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2012년 2월

교육학석사(기계․금속교육)학위논문

극저온용기용 알루미늄 합금 용접부의 저온강도 특성

조선대학교 교육대학원

기계․금속 교육전공

정 진 기

극저온용기용 알루미늄 합금 용접부의 저온강도 특성

A StudyonLow TemperatureStrengthCharacteristics ofAluminium AlloyWeldingforCryogenicVessels

2012년 2월

조선대학교 교육대학원

기계․금속 교육전공

정 진 기

극저온용기용 알루미늄 합금 용접부의 저온강도 특성

지도교수 :정 재 강

이 논문을 교육학석사( 기계․금속교육) 학위 논문으로 제출함

2011년 10월

조선대학교 교육대학원

기계․금속 교육전공

정 진 기

정진기의 교육학 석사학위 논문을 인준함

심사위원장 조선대학교 교수 김 종 관 ㊞

심사위원 조선대학교 교수 이 규 태 ㊞

심사위원 조선대학교 교수 정 재 강 ㊞

2011년 12월

조선대학교 교육대학원

목 차

목차

Li s tofTabl e s

Li s tofFi gur e s

Li s tofPhot ogr aphs

Nome nc l at ur e

Abs t r ac t

제 1장 서 론

제1절 연구배경 및 목적 ···1

제2절 연구방법 및 내용 ···4

제 2장 이론적 배경

제1절 선형탄성 파괴역학 ···6

제2절 피로크랙 성장거동에 대한 파괴역학의 적용 ···10

제3절 알루미늄 합금의 기계적 특성···15

제 3장 실 험

제1절 시험재료 및 용접조건 ···21

제2절 시험편 및 실험방법 ···30

1 .인장시험

2 .저온피로실험

제 4장 결과 및 고찰

제1절 보호가스 혼합비와

저온강도 특성

1 .미소경도

2 .인장강도

제2절 보호가스 혼합비와

저온피로강도 특성

1 .피로한도

2 .피로크랙 성장 특성

3 .저온에서의 피로강도

제 5장 결 론

REFERENCES

LI ST OF TABLE

Table2-1Divisionofthealuminum alloy···16

Table2-2Chemicalcompositionsofaluminum alloysforshipbuilding··17 Table2-3Physicalpropertiesofthealuminum alloy···17

Table2-4LNG shiptanktypes···19

Table2-5Usingmaterialsaccordingtothedesignedtemperatureand weldingmethods···20

Table2-6Weldingmethodforthematerials···21

Table3-1Chemicalcompositionsofbasemetalandweldingwire···23

Table3-2Mechanicalpropertiesofbasemetalandweldingwire (∅1.2mm)···28

Table3-3GMA weldingcondition···24

Table3-4Welderandworkingcondition···25

Table3-5ListofTestAppratus···43

Table4-1Experimentalconstantsfortheequation,da/dN=C(a)^p···62

Table4-2Experimentalmaterialconstantsfortheequation, da/dN=C(ΔK)^m···68

LI ST OF FI GURES

Fig.2-1Fracturemodes···10

Fig.2-2Elasticstressfieldnearthecracktip···11

Fig.2-3Schematicillustrationofthreeregionsoffatiguecrackgrowth rateversusstressintensityfactorrange···15

Fig.3-1GMA weldingspecimen···24

Fig.3-2Cuttingmethodoftheweldedplateforspecimen···26

Fig.3-3Micro-vickershardnessdistributionofweld···29

Fig.3-4Geometryoftensiletestspecimen···30

Fig.3-5GeometryofCharpyimpacttestspeccimen···33

Fig.3-6Geometryoftensiletestspecimen ···38

Fig.3-7Schematicdiagram oflow temperaturetestingchamberapparatus····42

Fig.4-1Micro-vickershardnessdistribution ···44

Fig.4-2Relationsbetweentensilestrengthandheatinput···48

Fig.4-3Relationsbetweenyieldstrengthandheatinput···49

Fig.4-4Relationsbetweenmaximum percentstrainheatinput···49

Fig.4-5S-N diagram ···51

Fig.4-6Relationsbetweencracklengthandnumberofcyclesforbase metal···54

Fig.4-7Relationsbetweencracklengthandnumberofcyclesfor Ar100%+He0% specimens···54

Fig.4-8Relationsbetweencracklengthandnumberofcyclesfor Ar67%+He33% specimens···55

Fig.4-9Relationsbetweencracklengthandnumberofcyclesfor Ar50%+He50% specimens···55

Fig.4-10Relationsbetweencracklengthandnumberofcyclesfor

Ar33%+He67% specimens···56 Fig.4-11Relationsbetweencracklengthandnumberofcycles

accordingtothenotchposition···57 Fig.4-12Relationsbetweenfatiguelifeatcracklength16mm and

fracturefatiguelife···58 Fig.4-13Relationsbetweenfatiguelifeandtemperaturefor

weldmetalspecimens···61 Fig.4-14Relationbetweenfatiguelifeandtemperaturefor

fusionlinespecimens···62 Fig.4-15Relationsbetweenfatiguelifeandtemperaturefor

HAZspecimens···63 Fig.4-16Comparisonofthefatiguelifeforallfusionlinespecimens···64 Fig.4-17ComparisonofthefatiguelifeforallHAZspecimens···65

LI ST OF PHOTOGRAPHS

Photo.3-1Macro-photographandschematicdiagram oftheweldsection···25

Photo.3-2Micro-structureoftheweldzone(×100)···29

Photo.3-3Weldedimpacttestspecimens···33

Photo.3-4Weldedfatiguetestspecimens···39

Photo.4-1Macro-structureoftheweldzone(×100)···45

Nome nc l at ur e

A : MaterialconstantoftheNisitaniequation a : Cracklength

ai : Initialfatiguecracklength

B : MaterialconstantoftheNisitaniequation Beff : Effectivethicknessofthespecimen

C : Materialconstantofthefatiguelifeequation C1～ C5 : Materialconstantsoftheequationforcracklength

calculation

D0～ C4 : Materialconstantsoftheequationforstress Intensityfactor

da/dN : Fatiguecrackpropagationrate F : Asfabricated

f(a) : Shapefactor

fij : Functionofthestressdistribution H : Highheatinputcondition

ΔJ : J-integralrange K : Stressintensityfactor

Kc : Criticalstressintensityfactor Km : Averagestressintensityfactor Kmax : Maximum stressintensityfactor Kmin : Minimum stressintensityfactor

Kt : Stressintensityfactorattheaccelerationpoint ΔK : Stressintensityfactorrange

ΔKeff : Effectivestressintensityfactorrange ΔKℇt : Totalstrainintensityfactorrange ΔKth : Thresholdstressintensityfactorrange m : Experimentalmaterialconstantofpowerlaw n : Materialconstantoffatiguelifeequation Ni : Numberofinitiationfatiguecycles Nf : Numberoffinalfracturefatiguecycles O : Annealing

p : Materialconstantsoffatiguelifeequation r : Distancefrom thecracktip

R : Stressratio

T : Solutiontreatment U : Strainenergy W : Specimenwidth

σij : Elasticstressdistributionnearthecracktip σy : Yieldstress

Δσ : Appliedstressrange

δt : Displacementatthecracktip

 : Poisson'sratio λ : Compliance

ABSTRACT

A StudyonLow TemperatureStrengthCharacteristics ofAluminium AlloyWeldingforCryogenicVessels

Jung,Jin-Gi

Advisor:Prof.Chung,Jae-KangPh.D.

