강철 용접에서 열영향부와 용접금속 특성 최적화

강철 용접에서 열영향부(HAZ)와 용접금속 특성

탄소(C)강 및 저합금강 용접 시 용접금속과 열영향부(HAZ) 특성을 제어하는 많은 요인이 있습니다. 용접금속과 HAZ는 흔히 강철 용접부로 통칭됩니다. 용접 공정, 용접 소모품, 용접 매개변수도 이 특성에 영향을 미칩니다. 강철 용접부 특성은 자주 노출되는 부식성 분위기와 반복 하중에도 영향을 받습니다.

열영향부(HAZ)

강재 선정 시 HAZ 특성이 용접금속보다 더 중요합니다. HAZ의 야금적/기계적 특성이 선정된 강철과 직접 연관되기 때문입니다. 그러나 이 특성들은 용접 매개변수와 용접 후 열처리(PWHT)로 조정 가능. 또한 HAZ 특성 관련 야금/용접성 이슈가 용접금속 관련 이슈보다 해결 더 어렵습니다. 용접금속 발생 문제는 용접봉/기타 소모품 변경으로 자주 해결. 반면 HAZ 어려움은 모재 강철 변경(일반 고비용) 또는 열입력 변경으로만 해결 가능. 다양한 경험적 탄소 당량(CE) 공식 개발돼 모재 강철 용접성과 수소(H₂) 유도 균열(HIC) 경향 평가에 활용.

국제용접학회(IIW)도 사용하는 가장 일반적인 CE 공식: CE = %C + %Mn/6 + (%Cu + %Ni)/15 + (%Cr + %Mo + %V)/5. 일본에서는 이토-베쇼 조성 특성 파라미터 Pcm 더 널리 사용. Pcm은 저탄소강 용접성 평가에 IIW 공식보다 더 현실적 허용. Pcm = %C + %Si/30 + (%Mn + %Cu + %Cr)/20 + %Ni/60 + %Mo/15 + %V/10 + 5B. 일본 개발 또 다른 탄소 당량 수(CEN)는 IIW CE 공식과 Pcm 통합. CEN은 탄소 0.17% 미만 강철에서 Pcm과 유사, 고탄소에서 IIW 공식 따름. CEN = %C + A(C)[%Si/24 + %Mn/6 + %Cu/15 + %Ni/20 + (%Cr + %Mo + %Nb + %V)/5 + 5B]. 여기서 A(C) = 0.75 + 0.25 tanh[20(%C - 0.12)].

이 CE 공식들은 초기 강철 수소 균열 경향 특성화 위해 개발되었으나, 화학 조성 기반 강철 담금질성 평가에도 활용. CE, Pcm과 조대 입자/입자 미세화 영역 마르텐사이트 부피 간 상관관계 존재. Pcm 값 증가 시 양 영역 마르텐사이트 부피와 경도 증가.

페라이트강 HAZ 다양한 영역 특정 피크 온도와 Fe-C 평형 상도 결합해 정의/특성화: 조대 입자, 입자 미세화, 간극, 아임계, 부분 액체 영역. 그러나 급속 가열/냉각 겪는 HAZ 야금 거동 비평형 과정이므로 연속 냉각 변태(CCT) 다이어그램이 HAZ 미세조직 예측에 더 적절. 냉각 속도는 강판 두께, 이음 형상, 용접 열입력과 밀접. 용접 적용에서 가장 임계적 냉각 속도 보통 800~500°C 사이. 용접 열입력 증가 또는 강판 두께 감소 시 이 온도 구간 냉각 속도 감소.

탄소/저합금강 주요 합금 원소 HAZ 미세조직과 인성 영향: 탄소는 용접 강철 전체 경도 매우 중요한 역할. CE와 Pcm 공식 역할서 명확. 탄소 레벨 증가 저온 변태 생성물(베이나이트, 마르텐사이트) 형성 촉진, HAZ 쪼개짐 저항 현저 저하.

망간(Mn): 고용체 경화 외 오스테나이트→페라이트 변태 온도 낮추며 입자 미세화로 강화 효과. 그러나 Mn 레벨 고응고 편석과 미세조직 띠 형성 최소화 위해 제한 필요.

크롬(Cr): 고용체 강화, 탄화물 형성 원소. 강철 담금질성 증가, 산화/내식성 향상. Cr 탄화물 석출이 핀닝 효과로 페라이트 사이드 플레이트 형성 억제 시 Cr 첨가 유리.

