고강도강은 우수한 기계적 성질 때문에 여러 산업 분야에 걸쳐 널리 사용되고 있으나 이러한 고강도강이 수소분위기 또는 수소가 발생하는 분위기에 노출되면 수소 유기파괴 ( hydrogen-assisted cracking ) 에 특히 민감하게 되어 사용상 많은 제약이 뒤따르게 된다. 따라서 지금까지 많은 연구자들이 고강도강의 수소 유기 파괴 현상에 대한 연구를 수행해 왔으나, 이러한 연구들을 분석해 보면 균열 전파 속도와 임계 응력 확대 계수 ( threshold ...
고강도강은 우수한 기계적 성질 때문에 여러 산업 분야에 걸쳐 널리 사용되고 있으나 이러한 고강도강이 수소분위기 또는 수소가 발생하는 분위기에 노출되면 수소 유기파괴 ( hydrogen-assisted cracking ) 에 특히 민감하게 되어 사용상 많은 제약이 뒤따르게 된다. 따라서 지금까지 많은 연구자들이 고강도강의 수소 유기 파괴 현상에 대한 연구를 수행해 왔으나, 이러한 연구들을 분석해 보면 균열 전파 속도와 임계 응력 확대 계수 ( thresholdstress intensity factor ; 균열이 전파할 수 있는 최소의 응력 확대 계수 ) 의 재료적 요인 ( 화학적 조성, 항복강도 및 미세조직 ), 분위기적 요인 ( 수소 fugacity, 온도, 전기화학 전위 ) 및 응력상태 의존성에 대한 연구에 편중되어 있다. 그러나 최근 본 연구실을 비롯한 몇몇 연구자들에 의해 파단면 양상의 중요성이 부각되고 있다. 고강도강은 수소 유기 파괴시 주로 입계 (intergranular: IG ) 파괴의 양상을 나타내나 전술한 요인들의 변화에 따라 의사 벽개 ( quasi-cleavage: QC ) 또는 미세 공공 합체 (microvoid coalescence: MVC ) 에 의한 입내 파괴 ( transgranular fracture ) 의 양상을 나타내기도 하며, 또한 입계 파괴에서 입내 파괴로의 파단 양상의 천이 ( fracture mode transition ) 가 일어나기도 한다. 이들중 IG mode 는 그 파괴 과정이 응력제어 ( stress-controlled ) 에 의한 파단 양상이나 MVC mode 는 변형율 제어 ( strain-controlled ) 에 의한 파단 양상으로 알려져 있다. 따라서 수소 유기 파괴시 관찰되어지는 파단 양상의 차이는 곧 수소 유기 균열이 각각의 파단 양상에 상응하는 미세기구 ( micromechanism ) 에 의해 전파하였음을 의미한다. 그러므로 수소 유기 파괴 과정을 정확히 이해하기 위해서는 파단면의 양상에 대한 연구가 뒤따라야 하며, 전술한 여러가지 요인들의 변화에 따른 임계 응력 확대 계수나 균열 전파 속도의 변화 양상은 반드시 파단면의 양상과 관련하여 고찰되어야 한다. 따라서 본 연구에서는 파단면의 분석에 근거하여 고강도강의 수소 유기 파괴 과정을 더 깊이 이해하고자 하였으며, 아울러 많은 연구자들이 파단면의 양상을 고려하지 않았기 때문에 범한 문제점들을 지적하고자 한다. 이를 위하여 먼저 3 장에서는 AISI 4340 강을 수소 분위기하에서 실험하여 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화와 이에 따른 파단면의 양상 변화를 조사?臼눼?. 수소 압력이 0.11 MPa 에서 $8.8\times10^{-5}$ MPa 로 감소함에 따라 임계 응력 확대 계수는 증가하였으며 이에 따라 파단면의 양상이 IG mode 에서 MVC mode 로 천이하였다. 또한 주어진 수소 압력에서 항복강도가 감소할 수록 임계 응력 확대 계수는 증가하였으며 파단면의 양상은 IG mode 에서 MVC mode로 변화하였다. 