Mechanical& MetallurgicalEducation

GraduateSchoolofEducation,ChosunUniversity

Inthisstudy,GMA weldingwasperformedwithvaryingratioofmixturegas in orderto examine the relationship between mix ratio ofshielding gas and welding strength in aluminum alloy Al5083-O,which isbeing widely used as cryochambers like liquid natural gas. Tensile test and fatigue test were conductedwhilereducingthetesttemperaturestep-wisefrom room temperature to extremely low temperature. The result of such experiment can be summarizedasfollows.

1)Tensilestrength,yieldstrength andelongation showedan increasing trend with increase in mix ratio ofhelium in shielding gas.This is probably becauseshieldingeffectbyhelium issuperiortothatofargon.

2) Fatigue limit of Al5083-O parent materials at room temperature was about80.3MPa,andfatiguelifeofwelding materialsincreasedintheorder ofH.A.Z(heataffectedzone),fusionline,anddepositedmetalzone.

3)Propagation velocity ofinitialfatigue crack was low in deposited metal

zoneforlow helium mix ratio(0~33%)and in fusion lineforhigh helium mixratio(50~67%).

4) Fatigue life was increased with decreasing test temperature,especially lowestat-196℃.Mixturegasratein thewelding partdid nothaveany significanteffectonfatiguelife.

제 1장 서 론

제1절 연구배경 및 목적

알루미늄 합금은 가벼우면서 강도가 크고 특성이 매우 우수 할 뿐만 아니라 극 저온에서의 충격인성이 우수하고,내식성,성형가공성,용접성이 양호하기 때문에 육상기지용 LNG 저장탱크,액체질소 및 각종 석유가스 등 극저온 물질의 저장탱크 와 운반시설의 제조에 널리 사용되고 있다.

액화천연가스(LiquefiedNaturalGas;LNG)는 타 연료에 비해 환경오염이 적으 면서 저가성 등의 장점으로 인하여 국내에서는 도시가스 형태로 수요가 형성되기 시작하여 현재는 발전의 에너지원으로도 사용되고 있으며,앞으로도 그 수요가 증 대 될 것으로 예상된다¹⁾.

이 Al-Mg계 알루미늄합금 중에서 Al5083-O재는 약 4.5%의 Mg을 함유하고 있 는 대표적인 용접구조용 합금으로서 비열처리합금 중에서는 강도가 높고 저온취성 등이 우수하므로 액화천연가스 수송․보관용 탱크,선반,자동차 및 항공기 등에 사용된다²⁾

이로 인한 LNG 운반선 건조기술의 확립은 중요하며,LNG 저장탱크의 제조과정 에서 용접은 중요한 부분을 차지하고 있다.알루미늄 합금의 용접기술 확보는 안전 성,생산성 및 경제성 측면에서 중요한 과제라고 할 수 있다³⁾.

특히,세계 에너지 자원의 고갈과 공급 불안정 문제를 해소하기 위한 대체 에너 지원으로서 액화천연가스는 저공해,안전성,경제성 및 편리성 등의 여러 면에서 장점을 가지고 있으므로 급격한 수요 증대를 가져오게 되었으며,이에 따른 LNG 수송선,저장탱크,공급라인 등 공급시설의 수요가 급속히 커지고 있으며,LNG 수 송선 및 저장용기 제작 산업도 급속히 성장하고 있다.

LNG 탱크는 대형구조물로서 대부분 현장시공으로 용접부의 우수한 용접성이 확 보되어야 한다⁴⁾.

만약 저온용 탱크가 누설되면 선체의 폭발과 화재로 인한 인적 물적 피해를 초 래할 위험성이 있다.따라서 LNG 운반선의 설계 및 건조시에는 특별한 기술과 주 의를 요하고 있으며,LNG선의 건조에 있어서 탱크의 용접기술은 핵심이 되는 기술 분야라고 할 수 있다⁵⁾.

국내에서 건조중인 LNG 저장탱크는 크게 Moss방식과 Membrane방식으로 구분 된다.Moss방식의 탱크 재료로서는 9% Ni강 또는 Al5083-O재를 주로 사용하며, 최근의 건조실적을 보면 취성파괴의 방지가 더욱 용이한 후자를 사용하는 경향이 두드러지고 있다⁶⁾.

저온재료들 중에서 Al-Mg 합금에 대한 연구에서 Gault^5～7)는 Al-Mg 합금의 열 간가공 시 마그네슘(Mg)양이 증가하면 변형 저항이 높아 압출가공과 압연가공이 곤란해진다고 하였으며,Lioyed⁸⁾등은 고용 Mg을 첨가하여 냉간가공 고강도 합금이 얻어지지만 Mg량이 많아지면 응력부식 균열에 대한 감수성이 높아지기 때문에 Mg량을 증가시키는 것은 곤란하며,Mg량을 줄이고 망간(Mn)량이 증가하면 강도 는 높아지지만 성형성이 저하된다고 하였다.

또한,탱크의 대형화 추세에 따른 안전성 확보을 위한 용접특성 및 제반 성질에 관련된 연구로는 알루미늄 합금의 GMA용접에 관한 연구⁹⁾등이 있으며,용접부의 기계적 성질에 대한 연구로서는 저온하에서 용접부의 인장강도 특성에 대한 연구

10～11)

등을 들 수 있다.

Evans등^12～14)은 GMA 용접에 의해 제작한 두께 25mm의 판재에 대한 인장시험 의 결과로서 온도의 영향을 검토한 결과 이 용접부는 모재와 거의 같은 수준의 인 장강도를 가지고 있다.특히 용접 전류에 비례하게 되는 입열량이 높아질수록 강도 는 상당히 떨어지는 경향을 나타내고 있다고 보고하였다.