니켈(Ni): Mn과 유사하게 오스테나이트 변태 온도 낮추며 강철 변태에 유익. Ni 첨가 인성 향상, 고용체 강화 효과 제공.

바나듐(V), 나이오븀(Nb): 저합금강 소량 첨가 희망 기계적 특성 획득. V(C,N), Nb(C,N) 형성으로 압연/노말라이징 중 오스테나이트 재결정/입자 성장 지연. 용접 시 특히 고열입력에서 1100°C 초과 피크 온도 HAZ에서 V(C,N), Nb(C,N) 용해, 느린 냉각 중 재석출. V(C,N), Nb(C,N) 재석출 HAZ 인성 약화.

티타늄(Ti): 안정한 Ti 질화물 형태로 용융 경계 근처 영역 선행 오스테나이트 입자 조대화 방지.

용접금속

다수 용융 용접 공정에서 충전재 사용 일반적. 적정 충전재/전극 선정 시 주 고려사항: (i) 결함 없는 용접금속 생산 가능 여부, (ii) 모재 강철과 호환되며 만족스러운 특성 제공 여부. 이 특성들 결정 요인: (i) 전극 화학성, (ii) 모재 강철 희석, (iii) 플럭스 재료/쉴딩 가스, (iv) 용융풀 응고 및 후속 냉각/변태.

적정 충전재 선정은 모재 화학성 일치 기반 아님. 용접금속과 모재 특성 일치 기반. 모재와 동일 화학성 충전재 사용해도 원하는 결과 못 줄 수 있음. 용융 용접 관여 응고/급속 냉각 속도로 많은 탄소/저합금강에서 동일 화학성 시 용접금속이 모재보다 고강도 저인성. 따라서 충전재는 모재보다 낮은 탄소 레벨 자주 포함. 용접금속 강도 탄소 함량 증가 아닌 고용체/석출 강화 제공 합금 원소 첨가와 미세조직 수정으로 향상.

탄소/저합금강 용접금속 미세조직: 블록 페라이트, 침상 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등 다양한 성분 포함. 합금 원소와 냉각 영향 용접금속 미세조직은 개략적 CCT 다이어그램(Fig 1), 합금 원소 경도/노치 인성 영향 Fig 2 표시.

Fig 1 합금 원소와 냉각이 용접금속 미세조직에 미치는 영향

Fig 2 합금 원소가 용접금속 경도와 노치 인성에 미치는 영향

모재 용융과 충전재 혼합으로 최종 용착 금속 화학성은 모재와 충전재 사이. 충전재가 모재와 동일 화학성면 이론상 최종 용접금속 화학성 동일. 모재 용융량, 충전재 첨가량 따라 최종 용착 금속 화학성 희석식으로 추정: %희석 = (용융 모재 중량/사용 총 강철 중량)×100. 이음 형상, 모서리 준비 등 희석 영향. 관통 증가 용접 공정/매개변수도 희석 증가.

단일 패스 용접 시 용접금속 일부 원소 함량 공식 추정: '용접금속 특정 원소 = (모재 원소 × 희석) + (충전재 원소) × (1 - 희석)'. 경우에 따라 더 큰 희석 유리: 융합 경계 기계적/타 특성 급격한 변화 적음. 그러나 클래딩/표면 용접 경우 희석 최소화 바람직. 충전재 비싼 합금 원소 함유 특정 용접금속 특성 부여 위해. 모재 원치 않는 불순물/합금 원소 도입 우려 시 희석 낮추는 용접 기술 제안. 인(P), 황(S), 고탄소/실리콘(Si) 함량 용접금속 특성 악영향 고려 포함.

단일 패스와 다중 패스 용접 비교

기계적 특성, 특히 인성 면에서 다중 패스 용접금속 보통 단일 패스보다 우수. 이유: (i) 후속 용접 패스 재열 열주기 이전 용접금속 미세조직 부분 정상화/미세화, (ii) 후속 패스 이전 용접금속 템퍼링, 이전 패스 응력 감소, (iii) 패스당 총 에너지 입력 감소, 입자 성장량 제한 도움, (iv) 이전 패스 특정 예열 제공, 후속 패스 냉각 속도 저하.

용접금속 연성(단면 수축률) 총 입자 미세화 영역 증가 따라 증가. 활성 플럭스 수중아크용접(SAW) 시 합금 원소(Si, Mn) 다중 패스 중 축적 경향, 최종 패스 파단 인성 저하로 패스 수 제한.

