KR101362019B1 - 초음파 충격에 의한 금속 성능 개선과 금속의 열화로부터의보호 및 열화의 억제를 위한 방법 - Google Patents

Abstract

초음파 충격을 제어함으로써 금속의 성능을 개선 및 강화하고 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법이 개시된다. 본 발명의 방법은 외부력, 열역학적 변동 및 부정적인 환경 인자 하에서의 장기간 사용 중의 금속 특성의 열화의 문제를 해결한다. 본 발명의 방법은 또한 시간에 따른 성능의 바람직하지 않은 변화로 인한 재료 파손의 위험에 대해 보호(방지) 및 억제하도록 지향된 기술에 관한 것이다. 금속 열화를 "극복"하는 공지된 방법은 용융, 주조, 용접 및 코팅의 도포 중의 야금학적 합금으로부터 표면 상의 다양한 열처리 및 효과까지의 광범위한 기술을 포함한다. 본 발명은 이러한 모든 경우에 열화 문제를 해결하는 새로운 다기능적 방법을 제공한다.

금속, 열화, 재료 손상, 초음파 충격, 위상, 진폭

Description

초음파 충격에 의한 금속 성능 개선과 금속의 열화로부터의 보호 및 열화의 억제를 위한 방법 {METHOD OF METAL PERFORMANCE IMPROVEMENT AND PROTECTION AGAINST DEGRADATION AND SUPPRESSION THEREOF BY ULTRASONIC IMPACT}

본 발명은 초음파 충격에 의해 금속의 성능을 개선하고 금속을 열화로부터 보호하고 열화를 억제하는 방법 및 알고리즘에 관한 것이다. 본 발명은 외부력, 열역학적 변동, 및 부정적인 환경 인자 하에서의 장기간 사용 중의 금속 특성의 열화 문제를 해결한다. 본 발명은 시간에 따른 성능의 바람직하지 않은 변화로 인한 재료 파손의 위험을 방어, 즉 방지 및 억제한다. 이러한 문제는 일반적으로 금속의 환경적 열화의 과정을 동반하는 공지된 조건 하에서의 재료/금속의 원래 구조의 손상 때문에 발생한다.

재료 상태 및 특성에 대한 초음파 충격 처리의 직접적인 효과의 방법 및 수단을 개시하며, 재료의 표면 및 그의 표면하 층이 하나의 통합된 효과 및 결과의 물질이라는 것을 시사하는 미국 특허 제6,171,415호, 제6,289,736호, 제6,458,225호, 제6,338,765호, 제6,722,175호 및 제6,843,957호와, 미국 특허 출원 제10/834,180호가 기술 분야에 공지되어 있다.

열화의 다양한 유형(분류), 원인, 물성 및 메커니즘이 공지되어 있다. 예를 들어, 구조물 내의 재료 열화 과정의 구조적 조직화, 구조적 구성요소의 파손, 및 인자들의 조합된 작용에 의해 영향을 받는 고유한 기계적 시스템의 파괴의 조사 및 정형화의 결과를 개시하는, "기계적 시스템의 열화( Degradation of Mechanical Systems)"[베르만 에이.에프.(Berman A.F.) (노보시비르스크: 나우카(Nauka), 1998, - p. 320)]가 기술 분야에 공지되어 있다. 부식 균열, 수소 취성화, 부식 및 기계적 피로 및 침식으로 인한 재료 손상 및 구조적 구성요소 파손의 과정도 설명되어 있다.

기계적 시스템(mechanical system: MS)의 실험적 조사, 테스트 및 사용 경험의 결과는 MS 및 기계적 시스템들로 구성된 기술적 시스템(technical system: TS)의 신뢰성 및 안전성의 지원, 유지 및 회복과 관련된 문제를 해결하기 위한 정보 기반이다. 이러한 작업은 열화로 인한 MS의 신뢰성의 변화를 해결한다. MS의 열화는 기술적 상태, 오작동 및 불안전한 작동의 비가역적 변화의 과정을 내포한다. MS의 열화는 구조적 하중 지지 용량의 변화를 수반하는 파괴 및 사고 누적 과정의 일부이다.

제조 단계에서 신뢰성을 제공하기 위해, 가능한 열화 과정에 대한 지식에 기초하여, 설계 도표 및 모델을 개발 및 개선하고, 파손 및 극한 상태의 진단 특징 및 기준을 확립하고, 아울러 테스트 방법을 평가하고, 기술적 상태를 진단 및 예측하기 위한 기술 및 응급 상황 및 사고의 연장을 방지하기 위한 보호 방법을 결정하기 위한 노력이 이루어진다.

신뢰할 수 있고 안전한 작동을 보장하기 위해, 열화 과정에 대한 지식은 MS 의 기술적 상태 및 그의 변화의 원인을 효과적으로 제어 및 평가하고, 구성요소의 사용 수명 및 진단의 빈도를 갱신하고, 진단 및 예측 기술을 개선하고, MS를 갱신하는 것을 가능케 한다.

기계적 시스템은 거의 모든 기술적 시스템의 구조적 기반을 구성한다. 따라서, 하중 지지 구조물 및 메커니즘의 강도 및 수명은 신뢰성 연구 및 유지·보수의 일반적인 방법론에 있어서 가장 중요하다.

MS의 파괴 및 구성요소의 수명 고갈은 파괴 및 극한 상태 기준에 의해 특징 기술된다. 작동 안전성 및 필요한 사용 수명은 작업 용량 및 하중 지지 용량의 여유분과, 외부 작용 및 그의 무작위적인 성질에 있어서의 산포를 보상하는 진단 및 예측 기술에 의해 획득된다.

지난 수십 년간, 전력 공학, 화학 및 석유화학 산업 및 수송 시설 내의 파손의 원인이 더욱 상세하게 조사되었다. 이는 MS의 수명 고갈(열화) 및 파손의 원인이 되는 현상 및 원인-효과 관계의 복잡성 및 다양성을 입증했다. 예를 들어, 화학 반응기의 파손에 대한 조사는 열 교환 파이프 내의 벽 관통 균열이 기계적, 물리적 및 화학적 효과의 바람직하지 않은 조합으로 인해 발현되었다는 것을 보여주었다. 이는 불완전한 설계 표준 및 규정, 제조 및 검사 기술 및 작동 조건과, 이들의 위반 때문에 가능했다. 따라서, 특히 고유한 외부 인자 및 파손이 현저한 경제적 및 사회적 결과를 초래하는 소규모 MS 및 TS에 있어서는 MS 및 그의 구성요소의 강도 및 수명의 문제가 해결되지 않았다.

이러한 문제를 해결하기 위한 하나의 방법은 재료 및 구조 역학의 방법을 램 덤 프로세스(random process)의 이론과 조합하는 것이다. 이는 MS 신뢰성 이론에 대한 기반이다. 열화 파손의 가능성은 예측된 사용 수명의 한도 내에서 상당히 작아야 하고, 열화 파손의 물리적 성질을 허용하는 적절한 유지·보수 시스템 및 수명 설계에 의해 획득된다. 사용 수명의 유효한 계산은 여기서 파손의 기계-물리-화학적 성질의 연구에 기초해서만, 즉 파손 성질에 대해 적절한 설계 모델, 열화 과정의 메커니즘 및 동역학의 모델, 및 전체 MS 및 그의 각각의 구성요소에 대한 (작동 가능한 조건의) 품질 공간의 이용 가능성에 의해서만 가능하다.

그러나, 고유한 화학적 처리 시스템의 작동 경험은 파손의 30% 이상이 실제로는 신뢰할 수 있는 수명 예측을 허용하지 않으며, MS의 기술적 상태 및 수복 가능성이 평가되는 것을 가능케 하지 않는 설계 해법을 생성하는 기계-물리-화학적 인자들의 동시 작용 하에서의 불완전한 0설계 모델로 인한 것이라는 것을 보여준다.

이러한 경우의 파손은 상당한 정도까지 일어나는데, 실험실 조건(빠르게 이동하는 것을 포함한, 높은 압력 및 온도의 활발하고 공격적인 환경과, 가속될 수 없는 많은 열화 과정의 낮은 속도 등의 조합된 작용) 하에서의 외부 인자의 비반복성으로 인해 적절한 실험적 조사가 불가능하기 때문이다. 불충분한 실험적 조사 및 테스트와 파손 및 극한 상태에 대한 유효한 기준의 결여가 부적절한 유지·보수를 수반하는 것이 명백하다.

파라미터 신뢰성 이론은 물리-기계적 파손 모델을 포함한, 신뢰성 파라미터를 계산하는 것에 기초한다. 이러한 이론은 제품의 출력 파라미터가 개별 구성요 소의 마모 및 손상으로 인해 변한다는 것을 시사한다. 그러나, 많은 경우에, 출력 파라미터는 기능이 종결되거나 안전한 작동 조건이 위배될 때의 몇몇 임계 순간까지 손상 값에 민감하지 않다. 예를 들어, 균열은 벽 관통 균열 또는 취성 또는 연성 파단 때문에 기능이 종결되는 경우에 용기, 파이프 및 기타 구성요소 내에서 발생한다.

이러한 경우에, 관통 균열 형성 또는 수소 취성화의 위험을 특징 기술하는 파라미터(균열 깊이 또는 길이 등)가 규정된다. 많은 MS의 현재의 제어성 및 진단 설비에서, 그러한 파라미터는 종종 제어되지 않거나 불충분하게 제어된다. 이 때문에, 그러한 MS의 신뢰성은 가능성이 있는 이론적인 손상에 대한 분석 및 확률적 평가에 의해 유지되어야 한다. 얻어진 결과는 파손의 확장을 방지하고 안전을 제공하기 위한 조치를 결정한다.

MS의 파괴는 하나 또는 여러 구성요소의 파손이 선행하고 결국 임계 값에 도달한 손상된 재료에 의해 일어나는 최종 단계이다. 다양한 파라미터가 재료 특성 및 외부 인자에 의존하여, 손상의 척도로서 취해진다. 손상 파라미터는 재료의 물리적, 화학적 및 기계적 특성의 변화와, 표면 및 구조적 상태를 특징 기술한다.

기본적으로, 현재의 측정 기술은 그의 국소 적용으로 인해 또는 업계에 필요한 기술적 수단이 결여되어 있기 때문에 초기 손상 단계를 검출하지 않고, 이는 MS 개발 중에 고려되어야 한다. 이는 직접 및 간접 진단 특징을 식별하고, 테스트 및 사용 중에 상태를 평가 및 예측하기 위해 필요한 진단 수단을 개발하는 문제를 초래한다.

다양한 인자들의 조합된 작용 하에서의 재료의 특성 및 상태를 변화시키는 과정을 설명하는 관계는 실질적으로 비선형이다. 이러한 과정은 주로 경험적으로 연구되고 정형화된다. 외부 인자들의 다양한 조합 하에서의 재료 손상 동역학의 평가 및 예측과 관련된 문제도 있다.

특히 화학, 석유화학, 원자력 공학, 생명 공학 및 파이프라인 기반 시설에서의 MS 및 TS에 대한 다수의 효과는 재료의 복합 손상, 수명 고갈 및 MS의 파괴의 원인이 되는 매우 다양한 열화 과정을 일으킨다. 가능성 있는 열화 과정을 식별하는 것은 예비 설계 조사 및 설계 작업시에 가장 중요한 목표이다.

많은 수의 금속 물리학, 야금학, 물리화학, 강도, 내구성, 및 다른 조사 및 테스트가 이러한 과정을 연구하기 위해 수행되었다. 그러한 조사의 주된 목표는 초기 파라미터에 의존하여 구조 및 특성 변화의 메커니즘, 동역학 및 동특성을 식별하는 것이다. 지.피. 카르조프(G.P. Karzov)에 의해 저술된 논문은 재료 및 구조물 내에서 발생하는 파손 과정의 조사에 대한 다양한 접근을 조합하는 것에 관한 가장 최근의 가장 포괄적인 노력 중 하나이다.

많은 경우에, 구조적 중복성과 같은 널리 사용되며 잘 연구된 신뢰성 방법은 신뢰성이 강도 및 수명 기준에 기초하여 제공되거나 정확하게 평가될 수 없는 MS에 대해 적용될 수 없다. 예를 들어, 파이프라인, 튜브형 장치 및 압력 용기에 대한 주된 파손 기준은 누출 또는 대기 주입으로 이어지는 벽 관통 손상 또는 구성요소 파손으로 인한 밀봉 파손이다.

모든 손상 과정은 그의 메커니즘, 동역학 및 동특성에 의해 설명될 수 있다. 손상 과정의 메커니즘은 과정을 결정하는 인자들의 조합 및 상호 작용을 시사하고, 동역학은 합산 또는 누적된 단위 이동 사건들의 결과로서 발생하는 미시적 및/또는 거시적 사건들과 같은 손상을 시사하고, 동특성은 시간 경과에 따른 과정 속도 변화를 시사한다. 따라서, 손상 메커니즘(열화 메커니즘)은 구성요소 재료에 영향을 주는 복수의 인자에 의해 식별되고, 동역학 및 동특성은 시간에 따른 주어진 효과에 대한 미세 및 초미세 체적 내에서의 재료 응답에 의해 식별되고, 손상 파라미터는 구성요소 체적 내에서의 외부 효과의 결과에 의해 식별된다. 각각의 손상 과정은 특수한 원인-효과 관계를 갖는 효과들의 복합체를 동반하는 집합적 과정이다. 모든 손상 과정은 과정에 대해 등급을 지정하기 위한 기반으로서 전형적으로 취해지는 최소 개수의 지배 인자들을 갖는다.

MS 구성요소 재료 파손의 성질 및 원인을 식별하는 것은 강도 및 사용 수명을 평가하기 위한 설계 모델의 기반, 테스트 방법 및 조건의 올바른 선택 기준, MS에 대한 진단, 예측 및 개선 방법을 평가하기 위한 초기 정보를 제공하므로 중요하다.

MS의 내구성 및 신뢰성의 측면에서, 손상 메커니즘, 동역학 및 파라미터는 제조 기술을 고려하여 구성요소 또는 구조물 재료를 합리적으로 선택하기 위해서뿐만 아니라, 주로 파손 및 극한 상태, 주기성 및 제어 및 진단 수단, 기술적 상태에 대한 예측 방법론, 신뢰성 및 안전의 기준을 설정하기 위해서도 연구되어야 한다. 금속 물리학자 및 야금학자는 "재료 파손"이라는 용어를 사용하지만, 강도 및 신뢰성 전문가는 "구성요소 재료 손상" 또는 단순히 본원에서 사용되는 "구성요소 손 상"을 사용한다.

재료의 화학적 활성도는 응력 하에서 증가하고, 이러한 증가는 주기적 응력 하에서 훨씬 더 크다. 이 때문에, 강도 및 수명 조사는 기계적 기준으로만 제한되지 않아야 한다. MS 구성요소 파손을 일으키는 부식-기계적 손상이 화학, 석유화학, 원유 처리 플랜트, 전력 설비, 및 가스 및 원유 파이프라인에서의 장비 파손의 주요 원인이 된다. 이러한 장비는 열-질량-전달 과정과, 화학, 석유화학 및 전력 기술에 대해 주요한 매체의 수송을 위해 설계된다.

재료 손상은 다양한 손상 미세 메커니즘, 시간 경과에 따른 열 변동의 통계적 관계, 및 핵, 전위, 하위 구조 및 구조적 수준에서의 동시 현상으로 인해 다단계의 통계적 대규모 과정으로서 설명된다. 하중 및 매체의 조합된 작용 하에서의 강도 및 수명을 평가하기 위해 순수하게 기계적인 기준을 사용하는 것은 정확성을 보장하지 않고, 이러한 기준을 개선하지 않으며 손상 과정에 영향을 주지 않는다.

실험적 조사, 테스트 및 제어된 사용의 결과에 기초하여, 부식 균열(CC), 수소 취성화(HE), 부식 피로(CF), 기계적 피로(MF) 등과 같은, 아직까지 거의 이해되지 않은, 가장 일반적인 구성요소 재료 손상 과정들 중 일부의 물리기계적 본질이 해결된다. 열화 과정들 중 하나 이상의 원인이 되는 가장 중요한 인자가 검출되었고, 각각의 과정을 설명하는 손상 파라미터가 식별되었다. 표1은 다양한 손상 메커니즘을 포함하며 손상 과정 및 파라미터를 정의하는 주요 인자들의 분류를 도시한다. 주요 인자에 기인한 손상 과정은 인자들과, 각각의 인자의 개별 구성요소와, 과정을 개시하고 가속하는 추가의 인자들 사이의 다양한 정량적 관계 하에서 실시될 수 있다.

재료 손상의 주요 파라미터, 메커니즘 및 과정의 분류

손상 파라미터	손상 메커니즘(인자들의 조합)	손상 과정
배향성 단일 균열장	외부 환경과의 접촉 상호 작용, 인장성 정적 응력 또는 간헐적 정적 응력, 주어진 외부 환경에 민감한 재료	부식 균열
	함수소 환경과의 접촉 상호 작용, 인장 응력, 주기적인 온도 급변, 용접 열 영향 구역	수소 취성화
단일 균열	활성의 외부 환경과의 상호 작용, 주기적 응력, 민감한 재료	부식 피로
	저주기 및 고주기 응력	기계적 피로
표면의 국소 부식 손상(피트, 공식)	정체 및 슬롯 구역 내에서의 전해질과의 접촉 상호 작용, 전해질 전위, 합금의 전기화학적 비균질성, 불규칙적인 응력-변형 상태	전기화학적 부식
재료의 전반적인 균일 또는 불균일 용해	전해질과의 접촉 상호 작용, 환경의 pH, 표면 부동태화 특징, 열역학적으로 불안정한 재료	전기화학적 부식
스케일링, 재료의 승화 또는 용해	고온 가스 또는 비전해질과의 접촉 상호 작용, 환경 압력	화학적 부식
표면 기복 변화	이동 기체, 액체, 연마제의 분리되거나 조합된 작용, 환경의 속도 및 온도, 연마제의 크기 및 경도, 재료의 마모 및 열 저항성	침식
미세 균열, 결정립 및 하위 구조 경계에서의 세공	고온 및 인장 응력에 대한 장기간 노출	크리프
기계적 및 물리적 특성의 변화	함수소 환경의 높은 온도 및 압력, 민감한 재료	수소 부식
표면 층의 경도 증가, 잔류 응력의 형성	함질소 환경의 높은 온도 및 높은 압력, 페라이트 저합금 강 내의 질화물 형성 원소의 존재	질화물 부식
열 변동 과정의 강화 및 불순물 원소의 확산	중성자 스펙트럼 및 중성자 조사 강도, 고온, 페라이트 강, 특히 구리 및 인과 같은 불순물	방사선 취성화

표2는 MS 수명에 대한 실질적인 효과를 가지며 균열에 의해 특징 기술되는 손상 파라미터의 가장 일반적이며 유해한 유형의 분류 결과를 도시한다.

균열 파라미터 강화

분류 파라미터
파단 시의 균열 전면 형상	파단 시의 균열 표면 구조	균열 발현 경로	분지화 유형	미세 균열 선단에서의 파손 유형	거대 균열 선단에서의 파손 유형
반원형, 반타원형, 선형	1-초점, 다초점	입내(intragranular), 입계(intergranular), 조합식	강한 분지화, 약한 분지화, 무분지화	전위부 타입, 세공의 성장 및 응집, 전위부 타입 및 국소 부식	칩, 파단, 절단

또한, 항공기 산업에서 사용되는 다양한 재료에 대한, 사용 시의 열화 및 새로운 항공기 구성요소의 수명의 신뢰할 수 있는 예측을 허용하는 테스트 절차를 개발하는 이슈를 다루는, "재료 및 구조물의 가속 시효: 장기간 상승된 온도 노출의 효과[A cceler ated Aging of Materials and Structures : The Effects of Long - Term Elevated-Temperature Exposure )"(미국 국립 재료 자문 협의회(National Materials Advisory Board of UAS: NMAB)]가 공지되어 있다. 항공기 구조물 사용 환경 내에서의 장기간 노출에 대한 재료 시스템의 응답을 예측하기 위해, 손상 및 파손과 관련된 물리적 현상의 기초적인 이해가 발전되어야 한다. 이는 실험적 재료 특징 기술, 및 물리적 현상을 기술하는 관련된 수학 및 컴퓨터 모델의 개발에 의해서만 확립될 수 있다. 많은 경우에, 테스트 표준 및 코드는 구성요소 설계 및 테스트 방법론의 구체적인 유형에 대한 지침을 제공하기 위해 이용 가능하다. 그러나, 몇몇 최신 재료, 예를 들어 복합재에 대해, 재료 테스트에 대한 상이한 접근이 요구될 수 있고, 표준화된 방법이 결여될 수 있다. 동일한 기본 재료 특성에 대한 요건은 유사할 수 있지만, 사용자는 종종 그 자신의 테스트 방법을 개발한다. 상이한 테스트 방법론들은 테스트 데이터의 모호성으로 이어져서, 재료 선택, 설계, 및 제작에 있어서 불확실성을 초래할 수 있다.

가속 테스트 및 분석 방법을 사용한 재료 및 구조물의 장기간 시효 응답의 평가는 특히 항공기 사용 시에 마주치는 복잡한 조건 때문에 매우 어렵다. 최고의 기술이라도 완벽하게 만족스러운 재료 성능 예측을 산출하지 않을 것이다. 그러나, 새로운 항공기가 설계될 것이고, 재료 및 구조물이 그의 전체 수명 사이클에 걸쳐 평가될 것이기 때문에, 재료 선택 및 구조적 설계 결정을 지원하기 위한 재료 및 구조물 성능의 가능한 가장 양호한 이해를 제공하는 테스트 및 분석 방법을 개발하는 것이 중요하다. 완벽하게 정확한 데이터가 개발되기를 기다리는 것보다 주요 프로그램 결정에 영향을 주기 위해 적절한 때에 이용 가능한 불완전한 데이터를 갖는 것이 더 낫다.

이러한 이슈에 대한 관심은 미항공우주국(NASA)으로 하여금 국립 연구 위원회(National Research Council)의 국립 재료 자문 협의회(NMAB)에 진보된 재료의 시효에 관련된 이슈가 무엇인지 확인하고, 미래의 항공기 재료 및 구조물의 그들의 사용 수명 전체에 걸친 내구성을 특징 기술하기 위한 가속화된 평가 접근법 및 분석 방법을 제안하도록 요청하게 했다. NMAB 연구 위원회는 (1) 미래의 고성능 항공기 구조물 및 재료에 대한 장기간 노출 효과의 개요를 제공하고, (2) 가능한 항공기 작동 환경에 대한 재료 응답을 특징 기술하고 예측하기 위한 실험실 테스트 및 분석 기술을 가속하기 위한 분석 방법 및 접근법에 대한 개선을 추천하고, (3) 요구되는 테스트, 예측 분석 능력, 및 평가 기준을 개발 및 검증하기 위해 필요한 연구가 무엇인지 확인하기 위해 설립되었다.

고려되어야 하는 일반적인 열화 메커니즘, 즉 관찰되는 열화 효과의 기초가 되는 물리적 사건 또는 일련의 사건들은 다음을 포함한다:

- 미세 구조적 및 조성적 변화,

- 시간 의존적 변형 및 결과적인 손상 누적,

- 환경적 손상 작용 및 상승된 온도의 가속 효과, 및

- 상기 메커니즘들의 상승 효과.

역사적으로, 항공기 용도의 알루미늄 합금에 있어서의 주요한 손상 메커니즘은 대체로 노후 항공기와 관련된 부식 및 피로 메커니즘이다. 잠재적인 손상 메커니즘은 미세 구조적 변화, 피로, 크리프, 및 환경 효과를 포함한다.

가장 중요한 열화 메커니즘의 결정은 어떤 특성이 특정 용도에서 중요한지에 의존한다. 예를 들어, 강도가 중요하면, 상승된 온도 사용 중의 매트릭스 석출물의 조대화가 중요할 것이고, 인성이 중요하면, 결정립 경계 석출 또는 무석출물 구역의 발현이 중요할 것이고, 크리프 또는 피로가 중요하면, 미세 균열의 핵형성, 성장, 및 응집이 중요할 것이다. 알루미늄 합금의 고온 용도와 관련된 잠재적인 손상 메커니즘은 미세 구조적 변화, 피로, 크리프, 및 환경 효과를 포함한다.

인가되는 응력 하에서의 상승된 온도 노출은 (강도가 중요한 응용예에서 중요한) 매트릭스 석출물의 조대화와, (인성이 중요한 응용예에서 중요한) 결정립 경계 석출 또는 무석출물 구역의 발현을 포함한 복수의 미세 구조적 변화를 도입할 수 있다. 피로 저항은 공극 또는 미세 균열의 핵형성, 성장, 및 응집에 의해 열화된다. 고주기 피로 저항은 미세 구조적 비균질부에서의 미세 균열의 핵형성에 민감하고, 피로 균열 성장 역치는 미세 구조의 변화에 의해 생성되는 균열 선탄 차폐 및 잔류 응력의 수준에 의해 영향을 받는다. 크리프 저항은 결정립 크기가 증가함에 따라 개선되는 것으로 보인다. 또한, 냉간 작업은 석출-강화 및 분산-강화 알루미늄 합금 내의 크리프 저항을 감소시킨다. 알루미늄 합금에 대해 고려될 필요가 있는 사용 환경 상호 작용으로 인한 열화 메커니즘은 부식, 응력 부식 균열, 수소 취성화, 고체-금속 취성화, 및 액체-금속 취성화를 포함한다.

티타늄 합금 내의 파단 과정의 복잡성 및 시간-온도-수소 의존적 파손 모드의 가능성과 관련된 3가지 상관된 문제는 고속 민간 수송(HSCT) 응용예를 위한 고강도, 고인성 티타늄 합금의 개발을 저해할 수 있다. 이러한 문제는 변형 및 국소 파단에 대한 미세 구조적 변화, 중온 변형 거동의 불확실성, 및 수소 취성화의 효과를 포함한다.

HSCT 응용예를 위한 고강도, 고인성 티타늄 합금의 장기간 상승된 온도 용도에서 고려될 필요가 있는 3가지 주요 인자는 다음을 포함한다:

- 미세 구조적 편차(예를 들어, 베타 결정립 크기, 알파 체적 분율, 결정립 경계 알파 형성, 시효에 대한 알파 형태학, 및 준안정 상에 있어서의 편차)의 효과가 알루미늄 합금에 대해 발현된 것과 유사하게 발현되어야 한다.

- 동적 변형 시효, 열 활성화 슬립 국소화, 수소 취성화에 대한 시간-온도 효과, 및 극저온에서의 변형 및 파단 거동에 대한 가능성을 포함한, 합금 거동에 대한 적당한 사용 온도 및 재하 속도의 효과, 및

- 항공기 유압 유체와 같은 공격적인 환경으로부터의 용해된 수소로 인한 인장 연성 및 파단 인성의 열화.

또한, 고온에서의 열화의 메커니즘과, 그러한 손상 및 잔여 안전 작동 수명의 평가 방법을 개시하는, "발전소 및 정련소 내의 고온 열화( High Temperature Degradation in Power Plants and Refineries )"[헬로이사 쿤하 푸르타도(Heloisa Cunha Furtado), 이아인 르 마이(Iain Le May) (재료 연구(Mat. Res.), 제7권, 제1호, 사오 카를로스(Sao Carlos), 1월/3월, 2004)]가 공지되어 있다. 고온 플랜트 내의 주된 열화 메커니즘은 크리프 손상, 미세 구조적 열화, 고온 피로, 크리프-피로, 취성화, 침탄, 수소 손상, 흑연화, 열 충격, 침식, 액체 금속 취성화, 및 다양한 유형의 고온 부식이다. 추가적으로, 응력 부식 균열 및 수성 부식이 문제가 될 수 있지만, 이러한 손상 메커니즘은 고온 구성요소 내에서 일반적으로 예상되지 않는다. 그러나, 이들은 구성요소들이 냉각되고, 액체가 여전히 구성요소 내에 또는 그와 접촉하여 존재할 때, 발생할 수 있다. 각각의 태양이 차례로 고려될 것이다.

크리프는 가장 심각한 고온 손상 메커니즘들 중 하나이다. 크리프는 시간-의존적 변형을 포함한다. 고온 크리프 균열은 대체로 장시간에 걸쳐 파손되고, 보일러 과열기 및 고온에서 작동하는 다른 구성요소, 석유화학 노, 및 반응 용기 구성요소 및 가스 터빈 블레이드를 포함하는 공학적으로 중요한 구성요소 내에서 결정간 방식으로 발현된다. 더 높은 온도에서, 국소 과열에서 발생할 수 있는 바와 같이, 변형은 큰 소성 변형 및 국소적인 벽의 얇아짐에 의해 국소화될 수 있다. 약간 더 낮은 온도에서 그리고 대응하여 높은 응력 수준 하에서, 파단은 본질적으로 입내일 수 있다.

미세 구조적 열화는 크리프, 피로 또는 더 신속한 파단과 같은 몇몇 다른 과정에 의해 파손으로 이어질 수 있는 손상 메커니즘이다. 미세 구조적 열화는 재료 내에서 강도의 현저한 손실을 생성할 수 있으므로, 손상의 메커니즘이다.

반복되는 응력을 수반하는 피로는 저온에서와 같이, 고온에서 파손으로 이어질 수 있다. 고온에서 작동하는 구성요소에서, 피로는 종종 열 피로 균열을 초래할 수 있는 주기적 열 응력으로 이어질 수 있는 온도 변화를 통해 발생한다. 균열은 고제약 영역 내에서 발현되는 경향이 있고, 상세 메커니즘은 국소 크리프 변형 중 하나일 수 있다.

크리프-피로 상호 작용은 크리프 변형 및 주기적 응력을 포함하는 손상의 복합 과정이고, 우세한 손상 모드는 더 높은 주파수 및 더 낮은 온도에서의 주로 피로 균열 성장으로부터 유지 시간이 길고 온도가 최고 등급인 경우의 주로 크리프 손상까지의 범위일 수 있다.

석출로부터의 취성화는 복수의 상이한 방식으로 발생할 수 있다. 예를 들어, 고온에서 유지되거나 임계 온도 범위(대략 565 내지 980℃)를 통해 순환되는 오스테나이트 스테인리스 강 내의 시그마 상 형성은 연성의 손실 및 취성화를 일으킨다. 페라이트 스테인리스 강은 550 내지 400℃의 온도 범위로 유지되거나 그러한 온도 범위에 걸쳐 냉각될 때 취성화 현상을 겪을 수 있다. 온도 조건이 그러한 효과로 이어지기 쉽다고 고려되면, 금속 조직학적 점검이 장기간 노출 후 예상치 않은 파열 발현 전에 권장된다. 사용 중에 고온에 노출된 페라이트 강 및 시그마 상의 형성을 통한 오스테나이트 스테인리스 강의 취성화에 추가하여, 구성요소가 고온에서 장시간 동안 침탄 분위기에 노출될 때, 침탄이 취성 재료를 생성할 수 있다.

특히 석유화학 플랜트 내에서 발생하는 수소 손상은 금속 내로의 원자 수소의 확산을 통해 탄소 강 내에서 발생할 수 있으며, Fe₃C 내의 탄소와 조합하여, 메탄을 형성하고 펄라이트 성분을 제거한다. 이는 미세 구조적 열화의 특수한 경우이고, 탄화물을 안정화시키는 원소를 함유하는 저합금 강의 사용 때문에, 현재는 과거보다 훨씬 덜 일반적이다.

펄라이트 내의 시멘타이트가 더욱 안정된 흑연 상으로 환원됨으로 인해, 장시간 동안의 고온에 대한 노출 후에 페라이트 강 내에서 흑연화가 발생할 수 있다. 이는 이전에는 석유화학 구성요소 내에서 비교적 빈번하게 관찰되었던 미세 구조적 열화의 특정 형태이다. 더욱 안정된 CrMo 강의 개발에 의해, 이는 오늘날 자주 보이지 않지만, 온도가 높고 재료가 완전히 안정적이지는 않은 석유화학 플랜트 및 스팀 발생기 내에서 때때로 발생한다.

열 충격은 급격한 온도 구배와 결과적으로 높은 응력을 생성하는 신속한 온도 변화를 포함한다. 특히 충격 하중이 반복적이면, 그러한 하중은 균열을 생성할 수 있다. 이러한 방식으로 발생된 균열은 열 피로의 과정에 의해 진척된다. 그러한 조건은 정상 작동 조건 하의 열 발생 플랜트 및 정련소에서 마주치지 않지만, 응급 상황 중에 또는 작동 조건의 이탈에 의해 발생할 수 있다. 취성 재료는 열 충격에 훨씬 더 민감하고, 예를 들어 최신 가스 터빈 내에서 더욱 일반적이 된 세라믹 구성요소가 그러한 손상에 민감하다.

침식은 유동하는 기체 내에 입자가 존재할 때 고온 구성요소 내에서 발생할 수 있다. 이는 플라이애쉬에 의한 침식이 이코노마이저 및 재가열기 내에서 튜브 두께 감소 및 파손으로 이어질 수 있는 유연탄 연소식 발전소 내에서 보기 드문 상황이 아니고, 수트 블로워 침식은 블로워의 경로 내에 있는 튜브 내의 과열기 및 재가열기 내에서 두께 감소를 생성할 수 있다. 플라이애쉬 침식에 대한 해결책은 보일러 연소 가스 분포를 개선하는 것과 국소적인 과도하게 높은 가스 속도를 저하시키는 것에 부분적으로 의존한다. 수트 블로워 침식의 제어는 과도한 송풍 압력, 열악한 유지·보수 및 요구되는 효과적인 튜브 보호의 제공을 포함한 많은 인자에 의존한다.

액체 금속 취성화(LME)는 다수의 액체-고체 금속 조합에서 발생할 수 있고, 정련 산업에 대해 심각한 결과를 가질 수 있는 것은 아연에 의한 오스테나이트 스테인리스 강의 LME이다. 신속한 취성화는 750℃를 넘는 온도에서 발생할 수 있고, 아연 도금된 강 구조 부품과 같은 Zn의 공급원이 존재할 때 또는 Zn계 도료로부터의 오염이 있을 때, 소결 후의 스테인리스 강 구성요소에 광범위한 균열을 생성하는 것으로 관찰되었다. 이러한 Zn계 도료의 공급원은 플릭스보로(Flixborough) 사고(플릭스보로, 노스 링컨셔, 영국, 1974년) 당시에 상당한 균열을 초래하였다. 균열 형성은 극도로 신속할 수 있고(m/s), 응력 수준은 그러한 균열이 발생하는데 있어서 20 MPa만큼 낮을 수 있다.

고온 용도를 위한 합금 내의 부식의 최소화는 보호 산화물 스케일의 형성에 의존한다. 대안적으로, 고온에서 매우 높은 강도 특성을 갖는 합금에 대해, 보호 코팅이 도포될 필요가 있을 수 있다. 보호 층을 제공하기 위해 일반적으로 사용되는 산화물은 Cr₂O₃ 및 Al₂O₃이다. 부식 보호는 보통 열 사이클의 결과로서 또는 침식 또는 충격으로부터 산화물의 박리를 포함한 보호 층의 기계적 파손을 통해 파괴된다.

상기 내용은 대개 고온에서 작동하는 구성요소와 관련되는 손상 메커니즘이 아니다. 그러나, 플랜트의 운전 정지가 발생할 때, 유체가 응축될 수 있고, 플랜트 내의 파이프 또는 용기 내에 오염물을 함유한 물이 있을 수 있다. 저온에서 발생하는 부식 또는 응력 부식 균열은 플랜트의 이후의 작동 중에 고온에서의 우선적인 손상으로 이어질 수 있다.

또한, 장기간 사용 후의 파이프 금속 특성의 열화가 취성 지연 파단을 포함한 취성 파단에 대한 감소된 저항에 의해 증명되고, 강의 변형 시효로부터 생성되는 것을 개시하는, "구조적 결함과 구조 재료 특성의 열화의 상호 작용( Interaction of Structural Defect and Degradation of Structural Material Properties )"[지.에이. 필리포프(G.A. Filippov), 오.브이. 리바노바(O.V. Livanova) (전러시아 학술 대회(All-Russian Conference) 구조적 결함 및 결정 강도, 체르노골로프카 2002)]이 공지되어 있다. 기계적 특성 및 균열 저항에 대한 파이프라인 장기간 사용의 효과 및 파이프 강의 시효 메커니즘이 또한 언급되어 있다. 다양한 기후 조건에서 작동되는 19개의 메인 파이프라인의 파이프 시편에 대한 조사가 수행되었다. 기본적인 통계적 분석은 모든 파이프의 80%까지를 나타낸 17MnSi 타입의 강에 대해 수행되었다. 기계적 특성을 평가하기 위해, 작동하는 파이프라인, 응급 릴, 및 응급 비축품으로부터 시편이 취해졌다. 유효 수명은 4 내지 44년 사이였다. 오르스코-칼릴로프스키(Orsko-Khalilovsk) 금속 제작소의 현재의 생산에 사용되는 금속 및 응급 비축품으로부터의 파이프가 초기 조건으로서 취해졌다.

인장 강도(σ_TS), 항복 강도(σ_YS), 연신율(δ), 및 단면 수축률(ψ)과 같은 표준 기계적 특성은 사용에 의해 실질적으로 변하지 않는다(표3 참조). 산포 한도 내에서, 실험 데이터는 표준에 가깝다(σ_TS - 적어도 520 MPa, δ - 적어도 24%). 구조적 변화에 민감한 특성을 밝히기 위해, 예리한 응력 상승 시편 및 미리 균열 형성된 시편에 대한 것을 포함한 다른 테스트가 필요하고, 균열 핵형성 및 전파도 평가되어야 한다.