한편,알루미늄 합금 및 용접부의 피로특성에 대한 연구로서는 A5083-O알루미늄 합금재를 TIG용접부의 피로수명에 대한 연구 및 초저온 LNG선의 열설계에 관한 연구¹⁵⁾등을 들 수 있다.

일반적으로 알루미늄 합금의 용접부는 모재와 용접봉이 완전히 혼합된 지역으로 주조조직을 형성하는 용융금속(weld metal),용융부와 열영향부의 중간지역으로서

액상선과 고상선 온도사이로 가열된 지역인 부분용융부(partially melted zone),모 재의 조성과 가열최고온도 및 시효정도에 따라 다르게 구분되는 열영향부(heat affected zone,HAZ)및 용접열에 의해 조직적 변화가 전혀 일어나지 않는 모재 (unaffectedbasemetal)4지역으로 구분된다²⁰⁾.이 지역들은 모재의 조성,가열 최 고온도 등에 따라 다르게 구분되며,결함발생 및 가열 온도 등에 의하여 낮은 강도 및 연성을 가지는 부위가 나타날 수 있다.또한,알루미늄 합금 용접시 발생하는 가장 큰 문제점으로는 고온균열과 기공을 들 수 있으며,이러한 결함들은 용접부의 강도를 저하시키는 원인으로 그 방지는 중요한 문제가 되고 있다²¹⁾.

Ar과 He은 보호가스로서 이들은 밀도,열 전도도,전기 전도도 및 이온화 에너지 등의 특성에 차이가 있기 때문에 아크 특성 및 보호 효과에도 차이가 있다.따라서 일반적으로 용접하고자 하는 재료의 특성에 맞추어 적당한 비율로 혼합하여 사용 하는 것이 무엇보다 중요하다¹⁷⁾.

Ar은 공기보다 약 1.4배 무거운 반면,He은 약 0.14배 정도 가볍다.따라서 아래 보기 자세에서 용융금속을 보호한다는 관점에서 보면 Ar가스가 보다 효율적인데, He가스로서 같은 정도의 보호효과를 얻으려면 2～3배 정도의 유량이 필요하게 된다.

또한,Ar가스는 15.7볼트의 이온화 전위를 갖고 열전도성이 낮아서 에너지가 플 라즈마 중앙부에 집중되어 종 모양의 비드를 만들기 때문에 용입의 형태가 와인 그라스 모양으로 되어 융합부족의 가능성이 많고,He가스는 24.5볼트의 이온화전 위를 갖고 열전도성이 높기 때문에 에너지가 아크 내에 균일하게 분산하여 타원형 의 비드 형상을 가지게 되어,용입의 폭이 넓어지므로 융합부족을 방지하기 쉽다¹⁸⁾.

그리고 He의 이온화 에너지가 Ar보다 높기 때문에 용접 전압에 스패터가 많이 발생하고 비드 외관이 거칠어진다는 단점이 있다.따라서 Ar과 He가스를 혼합해서 사용하게 되면 두가지 가스의 장점을 모두 얻을 수 있으나 고가의 He이 다량 사용 되므로 용접비용이 증가하여 원가가 높아지는 원인이 되고 있다.따라서 재료의 용 접 품질을 높이고 용접 비용을 절감하기 위한 적절한 혼합비를 선정하는 것은 매 우 중요하다고 할 수 있다.

Al5083-O합금 후판 GMA용접시 품질향상을 위하여 사용하는 보호가스는¹⁹⁾Ar

과 He의 혼합가스를 사용하나,He은 고가이므로 용접 비용이 증가하는 원인이 되 고 저비용 용접을 위해서는 He가스의 사용 비율을 줄이거나 대체 가스를 사용하 는 방법 등이 요구되고 있다.그러나 일반적으로 He가스의 사용량 감소는 용접성 을 저하시키므로 용접비용과 용접성을 최적화하기 위한 연구가 필요한 실정이다.

따라서 본 연구에서는 Al5083-O를 이용한 GMA 용접에 사용되는 혼합 보호가스 인 Ar과 He의 가스 변화에 따른 용접성을 비교ㆍ분석하고,보호가스 혼합비율 및 입열량에 따른 용접성과 용접부의 기계적성질을 상온에서부터 극저온까지 단계적 으로 고찰함으로서 저비용 고효율의 용접조건을 얻을 수 있는 불활성가스의 혼합 비을 찾고자 하였다.

또한,피로크랙 성장 및 전파속도와 피로크랙 길이와의 관계 및 응력강도계수 범 위와의 관계를 실험적으로 고찰하고 저온에서의 피로강도 특성을 파악함으로서 Al5083-O재의 피로파괴에 대한 혼합가스의 영향을 실험적으로 검토하였다.

제2절 연구방법 및 내용

저온용 저장탱크 재료인 Al5083-O재의 보호가스 혼합비율 및 입열량에 따른 용 접성을 실험적으로 평가하기 위하여 GMA 용접성을 실시하였다

용접보호가스는 Ar과 He의 홉합비를 Ar100%+He0%, Ar67%+He33%, Ar50%+He50% 및 Ar33%+He67%의 4단계로 나누어 실시하였으며,GMA용접을 실시한 후 용접부를 용착금속(weld metal),용접선(fusion line),열영향부(HAZ)및 모재(basemetal)부로 나누어 강도를 평가하였다.

보호가스 혼합비율과 입열량의 용접부 기계적특성에 미치는 영향을 평가하기 위 하여는 용접부의 미소경도,인장강도,피로시험 등을 조사하여 비교ㆍ분석하였다.

저온하에서 보호가스 혼합비율과 용접부의 기계적 특성에 미치는 영향을 시험하 기 위하여 저온 시험용 장치를 특별히 제작하여 상온에서 -198℃까지 단계적으로 온도를 변화시키면서 시험하였다.

본 연구는 불활성가스 혼합비율 및 시험온도가 용접부의 강도에 미치는 영향을

평가하기 위하여 미소경도,인장시험,피로시험 등을 수행하여 결함의 발생이 적으 면서 강도가 우수한 저비용 고효율의 GMA 용접을 고찰하고자 하였으며 다음과 같이 논문을 5장으로 구성되어 있다.

제 1장에서는 본 논문의 연구배경,목적 및 방법 등을 설명하였다.

제 2장에서는 본 연구와 관련된 선형탄성 파괴역학과 피로크랙의 성장거동에 대 한 파괴역학적 적용이론을 검토하고 극저온 용기재료로 널리 사용되고 있는 알루 미늄 합금의 기계적 특성을 검토,기술하였다.

제 3장에서는 실험방법으로서 실험재료,용접조건 및 시험장치 등에 관하여 기술 하였다.