용접성과 강종

고강도 저합금(HSLA) 강철은 기존 탄소강 대비 향상된 기계적 특성/용접성 갖도록 설계. 소량 합금 원소(Nb, V, Ti, N₂, C) 첨가로 페라이트 강화, 담금질성 증가, 입자 크기 제어 달성. 대부분 압연/노말라이징 상태로 공급, 일부 석출 처리 상태 공급. 미세 입자 크기, 많은 펄라이트가 고강도/인성 설명. 추가 저탄소(최대 0.22%) 좋은 용접성 결과.

HSLA 강철 용접성 보통 연강과 유사. 좋은 용접성에도 예열, 수소 제어 여전히 중요. HSLA 강철 용접 시 조대 입자 HAZ 취화 우려. 느린 냉각 속도→바람직않은 미세조직(조대 페라이트 사이드 플레이트: 비드만슈테텐 페라이트, 상부 베이나이트; 입계 페라이트) 형성, 특히 고에너지 입력 시.

Nb, V 함유 HSLA 강철 고열입력(전기슬래그용접 ESW, SAW)에서 용접금속/HAZ 저노치 인성. 고열입력→조대 입자 HAZ 범위 확대. 연관 저냉각 속도→입자 미세화 가능성 감소, Nb/V 탄화물 석출 가능성 증가→조대 입자 HAZ 취화. 고열입력/높은 희석→Nb/V 탄화물 석출 경화 이슈 용접금속에도 발생.

소량 Ti(최대 0.04%)와 N₂ 첨가 강철 사용 시 조대 입자 HAZ 입자 성장 효과적 최소화. 조대 입자 영역 경험 피크 온도(1100°C 초과)에서 Ti 질화물 더 큰 안정성, Nb/V 탄화물 고용체로 환원되기 때문.

저탄소강: (i) 0.15% 미만 C, (ii) 0.15~0.30% C 연강 두 유형. 어닐링 상태 저탄소강 주 미세조직: 연한 페라이트+산재 미세 탄화물 입자. 열간압연/노말라이징 상태: 펄라이트 아일랜드. 용융 용접 시 HAZ 가열→페라이트→오스테나이트 변태, 냉각→오스테나이트→페라이트 역변태. 이 탄소 레벨 HAZ 경화 약 10 HRC 이하.

그러나 용접부가 냉간 성형 겪을 시 탄소 0.06% 제한 제안. 고탄소 강철 HAZ 냉간 성형 변형 수용 양호 연성 없음.

저탄소강 림드강 공급 시 중심부 편석 결과 일산화탄소(CO), 이산화탄소(CO₂), S, P 화합물 농도. 용해 산소(O₂)-C 반응 가스도 중심부 포획. 용접 중 희석으로 모재 일부 용융 혼합. 액체 용융풀 고온 불완전 O₂-C 반응 재개, 포획 CO/CO₂ 방출. 용융풀 응고 속도 가스 탈출 너무 빠르면 기공 발생. 충분한 용융풀 탈산이 림드강 용접 기공 문제 회피 실용적 방법.

킬드강 공급 시 용융 용접 중 용접금속 기공 문제 없음. 대신 킬드강 용융풀 표면 점성 내화 슬래그 형성 가능, 액체 금속 흐름 둔화, 용융풀 조작 어려움. 알루미늄(Al), Ti, 지르코늄(Zr) 등 탈산제 강철 킬링 관행 사용 시 고융점 산화물 형성 슬래그 점성화. 이 문제는 저온 관여 산소-아세틸렌 용접서 더 악화. 일반 해결책: Mn, Si 적절량 함유 충전재 선정해 슬래그 융점 낮추고 흐름 개선.

연강도 용접성 양호, C 0.2% 미만, Mn 1.0% 미만 시 냉간 균열 보통 이슈 아님. 25mm 이하 두께 강철 용접 시 예열, 패스간 온도 제어, PWHT, 특수 용접 기술 보통 불필요. 두꺼운 강철 강도 위해 C 함량 보통 높음. 또한 두꺼운 강철 용융 용접 HAZ 냉각 속도 높음. 따라서 25mm 초과 강철 용접, 또는 C/Mn 함량 0.3%/1.4% 초과 시 적절한 예방, 저수소 전극/플럭스 사용 필요 수소 균열 방지.

