 모재의 미세구조적 특징을 파악하는 것입니다. 이를 통해 신소재 및 신공법 DMW의 잠재적 파손 메커니즘을 이해하고 구조 건전성을 평가하기 위한 기초 자료를 제공하고자 합니다.

핵심 연구:

본 연구의 핵심은 실제 원자력 발전소 환경을 모사한 다양한 DMW 시편에 대한 상세한 미세구조 및 기계적 특성 분석입니다. 특히, PWHT 전후의 협개선 용접(NGW) 시편 비교를 통해 열처리가 계면 특성에 미치는 영향을 정량적으로 평가했습니다. 또한, 여러 종류의 필러 금속과 모재 조합으로 구성된 시편들을 비교 분석하여, 각 재료가 최종 용접부 품질에 어떻게 기여하는지를 밝혔습니다. 광학 현미경 관찰과 마이크로/나노 경도 측정을 통해 얻은 데이터를 종합하여, 용접부의 위치별 특성 변화와 잠재적 취약 영역을 식별했습니다.

5. 연구 방법론

연구 설계:

본 연구는 실제 원자력 발전소에 사용되는 다양한 이종 금속 용접(DMW) 구성을 대표하는 8개의 시편을 대상으로 비교 분석하는 방식으로 설계되었습니다. 특히, 용접후열처리(PWHT)의 영향을 파악하기 위해 동일한 협개선 용접(NGW) 시편을 용접 상태(AW)와 열처리 후(HT) 상태로 나누어 특성을 비교했습니다. 또한, 필러 금속(Inconel 52, 152, 52M), 모재(SA508, SA533 Gr.B, Alloy 690), 용접 공정(GTAW, SMAW, NGW) 등 다양한 변수가 조합된 시편들을 분석하여 각 요소가 용접부 특성에 미치는 영향을 체계적으로 평가했습니다.

데이터 수집 및 분석 방법:

데이터는 주로 시편의 단면을 관찰하고 측정하는 방식으로 수집되었습니다. 1. 시편 준비: 모든 시편을 절단, 마운팅, 연마 및 에칭하여 미세구조를 관찰할 수 있도록 준비했습니다. LAS 조직을 위해서는 2% 나이탈(Nital) 용액을, Inconel 합금 및 스테인리스강 조직을 위해서는 왕수(aqua regia)를 사용했습니다. 2. 미세구조 분석: Nikon Epiphot 200 광학 현미경과 NIS-Elements F.2.30 이미지 분석 소프트웨어를 사용하여 각 시편의 용접 계면, 열영향부(HAZ), 용접 금속의 결정립 크기, 상 분포, 석출물 형태 등을 관찰하고 기록했습니다. 3. 경도 측정: Buehler Micromet 2104 마이크로 경도 시험기를 사용하여 용접부 단면을 가로지르는 경도 프로파일을 측정했습니다. 이를 통해 HAZ의 경화, CDZ의 연화, 용접 금속 내 경도 변화 등 국부적인 기계적 특성을 평가했습니다. 일부 시편에 대해서는 CSM Instruments 나노 압입 시험기를 사용하여 더 미세한 영역의 경도 변화를 분석했습니다.

연구 주제 및 범위:

본 연구는 니켈 기반 합금을 사용한 이종 금속 용접부의 미세구조적 특성에 초점을 맞춥니다. 연구 범위는 다음과 같습니다. – 페라이트/오스테나이트 계면 분석: 저합금강(LAS)과 니켈 기반 합금 필러 금속 사이의 계면에서 발생하는 현상(탄소고갈영역(CDZ), 탄소 농화, 석출, Type II 경계 형성 등)을 PWHT 전후로 비교 분석합니다. – 필러 금속 비교: Inconel 52, 152, 52M 필러 금속으로 제작된 용접부의 미세구조와 경도 특성을 비교하여 각 필러 금속의 거동 차이를 규명합니다. – Alloy 690 모재 분석: 열간 압연, 단조, 압출 등 다양한 제조 공법으로 생산된 Alloy 690 모재의 미세구조(결정립 크기, 카바이드 밴딩 등)를 분석하고, 용접 시 열영향부(HAZ)의 변화를 관찰합니다.