예리한 노치 시편을 사용하여 파이프를 테스트할 때(표3 참조), 충격 강도는 감소하는 것으로 밝혀졌다. 20 내지 25년의 사용 후에, +20℃에서의 KCV(충격 강도) 값(KCV⁺²⁰)이 55 - 70 J/cm²으로부터 30 - 50 J/cm²으로 하락했다. -40 내지 +20℃ 사이의 온도 범위 내에서의 충격 테스트는 수명이 증가함에 따라, 취성 상태로의 파이프 금속 변태의 임계 온도(T₅₀)는 더 높은 온도로 이행한다는 것을 보여주었다(도1 참조). 25 - 35년의 사용 후에, 온도 상온 취성 역치는 영상 온도 영역으로 이동한다. 파이프가 약 25년의 사용에 도달하면, 파이프 금속 파괴 강도를 특징 기술하는 모든 값은 예리한 노치의 정적 굽힘 테스트에 의해 입증된 바와 같이 감소한다. 소성은 약 1.5배 감소된다. 25년의 사용 후에, 파이프 금속의 총 파단 에너지(A_Σ)는 주로 균열 핵형성 작용(A_n)의 감소로 인해, 거의 절반으로 감소된다(표3 참조). 균열 전파 작용(A_p)은 더 적은 정도로 감소된다. 따라서, 장기간 사용 중의 파이프 금속의 구조적 변화의 변화는 균열 핵형성 작용에 대해 최대의 영향을 갖는다.

도1은 17MnSi 강의 파이프 금속에 대한 취성 상태(T₅₀) 변태 온도에 대한 수명의 효과를 도시한다(↑의 부호는 +20℃ 위에서 취성 상태 전이의 경우가 있다는 것을 의미함).

균열 개시의 극한 변형을 반영하는 임계 균열 개방(COD)은 20 - 25년의 사용 후에 극적으로 감소된다(약 1.5배). 이는 응력 집중에 대한 강의 민감성이 증가하는 것, 즉 초기에는 그다지 유해하지는 않았던 파이프 표면 상의 응력 집중부(스크래치, 자국, 함몰부 등)가 파이프 금속의 구조적 상태 변화 때문에 장기간 사용 후에 중요하게 될 수 있다는 것을 표시한다.

따라서, 장기간 사용 중에, 파이프 금속은 취성 파단 저항을 감소시키는 구조적 상태의 변화를 겪는다. 이는 미세 소성 변형 저항의 증가 및 하중 하에서의 더 높은 국소 미세 응력으로 인해 발생한다는 것이 시사할 수 있다.

장기간 사용 중의 17MnSi 타입의 파이프 강의 기계적 특성의 열화

수명, 년	σTS, MPa	σYS, MPa	δ, %	ψ, %	An, J/cm2	Ap, J/cm2	KCV-40, J/cm2	KCV+20, J/cm2
0	594	411	27	59	14.7	28	53	57
20 - 25	584	419	27	58	14.4	29	51	55
30 - 44	572	407	26	56	11.5	23	47	46

파이프 금속의 구조적 상태의 변화는 응력 효과, 부식 환경 및 수소로 인한 결함 누적의 과정으로부터 발생될 수 있다. 부식 과정은 금속을 수소로 포화시켜서, 파이프 금속의 표면 상태를 변화시키고, 이는 내부 미세 균열형 결함의 형성을 수반한다. 강의 극한 파단 응력 및 항복 응력보다 더 낮은 정적 또는 준정적 응력 하의 미세 균열형 결함 및 파단의 누적 과정은 일반적으로 지연 파단으로 불린다. 지연 파단은 부식 환경에 노출되는 중요한 고강도 강 요소, 예를 들어 조임 볼트, 변형 보강 와이어 등의 조기 취성 파단의 원인이다.

지연 파단 테스트는 응력, 부식 환경 및 수소에 대한 동시 노출 하에서 특수하게 개발된 절차에 따라 수행되었다. 지연 파단은 3개의 단계: 잠복기(균열 핵형성 단계), 안정된 균열의 느린 성장 및 빠른 파단을 갖는다. 부식 환경과의 가능한 접촉의 조건 하에서 파이프라인의 신뢰할 수 있는 작동을 평가하기 위해, 가장 중요한 평가는 충격 강도의 수준이 파이프에 대한 균열 형성 저항을 반영하지 않는 이유인 (충격 테스트 시만큼 빠르지 않고 느린) 균열 핵형성 및 전파에 대한 저항을 찾는 것이다.

도2는 17MnSi 강의 파이프에 대한 파단 시간(t_f)과 초기 응력 강도 계수(K_i) 사이의 관계를 도시한다(1 - 제조시, 2 - 작동 파이프, 3 - 응급 파이프). 장기간 사용은 지연 파단에 대한 파이프 금속의 성향에 영향을 미쳐서, K_i 대 t_f 곡선을 더 낮은 파단 시간의 영역으로 이동시킨다. 따라서, 동일한 K_i가 주어지면, 제조시의 파이프에 대한 파단 시간은 도2에 도시된 바와 같이 작동 및 응급 파이프에 대한 것보다 훨씬 더 크다.

안정된 균열 전파 속도는 또한 수명에 의존한다. 제조시의 파이프의 금속은 (1-3)x10^-4 mm/min인 최저의 안정된 균열 전파 속도를 갖는다. 파이프의 사용 수명이 더 길수록, 안정된 균열 전파 속도는 더 높아서 약 80x10^-4 mm/min에 접근한다.

파이프 금속 취성 파단 저항이 장기간 사용 조건 하에서 감소하는 이유를 찾기 위해, 변형 시효 테스트가 수행되었다. 장기간 사용 중에, 파이프 금속의 구조적 상태의 변화는 가장 혹독한 조건(예리한 응력 상승 또는 낮은 온도) 하에서의 파단 저항에 영향을 미치고, 확실히 이는 변형 시효 과정과 관련된다. 따라서, 이러한 과정이 파단 저항 변화의 메커니즘을 이해하기 위해 연구되는 것이 중요하다.

철 및 저탄소 강의 변형 시효는 고용체가 특정 농도의 탄소 및 질소 원자를 함유할 때에만 관찰된다. 변형 시효는 개선된 인장 강도, 항복 강도, 경도와, SN 곡선 상의 항복 평탄부와, 충격 테스트 시의 증가된 임계 취성 온도와, 더 낮은 소성을 생성한다. 변형 시효에 대한 경향은 금속의 중요한 특성이다.

전술한 금속 특성을 평가하기 위해, 시편은 항복률(2%)에서 인장을 받고, 200℃에서 1시간 동안 유지되고, 인장 테스트되었다. 변형 시효에 대한 경향(Δσ_s)은 실제 변형(Δσ_s = σ_s - σ_2%)의 종결 시의 항복 강도 성장에 의해 밝혀졌다. Δσ_s가 높을 수록, 변형 시효에 대한 경향이 더 크다. 또한, 소성은 시효화된 조건에서의 파이프 금속의 단면 수축률(ψ_s)에 의해 평가되었다.

도3으로부터, 장기간 사용 중에, 강의 변형 시효 경향이 감소되는 것, 즉 시효화된 조건에서의 단면 수축률 및 항복 강도(Δσ₅)의 더 작은 성장이 이해된다. 이는 최초 15 - 30년의 사용 중에 가장 강하다. 변형 시효에 대한 경향(Δσ_s)에 대한 사용의 효과는 도3에 도시되어 있고, 시효화된 파이프의 단면 수축률(ψ_s)은 도4에 도시되어 있다.

철 및 강의 변형 시효 경향은 자유 상태, 즉 전위부와 결합되지 않은 상태의 고용체 내의 불순물(탄소 및 질소)의 함량에 의존한다는 것은 주지의 사실이다. 장기간 사용 조건 하에서의 파이프 금속의 시효화 메커니즘을 연구하기 위해, 강의 구조적 상태의 국소 변화에 가장 민감한 내부 마찰 측정 방법이 사용되었다.

고용체 내의 탄소 및 질소 함량은 내부 마찰 온도 의존성(IFTD)을 측정한 결과로부터 판단되었다. 자유 탄소 및 질소를 함유하는 강에 대한 IFTD 곡선은 응력 장 내의 자유 격자간 원자의 이동에 기인한 40℃ 부근에서의 스누크(Snoek) 최대치를 갖는다는 것이 공지되었다. 자유 탄소 및 질소 원자가 고용체 내에 더 많을 수록, 스누크 최대치는 더 크다.

30년의 장기간 사용 후의 파이프로부터 절결된 시편에 대한 IFTD 곡선은 도5 및 도6에 도시된 바와 같이, 60℃ 및 200 - 220℃에서 2개의 최대치를 갖는다. 30년의 장기간 사용 후의 17MnSi 강의 파이프 금속의 내부 마찰의 온도 의존성(Q^-1)은 도 5에 도시되어 있고, 응급 비축품에 대해서는 도6에 도시되어 있다. 응급 비축품 파이프로부터 절결된 시편에 대한 IFTD 곡선의 경우에, 60℃에서의 최대치는 더 높다. IFTD 곡선의 스누크 최대치는 격자간 불순물 함량이 2-10^-4%보다 더 클 때 관찰되는 것으로 공지되어 있다. 따라서, 30년 동안 사용된 파이프의 고용체 내의 탄소 및 질소 함량은 2x10^-4%에 근접한다고, 즉 파이프라인 조건 하에서, 자유 고용체 내의 탄소 및 질소 함량은 감소하는 경향이 있다고 결론지을 수 있다. 파이프라인 조건 하에서, 탄소 및 질소 함량은 새로운 전위부가 탄소 및 질소 원자에 의해 고정되게 하여, 전위부 상에서 소위 불순물 원자의 "분위기"를 형성하고 이의 이동성을 감소시키는 소성 변형으로 인해 파이프 사용 중에 감소한다. 파이프라인 조건 하에서 변형 시효를 발현시키는 경향은 또한 금속이 소성 변형과 이후의 시효를 겪을 때에만 관찰되는 200 - 250℃에서의 IFTD 곡선 최대치의 증가에 의해 입증된다.

따라서, 사용 중에, 파이프는 압력 및 온도 차이와, 동적 및 정적 하중을 받는다. 파이프 사용 조건은 금속 내의 변형 시효를 가능케 하여, 금속 내에서 증가된 전위부 이동 저항 및 국소 응력 "피크"의 증가된 위험을 초래한다. 이 때문에, 노치 또는 균열 정점 내의 국소 응력 이완이 감소되어, 강의 취성 파단에 대한 경향을 증가시킨다. 20년 이상 동안 사용된 파이프라인의 취성 파단의 위험을 감소시키기 위해, 특히 파이프라인의 운전 정지 후의 겨울철의 낮은 온도에서, 펌핑 스테이션의 활성화 중에, 변형 시효에 기인한 파이프 금속의 증가된 상온 취성을 고려하여야 한다.

따라서, 다음의 결론이 내려졌다:

1. 메인 파이프라인의 상태를 평가하기 위해, 종래의 기계적 특성에 대한 지식은 불충분하다. 신뢰성 평가 기준은 예를 들어 지연 파단 테스트 및 저온에서의 균열이 형성되거나 예리한 노치가 형성된 시편에 대한 테스트에 의해 얻어진, 국소 구조적 변화에 민감한 특성을 포함해야 한다.

2. 금속의 모든 파단 저항 특성은 25년의 사용 후의 시편에 대해 예리한 노치 굽힘 테스트가 수행된 후에 감소한다. 응력, 부식 환경 및 수소의 동시 작용 하에서의, 강의 지연 파단 경향은 구조적 변화에 특히 민감한 것으로 밝혀졌다.

3. 장기간 사용 중에, 파이프 금속 특성은 변형 시효 때문에 열화되고, 이의 메커니즘은 자유 탄소 및 질소 원자의 농도 감소 및 전위부 이동성의 감소에 있다.

또한, 금속 구성요소가 그의 처리, 저장, 및 사용 중에 겪을 수 있는 모든 유형의 환경적 열화를 개시하는, "금속의 환경적 열화(부식 기술)[ Environmental Degradation of Metals(Corrosion Technology )]"[유.케이. 채터지(U.K. Chatterjee), 에스.케이 보스(S.K. Bose), 에스.케이. 로이(S.K. Roy) (마슬 데커(Marcel Dekker), 2001)]이 공지되어 있다. 내용은 수성 부식, 변색 및 스케일링 과정, 합금 산화, 액체 금속 손상 작용, 수소 손상, 및 방사선 손상과 같은 유형의 열화의 기초, 형태, 및 방지를 포함한다.

전체적 및 국소적 부식 효과를 명확gl하면서, 대기 노출, 고온 가스, 토양, 물, 약한 그리고 강한 화학 물질, 액체 금속 및 핵 방사선의 효과들이 개시되어 있다. 이러한 개시 내용은 또한 구성요소 설계에 있어서의 개선이 어떻게 부식을 감소시킬 수 있는지와, 산소, 황 및 수증기, 할로겐 및 CO₂와 같은 산화제의 고온 및 저온 효과의 세부 사항을 보여주고, 액체 금속과 접촉하는 고체 금속의 순간 및 지연 파손을 조사하고, 연성의 손실 및 내부 박편화, 블리스터링, 열극 형성(fissuring) 및 균열 형성을 포함한, 금속에 대한 수소의 영향을 집중 조명하고, 조사 성장, 공극 팽창, 및 취성화 등과 같은, 금속에 대한 방사선 효과를 프로파일링한다.

또한, 개시 내용은 다음의 주제를 포함한다: 수성 부식, 변색 및 스케일링 과정(금속-산화제 시스템의 열역학적 태양, 동역학적 태양 및 속도 방정식, 산화물 및 다른 무기 화합물의 결함의 화학적 성질, 변색 및 스케일링 과정의 메커니즘, 격자 및 결정립 경계 확산에 의한 스케일 성장, 산화물 스케일 및 기판 내의 공극, 세공 및 다른 거대 결함의 형성, 성장하는 스케일 내에서의 응력 및 스트레인의 발현, 금속 내의 산화제의 용해 및 확산, 금속 표면 준비 및 전처리의 효과), 합금 산화, 액체 금속 부착, 및 수소 손상의 유형 및 방지.

또한, 재료 열화의 간략한 설명과, 가속화된 열화에 대한 방법론을 개시하는, "가속화된 열화( Accelerated Degradation )"[브리지트 바탓(Brigitte Battat) (앰프티악(AMPTIAC), 롬(Rome), 뉴욕주 2001)]이 공지되어 있다. 가속화된 열화 또는 시효화를 통한 테스트는 과응력 조건에서, 시간의 함수로서 제품 성능을 측정한다.

재료 시효화 또는 열화의 특징 기술은 실험실 내에서 사용 환경을 시뮬레이팅할 수 없음으로 인해 어렵다. 주기적이거나 변하는 하중, 온도, 방사선, 습도, 및 다른 환경에 영향을 주는 효과는 특히 항공기 사용의 경우에, 상호 작용적이며 재현 불가능하다. 그럼에도 불구하고, 새로운 구성요소 설계는 전체 수명 사이클에 걸쳐 평가된 재료 및 구조물에 기초하고, 따라서 테스트 방법론 및 분석은 새로운 설계에 대해 생성될 수 있고 되어야 한다.

표4[가속 테스트에 대한 넬슨(Nelson)의 저서(넬슨, 더블유.(Nelson, W.)의 "가속 테스트: 통계적 모델, 테스트 계획 및 데이터 분석, 윌리(Wiley)의 확률 및 수학적 통계 시리즈(Accelerated Testing: Statistical Models, Test Plans and Data Analyses, Wiley Series in Probability and Mathematical Statistics)", 1990, p.11-49 참조)으로부터의 데이터의 편집에 기초함]는 열화 메커니즘, 열화 메커니즘이 영향을 주는 재료, 사용되는 가속 응력 인자, 및 응답을 평가하는 측정된 특성의 설명을 제공한다. 예를 들어, 피로가 금속, 플라스틱 등 내에서 발생하고, 가속 응력 인자는 온도, 하중, 또는 화학 반응일 수 있다. 측정된 특성은 잔여 수명 및 누적 손상 효과이다. 이러한 정보는 잔여 수명을 결정하기 위해 보간될 수 있는 모델을 생성하는 것을 돕는다. 이와 같이, 이는 재료 또는 구성요소 수명의 전체 범위에 걸친 가속 수명 테스트와 다르다.

열화 메커니즘, 재료 및 파손의 정의

열화 메커니즘	재료	가속화된 응력	측정된 특성
피로	금속, 플라스틱, 유리, 세라믹, 복합재	하중, 온도, 화학 물질(웨이지, 수소, 산소)	잔여 수명, 잔류 강도, 누적 손상
부식/산화	금속, 식품 및 약물	화학 물질의 농도, 활성화제, 온도, 전압, 기계적 하중(응력-부식)	물리적 메커니즘에 기초한 확률적 열화 모델
크리프	금속, 플라스틱	온도 및 기계적 하중, 하중 사이클, 화학적 오염물(예를 들어, 물, 수소, 불소)	일정 하중 하에서의 소성 변형
균열	금속, 플라스틱, 유리, 세라믹, 복합재	기계적 응력, 온도, 화학 물질(습도, 수소, 알칼리, 산)	안정성 및 보관 수명에 대한 열화 테스트
마모	고무, 중합체, 금속	속도, 하중(크기, 유형), 온도, 윤활, 화학 물질(습도)	기계적 특성의 열화 테스트
풍화	금속, 보호 코팅(예를 들어, 도료, 전기도금, 양극 처리), 플라스틱, 고무	태양광 방사선(파장 및 강도), 화학 물질(습도, 염, 황, 오존)	부식, 산화, 변색, 화학 반응

가속 시효화는 수명 종료 미세 구조를 발생시키기 위한 가속화된 노출을 의미하거나 또는 이후의 특징 기술 테스트를 위한 손상 상태를 의미한다. 예를 들어, 금속 합금 미세 구조의 조대화는 재료의 강도 및 인성을 저하시킴으로써 노출을 가속할 수 있다. 복수의 손상 메커니즘(예를 들어, 열역학적 피로)이 포함될 때, 가속 시효화 및 가속 수명 테스트가 평가를 위해 요구될 수 있다. 가속 시효화는 (1) 온도 및 하중을 증가시키고, (2) 테스트를 수행하기 전에 제품을 손상시키고, (3) 노출 사이의 유지 시간의 회수를 증가시키고, (4) 열화를 일으키는 화학제의 농도를 증가시킴으로써 달성될 수 있다.

가속 열화 테스트는 가속 수명 테스트에 비해, 재료 또는 구성요소가 손상되기 전에 성능을 분석하는 장점을 갖는다. 열화 테스트는 재료 또는 구성요소에 있어서 얼마나 많은 수명이 남아 있는지를 결정하고, 그러한 지식은 수명 연장을 가능케 한다. 성능 열화가 언제 파손 수준에 도달하는지를 추정하기 위해 성능 열화를 외삽하는 것은 열화 데이터의 분석을 가능케 한다. 그러나, 그러한 분석은 성능 열화의 외삽에 대한 양호한 모델 및 적합한 성능 소실이 확립된 때에만 정확하다.

복수의 열화 메커니즘이 관계된 경우에 대한 가속 시효화는 순차적으로 수행되어야 한다: 샘플은 수명 종료 상태가 도달될 때까지, 한번에 하나씩 열화 메커니즘을 발생시키는 조건에 대해 증분식으로 노출되어야 한다.

상용 및 군용 항공기의 시효화는 미국 국방부, NASA, 및 연방 항공 관리국의 큰 관심사이다. 이러한 기구들은 모두 부식 및 피로와 같은 시효 문제의 모니터링을 수행한다. 가혹한 환경에 대한 노출로 인해, 알루미늄 합금, 알루미늄-매트릭스 복합재, 티타늄 합금, 및 중합체-매트릭스 복합재와 같은 기체 재료를 포함한, 최신 아음속 항공기 및 초음속 용도에 대한 후보 재료가 특별한 관심을 받는다. 초음속 엔진에 대해 사용되는 재료 중에, 니켈계 초합금 및 세라믹-매트릭스 복합재가 있다. 알루미늄 합금은 그의 광범위한 사용으로 인해, 대량의 정보 데이터베이스를 갖는다.

알루미늄 합금에 대한 열화 메커니즘은 미세 구조적 및 조성적 변화, 시간 의존적 변형 및 결과적인 손상 누적, 환경적 손상 작용 및 상승된 온도의 가속 효과, 및 상기 메커니즘들의 상승 효과를 포함한다. 알루미늄 합금의 고온 응용예와 관련된 손상 메커니즘(예를 들어, 미세 구조적 변화, 피로, 크리프, 환경 효과)이 도7에 도시되어 있다.

구성요소 수명 기대에 대한 지식은 시간(t = 0)에서의 처음부터 필요하다. 특정 경우에 따라서는, 수명은 수백만 사이클 또는 수년 정도일 수 있다. 수명은 부식, 피로, 크리프 등과 같은 열화 과정에 의존한다. 항공기 부품과 같은 특정 구성요소는 시스템의 수명 전체에 걸쳐 사용되도록 만들어지고, 피로를 받는 다른 구성요소는 훨씬 더 엄격한 수명 스케줄을 갖는다. 가속 테스트의 목적은 응력 작동 조건으로부터 얻어진 정보 및 테스트를 사용하여, 정상 작동 조건 하에서의 지배적인 파손 모드에 대해 수명을 결정하는 것이다. 이를 달성하기 위해, 파손 모드에 대한 메커니즘적 이해가 필요하다. 가속 열화의 경우에, 온도, 하중 및 듀티 사이클이 파손 모드를 예측하는 수명 모델을 결정한다. 수명 테스트는 온도를 증가시킴으로써 또는 하중 및 듀티 사이클을 증가시킴으로써, 또는 모든 효과의 조합을 사용함으로써, 가속될 수 있다. 응력 조건 하에서, 모델은 수 시간(또는 수 분) 내에 파손을 예측한다. 일단 검증되면, 동일한 모델이 정상 작동 조건 하에서의 수명을 예측하도록 사용된다.

구성요소 또는 장치의 초기 설계 단계에서, 하드웨어 세부 사항이 선택되지 않고, 재료 선정이 마무리되지 않았을 때, 급선무는 시스템을 "작동"하게 만드는 것이다. 다음의 관심사는 시스템이 더 양호한 결과를 산출하게 만들기 위한 방법을 의미하는, 성능의 최적화이다. 다음 단계는 규격을 만족시키기 위한 제품 개선을 위한 방향을 식별하는 것이다.

다른 한편으로 수명은 파손 모드와 제원에 의해 규정된 물품의 수명에 걸친 성능 및 견고성의 유지에 관련된다. 파손은 성능 부족으로 인해, 또는 교체를 필요로 하는 강력하고 재앙적인 파괴로 인해 발생할 수 있다. 이와 관련하여, 가속 테스트는 수명을 결정하고 연장하기 위해 사용될 수 있지만, 성능 개선을 위한 방향을 식별하기 위해 채용될 수도 있다.

따라서, 가속 테스트는 현재 수행되는 테스트 절차로부터 미래의 재료 및 구성요소 성능을 예측하기 위한 방법론이다. 이는 정상 사용 환경 내에서 경험되는 것보다 더 가혹한 테스트 환경을 사용함으로써 얻어진다.

또한, 새로운 구성 재료에 대한 데이터를 포함한, 최근의 테스트, 장기간 테스트 프로그램, 및 현장 경험으로부터의 기술적 데이터에 대한 접근을 제공하는, "대기 내에서의 금속의 열화( Degradation of Metals in the Atmosphere )"[(ASTM 특수 기술 간행물(ASTM Special Technical Publication)// Stp), 딘, 리(Dean, Lee) 저, 1988, 1986년 5월 펜실베니아주 필라델피아에서 개최된 심포지엄에서의 논문]가 공지되어 있다.

또한, 알루미늄 및 리튬에 기초한 최신 항공 우주 합금의 환경-기계적 열화의 메커니즘에 대한 연구에 대한 필요성의 개요를 제공하는, "알루미늄-리튬 합금 내의 환경 조장 열화 메커니즘( Environment Assisted Degradation Mechanisms in Aluminum-Lithium Alloys )"[갱글로프, 알.피.(Gangloff, R.P.), 스토너, 지.이.(Stoner, G.E.), 스완슨, 알.이.(Swanson R.E.), (버지니아 주립대, 샬롯트빌 공학 및 응용 과학 스쿨, 1988)]이 공지되어 있다. 합금 2090에 대한 액체 및 기체 환경 부식 피로 균열 전파 동역학, 미세 구조적 경로 및 손상 메커니즘을 특징 기술하는 것을 목표로 하는 3가지 연구에 대한 진행이 보고되어 있다. 알루미늄-리튬 합금의 부식 및 취성화를 제어하기 위해 가정된 국소화된 과정을 분리하고 측정하는 목표를 갖는 연구가 요약되어 있다.

또한, 미국 내의 4개의 ASTM 현장에서 7년간 노출된 34개의 단련된 알루미늄 합금에 대한 풍화 테스트의 결과를 개시하는, "비철 금속 및 합금 - 알루미늄의 대기 노출: 7년간의 데이터( Atmospheric Exposure of Monferrous Metals and Alloys - Aluminum : Seven - Year Data )"[맥게리, 에프.엘.(McGeary F.L.); 써머슨, 티.제이.(Summerson, T.J.); 에일러, 더블유.에이치.(Ailor, W.H.) (대기 내에서의 금속 부식 - 제70회 연례 회의, ASTM-STP-435, 1967, pp. 141-174)]가 공지되어 있다. 또한, 비교를 위해, 영국의 5개 현장에서 6년간 노출된 3개의 추가의 알루미늄 합금에 대한 데이터가 포함되어 있다. 쉐필드 및 런던에서의 영국 산업 대기 노출은 특히 수평으로부터 30°의 각도로 노출되었던 이러한 패널들의 가리워진 측면 상에서, 최고의 부식을 생성하는 것으로 밝혀졌다. 자기 제한적 부식 특징은 양 국가의 모든 테스트 현장에서의 풍화 표면 상에서 관찰되었다. 테스트는 더 오래된 알루미늄 합금에 대한 이전의 ASTM B-3 테스트(ASTM-STP-175)의 경우에서와 같이, 계속되어 20년 후에 다시 보고될 것이다.

또한, 합금 거동을 정량적으로 특징 기술하고 환경적 파손 모드에 대한 예측 메커니즘을 개발하는 것이 일반적인 목표인 연구 프로그램을 개시하는 "최신 경금속에서의 환경 조장 열화 메커니즘( Environment Assisted Degradation Mechanisms in Advanced Light Metals )"[갱글로프, 알.피.; 스토너, 지.이.; 스완슨, 알.이.(버지니아 주립대, 샬롯트빌 공학 및 응용 과학 스쿨, 1989)]이 공지되어 있다. 현재의 프로젝트는 알루미늄-리튬 합금의 수성 염화물 부식 피로의 손상 국소화 메커니즘, 알루미늄-리튬 합금 내의 국소화된 수성 부식의 측정 및 메커니즘, 합금 2090의 국소화된 부식 및 응력 부식 균열 거동의 조사, 알루미늄-리튬 합금의 변형 및 파단 - 용해 수소 효과 및 극저온 효과, 및 최신 분말 야금 알루미늄 합금 내의 상승된 온도 균열 성장을 포함한다.

또한, 산화 중의 코팅 열화 과정을 체계적으로 이해하는 주요 목적을 가지고 주조된 니켈계 초합금 CM247 상에서의, 팩 세멘테이션 기술에 의해 개발된, 고활성 단순 알루미나이드 코팅 및 백금 알루미나이드 코팅의 1100℃에서의 등온 산화를 포함하는 실험을 개시하는, "등온 산화 중의 초합금 CM247 상의 단순 및 백금 알루 미나이드 코팅의 미세 구조적 열화( Microstructural Degradation of Plain and Platinum Aluminide Coatings on Superalloy CM247 During Isothermal Oxidation)"[디.케이. 다스(D.K. Das), 매니시 로이(Manish Roy), 바킬 싱(Vakil Singh), 에스.브이. 조시(S.V. Joshi), "재료 과학 및 기술(Material Science and Technology)", 1999년 10월, 제15권, 제10호, pp. 1199-1208(10)]이 공지되어 있다. 단순 알루미나이드 및 백금 알루미나이드 코팅에 대한 산화 중의 중량 증가는 산화 노출의 시작에서부터 포물선 동역학을 따르지만, 순수 합금은 상당히 긴 초기 전이 산화기간(~ 20시간)을 보이고, 그 다음 포물선 법칙을 따르는 것으로 알려졌다. 백금 알루미나이드 코팅에 대한 포물선 속도 상수는 단순 알루미나이드 코팅에 대한 것보다 거의 100배 더 낮은 것으로 밝혀졌다. 알루미나는 대부분의 산화 노출 중에 단순 알루미나이드 및 백금 알루미나이드 코팅 상에 형성된 오직 하나의 산화물 상으로서 식별되었지만, NiAl₂O₄ 또한 단순 알루미나이드 코팅의 경우에 ~200시간을 넘는 것으로 밝혀졌다. 그러나, 순수 합금 상의 산화물 층은 Al₂O₃, Cr₂O₃, 및 NiAl₂O₄로 구성된 것으로 밝혀졌다. 산화 중의 단순 알루미나이드 및 백금 알루미나이드 코팅의 미세 구조적 열화는 각각의 코팅에 대해 상이한 3개의 구별되는 단계에서 발생하는 것으로 알려졌다. 각각의 경우에 중간 확산 층의 최종 소멸을 포함하는 이러한 단계식 열화가 상기 문헌에서 상세하게 설명되어 있다.

또한, 공격적인 환경과 코팅된 재료 사이의 상호 작용이 코팅된 재료의 가속화된 열화로 이어지는 것을 개시하는 "고온 재료 상의 코팅의 산화 유기 열화: 개요( Oxidation - Induced Degradation of Coatings on High Temperature Materials : An Overview )" [제들린스키아, 제르지(Jedlinskia, Jerzy), (상승 온도 코팅 심포지엄 논문집: SCI & TECH), 1994, 제1권, pp. 75-83)]이 공지되어 있다. 열화 메커니즘의 이해는 개선된 사용 특성을 갖는 재료의 설계에 있어서 중요한 역할을 한다. 산화 분위기 내에서의 고온 응용예를 위한 코팅 개발의 분야에서의 최신 기술도 개시되어 있다. 주요 유형의 코팅의 적층 절차 및 열화 메커니즘과 코팅 산화 저항을 개선하기 위해 사용되는 루트, 그리고 Ti계 합금 및 C/C 복합재의 보호에 관련된 현재의 문제도 개시되어 있다.

또한, 기초 원리로부터 최신 연구 결과까지의 모든 주제에 대한 완전하고 광범위한 개관을 제공하는, "부식 및 환경적 열화( Corrosion and Environmental Degradation)"[슈체, 미카엘(Schtze, Michael), 편집자: 로버트 더블유. 칸(Robert W. Cahn), 페터 하젠(Peter Haasen) (2000)]이 공지되어 있다. 국제적인 최고 전문가들의 팀에 의해 기록되었으므로, 이는 부식 과학에 관련된 모든 재료 과학자, 물리학자 또는 화학자에 대한 필수적인 참조 문헌이 될 것이다. 부식 및 부식 보호는 응용 재료 과학에 있어서 가장 중요한 주제들 중 하나이다. 부식 과학은 경제적인 관점에서 뿐만 아니라, 야금학, 재료 물리학 및 전기화학을 조합하는 그의 학제간 성질로 인해 중요하고, 또한 과학적으로 매우 흥미있다. 최근에, 부식 과학은 표면 과학 및 고분자 화학으로부터도 새로운 동력을 얻고 있다.

또한, 전세계적인 전문가들에 의해 저술된 논문을 포함하며, 알루미늄 합금, 마그네슘 합금 및 강의 부식 및 성능의 분야에서의 최근의 진척을 요약하는, "재료의 환경적 열화 및 금속 내의 부식 제어( Environmental Degradation of Materials and Corrosion Control in Metals )"[엠. 엘부다이니(M. Elboujdaini), 이. 갈리(E. Ghali) 저(1999)]가 공지되어 있다. 금속 및 응력 부식 균열의 억제와, 부식 모니터링, 코팅 도포 및 테스트가 깊이 있게 다루어져 있다. 세부 주제는 알루미늄 합금의 부식 거동, 알루미늄 및 마그네슘 합금의 억제 및 보호, 장치 산업에서의 금속의 억제 및 보호, 강의 조장 균열: 응력 부식 균열, 부식 피로 및 수소 손상, 전기화학적 및 모니터링 기술, 재료의 내구성: 코팅 및 그의 성능을 포함한다.

또한, 용접 풀(pool), 즉 전자에 의한 2.25Cr-1Mo 강의 용접 중에 일어나는 열 작용 구역(HAZ)에 인접한 바탕 금속 내의 미세 구조적 열화의 특징 및 상이한 용적 영역들의 광학 현미경 검사를 제공하는, "스팀 산화 중의 서브스케일 특징에 대한 2.25 Cr -1 Mo 강 용접의 열 작용 구역 내의 미세 구조적 열화의 역할 및 용접 실패 시의 그의 역할( Role of Microstructural Degradation in the Heat - Affected Zone of 2.25 Cr - IMo Steel Weldments on Subscale Features during Steam Oxidation and Their Role in Weld Failures )"[알.케이. 싱 라마(R.K. Singh Rama) (야금학 및 재료학 회보(Metallurgical and Materials Transactions), 제29A권, 제2호, 1998년 2월)]이 공지되어 있다. 스팀 내에서의 스케일링 동역학에 대한 미세 구조적 열화의 영향 및 결과적인 서브스케일 특징을 연구하기 위해, 바탕 금속, HAZ, 및 용접 금속 시편의 샘플이 용접부로부터 추출되어, 35 pct 스팀 1 질소의 환경 내에서 873 K로 10시간 동안 산화되었다. 3개의 영역 내에서 형성된 산화물 스케일 및 아래에 놓인 서브스케일이 주사 전자 현미경(SEM) 및 전자 탐침 미세 분석(EPMA)을 사용하여 특징 기술되었다. 보호 스케일 형성 및 서브스케일 특징에 대한 3개의 용접 영역 내에서의 "자유" 크롬 함량의 영향이 조사되었다. 주요한 성과로서, 이러한 연구는 HAZ의 스팀 산화 중의 서브스케일 구역 내의 산화 유기 공극 형성 및 이웃하는 영역 내의 결정립 경계 케비테이션의 발생을 명확하게 보여주었다. 2.25Cr-1Mo 강 구성요소 내의 용접부의 열악한 사용 수명에 있어서의 산화 유기 공극 형성 및 결정립 경계 케비테이션의 가능한 역할도 개시되어 있다.

또한, 사용 가능한 기구, 구조물, 및 운송 용구로 형성될 수 있는 모든 재료가 부식을 받는 것을 개시하는, "설계자가 충분히 해결할 수 있어야 하는 재료 부식의 기본 유형들( Basic Types of Materials Corrosion That Designers Must Be Able to Competently Address )"[데시 제이. 키스(Desi J. Kiss), 엠.에스.(M.S.), 피.이.(P.E.) (디제이케이 엔지니어링, 엘엘씨.(DJK Engineering, LLC), http://djkeng.tripod.com/id3.html의 인터넷 사이트에서 공개됨)]이 공지되어 있다. 다양한 형태의 부식이 모든 재료에 영향을 줄 수 있다. 중하중을 보유하거나 견디기 위해 사용되는 대부분의 재료는 금속 또는 금속 함유, 즉 철근 콘크리트이다. 8가지 형태의 부식은 응력-부식 균열, 침식-부식, 틈 부식, 갈바니 부식, 입계 손상 작용 부식, 균일 부식, 공식, 및 선택적 용탈을 포함한다. 스테인리스 강의 부식, 플라스틱, 복합재 및 세라믹의 부식, 부식 제어 및 방지도 개시되어 있다.

또한, 장기간 시효 후의 전형적인 오스테나이트 스테인리스 강(304 h, 316 h, 321 h, 347 h, 및 템팔로이(tempaloy) a-1)의 미세 구조적 변화, 석출 거동, 및 기계적 특성의 연구를 개시하는, "장기간 시효 중의 오스테나이트 스테인리스 강의 미세 구조적 변화( Microstructural Changes in Austenitic Stainless Steels During Long - Term Aging )"[와이. 미나미(Y. Minami), 에이치. 기무라(H. Kimura), 와이. 이하라(Y. Ihara) (재료 과학 기술(Mater. Sci. Techn.), 2:795-806, 1986)]이 공지되어 있다. 강은 600 - 800℃의 온도 범위 내에서 50,000시간까지 정적으로 시효화되었다. 미세 구조적 변화는 광학 및 투과 전자 현미경에 의해 관찰되었고, 추출된 잔류물은 X-선 분석을 사용하여 식별되었다. 시간-온도 석출 선도가 각각의 강에 대해 만들어졌다. 시그마상의 양은 700℃에서 시효화된 샘플 내에서 측정되었다. 시효화된 샘플의 경도 및 충격값 변화, 및 인장 특성이 측정되었다.

또한, 약 L3년까지의 자연 시효 중의 Al-10pct Mg 주조 합금의 기계적 특성의 변화의 조사를 제공하는, "장기간 자연 시효 중의 Al -10 PCT Mg 합금 내의 연성의 감소( Decrease of Ductility in Al -10 PCT Mg Alloys During Long - Term Natural Aging)"[와이. 고지마(Y. Kojima), 티. 다까하시(T. Takahashi), 엠. 구보(M. Kubo)(1981)]이 공지되어 있다. 3개월 미만 동안 자연 시효화된 시편 내의 20pct를 초과하는 연신율이 10년에 걸친 자연 시효로 인해 단지 1 내지 2 pct로 떨어졌다. 복귀 실험 및 전자 현미경에 의해, 연성의 이러한 큰 감소는 자연 시효의 과정 중에 구형 응집성 GP 구역의 형성에 기인했다는 것이 밝혀졌다. 투과 전자 현미경(TEM) 조사 또한 GP 구역의 구조가 Al 및 Mg 원자들이 (100) 방향을 따라 3차원 주기성으로 교대로 정렬되어 있는 L1(sub 2) 구조로 보인다는 것을 나타내었다.