돌비(Dolby) 확립 최적 용접성/인성 C-Mn, 미세합금 C-Mn 강 선정 유용 조언: 0.1% C 초과 강철→저탄소, 저CE, 고인성 강철 베이스 사용. 조대 입자 HAZ 폭 제한, 자유 N₂ 레벨 최소화(AlN 침전물 상대적 안정) Al 처리 강철 선정. 선정 강철 청정해야. Al 처리/진공 탈가스 강철 저 S 레벨. 칼슘(Ca) 처리 황화물 형상 제어→후판 방향 기계적 특성 향상, 액화 균열 연관 라멜라 티어링 감소.

동일 C-Mn 조성 베이스 강철 고에너지 입력 용접 공정 사용 시 Nb, V 첨가→냉각/재열 중 Nb/V 탄화물/탄질화물 석출→HAZ 인성 저하. 0.1% C 미만 미세합금강 보통 고인성, HAZ 수소 균열 경향 감소. 위 C-Mn 강 이유 동일 청정 Al 처리 고인성 강철 선정. 고에너지 입력 용접 공정 동일 예방 조치 적용.

저탄소 저합금강 선정 필요. 사용 용접 조건 충분한 담금질성으로 저탄소 마르텐사이트 발달 시 높은 쪼개짐 저항 획득. Nb, V 등 2차 석출 경화 합금 원소 상당량 함유 강철 PWHT 주의. P, Sb(안티모니), As(비소), Sn(주석) 등 잔류 원소 다량 함유 강철 PWHT 주의.

위 C-Mn 강 이유 동일 청정 Al 처리 고인성 강철 선정. 고에너지 입력 용접 공정 동일 예방 적용.

열기계 제어 공정(TMCP) 강철 현저히 향상된 강도/인성/용접성. 가속 냉각 기술로 기존 제어압연강 저탄소(0.06% 미만)서 달성 강도 동일 수준 저탄소(0.06% 미만) 달성 가능. 탄소 증가 아닌 가속 냉각 단계 발생 미세 페라이트, 제2상 미세조직(미세 분산 펄라이트/베이나이트)로 강도/인성 개발. 탄소/CE 감소 결과 수소 유도 냉간 균열(HICC) 저항 현저 향상. 예열, 패스간 온도 제어, PWHT 걱정 비임계적. 그러나 HAZ 연화, 특히 고열입력 시 우려. TMCP 강철 유리 미세조직 고열입력 느린 냉각 HAZ서 복귀.

Cr-Mo(몰리브덴) 강철 고합금강 대비 상대적 저렴, 산화 저항, 고온 크리프 저항, 황화물 내식성으로 발전/석유화학 산업 사용. Cr 함량 산화 내식성, Mo 함량 고온 강도 증가. 미세 분포 안정 탄화물 크리프 저항 향상. 합금 원소 함량, 약 0.15% C 레벨로 공기 경화성. 보통 노말라이징+템퍼링 또는 퀜칭+템퍼링(Q&T) 상태 공급. Cr-Mo 강철 용접성 Q&T, 경화성 저합금강과 매우 유사. HAZ 주요 문제: 경화 조대 입자 영역 균열, Ac₁~Ac₃ 온도 사이 HAZ 연화. PWHT 중 재열 균열, 장기 고온 노출 심각한 어려움. 적정 예열/패스간 온도 선정, 저수소 용접 기술 사용.

저Cr 얇은 게이지 Cr-Mo 강철 PWHT 불필요하나, 용접 기술 일환 즉시 PWHT 자주 수행. Cr-Mo 용접부 PWHT 때때로 응력 제거 열처리 언급. 이 열처리: 크리프 이완 공정 잔류 응력 완화, 용접시 경화 미세조직 템퍼링→HAZ/용접금속 파단 인성 향상 목적. PWHT 추가 이점: 용접부 수소 고발산 허용, HICC 가능성 추가 저감. 응력 제거/PWHT 자주 Cr-Mo 용접부 사용되나, 이 강종 응력 제거 중 HAZ 응력 제거 균열 또는 용접 후 재열 공정(단기 고온 분위기 노출 포함) 중 재열 균열 감수성. 응력 제거/재열 균열 발생 온도 범위 500~700°C. 메커니즘 불명확하나 석출 결과 입자 내부 강화 관련 추정.