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화와 이에 따른 파단면의 천이 양상을 각각의 파단 양상에 대한 수소 유기 파괴의 미세기구와 임계 응력 확대계수의 수소 압력 및 항복강도 의존성을 함께 고려하여 설명하였으며, 이를 통하여 고강 도강의 수소 유기 파괴시 파단면의 양상은 수소 유기 파괴를 일으키기 위해서 가해준 응력 ( applied stress ) 에 의해 우선적으로 결정됨을 알 수 있었다. 실제로 많은 연구자들이 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화에 대한 이론적 고찰을 함에 있어 수소 압력이 높을때 즉, 입계파괴가 일어날때의 임계 응력 확대 계수 변화의 연장선에서 수소 fugacity 가 낮을때의 임계 응력 확대 계수의 변화 양상을 설명하는 오류를 범하고 있다. 4 장에서는 undoped 및 P - doped 3.5 NiCrV 및 3.5 NiCrMoV 강에서 tempering 온도가 수소 유기 균열 전파 속도 및 균열 전파 경로에 미치는 영향을 알아보았다. 일반적으로 tempering 온도가 증가하게 되면 항복강도가 감소하여 균열 전파 속도가 감소하는 것으로 알려져 있으나, 최근 몇몇 연구자들의 결과에 의하면 300$^\circ$C 부근에서 tempering 하였을때 균열 전파 속도가 가장 빠르게 나타나며 이를 tempering 온도 변화에 따른 탄화물 ( carbide ) 의 석출거동의 관점에서 설명하였다. 그러나 본 연구의 결과에 의하면 undoped 시편의 경우는 tempering 온도가 증가함에 따라 균열 전파 속도는 감소하였으나, P - doped 시편에서는 350 $^\circ$C, 250 $^\circ$C, 450 $^\circ$C tempering 순으로 균열 전파 속도가 감소하였다. 따라서 tempering 온도 변화에 따른 균열 전파 거동의 상이한 결과는 P의 입계 편석이 그 주된 원인임을 알 수 있었다. 균열 전파시 응력 확대 계수값의 변화에 따른 파단면의 양상을 분석한 결과 제 II 영역 ( 균열 전파 속도가 응력 확대 계수값에 비교적 무관한 영역 ) 에서 응력 확대 계수값이 감소함에 따라 파단면의 양상은 MVC mode 에서 IG mode 로 천이하였으며, 동일한 응력 확대 계수값에서는 tempering 온도가 증가함에 따라 파단면상에서 MVC mode가 차지하는 분율이 증가하였다. 이러한 실험 결과들을 각각의 파단 양상으로 균열이 전파할때 필요한 임계 수소 농도의 관점에서 고찰하였다. 또한 3 장에서 정립한 평형상태 즉, 균열이 더 이상 전파하지 않을때의 파단면 천이 개념을 근거로 하여 균열 전파시 파단 양상의 천이에 대한 model 을 제안하였다. 수소 유기 균열의 생성 및 전파에 영향을 미치는 전술한 여러가지 요인들이 결정되면 이에 따라 균열 전파 속도 및 파단면의 양상이 결정될 것이므로 이들간에는 상호 연관성이 있을 것으로 생각된다. 따라서 5 장에서는 AISI 4340 강을 수소 압력 및 시험 온도를 변수로 실험하여 이로부터 균열 전파 속도와 파단 양상의 상호 관계를 알아보고자 하였다. 수소 압력이 0.11 MPa 에서 $8.8\times10^{-5}$ MPa 로 감소함에 따라 제 II 영역에서 의 균열 전파 속도는 크게 감소하였으며, 3 장에서와 같이 임계 응력 확대 계수값이 증가하였다. 