After low cycle fatigue tests of SA508 Gr.1a low alloy steel in 310℃ deoxygenated water, the fatigue surface and the sectioned area of specimens were observed to understand the effect of the cyclic strain rate on the environmentally assisted cracking behaviors. From the fatigue crack morphologies of the specimen tested at a strain rate of 0.008 %/s, unclear ductile striations and blunt crack tip were observed. So, metal dissolution could be the main cracking mechanism of the material at the strain rate. On the other hand, on the fatigue surface of the specimen tested at strain rates of 0.04 and 0.4 %/s, the brittle cracks and the flat facets, which are the evidence of the hydrogen induced cracking, were observed. Also, the tendency of linkage between the main crack and micro-cracks was observed on the sectioned area. Therefore, the main cracking mechanism at the strain rates of 0.04 and 0.4 %/s could be the hydrogen induced cracking. Additionally, the evidence of the dissolved MnS inclusions was observed on the fatigue surface from energy dispersive x-ray spectrometer analyses. So, despite of the low sulfur content of the test material, the sulfides seem to contribute to environmentally assisted cracking of SA508 Gr.1a low alloy steel in 310℃ deoxygenated water.
Additionally, our experimental fatigue life data of SA508 Gr.1a low alloy steel (heat A) showed a consistent difference with statistical model produced in argon national laboratory. So, additional low cycle fatigue tests of other heat SA508 Gr.1a (heat B) and SA508 Gr.3 low alloy steels were performed to investigate the effect of material variability on fatigue behaviors of low alloy steels in 310℃ deoxygenated water. In results, the fatigue lives of three low alloy steels were increased following order; SA508 Gr.1a low alloy steel - heat A, SA508 Gr.3 low alloy steel, and SA508 Gr.1a low alloy steel - heat B.
From microstructure observation, the fatigue surface of SA508 Gr.1a low alloy steel - heat A showed ductile striations in ferrite phase. Also, secondary and surface crack of SA508 Gr.1a low alloy steel - heat A grew into ferrite phase and ferrite - pearlite phase boundaries. The increase in stress intensity at the pearlite crack tip by restricted strain may contribute to fatigue crack propagation along ferrite - pearlite phase boundaries. On the other hand, the fatigue surfaces of SA508 Gr.1a - heat B and SA508 Gr.3 low alloy steels showed relatively less striations due to their homogeneous carbides. And the secondary and surface cracks of SA508 Gr.1a low alloy steel - heat B and SA508 Gr.3 low alloy steel grew into ferrite phase between carbides. The homogeneous carbides could more effectively decrease the crack growth rate.
Therefore, the fatigue crack growth rate in SA508 Gr.1a low alloy steel - heat A could be higher than those in SA508 Gr.1a low alloy steel - heat B and SA508 Gr.3 low alloy steel. Also, the fatigue crack growth rate of SA508 Gr.3 low alloy steel may be shorter than that SA508 Gr.1a low alloy steel - heat B due to its low ductility and high yield strength.
본 연구에서는 고온 수화학 환경에서 SA508 Gr.1a 저합금강의 저주기 피로시험이 수행된후에, 환경조장균열 거동에 미치는 변형률 속도의 영향을 이해하기 위하여 피로파면과 시편의 절단면 관찰을 수행하였다. 그 결과 0.008 %/s의 번형률 속도에서 수행된 시편의 피로파면에서는 striations이 공기환경에 비해서 명확하지 못하고 절단면 관찰 결과에서는 균열 열림현상이 매우 크게 나타났다. 이러한 특징들은 모두 metal dissolution mechanism의 증거로서 알려져 있기 때문에 0.008%/s의 변형률 속도에서는 metal dissolution 기구가 환경조장 균열 거동의 주요 원인이라고 생각된다. 그리고 0.04와 0.4 %/s의 변형률 속도에서는 취성 균열들이 피로파면에서 주로 관찰되었고 절단면 에서는 미소균열들이 주균열 앞에 많이 존재하였고 미소균열과 주 균열 사이에 연결되는 경향이 관찰 되었다. EDX 분석을 수행한 결과, pore들은 MnS 게재물이 녹아난 흔적으로 생각된다. MnS 게재물 계면은 수소를 흡수하는 곳으로 알려져 있기 때문에 이러한 MnS 게재물 주위에 취성균열들은 수소의 흡수로 인한 균열들이라 생각되고, 이를 바탕으로 매우 적은 양의 황과 망간을 함유한 재료임에도 불구하고 MnS 게재물은 수소유기균열기구에 기여를 하는 것으로 생각된다.
본 연구를 위해 생산된 피로수명과 외국의 예측모델을 비교한 결과 상당히 일치하게 관찰되었지만 모든 시험조건에서 생산한 피로수명들이 일관적으로 외국의 예측모델에 비해 낮게 관찰되었다. 이 차이는 외국의 예측모델은 재료의 차이에 대한 영향을 고려하지 않았기 때문인 것으로 생각되어 재료의 차이가 미치는 피로거동에 대한 영향을 알아보기 위하여 다른 저합금강으로 추가적인 저주기 피로시험을 수행하였다. 시험 조건으로는 대표적인 변형률 속도 0.04%/s와 변형률 0.4, 0.8%에서 수행되었다. 시험 결과 기존에 생산된 SA508 Gr.la 저합금강 (heat A)보다는 heat 번호가 다른 SA508 Gr.la (heat B)와 SA508 Gr.3 저합금강이 더 긴 피로수명을 가지는 것으로 나타났다. 각 재료들이 저주기 피로균열거동 차이를 알아보기 위하여 미세구조를 갖는 SA508 Gr.la - heat A저합금강의 피로파면에서는 strations이 주로 관찰 되었고 베이나이트 구조를 갖는 다른 재료에서는 striations이 잘 관찰되지 않았다. 이러한 차이는 균열이 진전할 때 slip의 발생이 SA508 Gr.la - heat B와 SA508 Gr.3저합금강에 존재하는 탄화물 때문에 제한을 받기 때문일 것으로 생각된다. 절단면 관찰을 통하여 2차균열이나 표면균열들을 관찰 해본 결과 SA508 Gr.la - heat A 저합금강에서는 페라이트와 페라이트 - 펄라이트 상 경계에서 균열이 진전하였다. SA508 Gr.la - heat B와 SA508 Gr.3저합금강에서는 균일한 탄화물들 사이의 페라이트 상으로 균열이 진전하였다. 이러한 균일한 탄화물들은 표면균열성장과 2차균열 성장을 더 효율적으로 방해할 것으로 생각된다. 반면에 SA508 Gr.la - heat A 저합금강에서는 표면 균열과 2차균열이 성장할 때 펄라이트 상 역시 균열성장을 억제하지만 펄라이트 상의 낮은 소성변현으로 인해 균열선단의 페라이트 상 경계에 응력과 변형의 집중을 증가시켜서 페라이트 - 펄라이트 상 경계로의 균열 성장을 가속화시킬 것으로 생각된다. 이러한 차이가 SA508 Gr.la - heat A 저합금강의 피로수명 감소에 기여를 하였을 것으로 생각된다. 또한 베이나이트 구조를 가지고 있는 SA508 Gr.la - heat B와 SA508 Gr.3 저합금강의 피로수명의 차이는 높은 인장특성과 낮은 인성을 가지는 SA508 Gr.3 저합금강의 균열선단에 걸리는 응력집중이 SA508 Gr.la - heat B보다 크기 때문인 것으로 생각된다.