재열 중 비교적 부드러운 탄화물 없는 입계가 크리프 이완 중 소성 변형 수용 못 할 때 균열 발생. Cr 1.5% max, Cu 1.0% max, Mo 2.0% max, V/Nb/Ti 0.15% max 함유 강철 재열 균열 감수성 연관 파라미터 'Psr' 개발. 관계식: Psr = %Cr + %Cu + 2×%Mo + 10×%V + 7×%Nb + 5×%Ti - 2.

Psr 0 미만 시 재열 균열 민감. 그러나 2% 초과 Cr 시 균열 경향 제거. 잡원소 고려 입계 취화 증가 재열 균열 경향 높이는 '금속 조성 인자'(MCF)도 존재: MCF = %Si + 2×%Cu + 2×%P + 10×%As + 15×%Sn + 20×%Sb. MCF 높을수록 Cr-Mo 강철 재열 균열 감수성 증가.

재열 균열 가능성 저감 일반 용접 기술: (i) 용접부 설계 응력 집중 감소, (ii) 예열 온도 증가/구속 감소 등 잔류 응력 최소화 용접 관행, (iii) 적용 가능/필요 시 용접금속 강도 감소로 용접금속 소성 변형 수용, (iv) 조대 입자 영역 응력 집중 감소.

Q&T 강철 보통 오스테나이트화/담금질/템퍼링 포함 열처리 상태 공급 고강도 특성 획득. Q&T 강철 담금질성: HAZ 저탄소 마르텐사이트/베이나이트 미세조직 구성. 이 용접시 HAZ 미세조직 바람직한 기계적 특성, 모재 특성 근접. 따라서 보통 PWHT/응력 제거 불필요, 특수 상황 제외.

다른 경화성 저합금강 고열입력 사용해 HAZ 마르텐사이트 형성 회피와 달리, Q&T 강철 용접 조건 HAZ 냉각 속도 마르텐사이트/베이나이트 미세조직 재형성 충분히 빠르도록 요구. 필요 이유: HAZ 냉각 속도 너무 느려 오스테나이트화 HAZ→페라이트+베이나이트/마르텐사이트 혼합 변태 시. 선석출 페라이트 변태 중 미변태 오스테나이트 탄소 풍부화→단단 취성 베이나이트/마르텐사이트 변태. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 혼합 미세조직→조대 입자 HAZ 취화. 냉각 느릴수록 HAZ 취화 정도 커짐. 덜 경화성/얇은 강철 용접 시 취성 혼합 미세조직 회피 위해 더 빠른 임계 냉각 속도(적은 열입력) 필요.

Q&T 강철 용접 또 다른 우려: 저수소 용접 기술 엄격 유지로 언더비드 냉간 균열 방지. 예열 냉간 균열 경향 저감 가장 효과적 방법. 그러나 예열 HAZ 냉각 속도 현저 저감. 따라서 HAZ 만족스러운 빠른 냉각 속도 달성 방식으로 적용 필요.

고강도 Q&T 강철 용접 시 용접금속 수소 균열 경향 증가. 전극 코팅/플럭스 허용 수분 함량, 취급 훨씬 더 임계적. YS 480 N/mm² 미만 Q&T 강철 피복 전극 0.4% 수분 허용 한계, 690 N/mm² 초과 강철 0.1% 한계. 템퍼 비드 기술도 HAZ 고경도/저인성 바람직않은 영역 회피 도움.

다중 패스 용접 Q&T 강철 좋은 기술. 이전 패스 용접금속 정제/템퍼링 효과 외 단일 패스 대비 적은 열입력→빠른 냉각 속도 달성 도움. 용접금속 수소 균열 우려 시 박층 다중 패스 용접+예정 시간 패스간 온도 유지 후 다음 패스 증착. 이 기술 각 패스 용접금속 수소 발산 도움이나 생산성 저하.

Q&T 강철 HAZ 연화 영역 존재: Ac₁~Ac₃ 사이 피크 온도 HAZ 열주기(간극 영역) 원인. Ac₃ 미만 온도 가열 시 탄화물 오스테나이트 완전 용해 안 됨. 따라서 오스테나이트 탄소 레벨 저농도. 냉각 시 불포화 오스테나이트 고온 변태→저강도 미세조직 결과.

용접부 고려사항

구조용 탄소/저합금강 일반적으로 심한 부식 분위기 사용 안 함. 그러나 정유공장, 사워 가스/오일 파이프라인 등 중간 부식 조건 자주 사용. 용접 존재 보통 내식성 저하 유도. 이유: (i) 모재, HAZ, 용접금속 조성 차이→전기화학적 부식 유리 상황, (ii) 용접 잔류 응력→응력 부식 균열(SCC), (iii) 표면 결함 등 용접 불연속→국부 부식 공격 유리 부위.