제 II 영역에서의 수소 유기 균열은 수소 압력이 높은경우 ( $1.1\times10^{-1}$, $1.1\times10^{-2}$ MPa ) 에는 주로 IG mode 로 전파하였으나, 수소 압력이 낮은 경우 ( $8.8\times10^{-5}$ MPa ) 에는 IG 및 MVC mode 의 혼합된 파단 양상으로 균열이 전파하였다. 수소 압력이 감소함에 따라 균열 전파 속도가 감소하는 것은 균열 선단에서의 수소의 coverage가 감소하였기 때문인 것으로 생각되며, 이때 파단면상에 MVC mode 가 나타나는 이유는 균열 전파에 필요한 응력이 높아서, 이로 인하여 균열 선단에서의 소성 변형이 심화되었기 때문인 것으로 생각된다. 한편, 시험 온도가 증가 ( 20 $^\circ$C - 120 $^\circ$C ) 함에 따라, 낮은 온도 영역에서는 제 II 영역에서의 균열 전파 속도가 증가하였으나 높은 온도 영역에서는 오히려 균열 전파속도가 감소하는 경향을 나타내었다. 낮은 온도 영역에서의 수소 유기 균열은 주로 입계를 따라 전파하였으나, 높은 온도 영역에서는 IG 및 MVC mode 의 혼합된 파단 양상으로 균열이 전파하였다. 이는 시험 온도의 변화에 따른 균열 전파 속도의 변화가 파단 양상의 변화와 관련되어 있음을 의미한다. 시험 온도의 변화에 따른 균열 전파 거동의 변화 양상은 특히 수소 유기 균열 전파의 율속 단계를 연구하는 수단으로 지금까지 많은 연구가 진행되어 왔다. Williams 과 Nelson 은 이러한 균열 전파 거동을 설명하기 위해 surface reaction model 을 제안한 바 있th?. 그러나 이들의 model 은 균열 전파 속도의 변화를 균열 선단에서 수소와 재료의 순수한 화학적 반응에 근거하여 설명하였으므로, 본 연구에서 관찰된 바와같은 파단양상의 변화를 전혀 설명할 수 없는 문제점을 지니고 있다. 이후, Wei 등은 파단면의 분석에 근거하여 hydrogen partitioning model 을 제안하였다. 이들에 따르면 낮은 온도 영역에서 재료내로 유입된 수소의 대부분이 입계에 집중되어 IG mode 로 균열이 전파하게 되나, 높은 온도 영역에서는 입계의 수소 농도가 급격히 감소하고, 대부분의 수소는 inartensite lattice 에 집중되어 MVC mode 의 파단 양상으로 균열이 전파하게 되며 이로 인해 균열 전파 속도가 감소하게 된다고 하였다. 그러나 이러한 partitioning model의 근본적인 문제점은 재료내로 유입되는 대부분의 수소는 입계를 따라 유입되어야 하며, 또한 입계가 수소에 대한 trap binding energy 가 작은 즉, 입계가 수소의 shallow trap site 로 작용할때만 이러한 설명이 가능할 것이라는 데 있다. 본 연구에서는 시험 온도 변화에 다른 균열 전파 속도의 변화 및 이에 따른 파단면 양상의 변화를 각각의 파단 양상에 대한 미세기구와 이러한 미세기구의 활성화에 미치는 수소 및 시험온도의 영향을 함께 고려하여 설명하였으며, 이로부터 높은 온도 영역에서 MVC mode 의 파단 양상이 나타나게 된 원인은 그 온도 영역에서의 항복강도의 감소에 기인한다는 결론을 얻었다. 이상의 연구 결과들을 종합해 보면 임계 응력 확대 계수나 균열 전파 속도는 수소 압력, 온도, 항복강도 및 불순물의 농도에 큰 영향을 받게 되며 이에 따라 파단면의 양상 이 변화하게 된다. 파단면 양상의 변화는 곧 수소 유기 파괴가 각각의 파단면에 상응하는 미세기구에 의해 일어났음을 의미하므로, 결론적으로 수소 유기 파괴에 영향을 미치는 여러가지 요인들에 대한 임계 응력 확대 계수 및 균열 전파 속도 의존성을 고찰함에 있어서 파단면 양상의 변화는 반드시 함께 고려되어야 한다.