또한, 550℃에서 9500시간의 지속 시간 동안 크리프가 형성된 1CR-1MO-1/4V 강에 대한 크리프 손상으로 인한 미세 구조적 변화 및 크리프 저항성의 열화의 연구를 설명하는, "550℃에서의 1 CR -1 MO -1/4V 강의 크리프 변형으로 인한 열화( Degradation Due to Creep Deformation of 1 CR -1 MO -1/4V Steel at 550℃)"[케이. 기무라(K. Kimura), 티. 기사누끼(T. Kisanuki), 에스. 고마쯔(S. Komatsu) (일본 철강 연구소 저널(Journal of the Iron and Steel Institute of Japan), 1985, 제71권, 제15호, pp. 1803-1810)]이 공지되어 있다. 특히, 크리프 저항에 대한 결정립 경계 공극의 효과는 재가열처리가 있을 때와 없을 때, 크리프 손상된 시편에 대해 조사되었다. 금속 조직 관찰이 크리프 변형에 의한 3가지 유형의 미세 구조적 변화: 뜨임 중에 보통 발생하는 탄화물의 조대화, 공극 및 균열의 형성, 및 이전의 오스테나이트 결정립 경계의 주변 내에서의 현저한 회복을 보여주었다. 탄화물 조대화의 정도는 가속 크리프 단계에서도 미소하고, 크리프 저항에 대한 공극의 효과는 무시할 만하게 작다. 크리프 저항의 점진적인 소실은 이전의 오스테나이트 결정립 경계 주변 내에서의 국소 회복과 밀접하게 관련된 것으로 밝혀졌다.

또한, Al 합금 6061을 모델 재료로서 사용하여 장시간 크리프 수명 예측에 대한 미세 구조적 불안정성의 영향을 설명하는, "장시간 크리프 수명 예측에서의 미세 구조적 불안정성의 역할( Role of Microstructural Instability in Long Time Creep Life Prediction )"[제이.더블유. 존스(J.W. Jones), 에스.에프. 클레이즈(S.F. Claeys) (미국 국방부 보고서 D026031, 1984)]가 공지되어 있다. 장시간 크리프 중의 수명에 대한 미세 구조적 변화의 효과는 가속 시효화 및 단시간 크리프 테스트의 사용을 통해 정상 상태 크리프 속도에 대한 미세 구조적 열화의 영향을 측정함으로써 결정되었다. 260℃ 및 288℃에서의 중간 응력에서, 크리프 수명은 미세 구조적 열화의 속도에 의해 강하게 영향을 받았고, 다른 연구자에 의해 제안된 방법이 크리프 수명을 예측하는데 효과적이다. 낮은 응력에서, 100,000시간에 접근하는 시간 동안의 크리프 수명이 완전히 과시효화된 시편에 대한 단시간 크리프 테스트를 수행하고 단순 외삽 기술을 사용함으로써 적절하게 예측된다. 결과는 합금의 시효 응답에 대한 지식이 적당한 정확성으로 장시간 크리프 수명을 예측하기 위해 사용될 수 있다는 것을 표시한다.

또한, 부식된 알루미늄 2024 T351 합금 시편의 피로 및 손상 허용 거동과, 부식되지 않은 재료의 거동에 대한 비교를 설명하는, "부식된 2024 T351 항공기 알루미늄 합금의 피로 및 손상 허용 거동( Fatigue and Damage Tolerance Behaviour of Corroded 2024 T351 Aircraft Aluminum Alloy )"[에이엘.티에이치. 케르마니디스(Al.Th. Kermanidis), 피.브이. 페트로이아니스(P.V. Petroyiannis), 에스피.지. 판텔라키스(Sp.G. Pantelakis), (이론 및 응용 파괴 역학(Theoretical and Applied Fracture Mechanics), 제43권, 제1호, 2005, pp. 121-132)]가 공지되어 있다. 실험적 조사가 박탈 부식 환경 내에서 미리 부식된 시편에 대해 수행되었고, S-N 및 피로 균열 성장 곡선의 도출 및 파단 인성의 측정을 포함했다. 피로 균열 성장 테스트가 상이한 응력 비율(R)에 대해 수행되었다. 모든 기계적 테스트는 기준 재료 거동을 얻기 위해 부식되지 않은 시편에 대해 동일한 조건 하에서 반복되었다. 부식된 재료에 대해, 피로 저항 및 손상 허용에 대한 뚜렷한 감소가 얻어졌다. 실험적 조사의 결과는 2024 알루미늄 합금의 부식 및 부식이 유발하는 수소 취성화의 관점에서 고찰되었다. 부식 영역을 포함하는 구성요소의 피로 및 손상 허용 분석에서의 재료의 특성에 대한 미리 존재하는 부식의 영향을 설명할 필요성이 입증되었다.

주로 구조 이음매에서 상호 작용하는 알루미늄 항공기 구조물들은 부식 및 피로 손상에 민감하다. 부식과 피로의 상호 작용은 특히 항공기가 노후화될 때, 항공기의 구조적 완결성에 대해 심각한 위협을 나타낼 수 있다. 오늘날, 부식이 유발하는 구조적 열화의 고려는 부식의 존재를 부식된 구조 부재의 하중 지지 용량의 감소 및 피로 균열의 발현과 관련시킨다. 부식-공식에서, 손상이 정량화되고, 교대식 침지 부식 과정에서 부식된 2024-T3 시편의 피로 수명의 감소에 관련되었다. 다중 위치 손상 시나리오 및 항공기 구조적 완결성에 대한 부식의 효과가 부식 피트로부터의 다중 위치 손상(Multiple Site Damage: MSD)의 발현을 설명하기 위해 고려된다. 다른 한편으로, 2024-T351 시편의 피로 균열 성장 속도에 대해서는 이전의 박탈 부식의 현저한 효과가 없다는 것이 밝혀졌다.

알루미늄 합금의 부식 손상 작용은 고전적으로 복잡한 산화 과정에 기인한다. 그러나, 일련의 항공기 합금에 대해 수행된 최근의 조사는 부식이 부식 노치의 발생을 통해 항복 강도 및 피로 수명에 영향을 주는 공지된 표면 손상 과정으로 제한되지 않고, 확산 제어식 재료 수소 취성화에 대한 원인이라는 증거를 제공했다.

Mg 함유 6xxx 시리즈에 대해, 산화 과정에 추가하여, 부식 과정 중에 생성되는 수소가 재료 내에서 확산하여, 수소-금속 상호 작용으로 이어질 수 있다. 최근의 조사는 부식이 2xxx, 7xxx 및 8xxx 알루미늄 합금 시리즈의 수소 취성화로도 이어질 수 있다는 것을 보여주었다. 수소 취성화 과정의 메커니즘이 아직 충분히 이해되지는 않았지만, 합금계에 의존하는 상이하며 가능한 수소 포획 위치가 식별되었다. 이러한 수소 취성화 현상은 부식된 재료 영역의 인장 인성의 뚜렷한 감소로 반영된다. 얻어진 거시적 수소 취성화는 수소가 유발하는 국소 미세 소성을 통해 설명된다. 이 과정은 전위 이론을 사용하여 공식화된다. 부식 및 수소 취성화 손상이 확산 제어식 과정이므로, 재료의 기계적 성능의 언급된 열화는 국소적으로 발생할 것으로 예상되는 것을 알아야 한다. 그러나, 현재, 재료의 부식 영역의 국소 재료 특성의 값을 평가하기 위한 실험 데이터 또는 확립된 실험적 또는 이론적 방법론이 없다. 부식 및 피로의 상호 작용에 대한 실험적 조사는 보통 특정 부식 환경 내에서 수행되는 피로 및 피로 균열 성장 테스트를 지칭하고, 미리 부식된 재료에 대해 수행되는 테스트를 지칭하지 않으며, 후자는 상이하며, 노후 항공기에서의 일련의 실제적인 경우에 더욱 관련된 상황을 나타낸다는 것을 알아야 한다.

미리 부식된 알루미늄 2024 T351 합금 시편의 피로 및 손상 허용 거동은 부식 및 부식이 유발하는 수소 취성화의 상승 효과의 관점에서 조사되고 고찰되었다. 수행된 실험은 S-N 곡선을 얻기 위한 피로 테스트, 피로 균열 성장 테스트, 및 파단 인성 테스트를 포함했다. 피로 균열 성장 테스트는 상이한 값의 응력 비율(R)들에 대해 수행되었다. 비교를 위해, 모든 실험은 부식되지 않은 재료에 대해서도 수행되었다. 결과는 2024 합금의 피로 및 손상 허용 거동에 대한 기존의 부식의 본질적인 효과와, 구조물의 부식 영역의 피로 및 손상 허용 분석에서의 기계적 특성에 대한 부식의 효과를 설명할 필요성을 입증했다.

36시간 동안 박탈 부식 용액에 노출된 Al 2024 T351에 대한 공식 밀도 및 피트의 치수의 일련의 측정은 2.586 x 10^-3 mm의 평균 피트 직경 및 920 샘플/100 mm²의 피트 밀도를 보였다. 측정은 입체 영상 분석을 사용하여 이루어졌다. 금속 조직학적 부식 특징 기술은 박탈 부식에 대한 36시간의 노출에 대해, 몇몇 입계 부식도 예상될 수 있다는 것을 보여주었다. 본질적인 공식 및 입계 부식의 존재는 본질적으로 피로 균열의 발현을 촉진하고, 따라서 부식된 시편의 피로 수명을 뚜렷하게 감소시킨다. 예상되는 바와 같이, 부식된 시편의 피로 수명의 감소는 피로 응력의 감소와 함께 증가한다. 피로 내구성 한도는 부식되지 않은 재료에 대한 175 MPa로부터 미리 부식된 시편에 대한 95 MPa로 하락한다. 부식되지 않은 재료 및 부식된 재료에 대한 맞춤 곡선이 회귀 분석을 사용하여 도출되었다.

조사된 모든 경우에서, 균열 길이가 증가함에 따라, 부식된 시편의 피로 균열 성장 저항은 부식되지 않은 시편의 피로 균열 성장 저항보다 훨씬 더 빠르게 열화되는 것으로 보인다. 이는 뚜렷하게 더 낮은 피로 수명, 가속 균열 성장 영역으로의 현저하게 이른 진입, 및 부식된 시편에 대한 이러한 단계에서의 더 가파른 곡선으로 반영된다. 여전히 확실한 시편 파손 전의 균열 길이 측정을 나타내는 것으로 간주되는 파손 전 3초에서의 균열 길이 또한 부식된 시편에서 더 작다.

균열 성장은 증분식으로 발생하며, 특정 횟수의 저주기 피로 후에 기존의 균열에 앞서 재료 원소의 파손에 대응하는 것으로 해석될 수 있다. 재료의 부식이 유발하는 취성화를 가정함으로써, 부식된 재료의 파단 인성 값은 더 낮을 것이다. 부식된 재료의 파단 인성 감소는 다음 문단에서 고찰될 파단 인성 측정에 의해 확인되었다. 상기 고려는 가속 균열 성장의 단계에서 더 높은 균열 성장 속도 및 더 가파른 균열 성장 증가를 설명할 수 있다. 부식된 재료에 있어서의 감소된 파단 인성 값은 파손 시의 감소된 균열 길이를 설명하고, 또한 가속화된 균열 성장 속도의 단계에서의 더 높은 균열 성장 속도와 관련하여, 부식된 시편의 감소된 피로 수명을 설명한다.

2024 항공기 알루미늄 합금 시편의 피로 및 손상 허용 거동에 대한 부식 및 부식이 유발하는 수소 취성화의 효과가 조사되었다. 실험 결과는 부식된 재료의 피로 저항 및 손상 허용의 뚜렷한 감소를 보여주었다. 얻어진 결과는 부식 및 부식이 유발하는 수소 취성화의 상승 효과의 관점에서 고찰되었다. 결과는 부식 영역을 포함하는 구성요소의 신뢰할 수 있는 피로 및 손상 허용 분석을 위해 재료의 특성에 대한 미리 존재하는 부식의 영향을 설명할 필요성을 입증했다.

또한, 전형적인 항공기 알루미늄 합금의 기계적 특성에 대한 부식의 효과를 개시하는, "2024 및 6013 알루미늄 합금의 부식이 유발하는 수소 취성화( Corrosion - Induced Hydrogen Embrittlement of 2024 and 6013 Aluminum Alloys)"[피.브이. 페트로이아니스, 에이엘.티에이치. 케르마니디스, 피. 파파니코스(P. Papanikos), 에스피.지. 판텔라키스, (이론 및 응용 파괴 역학, 제41권, 제1-3호, 2004년 4월 1일, pp. 173-183)]이 공지되어 있다. 결과는 부식 노출이 항복 및 극한 인장 응력의 적당한 감소로 이어진다는 것을 보여주었다. 또한, 파손까지의 연신 및 변형 에너지 밀도의 극적인 감소가 짧은 노출 시간 후에도 기록되었다. 부식된 표면의 가공은 항복 및 극한 인장 응력을 복원시키는 것으로 밝혀졌지만, 재료의 연성은 회복되지 않았다. 후자는 특정 수소 포획 위치의 열 탈착에 대응하는 온도에서의 열처리 후에 부식되지 않은 재료에 대한 값으로 단계적으로 복원되었다. 연구 결과는 상기 합금의 부식이 체적형 수소 취성화에 관련되는 것을 명확하게 시사한다. 인장 연성의 극적인 감소는 부식된 재료의 잔류 강도의 감소와 관련되었다. 다중 스케일링 개념에 기초한 모델이 파단 인성 및 잔류 강도의 감소를 부식된 견본 및 부식되지 않은 견본에 대한 인장 테스트로부터 얻어진 변형 에너지 밀도의 감소에 관련시키기 위해 사용되었다. 변형 에너지 밀도는 부식된 구성요소의 잔류 강도를 정확하게 예측하기 위해 사용될 수 있다는 것이 밝혀졌다.

시효화되는 항공기 구성요소의 구조적 완결성의 평가를 위해, 부식의 효과가 설명되어야 하는데, 이는 고강도 알루미늄 합금의 부식 및 관련 수소 취성화가 재앙적인 파손으로 이어질 수 있기 때문이다. 부식이 유발하는 수소 취성화의 효과는 부식이 단일 피로 균열 또는 다중 위치 손상과 같은 손상의 다른 형태와 상호 작용할 때, 감쇠될 수 있다. 많은 위원회 및 국제 학술 대회가 노후 항공기에 있어서의 재료 열화의 문제에 대해 숙고하기 위해 조직되었고, 하나의 중요한 이슈는 부식이다. 그러나, 오늘날, 부식이 유발하는 구조적 열화의 고려는 부식의 존재를 부식된 구조 부재의 하중 지지 용량의 감소와 관련시킨다. 구조적 완결성에 대한 부식이 유발하는 수소 취성화의 중요성은 적절하게 인식되지 않았고, 확실히 저평가된 채로 남아있다. 현재, 알루미늄 합금의 부식 및 수소 손상 메커니즘은 이해되지 않았다. 관련된 손상 과정은 원자 규모에서 발생한다. 알루미늄 합금의 부식 손상 작용은 복잡한 산화 과정에 기인한다. 그러나, 테스트는 또한 부식 과정 중에 생성되는 수소가 재료 내부로 확산하여 합금계에 의존하는 우선적인 포획 위치에서의 수소의 집중 및 포착으로 이어질 수 있다는 것을 밝혀냈다.

알루미늄 합금의 수소 취성화에 대한 대부분의 조사는 7xxx 시리즈의 Al-Zn-Mg 합금에 대해 이루어졌다. 준안정성 알루미늄 수소화물이 수증기 내에서 응력 부식 균열을 받은 Al-Zn-Mg 합금의 취성 입계 파단의 원인인 것으로 간주되었다.

편석된 마그네슘을 함유하는 결정립 경계의 우선적인 계면 분리는 이러한 합금의 입계 파단에 대한 다른 설명이다. 상이한 알루미늄 합금 시리즈, 즉 2xxx, 6xxx 및 8xxx의 수소 취성화는 여전히 저평가되어 있고, 적절하게 문서화되지 않았다. 추가적으로, 수소 취성화가 기계적 하중의 부재 시에도 발생할 수 있다는 것, 즉 응력 부식 균열이 수소 취성화를 위해 필수적이지 않다는 것은 충분히 인지되지 않았다. 증거는 부식이 유발하는 수소 취성화가 종래의 2024 및 6013 합금 및 최신 2091 및 8090 합금의 인성 및 연성의 극적인 열화의 원인이 될 수 있다는 것을 보여준다. 이러한 열화는 2024 및 6013 합금 내에서의 수소 발생을 정량(quantify)하고 상이한 포획 위치들을 식별함으로써 설명되었다. 이러한 결과는 각각의 조사된 합금에 대한 수소 포획 위치에 대응하는 온도에서 부식된 견본 및 부식되지 않은 견본을 열처리함으로써 이용되었다.

부식된 재료의 파단 인성은 현저하게 감소하고, 변형 에너지 밀도의 감소와 관련된 국소 파단 인성 값을 평가하는 것이 필요하다. 다중 스케일링 접근의 포함은 복잡한 상호 작용식 부식 수소 취성화 과정에 대처하기 위해 매우 효율적이고, 리벳 구멍의 거리가 재료의 국소 체적형 취성화를 허용하도록 되어 있는, 다중 위치 손상(MSD) 문제에 대한 부식이 유발하는 수소 취성화의 효과를 조사하는 것이 제안되었다.

포괄적인 실험적 조사가 항공기 알루미늄 합금 2024 및 6013의 기계적 특성에 대한 부식 및 부식이 유발하는 수소 취성화의 효과를 정량하기 위해 수행되었다. 인장 테스트에 추가하여, 잔류 강도 테스트가 2개의 구멍의 열을 포함하는 노치가 형성되고 미리 피로를 받은 (MSD) 시편을 사용하여 수행되었다. 부식된 시편 및 부식되지 않은 시편이 테스트되었다. 파단 인성 및 잔류 강도의 감소를 부식된 견본 및 부식되지 않은 견본에 대한 인장 테스트로부터 얻어진 변형 에너지 밀도의 감소에 관련시키기 위해 다중 스케일링 방법이 사용되었다. 실험적 연구 결과의 확인 또한 광범위한 파면 조직 분석을 사용하여 달성되었다.

항공기 알루미늄 합금 2024 및 6013의 기계적 거동에 대한 부식의 효과가 실험적으로 조사되었다. 다음의 결론이 얻어졌다:

- 기계적 특성의 부식이 유발하는 열화는 노출 시간에 따라 점진적으로 발생한다. 인장 연성은 극도로 낮은 최종 값까지 지수적으로 감소한다.

- 결과를 해석하기 위해, 다중 스케일 방법이 미세 수준에서 발생하는 손상 과정과 재료의 거시 기계적 특성에서의 결과적인 효과 사이의 갭을 메우기 위해 요구된다.

- 부식 영역의 기계적 제거는 항복 및 극한 인장 응력을 복원시켰지만, 인장 연성은 복원시키지 않았고, 인장 연성은 수소 포착에 대응하는 온도에서의 합금의 열처리 후에만 복원되어, 조사된 합금의 부식이 수소 취성화에 관련됨을 시사하였다.

- 부식된 재료의 파단 인성은 현저하게 감소하고, 변형 에너지 밀도의 감소와 관련된 국소 파단 인성을 평가하는 것이 필요하다.

- 인장 테스트로부터 측정된 바와 같은 변형 에너지 밀도 감소의 사용은 부식이 유발하는 수소 취성화로 인한 구조적 구성요소의 잔류 강도의 감소를 평가하기 위해 사용될 수 있다.

또한, 수소-금속 상호 작용, 메커니즘적 고려, 및 기계적 특성의 열화의 현상학의 기초 원리의 중요한 고찰을 제공하는, "철 합금의 수소 열화( Hydrogen Degradation of Ferrous Alloys )"[오리아니, 리차드 에이.(Oriani, Richard A.), 히어쓰, 존 피.(Hirth, John P.), 스미알로브스키, 미카엘(Smialowski, Michael) 저 (윌리엄 앤드류 퍼블리싱(William Andrew Publishing)/노이즈(Noyes), 1985, p.900, ISBN 0-8155-1027-6)]이 공지되어 있다. 구조 재료의 수소 열화는 지난 50년 동안 증가하는 관심을 받아온 심각한 문제이다. 수용액 내에서의 수소-부식의 공급원의 편재성, 다습하고 오염된 탄화수소를 운반하는 파이프라인 내로의 흡수, 및 용융 과정에서의 오염물이 문제의 중요성에 기여한다.

또한, 기체 또는 전해질 상태에서의 수소의 흡수와 관련된 오스테나이트 강 내의 연성의 손실을 다루는, "Fe - Ni - Cr 오스테나이트의 구조 및 특성에 대한 수소의 효과( The Effect of Hydrogen on the Structure and Properties of Fe - Mi - Cr Austenite)"[제이. 버크(J. Burke), 에이. 지켈스(A. Jickels), 피. 몰릭(P. Maulik) (국제 학술 대회 논문, 와이오밍주 모란, 1976, pp. 102-115)]가 공지되어 있다. 이러한 유형의 재료의 민감성은 페라이트 및 마르텐사이트 강보다 훨씬 더 작지만, 그럼에도 불구하고 기계적 특성의 열화는 높은 수소 농도가 흡수되는 조건 하에서 상당하다. 이는 재료 이용에 관한 명백한 시사점을 갖는다. 또한, 몇몇 유형의 응력 부식 균열과 구조 및 특성에서의 수소 유기 변화 사이에서 이제 확립된 명확한 연관성은 이러한 재료 내에서의 수소 취성화의 기본 메커니즘을 이해하는데 있어서 관심을 더욱 증가시켰다. 오스테나이트 강의 수소 취성화는 2가지 광범위한 유형, 즉 (1) 높은 수소 휘산성, 낮은 확산성(즉, 낮은 온도) 및 오스테나이트 안정성의 조합이 심한 내부 변형, α 및 ε 마르테나이트로의 순간적인 변태, 및 광범위한 입계 및 입내 표면 균열로 이어지는 것, 및 (2) 조성, 온도 및 휘산성의 조합이 수소가 큰 구조적 변화에 동반되지 않고서 흡수되도록 되어 있는 것으로 나누어질 수 있다.

또한, 2.25Cr-1Mo 강 내의 수소 손상 작용에 대한 저항성이 Si 함량을 감소시킴으로써 뚜렷하게 개선된다는 것을 개시하고, Si 함량이 탄화물의 조성 및 결정 구조에 크게 영향을 준다는 관찰에 기초하여 탄화물의 화학적 성질의 측면에서 수소 손상 작용에 대한 Si의 효과를 해석한, "수소 손상 작용 중의 2-1/4 Cr -1 Mo 강 내의 탄화물의 분해( Decomposition of Carbides in 2-1/4 Cr - IMo Steels During Hydrogen Attack)"[시모무라, 제이.(shimomura, J.), 이마나다, 티.(Imanada, T.) (스크립타 메탈러지카(Scripta Metallurgica), 1985, 제9권, 제12호, pp. 1507-1511)]이 공지되어 있다. 수소 손상 작용 중에 발생하는 탄화물의 화학적 성질의 변화에 관해서, 이를 상이한 양의 Si를 갖는 2.25Cr-1Mo 강의 기계적 특성의 열화와 관련시키기 위한 명확한 설명도 개시되어 있다.

또한, 강 내에서의 수소 손상 작용의 검출, 판단 및 평가 방법의 개요를 제공하는, "수소 손상 작용, 검출, 판단 및 평가( Hydrogen Attack , Detection , Assessment and Evaluation)"[알. 코트(R. Kot) (비파괴 테스트에 대한 제10차 아태 학술 대회, 2001)]이 공지되어 있다. 높은 온도 및 압력에서 H₂와 접촉하는 장비는 수소 손상 - 고온 수소 손상 작용을 겪을 수 있다. 원자 수소는 강 내에서 쉽게 확산하고, 균열이 금속 내의 내부 공극 내에서 높은 압력 및 온도에서의 CH₄ 또는 H₂의 형성으로부터 생성될 수 있다. 이는 강도의 손실에 의해 결정립 경계에서의 열극 형성 및 탈탄화를 초래하여, 재료를 신뢰할 수 없거나 위험하게 만든다. 수소-손상된 강 내의 소리 감쇠는 재료의 기계적 특성의 열화 수준을 정량하기 위해 사용될 수 있다. 이를 알면, 영향을 받은 플랜트의 잔여 수명이 추정될 수 있다.

수소는 금속에 대해 다양한 범위의 유해한 효과를 갖는다. 수소가 유발하는 금속의 열화는 수소가 재료 내로 흡수되어 그의 기계적 성능을 감소시키는, 분위기에 대한 노출에 기인한다. 수소 손상의 심각성 및 모드는 수소의 공급원 - 외부(기체상)/내부(용해상), 노출 시간, 온도 및 압력, 금속과의 몇몇 반응을 겪을 수 있는 용액 또는 용매의 존재(예를 들어, 산성 용액), 합금의 유형 및 그의 제작 방법, 금속 내의 불연속부의 양, 노출된 표면(장벽 층, 예를 들어 금속 상의 수소 투과 장벽으로서의 산화물 층)의 처리, 금속 표면의 최종 처리(예를 들어, 갈바니 니켈 도금), 열처리 방법, 및/또는 잔류 및 인가 응력의 수준에 의존한다.

상기 변수들의 조합 및 개수에 의존하여, 수소 손상은 수소 취성화, 수소화물 취성화, 고용체 경화, 내부 결함의 생성으로 분류될 수 있고, 도8에 도시된 바와 같은 다양한 손상 과정으로 더욱 세분화될 수 있다.

수소 손상 작용 메커니즘 및 방지에서, 수소는 강의 탄소와 반응하면서 재료 내에서 메탄 버블을 형성한다. 메탄 버블은 결정립 경계 상에서 그리고 미소 공극 내에서 형성된다. 메탄 압력은 팽창으로 인해 축적되고, 그러한 버블들의 결합은 공극을 열극으로 확장시킨다. 열극 및 공극의 성장은 금속을 약화시키고, 열극은 주 균열로 발전한다.

수소 손상 작용의 정도는 온도, 수소 분압, 응력 수준, 노출 시간, 강 조성 및 구조에 의존한다. 수소 손상 작용은 473K보다 높은 온도에서 작동하는 단순 탄소강, 저합금 강 및 몇몇 스테인리스 강에서 보고되었다. 수소 손상 작용은 수소 및 탄화수소 스트림이 20 MPa 및 대략 810K 수준까지 취급되는 정련소에서 주요 문제들 중 하나이다. 수소 손상 작용이 높은 온도 및/또는 압력에서 발생하는 것을 방지하기 위해, 높은 합금 원소 함량이 요구된다. 탄화물 형성 원소인, 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 바나듐(V), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb)이 원하는 저항성을 제공하기 위해 강 내에서 사용된다.

업계의 경험에 기초한 API 941의 넬슨(Nelson) 곡선은 합금 선택을 위해 보편적으로 사용되는 지침을 제공한다. 선택되는 적절한 합금은 예상되는 작동 파라미터를 나타내는 온도-수소 분압 좌표의 바로 오른쪽 또는 위의 곡선으로서 도시된다.

열처리는 수소 손상 작용에 대한 강 저항성에 영향을 준다. 예를 들어, 담금질 및 뜨임된 2-1/4Cr-1Mo 강은 수소 손상에 대한 마르테나이트 및 바이나이트 구조의 낮은 저항으로 인해 수소 균열에 대한 증가된 민감성을 갖는다. 과도한 항복 강도 수준을 생성하는 열처리는 회피되거나 주의하여 사용되어야 한다.

업계의 경험은 Cr-Mo 강의 용접후 열처리가 수소 사용에서의 수소 손상 작용에 저항하는데 유익하다는 것을 보여준다. 제조가 시작되기 전에, 용접된 소비재에 대한 취성화 테스트를 실행하고 모든 "저 수소" 전극을 고온 "박스" 내에 저장하도록 수소-탄화수소 장비의 제조사에게 요구하는 것이 일반적인 관례이다. 저 크롬 강에 대한 예열 요건은 제조 중에 수소에 기인한 용접 균열을 최소화한다. 적절한 검사, 품질 제어, 양호한 설계 및 우수 제조사는 모두 마무리된 용기 또는 반응기가 수소 손상 작용에 대해 저항성이도록 보장하기 위해 필요하다.

수소 손상 작용은 수소 환경에 대한 강의 노출에 기인한다. 손상의 심각성은 노출 시간, 온도, 수소 분압, 응력 수준, 강 조성 및 구조에 의존한다. 수소 손상 작용을 회피/방지하기 위해, 안정된 탄화물을 형성하는 원소를 갖는 강이 사용되어야 한다. 열처리는 수소 손상 작용에 대한 낮은 저항성을 갖는 구조(마르테나이트, 바이나이트)를 생성하는 것을 회피하기 위해 신중하게 적용되어야 한다. 적절한 검사 및 품질 제어 시스템이 수소 및 탄화수소 취급 장비의 제조 과정 중에 필요하다. 플랜트 장비 내에서 사용되는 강의 수소 비손상 샘플 및 수소 손상 샘플이 수소 손상 작용 테스트 목적으로 이용 가능해야 한다.

또한, 가압수 반응기(PWR)의 1차수 내에서의 합금 600 내의 1차수 응력 부식 균열(PWSCC)의 민감성과 용해 수소(DH)의 함량 사이의 관계의 조사 결과를 개시하는, "가압수 반응기의 1차수 내에서 형성된 합금 600 상의 산화물 필름의 구조에 대한 용해 수소의 영향( Influence of Dissolved Hydrogen on Structure of Oxide Film on Alloy 600 Formed in Primary Water of Pressurized Water Reactors )"[다꾸미 데라치(Takumi Terachi), 노부오 도쯔까(Nobuo Tostuka), 다꾸요 야마다(Takuyo Yamada), 도모까즈 나까가와(Tomokazu Nakagawa), 히로시 데구치(Hiroshi Deguchi), 마사끼 호리우치(Masaki Horiuchi), 마사또 오시따니(Masato Oshitani) (원자력 과학 및 기술 저널(Journal of Nuclear Science and Technology), 2003, 제40권, 제7호, pp. 509-516)]이 공지되어 있다. 이러한 목적으로, PWR의 시뮬레이팅된 1차수 내에서의 4가지 상이한 DH 조건 하에서 형성된 산화물 필름의 구조적 분석이 스침각 입사 X-선 회절계(grazing incidence X-ray diffractometer: GIXRD), 주사 전자 현미경(SEM) 및 투과 전자 현미경(TEM)을 사용하여 수행되었다. 특히, 얇은 산화물 필름의 정확한 분석을 수행하기 위해, 스프링-8(Spring-8)의 싱크로트론 방사선이 GIXRD를 위해 사용되었다. 산화물 필름은 수소가 없는 조건 하에서, 주로 산화니켈로 구성된다. 다른 한편으로, 침상 산화물이 1.0 ppm의 DH에서 형성된다. 2.75 ppm의 DH의 환경 내에서, 산화물 필름은 얇은 스피넬 구조를 갖는다. 이러한 결과 및 상태도를 고려하면, 약 1.0 ppm의 DH의 조건은 안정된 NiO와 스피넬 산화물 사이의 경계 및 PWSCC 민감성의 피크 범위에 대응한다. 이는 NiO와 스피넬 산화물 사이의 경계가 SCC 민감성에 영향을 줄 수 있다는 것을 시사한다.

또한, 가압수 반응기 내의 내부 산화 메커니즘의 조사를 제공하는, "PWR 내의 합금 600의 입계 응력 부식 균열의 가능한 설명으로서의 내부 산화( Internal Oxidation as a Possible Explanation of Intergranular Stress Corrosion Cracking of Alloy 600 in PWRs )"[피.엠. 스캇(P.M. Scott) (원자력 시스템-물 반응기 내의 재료의 환경적 열화에 대한 제9차 국제 학술 대회, 1999)]가 공지되어 있다. 내부 산화는 1993년 스캇과 르 칼바(Le Calvar)에 의해 수소화된 PWR 1차수 내의 입계 응력 부식 균열(IGSCC)의 타당한 메커니즘으로서 처음 제안되었다. 그 후로, 여러 실험적 연구가 가설을 테스트하기 위해 시도되었다. 2차 이온 질량 분광분석(Secondary Ion Mass Spectroscopy: SIMS) 및 분석 투과 전자 현미경(Analytical Transmission Electron Microscopy: ATEM)을 사용한 합금 600 내의 1차 및 2차 균열의 몇몇 상세한 미시적 조사가 수행되었고, 예비 결과가 이미 발간되었다. 전형적인 PWR 작동 온도 및 부식 전위에서의 내부 산화 메커니즘의 적용성에 관해 야기된 비평의 몇몇 관점이 개시되어 있다. 이는 니켈계 합금 내의 산소의 입계 확산의 겉보기 속도를 부식 전위가 Ni/NiO 산화-환원 전위 이하인 내부 산화에 대한 균열의 관찰 속도 및 열역학적 요건과 조화시키는 구체적인 문제이다. 후자의 관점은 이러한 메커니즘이 2차측 스팀 발생기 튜브 IGA/IGSCC를 설명하기 위해 요구되면 특히 중요하다. 제2 목적은 실제 또는 프로토타입의 PWR 조건 하에서 생성되는 합금 600 내의 균열의 상세한 조사와 관계된 이러한 학술 대회의 다른 논문에 대한 참조 포인트를 제공하기 위해 더 높은 온도에서 관찰되는 입계 내부 산화 균열의 공지된 경우의 형태학을 설명하는 것이다.

또한, 알루미늄 합금이 사용 조건, 합금 조성 등에 의존하여 다양한 유형의 부식을 받는 것을 개시하는, "알루미늄 합금의 부식 및 보호( Corrosion and Protection of Aluminum Alloys )"[브이.에스. 시니아프스키(V.S. Sinyavsky), 브이.디. 발코프(V.D. Valkov), 브이.디. 칼리닌(V.D. Kalinin) (모스크바, 메탈러지아(Metallurgia), 1986)]이 공지되어 있다. 이러한 유형의 부식은 부식 균열, 입계 부식 및 박탈 부식을 포함한다. 몇몇 구리 함유 알루미늄 합금은 입계 부식을 받기 쉽다. 이러한 부식은 때때로 마그네슘 및 규소를 함유하는 알루미늄 합금 내에서 발생한다.

알루미늄 합금의 입계 부식은 부정확한 열처리 때문에 그리고 때때로 해수, 해양 및 산업적 분위기와 같은 많은 환경 내에서 태양광에 대한 장기간 노출로 인해 발생한다. 입계 부식 이론은 Al-Cu 고용체가 알루미늄 합금의 인공적 시효 중에 또는 90℃ 내지 270℃ 사이의 온도 범위 내의 열처리 중에 생성되는 다른 열 효과 하에서 주로 결정립 경계에서의 석출에 의해 파괴된다고 주장한다. 석출물의 조성은 금속간 화합물 CuAl₂에 가깝다. 이는 경계 부근에서 구리 고갈 영역을 생성한다. 결정립 내에서, 금속간 화합물은 더 낮은 정도로 석출되고, 따라서 고용체는 경계로부터 벗어난 영역 내에서 구리가 덜 소진된다. 전술한 온도 범위 내에서의 열 효과 시에, 알루미늄 합금의 표면은 전기화학적 관점에서 더 이상 균질인 것으로 고려될 수 없다. 결정립 경계와 결정립 사이의 전위차는 100 mV까지일 수 있고, 이는 궁극적으로 전기화학적 부식을 일으킨다.

알루미늄 합금은 대체로 표면 위에서 바람직한 전위 분포를 제공하는 적절한 열처리를 받음으로써 입계 부식으로부터 방지될 수 있다. 올바른 열처리는 합금을 더욱 균질로 만들고, 신속 담금질 과정에 의해 응고되는 고용체 내로 가능한 한 많은 구리를 전달하는 것이다. 두랄루민은 추가의 자연적 시효에서 480 - 500℃로부터 저온수(40℃) 내에서 담금질될 때 최적의 부식 저항을 갖는다.

부식 균열은 합금이 부식 환경 및 정적 인장 응력에 의해 동시에 영향을 받을 때 발생한다. 응력은 외부 및 내부적일 수 있다. 몇몇 알루미늄 합금은 응력 부식 균열을 받기 쉽다. 그러한 유해한 부식 손상에 대한 합금의 민감성은 금속 구조, 응력 및 부식 환경의 크기 및 성질에 의존한다. 합금을 선택적으로 손상시키는 부식 환경은 부식 균열에 기여한다.

박탈 부식은 반제품의 성형 시에 생성되는, 변형의 벡터에 대해 주로 평행하게 발현되는 표면하 부식의 특정 유형이고, 이러한 방향으로의 균열 형성, 개별 금속 입자의 박탈 또는 샘플 또는 구성요소의 완전한 파손이 수반된다. 이러한 부식은 결정립 경계 또는 수지상 셀의 변형된 경계를 따라 그리고 입내에서 발현될 수 있다. 박탈 부식은 변형된 반제품에서 실질적으로 전형적이다. 몇몇 예외적인 경우에, 이는 예를 들어 높은 망간 함량을 갖는 Al-Mg-Li 합금 내에서, 방향성 용리에 의한 종래의 주조 시에 관찰될 수 있다.

부식 박탈은 특정 구조적 상태, 변형 방향으로의 제2 상 및 고용체 결정의 배향, 합금 원소 또는 불순물의 높은 함량 및 그의 불균일한 분포, 내부 응력, 및 부식 환경의 성질에 의존하는 표면의 특정 물리적 및 화학적 상태에 기인할 수 있다.

따라서, 사용 시의 알루미늄 합금의 부식 저항은 다음의 기준에 의해 결정된다: 표면 마무리, 내부 압축성 (바람직한) 응력, 및 특정 담금질 조건에 의해 생성되는 표면 부근에서의 합금의 특정 구조. 최적의 조건 하에서, 알루미늄 합금의 표면에 인가되는 초음파 처리는 모든 상기의 바람직한 인자들을 조합시키기가 매우 쉽다.

또한, 알루미늄의 전기화학적 특성 및 부식 저항이 금속 순도에 크게 의존한다는 것을 개시하는, "알루미늄 및 그의 합금의 부식( Corrosion of Aluminum and Its Alloys )"[브이.브이. 게라시모프(V.V. Gerasimov) (모스크바, 메탈러지아, 1967)]이 공지되어 있다. 알루미늄 합금의 저항은 합금 원소의 성질 및 개수에 의해 지배된다. 100℃ 아래의 온도에서, 순수한 알루미늄은 최대의 부식 저항을 갖는다. 활성화 이온, 예를 들어 할로이드를 함유하지 않는 물 및 중성 환경에서, 순수한 알루미늄의 고정 전위는 부동태 영역에 대응한다. 따라서, 알루미늄 저항성은 그러한 조건 하에서 상당히 높다.

