최근 화력 발전 설비는 환경오염 물질 배출량 감소와 CO2 감축 의무화 등 환경 규
제가 강화됨에 따라 발전 효율 향상을 위해 증기조건이 고온, 고압화되고 있다. 운전
조건의 고온, 고압화에 대응하기 위해 보일러 튜브 소재에 적용되어 왔던 이전의
2.25Cr-1Mo (SA213-T22, 이하 T22)강의 두께를 증가시키면, 보일러 설계 디자인 변경, 용접 Pass 수 증가 등 발전설비 건설 단가가 증가되며, 하중 증가에 따른 설계의 어려
움, 발전소 가동 중 열응력 증가와 제작 시공 시 용접 결함 발생 등의 위험성이 증가
하게 된다. 하지만 소재의 고온강도를 증가시켜 튜브 두께를 감소시키는 경우에는 발
전소 기동 정지 열응력 감소, 용접 Pass 감소로 인한 용접 비용 절감과 용접 결함 발
생율이 감소된다. 따라서 이전의 T22 소재 보다 고온 물성이 우수한 소재가 개발되었
다.이전의 T22 소재 대비 탄소(C) 함량을 낮추어 용접성을 향상시키고 몰리브덴(Mo)
함량을 낮추는 대신 텅스텐(W), 바나듐(V) 나이오븀(Nb)을 최적화하여 크리프 강도를
향상시킨 2.25Cr-1.6W강 (SA213-T23, 이하 T23)을 개발하였다. 그러나 새롭게 개발된
T23 소재는 제작 시 용접후열처리 도중 용접부 또는 CGHAZ에서 재열균열 발생이 보
고되고 있다. 이전의 연구에서 밝혀진 T23 소재의 재열균열 기구는 입계 석출물에 의한 결정립계
의 합금성분 결핍 영역 발생과 결정입계의 균열을 야기하는 석출물에 의한 입계 약화
와 입내 석출강화에 의한 입내 강화에 의해 입계로 균열이 발생하는 것으로 알려져
있다. 이전의 T23 소재의 재열균열 연구에서 CGHAZ의 기지 합금성분은 균일한 것으로
연구되었다. 하지만 본 연구에서 검토한 결과 CGHAZ의 입내에 탄소(C), 텅스텐(W), 크
롬(Cr) 농화부와 입계에 탄소(C) 농화부가 발견되었다. 이에 본 연구에서는 Peak 온도 별 용접 열영향부 특성을 평가하여 석출물 고용과
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입내의 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 농화부 형성의 상관관계, 결정립 성장과 입계 탄
소(C) 농화부 형성의 상관관계를 고찰하였다. 그리고 PWHT 온도 별로 CGHAZ의 재열
균열 민감도를 평가하여 최적의 PWHT 온도를 도출하고 입계 Austentie의 입계 Ferrite
변태가 재열균열에 미치는 영향과 입계 Ferrite 형성 메커니즘을 검토하였다. 그 결과
다음과 같은 결론을 얻었다. Peak 온도가 증가할수록 모재의 입계 석출물 M23C6은 기지에 고용되어 M23C6 합금
성분인 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr)이 점점 확산하지만 급열 급냉의 용접 열이력에 의
해 기지에 완전 확산하지 못하고 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분이 농화된 영역을
만든다. Peak 온도가 낮은 경우 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분의 확산정도가 낮아
탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분의 농화정도가 높기 때문에 Austenite가 나타나며, Peak 온도가 높은 경우는 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분의 확산정도가 높아 탄소
(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분의 농화정도가 낮기 때문에 Martesite가 나타난다. 따라서
Peak 온도가 증가할수록 탄소(C), 텅스텐(W), 크롬(Cr) 성분의 농화정도가 점점 낮아지
기 때문에 Austenite가 안정한 합금성분 영역에서 Martesite가 안정한 합금성분 영역
으로 이동하는 것을 알 수 있다. 그리고 결정립계 이동 시 질량과 크기가 작은 탄소(C)를 끌고 가는 Solute drag
effect에 의해 결정립계에 탄소(C)가 농화되며 결정립 크기가 조대한 CGHAZ는 결정립
계의 이동이 많기 때문에 결정입계에 탄소(C) 농화도가 높다. 결정입계에 탄소(C) 농화
에 의해 결정입계에 Austenite가 형성된다. 650℃, 700℃에서 재열균열에 민감한 이유는 PWHT 시 입계 Ferrite 생성에 의해 입
계강도가 약화되어 입계강도가 입내강도 보다 낮기 때문이다. 하지만 750℃에서 재열
균열에 민감하지 않는 이유는 높은 Tempering 효과에 의해 기지도 입계 Ferrite 만큼
연화되어 입계강도와 입내강도가 비슷하기 때문이다. PWHT 시 입계 Ferrite가 나타나는 이유는 PWHT 시 입계는 M23C6 석출에 의한 C
(탄소), W(텅스텐), Cr(크롬) 결핍 영역이 생성되어 Ferrite nose time은 PWHT 시간인
30분보다 짧아지게 되고, 이로 인해 CGHAZ의 입계 Austenite가 입계 Ferrite로 변태하
기 때문이다.

The microstructural characteristics of a simulated heat-affected zone (HAZ) in
SA213-T23 (2.25Cr-1.6W steel) used for boiler tubes employed in thermal power
plants were investigated using nital, alkaline sodium picrate, and Murakami’s
etchants. In order to investigate the microstructure formation process of the HAZ in
the welding process, simulated HAZ specimens were fabricated at intervals of 100
°C for peak temperatures between 950 and 1350 °C, and the microstructural
features and precipitate behavior at various peak temperatures were observed.