고강도강은 우수한 기계적 성질 때문에 여러 산업 분야에 걸쳐 널리 사용되고 있으나 이러한 고강도강이 수소분위기 또는 수소가 발생하는 분위기에 노출되면 수소 유기파괴 ( hydrogen-assisted cracking ) 에 특히 민감하게 되어 사용상 많은 제약이 뒤따르게 된다. 따라서 지금까지 많은 연구자들이 고강도강의 수소 유기 파괴 현상에 대한 연구를 수행해 왔으나, 이러한 연구들을 분석해 보면 균열 전파 속도와 임계 응력 확대 계수 ( threshold stress intensity factor ; 균열이 전파할 수 있는 최소의 응력 확대 계수 ) 의 재료적 요인 ( 화학적 조성, 항복강도 및 미세조직 ), 분위기적 요인 ( 수소 fugacity, 온도, 전기화학 전위 ) 및 응력상태 의존성에 대한 연구에 편중되어 있다. 그러나 최근 본 연구실을 비롯한 몇몇 연구자들에 의해 파단면 양상의 중요성이 부각되고 있다. 고강도강은 수소 유기 파괴시 주로 입계 (intergranular: IG ) 파괴의 양상을 나타내나 전술한 요인들의 변화에 따라 의사 벽개 ( quasi-cleavage: QC ) 또는 미세 공공 합체 (microvoid coalescence: MVC ) 에 의한 입내 파괴 ( transgranular fracture ) 의 양상을 나타내기도 하며, 또한 입계 파괴에서 입내 파괴로의 파단 양상의 천이 ( fracture mode transition ) 가 일어나기도 한다. 이들중 IG mode 는 그 파괴 과정이 응력제어 ( stress-controlled ) 에 의한 파단 양상이나 MVC mode 는 변형율 제어 ( strain-controlled ) 에 의한 파단 양상으로 알려져 있다. 따라서 수소 유기 파괴시 관찰되어지는 파단 양상의 차이는 곧 수소 유기 균열이 각각의 파단 양상에 상응하는 미세기구 ( micromechanism ) 에 의해 전파하였음을 의미한다. 그러므로 수소 유기 파괴 과정을 정확히 이해하기 위해서는 파단면의 양상에 대한 연구가 뒤따라야 하며, 전술한 여러가지 요인들의 변화에 따른 임계 응력 확대 계수나 균열 전파 속도의 변화 양상은 반드시 파단면의 양상과 관련하여 고찰되어야 한다. 따라서 본 연구에서는 파단면의 분석에 근거하여 고강도강의 수소 유기 파괴 과정을 더 깊이 이해하고자 하였으며, 아울러 많은 연구자들이 파단면의 양상을 고려하지 않았기 때문에 범한 문제점들을 지적하고자 한다. 이를 위하여 먼저 3 장에서는 AISI 4340 강을 수소 분위기하에서 실험하여 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화와 이에 따른 파단면의 양상 변화를 조사?臼눼?. 수소 압력이 0.11 MPa 에서 $8.8\times10^{-5}$ MPa 로 감소함에 따라 임계 응력 확대 계수는 증가하였으며 이에 따라 파단면의 양상이 IG mode 에서 MVC mode 로 천이하였다. 또한 주어진 수소 압력에서 항복강도가 감소할 수록 임계 응력 확대 계수는 증가하였으며 파단면의 양상은 IG mode 에서 MVC mode로 변화하였다. 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화와 이에 따른 파단면의 천이 양상을 각각의 파단 양상에 대한 수소 유기 파괴의 미세기구와 임계 응력 확대계수의 수소 압력 및 항복강도 의존성을 함께 고려하여 설명하였으며, 이를 통하여 고강 도강의 수소 유기 파괴시 파단면의 양상은 수소 유기 파괴를 일으키기 위해서 가해준 응력 ( applied stress ) 에 의해 우선적으로 결정됨을 알 수 있었다. 