6. 주요 결과:

주요 결과:

용접후열처리(PWHT)의 영향: PWHT는 SA508(LAS) 측의 탄소고갈영역(CDZ) 폭을 용접 상태(as-welded) 대비 약 10배 증가시켰습니다. 동시에, Inconel 52 용접 금속의 용융선 근처에 광범위한 크롬 카바이드 석출을 유발하여 최대 340 HV에 달하는 급격한 경도 피크를 형성했습니다.
필러 금속별 경도 차이: 용접 금속의 평균 경도는 Inconel 52M(약 250 HV)이 가장 높았으며, Inconel 152(약 224-239 HV), Inconel 52(약 207-220 HV) 순으로 나타났습니다. 이는 Inconel 52M의 미세한 조직과 높은 합금 원소 함량에 기인합니다.
필러 금속별 탄소 이동 거동: Inconel 152를 사용한 용접부의 용융선에서는 국부적인 탄소 농화대(martensitic layer)가 관찰된 반면, Inconel 52에서는 이러한 현상이 덜 뚜렷했습니다. 이는 Inconel 152가 Inconel 52보다 탄소 확산에 대한 저항이 클 수 있음을 시사합니다.
Alloy 690의 미세구조: Alloy 690의 미세구조는 제조 이력에 크게 의존했습니다. 압연 및 단조재에서는 불균일한 결정립과 카바이드 밴딩이 관찰되었으나, 압출재에서는 밴딩 없이 가장 균일한 미세구조를 보였습니다.
Alloy 690 열영향부(HAZ) 특성: Alloy 690의 HAZ에서는 뚜렷한 결정립 미세화 영역 없이 용융선 근처에서 결정립 성장이 관찰되었습니다. 경도는 모재(약 180-200 HV)에서 용융선 방향으로 갈수록 약 40-70 HV 증가했으며, 이는 잔류 변형의 영향으로 분석됩니다.

Fig. 93 Microstructure of Alloy 690 base material for sample CIEMAT SMAW.

Figure 목록:

Fig. 1 Cut of a nuclear reactor and main constituents. Of major importance are the RPV nozzles by which enters and leaves the coolant.
Fig. 2 Difference of principle between BWR and PWR. In BWR, the water heated in the RPV directly enters the turbine. In PWR, it is used to heat a secondary circuit.
Fig. 3 Cut of the EPR design.
Fig. 4 Material selection for BWR.
Fig. 5 Material selection for PWR.
Fig. 6 Material selection depending on the constructor.
Fig. 7 Main materials in LWRs: carbon steels, LAS, austenitic SS and Ni-base alloys.
Fig. 8 Scheme of a RPV safe-end (a) and the four materials composing the DMW (b): A- ferritic LAS SA508, B- buttering alloy Inconel 82, C- weld alloy Inconel 182, D- austenitic stainless steel 316L or alloy Inconel 600.
Fig. 9 LAS compositions for nuclear applications. Among them, it is worth noting SA 302 B, SA 508 CL.2 and SA 533 Gr.B.
Fig. 10 Austenitic SS grades, among which the common grades 304L and 316L. Incoloy 800 is given as a comparison.
Fig. 11 Composition of Inconel 600 and Alloy 690. Alloy 690 has higher Cr and Fe contents.
Fig. 12 Composition of Ni-base filler metals. Inconel 52,152 and 52M have higher Cr and Fe contents. Inconel 52M has additions of boron and zirconium.
Fig. 13 Mechanical properties of Ni-base filler metals, at room temperature and usual in service temperature.
Fig. 14 Composition of some high-strength alloys, among which Inconel 718 and X-750.
Fig. 15 Typical DMW designs in NPPs. The second is usual for a weld between a RPV nozzle and its safe-end.
Fig. 16 Schematic illustration of four distinct microstructural zones existing in DMWs: fusion zone (FZ), unmixed zone (UMZ), partially melted zone (PMZ) and heat affected zone (HAZ).
Fig. 17 Optical and SEM image of UMZ at the interface between A36 HAZ and 308L weld metal.
Fig. 18 Illustration showing the correlation between the various zones in a fusion weld in an alloy and the corresponding equilibrium phase diagram.
Fig. 19 Epitaxial grain growth mechanism for a homogeneous weld. The continuity across the fusion line is clearly visible.
Fig. 20 Geometrical comparison between NGW and conventional welding. Optimized NGW reduces greatly the amount of weld metal.
Fig. 21 Reduction of the weld volume using GTA-NGW as compared to a conventional weld. The reduction is of about four times.
Fig. 22 Cross-section of a RPV nozzle and safe-end in a BWR
Fig. 23 Closer view of the weld between the RPV nozzle and the safe-end. It presents the LAS of the RPV and its SS cladding, the Ni-base buttering, the Ni-base weld metal (Ni-Fe-Cr alloys) and the austenitic SS of the safe-end.
Fig. 24 Mock-up weld representing a usual weld between the ferritic LAS (SA508-3) of a RPV nozzle and the austenitic SS (SS316) of its safe-end, using Ni-base alloys as buttering and weld metals (respectively, Inconel 82 and 182).
Fig. 25 Microstructures of SA508 Cl.3
Fig. 26 HAZ microstructure of SA508 Cl.1 for an Inconel 182/SA508 Cl.1 interface: a) Global view showing grain refining then grain coarsening when moving to the fusion line. b) Grain coarsening area and carbon-depleted layer along the fusion line.
Fig. 27 As-welded interface between 9Cr-1Mo/2,25Cr-1Mo steels: a) Microstructure of the weld interface, b) Hardness profile taken across the weld interface.
Fig. 28 Post-weld heat treated interface between 9Cr-1Mo/2,25Cr-1Mo steels: a) Microstructure of the weld interface, b) Hardness profile taken across the weld interface.
Fig. 29 Micrograph showing Type II boundaries adjacent to the weld interface of an Alloy 52/SA508 weld.
Fig. 30 Calculated Ms temperature profile across the weld interface of Inconel 52/SA508 weld.
Fig. 31 Hardness peak due to a martensitic layer close to the LAS/Inconel 182 interface, and influence of PWHT.
Fig. 32 Simulated effect of a pure Ni buttering layer on the carbon concentration profile at the 9Cr-1Mo/2,25Cr-1Mo weld interface: a) without buttering layer and b) with a simulated Ni buttering layer. PWHT at 1023 K has been applied for 15 h.
Fig. 33 Microstructure of Inconel 82 weld metal: (a) weld metal and (b) interior of weld with higher magnification.
Fig. 34 a) Optical and b) SEM microstructure of Alloy 690, showing fine dispersed carbides and coarse TiN compounds.
Fig. 35 Longitudinal sections of a) an Alloy 690 billet and b) an Alloy 690 plate showing carbide banding.
Fig. 36 Grain size banding and isolated coarse grains in an Alloy 690 billet.
Fig. 37 Carbide morphology of Alloy 690 a) solution annealed at 1150°C for 1 h, b) solution annealed at 1150°C for 1 h then thermally treated 700°C for 1 h, c) as-received and d) solution annealed at 1150°C for 1 h then thermally treated at 800°C for 1 h.
Fig. 38 UMZ at the austenitic SS 304/Inconel 625 interface.
Fig. 39 Weld interfaces with weld metal Inconel 82 and base metals a) Inconel 657 and b) 310 SS.
Fig. 40 HAZ of SS 304 with formation of Type II boundaries at the interface with Inconel 625 weld metal.
Fig. 41 Alloy 690 interfaces between base material, HAZ, PMZ+UMZ and weld metal, based on grain size transition and carbide precipitation.
Fig. 42 Graph showing the SCC behavior of Alloy 690 base material, HAZ and weld metals Inconel 52, 152 in PWR water. Cracks can grow under certain conditions.
Fig. 43 Alloy 690 plate with planar banding and samples for mechanical testing with different orientation. They present, thus, different microstructures and SCC behavior.
Fig. 44 Map of the several zones at an Alloy 690/Inconel 52 weld interface and the corresponding residual strain measurement. Residual strains increase in the UMZ+PMZ of Alloy 690. The higher residual strains are found in the weld metal.
Fig. 45 SEM image of a) carbide precipitation at GB in the HAZ of a GTAW Alloy 690 weld, with b) and c) the EDS analysis for the GBs and the grain interior, respectively.
Fig. 46 a) Optical microstructure of heat-treated Alloy 690 and b) corresponding Cr-carbide precipitation at GBs. The extent of precipitation is much lower for coherent twins.
Fig. 47 Grain boundary network of Alloy 690 with a) GBE and b) non-GBE. See the grain clusters in the GBE alloy.
Fig. 50 Views of the Alloy 52 mock-up weld manufacturing, with a) the two base metal plates, b) the NG-GTAW welding torch in process (note the leading camera needed to see inside the groove) and c) the final weld.
Fig. 51 Cross-section of the NG-GTAW weld. It has been etched to reveal better the macrostructure: materials, weld passes in Inconel 52 weld metal and HAZ of SA508 and SS304.
Fig. 52 Cycle of temperatures for the post-weld heat treatment done on the Alloy 52 mock-up sample.
Fig. 53 Cutting of the samples from the cross-section of the AW Alloy 52 mock-up.
Fig. 54 Cutting of the samples from the HT cross-section.
Fig. 55 Weld design for the CIEMAT samples: two Alloy 690 plates welded with a half-V groove. The weld metal is either Inconel 52 or 152, and the welding technique is either GTAW or SMAW, respectively.
Fig. 56 Views of the sample CIEMAT GTAW: a) broad weld from above and b) the sample which is a transversal cut of the weld.
Fig. 57 Views of the sample CIEMAT SMAW: a) broad weld from above and b) the final sample that has been cut transverse from the weld.