알루미늄의 합금은 양극 과정의 동역학을 변화시킨다. 1% 철 함량을 갖는 합금의 고정 전위는 부동태 영역에 대응한다. 이는 그러한 합금의 상당히 낮지만 순수한 알루미늄보다는 더 높은 부식 속도를 결정한다. 3% 염화나트륨 용액 내에서, 합금의 부식 속도는 0.004%로부터 시작하여, 철 함량에 비례하여 증가한다.

알루미늄의 구리와의 합금은 양극 과정(알루미늄 합금의 용해)의 동역학에 대해 철의 경우에서보다 더 큰 정도로 영향을 준다. 3% 염화나트륨 용액 내에서의 부식 속도의 약간의 증가는 구리 함량이 0.01%까지 증가할 때 관찰된다. 부식 과정은 구리 함량의 추가의 증가에서 현저하게 강화된다.

알루미늄을 니켈과 합금하는 것은 수소 및 산소를 감소시킨다. 니켈 도입으로 인한 음극 과정의 가속화는 합금의 고정 전위를 증가시킨다. 0.2% 니켈을 함유하는 합금의 표준 전위는 부동태 영역에 대응하고, 이러한 경우의 부식 속도는 낮다. 0.6%를 초과하는 니켈 함량에서, 고정 전위는 과부동태화 영역에 대응하고, 부식 속도는 자연적으로 증가한다.

따라서, 알루미늄에 대해, 1%까지의 합금 원소의 함량은 전극 처리의 동역학에 대해 최대 효과를 갖는다. 철, 구리 또는 니켈과 함께 합금될 때, 알루미늄 합금은 이러한 원소들의 금속간 화합물을 함유한다. 금속간 화합물의 전극 전위는 알루미늄의 고정 전위보다 더욱 양극성이고, 알루미늄 합금 내에서 음극으로서 작용한다.

1 - 2%까지 양의 망간, 아연, 마그네슘 및 규소는 부식 과정을 강화하지 않는다. 아연 함량이 25%까지 증가하면, 합금의 고정 전위는 중성 및 산성 환경 내에서 음극 방향으로 이동된다. 합금의 고정 전위는 아연 함량의 추가의 증가에 의해 실질적으로 영향을 받지 않는다. 알루미늄에 대한 0.16%의 아연의 첨가는 음극 과정 속도에 대한 효과를 거의 갖지 않는다. 따라서, 알루미늄의 2.05%까지의 아연과의 합금은 부식 속도를 증가시키지 않고, 오히려 어느 정도 감소시킨다.

5%까지 양의 마그네슘은 알루미늄 부식을 현저하게 증가시키지 않는다. 중성 또는 산성 환경 내에서, 고정 전위는 알루미늄이 마그네슘과 합금될 때 감소한다. 리튬의 경우에도 동일하다.

중성 환경 내에서, 알루미늄의 고정 전위는 규소에 의해 실질적으로 영향을 받지 않으며, 산성 환경 내에서 증가된다. 고용체 내의 규소는 알루미늄 부식에 대해 실질적으로 효과를 갖지 않고, 규소 금속간 화합물은 국소적인 음극을 제공하며 부식을 가속할 수 있다. 규소는 알루미늄 표면에서의 산화물 필름의 보호 특성을 현저하게 향상시키는 것으로 보이고, 이는 실루민형 합금이 매우 부식 저항성이기 때문이라는 것을 알아야 한다. 산성 환경 내에서, 0.035 내지 0.078%의 범위 내의 나트륨 함량은 알루미늄의 저항성에 매우 불리하다. 0.3 - 0.4%의 철 불순물을 함유하는 알루미늄 내의 최대 나트륨 함량은 0.02 내지 0.03% 사이의 범위이어야 한다. 나트륨이 알루미늄 내에 존재하면 입계 부식이 강화된다.

0.08%의 칼슘 함량은 중성 환경 내에서 상용 알루미늄의 저항성을 어느 정도 감소시키고, 0.5 - 1.0%의 나트륨은 0.5n의 알칼리 용액 내에서 알루미늄 부식을 현저하게 가속한다(n은 용액의 노르말 농도를 표시함). 칼슘 불순물은 규소의 존재 시에 특히 해롭다.

알루미늄을 카드뮴과 합금화하는 것은 구리의 부작용을 억제한다. 납은 알루미늄 저항성에 대해 거의 효과를 갖지 않는다. 0.01%를 넘는 티타늄 함량은 산성 환경 내에서 부식을 강화한다. 세륨, 코발트, 백금, 은, 토륨 및 바나듐은 역효과를 갖는다. 예를 들어, 40% 은을 갖는 알루미늄 합금은 100% 상대 습도(RH)에서의 분위기 내에서의 수일 간의 테스트 후에 완전히 파손되었다. 높은 부식 속도는 음극으로서의 Ag₂Al 금속간 화합물의 효과적인 작동에 기인한다. 몇몇 경우에, 크롬, 주석 및 카드뮴은 효과를 갖지 않지만, 때때로 이들은 부식을 강화한다. 안티몬은 알루미늄의 부식 저항성을 개선한다.

은은 소량이라도 알루미늄 아말감화, 금속 표면 탈부동태화 및 금속 용해의 증가된 속도를 생성한다. 수은 함유 알루미늄 보호제는 충분한 음 전위를 갖고, 시간 경과에 따라 실질적으로 부동태화되지 않는다.

합금화는 pH 환경에 대한 고정 전위 및 부식 저항성의 의존성에 영향을 준다. 알칼리 환경 내에서, 순수한 알루미늄 및 대부분의 알루미늄 합금은 저항성이 아니다. 그러한 조건 하에서, 0.5% 마그네슘으로 도핑된 합금은 최소의 부식 속도를 갖는다. 알루미늄이 마그네슘과 합금될 때, 산화물 필름이 금속 표면에서 발현된다. 이러한 필름은 알칼리 내에서 불용성인 마그네슘 수화물을 함유한다. 희석된 알칼리 내에서, 합금 저항성은 마그네슘 함량의 증가와 함께 개선된다. 농축된 알칼리 내에서, 마그네슘은 알루미늄 저항성을 개선하지 않는다. 마그네슘 및 망간과의 합금은 암모니아 내에서 저항성을 향상시킨다. 암모니아 함유 코크스 워터 내에서, 99 - 99.5% 알루미늄과 1.25% 망간 또는 3% 마그네슘을 갖는 알루미늄 합금은 부식에 대해 저항성이다.

비산화 산 내에서, 규소는 알루미늄의 부식을 강화하고, 카드뮴은 알루미늄의 부식을 억제한다. 아연 및 망간은 바람직하지 않은 효과를 갖는다. 마그네슘 및 주석은 부식 저항성을 향상시킨다. 균질 합금 내에서, 1% 규소는 질산 내에서 금속 저항성을 훼손하지 않고, 균질 합금 내에서, 1% 규소는 65% 질산 내에서 저항성을 현저하게 훼손한다. 1% 양의 구리는, 알루미늄 내에 완전히 용해되지 않더라도, 25% 산 내에서 부식을 현저하게 강화한다.

5% 및 10% 염산 내에서, 99.996% 알루미늄과 0.5% 마그네슘을 함유하는 알루미늄 합금은 부식에 대해 상당히 저항성이다. 이러한 경우의 부식 속도는 3 - 5 g/m²day를 초과하지 않는다. 동일한 환경 내에서, 99.5% 알루미늄의 각각의 부식 속도는 352 및 7780 g/m²day였다.

불순물 및 합금 원소는 알루미늄 및 그의 합금 내에서 공식에 대한 현저한 효과를 갖는다. 99.99% 알루미늄에서, 부식은 담수 내에서 매우 희박하게 관찰된다. 그러나, 99.5 - 99.8% 알루미늄에서, 부식 깊이는 일 주일 내에 0.3 mm에 도달할 수 있다. 99.99%로부터 99%로의 알루미늄 순도의 감소는 산소 이온화 영역 내에서 음극 과정 속도와, 제한 확산 전류 및 수소 이온 방출의 속도를 증가시킨다. 이는 공식을 강화한다.

국소 음극의 작용은 국소 부식을 강화한다. 철 및 구리 함량이 더 높을 수록, 부식 피트의 개수 및 그의 깊이가 더 크다. 부식 피트는 보통 금속간 화합물의 배열에 대응하는 압연 방향으로 배향된다. 공식은 또한 금속간 화합물이 출현하는 스크래치 영역 내에서 관찰된다.

알루미늄 표면이 비등수 내에서 처리될 때, 보호 필름이 어떠한 이유로 훼손되었던 영역 내에서 회복된다. 그러한 처리는 공식에 대한 합금의 저항성을 향상시킨다.

압연후 탈지, 10% 알칼리 내에서의 에칭, 인산 및 질산의 혼합물 내에서의 화학적 연마와 같은 다양한 표면 처리는 53 - 70℃의 정제수 내에서의 110 합금의 저항성에 대해 실질적으로 효과를 갖지 않는다. 염화물 용액 내에서, 표면 연마는 부식 손실을 감소시킨다. 0.001 - 1.0n 농도의 황산칼륨 용액 내에서, 연마된 알루미늄은 실질적으로 부식되지 않는다. 화학적 연마는 87% RH에서의 분위기 내에서 99.5% 알루미늄의 부식을 20배 감소시킨다.

알루미늄 합금의 표면 처리는 공식에 대한 경향에 영향을 준다. 예비 에칭의 결과로서, 2S 및 3S 합금(미국 내에서 사용되는 단련된 알루미늄 합금, 새로운 표시는 각각 1100 및 3003임)에 대한 공식의 깊이는 담수 내에서의 테스트 시에 10 - 50배 증가한다.

순수하지 않은 입계 물질의 완결성을 붕괴시키는 소성 변형은 철 및 니켈로 도핑된 알루미늄의 입계 부식에 대한 저항성을 개선한다. 결정립 경계에서의 고용체의 입계 내부 흡착 또는 파괴의 감소는 담금질 및 시효 전에 더 낮은 가열 온도를 사용함으로써 획득된다.

부식 환경 및 기계적 응력의 조합 효과 하에서, 몇몇 알루미늄 합금, 예를 들어 마그네슘 또는 마그네슘 및 아연으로 도핑된 합금은 전형적으로 부식 균열 또는 응력 부식으로 불리는 특정 형태의 손상 작용을 겪는다. 이러한 형태의 손상 작용은 보통 염화물을 함유하는 환경 내에서 관찰된다. 알루미늄 합금의 부식 균열은 결정립 경계에서의 금속간 상 Mg₂Al₃의 석출에 의해 설명될 수 있다. 이러한 금속간 화합물은 금속 조직 및 전자 현미경 조사에 의해, 부식 균열을 겪은 마그네슘 도핑 알루미늄 합금의 결정립 경계에 존재하는 것으로 밝혀졌다.

기계적 응력은 금속간 화합물 내에서 극미소 노치 및 균열을 생성하고, β-상 내로의 부식 환경 침투를 증진시키고, 이러한 상의 용해를 강화한다. 또한, 인장 응력은 미소결정의 경계를 따른 β-상의 석출을 증진시킨다.

마그네슘 도핑 알루미늄 합금의 부식 균열 과정은 다음과 같다. 미소결정 경계에서의 β-상은 염화물 용액 내에서 부동태화되지 않고, 격렬하게 용해된다. 금속간 화합물은 합금의 제조 및 처리 중에 또는 인장 응력 하에서 석출될 수 있다. β-상의 용해 및 극미소 균열의 형성은 집중제의 형성 및 새로운 금속간 화합물의 석출을 생성한다. 따라서, 과정은 금속 내로 깊이 강하게 전파된다.

환경의 탈기 또는 음극 분극은 전위를 음의 방향으로 이동시키고, β-상의 용해와 부식 균열 과정을 감소시킨다. 양극 분극 또는 귀금속(구리, 스테인리스 강)과의 접촉은 (염화물 내에서 부동태화되지 않는) β-상의 용해 속도를 증가시키고, 따라서 부식 균열을 강화한다. 부식 균열 과정은 합금의 표면이 산 또는 알칼리 내에서 에칭될 때 가장 빠르다. 표면 연마는 파손까지의 합금 수명을 증가시킨다. 0으로부터 6으로의 pH 증가에서, 파손까지의 시편 수명은 증가한다. 마그네슘 및 구리로 동시에 도핑된 알루미늄 합금은 마그네슘-구리 이원 합금보다 부식 균열에 대한 경향이 더 작다. 0.5 - 1.5% 아연과의 추가의 합금은 7 - 8% 마그네슘을 함유하는 합금의 부식 균열 저항성을 향상시키고, 뜨임 온도 및 변형의 정도는 합금이 부식 균열에 민감하게 될 때의 값으로 증가한다.

부식 환경 및 교대 하중의 동시 작용 하에서, 합금은 부식 피로로 인해 파손될 수 있다. 염화물은 부식 피로 때문에 알루미늄 합금의 파손을 가속한다. 3% 염화나트륨 용액 내에서, 2024 합금의 피로 한도는 10⁷에서 3.5 kg/mm²이다.

폐쇄계 내에서, 억제제가 금속 및 합금을 부식에 대해 보호하기 위해 널리 사용되고 있다. 몇몇 산화제, 예를 들어 크롬산염 및 중크롬산염은 중성 환경 내에서 부식 억제제(부동태화제)로서 사용된다. 낮은 온도 하에서, 크롬산염은 중성, 알칼리성 및 약산성 환경 내에서 알루미늄 및 그의 합금을 부식에 대해 보호하기 위해 사용될 수 있다. 0.5 - 1.0 g/L의 크롬산나트륨 또는 크롬산칼륨이 최대 50 - 100 mg/L의 염을 함유하는 물에 첨가되면, 알루미늄 및 그의 합금의 부식 속도는 크게 감소할 것이다. 더 큰 염, 특히 구리 농도에서, 크롬산염 보호 특성은 감소되고, 공식이 발생할 수 있다.

몇몇 다른 화합물이 냉각 시스템의 알루미늄 부품을 보호하기 위한 억제제로서 사용된다. 따라서, 80℃에서 35 mg/L의 염화물을 함유하는 하천수에 3% 질산나트륨, 0.03% 인산나트륨 및 3% 산성 인산나트륨을 첨가하면, 부식 속도는 2 - 3배 감소되고, 0.03% 질산나트륨 및 규산나트륨, 3% 벤조산나트륨을 첨가하면, 부식은 6 - 8배 감소된다.

두랄루민의 전기화학적 보호는 지.브이. 아키모프(G.V. Akimov)에 의해 입증되었다. 시각적 관찰은 아연 스트립에 의해 단부에서 고정된 4 m 길이의 두랄루민 플레이트가 해수 테스트 후에 어떠한 부식 손상도 갖지 않았다는 것을 보여주었다. 염화물-은 전극을 가로지른 -0.8 V의 전위에 의한 음극 분극은 두랄루민을 해수 내에서 6개월 동안 보호한다. 해양 환경 내에서, 두랄루민 선체는 보호제에 의해 부식 보호될 수 있다. 마그네슘 보호제들은 선박 바닥 위에 균일하게 위치되고, 강 아연-코팅 볼트에 의해 비닐-플라스틱 패드 상에 체결된다.

또한, 알루미늄 합금의 부식 저항성이 몇몇 경우에 보호 코팅을 도포함으로써 현저하게 개선될 수 있는 것을 개시하는, "알루미늄 및 알루미늄 합금의 화학 및 전해 처리( Chemical and Electrolytic Treatment of Aluminum and Aluminum Alloys)"[에스. 베르닉(S. Vernik), 알. 피너(R. Pinner), 비.에이. 젤레노바(B.A. Zelenova), 엔.아이. 베셀로바(N.I. Veselova) 역 (수도스트로이에니예(Sudostroyeniye), 레닌그라드, 1960)]이 공지되어 있다. 알루미늄 합금에 대해, 산화 또는 양극 처리에 의해 산화물 필름을 축적하는 것이 일반적인 관례이다. 양극 처리는 산업적 분위기 내에서 알루미늄 및 그의 합금의 저항성을 크게 개선한다. 알루미늄에 대한 최적의 산화물 필름은 0.0025 - 0.015 mm의 두께를 가지며 황산 및 옥살산 내에서의 양극 처리에 의해 얻어지는 것이다. 그러한 필름은 20% 염화나트륨에서의 분사 조건 하에서 1년의 테스트를 견딘다.

알루미늄 합금의 표면 상의 보호 산화물 필름은 고온의 물 또는 수용액 내에서의 금속의 처리 시에 발현될 수 있다. 해수 내에서의 알루미늄 합금의 높은 저항성은 순수한 알루미늄으로 클래딩함으로써 달성될 수 있다. 클래드 층은 합금을 부식 환경으로부터 격리시킬 뿐만 아니라, 그를 전기화학적으로 보호한다. 알루미늄 합금을 부식에 대해 보호하기 위해, 법랑칠이 사용될 수 있다. 법랑은 물, 산, 알칼리성 세제, 및 도시 공기 내에서 상당한 내구성을 갖는다. 역청, 중합체 및 도료 코팅과, 그리스가 대기 및 토양 내에서의 알루미늄 및 그의 합금의 부식 보호를 위해 사용된다.

또한, 금속이 고온의 건조 기체와 또는 비전해질과 접촉할 때, 화학적 부식 메커니즘이 금속의 파손에 대해 전형적이라는 것을 개시하는, "부식 이론 및 부식 저항 구조 합금( Corrosion Theory and Corrosion - resistant Structural Alloys)"[엔.디. 토마쇼프(N.D. Tomashov), 지.피. 체르노바(G.P. Chernova) (모스크바, 메탈러지아, 1986)]이 공지되어 있다. 이것이 발생할 때, 산화 환원 반응은 전기화학적 부식과 비교하여 하나의 사건으로 발생한다. 기체 부식은 금속의 열처리 중에, 터보제트 및 로켓 엔진, 발전소 등 내의 세부 및 구조물의 작동 중에, 야금학적 작동 시에 가능하다.

고온에서의 기체의 부식 손상 작용에 저항하는 금속의 능력은 열 저항성으로 불린다. 고온에서의 금속의 다른 중요한 거동은 그러한 조건 하에서 양호한 기계적 특성을 유지하는 재료의 능력을 정의하는 고온 강도이다. 금속은 열 저항성일 수 있지만, 양호한 고온 강도를 갖지 않을 수 있다(예를 들어, 400 - 450℃에서의 알루미늄 합금). 600 - 700℃에서, 고속 텅스텐 강은 열 저항성이지만 고온에서 강하지 않다.

금속과 산소 사이의 상호 작용(금속 산화)은 다음의 공식: Me + O₂ = MeO₂에 따라 발생한다. 금속에 도달한 산소 분자는 금속 표면에 의해 흡착, 즉 포착된다. 금속 내의 산소 흡착은 보통 다음과 같이 나타난다. 물리적 흡착이 깨끗한 표면 상에서 발생하여, 산소 원자와 분자 사이의 결합을 약화시킨다. 분자는 분해되고, 산소 원자는 금속 원자로부터 멀리 전자를 당긴다. 화학적 흡착 단계가 O^-2 이온의 형성에서의 산소를 향한 전자의 이동이 금속-산소 화합물(산화물)의 핵 형성에 대해 충분할 때 발생한다. 산소-금속 상호 작용의 생성물(산화물)은 표면의 화학적 활성을 감소시키는 산화물 필름을 표면에 제공한다. 두께에 의존하여, 금속 상의 필름은 40 nm까지의 얇은(보이지 않는) 두께, 40 - 500 nm의 평균(산화 변색으로서 보이는) 두께, 또는 500 nm를 초과하는 두꺼운(보이는) 두께로서 분류될 수 있다. 예를 들어, 알루미늄의 경우에:

- 건조 공기 내에서, 수일 후에, 필름은 10 nm 두께이다.

- 600℃에서, 60시간 후에, 필름은 200 nm 두께이다.

- 양극 처리 시에, 필름은 3 내지 300 ㎛ 두께이다.

금속 및 합금에 대해, 기체 부식 속도는 기체 환경의 조성, 압력 및 속도, 온도 및 가열 조건과 같은 외부 인자와, 합금의 성질, 화학적 및 상 조성, 기계적 응력 및 변형과 같은 내부 인자에 의해 영향을 받는다.

산화 필름의 보호 특성은 합금의 성질 및 조성에 실질적으로 의존한다. 크롬, 알루미늄 및 규소는 높은 보호 특성을 갖는 필름의 형성으로 인해 발생하는 강 산화 과정을 상당히 지연시킨다. 가열 중의 금속의 변형은 필름 불연속성을 일으켜서, 산화 속도를 증가시킬 수 있다. 예비 변형은 재결정화 온도 아래의 온도에서만 산화 속도에 대한 효과를 거의 갖지 않는다.

기체 부식 보호를 위해, 열 저항성 합금, 보호 분위기 및 보호 코팅이 사용된다.

또한, 전기화학적 부식의 과정이 다음의 2개의 결합 반응들의 조합이라는 것을 개시하는, 부식 및 부식 보호, 에프. 토트(F. Todt) (키미야(Khimiya), 레닌그라드, 1967)이 공지되어 있다:

- 양극 반응(산화) Me = Me^{z +} + ze

- 음극 반응(환원) D + ze = (Dze)

여기서, D는 양극 반응(금속 이온화)의 결과로서 방출된 z-전자(ze)와 부착되는 탈분극제(산화제)이다. 전기화학적 부식 과정의 개략적인 설명이 도9에 도시되어 있다.

실제 합금의 표면은 항상 비균질이다. 즉, 실질적으로 전위가 다른 영역들을 갖는다. 금속 표면은 구조적 미세 불규칙부(결정립 경계, 불순물)에서 뿐만 아니라 초미세 불규칙부(결정 구조의 불완전부, 격자 내의 이종 원자 등)에서도 다를 수 있다. 이는 양극 및 음극 과정을 국소화하고, 국소 부식을 발현시킨다(예를 들어, 공식의 발현) - 전기화학적 부식 하에서의 미세 갈바니 원소의 작용 이론.

전기화학적 부식의 동적 이론으로 불리는 현대의 전기화학적 부식 이론은 금속-전해질 상계면이 존재할 때 금속의 전기화학적 파손이 발생할 수 있다는 것을 강조한다. 부식이라는 사실은 초순수 수용액 또는 농축 수용액의 경우에 관계없이, 전해질 성질에 의존하지 않는다. 전해질의 양도 중요성을 거의 갖지 않는다: 이는 수 ㎛ 두께의 수분 필름일 수 있다. 부식이 발생하기 위한 단 한가지 조건은 금속 이온화의 양극 반응 및 동일하거나 다른 이온 또는 분자의 환원의 음극 반응의 금속 표면 상에서의 가능한 조합이다. 이는 양극 반응의 평형 전위가 가능한 음극 반응들 중 적어도 하나보다 더 음극성이면 그러하다. 이러한 경우에 생성되는 (고정) 전위는 중간 위치를 취할 것이다. 이러한 조건은 부식 유형에 관계없이 충족되어야 한다.

금속이 전해질 용액 내로 침지될 때, 이중 전기 층의 형성, 즉 금속-전해질 상계면에서의 입자들의 비대칭 위치로 인해 발생하는, 금속 표면과 전해질 사이의 특정 전위차가 있다.

도10 및 도11은 이중 전기화학 층 형성의 개략적인 설명을 도시한다. 특히, 도10은 용액으로 변태되는 금속 원자 이온을 도시하고, 도11은 용액으로부터 금속 표면으로 변태되는 양이온을 도시한다.

이온 수화 에너지가 금속 이온-원자와 전자들 사이의 결합을 파괴하기에 충분하고 금속 이온이 용액 내로 이동할 때, 동일한 개수의 전자가 금속 표면에 잔류하여, 금속 표면에 음전하를 부여한다. 아울러, 이러한 음전하는 용액으로부터 금속 양이온을 당긴다. 이는 금속-전해질 계면에서 이중 전기 층을 생성하여, 금속과 전해질 용액 사이에 특정 전위차를 일으킨다.

다른 변경예가 가능하다. 금속 표면 상에서, 양이온은 전해질 용액으로부터 방출될 수 있다(격자 내의 결합 에너지는 수화 에너지보다 더 크다). 결과적으로, 금속 표면은 양전하를 얻고, 용액 음이온과 함께 이중 전기 층을 형성한다.

전극 전위 값은 부식 과정의 성질에 실질적으로 영향을 준다. 부식 미세 원소의 작용 중의 전류 흐름은 음극과 양극 사이의 초기 전위차에 기인한다. 부식 전류가 회로 폐쇄 후에 흐를 때, 전위차는 감소한다. 전류 흐름의 결과인 전위의 그러한 변화는 분극화로 불린다.

음극 상의 전극 처리에 의존하여, 전기화학적 부식은 다음의 유형으로 분류될 수 있다: 산 내에서의 수소 분극화(음극 상에서의 수소 이온의 환원), 대기중, 물, 염 용액 등 내에서 산소 환원, 또는 다른 산화제의 환원.

부동태는 특정 전위 영역 내에서의 금속 이온화의 양극 반응의 지연에 기인한 비교적 높은 부식 저항 상태이다. 부동태 상태는 대체로 금속이 강한 산화제와 접촉할 때 발생한다. 그러나, 몇몇 금속에 대해(예를 들어, 티타늄에 대해), 물도 강한 산화제일 수 있다. 부동태의 필름 이론은 여전히 기초 이론들 중 하나이다. 부동태는 금속 표면에서의 산소 흡착의 결과로서 발생한다고 주장하는 흡착 이론이 있다. 부동태는 흡착된 산소의 양이 표면을 1-분자 두께의 층으로 덮을 수 없는 정도일 때에도 발생하는 것으로 밝혀졌다. 이는 제한된 활성 표면 영역을 차단함으로써 설명된다.

또한, 부식 균열이 부식 환경 및 인장 응력의 조합된 작용 하에서 가능하다는 것을 개시하는, "고강도 강의 부식 균열 및 보호( Evaluation of Degradation Degree of Metal in Gas Pipelines )"[에프. 아즈호긴(F. Azhogin) (모스크바, 메탈러지아, 1974)]가 공지되어 있다. 균열은 대체로 인장 응력에 대해 직교하는 평면을 따라, 결정립 경계를 따라(응력을 덜 받는 상태에 대해 전형적임) , 그리고 입내에서(특히 부식 균열 및 피로에 대해 전형적임) 발현된다. 부식 균열 시에, 연성 금속은 분명한 취성 파단을 겪는다. 부식 균열 메커니즘에 대한 이해는 모호하다.

흡착 이론은 이동 가능한 전위부 및 다른 구조적 불완전부 상의 용액 음이온의 흡착을 제시한다. 이는 표면 에너지를 감소시키고, 금속의 원자 결합의 파괴를 촉진한다. 균열 핵형성은 금속 표면 상의 미세 틈 내에서의 표면 활성 물질의 흡착 시에 표면 활성 물질의 쐐기 작용의 결과로서 발생할 수 있다(재결합제 효과). 몇몇 연구자는 탄소 및 스테인리스 강, 티타늄 및 그의 합금의 부식 균열은 금속의 국소 취성화를 생성하는 진행성 균열 선단에서의 수소 흡수로 인한 것일 수 있다고 믿는다.

전기화학 이론은 균열 발현의 주요 인자는 균열 기부에서의 금속의 가속화된 양극 분해라고 주장한다. 인장된 금속 시편의 표면 상에서 발생하는(고강도 재료 내에서 쉽게 이완될 수 없는) 1차 응력 집중제는 다소의 구조적 불완전부로 인해, 이러한 지점에서의 부동태 파괴 및 더 큰 속도의 전기화학적 분해를 일으킬 수 있다. 그러한 쌍의 음극은 균열측 표면 및 부분적으로 시편의 외부 표면이고, 양극은 균열 선단이다. 현저하게 국소화된 분해 과정은 원자 수준에서 균열의 예리함과, 따라서 균열 선단에서의 최대 응력 집중을 유지한다. 균열 선단에서의 원자 분해는 아마도 비교적 낮은 선 속도로 발생하는 결정립 또는 구조 블록의 노치이다. 몇몇 경우에, 이러한 노치는 매우 높은 선 속도를 갖지만 다음의 블록 또는 결정립 상에서의 이동의 가능한 지연, 및 그후 다시 더 느린 전기화학적 노치를 갖는 블록 또는 결정립의 후속 취성 파괴에 의해 실현된다. 미세한 규모에서, 균열 발현은 시편의 잔여 섹션의 애벌란시 취성 파단이 될 정도로 전기화학적 노치 및 기계적 파괴의 교대가 빈번할 때까지, 상당히 균일하게 발생할 것이다.

그렇게 함으로써, 균열 및 부식 균열의 발현을 강화하는 부수적 과정들은 다음과 같다는 것에 의심의 여지가 없다:

- 균열 선단에서의 금속의 표면 내의 수소 픽업 및 예비 파손 구역 내의 수소 취성화,

- 강도에 있어서의 흡착성 감소(재결합제의 쐐기 효과),

- 이완 과정으로 인한 1차 응력 집중제 내에서의 응력 집중 감소를 허용하지 않는, 합금의 높은 강도 및 낮은 연성,

- 응력 집중제의 형성 및 1차 균열을 증진시키는 합금의 미세 구조적 비균질성(미세 개재물, 구조적 초미세 불완전부),

- 균열 선단에서의 원자 격자의 전위, 미세 변형 및 파괴의 성질.

응력이 너무 높지 않고, 합금이 (예를 들어, 불순물의 편석으로 인해) 결정립 경계에서 덜 완벽한 부동태화를 가지면, 균열은 입계에서 발현할 것이다. 그렇지 않으면, 입내 균열 발현도 발생한다. 부식 균열의 대부분의 경우는 조합된 기계적-전기화학적 메커니즘에 기초하여 더욱 상세하게 해석될 수 있다.

초기에, 1차 균열에 있어서의 응력 집중제 개시 및 그의 성장의 기본적인 역할은 국소 표면 활성화 및 응력을 받는 상태의 응력 집중제를 생성하는, 분리된 금속 표면 불규칙부에서의 활성 환경 이온과 불균일한 변형(전위) 분포 사이의 화학 흡착 상호 작용에 의해 대개 이루어진다.

아울러, 균열은 균열 선단 구역 내의 격자의 장력을 기계적으로 증가시킴으로써 양극 과정의 연속적인 활성화에 의해 성장한다. 이러한 활성화는 금속의 초기 상태가 부동태 상태에 대응하고 인장력의 중첩이 균열 선단에서 국소 활성화를 생성하면, 특히 높다. 최종 단계에서, 거대 기계적 파손은 애벌란시 방식으로 증가하고, 파단은 기계적 인자가 우세할 때의 조건 하에서 발생한다.

부식 균열 시에, 기계적 응력 및 부식 환경은 따로따로 영향을 줄 때보다 동시 작용에 의해 훨씬 더 큰 금속 강도의 손실을 일으킨다. 많은 환경 내에서의 금속의 부식 균열, 예를 들어 응축기 튜브, 황동 박스, 소총 탄피와 같은 황동 제품의 소위 시효 균열과, 프로펠러, 로드, 디젤 엔진, 터빈 블레이드 등과 같은 강 제품의 부식 균열은 실제로 오랫동안 공지되어 왔다.

질소를 함유하는 저탄소 강은 부식 균열에 매우 민감하다. 고강도 강의 부식 균열에 대한 질소의 효과는 내부 응력의 변화와 명백하게 관련된다. 질소는 α-철 및 γ-철과 함께 격자간 고용체를 형성한다. 강 내로의 티타늄의 도입은 강한 질화물 내에서의 질소 결합을 증진시키고, 격자간 고용체의 형성을 방지하여, 내부 응력을 감소시키고 부식 균열에 대한 고강도 강의 저항성을 개선한다.

또한, 피로는 균열 및 완전한 파단이 되는, 반복적인 또는 반복적인 가변 응력 하에서 재료 내의 손상의 점진적인 누적의 과정이라는 것을 개시하는, 금속 피로 (심포지엄, 모스크바, Inostr. Literatura, 1961)이 공지되어 있다. 이러한 과정의 가장 중요한 특징은 정적 하중 하에서의 강도 척도인 인장 강도보다 실질적으로 (2배 이상) 더 낮은 응력 하에서 발현된다는 것이다. 내구성으로 불리는, 반복적인 가변 하중을 견디는 금속의 능력은 정적 강도보다 실질적으로 더 낮다. 금속 피로 저항의 주요 특징은 피로 한도이다. 유사한 테스트 조건들 하에서, 피로 강도는 제조 기술에 의존하는, 금속의 화학적 조성 및 내부 구조에 의해 결정된다. 피로 과정의 다양한 주기에서, 구조적 변화 및 금속 특성의 성질은 다음과 같다:

(1) 피로 잠복기 - 미세 항복 상태에서, 전위원이 개별 결정립 내에서 그리고 주로 시편의 표면 층 내에서 기능하기 시작한다. 주기적인 항복 단계에서, 시편의 전체 체적은 소성 변형에 관련된다. 전위부가 집중적으로 증배되기 시작하고, 셀 구조의 형성과 상호 작용한다. 슬립 밴드가 시편 표면 상에서 출현한다. 주기적인 강화가 피로 잠복기 내의 최종 단계이다. 소위 안정된 슬립 밴드가 시편 표면 상에서 출현하고, 이는 결정립의 단면보다 더 짧다. 이는 표면 층을 수 ㎛ 두께로 제거함으로써 제거될 수 없고, 정적 변형 중에 발생하는 슬립 밴드는 약간의 연마에 의해 제거된다. 강화 단계의 종료에 가까울수록, 이러한 밴드는 개방되고, 초미세 균열로 변환된다.

(2) 초미세 균열 발현기 - 전위부 밀도는 포화되고, 전위부 구조는 변형된다: 많은 결정립은 주로 표면 부근에서, 벽이 결정립 크기와 비교할 만한 매우 신장된 셀을 갖는다. 그러한 구조는 밴드 구조로 불렸다. 제2 주기의 종료에 가까울수록, 시편의 전체 표면이 결정립 경계를 넘지 않는 초미세 균열의 두꺼운 망에 의해 덮인다. 지금까지 누적된 손상은 취성 파단에 대한 저항성, 연성 등을 극적으로 감소시키지 않으므로, 아직 비가역성으로서 간주될 수는 없다.

(3) (미세 균열이 결정립 경계를 넘을 때의) 미세 균열 형성, 기계적 특성들의 전체 복합체의 실질적인 저하 - 균열 성장은 시편의 응력을 받는 상태의 성질에 의해 결정된다. 소성 변형은 전위부 밀도의 증가 및 매우 미세한 셀의 형성이 관찰되는 균열 선단 부근의 비교적 좁은 구역 내에서 국소화된다.

(4) 완전한 파단은 균열이 그의 임계 길이에 도달할 때 발생한다.

주기적 하중 하에서의 균열 핵형성은 전위부들의 상호 작용으로부터 생성된다:

- (거리가 약 10 Å(1 옹스트롬 = 10^-8 cm) 미만인 (단부에서 반대 부호를 갖는 2개의 전위부들이 평면 내에 위치되면) 서로의 사이에서, 이러한 전위부들은 균열이 발현되는 힘에 의해 서로 당겨지고, 이렇게 할 때, 동일한 평면을 따라 이동하는 다른 전위부들은 균열로 이행하여 균열을 팽창시키고,

- 슬립을 방지하고 충분히 강한 전위부 군집의 형성을 일으키는 다양한 장벽(경계)을 구비함.

피로 파손의 중요한 단계는 임계 크기로의 균열 성장의 단계이다. 파단 역학 관계에 의해 정의되는 이러한 임계 크기는 많은 경우에 수 밀리미터 또는 수십 밀리미터로 측정되고, 따라서 균열은 궁극적인 파괴 훨씬 이전에 육안에 의해 보일 수 있다. 피로 파손 시에, 파단은 2개의 구역으로 구성된다: (1) 피로 균열 발현 부분은 구별되고 매끄러우며 때때로 밝은 외관을 갖고, 표면은 종종 파단 핵 내에서 만나는 균열 전파면의 동심 윤곽들을 갖고, (2) 제2 구역은 신속한 극한 파손의 결과로서 발생하는 파괴 구역이다. 피로 한도는 바람직하게는 재료의 강도 및 연성을 동시에 증가시키는 그러한 구조적 변화(미립화 또는 발현된 하위 구조의 형성), 비금속 개재물을 따른 금속 순수성(내부 집중제)에 의해 영향을 받는다.

피로의 경우에, 표면 층 조건이 특히 중요하다. 표면을 경화시키고 동시에 표면 층 내에서 잔류 압축 응력을 유도하는 처리가 가장 효과적이다. 이러한 경우에, 피로 균열 핵형성 및 전파 저항성이 동시에 개선된다. 경화는 슬립 발현을 방해하고, 압축 응력은 표면 균열 개방을 방지하여, 인장 성분의 효과를 감소시킨다.

또한, 금속의 부식 피로의 과정이 다음과 같이 설명될 수 있다는 것을 개시하는, "강의 부식-피로 강도( Corrosion - fatigue Strength of Steel )"[에이.브이. 리아브첸코프(A.V. Ryabchenkov) (모스크바, 마시노스트로에니예(Mahinostroeniye), 1953)]이 공지되어 있다. 먼저, 격자 탄성 뒤틀림이 전위부 밀도 증가로 인해 금속 표면의 몇몇 부분에서 누적된다. 그 다음, 임계 전위부 밀도가 분리된 블록들의 질량 슬립 중에 획득되는 경우에, 극미소 균열이 금속 체적 내에서 출현한다. 마지막으로, 미세 균열이 거대 균열로 성장한다. 이것이 발생할 때, 가장 강하게 발현되는 하나의 미세 균열을 따라 취성 파단이 발생한다.

미세 틈을 따른 쐐기화를 일으키는 표면 활성 물질의 흡착이 환경적 손상 작용을 가속할 수 있다. 수소가 부식 과정에서 형성되면, 이는 금속 내로 쉽게 확산될 수 있다. (균열 내의 깊은) 예비 파단 구역 내의 금속 취성화도 파손을 가속할 수 있다. 소성 변형 시에, 슬립 평면 구역을 따른 금속 내로의 수소 확산은 가속될 수 있다. 수소 손상 작용 하에서의 금속 취성화는 금속 격자 내의 원자 수소 격자간 원자에 의한 전위부 차단에 의해 설명된다.