실제로 많은 연구자들이 수소 압력 변화에 따른 임계 응력 확대 계수의 변화에 대한 이론적 고찰을 함에 있어 수소 압력이 높을때 즉, 입계파괴가 일어날때의 임계 응력 확대 계수 변화의 연장선에서 수소 fugacity 가 낮을때의 임계 응력 확대 계수의 변화 양상을 설명하는 오류를 범하고 있다. 4 장에서는 undoped 및 P - doped 3.5 NiCrV 및 3.5 NiCrMoV 강에서 tempering 온도가 수소 유기 균열 전파 속도 및 균열 전파 경로에 미치는 영향을 알아보았다. 일반적으로 tempering 온도가 증가하게 되면 항복강도가 감소하여 균열 전파 속도가 감소하는 것으로 알려져 있으나, 최근 몇몇 연구자들의 결과에 의하면 300$^\circ$C 부근에서 tempering 하였을때 균열 전파 속도가 가장 빠르게 나타나며 이를 tempering 온도 변화에 따른 탄화물 ( carbide ) 의 석출거동의 관점에서 설명하였다. 그러나 본 연구의 결과에 의하면 undoped 시편의 경우는 tempering 온도가 증가함에 따라 균열 전파 속도는 감소하였으나, P - doped 시편에서는 350 $^\circ$C, 250 $^\circ$C, 450 $^\circ$C tempering 순으로 균열 전파 속도가 감소하였다. 따라서 tempering 온도 변화에 따른 균열 전파 거동의 상이한 결과는 P의 입계 편석이 그 주된 원인임을 알 수 있었다. 균열 전파시 응력 확대 계수값의 변화에 따른 파단면의 양상을 분석한 결과 제 II 영역 ( 균열 전파 속도가 응력 확대 계수값에 비교적 무관한 영역 ) 에서 응력 확대 계수값이 감소함에 따라 파단면의 양상은 MVC mode 에서 IG mode 로 천이하였으며, 동일한 응력 확대 계수값에서는 tempering 온도가 증가함에 따라 파단면상에서 MVC mode가 차지하는 분율이 증가하였다. 이러한 실험 결과들을 각각의 파단 양상으로 균열이 전파할때 필요한 임계 수소 농도의 관점에서 고찰하였다. 또한 3 장에서 정립한 평형상태 즉, 균열이 더 이상 전파하지 않을때의 파단면 천이 개념을 근거로 하여 균열 전파시 파단 양상의 천이에 대한 model 을 제안하였다. 수소 유기 균열의 생성 및 전파에 영향을 미치는 전술한 여러가지 요인들이 결정되면 이에 따라 균열 전파 속도 및 파단면의 양상이 결정될 것이므로 이들간에는 상호 연관성이 있을 것으로 생각된다. 따라서 5 장에서는 AISI 4340 강을 수소 압력 및 시험 온도를 변수로 실험하여 이로부터 균열 전파 속도와 파단 양상의 상호 관계를 알아보고자 하였다. 수소 압력이 0.11 MPa 에서 $8.8\times10^{-5}$ MPa 로 감소함에 따라 제 II 영역에서 의 균열 전파 속도는 크게 감소하였으며, 3 장에서와 같이 임계 응력 확대 계수값이 증가하였다. 제 II 영역에서의 수소 유기 균열은 수소 압력이 높은경우 ( $1.1\times10^{-1}$, $1.1\times10^{-2}$ MPa ) 에는 주로 IG mode 로 전파하였으나, 수소 압력이 낮은 경우 ( $8.8\times10^{-5}$ MPa ) 에는 IG 및 MVC mode 의 혼합된 파단 양상으로 균열이 전파하였다. 