Fig. 58 Global view of the weld, showing the SA508 plate (dark), the weld metal and the Alloy 690 plate (arrows mark the interface between Inconel 152 weld metal and Alloy 690 base metal).
Fig. 59 MHI plate sample. Cross-section of the weldment. It has been etched to reveal the macrostructure: SA508, weld-passes in Inconel 152, Alloy 690.
Fig. 60 Global view of the GTAW 19508A weld, showing the two plates and the weld overlay.
Fig. 61 GTAW 19508A sample, cut from a cross-section of the weldment: a) the sample has been etched to reveal the weld passes corresponding to b) the scheme of the weld passes.
Fig. 62 Welding parameters for the GTAW 19508A sample.
Fig. 63 Views of the ENSA weld mock-up with a) schematic of the grooves and components, b) view of the broad sample, c) view of the weld polished and etched and d) schematic of the weld passes.
Fig. 64 View of the sample cut from the weld and prepared for characterization.
Fig. 65 Views of the sample PG&E mock-up with a) broad sample showing the Alloy 690 pipe inside the LAS SA533 GrB plate with the SS 308L cladding, b) the sample cut in half, c) a closer view of the sample cut in four showing Inconel 52M weld metal and d) the sample cut, polished and etched.
Fig. 66 Microstructures of the SA508 HAZ and base material: A) Grain coarsening, B) grain refining, C) partial grain refining and D) base material.
Fig. 67 Microstructure of the SA508/Inconel 52 fusion line, with: a) CDZ in the LAS side, b) a layer free of precipitates on the weld metal side along the fusion line and c) a possible Type II boundary.
Fig. 68 Weld metal Inconel 52.
Fig. 69 Microstructure of the Inconel 52 weld metal, with: a) global view of the columnar dendrite grains, b) primary arm spacing and c) a closer view.
Fig. 70 Hardness profile across the sample. The hardness increases progressively in the LAS HAZ due to grain refining.
Fig. 71 Hardness profile across the fusion line.
Fig. 72 Microscopic view of second line loadings, and the position of the X = -0,05 mm loading near the fusion line.
Fig. 73 Nanohardness profile across SA508/Inconel 52 interface.
Fig. 74 View of the indentation across the CDZ in the LAS SA508 side of the weld (dark-etched).
Fig. 75 Global view of the HT LAS microstructure: A) grain coarsening, B) grain refining, C) partial grain refining and D) base material.
Fig. 76 Microstructure of the PWHT SA508/Inconel 52 interface: a) CDZ on the SA508 side and the dark etched fusion line, b) Inconel 52 weld metal along the fusion line, c) extensive precipitation in the weld metal close to the fusion line and d) a Type II boundary.
Fig. 77 Global view of the Inconel 52 weld metal after PWHT.
Fig. 78 Microstructures of Inconel 52 weld metal after PWHT: a) several grains, b) close view of the cellular structure and c) close view of a solidification GB.
Fig. 79 Microhardness profile across the HT SA508/Inconel 52 interface and the corresponding indentations.
Fig. 80 Microhardness profile across the PWHT SA508/Inconel 52 interface and the corresponding view of the indentations.
Fig. 81 Nanohardness profile from the fusion line in the Inconel 52 weld. No hardness peak is visible.
Fig. 82 Nanoindentations in Inconel 52 weld metal across the precipitates.
Fig. 83 Global view of the Alloy 690/Inconel 52 interface.
Fig. 84 Microstructure of Alloy 690 base material, with twin boundaries, fine carbide precipitates and golden TiN particles.
Fig. 85 Microstructure of Alloy 690 HAZ near the fusion line.
Fig. 86 Carbide banding in Alloy 690 plate.
Fig. 87 Closer view of carbide banding.
Fig. 88 Alloy 690/ Inconel 52 weld metal interface with epitaxial growth of the weld metal grains.
Fig. 89 Weld passes in Inconel 52 weld metal.
Fig. 90 Columnar dendrites in the Inconel 52 weld metal.
Fig. 91 Hardness map of the samples.
Fig. 92 Weld passes in the Inconel 152 weld metal.
Fig. 93 Microstructure of Alloy 690 base material for sample CIEMAT SMAW.
Fig. 94 Fusion line between Alloy 690 and Inconel 152.
Fig. 95 Closer view of the precipitation occurring in the dendritic microstructure of the Inconel 152 weld metal.
Fig. 96 Transition between two weld passes in Inconel 152 weld metal.
Fig. 97 Hardness map for the CIEMAT SMAW sample, showing hardness increase in the Alloy 690 from the base material to the fusion line.
Fig. 98 SA508 HAZ: a) grain coarsening, b) grain refining, c) partial grain refining and d) base material.
Fig. 99 SA508 side of the SA508/Inconel 152 interface with.
Fig. 100 Widmannstätten ferrite along the fusion line.
Fig. 101 Dark-etched carbon-enriched layer on the fusion line between SA508 and Inconel 152.
Fig. 102 Type II boundaries on the weld metal side of the SA508/Inconel 152 interface.
Fig. 103 Inconel 152/Alloy 690 interface.
Fig. 104 Hardness map of the Inconel 152/Alloy 690 side of the sample.
Fig. 105 Hardness profile across the SA508/Inconel 152 buttering and in the buttering layer.
Fig. 106 Microhardness profile across the SA508/Inconel 152 buttering layer.
Fig. 107 Banded microstructure in SA508 with dark- and light-etched bands.
Fig. 108 Hardness profile across several bands in SA 508 steel.
Fig. 109 Microstructure of the Alloy 690/Inconel 52M interface.
Fig. 110 HAZ of Alloy 690 at the fusion line with Inconel 52M weld metal.
Fig. 111 Alloy 690/Inconel 52M weld metal interface, showing the growth of the weld metal grains from those of the base metal.
Fig. 112 Inconel 52M weld metal microstructure.
Fig. 113 Hardness profile across the Alloy 690/Inconel 52M/Alloy 690 weld.
Fig. 114 Hardness profile in the Alloy 690 HAZ and at the fusion line with Inconel 52M.
Fig. 116 LAS HAZ with A) base material, B) partial grain refining, C) grain refining and D) grain coarsening along the fusion line.
Fig. 117 CDZ in the LAS side of the LAS/Inconel 52M buttering layer interface.
Fig. 118 a) Broad view, b) closer view of the LAS/Inconel 52 M buttering fusion lines and c) Type II boundary at 10 μm from the fusion line.
Fig. 119 Carbide banding in forged Alloy 690 plate.
Fig. 120 Very inhomogeneous microstructure in forged Alloy 690 plate.
Fig. 121 Schematic of the hardness measurements for the ENSA weld mock-up.
Fig. 122 Hardness measurement from location 1: across LAS, Inconel 52M buttering, Inconel 52 weld metal and Alloy 690 base metal.
Fig. 123 Hardness measurement from location 2: Alloy 690 HAZ and Inconel 52 NGW.
Fig. 124 Hardness measurement from location 3 and corresponding indentations: LAS HAZ and interface with Inconel 52M buttering.
Fig. 126 SA533 Gr.B HAZ with A) base material, B) partial grain refining, C) grain refining and D) grain coarsening.
Fig. 127 SA533 Gr.B / Inconel 52M buttering fusion line and the influence of LAS carbide banding.
Fig. 128 Inconel 52M buttering layer and interface with SA 533 Gr.B.
Fig. 129 Inconel 52M weld metal microstructure.
Fig. 130 Fusion line between the Inconel 52M weld metal, the LAS plate and the SS cladding.
Fig. 131 Comparison between the two Inconel 52M interfaces: A) with SS308L and B) with SA533 Gr.B.
Fig. 132 Global view of the extruded Inconel 690 pipe.
Fig. 133 Extruded Inconel 690 microstructure.
Fig. 134 Hardness profile across the PG&E sample.
Fig. 135 Hardness profile across the SA 533 Gr.B/Inconel 52M buttering interface.
Fig. 136 Hardness profile across the Inconel 52M weld metal and the interfaces with Inconel 52M buttering and Alloy 690 base metal.