부식 분위기에서 HIC, 황화물 응력 부식 균열(SSCC) 예방 중요. HIC는 고강도/저강도 강철 모두서 관찰, 비응력 조건에서도, 주로 수소 함유 분위기 노출 저강도 강철서 발생. 급속 냉각/응고로 용접금속 수지상 구조, 산화물 개재물 미세 구상체 분산 형성. 특수 화학성 충전재 없이도 최대 경도 280 HV까지 HIC 발생 안 함 관찰. 반면 HIC 주로 모재, HAZ서 관찰.

SCC: 황화물 부식 조건 하 강철 응력 받을 때 발생 균열 현상. 황화수소(H₂S) 함유 분위기용 강철 적절 선정. 사워 가스 용도 라인파이프 강철 경도 한계 22 HRC(248 HV) 제안.

용접부 경우 HAZ 보통 모재보다 경화→SCC 더 감수성. 더 감수성 미세조직 외 용접 잔류 응력, 용접 캡 진입 각도 응력 집중기로 불리 기여. 용접 이음 Q&T/노말라이징 시 HAZ 소멸→이전 HAZ SCC 발달 경향 변화. SCC 감수성 용접시 상태>Q&T(PWHT) 상태.

순환 하중 용접 구조 피로 균열 흔히 용접 토(Toe) 영역서 발생. 용접 토 응력 집중 영역. 토: 모재-용접금속 만나는 점, 양쪽 구간 변화 최대. 용접 작업 결과 슬래그 침입 흔히 용접 토 영역 존재. 용접 토/보강부 응력 집중 감소로 피로 강도 향상 기술: (i) 맞대기 이음 양쪽 용접 보강부 기계 가공 모레 레벨 제거, (ii) 용접 토 반경/진입 각도 기계 연마 증가, (iii) 용접 토 영역 용접면/모재 기계적 냉간 가공 표면 잔류 응력 상태 변경, (iv) 응력 집중 영역 부식 방지 용접/모재 코팅/도장, (v) 고유동성 충전재로 보강부 양측 용접 비드 추가해 토 반경/진입 각도 증가, (vi) 더 큰 토 반경/진입 각도 결과 용접 조건 사용, (vii) GTAW(가스 텅스텐 아크 용접) 공정으로 용접 토 영역 표면 재용융 평탄화/매끄럽게.

용접 기술이 강철 용접부 특성에 미치는 영향

미국용접학회(AWS) 용접 기술 정의: 용접부 생산 관여 모든 이음 용접 공정 포함 상세 방법/관행. 기술과 용접부 특성 관계 상세 검토 결론:

• 용접 공정/강철 조합마다 용접 기술이 전극(충전재 사용 시)과 함께 용접부 품질/기계적 특성 결정 주도적 역할. 그러나 두 변수(용접 기술, 기계적 특성) 직접적 인과관계 없음.
• 강철 기계적 특성은 오직 그 건전성, 미세조직, 화학 조성, 모재/용접금속/증착금속/전기도금금속 등 여부에만 기인. 강철 기계적 힘 반응은 이 상태 생성 방식 아닌 현재 상태 의존.
• 야금 연구: 기계적 특성-미세조직 관계 규명(입자 크기-강도 역관계, 펄라이트-마르텐사이트 강도 차이, 입계 박막 취화 효과, 개재물 유해 효과 등). 반면 용접기 전류 설정-최종 용접부 특성 직접 관계 없음. 진정한 인과관계: (i) 전류 증가→강철 더 많은 열 입력, (ii) 열 증가→강철 화학성, 존재하는 상, 타 요인 의존 특定 방식으로 HAZ/용접금속 구조 영향, (iii) 구조 차이→기계적 특성 차이.

예열 온도

예열: 용접, 브레이징, 솔더링, 절단 직전 모재 열 가열. 예열 온도: 모재 조성/질량, 주변 온도, 용접 기술 등 다수 요인 의존.

예열 목적: (i) 고구속 이음에서 특히 중요한 용접부/인접 모재 수축 응력 감소, (ii) 임계 온도 범위(약 880~720°C) 느린 냉각 속도 제공→과도 경화 방지, 용접부/모재 HAZ 연성 저하 방지, (iii) 200°C까지 느린 냉각 속도 제공→존재 수소 용접부/인접 강철 확산 이탈 시간 확보→언더비드 균열 방지.