제 4장에서는 제1절에서 보호가스 혼합비에 따르는 용접부의 미소경도,인장강도 등의 기계적 특성의 관련성을 검토하고 제2절에서는 보호가스 혼합비가 저온피로 강도 특성에 미치는 영향을 고찰하기 위하여 피로한도,피로크랙 성장특성 저온 피 로강도를 고찰하였다.

제 5장에서는 연구에서 얻어진 결과를 요약하여 기술하였다.

제 2장 이론적 배경

제1절 선형탄성 파괴역학

공학적으로 사용되는 대부분의 재료는 제조 공정상 또는 설계상의 이유로 결함 을 포함하고 있으며,이러한 결함으로부터 야기되어 크랙이 존재할 때 재료의 강 도는 기준의 재료역학적인 방법으로 평가할 때 실제와 상당히 다른 차이를 보인 다.따라서 이러한 결함 또는 크랙을 갖는 재료는 파괴역학적인 방법을 도입하여 잔류강도를 평가하는 것이 필요하다.

파괴역학적인 방법 중 가장 기본이 되는 선형파괴역학의 기본개념과 공학적 응 력을 간단히 기술하면 다음과 같다.

A.A.Griffith³⁴⁾는 크랙의 성장에 의하여 방출되는 에너지가 크랙성장을 위하 여 필요한 에너지보다 크면 크랙전파가 발생한다고 생각하였으며,그의 학실에서 시작된 파괴역할을 E.Orowan 등³⁵⁾을 거쳐 G.R.Irwin³⁶⁾에너지적 접근적 크랙진 전 임계응력에 기초를 둔 응력강도계수를 도입하게 되면서 급속한 발전을 가져왔 다.

파괴역학적으로 해석하는데 기본이 되는 Mode는 Fig.2-1에 도시한 바와 같이 Mode Ⅰ,Ⅱ 및 Ⅲ로 분류할 수 있다.Mode Ⅰ은 수직응력에 의한 Opening Mode이고,ModeⅡ는 면내 전단에 의한 Sliding Mode이며,ModeⅢ는 면외전단 에 의한 TearingMode이다.

Irwin은 이들 3가지 모드를 Westergaard의 응력함수³⁷⁾를 이용하여 ModeⅠ,Ⅱ 및 Ⅲ의 응력장과 변위장으로 설명 하였으며,크랙선단 근방 응력분포에서 특이항 의 세기를 결정하는 응력장 파라미터를 크랙선단에서의 응력강도계수로 정의하였 으며,크랙선단 부근의 응력장을 다음과 같이 표시하였다.

_  ^

 _  (2-1)

여기서 fij( )는 크랙의 변형형태 및 각 응력성분 ^ij에 의하여 결정되는 방향 의 응력분포를 나타내는 고유함수이다.

이 이론은 크랙선단에서 소성역이 작을 때 성립하고 크랙선단에 아주 가까운 곳 에서의 응력분포는 Fig2-2의 좌표계에 의해 다음과 같이 나타낼 수 있다.

(1)ModeⅠ











_ｘ

_ｙ

_{ｘ ｙ}

 ^

Ⅰ

cos 













  sin 

 sin 



  sin 

 sin 

 sin 

 cos 



(2-2)

(2)ModeⅡ











ｘ

ｙ

ｘ ｙ

 ^

_Ⅱ

cos 













 sin 

   sin 

 cos 

  sin 

 cos 

 cos 

 cos 

   sin 

 sin 

 

(2-3)

(3)ModeⅢ

^ｘ ｙ _{ }

^

Ⅲ











 sin 



cos 

 (2-4)

여기에서 및 는 크랙선단으로부터 임의의 요소까지의 거리 및 방향을 나타 낸다.따라서 좌표( , )가 설정되면 좌표에서 응력확대계수 값이 결정된다.이 응력 확대계수는 하중경계조건과 물체의 형상 및 크기에 따른 영향을 내포하고 있 기 때문에 크랙선단 가까이에서는 하중경계조건과 재료의 형상 및 크기에 관계없 이 항상 같다.

또한 각 Mode에 대하여 x,y,z방향의 크랙 변위 성분 u,v,w를 다음과 같이 표시 할 수 있다.











ｕ

ｖ  Ｇ Ｋ_Ｉ

 

ｒ ^













cosｋ    sin^





sinｋ    cos^



(2-5)











ｕ

ｖ  Ｇ Ｋ_Ⅱ

 

ｒ ^













sinｋ    sin^



 

cosｋ    sin^



(2-6)

  

Ⅲ



 sin 

 (2-7)

여기서 는 Poisson의 비이고,G는 전단탄성계수이며,K는 평면응력과 평면변 형의 경우에 각각 다음과 같은 값을 취한다.

 











    평면변형상태 

       평면 응력상태 (2-8)

식 2-5는 ModeⅠ에서 크랙 변위장으로 파괴의 위험이 크고 가장 보편적인 파 괴형상이라 할 수 있다.식 (2-2)～(2-4)에서와 같이 크랙선단 근방에서의 탄성응 력 분포 ij는 ^-1/2에 비례하고, →0일 때 즉,균열선단 근방에서는 ^ij→∞가

Fig.2-1Fracturemodes

되는 특이성을 나타내게 된다.그러나 실제 재료에서는 응력이 무한대가 되기 이전에 그 재료가 항복점에 도달하여 크랙선단 근방에 소성변형을 일으키게 되므 로 크랙을 내포하고 있는 재료의 탄성해석 결과에서 정의된 응력확대계수는 소규 모 항복조건이 만족되는 경우에만 물리적인 의미를 갖게 된다고 하겠다.

제2절 피로크랙 성장거동에 대한 파괴역학의 적용

파괴역학은 1958년 Irwin³⁶⁾에 의한 응력강도계수 K의 도입과 더불어 시작되었으 며 재료의 파괴를 지배하는 파라미터로 주목을 받게 되었다.즉 응력강도계수는 탄 성론 해석에서 얻어지는 크랙 선단부의 응력분포의 특이성을 정량화한 것이다.탄 성론에서 얻어지는 해는 크랙 선단부에서 응력이 무한대로 발산하기 때문에 실제 재료내부의 응력분포와는 일치하지 않는다.그러나 크랙선단부에 소규모 항복역이 형성되는 경우에는 일치하게 되므로 K는 취성재료의 파괴거동의 평가에 유효하게 사용되었다.

Fig.2-2Elasticstressfieldnearthecracktip

파괴역학의 기초적 체계가 확립된 후 1963년 Paris와 Erdogan³⁸⁾은 피로크랙 성 장거동에 대하여 응력강도계수의 개념을 도입하여 식 2-9및 2-10과 같은 실험식 을식을 제안하여 시험편과 하중조건이 변해도 피로크랙의 성장속도가 통일적으로 잘 정리 됨을 입증하였다.