7. 결론:

본 연구에서는 새로운 원자력 적용을 위한 니켈 기반 합금과 저합금강(LAS)의 이종 금속 용접(DMW) 거동에 대한 문헌 검토와 실험적 분석을 수행했다. 연구는 PWHT가 페라이트/오스테나이트 DMW 계면에 미치는 야금학적 변화, Inconel 필러 금속의 용접성, 그리고 NPP에서 사용되는 NG-GTAW 기술에 중점을 두었다. 총 8개의 시편을 특성화했으며, 특히 프로젝트에서 제작한 Alloy 52 모의 용접 시편을 용접 상태와 PWHT 후 상태로 비교 분석했다. 그 결과, PWHT는 LAS 측의 CDZ 폭을 증가시키고 용접 금속 내에 광범위한 크롬 카바이드 석출을 유발했으며, 이는 용융선 근처 용접 금속의 날카로운 경도 피크의 원인이었다. 또한, EPRI에서 제공한 시편 분석을 통해 Alloy 690 모재와 Inconel 52M, 52, 152 필러 금속의 다양한 조합에서의 거동 차이를 확인했다. Inconel 52M에서 가장 높은 경도가 관찰되었고, Inconel 152는 Inconel 52와 다른 탄소 이동 거동을 보였다. Alloy 690의 미세구조는 제품 형태에 따라 달라졌으며, 경도는 항상 모재에서 용융선으로 갈수록 증가했는데, 이는 잔류 변형 때문으로 보인다. 본 연구는 광학 현미경과 경도 측정을 통해 시편을 특성화하는 초기 단계이며, 향후 SEM, EBSD, EDS 분석 등을 통해 용접부의 거동을 더 깊이 이해할 필요가 있다.