가스 토치, 가스 버너, 열처리로, 전기 저항 히터, 저주파 유도 가열, 임시 로 등 예열 방법 사용. 방법 선정: 예열 온도, 예열 시간 길이, 부품 크기/형상, '단일품' 또는 연속 생산형 조업 여부 등 요인 의존. 중요 적용 경우 예열 온도 정밀 제어 필요. 제어 가열 시스템 사용, 열전대 부품 직접 부착. 열전대 부품 정확 온도 측정, 컨트롤러 신호→연료/전력 조절. 연료/전력 정확 조절로 피가열 부품 온도 엄격 한계 유지. 다수 표준 정밀 열온도 제어 요구.

패스간 온도

다중 패스 용접 관여 패스간 온도: 증착 용접금속/인접 모재 다음 패스 시작 전 최저/최고 온도. 보통 특정 온도 예열 필요 강철 패스 사이도 이 온도 유지. 다수 용접부 용접 중 열입력 패스간 온도 유지 충분. 대형 용접부 경우 용접 공정 열입력 필요 패스간 온도 유지 불가능. 이 경우 패스 사이 토치 가열 보통 필요.

조립체 예열 후 용접 시작 시 패스간 가열 필요 회피 위해 가능한 빨리 용접 완료 필요. 예열 목적 냉각 속도 감소 논리적으로 모든 패스 동일 느린 냉각 제공 필요. 이는 최소 예열 온도와 같은 패스간 온도 유지로만 가능. 안 그러면 각 비드 비예열 조립체 첫 비드와 같은 높은 담금질 속도 겪음.

필요 최소 온도: 특정 강철, 용접 공정, 강판 두께 기반. 열축적 과도 시 용접부 냉각 허용하나 최소 패스간 온도 이하 안됨. 용접 구역 온도 최소/최대 패스간 온도 내 유지 필요.

용접 후 열처리(PWHT)

PWHT 보통 두꺼운 단면 강철 용접 고잔류 응력 낮추고 이음 인성/결함 허용도 향상 위해 필요 고려. 다수 제작 표준 PWHT 지속시간/온도 가이드라인 제공, 표준간 차이 존재. 적절한 PWHT 제공 필요 시간/온도 평가 시 상이한 열처리 스케줄 매개변수 반응 아는 것 필요.

모든 열처리(융합 제외) 가열 속도/시간 지정 가능. 최대 온도 강철 조성 관련, 유지 시간(최대 온도서) 강철 두께 관련, 냉각 속도 특정 처리/표준 관련. 가열 속도 보통 150~180°C/시간. 유지 시간 대표적 최대 두께 mm당 2.5분 균일 가열 위해. 냉각 속도 150~180°C/시간 특정 온도까지. 경우 특정 온도 냉각 후 냉각 속도 증가 가능. 가열/유지/냉각 속도 보통 명세서 포함, 명시적 준수 필요.

탄소-망간 강철 용접부 HAZ 특성에 대한 PWHT 효과

PWHT 매개변수 차이에 따른 HAZ 특성(강도, 경도, 인성) 변이 효과 연구. 50mm C-Mn 강판(규소 킬드, Al/Nb 처리) 대상. 이 강종 압력용기, 해양 구조물 등 증가 사용으로 선정. SAW 공정 열입력 약 3.4 kJ/mm(채움 패스) 사용. 다중 PWHT 사이클 효과(압력용기 제작/수리 흔히 발생) 동일 방식 연구.

HAZ 종방향 인장 시험. 다중 응력 제거 사이클 HAZ 영역 주목할 효과 없음. 관찰값 강판 최소 요구조건 초과. 600°C 적절한 연성/신율 관찰. 이 온도 HAZ YS, TS, 연성 PWHT 시간 주목할 효과 없음. 데이터: PWHT 온도 증가 시 YS, TS 미미 감소만. 연성 유의미 영향 없음.

샤르피 충격 시험 5개 시험 온도, 각 3개 시편: 0, -20, -40, -60, -80°C. 용접부: 제1면 HAZ 1개, 제2면 HAZ 1개, 강판 중심 두께 HAZ(제2면 용접 연관) 1개 채취. 데이터: 다중 PWHT 사이클 미미한 효과, 2/3 사이클 저온 저값 약간 증가, 특히 강판 중심 두께 가공 시편서.