환경적 공격이 부식-피로 강도에 대한 실질적인 효과를 갖는다. 예를 들어, 단련된 고강도 알루미늄 합금의 피로 한도를 테스트한 후에, D16 및 V95는 각각 물 속에서 3 - 45%, 그리고 3% 염화나트륨 용액 내에서 4 - 5배 감소된다.

전해질 내에서의 부식 피로는 기계-전기화학적 과정이다. 따라서, 아연 보호제 및 양극성 금속 코팅(아연, 카드륨)과 같은 전기화학적 보호가 가능하다. 음극성 금속 코팅(납, 구리)은 이들이 연속적일 때에만 매우 효과적이다. 표면 층 내에서 압축 응력을 생성하는 금속 표면 처리가 또한 효과적이다.

또한, 수소 픽업의 결과인 기계적 특성의 변화가 수소 취성화로 불린다는 것을 개시하는, "금속의 수소 취성화 ( Hydrogen Embrittlement of Metals )"[비.에이. 콜라체프(B.A. Kolachev) (모스크바, 메탈러지아, 1985)]가 공지되어 있다. 수소 픽업은 고강도 강의 특성에 대해 특히 해롭다. 15% 염산 내에서 약 2000 MPa의 강도를 갖는 고성능 강 40 CrSiNi의 2시간의 에칭 중에, 단면 수축률은 47로부터 0.63%로, 그리고 연신률은 10.1로부터 1.65로 감소된다.

예비 변형 시에, 수소화 강의 장기간 강도는 감소된다. 따라서, 예를 들어 2000 MPa의 강도에서, 수소화 강은 단지 300 MPa의 응력 하에서 지연된 취성 파단을 겪을 수 있다. 지연된 취성 파단은 정적 인장 응력을 추가의 증가 없이 인가한 잠시 후에 세부 또는 시편의 파단을 의미한다. 이는 파단이 인장 강도 훨씬 아래의 응력 하에서 가시적인 소성 변형이 없이 시작될 수 있으므로, 특히 위험하다.

응력을 받은 강의 수소 픽업 중에, 수소 균열로 불렸던 지연된 취성 파단이 또한 발생할 수 있다. 이는 표면에서의 원자 수소 흡착으로 인한 강의 증가된 취성화(재결합제 효과) 또는 최대 3축 인장 응력의 영역 내의 증가된 수소 농도와 관련된다. 수소 픽업 시의 균열 형성 시간은 인가된 인장 응력의 수준에 의존한다: 응력이 더 클 수록, 균열 형성 시간은 더 짧다. 고강도 강의 수소 균열 중에 형성되는 균열은 취성 성질이고, 이전의 오스테나이트의 경계를 따라 전파되고, 그의 방향은 인장 응력에 대해 거의 직교한다.

금속 내에서, 수소가 존재할 수 있다: 격자 간극 내에서, 격자간 고용체를 형성하고, 세공 내에서, 분자 형태로, 불순물과의 화학 화합물의 형태로, 그리고/또는 용매 금속과의 화학 화합물 - 수소화물의 형태로, 균열 및 다른 불규칙부를 형성한다. 금속 내의 수소 투과의 공급원은 원래의 전하 재료, 기술적 작동이 금속 획득 및 처리(용융, 고온 소성 변형, 용접, 열처리)의 모든 단계에서 수행되는 환경, 음극 상의 금속 적층, 산성 에칭 등과 같은 전기화학적 처리를 포함한다. 용융 금속은 수소를 매우 강하게 흡수한다. 상승된 온도에서, 수소는 고체 상태에서도 많은 금속(예를 들어, 티타늄)에 의해 흡수된다. 수소 취성화 조건 하에서, 연성의 감소는 연성의 수 퍼센트로부터 거의 완전한 손실까지의 넓은 범위 내에서 변할 수 있다. 단일화된 수소 취성화 메커니즘은 없다. 수소 취성화에 대한 강의 민감성은 강도 수준과, 강의 상태, 조성 및 구조, 그리고 개별 가열의 특성과 같은 많은 인자에 의존한다.

수소 유기 특성 변화는 마무리 또는 풀림 중에 강으로부터의 수소 탈착에 의해 대체로 제거된다. 그러나, 몇몇 경우에, 예를 들어 고강도 강에서, 5 cm³/100g만큼 작은 수소 함량은 수소의 제거 시에 남는 비가역성 변화를 생성한다.

수소 취성화는 다음과 같이 명백하다:

(1) 수소 부식 - 고온에서 고압 수소 환경에 대한 장기간 노출 하에서 탄소강 내에서 발현된다. 이는 메탄 형성을 갖는 수소와 탄소 사이의 상호 작용에 기초한다. 이러한 반응은 표면으로부터 시작하여, 탈탄화 및 금속 내로 점진적으로 전파되는 균열의 형성을 생성하여, 강도 및 연성을 감소시킨다.

(2) 수소 변질 - 금속 표면으로부터 확산된 수소와 금속 내에 용해된 산소 또는 산화물 사이의 상호 작용의 결과로서 발생한다. 결과적인 수증기는 미시적 불연속부를 생성한다.

(3) 1차 기체 세공 - 용융물 내에서 또는 결정화면에서 분자 형태의 수소 석출물로 인해 발생한다.

(4) 2차 세공 - 수소로 충진된 미세한 극미소 세공의 형성에 의해 수소와 관련하여 과포화된 고용체의 분해에 의해 발생된다. 이는 1차 세공보다 더 작고, 거의 구형인 형상을 갖는다.

(5) 충격 강도 및 파단 인성의 감소 - 수화물이 형성되는 금속 내에서 발생한다.

(6) 지연 파단 - 연강이 항복 강도 미만의 일정 하중 하에 있을 때, 연강에서 전형적인 조기 파손을 생성하는 균열.

(7) 변형 저항성의 감소 - 복수의 금속에 대해, 수소가 크리프 저항성이 상승된 온도에서 감소하게 한다. 특정 조건 하에서, 이러한 효과는 파손을 촉진할 수 있다.

(8) 파열 균열, 박편, "은점" - 주로 대형 단조품 내에서 검출되는 결함.

(9) 버블 핵형성 - 수소가 함수 환경으로부터 금속 내로 침투하고, 결함, 예를 들어 비금속 개재물 상에서 분자 형태로 누적되고, 금속 연속성은 수소 압력의 증가와 함께 점진적으로 열화된다.

(10) 부식 균열 - 많은 경우에, 이는 부식 반응 시의 원자 수소 방출, 균열 표면 상의 그의 흡착, 및 수소 취성화의 발현에 의한 금속 내에서 용해와 관련된다.

또한, 금속 수소 취성화의 유형이 매우 다양하다는 것을 개시하는, "금속의 수소 취성화( Hydrogen Embrittlement of Metals )"[엘.에스. 모로즈(L.S. Moroz), 비.비. 체출린(B.B. Chechulin) (모스크바, 메탈러지아, 1967)]이 공지되어 있다. 2가지 유형의 수소 취성화를 구별하는 것이 관례이다: (1) 공급원이 임의의 응력 인가 시까지 증가된 수소 함량으로 인해 원래의 금속 내에서 변화하는 첫 번째 종류의 취성화, 및 (2) 소성 변형 중에 증가하는 수소 함량에 의해 금속 내에서 형성되는 특징에 기인한 두 번째 종류의 취성화. 수소 취성화에 대한 많은 이론이 있다. 하나의 이론은 강의 수소 취성화가 결정립 경계에서의 극미소 및 미소 세공 내에 누적된 수소의 압력 하에서 결정간 강도의 손실의 결과라고 주장한다.

또한, 크리프가 주로 고온에서, 어느 정도 일정한 하중 하에서 느리고 연속적인 방식으로 소성 변형되는 금속의 특성이라는 것을 개시하는, "금속의 기계적 특성( Mechanical Properties of Metals )"[엠.엘. 번스타인(M.L. Bernshtein), 브이.에이. 자이모프스키(V.A. Zaimovsky) (모스크바, 메탈러지아, 1979)]가 공지되어 있다. 크리프는 2가지 교대하는 과정으로 구성된다 - 냉간 작업으로 인한 강화와, 재결정화 또는 재결정화 온도 아래의 온도에서의 휴지로 인한 약화. 다음의 유형의 소성 변형이 크리프 중에 고온에서 금속 내에서 발생한다: (1) 미끄럼 및 슬립(전위 패턴), (2) 쌍정 형성, (3) 굴곡 메커니즘, (4) 박층화, (5) 결정립들의 회전 및 상대 이동, (6) 모자이크 블록들의 회전 및 상대 변위, (7) 셀 형성 메커니즘, (8) 확산 소성, 및/또는 (9) 재결정화 메커니즘.

균열 형성 및 전파 중의 격자 내의 공격자점의 역할에 대한 가설(공격자점 이동 및 군집)이 널리 수용되었다.

크리프 중에, 결정간 파단은 응력이 비교적 작고 파손 시간이 길 때 관찰된다. 그러한 조건 하에서, 변형은 주로 결정립 이동, 즉 입계 소성의 대가로 누적된다. 그러한 경우에, 공격자점 및 균열의 형성 및 누적은 결정립 경계에서 발생한다.

고응력 하에서의 균열 형성 및 큰 크리프 속도에 대한 조건은 그렇지 않다. 그러한 경우에, 파손 시간은 감소되고, 결정립체 내에서 발현되는 전위부-전단 메커니즘은 큰 효율을 획득한다. 결과적인 슬립 선은 공격자점 누적 및 균열 형성의 측면에서 결정립 경계와 동일한 역할을 할 것이다.

따라서, 크리프 중에, 금속의 결정간 및 결정내 파손은 하나의 동일한 과정, 즉 공격자점의 확산, 공격자점(vacancy)의 군집으로의 또는 세공 가까이로의 모임, 세공의 균열로의 발전, 및 마지막으로 새로운 공격자점의 유입으로 인한 균열 성장에 기인한다.

다음의 미세 결함이 인식되어 있다:

(1) 재결정화 중에 형성된 성숙한 세공 및 불연속부.

(2) 공격자점 응집에 의해 핵형성된 세공.

(3) 경계를 따른 슬립의 결과인 결정립 경계에서의 조그 개방. 형성 중에 전위부로의 공격자점의 강하가 상당히 중요한, 다각형화 구조가 존재할 때, 세공은 검출되지 않는다. 하위 구조가 형성이 어려우면, 세공은 넓은 범위의 크리프 온도 내에서 관찰된다.

(4) 원자 결합의 열 활성화된 파괴의 결과인 세공 및 미세 균열의 핵형성. 고온 파손의 실제 조건 하에서, 세공 핵형성 및 미세 균열 발현을 증대시키는 전술한 모든 결함은 더 크거나 더 작은 정도로 발생한다.

침식 마모는 이동하는 액체 또는 기체 환경 또는 이에 혼입된 입자와의 물리적 접촉의 결과로서 또는 고체 입자의 충돌의 결과로서 물체 표면으로부터의 고체 입자의 탈리이다. 다음의 유형의 침식 마모가 규정될 수 있다:

- 마멸성 불순물이 없는 물의 유동 및 케비테이션의 부재 시에, 마모는 내부에 산소가 용해된 액체와의 금속의 상호 작용 때문에 금속 상에서 발현된 표면 필름의 액체 유동 피괴로 인해 발생할 수 있다.

- 마멸성 입자가 있는 기체 유동 내에서, 기체 환경은 금속과 상호 작용할 수 있거나 그렇지 않을 수 있다 - 각각 부식-기계적 마모 또는 기계적 마모.

- 고체 입자의 제트 내.

체적 하중 하에서, 소성 변형 과정은 체적의 특정 부분 내에서 국소화되고, 여기서 구조적 결함이 누적되고, 응력 집중이 발생하고, 파단원이 핵형성된다. 표면 하중 하에서, 소성 변형 과정은 상이하여, 무엇보다도 전체 접촉 구역에 걸친 복잡한 응력 분포에 의해, 전위 특징을 보존한다. 표면 층 전체에 걸쳐 그리고 그의 임의의 지점 내에서, 접촉 구역 내의 금속의 모든 부분의 소성 변형 및 파단에 대한 참여는 개연성이 있어서, 응력 탈집중화를 초래한다.

다른 특징은 마모 중에, 소성 변형 및 파단 사이클이 다음의 사이클이 마모 단편의 혼입에 이어서 발생할 때, 연속적으로 중첩하는 것이다. 마모 중에, 얇은 표면 층의 구성 및 구조(외부 환경, 높은 응력 집중 및 가능한 온도 상승과 상호 작용할 때의 필름 형성의 가능성)는 체적 내에서 금속의 구조와 실질적으로 크게 다를 수 있다. 마모 및 파열은 마찰 표면으로부터의 재료의 탈리 및/또는 그의 잔류 변형으로 구성된, 마찰 중의 물체 치수의 점진적인 변화의 과정이다.

또한, 방사능 방출(중성자, 양성자, 중양자, α- 및 β-입자 및 γ 방사선)은 원자력 및 전력 산업에서 느껴지는, 부식 과정에 대한 현저한 효과를 갖는다는 것을 개시하는, "금속의 부식 및 보호( Corrosion and Protection of Metals )"[엠.에이. 쉴러거(M.A. Shluger), 에프.에프. 아즈호긴, 이.에이. 에피모프(E.A. Efimov) (모스크바, 메탈러지아, 1981)]이 공지되어 있다. 대부분의 경우에, 방사선은 부식을 1.5 - 3배 강화한다.

부식 속도의 예리한 증가가 방사선 하에서 발생할 수 있다. 철, 구리, 아연, 니켈 및 납의 대기 부식 속도는 10 - 100배 증가할 수 있다. 균열을 동반하는 재앙적인 부식이 우라늄 합금 내에서 발현된다.

수냉식 반응기 내에서, 우라늄의 물 산화 중에 방출된 수소가 금속 내로 확산한다. 비교적 짧은 시간 내에, 결정 구조는 수소화우라늄의 국소 석출의 형성으로 인해 파괴된다. 물에 첨가된 수소는 보호 산화물 필름을 통해 확산하여, 우라늄과 상호 작용할 수 있다. 결과적인 수소화우라늄은 그 다음 더 느리게 확산하는 물과 반응하여, 결국 더욱 안정된 UO₂를 생성한다. 방출되는 수소는 우라늄의 다음 부분과 다시 반응할 수 있다. 우라늄은 물과 함께 이산화우라늄을 형성한다(U + 2H₂O = U0₂ + 2H₂). 우라늄은 수소와 함께 수소화우라늄을 형성한다(U + 2/3H₂ = UH₃). 이는 그 다음 물과 반응하여, 이산화우라늄을 생성한다(UH₃ + 2H₂O = UO₂ + 3½H₂).

보호 필름이 형성될 때, 수소는 바탕 금속 내로 확산하고, 따라서 이 동안에 부식 속도보다는 합금 균열이 재료의 부식 저항성을 특징 기술하는데 있어서 매우 중요하다. 실험 데이터에 기초하여, 방사능 방출은 부식 메커니즘의 근본적인 변화가 없이 부식 과정의 동역학에 대한 상당한 효과를 갖는다. 방사선 분해 효과는 물에 대한 조사에 기인하고, 음극 과정을 가속한다. 이는 표면이 두꺼운 산화물 필름을 갖지 않는 금속 내에서 관찰된다. 파괴적인 효과는 표면과 방사능 입자 사이의 탄성 및 열적 상호 작용이며, 금속 표면 층 및 산화물 필름 내에 결함을 생성한다. 이러한 효과는 부식 저항성이 상 보호 필름의 형성에 의해 지배되는 금속에 대해(예를 들어, 알루미늄 합금에 대해) 해롭다. 또한, 이는 양극 과정을 촉진하고, 부식 속도에 대한 가장 큰 효과를 갖는다.

부식 균열 및 부식 피로는 기계-전기화학적 메커니즘에 따라 발현된다: 균열 발현 - 전기화학적 과정, 완전한 파단 - 잔여 섹션의 애벌란시 기계적 파손, 이 동안에, 과정은 균열 선단에서의 재료의 수소 취성화를 동반함. 차이점은 하중 인가이다: 부식 균열 중의 인장 하중 및 피로의 경우의 주기적인 하중. 미세 섹션 상의 균열의 유형과 파열의 유형은 다르다. 금속의 수소 취성화는 많은 형태의 징후를 갖는다 - 형성되는 메탄 또는 부식 균열 및 박편(단조품 내의 소형 균열의 군집)의 대가인 균열 이전의 충격 강도에 대한 세공 및 수소화물의 효과. 수소는 크리프 과정에 대해서도 바람직하지 않은 효과를 가져서, 상승된 온도에서 일정한 하중 하에서 작동하는 구조물의 조기 파손을 일으킬 수 있다. 크리프 중에, 파손 과정은 대부분의 경우에, 공격자점 확산 및 세공의 미세 균열로의 성장으로 인한 균열 형성에 기인한다.

따라서, 재료 또는 구조물의 열화는 그의 특성의 비가역적인 변화의 과정을 제공하여, 구성요소 또는 구조물의 기능 중지 및 그의 추가의 사용의 안전성 위배를 초래한다. 재료 열화로 인해 발생하며 다양한 공정 메커니즘으로부터 생성되는 모든 복수의 유형의 손상은 다음의 그룹으로 나누어진다: 국소 및 광범위 부식 손상, 단일 및 다중 균열, 미세 균열, 결정립 경계 및 하위 구조에서의 세공, 표면 기복의 기계적 마모 및 변화, 잔류 응력의 생성, 및 기계적 및 물리적 특성의 변화.

열화로 이어지며 분리되거나 조합된 효과를 갖는 작동 인자는 다음과 같이 나누어질 수 있다: 외부 환경과의 접촉 상호 작용, 정적 응력, 저주기 및 고주기 응력, 비전해질 또는 전해질 내에서의 활성 외부 환경과의 상호 작용, 일정하게 높거나(낮은) 또는 주기적으로 변화하는 온도, 및 방사선에 대한 노출. 상기 유형의 손상을 일으키는 열화 메커니즘은 다음과 같이 그룹화된다: 부식 균열, 수소 취성화, 부식 피로, 기계적 피로, 화학적 부식, 전기화학적 부식, 침식, 크리프, 및 방사선 취성화.

모든 이러한 메커니즘들은 성질(부식 중의 구성요소 재료와 외부 환경 사이의 화학적 상호 작용과, 전기화학적 부식의 과정에서의 구성요소 재료의 양극 분해와, 구성요소 재료의 격자 내의 원자 수소의 침투 및 수소 취성화 중의 금속 원자들 사이의 결합 에너지 감소와 슬립 밴드가 이후에 형성되는 강한 전위부 증배 및 크리프 중의 피로, 미끄럼, 전위부 슬립, 쌍정 형성 등의 과정에서의 미세 균열의 발현과, 방사선 취성화 중에 격자 내의 결합을 약화시키는 금속 원자 이온화와, 침식, 부식 균열 및 부식 피로 중의 시너지 효과)에 있어서 다르지만, 하나의 공통된 것은 원자 결합이 구성요소 또는 구조물의 재료의 원래의 격자 내에서 약화 또는 교란되고, 따라서 그의 성능이 열화되는 것이다.

다양한 열화 방지 및 억제 수단이 공지되어 있다. 예를 들어, 모든 중요한 공학 재료 내에서 발생하는 다양한 형태의 손상과, 재료 열화를 극복하기 위한 표면 가공의 전통적 및 현대적 기술을 개시하는, "재료 열화 및 표면 가공에 의한 그의 제어( Materials Degradation and Its Control by Surface Engineering )"[앤드류 윌리엄 배첼러(Andrew William Batchelr), 로 니 람(Loh Nee Ram), 마감 찬드라세카란(Margam Chandrasekaran) (월드 사이언티픽 퍼블리싱 코.(World Scientific Publishing Co.), 1999, p. 408, ISBN 1-86094-083-8)]이 기술 분야에 공지되어 있다. 과학적 개념이 이해를 최대화하기 위해 많은 도면에 의해 가능한 한 도식적으로 설명되어 있다. 예를 들어 부식에 관한 재료 열화 연구는 전통적으로 각각의 유형의 재료에 대해 별도의 원리들로 나누어졌다. 재료 열화의 제어는 보통 부식 및 도료와 같은 별도의 주제로서 연구된다.

또한, 인베스트먼트 주조된 IN738LC 터빈 블레이드 내의 가동 유발 미세 구조적 열화와 크리프 특성 사이의 상관 관계를 개시하는, "터빈 블레이드 내의 가동 유발 미세 구조적 손상 및 그의 회복의 평가( Assessment of Service Induced Microstructural Damage and Its Rejuvenation in Turbine Blades )" 코울, 에이.케이.(Koul, A.K.), 카스틸로, 알.(Castillo, R.) (야금학 회보 에이.(Metallurgical Transactions A.), 1988, 제19A권, 제8호, pp. 2049-2066)이 공지되어 있다. 감마 프라임 조대화, MC 탄화물 퇴행, 결정립 경계 M₂₃C₆ 탄화물의 연속 망의 형성, 및 톱니형 결정립 경계의 소실의 형태인 미세 구조적 열화가 어느 정도 상세하게 고려된다. 수학적 관계로부터의 결과는 가동 유발 퇴행 효과를 밝힐 수 있고, 그러므로 회복된 블레이드를 인증하기 위해 사용될 수 있다. Ni-계 초합금에 대한 히핑(hipping) 회복 사이클을 설계하기 위한 체계적인 전략이 개시되어 있다. 회복 사이클이 설계되면, 수학적 관계는 그 다음 재열처리되거나 고온 등압 압축된, 가동 노출된 터빈 블레이드 내의 미세 구조의 회복의 범위 및 크리프 특성을 분석하기 위해 사용될 수 있다. 가동 노출된 IN738LC 터빈 블레이드의 크리프 특성에 대한 Zr의 흔적량의 영향도 개시되어 있다.

또한, 작동 시에 뒤틀림, 균열, 연소, 및 재료 열화를 겪는 니켈계 및 코발트계 초합금으로부터 만들어진 공냉식 터빈 베인을 설명하는, "고성능 항공기 엔진의 공냉식 터빈 베인의 수리 - 문제 및 경험( Repair of Air - Cooled Turbine Vanes of High -Performance Aircraft Engines - Problems and Experience )"[피. 브라우니(P. Brauny), 엠. 함머슈미트(M. Hammerschmidt), 엠. 말릭(M. Malik) (재료 과학 및 기술, 1985, 제1권, 제9호, pp. 719-727)]이 공지되어 있다. 부품의 복잡한 기하학적 특징 및 주조 합금의 조성적 및 미세 구조적 비균질성은 수리 방법의 선택에 대한 제한을 부여한다. 확산 코팅의 선택적인 화학적 스트리핑, 용접 및 브레이징 기술을 포함하는 결합 공정에 의한 균열의 제거 및 치수의 복원, 및 팩 세멘테이션에 의한 코팅의 형성이 채용되는 주요 공정이다. 이러한 공정은 부품의 완결성을 현저하게 감소시키는 결함을 일으킬 수 있다.

또한, 항공기 시스템의 설계, 제조, 및 유지·보수의 기존의 기반 시설 내로 항공기의 "시효 열화" 태양을 통합하기 위한 과정을 개시하는, 구조적 완결성 공정 내로의 실시간 시효 열화의 통합, 크레이그 엘. 브룩스(Craig L. Brooks), 데이비드 심슨(David Simpson) (부식의 존재 시의 피로에 대한 나토 알티오(NATO RTO)의 워크샵 2, 코르푸(Corfu), 그리스, 1998)이 공지되어 있다. 구조적 완결성 공정의 맞춤은 산업 및 사용자 집단이 노후 항공기 선체에 의해 제시되는 필요성, 기회, 및 과제를 충족시키는 것을 가능케 한다. 몇몇 항공기의 연속된 사용의 경제적 및 안전 영향은 기존의 시스템에 대한 향상을 필요로 한다. 구조적 완결성 공정이 부식의 효과, 지속된 응력 부식 균열, 및 다른 시효 관련 열화 효과를 포함하도록 발전시키기 위한 이론적 근거, 접근법, 및 기술도 개시되어 있다. 제안된 접근법을 이용하는 실행 가능한 방법이 항공기 시스템의 전체 수명 사이클에 걸쳐 이점을 실현하는 방식으로 제시된다.

또한, 메이 파이프라인 내에서의 금속 열화 정도의 정확한 진단의 개발을 다루는, "가스 파이프라인 내에서의 금속의 열화 정도의 평가( Evaluation of Degradation Degree of Metal in Gas Pipelines )"[이.이. 조린(E.E. Zorin), 지.에이. 란차코프(G.A. Lanchakov), 에이.아이. 스테파넨코(A.I. Stepanenko) (가스 산업(Gas Industry), 제4호, 2003)]이 공지되어 있다. 많은 과학적 연구가 금속의 산포 피로 파손의 조사에 대해 이루어진다. 그러나, 주된 균열 핵형성의 단계에서의 금속 구조를 연구하는 물리적 방법은 구조적 상태 특성의 변화와 구조물의 수명에 기초한 극한 상태 순간의 신뢰할 수 있는 예측을 가능케 하는 공학적인 정확한 진단 시스템을 고안하는 것을 허용하지 않는다.

선형 파단 역학 기준에 기초한, 쉘 구조물을 설계하고 비정적 하중 하에서 수명 시간을 평가하는 방법은 제어된 하중 조건 하에서 80 - 100 mm를 초과하는 벽 두께를 갖는 물품의 경우에 양호한 결과를 보여주었다. 그러나, 대부분의 오일 및 가스 파이프라인 시스템은 최대 25 mm의 벽 두께를 갖는 2-상 페라이트-펄라이트 강으로 만들어진다. 극한 상태의 순간은 여러 이유로 그러한 구조물에 대해 예측될 수 없다. 따라서, 예를 들어, 재형성 과정 사이클 중에, 재료는 완벽하게 제어되지 않을 수 있는 현저한 소성 변형 및 열역학적 효과를 받는다. 하나의 등급 조성의 강은 본질적으로 다른 야금 특성을 가질 수 있다. 라미네이팅된 재료에 대해, 선형 파단 역학의 기준에 따라 실제 구조물 내의 균열 개시 조건을 찾는 것은 어렵다.

가변 하중 조건 하에서, 저강도 및 평균 강도 강 내의 용접된 구조물의 기술적 조사는 조사되는 금속 체적 내의 누적된 손상(결함, 이종 개재물, 불연속부)을 등록하며 동시에 파손 저항 파라미터를 얻는 과정을 구성해야 한다. 임의의 유형의 가변 하중 하에서, 응력-변형 좌표 내의 소성 이력 루프 및 주기적인 크리프가 재료에 기록된다. 손상의 존재는 금속의 국소 체적 내의 소성 변형을 자극하고, 폐쇄된 소성 이력 루프 파라미터를 증가시킨다. 루프의 면적은 재료 내에서 소산되는 에너지와 동등하고, 그의 폭은 사이클당 비탄성 변형과 동등하다. 국소 소성 변형의 발현은 새로운 불연속부를 야기하고, 따라서 금속의 단위 체적 내의 손상 밀도가 증가한다.

총 손상(D_Σ)에서, 2개의 수준이 임의로 기록된다: 금속 품질로부터 도출된 손상(D¹ _n)의 고유 밀도와, 구조물 제조 시의 금속 재형성 중에 발생된 유전적 손상 및 그의 작동 조건의 함수인 손상(D² _E)의 획득 밀도. 제1 수준의 손상이 제2 수준 증분의 강도를 제어하는 것은 당연하다.

파단 역학 기준을 사용하여 균열 발현을 연구하는데 있어서의 상당한 성과에도 불구하고, 주된 균열 발현의 전체 과정은 모호하지 않게 설명될 수 없다. 이는 파단 역학 기준은 균열이 금속의 구조적 구성요소보다 수백 배 더 큰 크기로 (제1 종류의 응력 장 내에서) 클 때, 사용 가능하다는 것에 의해 설명된다. 공학적인 정확한 진단 방법을 개발하기 위해, 2-상 페라이트-펄라이트 강의 예에 의해 주된 균열 핵형성 단계에서의 특정 길이의 결함 형성의 모델을 개발해야 한다.

실제 재료는 상이한 수준의 그의 구조, 미세(micro) 및 거대(macro) 조직과 연관된 전형적인 선형 스케일의 조합을 특징으로 한다. 변형 및 파단 과정을 설명할 때 재료 구조를 고려할 필요성은 파단 역학에서 본질적이다. 하나의 분류에 따르면, 구조적 구성요소의 크기와 비교할 만한, 7 - 10 카테고리, 즉 10^-5 - 10^-4 m 길이의 결함이 최고의 관심사이다.

필요 및 충분 원리는 사용 중의 구조물에 대해 개발된 정확한 진단 방법에 기초하여 사용되도록 공식화되었다: 진단되는 구조 재료 체적은 주된 균열 형성을 일으키는, 재형성 및 제조 기술, 사용 조건이 재료에 어떻게 영향을 주는지를 반영하기에 충분해야 한다. 이러한 경우에, 주된 균열은 주어진 조건 하에서, 잔여 균열에 비해 더 큰 속도로 발현되어 구조물의 제어된 파손을 일으키는 기존의 미세 균열들 중 하나를 의미한다.

구조 요소, 즉 결정립은 금속의 필요하고 충분한 체적을 제시할 수 있고, 진단되는 대상의 표면 상의 미세 경도 측정은 재형성 기술 및 하중 조건을 받은 구조 요소의 물리-기계적 특성의 변화를 기록하는 기구일 수 있다.

윤곽을 따라 견고하게 고정된 시편이 구조 요소로서 취해지고, 만입기 압인 공정이 외부 하중으로서 대표되면, 미세 경도 측정 결과는 기계적 특성, 응력-변형 상태 및 구조 요소 내의 손상(미세 균열)의 존재를 객관적으로 반영할 것이다. 미세 경도 데이터의 조합, 즉 충분히 큰 데이터 선택의 완전성은 진단되는 금속 체적의 상태를 특징 기술하는 것을 가능케 할 것이다.

압인의 광학적 관찰이 현장 조건에서는 가능하지 않으므로, 필요하고 충분한 어레이 및 미세 경도 측정 피치가 이용 가능하다(페라이트-펄라이트 강에 대한 0.02 mm 피치를 갖는 60 - 80개의 압인). 만입기 상의 하중은 키르피체프-킥-다비덴코(Kirpichev-Kick-Davidenko)의 압인 유사성 조건이 이러한 구조적 카테고리의 강에 대해 이용 가능하지 않은 범위로부터 선택된다.

얻어진 결과를 해석하기 위해, 다음의 모델이 제안되었다: 단위 표면으로부터 얻어진 각각의 미세 경도 측정 결과는 3가지 변경예들 중 하나의 방법에 따라 처리된다:

(1) 만입기는 윤곽을 따라 미세 균열을 갖지 않는 구조 요소 내로 들어 가고, 제1 열의 인접한 구조 요소들도 손상되지 않는다. 이러한 경우에, 요소의 기본 미세 경도 값이 관찰된다.

(2) 만입기는 인접한 체적들 내에는 존재하는 미세 균열을 갖지 않는 구조 요소 내로 들어간다. 그 다음 단위 체적 내의 불연속부에 기인한 응력 및 스트레인 재분포가 추가의 3축 변형의 결과로서 진단되는 요소의 접촉 강화를 생성한다. 이러한 경우에, 기록은 국소 응력 및 변형의 수준에 따라 증가하는 증가 미세 경도 값으로 이루어진다.

(3) 만입기는 경계에서 미세 균열을 갖는 구조 요소 내로 들어간다. 다이아몬드 피라미드가 결정립체 내로 압인될 때, 미세 균열은 만입기 이동 속도가 만입기로부터의 추가의 변형 하에서 주어진 체적 내에서의 미세 균열 발현 속도보다 실질적으로 더 낮으므로, 발현되는데 시간이 걸린다. 체적 연속성은 파괴되고, 미세 경도는 갑작스럽게 하락한다.

미세 경도가 하나의 동일한 처리 또는 구조 응력 집중제의 영역 내에서 특정 사용 간격으로 연속적으로 측정될 때, "강화" 및 "약화"된 구조 요소들의 새로운 선택의 백분율의 증가가 등록된다. 저강도 및 평균 강도의 페라이트-펄라이트 강은 상 변태가 제2 종류의 응력 장 내에서 결정내 파손 또는 국소 변형 경화에 의해 일어나지 않으면, 결정립 미세 경도의 갑작스런 하락 또는 증가를 생성할 수 있는 상 변태를 실질적으로 갖지 않는다. 진단되는 대상의 표면 상에서의 미세 경도 측정 샘플 내의 "강화" 및 "약화"된 결정립들에 대한 백분율 변화 동특성은 사용 시의 구조물의 금속의 거대-파손 저항성의 감소를 표시할 것이다.

구조적 수준에서의 사용 시의 구조물의 금속 내의 파손 핵형성 및 발현의 메커니즘은 다음과 같이 제시될 수 있다:

(a) 결정립 길이와 비교할 만한 크기까지의 기존의 "인계된" 미세 균열 및 구조적 결함의 발현, 새로운 미세 균열 핵의 외양, 구조물의 전체적인 헐거워짐의 발현,

(b) 제2 종류의 응력(결정립 수준에서 평형이 유지되는 응력) 장의 구배의 변동 및 성장과, 새로운 고응력 집중 영역의 형성,

(c) 파손이 결정립 블록을 덮을 때, 응력 집중 영역 내의 사용시 미세 균열(손상)의 핵형성 및 미세 균열로부터 거대 균열로의 추가의 성장, 병합 및 변태. 구조물의 금속 내의 이러한 파손 발현 단계는 미세 압인 공정에 의해 정확하게 반영될 수 없고, 이는 추가의 균열 성장이 구조물 내에서 평형 유지되는 제1 종류의 응력(작동, 용접 응력 등) 장에 의해 더 크게 지배되기 때문이다.

따라서, 미세 경도 데이터 선택의 완전성은 재료의 하중 지지 용량의 감소의 정도를 표시할 수 있고, 즉 현재의 하중 조건 하에서 조사받는 금속 체적 내의 주된 균열 형성에 대한 필요하고 충분한 조건의 개시를 기록할 수 있다. 미세 경도 측정 데이터 선택의 완전성이 데이터가 미세 경도 크기를 따라 분포되는 막대 그래프의 형태로 제시되면, 현재 사용 순간에 대한 막대 그래프는 재료의 초기 상태에 대한 것에 대해 이동될 것이다.

손상 누적 계수(k_p)는 미세 경도 분포 막대 그래프들을 비교하기 위한 정량적 기준이다: k_p = k_p/k_p ^o, 여기서, k_p, k_p ^o는 현재 사용 순간 및 초기 상태에서의 미세 경도 분포 막대 그래프의 감소 빈도이다. 감소 빈도는 미세 경도 데이터의 각각의 구간의 기여도(값)의 균일한 고려를 허용하는, 가중 계수(a_j)를 허용하는 개별 빈도들의 합으로서 막대 그래프로부터 계산된다.

K_p = Σa_if_j, 여기서 f_j = n_j/N_j - 미세 경도 데이터의 개별 구간의 빈도. 여기서, N = Σn_j - 결정립의 총수, n_j - 미세 경도 데이터의 주어진 구간 내의 결과의 개수.

가중 계수(a_j)를 위한 설계 방법은 0.1로부터 1.0까지의 분포도의 선형 근사화에 기초한다. 가중 계수는 초기 상태 막대 그래프에 대한 구간들의 수를 보존하면서 계산되어야 한다.

시편 절단 방향	특징	파이프 금속		특징의 변화, %
		응급 비축품	20년의 가동
파이프(압연)를 가로지름	σTS, MPa	560	650	+16
	σYS, MPa	450	570	+27
	Δ, %	22	18	-18
	KCV20, MJ/m2	1.8	1.4	-22
	KCV-40, MJ/m2	1.7	1.0	-41
	KCV-75, MJ/m2	0.19	0.04	-78
파이프(압연)를 따름	σTS, MPa	600	650	+8
	σYS, MPa	470	550	+17
	δ, %	23	22	-4
	KCV20, MJ/m2	1.6	1.4	-12
	KCV-40, MJ/m2	1.5	0.8	-46
	KCV-75, MJ/m2	0.1	0.02	-80

참고: σ_TS 및 σ_YS의 산포도는 25 MPa이고, 충격 강도 KCV - T_t = 20℃에서 0.2 MJ/m² 및 영하 온도에서 0.01 - 0.07 MJ/m.

사용 중인 금속의 미세 경도 측정 막대 그래프의 감소 빈도(K_p)는 일정하게 증가하고, 손상 누적 계수(k_p)는 항상 1보다 더 크고, 또한 증가한다.

유렌고이(Urengoi) 가스 응축장으로부터의 제어식으로 압연된 강 파이프가 연구를 위해 선택되었다. 응급 비축품 파이프의 기계적 특성은 20년 사용 후의 파이프와 비교되었다. 파이프의 금속은 화학적 조성 및 기계적 특성에 있어서 강도 등급 Cr65의 강에 가까웠다. 20년 사용 후의 파이프의 부분으로부터 절단된 시편의 금속 조직 분석은 금속이 비파괴적 조사 방법에 의해 검출 가능한 균열을 갖지 않는다는 것을 보여주었다.

넓은 온도 범위(+20 내지 -75℃) 내에서의 장기간 사용 후의 제어식으로 압연된 강 시편의 충격 테스트 중에, 파손 저항성은 표5에 도시된 바와 같이, 응급 파이프 시편의 특성과 비교하여, 노치로부터의 주 균열의 핵형성을 위해 사용된 에너지 및 분포 에너지의 측면에서 현저하게 감소했다. 장기간 사용 후에, 갭 파이프라인 금속의 강도 특성(항복 강도 및 인장 강도)은 어느 정도 증가했고, 소성 및 연성 특성(연신률 및 충격 강도)은 감소했다. 압연 방향을 따른 그리고 가로지른 파이프 금속 특성 비등방성에 대해 주의를 기울어야 한다. 장기간 사용 후의 재료에서, 압연 방향을 가로지른 모든 기계적 특성의 변화 속도는 압연 방향을 따른 것보다 더 크다.