8. 참고 문헌:

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(List continues for all references in the paper)

전문가 Q&A: 주요 질문과 답변

Q1: 연구에서 특히 협개선 용접(NGW) 모의 시편을 선택하여 분석한 이유는 무엇인가요?

A1: 협개선 용접(NGW)은 EPR과 같은 최신 원자력 발전소 설계에서 후판 부재를 용접하는 데 사용되는 경제적이고 효율적인 신기술이기 때문입니다. 하지만 새로운 기술인 만큼 실제 운용 데이터가 부족하여 장기적인 성능과 신뢰성에 대한 검증이 필요합니다. 따라서 본 연구에서는 이 중요한 기술로 제작된 용접부의 미세구조적 특성을 상세히 분석하여 잠재적인 문제점을 파악하고 안전성을 평가하기 위한 기초 자료를 확보하고자 했습니다.

Q2: 열처리된 Alloy 52 시편에서 340 HV에 달하는 높은 경도 피크가 관찰되었습니다. 정확한 야금학적 원인은 무엇이며, 이것이 왜 문제가 될 수 있나요?

A2: 이 경도 피크는 용접후열처리(PWHT) 과정에서 발생한 탄소 이동 현상 때문입니다. 상대적으로 탄소 함량이 높은 저합금강(SA 508)에서 탄소가 크롬 친화력이 높은 Inconel 52 용접 금속 쪽으로 확산됩니다. 이 탄소는 Inconel 52의 풍부한 크롬과 결합하여 용융선 근처에 미세한 크롬 카바이드(chromium carbide)를 대량으로 석출시킵니다. 이렇게 형성된 매우 단단하고 국부적인 경화층은 취성이 높아 응력이 집중될 경우 균열의 시작점으로 작용할 수 있어 용접부의 구조적 건전성을 저해하는 심각한 잠재적 결함이 될 수 있습니다.

Q3: 연구에서 Inconel 152가 Inconel 52와 다른 탄소 이동 거동을 보였다고 언급했는데, 구체적으로 어떤 차이가 있었나요?

A3: MHI 시편(SA508/Inconel 152)의 경우, 용융선에서 어둡게 식각되는 뚜렷한 탄소 농화대(carbon-enriched zone)가 관찰되었습니다. 이는 탄소가 용접 금속 내부로 넓게 확산되지 못하고 용융선 근처에 국부적으로 집중되었음을 의미합니다. 반면, Inconel 52 시편에서는 탄화물 석출이 좀 더 넓은 영역에 걸쳐 분포하는 경향을 보였습니다. 이는 Inconel 152가 Inconel 52보다 탄소의 확산을 더 효과적으로 억제할 수 있음을 시사하며, 이로 인해 더 불균일하고 예측하기 어려운 계면 특성을 가질 수 있습니다.