수소 압력이 감소함에 따라 균열 전파 속도가 감소하는 것은 균열 선단에서의 수소의 coverage가 감소하였기 때문인 것으로 생각되며, 이때 파단면상에 MVC mode 가 나타나는 이유는 균열 전파에 필요한 응력이 높아서, 이로 인하여 균열 선단에서의 소성 변형이 심화되었기 때문인 것으로 생각된다. 한편, 시험 온도가 증가 ( 20 $^\circ$C - 120 $^\circ$C ) 함에 따라, 낮은 온도 영역에서는 제 II 영역에서의 균열 전파 속도가 증가하였으나 높은 온도 영역에서는 오히려 균열 전파속도가 감소하는 경향을 나타내었다. 낮은 온도 영역에서의 수소 유기 균열은 주로 입계를 따라 전파하였으나, 높은 온도 영역에서는 IG 및 MVC mode 의 혼합된 파단 양상으로 균열이 전파하였다. 이는 시험 온도의 변화에 따른 균열 전파 속도의 변화가 파단 양상의 변화와 관련되어 있음을 의미한다. 시험 온도의 변화에 따른 균열 전파 거동의 변화 양상은 특히 수소 유기 균열 전파의 율속 단계를 연구하는 수단으로 지금까지 많은 연구가 진행되어 왔다. Williams 과 Nelson 은 이러한 균열 전파 거동을 설명하기 위해 surface reaction model 을 제안한 바 있th?. 그러나 이들의 model 은 균열 전파 속도의 변화를 균열 선단에서 수소와 재료의 순수한 화학적 반응에 근거하여 설명하였으므로, 본 연구에서 관찰된 바와같은 파단양상의 변화를 전혀 설명할 수 없는 문제점을 지니고 있다. 이후, Wei 등은 파단면의 분석에 근거하여 hydrogen partitioning model 을 제안하였다. 이들에 따르면 낮은 온도 영역에서 재료내로 유입된 수소의 대부분이 입계에 집중되어 IG mode 로 균열이 전파하게 되나, 높은 온도 영역에서는 입계의 수소 농도가 급격히 감소하고, 대부분의 수소는 inartensite lattice 에 집중되어 MVC mode 의 파단 양상으로 균열이 전파하게 되며 이로 인해 균열 전파 속도가 감소하게 된다고 하였다. 그러나 이러한 partitioning model의 근본적인 문제점은 재료내로 유입되는 대부분의 수소는 입계를 따라 유입되어야 하며, 또한 입계가 수소에 대한 trap binding energy 가 작은 즉, 입계가 수소의 shallow trap site 로 작용할때만 이러한 설명이 가능할 것이라는 데 있다. 본 연구에서는 시험 온도 변화에 다른 균열 전파 속도의 변화 및 이에 따른 파단면 양상의 변화를 각각의 파단 양상에 대한 미세기구와 이러한 미세기구의 활성화에 미치는 수소 및 시험온도의 영향을 함께 고려하여 설명하였으며, 이로부터 높은 온도 영역에서 MVC mode 의 파단 양상이 나타나게 된 원인은 그 온도 영역에서의 항복강도의 감소에 기인한다는 결론을 얻었다. 이상의 연구 결과들을 종합해 보면 임계 응력 확대 계수나 균열 전파 속도는 수소 압력, 온도, 항복강도 및 불순물의 농도에 큰 영향을 받게 되며 이에 따라 파단면의 양상 이 변화하게 된다. 파단면 양상의 변화는 곧 수소 유기 파괴가 각각의 파단면에 상응하는 미세기구에 의해 일어났음을 의미하므로, 결론적으로 수소 유기 파괴에 영향을 미치는 여러가지 요인들에 대한 임계 응력 확대 계수 및 균열 전파 속도 의존성을 고찰함에 있어서 파단면 양상의 변화는 반드시 함께 고려되어야 한다.