도12는 응급 비축품 파이프 및 20년 사용 후의 파이프의 부분들에 대한 표면 미세 경도 측정 선택의 완전성을 도시한다. 20년 사용 후에, 미세 경도 데이터의 배열은 더 낮은 데이터 측인, 좌측으로 이동한다. 이는 파이프 금속의 심각한 손상에 대한 증명이다. 정량적으로, 장기간 사용 후의 파이프 부분의 표면 상에서 얻어진 미세 경도 데이터의 선택의 완전성의 변화는 손상 누적 계수 k_p = 3.604를 특징으로 한다.

누적 사용 하에서, 더 낮은 데이터 측으로의 실질적인 미세 경도 이동과 같은 손상 상태는 제어식으로 압연된 강 내에서만 관찰되고, 이는 이러한 구조적 유형(강 3, 20, 10, 09Mn2Si)의 다른 조사된 강에 대해서는 전형적이지 않다는 것을 알아야 한다. 후자(및 그의 용접 이음매)는 선택 완전성의 더욱 균일한 변화를 특징으로 하고, 즉 손상 누적은 선택 시의 비정상적으로 높은 미세 경도 데이터와 비정상적으로 낮은 미세 경도 데이터의 비율의 동시 성장을 동반하고, 비정상적으로 낮은 데이터의 성장은 최종 단계에서만 기록된다. 이는 제어식으로 압연된 강에 대해 사용되는 제조 기술로 인한 것일 수 있다. 플레이트 제작 단계에서만큼 조기에, 금속 매트릭스는 실질적인 잔류 소성 변형을 받는다. 비정적 조건 하에서의 결정질 재료 내의 소성 이력 루프의 실현은 금속 매트릭스가 미세 균열 발현을 견디도록 접촉 변형 경화를 받을 것을 요구한다. 재료 체적의 변형 용량이 소진되고, 진행성 균열 선단에서의 응력 이완이 불가능하면, 균열은 균열 선단을 파괴하고 계속 성장하여, 위치 에너지를 누적시킨다. 제어식으로 압연된 강의 일반적인 헐거워짐의 이러한 과정은 조사받는 대상의 표면 상에서 얻어진 미세 경도 데이터의 선택의 완전성의 처리 시에, 실질적인 변형 경화가 없는 장기간 사용 하중 하에서, 기록된다.

미세 경도는 금속 열화 정도를 평가하고 미세 경도 데이터 선택의 완전성과 구조물 내에서의 거대 파손 핵형성 및 발현의 저항 특성 사이의 상관 관계를 확립하기 위해, 구조적 처리 및 사용 응력 집중제의 영역 내에서 진단되는 대상의 표면 상에서 측정될 수 있다는 결론이 연구로부터 도출될 수 있다.

또한, 1차수 반응기에 대한 혼합 금속 첨가물의 인가의 결과를 제공하는, "표면 필름 상의 혼합 금속 첨가물의 효과 및 BWR 수 내에서의 스테인리스 강의 부식 방지( Effects of Mixed Metal Addition on Surface Film and Corrosion . Prevention of Stainless Steel in BWR Water )"[다께시 사까이(Takeshi Sakai), 요시요끼 사이또(Yoshiyuki Saitoh), 유우지 미도리까와(Yuuji Midorikawa), 데루치까 기꾸치(Teruchika Kikuchi) (원자력 시스템-물 반응기 내에서의 재료의 환경적 열화에 대한 제9차 국제 학술 대회, 1999)]가 공지되어 있다. BWR수 내로의 아연 주입에 대한 대안적인 기술로서, 혼합 금속 첨가물이 개발되었다. 혼합 금속 첨가물은 망간, 니켈, 마그네슘 및 소량의 천연 아연의 화합물을 사용한다. 아연 농도는 활성화된 Zn-64의 방사선 축적을 증가시키지 않는 허용 가능한 한도로, 즉 오나가와-1(Onagawa-1)의 반응수의 분석에 따른 1 ppb 미만으로 감소되고, 스테인리스 강 표면 상에서의 부식 및 방사선 축적을 감소시키기 위한 혼합 금속 원소들의 상승 효과가 예상된다. 현재의 연구에서, 고온 오토클레이브 테스트가 시뮬레이팅된 BWR 환경 내에서 스테인리스 강의 산화물 필름 특징 및 부식에 대한 혼합 금속 첨가물의 효과를 조사하기 위해 수행되었다. 결과는 혼합 금속 첨가물이 아연 단일 주입에 대한 대안적인 기술이 될 수 있음을 시사한다.

또한, 구조물의 형성과 관련된 미세 구조적 발달 및 미립화 메커니즘을 이해하기 위해 고해상도 투과 전자 현미경(TEM)에 의해 초음파 숏트 피닝(USSP)에 의해 강하게 가공된 알루미늄 합금 7075의 표면 층 내의 초미세 결정립(UFG) 미세 구조의 조사의 결과를 제공하는, "USSP 를 받은 Al -합금의 표면 층 내의 기계적으로 유도된 초미세 결정립의 미세 구조 및 발달( Microstructure and Evolution of Mechanically - Induced Ultrafine Grain in Surface Layer of Al - Alloy Subjected to USSP )"[엑스. 우(X. Wu), 엔. 타오(N. Tao), 와이. 홍(Y. Hong), 비. 주(B. Xu), 제이. 루(J. Lu), 케이. 루(K. Lu) (악타 매티리얼리아(Acta Materialia), 2002, 제50호, pp. 2075-2084)]가 공지되어 있다.

초미세 결정립(UFG) 재료는 현저한 과학적 관심을 받아 왔다. 이러한 재료는 구조적으로 매우 미세한 결정립 크기(나노 및 ㎛ 미만의 정도) 및 다량의 결정립 경계 면적(및 체적)을 특징으로 한다. UFG 재료는 그의 종래의 조결정립의 다결정질 대응물과 근본적으로 다르고, 종종 더 우수한 특유하고 특별한 기계적 및 물리적 특성을 갖는다. 극한 소성 변형(SPD)은 금속 및 합금 내로 집중적(intense) 소성 변형을 부여함으로써 다양한 UFG 구조물을 제조하기 위한 효과적인 처리 방법이다. SPD에 의한 UFG 재료의 제작은 불활성 기체 응축, 고에너지 볼 분쇄, 및 미끄럼 마모와 같은 다른 기술에 비해 2가지 현저한 장점을 제공한다. 첫째로, 대형 샘플을 제작하는 것이 가능하다. 둘째로, 이러한 샘플은 임의의 잔류 세공 및 오염이 없다. SPD에 의해 도입된 결과적인 미세 구조는 실질적으로 높은 내부 응력 및 고에너지 비평형 경계와 함께 미립화된다. 동일 채널 각도 가압(ECAP), 고압 비틀림(HPT), 다중 패스 압인 단조, 다축 변형, 및 반복적인 코루게이션 및 강화(RCS)를 포함한 여러 기술이 수백 퍼센트 정도의 필요한 높은 소성 변형을 생성하기 위해 현재 이용 가능하다.

SPD에 연관된 미세 구조적 발달 메커니즘의 이해는 학술적 및 기술적 관점에서 중요성을 갖는 연구 주제의 본질적인 이슈이다. 메커니즘은 미립화 뿐만 아니라 증가하는 변형에서의 고각 경계의 발생을 설명해야 한다. 이전의 조사는 반복적인 변형 중에, 미립화는 과정의 초기 단계, 예를 들어 낮은 그리고 중간의 변형에서 가장 뚜렷하고, 추가의 변형 시에 실질적으로 변화되지 않고 유지된다는 것을 입증하였다. 그러나, 큰 변형에서, 경계의 오배향이 지배적이다. 무작위 및 다방향성 변형에 대한 변형 표면의 노출은 저각 경계 오배향의 고각 경계 오배향으로의 발달을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 최근의 연구는 슬립계들과 이들의 상호 작용과 관련된 미립화를 보고했다. 평면들에 의해 둘러싸인 초미세 전위 셀은 ECAP 중에 다중 슬립계의 작동에 의해 생성된다. 초미세 아결정립의 발생은 RCS 중에 미끄럼 평면을 따른 전위부의 쌓임으로부터 생성되었다. 그러나, SPD 중의 미립화 자체의 기초가 되는 메커니즘은 지금까지 덜 발전되었다. 대부분의 조사가 미세 구조 및 기계적 특성의 변화를 설명했지만, 동적 소성 변형에 대한 미세 구조적 응답을 밝힐 수 없었고, 따라서 소성 변형에 대한 UFG 구조의 관계를 명시할 수 없었다.

USSP 기술의 원리는 다음과 같다. 고주파(20 kHz)의 고에너지 초음파 발생기가 7.5 mm 직경의 스테인리스 강 숏트가 공진되는 반사 챔버를 진동시켰다. 숏트는 그 다음 재료의 표면 상으로 반복적이며 고속인 다방향 충돌을 수행했다. 결과적으로, 심한 변형이 접촉 하중에 의해 표면 내로 부여되었다. 매트릭스 깊숙이에서의 0으로부터 상부 표면에서의 최대치까지 변화하는 변형 구배가 동시에 확립될 것이다. 장비의 세부는 이전 글에서 보고되었다. 본 조사에서, USSP 처리는 15분 동안 실온에서 진공 하에서 수행되었다.

미세 구조적 조사는 USSP 공정이 재료의 표면 층 내에 UFG 구조를 도입할 수 있다는 것을 밝혀냈다. 층의 상부 표면으로부터의 거리가 더 가까울 수록, 결정립 크기는 전체 변형 층에 걸친 변형의 증가로 인해, 더 미세하다. 3가지 수준의 입자 크기가 존재한다: (1) 내부의 신장된 아결정립 및 셀 블록(CB)을 갖는 평행하게 연장된 미세 밴드(MB)(제1 수준), (2) 등축 ㎛ 미만 결정립 구조(제2 수준), 및 (3) 등축 나노 결정립 구조(제3 수준). 상부 표면이 접근될 때, 결정립은 더 미세하고, 더 등축이며, 더 오배향되고, 더 균일하게 분포되어 보인다.

전위부 미끄럼, 누적, 상호 작용, 엉킴, 및 공간적 재배열은 다결정질 재료 내에서 변형 중에 소성 변형을 수용하기 위해 결정립 세분화를 일으킨다.

반복적인 USSP는 표면 층 내로의 높은 변형 속도의 높은 변형을 부여할 수 있다. 극한 소성 변형은 증가하는 변형에서 슬립을 차단하는데 효과적인 전위부의 높은 밀도를 생성할 수 있고, 결과적으로 다량의 소성 변형을 수용하는 메커니즘은 원래의 결정립을 경계짓는 전위부를 갖는 아결정립으로 세분화하는 것이다. 결정립의 세분화는 낮은 변형에서 MB의 형성과 함께 거시적인 규모로 발생한다. 추가의 변형에 의해, 아결정립은 더 작은 CB로 추가로 분할될 수 있다. ㎛ 미만 및 나노 크기의 아결정립은 훨씬 더 큰 변형 하에서 생성될 수 있다.

반복적인 USSP를 수행함으로써, 매우 높은 변형이 달성될 수 있다. 높은 밀도의 전위부들이 다양한 결정립 크기의 변형된 구조 내에서 항상 존재한다는 것을 알아야 한다. 동시에, 저각 경계가 생성되고, 이는 새로운 경계가 변형 중에 연속적으로 형성되는 것을 의미한다. 증가하는 변형에 의해, 미시적인 세분화가 더욱 더 미세한 규모로 발생한다. 결과적으로, 구조적 미세화의 과정은 ㎛ 미만 및 나노 미터 영역으로 연속적으로 전달된다.

다방향 피닝은 다른 SPD 공정에 기인한 변형 모드와 많이 다르게, 동일한 아결정립 내부에서도 변형 경로를 갖는 슬립계의 변화로 이어질 수 있다. 전위부는 현재의 활성 슬립계 내의 다른 전위부와 상호 작용할 뿐만 아니라, 이전의 변형 시에 발생된 불활성 전위부와도 상호 작용한다. 이는 아결정립의 형성을 증진시킬 것이다. 결과적으로, 미립화의 유효성이 향상된다.

등축의 고도로 오배향된 결정립의 발현은 2개의 단계, 즉 결정립 세분화를 통한 아결정립의 형성 및 이후의 경계 오배향의 발달로 구성된다. 그러나, 결정립 세분화로부터 생성된 아결정립은 특정 값의 변형에 관해, 안정화 전에 임계 크기를 갖는다. 결정립 세분화는 무한하게 연속되지 않고, 결국 소정량의 변형 후에, 연속되는 변형은 더 이상 아결정립 크기를 감소시킬 수 없다. 이러한 단계에서, 전위부 이동이 더욱 강하게 제한되므로, 인접한 아결정립들 내의 슬립계는 그러한 아결정립을 더욱 에너지 측면에서 바람직한 배향으로 회전시키기 위해 인가된 변형에 응답하여 활성화될 것이다. 숏트 피닝은 다방향 변형 경로 및 높은 변형 속도를 제공하고, 이는 아결정립 회전을 증진시키는데 특히 효과적이다. 높은 오배향의 발현에 대한 메커니즘은 아결정립 회전이다. 그러므로, 아결정립의 누적된 회전은 추가의 변형을 수용하여 고도로 오배향되고 등축인 결정립들을 생성하는 수단인 1차 메커니즘으로 보인다.

아결정립의 변형은 임계 분해 전단 응력이 달성된, 슬립계의 활성화에 의해 제어된다. 소성 변형 중에, 상이한 슬립계 조합들이 각각의 개별적인 아결정립 내에서 활성화된다. 인접한 오배향된 아결정립들은 그들의 상이한 배향 때문에 상이한 활성화된 슬립계를 가질 것이다. 특정 슬립계는 아결정립 내의 내부 에너지를 최소화하도록 선택적으로 활성화될 것이다. 인접한 오배향된 아결정립들은 선택적으로 활성화된 슬립계의 구동력 하에서 아경계를 가로질러 에너지를 최소화하도록 일치하게 회전할 것이다. 증가하는 변형에 의해, 아결정립들은 동일한 슬립계를 따른 전위부 미끄럼에 의한 변형을 더 이상 수용할 수 없고, 그러므로 독립적으로 회전하기 시작한다. 회전각은 증가하여, 결국 고도로 오배향된 결정립들이 된다. 다른 SPD 처리 방법과 비교하여, USSP는 변형 중에 격자 회전에 있어서 중요한 역할을 하는 높은 변형 속도를 생성한다. 높은 변형 속도는 낮은 변형 속도에 비해 변형의 동등한 증분에 대해 현저하게 더 높은 유동 응력을 생성한다. 컴퓨터 시뮬레이션은 더 높은 변형 속도가 감소된 소성 회전 성분 및 많은 수의 활성화된 슬립계로 인해 더 낮은 변형 속도보다 단순 전단 시의 격자 회전을 크게 증진시킨다는 것을 밝혀냈다. 아결정립들 사이의 평균 오배향 각도는 순수한 알루미늄의 인장 중에 6x10^-6으로부터 6x10¹ s^{- 1}으로의 변형 속도의 증가에서, 동일한 변형에 대해 증가했다는 것이 관찰된다.

따라서, USSP는 알루미늄 합금 7075의 표면 층 상에서 UFG 구조를 생성하기 위한 단순하고 효과적인 절차를 제공한다. USSP 공정 중의 미세 구조의 발현은 증가하는 변형에서, 각각 등축의 ㎛ 미만 및 나노 결정립의 전위 셀(DC)을 갖는 일련의 신장된 미세 밴드(MB)를 특징으로 한다. USSP 공정 중의 미립화 및 미세 구조 발달은 다음과 같다. 소성 변형 중에, 결정립 세분화를 통한 아결정립의 형성은 변형을 수용하기 위해 발생한다. 고도로 오배향된 경계들은 추가의 변형을 수용하기 위해 아결정립 회전에 의해 발생된다.

또한, 2024-T351의 피로 거동에 대한 숏트 피닝, 레이저 충격 피닝 및 이중(숏트 및 레이저 피닝) 처리의 영향을 개시하는, "2024- T351 알루미늄 합금의 피로 성능에 대한 제어식 숏트 피닝 및 레이저 충격 피닝의 효과( The Effect of Controlled Shot Peening and Laser Shock Peening on the Fatigue Performance of 2024- T351 Aluminium Alloy )"[씨.에이. 로도풀로스(C.A. Rodopoulos), 제이.에스. 로메로(J.S. Romero), 에스.에이. 커티스(S.A. Curtis), 이.알. 드 로 리오(E.R. de los Rios), 피. 파이어(P. Peyre) (재료 공학 및 성능 저널(Journal of Materials Engineering and Performance), 2003, 12(4), pp. 414-419)]가 공지되어 있다. 테스트는 모든 3가지 경우에서 피로 수명 개선을 보였고, 레이저 충격 피닝 및 이중 처리가 숏트 피닝보다 우수한 피로 성능을 나타냈다. 파단 조직 분석은 숏트 피닝의 비교적 열악한 성능이 연성 손실에 기인하다는 것을 보여주었다.

모노리식 재료의 피로 저항성을 개선하기 위해 제어식 숏트 피닝(CSP) 및 레이저 충격 피닝(LSP)과 같은 표면 가공 기술을 사용하는 잠재성은 자동차 및 항공 우주 산업에 의해 오랫동안 인식되어 왔다. CSP 및 LSP에 의해 발생되는 유익한 효과는 주로 표면 부근 영역 내에서의 안정된 압축 잔류 응력 프로파일 및 변형 경화의 발생으로부터 도출된다. 압축 잔류 응력은 고강도 재료의 경우에 더 중요한 것이다. 그러나, 더 연질인 재료에서, 변형 경화가 지배적이고, 이는 잔류 응력의 부분적이거나 완전한 이완이 발생할 수 있기 때문이다. 변형 경화는 미세 균열 성장을 감속하지만 낮은 잔류 연성으로 인해 긴 균열 전파를 가속하는 것으로 보고되었다. 그러나, 고강도 재료에서, 압축 잔류 응력의 유익한 효과는 보통 인장 잔류 응력이 압축 잔류 응력 장과 균형을 이루는 영역 내에서, 표면하 균열의 발현에 의해 훼손될 수 있다. 표면하 균열은 매끄러운 피로 시편 내에서 또는 표면 개시가 임계 핵형성 위치로 고려되지 않는 구성요소 내에서 해로울 수 있다. 표면의 조도는 CSP의 주된 해로운 효과이다. 표면 조도는 원거리장 응력의 국소 집중화에 의해, 짧은 피로 균열의 조기 개시 및 전파를 설명할 수 있다.

표면 조도는 피로 저항을 개선하기 위한 표면 가공의 적용이 간단하지 않고, 표면 가공이 역효과를 가질 수도 있는 경우가 있을 수 있다는 것을 표시한다. CSP 및 LSP가 유익한 결과를 생성하는 조건을 확실하게 확립하기 위해, 2024-T351 알루미늄 합금의 피로 저항성의 측면에서의 이러한 표면 처리의 조사가 이루어졌다.

제어식 숏트 피닝은 틸게이트(Tealgate) 피닝 머신을 사용하여 수행되었다. 피닝 강도는 4A였고, 이는 S110(직경 0.279 mm, 경도 410.5 - 548.5 Hv) 구형 주조강 숏트, 45°의 입사각, 및 200%의 커버리지 비율을 사용하여 달성되었다. 이러한 조건은 증가된 표면 조도 프로파일을 상쇄하기 위해 최대 표면 부근 잔류 응력 프로파일의 연구에서 추천되었다.

레이저 충격 피닝은 녹색 파장(0.532 ㎛) 범위 내에서 작동하는 연속 YAG 레이저[파워라이트 플러스(Powerlite plus)]를 사용하여 물 구속조건 내에서 수행되었다. 출력 에너지는 6 - 7 ns 범위 내의 펄스 지속 시간에서 대략 1.3 J이었다. 모든 시편은 70 ㎛ 알루미늄 코팅에 의해 LSP의 열 효과로부터 보호되었다. 레이저 강도는 2 mm의 초점에서 10 GW/cm²(5 GPa의 추정 압력)으로 설정되었다. 시편은 50%의 중첩 비율(1회 패스 = 4회의 국소 펄스)을 사용하여 처리되고 2 내지 3회 패스로 충전되었다.

결과는 2회의 LSP 및 이중 처리가 원래의 표면 마무리와 독립적으로 재료의 피로 수명을 현저하게 증가시킬 수 있다는 것을 표시한다. 그러나, 이중 처리는 단일 LSP 처리에 비해 열등한 성능을 보였고, 이는 낮은 잔류 연성에 대해 이루어진 연구 결과를 확인한다. 다른 한편으로, CSP에 의한 수명 개선은 EDM 마무리와 비교했을 때에만 실현된다. 거울 마무리와 비교하여, CSP는 피로 수명에 대한 효과를 거의 갖는 않는 것으로 보인다. CSP의 열악한 성능은 근접 5M 사이클 표시 내에서 훨씬 더 두드러진다. 이러한 성능을 설명하기 위해, 제안된 이론적 분석이 사용되었다. 그러한 연구에 따르면, 잔류 응력 프로파일의 일부가 표면의 증가된 조면화를 상쇄하도록 사용된다(증폭된 공칭 응력). 선택된 CSP 처리 및 대응하는 K_t에 대해, 분석은 220 - 300 MPa 사이의 인가된 응력 수준에 대해 최초 50 ㎛의 깊이 내에서 90 - 125 MPa 사이의 상쇄 잔류 응력을 시사한다. 상기 내용은 잔류 응력 프로파일의 잔여 부분이 어느 정도 피로 수명 증가를 일으키는 것을 표시한다.

테스트 데이터의 해석을 보조하기 위해, 광범위한 파단 조직 분석이 수행되었다. 파단 표면은 캠스캔 마크 2(Camscan Mark 2) SEM을 사용하여 조사되었다. 조사 이전에, 표면은 알코올계 용액 내에서 초음파 세척되었다. 도13 - 도18은 300 MPa의 최대 응력에서의 6개의 모든 테스트 그룹의 균열 핵형성 위치 및 초기 균열 성장을 도시한다.

특히, 도13은 거울 마무리를 갖는 본래의 재료의 표면 균열 개시 및 균열 성장을 도시한다. 파면 사진은 다면 성장(전단 모드 성장)을 명확하게 표시한다. 도14는 EDM 마무리를 갖는 본래의 재료의 표면 균열 개시 및 균열 성장을 도시한다. 표면 부근 영역은 불규칙한 표면에 기인할 수 있는, 복수의 균열 핵의 증거를 도시한다. 도15는 S110-200%-45° CSP 시편의 코너 균열 개시 위치 및 균열 성장 형태를 도시한다. 다면 영역은 대략 150 ㎛의 깊이까지 연장된다. 다면 영역은 피로 벽개형 파단부에 의해 둘러싸인다. 도16은 LSP 10GW/cm² (2회 패스)의 균열 개시 및 균열 성장을 도시한다. 파면 사진은 표면 균열 개시 및 50 ㎛에서의 균열 분지를 표시한다. 균열 B의 전파 경로는 응력의 방향에 대해 거의 평행하다. 도17은 LSP 10GW/cm² (3회 패스)의 균열 개시 및 초기 균열 성장을 도시한다. 파면 사진은 표면 균열 개시 및 90 ㎛에서의 균열 분지를 표시한다. 균열 A의 전파 경로는 응력의 방향에 대해 거의 평행하다. 도18은 이중 처리의 균열 개시 및 초기 균열 성장을 도시한다. 파면 사진은 전형적인 숏트 피닝 덴트로부터의 표면 균열 개시를 표시한다. 균열 분지도 명백하다.

거울형 마무리를 갖는 시편 내의 표면 응력 집중 특징의 결여는 (개재물에서 가능한) 단일 균열 핵 및 거의 반원형 형상의 표면 균열로 이어진다(도13 참조). 다른 한편으로, EDM 마무리의 거친 표면은 초기 단계에서 결합하는 복수의 균열 핵형성 위치들을 증진시키고, 균열은 신장된 반타원형 형상을 취한다(도14 참조). 4A CSP의 파단 표면은 제한된 다면 균열 성장과, 더 빠르게 성장하는 코너 균열에 의해 설명될 수 없는 벽개형 피로 성장의 광범위한 증거를 보여준다. 상기 내용은 연성 손실의 초기 가정을 보강한다. 연성 손실은 가공 경화에 기인한 표면 부근 영역 내의 매우 높고 불규칙한 전위부 밀도에 기인할 수 있다. LSP의 경우에, 파단 표면은 균열의 분지를 표시한다. 두 경우(2회 패스 또는 3회 패스)에, 균열의 일부가 느린 균열 성장 속도를 표시하면서, 응력의 방향에 대해 거의 평행하게 전파되는 것으로 관찰되었다. 균열 경로 및 대응하는 잔류 응력 프로파일의 면밀한 조사는 최소 잔류 응력 프로파일을 따라 전파되는 "평행" 균열의 경향을 나타낸다. 다른 한편으로, "직교하는" 균열은 특히 2회 패스의 경우에, 광범위한 양의 다면 성장을 보여준다. 이중 처리는 LSP와 더욱 유사한 파단의 증거를 보여준다(균열 분지). CSP와 대조적으로, 이중 처리는 벽개형 파단의 증거를 보이지 않는다.

CSP 및 이중 처리가 모두 표면 부근 층의 변형 경화를 제공했고, 또한 CSP만이 연성 손실의 증거를 보인 것을 고려하면, 이중 처리의 경우에, LSP에 의해 생성된 잔류 응력은 표면 부근 전위부들의 가능한 재배열에 의해 가능한 연성 손실을 보상했다고 가정된다. 이는 CSP 재료의 열악한 피로 성능은 가능하게는 잔류 응력의 부분적인 이완에 의한다는 것을 시사할 수 있다. 본원에서, 잔류 응력 이완은 시간 및 응력 수준에 의존한다는 것을 아는 것이 중요하다. 따라서, 더 나은 이해는 잔류 응력 이완 패턴을 균열 길이에 관련시킴으로써 얻어질 수 있다.

피로 데이터는 모든 처리(CSP, LSP 및 이중)가 피로 수명을 개선했지만, LSP 및 이중 처리가 훨씬 더 우수한 성능을 가졌다는 것을 보여주었다. 파단 조직 분석은 이것이 LSP 및 이중 처리된 시편에 의해서가 아닌 CSP에 의해 경험된 연성 손실 및 가능한 잔류 응력 이완의 현상에 의한다는 것을 나타냈다.

요약하자면, 다음의 결론이 내려질 수 있다:

(1) CSP, LSP 및 이중 처리는 열악하게 가공된 구성요소의 피로 수명을 증가시키고 따라서 제작 비용을 감소시킬 것으로 예상된다.

(2) LSP는 CSP 및 이중 처리의 경우에서와 같이 무시할 만한 변형 경화를 일으키는 것으로 밝혀졌다.

(3) LSP 및 이중 처리는 CSP에 비해 훨씬 더 우수한 피로 개선을 나타낸다.

(4) 변형 경화 및 가능한 잔류 응력 이완으로 인한 연성 손실이 CSP에서 가능하고, 추가의 연구를 요구한다.

(5) 재료에 미리 응력을 가하는 것(이중 처리)은 잔류 응력 프로파일의 크기를 증가시킬 수 있으며, 동시에 잔류 응력을 안정화한다.

또한, 금속의 결정 상태는 서로로부터 공지된 거리에 배열된 이온들에 의해 형성되고, 자유 전자에 의해 결합된다는 것을 개시하는, "기초 야금학( Basic Metallurgy)"[지.에이. 카센코(G.A. Kashenko) (모스크바, 마쉬기즈(Mashgiz), 1957)]이 공지되어 있다. 원자 위치는 소위 격자점을 나타낸다. 배열된 지점들은 격자에 특정 구성을 제공하는, 다양한 기하학적 형태를 형성할 수 있다. 각각의 격자가 취하는 공간은 변할 수 있고, 격자 체적은 임의적으로 클 수 있다. 격자를 특징 기술하기 위해, 그의 최소 부분만이 복제되었을 때, 전체 격자를 구성하는 기본 형상의 형태로 설명될 수 있다. 이러한 최소 격자는 각각의 격자의 유형을 일반적으로 정의하는 단위 격자 또는 단위 셀로 불린다.

결정에 대해, 다음의 결정계가 좌표축의 기울기 및 파라미터의 상대 길이에 의존하여 확립된다: 입방정계, 정방정계, 사방정계, 단사정계 등. 예를 들어, 알루미늄은 면심 입방 격자(이러한 유형의 격자를 갖는 금속은 대체로 소성 변형에 상당히 민감함)를 갖고, 철은 면심 입방 격자 및 체심 입방 격자를 갖는다. 입방 격자는 축들 사이의 모든 각도가 90°이고, 모든 파라미터가 동일한 것을 특징으로 한다. 다면체의 전형적인 형상은 입방체이다. 입방 격자의 변경예는 입방체의 코너에서의 원자에 추가하여, 도19 및 도20에 도시된 바와 같이 입방체의 중심 내에서 하나의 원자를 갖는 점에서 단순 입방 격자와 다른 공심(또는 체심) 격자와, 모든 입방체 면의 각각의 코너 및 중심에 위치된 원자를 갖는, 즉 도21 및 도22에 도시된 바와 같이 중심 설정된 면을 갖는 입방체를 나타내는 면심 입방 격자를 포함한다. 추가적으로, 도19 및 도20은 각각 격자 형태 및 셀 형태의 체심 격자를 도시한다. 도21 및 도22는 각각 격자 형태 및 셀 형태의 면심 격자를 도시한다.

따라서, 각각의 금속 원소는 결정체 또는 결정이다. 결정체 내의 입자 배열의 기하학적 규칙성은 비결정체 또는 무정형체와 구별되는 몇몇 특징을 부여한다. 먼저, 비등방성 또는 벡터성은 방향에 따른 특성의 차이를 내포한다. 결정체의 다른 특징은 슬립 평면 또는 벽개부의 존재이고, 이를 따라 입자가 결정에 대한 기계적 작용 하에서 슬립 또는 탈리된다. 이는 (취성일 때) 결정을 파괴하거나, 결정을 변형시키고, 즉 외부 형태를 비파괴적으로 변화시킨다.

첫 번째 경우에, 금속편의 파단은 깨끗한 평면을 갖고, 이를 따라 결정이 더욱 쉽게 파괴된다. 그러한 평면은 도23 - 도25에 도시된 바와 같이, 벽개 평면으로 불린다. 파손이 발생하지 않고 결정이 변형만 될 때, 이는 슬립 평면을 따른 입자 슬립으로부터 생성된다.

액체로부터의 금속 결정화는 항상 액체가 과냉각되고 결정화 중심이 이용 가능할 때 시작된다. 이는 상이한 유형들의 결정 형성을 초래한다. 몇몇 예외적인 경우에, 기하학적으로 규칙적인 중량 또는 면이 꽉찬 결정이 형성될 수 있다. 그러나, 이는 특정한 바람직한 조건을 요구한다. 전형적으로, 결정은 불규칙한 외부 형상으로 형성되고, 그러므로 미소결정으로 불린다.

2가지 유형의 결정이 있다. 한 가지 경우에, 다면체의 기하학적 규칙성에 다손 근접한 외부 형상은 라운딩된 형상을 취한다. 그러한 결정은 결정립 또는 과립으로 불린다. 다른 경우에, 결정 형성은 미충진 공간을 갖는 분지 형상을 갖고, 형성되는 결정의 초기 상을 대체로 나타내는 수지상정으로 불린다.

모든 금속은 많은 결정립을 포함하는 다결정이다. 이웃하는 결정립들은 상이하게 배향된 격자를 갖는다. 결정립 경계는 이웃하는 결정립들 내의 결정학적 방향이 수십 도까지의 각도를 형성하므로, 고각 경계로 불린다.

각각의 결정립은 소위 하위 구조를 형성하는 개별 아결정립으로 구성된다. 하위 구조는 수분의 일 내지 몇 도 범위의 각도로 서로에 대해 엇갈려 배향된다 - 저각 경계. 아결정립은 결정립 크기보다 10 - 1000배 더 작은, 0.1 - 1 ㎛으로 측정된다. 개별 결정(결정립)들 사이의 경계는 대체로 2 - 3개의 원자내 거리까지의 폭의 전이 영역이다. 그러한 영역 내의 원자들은 결정립 체적 내에서와 다르게 배열된다. 또한, 불순물은 기술 금속의 결정립 경계에서 집중되는 경향이 있고, 이는 규칙적인 원자 배열을 더 교란한다. 다소 더 적은 교란이 아결정립 경계에서 관찰된다. 금속 내의 전위부 밀도는 아결정립 엇갈림 배향 각도의 증가 및 아결정립 크기의 감소와 함께 증가한다.

결정립 크기는 금속 특성에 실질적으로 영향을 준다. 큰 결정립은 주로 금속의 낮은 기계적 품질을 동반한다. 또한, 결정립-결정들 사이의 경계의 다소의 연장에 의해 설명될 수 있는 다른 특성이 변할 수 있다. 전반적으로, 금속 특성에 대한 결정립 경계의 효과는 무엇보다도 이러한 경계가 결정립들을 분할하는 표면이라는 것에 의해 명백해지고, 금속 자체의 입자(원자)는 결정립 내부의 격자 내에 위치된 원자와 에너지 측면에서 다르다. 결정립들 사이의 입자는 금속 및 그의 합금을 포함한, 다양한 물체 내에서 발생하는 현상에서 중요한 역할을 하는 표면 에너지를 나타내는 더 높은 에너지를 갖는 것으로 믿어진다. 따라서, 때때로 무정형 금속 필름으로서 고려되는, 무작위적으로 배열된 원자들의 형태인 결정립들 사이의 중간 층은 전반적으로 전체 금속편의 특성에 영향을 줄 수 있다.

그러나, 금속 자체의 원자로 구성된 그러한 필름에 추가하여, 실제로 사용되는 금속은 항상 필름 또는 개재물의 형태로 결정립들 사이의 공간 내에 위치되어 금속 특성에 영향을 줄 수 있는 불순물을 갖는다. 예를 들어, 그러한 필름이 약하면 (취성이면), 결정립들 사이의 결합은 약화될 것이고, 금속은 결정립 경계에서의 기계적 작용 하에서 파괴될 것이다. 이러한 경우에, 금속의 결정간 파단이 관찰될 것이다. 파단이 결정립 내부에서 발생하면, 결정내 파단이 발생할 것이다.

고체 금속의 구조적 변화가 이하에서 개시된다. 미세 결정립이 동소 변화를 경험하는 금속 내에서만(고체 상태에서의 가열 및 냉각에 의해서만) 조결정립으로부터 열적으로 얻어질 수 있다. 그러한 변화는 하나의 격자로부터 다른 격자로의 전이, 즉 하나의 위치로부터 다른 위치로의 원자 재배열을 구성한다. 각각의 유형의 격자는 종종 상으로 불리는, 금속의 동소 교대형 또는 변경형이고, 여러 변경형으로 존재하는 금속은 다형 금속으로 불린다. 각각의 변경형은 안정되는 그 자신의 온도 범위를 갖고, 따라서 특정 온도에서, 하나의 변경형으로부터 다른 변경형으로의 전이가 있다. 이러한 방식으로, 액체의 고화 중에 발생하는 1차 결정화와 대조적으로, 2차 결정화로 불리는, 결정화 과정이 발생한다.

다형 금속은 철을 포함한다. 철에서, 고화점(1540℃)과 상온 사이에서 여러 동소 변화가 있다. 냉각 중의 γ 변경형의 α 변경형으로의 전이(및 가열 중의 그 반대)의 원인이 되는 910℃에서의 변화가 가장 실질적인 가치가 있다. 이러한 변화의 핵심은 중심 설정된 면을 갖는 입방체를 구성하는 γ-철 격자의 원자가 α-철에 대해 전형적인 중심 설정된 입방 격자로 재배열하는 것이다. 내부 구조의 이러한 변화는 결정립-결정의 외부 형상의 변화가 수반되고, 즉 재결정화가 발생한다. 재결정화 시에, 결정립 크기는 현저하게 감소한다. 새로운 결정들은 서로 매우 인접하여, 금속 강도를 증가시킨다.

따라서, 금속 내의 동소 변화를 사용함으로써, 재결정화를 유도하고 조결정립으로부터 세결정립을 얻을 수 있다. 조결정립 주철의 세결정립으로의 그러한 미세 구조적 변화의 일례로서, 열처리되거나 풀림된 철이 도26 및 도27에 도시되어 있다. 특히, 도26은 주철의 미세 구조(x20)를 도시하고, 도27은 풀림 철의 미세 구조(x100)를 도시한다.

동소 변화가 금속 내에서(예를 들어, 알루미늄 내에서) 발생하면, 결정립은 전술한 방식으로(열처리만으로) 미세화될 수 없다. 이러한 경우에, 단 한가지 방법은 금속의 소위 소성 변형을 유도하는 예비 기계적 성형이다. 그 후에, 다양한 크기의 결정립이 가열에 의해 얻어질 수 있다.

이러한 방법은 연성 금속, 즉 파손되지 않고서 기계적 효과를 견디고 외부 형상을 변화(변형)시킬 수 있는 것에만 적용될 수 있다. 금속은 압연, 인발, 단조, 가압 성형 등을 포함하는 다양한 방법에 의해 기계적으로 형성될 수 있다. 각각의 경우는 적용되는 방법에 의존하여 몇몇 특징적인 금속 거동을 갖지만, 모든 경우에, 완결성 및 강도의 손실이 없이 금속의 외부 형상을 변화시키는 것으로 구성된 금속의 소성 변형인 주요 과정이 발생한다.

금속 변형은 연성의 감소에 의한 그의 강도의 증가(즉, 추가의 변형에 대한 능력)가 수반된다. 금속 경도는 증가된 강도와 함께 개선된다. 실제로, 금속은 "강성"이 된다. 변형의 결과로서 얻어진 금속의 그러한 상태는 보통 냉간 가공으로 불린다. 냉간 가공 상태는 금속 내의 결정립 결정에 대한 기계적 효과 중에 발생하는 격자 입자의 전위 또는 슬립에 의해 주로 유도된다.