(1) When the base metal of T23 was etched with alkaline sodium picrate,
the ivory color obtained could be identified as tempered martensite and the
brown color obtained was identified as bainite. In the case of Murakami
etching, carbide was observed, and the grain boundary precipitate was M23C6
and the transgranular precipitate was MC.
(2) In order to investigate the microstructure formation process of CGHAZ, the microstructure of the simulated HAZ at various peak temperatures (950?
1350 °C) was observed by etching separately with alkaline sodium picrate and
nital. Alkaline-sodium-picrate-etched microstructures exhibited a black dot or
band, which was not observed in the nital-etched microstructure. The black
dot or band had a transgranular distribution, regardless of the nature of the
prior austenite grain boundary. As the temperature increased from 950 to
1350 °C, the black dot became wider and thicker and turned into black bands.
(3) Rectangular M23C6 precipitate was present at the center of the black
dot with the size of a few micrometers at the peak temperatures of 950 and
1050 °C, and austenite was present around the precipitates. As the peak
temperature increased (1150?1350 °C), the M23C6 and austenite decreased, and
the martensite phase, which is the same as the matrix, increased in the black
band region.
(4) In the EPMA analysis, the M23C6 (C-, W-, and Cr-rich phases)
precipitate of the prior austenite grain boundary in the base metal gradually
dissolved with the increase in peak temperature (950?1350 °C). Therefore, it
was observed that C, W, and Cr, which are the main alloying elements of
M23C6, gradually diffused into the matrix. Therefore, the M23C6 with a size less
than 1 μm in the base metal changed to a black dot that was coarser than
the M23C6 in the base material when the peak temperature increased to 950
and 1050 °C. As the peak temperature increased from 1050 to 1350 °C, the
M23C6 carbide changed into a thick black band because M23C6 (C, W-, and
Cr-rich phases) gradually dissolved and diffused into the matrix. According to the amount of M23C6 diffusion, the Schaeffler diagram showed that the
alloying component of the black dot (C: 0.6?1.0%; W: 3?4%; Cr: 7?12%) at the
peak temperature of 1050 °C was the austenite region and that the alloy
component of the black band (C: 0.2?0.3%; W: 2?3%; Cr: 2?3%) at the peak
temperature of 1350 °C was the martensite region.
(5) In the calculation using Thermo-Calc, the M23C6 carbide ( C-, W-, and
Cr-rich phases) was stable at 800 °C or less. M23C6 dissolved above 800 °C,
and the size and volume fraction of the M23C6 carbide decreased rapidly as
the peak temperature increased (950?1350 °C). Therefore, it was concluded
that the austenite grain size increased because the precipitates that interfered
with grain boundary migration decreased.
The post-weld heat treatment (PWHT) cracking susceptibility of a coarse
grain heat-affected zone (CGHAZ) in SA213-T23 (2.25Cr-1.6W steel) that was
used for boiler tubes employed in thermal power plants was investigated using
a Gleeble thermal cycle simulator. The PWHT cracking susceptibility test was
performed at 650 °C, 700 °C, and 750 °C, and it can be judged that the lower
the reduction of the area, the more susceptible it is to PWHT cracking.
(1) As a result of the PWHT cracking susceptibility test of CGHAZ at 650 °C,
700 °C, and 750 °C, it was found that CGHAZ was sensitive to PWHT at 650 °C
and 700 °C, but not at 750 °C. The surfaces at 650 °C and 700 °C contain
intergranular fractures, but at 750 °C, they contain transgranular fractures.
(2) In order to investigate the microstructural characteristics of CGHAZ at
PWHT temperatures, microstructures were observed by etching with nital and alkaline sodium picrate etchants. Alkaline sodium picrate-etched
microstructures at 650 °C, 700 °C, and 750 °C showed white bands at grain
boundaries that did not appear in nital etching. In the EPMA and TEM
analyses, the white band at the grain boundaries of 650 °C, 700 °C, and 750
°C was intergranular ferrite depleted in C, W, and Cr.
(3) The reason why an intergranular fracture appears largely at 650 °C and
700 °C and is sensitive to PWHT cracking is that the intergranular strength is
lower than the transgranular strength due to ductile intergranular ferrite. The
intergranular ferrite appears during PWHT. At 750 °C, the surface fracture is
mostly transgranular fracture, and is not susceptible to PWHT cracking. The
reason is that the intergranular ferrite lowers the intergranular strength, but
the transgranular strength is also lowered by the high tempering effect, so
that the intergranular strength and the transgranular strength are similar to
each other.
(4) A line observed at the grain boundary of CGHAZ was found to be
austenite with carbon concentration, on the basis of EPMA and TEM analysis.
(5) In the case of the PWHT of the alloy composition of the matrix for 30
min at 650 °C, 700 °C, and 750 °C, the austenite at the grain boundary of
CGHAZ does not transform into ferrite, because the ferrite nose time in the
TTT curve is longer than 30 min. However, the grain boundary is a region
where C, W, and Cr are depleted by M23C6 precipitation with high C, W, and
Cr components. When C, W, and Cr are depleted, the ferrite nose time becomes shorter than 30min, so that austenite at the grain boundary of
CGHAZ is then transformed into ferrite.