      ^ (2-9)

   ^   (2-10)

여기서

 : 크랙성장속도

  : 수정계수

 : 재료상수

반복하중에 의하여 발생,성장하는 피로크랙의 성장도 크랙의 길이에 비하여 소 성항복이 비교적 작기 때문에,소규모 소성항복역의 조건이 만족되어 응력강도계수 가 크랙선단의 역학적 조건을 특정 짓는 근사 파라미터가 된다.이와 같이 K가 피 로파괴에 응용된 이후 현재에는 취성파괴,환경강도 문제 및 피로크랙 성장거동에 관한 문제는 선형파괴역학의 응용면에 있어서 중요한 연구 대상이 되어 왔다.

피로시험에서 얻어지는    관계 곡선은 Fig.2-6과 같이 크게 세 영역 으로 나눌 수 있고 각 영역에 대하여 많은 연구가 진행되어 왔으며,각각의 영역에 대해 살펴보면 다음과 같다.

(1)영역Ⅰ

이 영역은 피로크랙의 성장개시와 피로크랙의 성장하한계와 관계되는 영역으로

서 파괴역학 및 그 이외의 접근 방법으로 많은 연구가 진행되어 왔다.이 중에는 여러 가지 판상시험편을 사용한 Frost의 연구결과^39～42)와 노치시험편에 대하여 노 치선단부의 응력해석을 통한 응력집중을 고려한 파라미터 (ΔKI/ρ)를 사용한 연구들

43～47)

이 있다.또한 여러 가지 재료에 대하여 피로시험을 실시하여 식 (2-11)과 같 이 피로크랙의 성장하한계 응력강도계수 (ΔKth)값의 범위를 구한 Harrison의 연구 등⁴⁸⁾을 들 수 있다.

 × ^{ } ≺ _ ≺  × ^{ } (2-11)

일반적으로 피로크랙이 발생하면 연속적으로 성장하다가 피로수명 후기에서는 급격한 성장을 하여 파괴에 이른다.그러나 피로한도 근방의 응력수준하에서는 발 생한 피로크랙의 성장속도가 점차 감소하여 정지하는 현상이 나타나는데 이것을 정류크랙(non-propagating crack)이라 하며,크랙성장의 하한계를 나타내는 중요한 현상으로 탄소강을 대상으로한 많은 연구가 수행되었다^49～51).

이와 같은 크랙성장의 하한계 및 정류크랙의 존재에 대하여 河本⁵²⁾,는 재료내부 의 경화와 크랙선단부근의 응력상태 변화에 기인한다고 설명하였다.또한 Nisitani 등 ^53～54)은 크랙선단 및 크랙면에서의 잔류응력에 기인한다고 설명하였다.

(2)영역Ⅱ

이 영역은 피로크랙이 안정적으로 성장하는 단계로서 피로크랙 성장속도 da/dN 과 응력확대계수 범위 ΔK와의 함수적 관계가 식 (2-9)로 잘 적용되는 영역으로서 여러 가지 인자를 고려하여 많은 수정식이 제안되어 왔다.그러나 크랙 선단부에 대규모 항복이 일어나는 경우에는 소성역길이(ρ),크랙개구변위(COD),J적분치(J)를 사용하여 크랙성장속도를 정리하기도 한다.

(3)영역Ⅲ

이 영역은 피로크랙의 성장속도가 급격히 상승하여 불안정성장을 하는 영역으로 서 반복응력에 따른 피로크랙성장의 가속현상과 크랙선단부의 변형률값이 어떤 임 계값에 도달할 때 나타나는 연성파괴기구의 복합적 작용에 의하여 일어난다⁵⁵⁾.이 와 같이 영역Ⅱ에서 영역Ⅲ으로 천이가 일어날 때의 응력강도계수의 값Kc는 기기 및 구조물의 안전성 평가에서 대단히 중요한 파라미터가 되므로 이 값을 구하기 위한 실험방법이 ASTM에 의해 규정되어있다⁵⁶⁾.

Barsom 등⁵⁷⁾은 피로크랙 성장속도의 가속이 일어나는 시점의 응력강도계수 값 Kt와 크랙선단부의 변위 δt와의 상관관계를 많은 실험데이터를 통하여 식 (2-12)로 나타내고 있다.

_  _^   _   × ^{ }  (2-12)

여기서

 : 피로크랙 성장속도의 가속이 일어나는 시점의 응력강도계수 값

 : 종탄성계수

_ : 항복강도 (0.2% offset)

Fig.2-3Schematicillustration ofthreeregionsoffatiguecrack growth rateversusstressintensity factorrange

제3절 알루미늄합금의 기계적특성

알루미늄 함금은 Table2-1과 같이 분류되며,선박용 알루미늄의 화학적 조성은 Table2-2와 같다^24～26).

Table2-3은 알루미늄 합금의 물리적 성질을 나타내고 있다^27),28).

Table2-1Divisionofthealuminum alloy Main

components Examples Remark Non-heattreated

type

PureAl 1050,1100,1200 Al-Mn 3003,3203

Al-Si 4032

Al-Mg-Mn 5052,5083,5086 Heattreated

type

Al-Cu-Mg 2014,2017,2024 Al-Mg-Si 6061,6063,6N01 Al-Zn-Mg 7003,7075,7N01

※ 합금 번호의 구성

ⅰ.첫째자리 숫자 1은 순수한 알루미늄을,2～9는 알루미늄 합금에 대해서는 주요 첨가 원소에 따라 주요 합금계를 의미한다.

ⅱ.둘째자리수 0은 기본합금을,1～9는 기본합금의 변화를,N은 독자적으로 개발한 합금을 의미한다.

ⅲ.셋째자리수와 넷째자리수는 기본합금 이외의 원소에 따라 분류된다.

ⅳ.위의 숫자에 이어,후처리에 따라 다음과 같이 표시한다.