The equilibrium and propagation kinetics, which are characterized in terms of the threshold stress intensity and crack propagation rate, respectively, of hydrogen-assisted cracking in high-strength steels have been investigated in gaseous and aqueous environments. The threshold stress intensity and ...
The equilibrium and propagation kinetics, which are characterized in terms of the threshold stress intensity and crack propagation rate, respectively, of hydrogen-assisted cracking in high-strength steels have been investigated in gaseous and aqueous environments. The threshold stress intensity and the crack propagation rate depended strongly on the hydrogen pressure, temperature, yield strength and impurity level, From both the fractographic analysis and micromechanistic consideration for the respective fracture modes, in particular, the concepts underlying fracture mode transition for hydrogen-assisted cracking in high-strength steel have been proposed. In chapter III, fracture mode transition in hydrogen-assisted cracking (HAC) of AISI 4340 steel has been studied from equilibrium aspects at room temperature with 8.6 mm thick double cantilever beam(DCB) specimens. The threshold stress intensity $K_{th}$ necessary for the occurrence of HAC and the corresponding fracture surface morphology have been determined as a function of hydrogen pressure and yield strength. The $K_{th}$ necessary for the occurrence of HAC increased with decrease in hydrogen pressure at a given yield strength and also with decrease in yield strength at a given hydrogen pressure. As $K_{th}$ increased, the corresponding HAC fracture mode changed from intergranular (IG) and quasi-cleavage (QC) modes to the microvoid coalescence (MVC) mode. The experimental results indicate that the critical hydrogen concentration for crack extension accompanied by the IG mode is higher than that for crack extension accompanied by the MVC mode. the fracture mode transition with varying hydrogen pressure and yield strength is discussed simultaneously in terms of the micromechanisms for HAC and the hydrogen pressure and yield strength dependencies of the $k_{th}$ From the present experimental results, it seems that the HAC fracture mode of high-strength steels is primarily determined by the applied stress intensity. In chapter IV, effects of tempering temperature (250$^\circ$, 350$^\circ$ and 450$^\circ$) on the hydrogen-assisted stress-corrosion (SC) crack propagation response and crack paths have been investigated with P-undoped and P-doped 3.5 NiCrV and 3.5 NiCrMoV steels in 3.5 wt.\% NaCl solution at 30$^\circ$C. The undoped specimens showed decreased SC crack propagation rates as the tempering temperature increased. However, the P-doped specimens showed the highest SC crack propagation rate on tempering at 350$^\circ$C. It is concluded that the P segregation at prior austenite grain boundaries in primarily responsible for the two conflicting relationships between SC crack propagation rate and tempering temperature. As the applied stress intensity and the tempering temperature increased the fracture mode changed from IG or QC mode to the MVC mode. This is discussed in terms of our understanding of the micromechanisms for hydrogen-assisted cracking of the respective fracture modes. Finally a schematic diagram for fracture mode transition is proposed. In chapter V, hydrogen effects on the crack propagation rate and response in AISI 4340 steel have been investigated as a function of hydrogen pressure and test temperature. Hydrogen-assisted (Ha) crack propagation rate and corresponding fracture surface morphology were determined from double cantilever beam specimens. As the hydrogen pressure decreased, the onset of the HA crack propagation occurred at a higher stress intensity factor and the Stage II crack propagation rate decreased. The kinetics of Stage II crack propagation showed substantially different response in two temperature regions. Fractographic analysis showed that increasing amounts of the microviid coalescence mode resulted in slower HA crack propagation rates. The observed changes in HA crack propagation rate an corresponding fracture mode with hydrogen pressure and test temperature are discussed in terms of critical stress or strain and critical hydrogen concentration concepts.