Q4: Alloy 690 모재가 제조 공법(압연, 단조, 압출)에 따라 다른 미세구조를 보이는 것이 왜 중요한가요?

A4: 미세구조의 균일성은 재료의 기계적 특성과 내식성에 직접적인 영향을 미치기 때문입니다. 연구 결과, 압출재는 카바이드 밴딩 없이 가장 균일한 미세구조를 보였습니다. 반면, 압연재나 단조재에서 관찰된 카바이드 밴딩과 같은 불균일한 조직은 국부적인 잔류 변형을 더 많이 축적시켜 응력 부식 균열(SCC)에 대한 민감도를 높일 수 있습니다. 따라서 중요한 부품을 설계하고 제작할 때, 단순히 ‘Alloy 690’이라는 재료명만 명시할 것이 아니라, 압출과 같은 특정 제조 공법을 지정하는 것이 재료의 신뢰성을 확보하는 데 매우 중요할 수 있습니다.

Q5: 열처리된 시편의 나노 압입 시험에서는 마이크로 경도 시험에서 나타났던 경도 피크가 관찰되지 않았습니다. 이러한 차이가 발생한 이유는 무엇인가요?

A5: 논문에서는 두 가지 가능성을 제시합니다. 첫째, 나노 압입 시험의 압입 크기가 경도 상승의 원인이 되는 미세한 카바이드 석출물들의 크기나 분포에 비해 너무 작아서 그 영향을 제대로 측정하지 못했을 수 있습니다. 둘째, 시편을 식각하는 데 사용된 왕수(aqua regia)가 용융선 근처의 화학 조성 변화로 인해 표면을 불균일하게 부식시켜, 깊이를 감지하는 나노 압입 시험 결과의 정확도에 영향을 미쳤을 가능성이 있습니다.

결론: 더 높은 품질과 생산성을 향한 길

이종 금속 용접부의 조기 파손 문제는 원자력 발전소와 같은 고신뢰성 산업에서 해결해야 할 핵심 과제입니다. 본 연구는 용접후열처리(PWHT)가 용접 계면에 미치는 극적인 영향을 명확히 보여주었습니다. 특히, 저합금강의 탄소 이동으로 인해 용접 금속 내에 형성되는 국부적인 고경도 영역은 균열 발생의 주요 원인이 될 수 있음을 데이터로 입증했습니다.

이러한 결과는 R&D 및 운영 현장에 중요한 시사점을 제공합니다. 공정 엔지니어는 PWHT 조건을 최적화해야 하며, 품질 관리팀은 용융선 부근의 미세 경도 변화를 핵심 관리 지표로 삼아야 합니다. 또한, 설계 엔지니어는 필러 금속의 종류와 모재의 제조 이력이 최종 용접부의 성능에 미치는 영향을 설계 초기 단계부터 고려해야 합니다.

(주)에스티아이씨앤디에서는 고객이 수치해석을 직접 수행하고 싶지만 경험이 없거나, 시간이 없어서 용역을 통해 수치해석 결과를 얻고자 하는 경우 전문 엔지니어를 통해 CFD consulting services를 제공합니다. 귀하께서 당면하고 있는 연구프로젝트를 최소의 비용으로, 최적의 해결방안을 찾을 수 있도록 지원합니다.

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저작권 정보

이 콘텐츠는 Roman Mouginot와 Hannu Hänninen의 논문 “Microstructures of nickel-base alloy dissimilar metal welds”를 기반으로 한 요약 및 분석 자료입니다.
출처: http://urn.fi/URN:ISBN:978-952-60-5066-9

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원자력 발전소의 안전을 좌우하는 이종 금속 용접: 니켈 합금 용접부 미세구조 분석을 통한 파손 예측 및 방지

키워드

Primary Keyword: 이종 금속 용접 (Dissimilar Metal Welding)
Secondary Keywords: 니켈 합금(Nickel Alloy), Inconel, 저합금강(Low-Alloy Steel), 용접후열처리(PWHT), 응력 부식 균열(Stress Corrosion Cracking), 미세구조 분석(Microstructure Analysis), 용접부 경도(Weld Hardness)