F :(Asfabricated)제조한 그대로 H :(WorkHardended)냉간가공 처리 O :(Annealing)풀림처리 T :(SolutionTreatment)용체화 열처리

Table2-2Chemicalcompositionsofaluminum alloysforshipbuilding

Alloy Chemicalcompositions

Remark

Mg Si Mn Cr Cu Al

5052 5083 5086 5454 5456

2.5 4.45

4.0 2.7 5.2

- - - - -

- 0.7

- 0.75 0.75

0.25 0.15 0.15 0.13 0.13

- - - - -

REM REM REM REM REM

JIS 6061

6N01 6082

1.0 0.6 0.9

0.6 0.65

1.0

- - 0.7

0.20 - -

0.28 - -

REM REM REM

Table2-3Physicalpropertiesofthealuminum alloy Aluminum ally

Properties Al Mg Al-Mg (Al5083-O) Meltingpoint(℃) 660 650 595～640

Density(g/㎤) 2.70 1.74 2.66 Latentheat(㎈/g) 93 - 93 Averagespecificheat(㎈/g℃) 0.22 - 0.23

Thermalconductivity

(cal/㎝℃) 0.53 0.38 0.31 Young'smodulus(10³㎏/㎟) 6.90 - 7.0 Coefficientoflinearexpansion

(10^-6/℃) 23.8 15 25 Electricresistance(μΩ㎝) 2.65 3.5 2.65 Thermalconductrate(%) 62 - 62

Meltingpointofoxidized

substance(℃) 2,050 - - Oxidizedsubstance Al2O3 MgO Al2O3,MgO

LNG 수송용 구형 탱크에 사용되는 재료 Al5083-O는 Al-Mg 계열의 풀림처리 된 비열처리 타입으로서 액화천연가스 수송 또는 보관용 탱크와 여객선의 선각에 도 사용되는 등 용도가 다양하다.

액화천연가스(LNG)의 주성분은 메탄 (CH4)으로 비점이 -162℃이기 때문에 대기 압하에서 -162℃로 낮추면 천연가스는 액화하게 되고 체적은 1/600으로 감소하게 된다²⁴⁾.이와 같이 대기압 상태의 극 저온화물을 보관하는 LNG 탱크의 내부는 -162℃의 극저온인 환경하에서도 충분한 기계적 성질을 갖는 재료로 구성된다.

LNG선에서는 화물 탱크의 설계 온도가 낮다고 하는 것이 가장 큰 특징이므로 화 물 탱크의 저온대책이 무엇보다도 중요하다고 할 수 있다.

따라서 LNG선의 화물 탱크 재료로서 요구되는 성질은²⁹⁾극저온에서 충분한 강 도와 인성 및 내식성,성형가공성 그리고 용접성이 양호해야 한다.이러한 요구를 만족하는 Moss형 탱크에서는 Al-Mg합금 (Al5083-O)재료가 가장 폭넓게 이용되고 있는 실정이다.

Table2-4는 이들 3종류의 형식에서의 몇 가지 특성들을 비교하여 나타낸 것이 다²⁵⁾.

설계온도(분위기 온도와 관련)에 따라 사용되는 저온용 재료는 IMO(국제 해사협 회)의 IGC Code에 잘 나타나 있으며 요약하면 Table2-5와 같다³⁰⁾.여기서 알루미 늄을 제외하고는 모두 철강 재료임을 알 수 있다.

Table2-6은 현재 사용 가능한 저온재료별 용접 방법을 나타내고 있다.

Table2-4LNG shiptank types

Tank Membranetype Mosstype GazTransport Technigaz

Type InvarMembrane RippleMembrane Ballshape independenttank

Properties Heatexpansionby usingtheInvar

Heat expansion by deformationofRipple

Possibility of stress analysis by simpleshape Material Invar(36%Ni) Austenitestainless Al5083-O

Table2-5Using materialsaccording tothedesignedtemperatureand welding methods

DesignedTemp.

(DT,℃) Materials Impacttesttemperature Remark

-55≤DT＜0 C-Mn

t≤25㎜ :-5℃

25＜t≤30㎜ :-10℃ 30＜t≤35㎜ :-15℃

LPG tank

-60≤DT＜-55 1.5% Ni -65℃

-65≤DT＜-60 2.25% Ni -70℃

-90≤DT＜-65 3.5% Ni -95℃

-105≤DT＜-90 5% Ni -110℃

-165≤DT＜-105

9% Ni -196℃ Ethylenestorage Austenite

stainlesssteel

-196℃

STS304(L),316(L),321 and347forLNG tank Alalloy Al5083forLNG tank 36% Ni Invarsteel

Table2-6Welding methodforthematerials DesignTemperature

(DT,℃) Materials Weldingmethod Remark

-55≤DT＜0 C-Mn

SAW Multipass FCAW(t≤30㎜) SMAW,Gravity

-60≤DT＜-55 1.5% Ni

SAW Multipass FCAW(t≤25㎜)

GMAW SMAW,Gravity

-65≤DT＜-60 2.25% Ni

SAW Multipass GMAW SMAW

-90≤DT＜-65 3.5% Ni

SAW Multipass (GMAW)

GTAW SMAW

-105≤DT＜-90 5% Ni

SAW Multipass GTAW SMAW

-165≤DT＜-105

9% Ni

SAW Multipass GTAW SMAW

LNG storage Ethylenestorage

Austenite stainlesssteel

SAW Multipass FCAW SMAW

304(L),316(L),321, 347andLNG ship

AlAlloy GMAW

GTAW 5083,LNG ship 36% Ni GTAW Invar

Ta

제 3장 실 험

제1절 시험재료 및 용접 조건

일반적으로 Al-Mg계 합금은 용접에 대한 내크랙성이 큰 구조용 재료이므로 용 접할 때 특별히 부적당한 시공법으로 용접하지 않는 한,크랙발생은 실제로 큰 문 제가 되지 않는다고 알려져 있다⁷⁴⁾.그러나 용접금속에 크랙의 발생을 조장하는 Si 와 같은 원소가 고용한도 이상으로 첨가될 경우는 Mg2Si라는 결정이 입계에 편석 하여 내고온크랙성을 저해한다^75～77).그러므로 이 합금의 용접에는 Si가 함유된 용 접와이어의 사용을 삼가는 것이 좋고,반드시 써야할 경우는 결정 미세화 원소를 함유하고 있는 용접와이어를 선택하는 것이 바람직하며,될 수 있는 한 용접와이어 의 Mg함량이 모재의 Mg함량보다 높은 것을 사용해야 한다고 하였다^78～79).

본 연구에 사용한 시험재료는 소형고속선박과 LNG 저장용기에 많이 사용되고 있는 Al-Mg계 알루미늄 합금 Al5083-O재로서 모재 및 직경 ∅1.2㎜ 용접선재 Al5083-WY의 화학적 성분은 Table3-1에,기계적 성질은 Table3-2에 각각 나타 내었다.표에 나타난 바와 같이 용접선재의 Si함량이 낮은 반면 Mg함량은 모재보 다 높은 와이어를 사용하였으므로 Mg2Si결정 편석에 의한 고온크랙 발생은 없었 다고 사료된다.