연장 PWHT 1/4t, 3/4t 위치 HAZ 샤르피 특성 인상적 변이 없으나, 4시간 후 강판 중심 두께 가공 시편 흡수 에너지 현저 하락. 강판 중심 두께 인성 시간 경과 따라 저하 명확, 1/4t 위치선 발생 안 함.

PWHT 온도 증가 효과: 강판 중심 두께 제외 인성 온도 현저 효과 없음. 여기 PWHT 온도 증가 따라 천이 온도 증가 경향.

경도 조사도 실시. PWHT 후 2개 용접부 매크로 섹션 경도 순회: 용접 공정 영향 안 받은 모재 강판→용접금속. 동일 순회 용접시 1, 2 아용접 상태서도 실시. 각 매크로 섹션 3위치: (i) 제1면 표면 3mm 아래, (ii) 강판 중심 두께, (iii) 제2면 표면 3mm 아래. 모든 경우 비커스 경도기 98N 하중. 아용접 경도 데이터: 강판 ~170~180 HV, 용접금속 200~220 HV, 피크 HAZ 경도 240 HV 미만.

다중 PWHT HAZ/강판 경도 미미 영향, 피크 HAZ 240 HV 미만, 강판 140~160 HV. 모든 용접 중심 두께 경도 표면보다 약간 높음(연속 주강서 자주 관찰 편석대 존재).

용접금속 경도 다중 응력 제거 사이클 노출 시 더 뚜렷 효과. 용접 1, 2 약 200 HV 균일 경도, 3번째 PWHT 사이클 후 160~220 HV(최저값 용접 중심 두께). PWHT 시간 증가 시 HAZ 경도 약간 감소만. 강판 경도 영향 없음. 용접금속 비체계적 거동. 1시간 후 ~190~210 HV, 2시간 후 ~200~220 HV 증가, 4시간 후 ~160~195 HV 감소.

강판/HAZ 경도 PWHT 온도 꽤 둔감. 온도 따른 경도 변이 뚜렷 추세 없음. 강판 경도 약간 하락 관찰. 용접금속 경도 650°C PWHT 후 하락 경향: ~180~190 HV 기록, 550/600°C ~190~210 HV 대비.

결론: 600°C PWHT 시간 증가(단일 처리 연장/다중 처리) 기계적 특성 미미 영향. 추가 PWHT 온도 550→650°C 증가 HAZ 강도/경도 유의미 하락 없음. 그러나 강판 중심 두께 샤르피 V노치 인성 온도 증가 따라 하락 증거 발견.

열입력

용접 공정/기술 모두 용접 제작 에너지 입력 영향. 에너지 입력 높을수록 냉각 속도 느려짐. 열입력 = 용접 전류, 아크 전압, 이송 속도 함수. 열입력 증가: 전류 증가 또는 이송 속도 감소. 용접 전류 공정/전극 크기 관련. 열입력 계산식: H = EI(60/S). H: 줄/선형 용접 길이, E: 아크 전압(V), I: 용접 전류(A), S: 이송 속도(선형 측정/분). 전류/전압 증가→열입력 증가, 이송 속도 증가→열입력 감소. 전압 부차적 효과(타 요인 대비 변동 작음).

일반적으로 높은 입력→냉각 속도 감소. Q&T 강철 경우 매우 높은 열입력 HAZ 연화, 강도 레벨 감소 주의. 저담금질성 강철 경우 열입력 증가로 비경화 HAZ 생성 가능. 고담금질성 강철 경우 느린 냉각→균열 경향/최대 경도 감소. 이 요인들 적용 가능 열입력량 제한. 보통 예열로 냉각 속도 감소.

용접 공정도 열입력 영향. 각 공정 상이한 열주기. 예: 차폐 금속 아크 용접(SMAW)과 전기슬래그 용접(ESW) 열 상승률, 최고 온도, 고온 유지 시간, 냉각 속도 상이. 열 집약도 높은 공정 온도 상승/하강 훨씬 빠름. SMAW 상승 거의 순간적, 모재 냉각 매우 빠름. ESW 상승 느림, 고온 상당 시간 유지, 느린 감소.

아크 용접 중 발생 온도 변화 대부분 야금 공정보다 훨씬 빠르고 급격. 용접 열 야금 반응 정상 열처리 관계 따르지 않음. ESW 온도 변화 주조 야금 공정과 더 유사.