금속의 변형은 보통 가장 용이한 슬립 평면(이러한 평면 내의 원자들은 서로에 대해 매우 가까움)을 따라서 그리고 전술한 슬립 평면이 힘에 대해 더욱 간편하게 위치될 때 더 작은 힘에 의해 슬립으로부터 시작된다. 단결정의 둥근 시편의 인장 시의 유사한 슬립, 즉 단일 결정 아연 내의 슬립이 도28 - 도30에 개략적으로 도시되어 있다. 시편의 인장은 (엽판 또는 블록으로 불리는) 얇은 금속 층들의 서로에 대한 복수의 슬립이다. 특히, 도28은 육각형 프리즘 형태의 아연의 단결정을 도시한다[기부(단면)]. 이러한 평면은 가장 쉬운 슬립 평면이고, 도29 및 도30은 이러한 방향을 따라 슬립을 받은 결정 시편 내의 입자들의 블록을 도시한다.

슬립과 동시에, 얇은 금속 층(블록)은 인장력에 대한 그의 방향을 점진적으로 변화시켜서, 그의 평면에 의해 슬립에 대해 덜 간편한, 즉 슬립에 대한 최대 저항성을 갖는 위치를 취하는 경향이 있다. 따라서, 결정이 변형될 때, 추가의 변형을 위해 요구되는 응력은 증가한다. 바람직하지 않은 위치 내로의 가장 쉬운 슬립 평면의 회전 이외에, 슬립 중의 금속 내의 증가된 응력이 슬립 위치 부근의 입자들의 불규칙한 위치와 관련된 몇몇 다른 인자(격자 뒤틀림, 평면 왜곡, 미세한 단편, 공극 등의 형성)에 의해 일어날 수 있다.

따라서, 가장 쉬운 슬립 평면을 따른 슬립에 대한 저항성은 슬립이 정지되어 슬립에 대해 덜 간편하고 바람직한 방향이었던 상이한 방향 또는 2차 슬립 평면을 따라 시작되는 값에 도달한다. 이러한 2차 방향을 따른 슬립은 1차 슬립의 경우에서와 같은 심한 정도에 도달하지는 않고, 1차 슬립이 시편 파손을 생성할 수 있는, 미끄럼 층들의 서로로부터의 분리를 일으킬 때까지 실질적으로 증가하는 응력에 의해 발생한다.

따라서, 단순 슬립(병진 이동), 즉 하나의 결정 내에서 발생하는, 결정 내의 분리된 블록들의 평면들을 따른 상대 전위만이 소성 변형 시에 내부에서 발생하는 변화의 핵심을 설명하고, 냉각 가공 상태를 일으킬 수 있다. 실제로, 하나의 결정 내에서도, 변형은 단순 슬립(병진 이동)에 의해 제한되지 않고, 쌍정 전위가 입자들의 그룹이 평면을 따라 슬립할 때 그리고 약간의 각도로 회전할 때 발생할 수도 있다. 따라서, 변형 시에, 단지 하나의 결정립-결정 내의 구조적 변화 패턴은 상당히 복잡하다.

과정은 복수의 밀접하게 인접한 결정립들을 제시하는 다중-결정립(다결정질) 금속이 변형될 때 훨씬 더 복잡해진다. 다양한 배향(방향)을 대체로 갖는 결정립들의 이러한 인접성은 각각의 결정립 내에서의 자유 슬립을 당연히 방해하고, 이른바 변형을 방지한다. 경계에서 종종 발생하고 블록 슬립을 방해하는 결정간 물질은 동일한 효과를 가질 수 있다.

그러나, 그러한 억제에도 불구하고, 슬립이 결정립 내에서 발생하고, 각각의 결정립은 신장되거나(또는 압축 시에 편평화되고), 일 방향으로 우세하게 배향되고 이전의 완전한 결정립의 "단편"을 제시하는, 복수의 슬립 블록들로 구성된다.

실제로, 변형된 금속의 구조 조사는 유사한 신장된 결정립을 드러낸다. 도31은 변형된 철의 미세 구조(x100)를 도시하고, 도32는 비변형 철의 미세 구조(x300)를 도시한다. 강한 변형 중에, 결정립은 신장되어 형상에 있어서 섬유와 유사해지기가 더 쉽고, 이는 변형된 금속의 그러한 구조가 섬유상으로 불리는 이유이다. 따라서, 이러한 구조의 "섬유"는 단지 슬립 및 격자 뒤틀림으로 인한 변화된 구성을 갖는, 동일한 초기 금속 결정립이다. 이와 같이 여전히 미립화는 없다. 구조는 구별되는 개별적인 미세한 결정립을 갖지 않고, 이전의(초기의) 결정립의 신장된 경계만이 보인다. 낮은 변형 정도에서, 구조는 결정립 신장이 작고 결정립 경계가 파괴되지 않으므로, 초기의 것과 거의 다르지 않을 수 있다. 그러한 경우에, 진행중인 소성 변형의 구조적 표시는 결정립 단면 전체에 걸쳐 확산된 평행하거나 교차하는 선들의 형태로 금속의 변형된 금속 조직 단면 상에서 발생하는 슬립 선이다. 철의 비에칭 금속 조직 단면 상의 슬립 선의 예(x300)가 도33에 도시되어 있다.

변형된 상태에서, 본질적으로 결정립이 없고, 상태 자체는 열역학적으로 매우 안정되지 않아서, 과도한 자유 에너지를 갖는다. 저온에서의 대부분의 금속에 대해, 냉간 가공된 금속의 그러한 불안정한 상태는 장시간 동안 변화되지 않고 유지될 수 있다. 그러나, 이는 가열 시에 더 안정된 상태로 점진적으로 변화하고, 실제로 그러하다.

공지된 온도에서, 변형되지 않은(뒤틀리지 않은) 격자를 갖는 새로운 결정립이 변형된 결정립 내에서 발현된다. 그 동안에 결정화 과정이 다시 발생하므로, 이는 재결정화로 불린다. 이러한 과정의 시작, 즉 뒤틀리지 않은 격자를 갖는 새로운 미세 결정립이 발생하기 시작하는 온도는 재결정화 역치 또는 재결정화 온도로 불린다. 다양한 순수 금속에 대해, 이러한 온도는 변하고, 금속 용융 온도와 관련하여 대략적으로 결정될 수 있다. 절대 재결정화 온도는 절대 용융 온도의 약 0.4인 것으로 나타났다. 재결정화 중에, 결정립 크기는 평균 결정립 크기가 다양한 인자에 의존하여 측정될 수 있으며 결정립 성장이 개략적으로 표현될 수 있을 정도로 분명하게 변화한다. 공간적으로 플로팅되는 재결정화 선도가 결정립 크기와 가열 온도 및 이전의 변형의 정도와 같은 2개의 인자 사이의 관계를 표현할 수 있다. 따라서, 가열(재결정화)이 뒤따르는 기계적 처리(변형)는 임의의 연성 조결정립 금속 내에서 결정립을 미세화할 수 있고, 재결정화 선도는 주요 인자들을 정확하게 고려하고 원하는 특징의 결정립 및 다양한 금속 특성을 얻는 것을 도울 수 있다.

금속은 볼 및 롤러 버니싱, 숏트 피닝, 레이저 강화, 및 고강도 초음파와 같은 다양한 방법에 의해 소성 변형될 수 있다. 이러한 방법들 중 일부가 아래에서 특징 기술된다. 또한, 알루미늄 합금 및 강과 같은 금속의 구조에 대한 소성 변형의 영향에 동반되는 효과가 고찰된다.

또한, 알루미늄 합금 대 강의 기초적인 특징을 개시하는, "알루미늄 합금: 구조 및 특성( Aluminum Alloys : Structure and Properties )"[엘.에프. 몬돌포(L.F. Mondolfo) (버터워쓰(Butterworths), 런던, 1976)]이 공지되어 있다. 두 금속은 복합 합금이다. 용융으로부터의 냉각 시에, 이들은 조건(온도, 냉각 속도)에 의존하여 상이한 구조를 가질 수 있다. 합금 내의 불순물은 복잡성을 추가한다. 이는 동시에 주로 기본 구조의 미소결정의 경계에서 다양한 미세 구성요소의 형태로 석출된다. Al-Cu 합금(두랄루민)은 그의 강도 및 경도가 종래의 알루미늄에 가까운 비중량에서, 약 20%의 연신율(δ)을 갖는 연강(약 45 - 50 kg/mm²까지의 σ_TS, 130까지의 H_B)보다 작지 않은 점에서 다르다. 비강도, 즉 단위 중량에 관련된 강도(σ_TS)가 고려되면, 이는 연강의 거의 3배이다. 그러나, 두랄루민의 그러한 강도는 (주로 인공적인) 적절한 열처리 - 경화 및 시효 후에만 얻어질 수 있다. (500℃로부터의) 담금질 직후에, 합금은 감소된 경도, 인장 강도 및 탄성 한도(H_B ~ 80; σ_TS ~ 32 kg/mm²; σ_EL ~ 11 kg/mm²)를 갖는다는 것을 알아야 한다.

담금질 이전의 가열 중에, CuAl₂ 화합물은 용해된다[S 상(Al₂ Mg Cu)]. 실온에서, 구리 용해도는 0.2%이고, 548℃에서, 이는 5.7%이다. 급속 냉각 중에, 과포화된 고용체는 응고된다. 잠시 후에, 다음이 발생한다: 귀니어-프레스톤(Guinier-Preston) 구역(구리의 고농도 구역)이 형성되기 시작하고, 석출물이 응집되고, 격자와의 결합의 붕괴가 없고, 얇은 층상 디스크형 구조(길이가 40 - 100 Å인, 두께 내의 여러 원자 층)가 출현한다. 이는 격자의 탄성 뒤틀림과, 강도, 경도 및 항복 강도의 증가를 생성한다.

시효화된 합금의 구조는 α 고용체 및 비용해성 철 및 망간 화합물로 구성된다. 자연 시효는 1400 시간 이상이 걸린다. 따라서, 150 - 170℃에서의 인공 시효가 사용된다.

상당히 높은 기계적 특징에도 불구하고, 두랄루민 재료는 낮은 부식 저항성을 특징으로 한다 - 공식, (CuAl₂가 결정립 경계에서 석출될 때의) 입계 부식, 부식 균열, 부식 피로 및 틈 부식에 대해 민감함.

또한, 금속의 초음파 표면 강화가 상계면 이동 및 원자 확산과 같은 물리적 현상에 기초한다는 것을 개시하는, "금속 상계면에 대한 고강도 초음파의 효과( The Effect of High - intensity Ultrasound on Metal Interphase )"[제4장, 에이.아이. 마노킨(A.I. Manokhin) 저 (모스크바, 나우카, 1986)]이 공지되어 있다. 그러한 현상의 동역학은 복잡하고, 대체로 전위부, 공격자점 및 격자간 원자와 같은 격자 결함의 서로에 대한 그리고 불순물 원자와의 분포 및 상호 작용의 성질에 의해 정의된다. 초음파 처리(1 - 100 Hz)의 결과로서 형성된 전위 구조는 일정한 부호의 소성 변형 시에 형성된 전위 구조와 성질이 다르다. 이러한 전위 구조는 주로 타이트한 벽을 갖는 아결정립의 셀 구조이다.

조사 시에, 초음파 에너지는 직접 접촉에 의해 또는 직접 오실레이터에 의해 직접, 또는 금속 집중제를 거쳐 시편에 인가되었다.

주기적인 재하(loading)의 과정에서, 많은 수의 전위부 루프가 알루미늄 내에서 관찰되었다. 이것은 루프가 공격자점 디스크를 폐쇄함으로써 형성됨을 시사한다. 일정한 부호의 변형 중에, 전위부 루프는 상당히 적은 개수로 관찰된다. 20 kHz의 주파수에서의 초음파 처리는 알루미늄 단결정 내의 전위부 밀도를 10 - 100배 증가시킨다. 이것이 발생할 때, 잘 형성된 결정립 구조가 관찰된다. 아경계는 오실레이션 방향으로 신장되었고, 아결정립의 평균 크기는 2x10 ㎛였다.

오스테나이트 강 1Cr8Ni9Ti의 전위 구조는 포일을 사용하여 투과 전자 현미경에 의해 연구되었다. 초음파 처리 후와 인장 및 압축에 의한 소성 변형 후의 전위 구조들 사이의 비교가 20℃에서 이루어졌다. 인장 및 압축된 시편에서, 전위부는 더 매끄럽고, 초음파 처리된 시편은 많은 수의 분계점 및 킹크를 갖는 더욱 비틀린 전위부를 가졌다. 이는 초음파 효과 하에서의 상호 작용, 횡단 슬립 및 전위부의 증가에 대한 증거이다. 온도가 상승하면, 더 높은 전위부 밀도를 갖는 결정립의 수가 증가하고, 셀 구조, 많은 수의 전위부 조그 및 킹크를 형성하는 경향이 있다. 데이터는 결정립 경계 및 탄화물 석출물이 전위부의 공급원이라는 것을 입증한다.

전위부 재배열에 추가하여, 초음파는 또한 금속 내에서 원자 확산을 일으킨다. 철의 자기 확산이 다양한 격자를 갖는 강 내에서 연구되었다. 체심 입방(bcc) 및 면심 입방(fcc) 격자를 갖는 강에서, 초음파는 몇몇 임계치를 초과하는 변형 진폭에서의 철의 자기 확산을 가속한다. 또한, 초음파 효과는 격자 유형에 관계없이 철의 가속화된 자기 확산을 생성한다.

가장 유망한 기술은 초음파 오실레이팅 트랜스듀서로부터 에너지를 받는 "변형 요소"의 충격 작용에 의해 이루어지는, 초음파 공구에 의한 표면 처리이다. 이러한 기술은 현저한 표면 미세 경도, 잔류 압축 응력 및 미끄럼 마찰 저항을 제공한다. 표면은 만입기("변형 요소")와의 충돌 시에 소성 변형된다. 변형 특성은 강한 크리프 영역 내의 주기적인 응력 및 재료 응력 상태의 이완의 수준에서 고강도 초음파를 내부에서 개시하는 고출력 초음파 오실레이션의(소성 변형 포화 영역을 거친) 재료 내로의 신속한 초음파 작용 및 동시 도입에 의해 형성된다. 이것이 발생할 때, (초음파 충격 작용의 국소 영역 내의) 접촉 지점은 가속화된 반복되는 소성 변형과, 이 결과 (구조적 변화에 대해 충분한) 강한 가열 및 (전이 상 상태를 안정화하기에 충분한) 신속한 냉각을 경험한다. 결과적으로, 구조적 변화로부터 생성된 새로운 특성을 갖는 재료가 표면 상에서 형성된다.

공학 시스템의 구성요소 및 구조물의 신뢰할 수 있는 작동을 보장하기 위해, 그의 기술적 상태가 모니터링되고, 그의 수명을 연장하는 기술적 조치가 취해진다. 복잡한 시스템 및 장치의 기술적 상태가 모니터링될 때, 가장 실제적인 작업들 중 하나는 구성요소가 사용 중에 시효화되기 때문에, 다양한 결함을 객관적이며 시기 적절하게 검출하고 그의 발현을 제어하는 것이다. 비파괴적인 방법의 체계적인 사용은 결함있는 구성요소의 사용 시에 바람직하지 않은 결과를 방지하는 하나의 방법이다.

구성요소의 수명을 연장하고 그의 성능을 회복하기 위해, 구성요소가 경험하는 열화에 의존하여 다음의 기본적인 방법이 사용된다: 구조를 바꾸고 구성요소 재료의 특성을 개선하기 위한 열처리, 잔류 응력을 이완시키기 위한 열 및 진동 처리, 응력 집중의 제거, 보호 코팅, 억제제 및 보호제, 열화학적 처리 방법에 의한 표면 경화, 및/또는 표면 소성 변형(SPD) 방법에 의한 표면 경화. SPD는 용접부 및 기계 구성요소를 강화하는 가장 간단하고 효과적인 방법들 중 하나이다. 이는 다음의 긍정적인 영향 때문에 효과적이다: 전위부 밀도 및 미세 경도의 증가와 표면 층 마모 저항성의 개선, 구성요소의 표면 층 내에서의 잔류 압축 응력의 생성, 및 용접부 및 용접된 구성요소에 대한 피로 한도 감소에 대한 응력 집중의 효과의 억제.

초음파 충격 처리(UIT)는 가장 유망한 SPD 방법들 중 하나이다. UIT의 처리 시에, 재료의 소성 변형 저항은 초음파 오실레이션이 내부에서 여기될 때 일시적으로 감소되고, 큰 깊이의 강화된 층이 달성된다. 이는 처리에 의해 유도되는 고도의 소성 변형 및 높은 수준의 잔류 압축 응력을 생성한다. UIT는 또한 처리된 제품의 재료 내의 표면 열역학적 및 표면하 이완의 효과를 동반한다.

또한, 구조적 고강도의 강화된 강, 철근 콘크리트, 중합체 콘크리트 및 강화 플라스틱을 포함한 고속도로 및 철도 교량 및 교량 건설 재료의 열화 및 저하의 모든 형태를 개시하는, "교량의 열화, 수리, 및 재건설( Degradation , Repair and Rebuilding of Bridges)"[(재료 정보/캠브리지 과학 초록(Materials Information/Cambridge Scientific Abstracts), 2005, ISBN 0-88387-217-X)]가 공지되어 있다. 계획되거나, 진행 중이거나, 완료된 수리 및 개장 기술/작업, 재료 선택 및 교체, 및 부식 방지 및 제어도 개시되어 있다.

또한, 상부 날개 외피의 잔여 수명에 대해 박탈이 갖는 효과를 결정하기 위해 수행되는 연구로부터의 결과를 제시하는, "항공기 구조적 완결성에 대한 박탈 부식의 효과에 대한 예비 연구( Preliminary Study Into The Effect Of Exfoliation Corrosion On Aircraft Structural Integrity )"[엔.씨. 벨링어(N.C. Bellinger), 제이.피. 코모로브스키(J.P. Komorowski), 엠. 리도(M. Lido), 디. 카모디(D. Carmody), 티. 폴랜드(T. Foland), 디. 필러(D. Peeler) (제6차 연합 FAA/DOD/NASA 시효화 항공기 학술 대회, 2002)]가 공지되어 있다. 복수의 견본이 7178-T6 합금으로부터 제조된 자연적으로 박탈된 상부 날개 외피로부터 절단되었다. 일부가 체결구를 통한 낮은 하중 전달을 제공한 이러한 견본은 다양한 수준의 박탈을 포함했다. 각각의 견본은 일정 진폭 압축 지배 하중을 사용하여 파손에 대해 테스트되었다. 파단 표면이 그 다음 파단 발원점을 결정하기 위해 조사되었다. 균열 발원 위치가 변하면, 시편 파손 위치가 변했다. 균열 발원점은 평탄 균열(박탈), 프렛팅, 공식 및 제조 불연속부를 포함한 여러 원인에 기인했다. 지금까지의 결과는 테스트된 박탈의 수준에서는 상부 날개 외피의 수명을 지배하는 중요한 인자가 박탈이 아닐 수 있음을 시사하여다.

항공기 구조물의 부식은 군용 및 민간 항공기에 영향을 주는 현저한 경제적 및 안전 문제이다. 미공군은 직접적인 부식이 $800M/year를 초과한다고 단독 추정한다. 부식은 많은 형태를 갖고, 오늘날 기체에서 발견되는 대부분의 구조 합금에 영향을 준다. 가장 일반적인 문제들 중 하나는 압연 플레이트 및 단조 합금에 영향을 주는 박탈 부식이다. 박탈은 카운터싱크 및 구멍 보어 표면 내의 노출된 단부 결정립에서 발원하며, 체결구 구멍 둘레의 상부 날개 외피 내에서 일반적으로 발견된다.

ASTM G15-97a에서, 박탈 부식 또는 박탈은 대체로 결정립 경계에서 표면에 대해 평행한 평면을 따라 "개시" 위치로부터 측방향으로 진행하여, 재료의 본체로부터 멀리 금속에 힘을 가하는 부식 생성물을 형성하여, 층상 외양을 일으키는 부식으로서 정의된다. 바꾸어 말하면, 박탈은 압연 방향으로 신장된 결정립의 경계에서 발생하는, 심각한 입계 부식의 형태이다. 이러한 형태의 부식은 결정립 구조의 두드러진 방향성과 관련된다. 항공기 재료에서, 박탈 부식은 열처리 가능한 Al-Zn-Mg-Cu (7000 시리즈), Al-Cu-Mg (2000 시리즈), 및 Al-Mg 합금에서 가장 일반적이지만, 또한 Al-Mg-Si 합금에서도 관찰되었다. 박탈 부식 생성물의 발생은 층들을 분리시키고, 금속 구성요소를 부풀게 만든다. 금속의 박편이 위로 밀릴 수 있고, 표면으로부터 박리될 수도 있다.

박탈 부식에 대한 80개 이상의 간행물의 고찰은 단지 11개만이 박탈 및 피로의 이슈를 다루려고 했다는 것을 발견했다. 사전 박탈 및 피로 상호 작용 연구에 대한 주된 결과는 다음과 같이 요약될 수 있다:

(1) 사전 박탈은 피로 균열 핵형성을 가속한다.

(2) 사전 박탈은 피로 균열 성장 속도(FCGR)를 향상시킨다.

(3) 사전 박탈은 다중 위치 손상(MSD)의 조기 개시를 일으킨다.

(4) 상기 기계적 현상을 일으키는 몇몇 이유는 재료 손실(단면 감소 또는 두께 감소), 수소 취성화(재료의 감소된 인성, 강도, 및 연성), 및 다른 화학적 효과를 포함한다.

(5) 사전 박탈 및 피로 상호 작용은 경제적 이슈뿐만 아니라 안전 이슈이다. 박탈 손상과 잔여 피로 수명과 잔류 강도 사이의 정량적 관계는 아직 확립되지 않았다.

몇몇 연구는 박탈은 체결구 둘레에 존재할 때, 구조물의 강도 및 피로 특성을 연삭 수리보다 덜 감소시킬 수 있다는 것을 보여주었다. 호주에서 독립적으로, C-130 항공기 내의 몇몇 박탈 손상은 부식 방지 화합물(CPC)의 도포에 의해 억제되었고, 항공기는 박탈 제거가 없이 다시 사용되었다. CPC에 의존할 것인지의 결정은 CPC가 부식 환경 내에서의 부식 및 균열 성장을 억제하는데 매우 효과적이라는 실험실적 실험으로부터의 지표에 기초했다.

또한, 피로 열화가 사용시 파손에 대한 주요 관심사인, 회전식 복합 구조물을 개시하는, "회전식 복합 구조물의 피로 열화 및 파손 - 재료 특징 및 기초가 되는 메커니즘( Fatigue Degradation and Failure of Rotating Composite Structures - Materials Characterisation and Underlying Mechanisms )"[이. 크리스토퍼 감쉬테트(E. Kristofer Gamstedt), 스벤드 입 안데르센(Svend Ib Andersen) (리소 국립 연구소(Riso National Laboratory), 로스킬데(Roskilde), 덴마크, 2001)]가 공지되어 있다. 그러한 장치는 예를 들어 풍력 터빈 내의 로터 블레이드, 헬리콥터 로터 블레이드, 에너지 저장용 플라이휠, 선박 및 항공기 프로펠러, 및 제지 기계용 롤이다. 이러한 장치 내에서 복합 재료를 더 잘 사용하기 위해 시급한 노력이 이루어져야 하는 영역을 식별하는 것이 목적이다. 더욱 신뢰할 수 있으며 단순한 구조를 허용하는, 더 양호한 설계 방법론을 얻기 위해, 개선된 테스트 방법이 필요하다. 또한, 구조적, 구성요소 및 시편 테스트 결과의 관계는 현재의 경우보다 더 잘 이해되어야 한다. 개선된 예측 방법은 기초가 되는 손상 메커니즘의 더 나은 이해에 의존한다. 메커니즘 기반 모델에서, 구성요소 하위 구조 또는 재료 미세 구조는 가장 가능한 피로 저항에 대해 최적화될 수 있다. 이러한 이슈는 테스트 방법을 특별히 강조하고 손상 메커니즘으로부터 관련 재료 특성에 이르는 본 보고서 내에서 언급되어 있다.

또한, 파이프 특성에 대한 작동 조건의 효과에 대한 포괄적인 조사의 제1부의 결과를 개시하는, "장기간 사용 후의 메인 파이프라인 내의 금속 특성 열화( Metal Properties Degradation in Main Pipelines After Prolonged Service )"[지.에이. 필리포프(G.A. Fillippov), 오.브이. 리바노바(O.V. Lavanova), 브이.에프. 드미트리예프(V.F. Dmitriyev) ("스틸(Steel)", 제2호, 2003)]이 공지되어 있다. 러시아에서, 대부분의 메인 파이프라인이 20년이 넘게 사용 중이다. 그러한 장기간 동안 응력, 부식 환경 및 수소에 의해 영향을 받으면, 파이프는 금속의 물리화학적 특성을 변화시키는 과정을 겪는다. 파이프 금속의 실제 특성은 상태를 분석하고, 잔여 수명을 평가하고, 파이프라인의 오버홀을 계획하기 위해 고려되어야 한다. 파이프라인 조기 파손은 주로 기계적 기원(스크래치, 노치, 구조적 결함 등)의 응력 집중 및 부식 환경과의 금속 접촉에 의해 형성된 결함에 의해 일어난다. 장기간 사용은 금속 구조 상태의 변화로 인한 파이프 금속 특성의 열화로 이어지고, 파손은 응력 상한 아래의 응력 하에서도 가능하다. 감소된 손상 저항은 금속 시효 과정, 수소 함량 및 내부 응력의 증가, 및 미세 균열과 같은 결함의 누적과 관련될 수 있다.

다양한 기후에 놓인 19개의 메인 오일 파이프라인으로부터 취해진 파이프 샘플에 대해 수행된 분석의 결과가 개시되어 있다. 20, 17MnSi, 17Mn1Se, 19Mn, 14CrMnSi, 15MnSiTiAl, 10Mn2Si1, 14MnNi의 강의 샘플이 철금속 중앙 연구소(Central Research Institute of Ferric Metals)의 실험 설비에서 테스트되었다. 조사된 모든 파이프 중의 대략적인 화학적 조성 중 강의 백분률은 다음과 같았다: 강 17 MnSi, 17Mn1Si 및 19Mn - 81% (각각, 37%, 19%, 및 25%), 강 20 및 24MnNi - 각각 1%, 강 15MnSiTiAl, 10MnSSi1 및 14CrMnSi - 각각 3%, 5%, 및 9%. 강 17MnSi, 17Mn1Si 및 19Mn의 등급 조성은 탄소 및 망간 함량에 의해 다르다. 그러나, 파이프 샘플의 화학적 분석은 강의 실제 조성이 종종 업계 규격과 불일치한다는 것을 보여주었고, 따라서 기본적인 통계적 분석이 17MnSi 타입의 강으로 불리는, 이러한 강에 대해서만 수행되었다. 작동 중인 파이프로부터의 86개, 응급 비축품으로터의 9개, 응급 파이프로부터의 7개, 예비 라인으로부터의 3개인 총 106개의 샘플이 연구되었고, 하나의 샘플이 제조시의 파이프로부터 취해졌다. 또한, 복수의 용접된 파이프 시편이 연구되었고, 이들 대부분은 공장 종방향 용접부이다. 모든 현장 용접부 및 8개의 공장 종방향 용접부는 결함을 가졌다.

표준 인장 특징은 메인 파이프라인의 상태를 평가하는데 불충분하다. 신뢰도 평가 기준은 국소 구조적 변화, 예를 들어 저온 테스트, 지연 파단 테스트, 및 균열 형성되거나 예리하게 노치 형성된 시편에 대한 테스트로부터 얻어진 것에 민감한 특성을 포함해야 한다. 금속의 모든 파손 저항 특징은 25년의 사용 후에 시편의 예리한 노치 굽힘 테스트 시에 감소하는 것으로 밝혀졌다. 파단 에너지는 주로 균열 핵형성의 작용의 감소로 인해 절반이 감소된다. 상온 취성 역치는 양의 온도 영역으로 이동한다. 균열 임계 개방은 1.5배 감소된다. 응력, 부식 환경 및 수소의 동시 작용 하에서의 지연 파단에 대한 강의 경향은 구조적 변화에 대해 가장 민감한 것으로 밝혀졌다. 장기간 사용 중의 파이프 금속의 파단 저항의 감소는 변형 시효 과정과, 결함 및 내부 미세 응력의 누적과 관련된다.

또한, 미국 원자력 발전소용 구조물 및 수동 구성요소의 시효 관련 열화를 평가하기 위한 다년간의 연구 프로그램의 1 단계의 결과를 설명하는, "미국 원자력 발전소용 구조물 및 수동 구성요소의 시효 관련 열화의 평가( Assessment of Age - Related Degradation of Structures and Passive Components for U.S. Nuclear Power Plants )"[제이.아이. 브레이버만(J.I. Braverman), 씨.에이치. 호프메이어(C.H. Hofmayer), 알.제이. 모란테(R.J. Morante), 에스. 쉬테인가르트(S. Shteyngart), 피. 베즐러(P. Bezler) (NUREG/CR-6699, BNL-NUREG-52587, 2000)]이 공지되어 있다. 이러한 연구 프로그램의 목적은 위험도 정보 활용 결정을 하고 구조물 및 수동 구성요소의 열화에 관련된 기술적 이슈를 해결하기 위해 사용될 수 있는 분석 방법 및 허용 기준의 평가 및 개선을 위한 기술적 기반을 개발하는 것이다. 이러한 연구 프로그램에 대해 채택된 접근은 3 단계로 구성된다. 단계 Ⅰ은 플랜트 열화 발생의 수집 및 평가, 시효 관련 열화에 대한 이용 가능한 기술적 정보의 평가, 및 어떤 구조물 및 구성요소가 연구 프로그램의 이후의 단계에서 연구되어야 하는지를 식별하기 위한 범위 설정 연구를 포함했다. 단계 Ⅰ의 결과에 기초하여, 선택된 구조물 및 수동 구성요소가 기존의 그리고 향상된 분석 방법들을 사용하여 시효 관련 열화의 효과를 평가하기 위해 단계 Ⅱ에서 평가된다. 단계 Ⅲ은 구조물 및 수동 구성요소의 열화에 관련된 위험도 정보 활용 결정을 하기 위해 NRC 직원에 대한 권고안을 개발하기 위해 분석의 결과를 이용할 것이다. 연구 프로그램의 단계 Ⅰ의 결과가 개시되어 있다.

또한, 스웨덴의 원자력 발전소에서 사용되는 설비의 기술적 상태를 모니터링한 결과를 제시하는, "스웨덴의 BWR 플랜트의 PCPB 의 균열 형성 이력( The History of Cracking the RCPB of Swedish BWR Plants )"[카렌 고트(Karen Gott)(원자력 시스템-물 반응기 내에서의 재료의 환경적 열화에 대한 제9차 국제 학술 대회, 1999)]가 공지되어 있다. 스웨덴 내의 원자력 발전소는 모든 균열을 스웨덴 원자력 발전 감시 기구(Swedish Nuclear Power Inspectorate: SKI)에 보고하도록 요구된다. 이러한 규칙은 기계적 구성요소의 구조적 완결성에 관한 SKI의 규정에 의해 관리되는 모든 시스템에 적용된다. 결과적으로, SKI는 수년간 스웨덴의 플랜트 내에서 관찰된 다양한 열화 메커니즘의 이력에 관한 광범위한 정보를 수집했다. 최근 수년 동안, 이러한 정보는 그러한 목적으로 구체적으로 데이터베이스 장비 내로 입력되었다. 데이터베이스 내의 정보는 균열이 언제, 어떻게 검출되었는지와, 균열의 치수 및 원인의 상세 내용, 그리고 시스템 및 구성요소의 세부를 포함한다. 데이터베이스는 또한 균열 또는 균열군과 관련된 모든 연관 문헌의 포괄적인 참조 목록을 가지고 있다. 데이터베이스 및 그의 용도는 스웨덴의 비등수 반응기(BWR)의 반응기 냉각제 압력 한도(PCPB) 내에서 발견되는 경향과 함께 설명되어 있다.

또한, 외부 우주선 재료에 대한 구체적인 우주 환경 위협의 설명은 개시하지만 전자 장치와 같은 내부 우주선 시스템에 대한 환경 효과는 언급하지 않는, "우주선 재료의 열화( Degradation of Spacecraft Materials )"[제이. 디버(J. Dever), 비. 뱅크스(B. Banks), 케이. 드그로(K. deGroh), 에스. 밀러(S. Miller) (나사 글렌 연구 센터(NASA Glenn Research Center), 2004)]가 공지되어 있다. 개별적인 그리고 조합된 우주 환경 위협의 우주 노출 연구 및 실험실 시뮬레이션이 요약되어 있다. 우주 비행의 대부분이 재료 효과에 대한 상당량의 데이터를 제공한 지구 궤도 내에서 유영했기 때문에, 지구 궤도 환경의 효과가 상당히 강조된다. 재료 열화 결과를 해석하는 것과 관련된 이슈도 개시되어 있고, 지상 테스트의 결점이 확인될 것이다. 적절한 재료 선택을 통한 우주 환경 열화를 감소 또는 방지하는데 대한 권고안이 제공된다.

따라서, 거의 모든 공학 분야에서 사용되는 구성요소 및 구조물은 열화에 민감하다. 열화 문제는 파손이 사람의 사망, 생태학적 손상, 및 심각한 재료 손실과 같은 재앙적인 결과를 초래할 수 있는 공학 시스템에 대해 가장 중요하다. 이는 수송 시설(교량, 터널, 철도, 수송 시설의 하중 지지 구조물, 및 하중 상승 설비), 오일 및 가스 및 화학 플랜트(메인 파이프라인 시스템, 펌핑 스테이션, 증류 및 다른 화학 설비), 비행체(다양한 유형 및 목적의 항공기), 전력 시스템(원자력 발전소의 원자력 설비 및 그의 전력 공급 시스템, 화력 발전소), 우주 시스템(우주 비행체, 발사 및 로켓 시스템), 및 대형 군용 설비를 포함한다.

따라서, 금속 열화는 거대 균열 및 구성요소의 하중 지지 용량의 손실을 생성하는, 미세 결함 및 균열의 형성 및 발현으로 인한 금속 재료의 파괴의 과정이다. 결과적으로, 그러한 구성요소를 포함한 전체 구조물이 파손될 수 있다.

최대로 가능한 사용 수명을 제공하고, 그러한 구성요소 및 구조물의 시효를 지연시키고, 그의 유효 수명을 연장하는 이슈는 세계적으로 과학자 및 공학자에 대한 가장 실제적인 문제들 중 하나이다. 공학 시스템 내에서의 파손, 오작동 또는 결함의 발생은 세계적 재난, 환경 파괴, 인적 손실, 및 심각한 재정 및 자원 손실과 같은 비극적인 결과를 초래할 수 있다.

이러한 분야에서의 조사는 시스템 접근법이 없는 불가능하다. 시스템의 상태를 개선할 수 있는 작업의 다양한 조치 및 해결책은 경제적 기준 및 제한을 허용하는 사용 수명의 적절한 신뢰성 및 연장을 보장한다.

이전에, 파손은 피할 수 없는 것으로 간주되었다. 각각의 재료는 특정한 구조 강도를 갖는 것으로 믿어졌다. 그러나, 현재는, 열화 수준을 평가하고 예측을 제공할 뿐만 아니라 파괴 과정을 지연시키고 제품 또는 구성요소를 복원시켜서, 그의 사용 수명을 연장시키는 방법 및 메커니즘이 있다. 즉, 재료 파괴는 제어될 수 있는 과정이다.

구조 재료의 열화를 지연시키고 그의 특성을 회복시키기 위한 유망한 방법들 중 하나는 UIT 인가이다. 높은 수준의 압축 응력, 증가된 미세 경도 및 응력 집중 효과의 억제와 같은 SPD 방법에 의해 얻어진 종래의 효과에 추가하여, UIT는 또한 잔류 응력의 이완, 재료 내에서의 초음파 확산, 열화된 재료 특성의 회복, 및 초음파 충격의 작용 하에서의 재료 구조의 비정질화를 동반한다.

본 발명은 초음파 충격에 의해 금속의 성능을 개선하고 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법 및 알고리즘에 관한 것이다. 본 발명의 방법 및 알고리즘은 외부력, 열역학적 변동, 및 부정적인 환경 인자 하에서의 장기간 사용 중의 금속 특성의 열화 문제를 해결한다. 본 발명은 또한 시간에 따른 성능의 바람직하지 않은 변화로 인한 재료 파손의 위험에 대해 보호(방지)하고 그를 억제하도록 지향된 기술에 관한 것이다. 이러한 문제는 일반적으로 금속의 환경적 열화의 과정에 동반되는 공지된 조건 하에서의 재료의 원래 구조의 손상 때문에 발생한다. 각각의 구체적인 경우에, 금속 열화를 "극복"하는 공지된 방법은 용융 중의 야금학적 합금, 주조, 용접 및 코팅의 도포로부터 표면 상의 다양한 열처리 및 효과까지의 광범위한 기술을 포함한다.

본 발명은 전술한 모든 경우의 열화 문제를 해결하는 새로운 다기능적 방법 및 알고리즘을 제공한다. 영향을 받는 대상을 처리하는 이러한 방법 및 알고리즘은 이하에서 상세하게 설명된다.

기술적 효과 전후의 효과에 대한 금속 경계 층의 응답과 그의 특성 및 상태는, 단독으로 또는 표면 특징과 함께 방법의 기술적 유효성을 정의하는 표면하 층의 특징에 실질적으로 영향을 준다. 방법 및/또는 알고리즘의 유효성은 재료의 특성 및 구조, 구조물의 응력 변형 상태, 그리고 외부력, 온도 변화 및 환경 효과에 저항하는 재료의 능력의 의도된 변화로 인한 재료 성능에 대한 효과의 정도를 의미한다. 따라서, 본 발명의 방법 및/또는 알고리즘은 표면 및 그 아래의 재료를 2개의 독립적이지만 상호 관련된 물질들로서 다루고, 이러한 맥락에서, 성능의 열화를 일으키는 바람직하지 않은 인자에 저항하는 대상의 능력을 증가시키는 방법을 제공한다. 따라서, 처리 표면 및 표면하 재료의 상태에 대한 요건은 방법의 2개의 관련되지만 독립적인 기술적 유효성 기준으로서, 영향을 받는 표면과 이를 통해 재료에 영향을 주는 기술의 특징을 결정한다. 따라서, 대상 재료의 성능의 열화의 상이한 원인들을 갖는 공학 분야에서의 초음파 충격의 방법 및/또는 알고리즘과, 그의 다기능적인 그리고 구체적인 적용에서의 변경예가 이하에서 설명된다.