인장시험,피로실험을 위한 용접은 Fig.3-1에 도시한 바와 같이 두께 12㎜인 판 을 루트간격 1㎜로 전면 3패스,후면 1패스로 맞대기 GMA용접을 실시하였다.이 때 사용한 보호가스는 Ar과 He으로서 혼합비율을 Ar100%+He0%,Ar67%+He33%, Ar50%+He50% 및 Ar33%+He67%의 4종류로서 He의 혼합량을 증가시켜가며 실시 하였다.Photo.3-1은 용접된 비드의 대표적인 단면형상을 나타내고 있다.

한편,불활성가스 혼합비가 비드형상에 미치는 영향을 고찰하기 위한 용접은 동 일한 두께의 판을 beadonplate로 1패스 실시하였다.

Table3-3은 시험편 제작을 위한 용접조건으로서 각각의 불활성가스 혼합비 및 패스수에 따른 전압,전류 및 용접속도를 나타내고 있다.이 때 He의 혼합량이 증 가할수록 전압을 높게 설정한 이유는 Ar의 이온화전위는 약 15.8eV인데 비해 He 은 약 24.6eV로서 크게 높으므로 동일한 와이어의 돌출길이에서 He의 혼합량이 증 가할수록 순수 Ar보다 높은 전압을 사용하여 스프레이이행을 얻을 수 있기 때문이 다⁸⁰⁾.

Table3-4는 본 연구의 GMA용접에 사용한 용접기 및 용접방법을 나타내고 있 다.

용접된 판재로부터 각각의 시험편의 채취는 (사)한국선급의 규정⁸¹⁾에 따라 Fig.

3-2와 같은 방법으로 고루 채취하여 시험의 정확도를 높이고자 하였다.

Table3-1Chemicalcompositionsofbasemetalandwelding wire (wt,%) Materials Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Al Al5083-O

(basemetal) 0.40 0.40 0.10 0.70 4.45 0.15 0.25 0.14 REM Al5183-WY

(weldingwire) 0.10 0.27 0.01 0.58 4.55 0.11 0.06 0.11 REM

Table3-2Mechanicalpropertiesofbasemetalandwelding wire (∅1.2mm)

Materials Y.S.(㎏/㎟)T.S.(㎏/㎟) El.(%) Hv(100g) E.(㎏/㎟) Al5083-O

(basemetal) 19.0 34.2 14 102 7.0×10³ Al5183-WY

(weldingwire) 18.6 32.7 14 80 7.0×10³

Fig.3-1GMA welding specimen

Table3-3GMA welding condition conditions

Gasratio(%)

Pass number

Voltage (V)

Current (A)

Speed (㎝/min)

Ar100%+He0%

1 19

220 40

2 21

3 23

4 21

Ar67%+He33%

1 21

2 23

3 25

4 23

Ar50%+He50%

1 24

2 26

3 28

4 26

Ar33%+He67%

1 27

2 29

3 31

4 29

Photo.3-1Macro-photograph andschematicdiagram oftheweldsection

Table3-4Welderandworking condition

Welder

Model InvertPulse CAP Ⅱ

HITACH 350CAP2 Sumitomo,Japan Typeand

polarity

Type Invert Polarity DCRP

Wiresupply device

Roller 2RollerU-Type Wire

absorption device

Wireheating(45℃)

Torchtype aircoolingtype

Welding conditions

Cleaning Susgranding Suswheelbrush Nozzlediameter 16㎜ (innerdiameter) Stickout 15～20㎜

Torchangle Push10～15°

Shieldgasflow rate 1pass 20ℓ/min over1pass 25ℓ/min Weldingmethod Semi-auto

Fig.3-2Cutting methodoftheweldedplateforspecimen

알루미늄 합금의 표면에는 보통 아주 엷은 층의 알루미늄의 산화막이 형성되는 데 이 막의 융점은 약 2,050℃로 매우 높기 때문에 막이 있는 상태에서 용접을 실 시하면 산화막을 포함한 용융 알루미늄이 입상(粒狀)으로 응집되어 서로가 융합을 하여 건전한 용접이 되지 않는다.이 산화물은 Al2O3외에도 결정수(結晶水)를 포 함하는 Al2O3H2O 또는 Al2O3․3H2O와 같이 되므로 용접 중에 결정수가 분해되어 수소를 방출하고 이것은 비드의 기공을 만드는 원인이 된다.특히 Al-Mg합금에서 는 피막이 강하고 두께가 두꺼우며,이러한 피막의 존재는 너깃의 안정화에 방해되 며 전극의 소모가 많아지는 부정적인 영향과 아크용접의 경우 접촉저항의 증가에 의해 용접부 품질이 향상되는 긍정적인 영향이 있는 것으로 알려지고 있으나 좋지 않는 면이 더 큰 것으로 보고⁸²⁾되고 있다.

또한 모재의 표면에 유지(油脂)와 그 밖의 이물질들이 있으면 이들도 분해하여 수소를 발생시키고 기공을 만들며,분해가 되지 않은 이물질은 함께 섞여서 건전한 용착금속을 얻을 수 없게 된다.따라서 용접전에 모재의 표면을 매우 청결하게 하 여야 한다.이와 같은 작업을 용접 전처리라고 하며 알루미늄의 용접에 있어서는 다른 금속보다도 이 작업이 매우 중요하다.

알루미늄 합금의 표면에 생성되는 산화피막을 제거하는 방법으로서는 크게 기계 적인 방법과 화학적인 방법이 있다.전자는 그라인더 또는 스테인레스강제 와이어 브러쉬로 강하게 연마하는 방법이며,후자는 5～10% 가성소다(NaOH)용액을 약 70℃로 유지하며 30～60초간 침전 후 물로 세척한 다음 약 15% 초산(상온상태)에 약 2분간 침전하고 따뜻한 물로 세척 후 충분히 건조시키는 방법이다.위의 2가지 방법 중 일반적으로 기계적인 방법이 많이 사용되고 있으며,이러한 전처리 작업을 될 수록 용접직전에 실시하는 것이 좋다.

또한 알루미늄 합금의 용접변형은 일반 강재에 비하여 매우 크다는 것은 물리적 기계적 성질에서 알 수 있으므로 변형방지를 위한 특별한 주의도 요구된다.

따라서 본 연구에서는 용접 전처리로서 산화피막 및 청결을 위해 스테인리스강 제 와이어 브러쉬를 이용하여 연마를 용접 바로 직전에 실시하였으며,용접변형을 방지하기 위하여 강성이 높은 지그로 용접선 부근을 강하게 구속하여 용접을 실시

하였다.그리고 용접 후처리로서 응력집중에 의한 크랙이 발생하지 않도록 하고, 용접비드 시종단에 결함이나 노치를 그라인더를 이용하여 제거하여 산화피막,용접 변형 및 응력집중에 따른 용접결함을 최소화하도록 하였다.