The equilibrium and propagation kinetics, which are characterized in terms of the threshold stress intensity and crack propagation rate, respectively, of hydrogen-assisted cracking in high-strength steels have been investigated in gaseous and aqueous environments. The threshold stress intensity and the crack propagation rate depended strongly on the hydrogen pressure, temperature, yield strength and impurity level, From both the fractographic analysis and micromechanistic consideration for the respective fracture modes, in particular, the concepts underlying fracture mode transition for hydrogen-assisted cracking in high-strength steel have been proposed. In chapter III, fracture mode transition in hydrogen-assisted cracking (HAC) of AISI 4340 steel has been studied from equilibrium aspects at room temperature with 8.6 mm thick double cantilever beam(DCB) specimens. The threshold stress intensity $K_{th}$ necessary for the occurrence of HAC and the corresponding fracture surface morphology have been determined as a function of hydrogen pressure and yield strength. The $K_{th}$ necessary for the occurrence of HAC increased with decrease in hydrogen pressure at a given yield strength and also with decrease in yield strength at a given hydrogen pressure. As $K_{th}$ increased, the corresponding HAC fracture mode changed from intergranular (IG) and quasi-cleavage (QC) modes to the microvoid coalescence (MVC) mode. The experimental results indicate that the critical hydrogen concentration for crack extension accompanied by the IG mode is higher than that for crack extension accompanied by the MVC mode. the fracture mode transition with varying hydrogen pressure and yield strength is discussed simultaneously in terms of the micromechanisms for HAC and the hydrogen pressure and yield strength dependencies of the $k_{th}$ From the present experimental results, it seems that the HAC fracture mode of high-strength steels is primarily determined by the applied stress intensity. In chapter IV, effects of tempering temperature (250$^\circ$, 350$^\circ$ and 450$^\circ$) on the hydrogen-assisted stress-corrosion (SC) crack propagation response and crack paths have been investigated with P-undoped and P-doped 3.5 NiCrV and 3.5 NiCrMoV steels in 3.5 wt.\% NaCl solution at 30$^\circ$C. The undoped specimens showed decreased SC crack propagation rates as the tempering temperature increased. However, the P-doped specimens showed the highest SC crack propagation rate on tempering at 350$^\circ$C. It is concluded that the P segregation at prior austenite grain boundaries in primarily responsible for the two conflicting relationships between SC crack propagation rate and tempering temperature. As the applied stress intensity and the tempering temperature increased the fracture mode changed from IG or QC mode to the MVC mode. This is discussed in terms of our understanding of the micromechanisms for hydrogen-assisted cracking of the respective fracture modes. Finally a schematic diagram for fracture mode transition is proposed. In chapter V, hydrogen effects on the crack propagation rate and response in AISI 4340 steel have been investigated as a function of hydrogen pressure and test temperature. Hydrogen-assisted (Ha) crack propagation rate and corresponding fracture surface morphology were determined from double cantilever beam specimens. As the hydrogen pressure decreased, the onset of the HA crack propagation occurred at a higher stress intensity factor and the Stage II crack propagation rate decreased. The kinetics of Stage II crack propagation showed substantially different response in two temperature regions. Fractographic analysis showed that increasing amounts of the microviid coalescence mode resulted in slower HA crack propagation rates. The observed changes in HA crack propagation rate an corresponding fracture mode with hydrogen pressure and test temperature are discussed in terms of critical stress or strain and critical hydrogen concentration concepts.
주제어
#Fractures Steel, high strength 고강도강 수소 균열 파괴 균열 전파 MetalsHydrogen embrittlement
학위논문 정보
저자
이효근
학위수여기관
한국과학기술원
학위구분
국내박사
학과
재료공학과
발행연도
1990
총페이지
vi, 128 p.
키워드
Fractures Steel, high strength 고강도강 수소 균열 파괴 균열 전파 MetalsHydrogen embrittlement
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