한편,용접은 작업장 환경 즉,온도,습도 및 풍속 등에 큰 영향을 받으므로 용접 시공 시 맑은 날씨를 택하였으며,그 작업장 환경조건으로서 온도 23℃,습도 60%

및 풍속 0.6m/sec이하의 조건에서 실시하였으므로 용접 작업장 환경에 따른 결함 발생 또한 없었다고 사료된다.

본 연구는 불활성가스의 혼합비율뿐만 아니라 노치 가공위치에 다른 강도평가를 수행하기 위해 시험편 가공 시 특별한 주의를 하였다.우선,용접된 판재로부터 시 험편 제작을 위해 적당한 가공여유를 두고 압연방향과 평행하게 채취한 후 노치가 가공될 위치가 시험편 중앙에 위치하도록 확인하기 위해 일반적으로 순수알루미늄, Al-Mg합금 및 Mg-Si합금의 부식에 주로 사용하는 Kellers용액 [Methanol(25㎖) + Hydrochloricacid(25㎖)+ Nitricacid(25㎖)+ Hydrofluoricacid(3㎖)]을 사용하 여 부식하여 용접부의 비드 형상이 잘 나타나도록 하여 가공하였다.

Fig.3-3은 Ar만을 100% 사용하여 용접한 시험편의 비드 중앙에서부터 모재쪽으 로 0.5mm간격으로 측정한 마이크로비커스 경도값 분포로서 모재부 및 용착금속부 의 경도값은 각각 약 77및 108로서 용착금속부가 약 30정도 높게 나타났다.

Photo.3-2는 본 연구에서 사용한 Al5083-O 용접부에서 실제로 노치가 가공될 위치인 모재부(a),용접선(b)및 용착금속부(c)의 조직사진을 나타내고 있다.이들 사진에 나타난 바와 같이 용착금속부의 조직은 Mg이 Mg2Al3의 고용체로서 전체에 미세하게 분산 석출된 모습을 볼 수 있다.또한 보호가스에 He의 사용량이 증가할 수록 기공은 감소하여 Ar33%+He67%에서는 기공이 거의 나타나지 않고 있다.

Fig.3-3Micro-vickershardnessdistribution ofweld

(a)Basemetal Ar100%+He0% Ar67%+He33%

(b)Fusionline Ar50%+He50% Ar33%+He67%

(c)Weldmetal

Photo.3-2Micro-structureoftheweldzone(×100)

제2절 시험편 및 실험방법

1.인장시험

인장시험편의 형상 및 치수는 Fig.3-4와 같이 (사)한국선급⁸¹⁾의 규정에 맞게 용 접 비드폭(B)을 중심으로 하여 양쪽으로 6mm씩 평활부가 되도록 페이스 밀링커터 를 이용하여 이송속도를 0.05mm/rev로 가공하였다.

저온시험은 단열재로 되어있는 빈 용기 내부에 시험편의 평화부가 충분히 위치 하도록 고정한 후 써모커플을 시험편으로부터 약 2mm 떨어져 평활부 중심에 위치 하도록 장착하였다.-30℃ 및 -85℃ 시험 시 온도조절 방법은 빈 용기 내에 석유에 테르를 채운 다음 액체질소를 설정온도에 도달할 때까지 서서히 직접 주입하는 방 법을 택하였으며,설정온도에 도달 후 시험편 전체가 균일한 온도분포가 되도록 약 30분간 유지 후 시험을 실시하였다.한편,극저온인 -196℃ 시험은 석유에테르의 빙점이 약 -116℃정도이므로 이를 사용하지 않고 액체질소 자체를 시험편이 장착 된 용기 내에 직접 주입하여 평활부가 충분히 잠기도록 유지하면서 증발되는 양을 계속 보충하면서 수행하였다.

인장시험에 사용한 기기는 Instron UTM 4206(15ton)으로서 cross-head speed는 2mm/min로 실험을 실시하였다.

B :Beadwidth

Fig.3-4Geometry oftensiletestspecimen

2.저온피로시험

피로시험편 가공을 위한 시료채취는 가공여유를 충분히 두고 입계가 피로균열 전파를 저지시키는 역할을 하도록 균열진행방향이 압연방향과 직간인 L-T방향 (LongTransversedirection)이 되도록 채취하였으며,상․하면을 각각 3mm씩 밀링 으로 절삭하여 6mm 두께로 만들었다.이렇게 만들어진 판재를 다시 용접부를 잘 연마 후 Kellers용액으로 에칭하여 용접부의 형상이 잘 나타나도록 하여 노치 가공 위치를 표시하였다.그리고 이 위치가 시험편의 중앙에 오도록 ASTM E647-83⁸³⁾ 에 따라 와이어 방전가공기(와이어 직경 0.2mm)로 가공을 실시하였다.예비노치는 0.15㎜ 두께의 다이아몬드 휠 커터를 이용하여 3mm 깊이로 해당위치에 가공하여 완성하였다.Fig.3-5은 피로시험을 위한 CT시험편의 형상 및 치수이며,Photo.

3-3는 대표적인 피로시험편의 사진으로서 노치의 가공 위치에 따라 용착금속부,용 접선 및 열영향부 시험편으로 구분된다.

한편,실제 구조물과 같이 용접부의 비드높이 부분을 그대로 둔 채 시험하게 되 면 피로강도는 기공의 유무에 큰 차이를 보이지 않는다.그러나 비드높이를 가공한 시험편에 기공이 존재하는 경우 피로강도는 매우 낮아지게 된다.이러한 차이는 비 드높이가 남게 되면 피로강도에 영향을 미치는 응력집중부가 기공부 보다는 비드 높이가 되기 때문으로 보고⁸⁴⁾되었다. 따라서 본 연구의 피로시험에 사용한 CT(compacttension)시험편의 가공 시 비드높이를 제거하였으므로 피로강도에 영 향이 없었다고 사료된다.

또한,피로크랙 전파거동에 영향을 미치는 변수로서는 시효조건,응력비,주기 및 실험 분위기 등이 있는데,본 실험에서는 부과응력을 상온시험의 경우는 모재 피로 한도의 약 157%인 126.38Mpa로,저온시험의 경우 200%인 160.7MPa로 설정하였으 며,기타 시험조건으로서 주파수는 20Hz,응력비 R은 0.1,파형은 정현파 (sine)곡 선으로서 상온 및 저온시험 모두 동일하게 수행하였다.

Fig.3-5Geometry offatiguetestspecimen

(a)Weldmetalspecimen

(b)Fusionlinespecimen

(c)HAZspecimen

Photo.3-3Weldedfatiguetestspecimens