금속 열화 저항성을 개선하는 작업은 또한 본 발명의 방법 및/또는 알고리즘에 의해 해결된다. 본 발명의 방법 및/또는 알고리즘은 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 정규화된 위상의, 작업에 의해 정의된 바와 같은, 조직화 및 제어를 개시하고, (초음파 충격 제어를 사용하는 본 발명의 방법에 따른) 열화를 억제하기 위한 실질적인 적용의 (초음파 충격으로부터 생성되는) 기술적 유효성을 획득한다. "연성적"은 작업에 대응하며, 재료의 충격 저항이 식별될 수 있을 때 그리고 재료의 처리 영역 내에서, 특정 최소 충격 저항이 충격 위상에 의존하여 발생할 때, 재료의 미리 결정되거나 실험적으로 확립된 상태를 직접 지배하여, 처리 재료 메소 구조(mesostructure) 완결성을 유지하면서 최대로 가능한 강화(소성 변형)를 생성하는 초음파 충격의 위상 및 파라미터에 관련된다.

초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 정규화된 위상의 조직화 및 제어의 주요 단계는 양호하게는 다음을 포함한다:

- 대상의 표면에서 이후에 최적의 메소 구조를 형성하는 맥락에서의 재료의 동적 강도 평가,

- 방법 및/또는 알고리즘에 따라 초음파 충격의 연성적 또는 강성적 위상을 제어하는 파라미터 및 깊이 선택,

- 재료 표면 구조 상태의 실험적 또는 전문가 분석과, 시작되는 열화 과정을 억제하고 그의 가능성을 방지하는 맥락에서의 변경된 작업의 정의,

- 작업에 의해 정의된 바와 같이 표면 상의 그리고 그 아래의 재료 구조에 대한 (제어 방법 및 알고리즘에 따라) 정규화된 초음파 충격의 효과의 강도 및 시퀀스의 실험적 또는 전문가 선택,

- 완결성을 유지하고 표면에서의 재료 메소 구조의 규정된 강화를 제공하는 "연성적" 위상 후의 초음파 충격 중에 표면하 재료 구조에 대한 강한 효과의 파라미터 및 시퀀스 결정,

- 본 발명의 방법 및/또는 알고리즘의 준비 및 일관된 실시,

- 샘플 또는 시뮬레이터의 제1 실험 시리즈에 대해 기술적 작업을 맞추기 위한 결과의 실험적 검증,

- 데이터베이스 내로의 결과의 입력, 및/또는

- 재료의 표면 및 표면하의 특성을 형성하는 단계에서 초음파 충격 제어의 (전술한 방법에 의해 선택된) 수준을 사용하는 것에 기초하여 열화 억제 방법 및/또는 알고리즘 실시.

도1(종래 기술)은 강 MnSi의 파이프 금속에 대한 취성 상태 (T₅₀) 변태 온도에 대한 수명의 효과를 도시한다.

도2(종래 기술)는 (1) 제조시의 파이프, (2) 작동 파이프, 및 (3) 응급 파이프인, 강 17MnSi의 파이프에 대한, 파단 시간(t_f)과 초기 응력 강도 계수(K_i) 사이의 관계를 도시한다.

도3(종래 기술)은 변형 시효에 대한 경향에 대한 사용 효과를 도시한다.

도4(종래 기술)는 시효화된 파이프의 단면 수축률을 도시한다.

도5(종래 기술)는 30년의 장기간 사용 후의 17MnSi 강의 파이프 금속의 내부 마찰의 온도 의존성(Q^-1)을 도시한다.

도6(종래 기술)은 응급 비축품 내의 17MnSi 강의 파이프 금속의 내부 마찰에 대한 온도 의존성(Q^-1)을 도시한다.

도7(종래 기술)은 알루미늄 합금의 고온 용도와 관련된 잠재적인 손상 메커 니즘을 도시한다.

도8(종래 기술)은 수소 손상의 다양한 분류를 도시한다.

도9(종래 기술)는 전기화학적 부식 과정의 개략적인 설명을 도시한다.

도10(종래 기술)은 용액으로 변태되는 금속 원자 이온의 이중 전기화학 층 형성의 개략적인 설명을 도시한다.

도11(종래 기술)은 용액으로부터 금속 표면으로 변태되는 양이온의 이중 전기화학 층 형성의 개략적인 설명을 도시한다.

도12(종래 기술)는 응급 비축품 파이프 및 20년 사용 후의 파이프의 파이프 부분(강 X65)의 표면 상에서 얻어진 표면 미세 경도 데이터의 완전성을 도시한다.

도13(종래 기술)은 파면 사진이 다면 성장(전단 모드 성장)을 명확하게 표시하는, 거울 마무리를 갖는 본래의 재료의 표면 균열 개시 및 균열 성장을 도시한다.

도14(종래 기술)는 표면 부근 영역이 복수의 균열 핵의 증거를 보여주는, EDM 마무리를 갖는 본래의 재료의 표면 균열 개시 및 균열 성장을 도시한다.

도15(종래 기술)는 다면 영역이 대략 150 ㎛의 깊이까지 연장되고 다면 영역이 벽개형 피로 파단부에 의해 둘러싸인, S110-200%-45°CSO 시편의 코너 균열 개시 위치 및 균열 성장 형태를 도시한다.

도16(종래 기술)은 파면 사진이 표면 균열 개시, 균열 분지, 및 전파 경로를 표시하는, LSP 10GW/cm² (2회 패스)의 균열 개시 및 초기 균열 성장을 도시한다.

도17(종래 기술)은 파면 사진이 표면 균열 개시, 균열 분지, 및 전파 경로를 표시하는, LSP 10GW/cm² (3회 패스)의 균열 개시 및 초기 균열 성장을 도시한다.

도18(종래 기술)은 파면 사진이 전형적인 숏트 피닝 덴트로부터의 표면 균열 개시 및 균열 분지를 표시하는, 이중 처리의 균열 개시 및 초기 균열 성장을 도시한다.

도19 및 도20(종래 기술)은 공심 또는 체심 입방 격자를 도시한다.

도21 및 도22(종래 기술)는 면심 입방 격자를 도시한다.

도23 - 도25(종래 기술)는 단순 입방 격자 내의 주 슬립 벽개 평면을 도시한다.

도26(종래 기술)은 주철의 미세 구조를 도시한다.

도27(종래 기술)은 풀림 철의 미세 구조를 도시한다.

도28 - 도30(종래 기술)은 아연의 단일 결정 둥근 시편의 인장 시의 슬립을 도시한다.

도31(종래 기술)은 변형된 철의 미세 구조를 도시한다.

도32(종래 기술)은 비변형 철의 미세 구조를 도시한다.

도33(종래 기술)은 철의 미에칭 금속 조직 단면 상의 슬립 선을 도시한다.

도34 및 도35는 초음파 충격이 처리 표면에서의 오실레이팅 시스템의 반발에 기인한 탄성 회복력 하에서의 오실레이팅 시스템의 이동, 및 만입기에 연결된 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션을 동반하는 오실레이팅 시스템을 도시한 다.

도36은 본 발명의 초음파 충격 중의 소성 변형 분포를 도시한다.

도37은 초음파 충격의 주파수 선도를 도시한다.

도38은 임의적으로 정렬된 추계적 초음파 충격을 도시한다.

도39는 시간에 따른 오실레이팅 시스템 이동의 선도의 일부를 도시한다.

도40의 a - c는 만입기 버트(butt)로 감소된 오실레이팅 시스템 단부에서의 오실레이팅 시스템의 속도의 벡터의 전진, 연성적 접촉, 및 지연된/연성적 충격을 도시한다.

도41은 도40의 a - c의 오실레이팅 시스템의 속도의 벡터 선도를 도시한다.

도42는 임의적으로 정렬된 초음파 충격의 오실로스코프 화면을 도시한다.

도43은 UIT에 의한 홈 형성 전의 용접 이음매의 UIT의 전통적인 영역을 도시한다.

도44는 UIT 중의 무작위적인 충격 조건 하에서의 국소적인 과도한 강화로 인한 홈 모서리에서의 메소 결함을 도시한다.

도45는 UIT 중의 무작위적인 충격 조건 하에서의 국소적인 과도한 강화로 인한 홈의 중심 내의 메소 결함을 도시한다.

도46은 종래의 강화 피닝 후의 메소 구조 결함을 도시한다.

도47은 본 발명의 방법에 따른 UIT 후의 홈 메소 구조의 상태를 도시한다.

도48은 30 ㎛ 진폭의 독립적이며 규정된 균일한 (시간에 따른) 분포를 도시한다.

도49는 볼록한 포물선 위에서의 초음파 진폭의 규정된 분포를 도시한다.

도50은 오목한 포물선 위에서의 초음파 진폭의 규정된 분포를 도시한다.

도51은 선형 법칙에 따른 0 ㎛로부터의 진폭의 규정된 증가를 도시한다.

도52는 주철에 대한 미세 경도 분포의 그래프를 도시한다.

도53은 주철에 대한 잔류 응력 분포의 그래프를 도시한다.

도54는 100 ㎛ 깊이에서의 미처리 시편의 주철 조직의 부식 강도를 도시한다.

도55는 100 ㎛ 깊이에서의 UIT 처리 시편의 주철 구조의 개선된 부식 강도를 도시한다.

도56은 부식에 관해 수돗물 내에서 테스트된, UIT에 의해 처리된 시편 및 처리되지 않은 시편의 비교를 도시한다.

도57은 5 mm 핀을 사용한 UIT 후, 해머 피닝 후, 숏트 피닝 후, TIG 선광 후, TIG 선광 및 뒤따르는 UIT 후, 및 3 mm 핀을 사용한 UIT 후에, 용접될 때의 강의 용접된 시편의 개선된 피로 저항의 그래프를 도시한다.

도58은 강의 용접된 시편의 개선된 피로 저항의 그래프를 도시한다.

도59는 강의 개선된 부식 피로 강도의 그래프를 도시한다.

도60은 강의 개선된 충격 강도의 테스트 결과의 그래프를 도시한다.

도61은 결정립 감소 범위를 도시하는 고강도 강의 세분화된 구조를 도시하다.

도62 및 도63은 메인 파이프 라인의 10Mn2VNb 강 용접 이음매 및 고강도 강 SUJ2의 시편 내의 백색 층을 도시한다.

도64 및 도65는 용접 탄소 선박 건조 강 내의 용접 금속 결정화에 대한 UIT의 효과를 도시한다.

도66 및 도67은 강 시편의 개선된 기계적 특성을 도시한다.

도68은 알루미늄 합금으로 만들어진 시편의 피로 한도를 도시하는 8 mm 맞대기 용접부에 대한 S-N 곡선의 그래프를 도시한다.

도69는 알루미늄 합금 내의 용접부의 고주기 피로 강도의 개선을 도시하는 종방향 부착부를 갖는 8 mm 시편에 대한 S-N 곡선의 그래프를 도시한다.

도70은 알루미늄 합금 내의 용접부의 고주기 피로 강도의 개선을 도시하는 겹치기 이음매의 8 mm 시편에 대한 S-N 곡선을 도시한다.

도71 및 도72는 알루미늄 합금으로 만들어진 주조 휠의 2.5 mm까지의 깊이까지의 세공의 억제 및 수명 연장을 도시한다.

도73 및 도74는 알루미늄 합금으로 만들어진 주조 휠의 처리 시에 유지되는 충격 강도를 도시한다.

도75 및 도76은 알루미늄 합금 내에서의 규소의 석출을 도시한다.

도77은 알루미늄 합금 내에서의 규소의 석출의 미세 경도 분포의 그래프를 도시한다.

도78 및 도79는 부식 박탈 후의 알루미늄 합금의 강도 특성의 개선을 도시한다.

도80은 상이한 정도의 부식이 있는 시편들의 피로 저항에 대한 본 발명에 따 른 UIT의 효과를 도시한다.

도81 및 도82는 알루미늄 합금의 정련된 구조를 도시한다.

도83은 석출물 이동 중의 미세 경도 분포 및 알루미늄 합금 내에서의 미세 밴드의 발생의 그래프를 도시한다.

도84 및 도85는 석출물 이동 및 알루미늄 합금 내에서의 미세 밴드의 발생을 도시한다.

도86 및 도87은 청동 내의 부식 피로 강도의 증가를 도시한다.

도88은 금속의 환경적 열화의 차트를 도시한다.

본 발명은 초음파 충격에 의해 금속의 성능을 개선하고 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법에 관한 것이다. 본 발명의 방법은 외부력, 열역학적 변동, 및 부정적인 환경 인자 하에서의 장기간 사용 중의 금속 특성의 열화 문제를 해결한다. 본 발명은 또한 시간에 따른 성능의 바람직하지 않은 변화로 인한 재료 파손의 위험에 대해 보호(방지) 및 억제하도록 지향된 기술에 관한 것이다. 이러한 문제는 일반적으로 금속의 환경적 열화의 과정에 동반되는 공지된 조건 하에서의 재료의 원래 구조에 대한 손상 때문에 발생한다.

금속의 환경적 열화의 다양한 유형이 도88에 도시되어 있다. 금속의 환경적 열화는 부식, 수소 손상, 액체-금속 손상 작용 및 방사선 손상을 포함한다. 부식은 수성 부식 및 고온 부식을 포함한다. 수성 부식은 부식의 전반적인 손상 작용 또는 국소화된 손상 작용일 수 있다. 수성 부식의 국소화된 손상 작용은 갈바니 부식, 틈 부식, 공식, 입계 부식, 선택적인 침출, 침식 부식, 또는 부식 균열을 포함할 수 있다. 고온 부식은 금속의 산화 및 열간 부식을 포함한다. 금속의 산화는 수소 취성화, 수소 블리스터링, 박편, 은점 및 미세 균열, 또는 수소 손상 작용을 포함할 수 있다. 수소 취성화는 인장 연성의 손실, 수소 응력 균열, 수소 환경 취성화, 또는 수소 형성으로 인한 취성화를 포함할 수 있다. 액체 금속 손상 작용은 액체 금속 취성화, 결정립 경계 침투, 및/또는 액체 금속 부식을 포함할 수 있다. 방사선 손상은 방사선 성장, 공극 팽창, 방사선 촉진 크리프, 및/또는 방사선 강화 및 취성화를 포함할 수 있다.

각각의 구체적인 경우에, 금속 열화를 "극복"하는 공지된 방법은 용융 중의 야금학적 합금, 주조, 용접 및 코팅의 도포로부터 표면 상의 다양한 열처리 및 효과까지의 광범위한 기술을 포함한다. 본 발명은 전술한 모든 경우의 열화 문제를 해결하는 새로운 방법을 제공한다. 영향을 받는 대상을 처리하는 이러한 방법은 이하에서 상세하게 설명된다.

기술적 효과 전후의 효과에 대한 금속 경계 층의 응답과 그의 특성 및 상태는, 단독으로 또는 표면 특징과 함께 처리 방법의 기술적 유효성을 정의하는 표면하 층의 특징에 실질적으로 영향을 준다. 처리 방법의 유효성은 재료의 특성 및 구조, 구조물의 응력 변형 상태, 그리고 외부력, 온도 변화 및 환경 효과에 저항하는 재료의 능력의 의도된 변화로 인한 재료 성능에 대한 효과의 정도를 의미한다. 따라서, 본 발명의 방법은 표면 및 그 아래의 재료를 2개의 독립적이지만 상호 관련된 물질들로서 다루고, 이러한 맥락에서, 성능의 열화를 일으키는 바람직하지 않 은 인자에 저항하는 대상의 능력을 증가시키는 방법을 제공한다. 처리 표면 및 표면하 재료의 상태에 대한 요건은 방법의 2개의 관련되지만 독립적인 기술적 유효성 기준으로서, 영향을 받는 대상의 표면과 이를 통해 재료에 영향을 주는 기술의 특징을 결정한다. 따라서, 대상 재료의 성능의 열화의 상이한 원인들을 갖는 공학 분야에서의 초음파 충격의 방법 및 그의 다기능적인 그리고 구체적인 적용에서의 변경예가 이하에서 상세하게 설명된다.

금속 열화 저항성을 개선하는 작업은 본 발명의 방법에 의해 해결된다. 본 발명의 방법은 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 정규화된 위상의, 작업에 의해 정의된 바와 같은, 조직화 및 제어를 개시하고, (초음파 충격 제어를 사용하는 본 발명의 방법에 따른) 열화를 억제하기 위한 실질적인 적용의 (초음파 충격으로부터 생성되는) 기술적 유효성을 획득한다. "연성적"은 작업에 대응하며, 재료의 충격 저항이 식별될 수 있을 때 그리고 재료의 처리 영역 내에서, 특정 최소 충격 저항이 충격 위상에 의존하여 발생할 때, 재료의 미리 결정되거나 실험적으로 확립된 상태를 직접 지배하여, 처리 재료 메소 구조 완결성을 유지하면서 최대로 가능한 강화(소성 변형)를 생성하는 초음파 충격의 위상 및 파라미터에 관련된다.

초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 정규화된 위상의 조직화 및 제어의 주요 단계는 양호하게는 다음을 포함한다:

- 대상의 표면에서의 이후에 최적의 메소 구조를 형성하는 맥락에서의 재료의 동적 강도 평가,

- 방법에 따라 초음파 충격의 연성적 또는 강성적 단계를 제어하는 파라미터 및 깊이 선택,

- 재료 표면 구조 상태의 실험적 또는 전문가 분석과, 시작되는 열화 과정을 억제하고 그의 가능성을 방지하는 맥락에서의 변경된 작업의 정의,

- 작업에 의해 정의된 바와 같이 표면 상의 그리고 그 아래의 재료 구조에 대한 (제어 방법에 따라) 정규화된 초음파 충격의 효과의 강도 및 시퀀스의 실험적 또는 전문가 선택,

- 완결성을 유지하고 표면에서의 재료 메소 구조의 규정된 강화를 제공하는 "연성적" 위상 후의 초음파 충격 중에 표면하 재료 구조에 대한 강한 효과의 파라미터 및 시퀀스의 결정,

- 본 발명의 방법의 준비 및 일관된 실시,

- 샘플 또는 시뮬레이터의 제1 실험 시리즈에 대해 기술적 작업을 맞추기 위한 결과의 실험적 검증,

- 데이터베이스 내로의 결과의 입력, 및/또는

- 재료의 표면 및 표면하의 특성을 형성하는 단계에서 초음파 충격 제어의 (전술한 방법에 의해 선택된) 수준을 사용하는 것에 기초하여 열화 억제 방법의 실시.

초음파 충격은 2가지 유형의 운동이 수반된다: 예를 들어 도34 및 도35에 도시된 바와 같은, (1) 처리 표면에서의 오실레이팅 시스템의 반발에 기인한 탄성 회복력 하에서의 오실레이팅 시스템의 이동, 및 (2) 만입기에 연결된 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션. 이에 도시된 바와 같이, 기본적인 공구는 적어 도 하나의 만입기(103), 도파관(102), 수냉식 케이싱일 수 있는 케이싱(107)을 갖는 자기 변형 트랜스듀서(101), 스프링(106), 및 손잡이를 구비한 공구 케이스(105)를 포함한다. 자기 변형 트랜스듀서(101), 도파관(102), 만입기(103), 공구 케이싱(105), 스프링(106) 및 트랜스듀서의 케이싱(107)은 구조적으로 고정된 처리 기구를 갖는 오실레이팅 시스템(OS)을 형성한다.

다음은 본 발명의 다음의 설명 전체에 걸쳐 그리고 도면에서 사용되는 주요 약자이다:

OS - 오실레이팅 시스템,

OSE - 만입기 버트에 부착된 오실레이팅 시스템 단부,

TS - 처리 표면,

UI - 초음파 충격,

V_os - 오실레이팅 시스템의 오실레이팅 속도,

V_ose - 초음파 주파수에서의 OSE의 오실레이팅 속도,

V_r - 특정 기간에서의 V_os 및 V_ose의 합산 시의 OSE의 합성된 오실레이팅 속도,

M_os - 오실레이팅 시스템의 질량,

P_imp - 초음파 충격의 힘의 임펄스,

f_os - OS의 오실레이팅 이동의 주파수(200 Hz),

f_ose - OSE의 오실레이팅 이동의 주파수(27000 Hz),

A_os - OS의 오실레이팅 이동의 변위 진폭(0.3 mm),

A_ose - OSE의 오실레이팅 이동의 변위 진폭(0.03 mm),

Ψ - 초음파 오실레이션의 위상,

F - TS에 대한 OS의 가압력.

도36은 본 발명의 초음파 충격 중의 소성 변형 분포를 도시한다. 평균 통계적 초음파 충격은 각각의 충격 사건 중의 처리 재료 내의 소성 변형 분포의 강도를 정의하는, 대상에 대한 효과의 (도36에서 a, b, 및 c로 표시된) 3개의 시간 구간을 포함한다. 이러한 구간은 도37에 도시된 바와 같이, (a) 처리 표면과 오실레이팅 시스템의 단부 사이의 갭이 좁아질 때의 초음파 트랜스듀서의 캐리어 주파수 위에서 증가하는 주파수에서의 만입기의 오실레이션, (b) "오실레이팅 시스템-만입기-처리 표면"의 시스템 내에서의 동기적이며 동일 위상인 단속되지 않은 오실레이션, 및 (3) 처리 표면으로부터 반발하는 오실레이팅 시스템의 결과로서 처리 표면과 오실레이팅 시스템의 단부 사이의 갭이 증가할 때의 만입기의 감쇠된 오실레이션을 포함한다.

이것이 발생할 때, 오실레이팅 시스템의 반발 및 충돌 사건은 오실레이팅 시스템의 출력 단부의 초음파 오실레이션에 대해 무작위적으로 발생하고 (초음파 트랜스듀서의 캐리어 오실레이션), 각각의 초음파 충격의 사건의 시작 및 종료와 3개의 시간 구간, 즉 (a), (b), 및 (c)를 나타내는, 예를 들어 도38에 도시된 바와 같 은 위상의 추계적 패턴을 형성한다.

오실레이팅 시스템 이동 속도 및 만입기를 갖는 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션의 속도는 추계적으로 가산되어, 처리 표면 재료 메소 구조의 동적 강도 한도를 넘는 초음파 충격에 의해 영향을 받는 표면에서 동적 과하중의 문제를 생성한다. 이는 결국 다음을 일으킨다: (a) 메소 구조 파괴에 기인한 표면 손상 및 이후의 충격에서의 이러한 손상의 바람직하지 않은 발현 시의 충격 에너지의 소산, (b) 표면 재료 내에서 유도되는 소성 변형 및 이에 기인한 바람직한 압축 응력의 강도 및 깊이의 감소, 및 (c) 초음파 오실레이션 에너지 및 영향을 받는 대상의 재료 내에서의 초음파 응력 파의 감소. 이러한 인자들은 초음파 충격 처리 품질 제어를 어렵게 만들고, 그의 기술적 유효성, 즉 규정된 깊이에서 표면에서의 그리고 그 아래에서의 처리 재료의 소정의 구조, 상태 및 특성을 일관되게 재현하는 능력을 감소시킨다.

금속의 열화는 주로 표면 층 내에서, 그의 메소 구조의 파괴가 수반된다. 표면 재료의 동적 강도는 V = 2σ/ρC의 관계에 따라 표면 변형 속도에 의해 정의되고, 여기서 σ는 규정된 하중 속도에서의 동적 인장 강도이고, ρ는 재료 밀도이고, C는 재료 내에서의 소리 또는 변형 전파의 속도이고, V는 표면 손상 전 또는 후의 작용 속도이고, ρC는 작용(동적, 음향, 준정적)에 대한 저항성이다.

계산은 초음파 주파수 범위 내에서, 초음파 충격 강도를 증가시키기 위한 실질적인 여유분이 있다는 것을 보여준다. 따라서, 30 ㎛의 진폭 및 27 Hz의 주파수의 초음파 오실레이션에서, 오실레이팅 속도는 5.5 m/sec이고, 700 MPa의 항복 강 도를 갖는 강에 대한 동적 작용 하에서의 임계 속도는 34 m/sec이다. 이는 80 kHz까지의 초음파 충격의 더욱 실질적으로 가능한 더 높은 캐리어 주파수로 변하는 것을 가능케 한다. 그러나, 이러한 여유분은 장기간 사용 중에 재료 특성 열화를 개시하는 외부 인자 및 환경에 대해 매우 민감하다. 따라서, 개발된 제어 방법의 사용은 중요한 고하중 금속 구조물의 구성 및 유지에 있어서 실제적이다.

따라서, (a) 처리 표면 상에서 재료 메소 구조의 완결성을 유지하기 위해 초음파 충격 중에 재료 메소 구조를 제어하는 것, (b) 열화된 재료 메소 구조를 회복시키는 것, 그리고 (c) 처리 표면 상에서 그리고 그 아래에서 초음파 충격 중에 재료의 구조적 상태 및 특성에 직접 영향을 주는 것으로 구성된 3중 기술적 작업을 해결해야 한다.

이러한 기술적 작업은 결국 초음파 오실레이션 조건이 (a) 오실레이팅 시스템이 처리 표면에 접근할 때, (b) 초음파 충격 중에 그리고 추가의 교정이 필요할 때, (c) (a) 및 (b)의 기간 중에 처리 표면에 대한 초음파 충격의 효과의 실험적으로 발견된 기간의 종료 시에, 독립적으로 형성될 것을 요구한다.

전술한 바와 같이, 초음파 충격 처리 공정은 2개의 오실레이션 모드: (a) 오실레이팅 시스템 집중 질량의 저 주파수 오실레이션, 및 (b) 결합된 공진 요소, 즉 오실레이팅 시스템의 트랜스듀서-도파관-만입기의 초음파 주파수 오실레이션을 동반한다. 이러한 이동의 선도의 일부 및 그의 진폭 속도의 관계의 구체적인 계산이 예를 들어 도39에 도시되어 있다.

양의 진폭은 TS에 대한 OS의 접근에 대응한다. 임의의 주어진 순간의 시 점(t)의 변위, 속도 및 가속도를 계산하기 위한 공식은 다음과 같다:

x(t) = Acosωt; v(t) = -Aωsinωt; a(t) = -Aω²cosωt.

최대 속도는 Aω이다. 따라서, OS 및 OSE의 최대 속도는 다음과 같다:

V_os = 2A_osπf_os= 0.38 m/sec (최대), 및

V_ose = 2A_oseπf_ose = 5.09 m/sec (최대).

알 수 있는 바와 같이, 오실레이팅 시스템 이동은 2개의 주파수 카테고리의 오실레이팅 속도들을 동반하고, 반송 초음파 오실레이팅 속도는 오실레이팅 시스템이 처리 표면에 접근하는 반응 오실레이팅 속도에, 적어도 10배 앞선다.

따라서, 본 발명의 방법은 다음의 2가지 주요 조건을 포함한다:

(a) 충격 전에 처리 표면으로의 오실레이팅 시스템 접근의 속도에 대한 초음파 오실레이션 속도의 실질적인 초과 [특히, 전술한 바와 같이, 30 ㎛의 초음파 오실레이션 진폭을 갖는 27 kHz의 주파수 및 0.3 mm의 진폭에서의 200 Hz의 반발 주파수(rebound frequency)에 적어도 10배], 및

(b) 메소 구조를 바람직하지 않은 손상에 대해 보호하기 위해 충격의 개시 시에 그리고 처리 표면을 통해 처리 재료의 구조 및 특징에 직접 영향을 주기 위한 충격 중에, 접근 속도 및 초음파 오실레이션 속도의 합계의 규정된 감소, 보상 또는 증가를 획득하기에 충분한, 시간 구간에 대응하는 순간에서의 오실레이팅 시스템 오실레이션 모드(더욱 정확하게는, 전이 과정에 대한 보상을 포함한, 규정된 에너지의 구동 펄스에서의 오실레이션 주기의 수)의 신속한 변화.

충격 제어 방법이 재료 메소 구조에 대한 효과의 위상, 즉 충격 위상에서 형성되는, 조건이 도40의 a - c에 도시되어 있다. 특히, 도40의 a는 OS 및 OSE의 오실레이팅 속도의 벡터들이 하나의 방향을 갖고, OSE의 합성 속도(V_r)가 최대인, "전진"을 도시한다. OSE가 TS와 접촉할 때, 최대 충격의 임펄스(P_imp)가 TS에 전달된다. 도40의 b는 OS 및 OSE의 오실레이팅 속도의 벡터들이 반대이고, 합성 속도(V_r)가 TS와 접촉하는 순간에 "0"인, "연성적 접촉"을 도시한다. 특히, 접촉 순간에, 충격 임펄스의 초음파 성분은 "0"이다. 도40의 c는 OS 및 OSE의 오실레이팅 속도의 벡터들이 반대인, "지연된/연성적 충격"을 도시한다. (접촉 영역 내에서의) OSE의 합성 속도는 최소이다. 충격의 임펄스는 최소이다.

따라서, 오실레이팅 시스템의 단부에서의 초음파 오실레이팅 속도의 변화는 OSE와 맞춰진 위상에서, 오실레이팅 속도들이 가산될 때의 "강성적" 상태로부터 오실레이팅 속도들이 동일하거나 초음파 오실레이션 속도가 초음파 주파수에서 오실레이팅 시스템 접근 속도를 초과할 때의 "연성적" 접촉 또는 충격까지, 충격 시점에서의 힘의 임펄스를 제어하기 위한 초기 전제 조건을 생성한다. 본 발명의 방법에 따른 오실레이팅 시스템의 그러한 상태들의 벡터 선도가 예를 들어 도41에 도시되어 있다.

도41의 선도는 오실레이팅 시스템과 처리 표면 사이의 제1 접촉 시점에서의 "연성적" 충격 형성 메커니즘을 명확하게 반영한다. 실제 충격의 실제 오실로스코프 화면 상에서의 이러한 메커니즘의 중첩이 예를 들어 도42에 도시되어 있다. 연성적 접촉 시에, 충격의 개시 시의 OS 및 공구의 초음파 오실레이션 속도들의 합력은 0이다. 연성적 충격 시에, 충격의 개시 시의 OS 및 공구의 합성된 초음파 오실레이션 속도는 음이다. 강성적 충격 시에, 충격의 개시 시의 OS 및 공구의 합성된 초음파 오실레이션 속도는 최대이다.

도43은 UIT에 의한 홈 형성 전의 용접 이음매의 UIT의 전통적인 영역을 도시한다(x10). 도44 및 도45는 무작위적인 충격 조건 하에서의 UIT 후의 메소 구조 결함의 유형을 도시하고, 도44는 UIT 중의 무작위적인 충격 조건 하에서의 국소적인 과도한 강화로 인한 홈 모서리에서의 메소 결함을 도시하고(x40), 도45는 UIT 중의 무작위적인 충격 조건 하에서의 국소적인 과도한 강화로 인한 홈의 중심 내의 메소 결함을 도시한다(x160). 도46은 종래의 강화 피닝 후의 메소 구조 결함, 즉 해머 피닝 후의 표면 메소 결함을 도시한다(x160). 도47은 본 발명의 방법에 따른 UIT 후의 메소 구조, 즉 홈 메소 구조의 상태를 도시한다(x160).

도47로부터 이해되는 바와 같이, 전술한 방법에 따라 초음파 충격 파라미터를 제어함으로써, 처리 표면의 표면 및 메소 구조는 주어진 용접 이음매의 사용 시에 열화 효과의 전파를 개시할 수 있는 손상이 없이 형성된다. 또한, 적어도 1.5 mm의 깊이에서, 집중적 소성 변형의 영역이 보이고, 결국 장기간 동안의 사용 하중 하에서 기하학적 표면 집중제 영역 내의 그러한 손상의 발생에 대한 견실한 물리적 장벽을 생성한다. 이러한 효과는 아래에서 더욱 상세하게 설명된다. "연성적 접촉" 또는 "연성적 초음파 충격" 후의 강화 층의 형성 작업은 본 발명의 방법의 일부를 구성하고, (처리 표면 강도의 측면에서) 최대인 출력의 연성적 초음파 충격에 기인한 소성 변형의 포화의 (최적의 메소 구조를 갖는) 영역을 통한 초음파 충격에 의해 개시되는 초음파 응력의 (주어진 재료에 대해 최대인) 파의 표면 층 및 재료 내에서의 여기의 역 작업을 포함하는 방법에 의해 해결된다.

표면하 층의 처리 중의 고출력의 제어되는 초음파 충격의 제어 파라미터는 작업에 의해 정의된다. 상기에서 설명되고 도시된 바와 같이, 초음파 충격의 "연성적" 위상은 표면에서의 최소 산포 손실과, 이 결과 (a) 표면으로부터의 분리에 의한 그리고 분리와 동기한 오실레이팅 시스템의 만입기의 효과적인 초음파 오실레이션, 및 (b) 개량된 처리 표면의 보호 특성과 조합하여, 재료 특성 열화의 시작 과정의 발생 또는 전파를 억제하기에 충분한 고출력 초음파 응력 파의 표면 아래에서의 여기에 의해, 처리 표면을 메소 구조적 손상에 대해 보호하고, UIT 공정의 최적 연속화를 위해 포화 영역 내에서 소성 변형을 생성하기 위해 필요하다.

도48 - 도51은 초음파 충격의 "연성적" 개시 후에 다양한 초음파 충격 진폭 변화 법칙에서 표면 아래에서 처리 재료 소성 변형의 조건을 변경한 결과를 도시한다. 특히, 통합된 오실로스코프 화면들은 잔류 표면 소성 변형과, 초음파 충격의 "연성적" 위상 후의 1 ms 길이의 초음파 충격의 진폭 변화의 조건 사이의 관계를 도시한다. 모든 결과는 시간에 있어서 균일하게 분포된, 30 ㎛의 규정되고 실제 사용되는 진폭으로부터의 동일한 의존성을 도시하는 도48에 도시된 바와 같이 진폭의 실제값의 범위 내에서의 진폭의 실제 자유 강하 분포와 비교하여 주어진다. 구체적으로, 도48은 30 ㎛ 진폭의 독립적이며 규정된 (시간에 있어서) 균일한 분포를 도시한다. 도49는 볼록한 포물선 위에서의 초음파 진폭의 규정된 분포를 도시한다. 도50은 오목한 포물선 위에서의 초음파 진폭의 규정된 분포를 도시한다. 도51은 선형 법칙에 따른 0 ㎛로부터의 진폭의 규정된 증가를 도시한다.

초음파 충격에 의해 생성되는 소성 변형에 관련된 ("연성적" 위상 후의) 초음파 충격의 상기 통합된 오실로스코프 화면들의 분석은 소성 변형이 금속 열화 또는 이의 발생 조건을 억제하도록 재료에 영향을 주는 작업에 의해 정의된 바와 같이 각각의 충격 사건 중에 넓은 범위 내에서 제어될 수 있다는 것을 보여준다. 금속 구조에 대한 초음파 충격 효과의 물리적 결과는 무엇보다도 구체적인 작업에 의해 정의된다. 재료의 원래 상태로부터 본 발명의 방법에 의해 개시되는 상태로의 변이를 포함하는 이러한 결과의 몇몇 일반적인 단계는 다음과 같다:

(1) "연성적" 충격 위상에 의해 개시되는 소성 변형 중에 표면 재료의 완결성 및 메소 구조를 유지하는, 입계 결함 공극을 충진하기에 충분한 속도에서의 표면 재료의 변형,

(2) 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 위상 중의 표면 재료의 소성 변형의 중에 발생하는 힘 하에서의 구조적 결함 경계의 폐쇄,

(3) "연성적" 그리고 강성적 위상의 주기들을 포함한, 정규화된 초음파 충격에 의한 처리 표면 재료의 소성 변형에 기인한 탄성 잔류 응력 하에서의 결합 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(4) 충격의 반복 속도에서의 충격에 기인한 힘의 임펄스 하에서의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(5) 오실레이팅 속도의 벡터 합이 합성 오실레이팅 속도 및 초음파 충격에 의해 개시되는 힘의 임펄스의 제어 방법에 의해 규정된 위상에서의 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션 중에, 오실레이팅 시스템 집중 질량 및 (만입기를 갖는) 오실레이팅 시스템 단부로 감소된 분포 질량의 이동 속도들 사이의 관계에 의해 결정되는, 초음파 충격의 작용 하에서의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(6) 충격 펄스 및 초음파의 작용 중의 결함 경계의 변위에 기인한 마찰력 하에서의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(7) 초음파 충격에 기인한 힘의 임펄스 중에 폐쇄 경계를 통해 진행하는 초음파 오실레이션 및 초음파 응력 파 하에서의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(8) 재료 특성 및 작용하는 작업에 의해 결정되는 바와 같이 제어 방법에 의해 규정된 위상의 초음파 충격의 반복 속도로 반복되는 임펄스 작용 중의 구조적 결함 및 단편의 경계에서의 소성 변형 및 마찰에 기인한 상승된 온도의 영역 내에서의 결합 경계 폐쇄 표면의 활성화,

(9) 정적 압력, 힘의 임펄스, 마찰, 가열 및 초음파 오실레이션 하에서의 폐쇄 경계의 초음파 자기 확산 및 소멸,

(10) 본 발명의 방법에 따른 초음파 충격 제어 시의 재료 강도의 개선의 원인이 되는, Al 합금 내의 규소 석출물과 같은 합금 상의 석출의 활성화,

(11) 고용체 내에서 석출에 대해 보호하고 열화 발현을 방지하기 위한 "연성적" 초음파 접촉 및 동반되는 충격의 단계에서의, Al 합금 내의 구리와 유사한, 불안정한 상의 응고,

(12) 구조적 결합의 약화와, 이후의 금속 열화의 핵으로서의 외부력 하에서의 숨겨진 구조 응력 집중제의 생성의 원인이 되는, Al 합금 내의 구리와 유사한, 고용체 내에서의 석출물의 "역" 자기 확산의 활성화 - 이러한 경우의 역 자기 확산은 초음파 충격의 "연성적" 위상 중의 그리고 그 후의 정규화된 초음파 충격 하에서의 합금의 손실된 강도 및 연성을 회복하는 수단임,

(13) 예를 들어, 나노 구조 수준에서의 내부 응력의 잠재적인 집중제의 분포 밀도의 감소로 인한 피로 저항의 증가 중에, 본 발명의 제어 방법에 따른 초음파 충격의 "연성적" 개시 중의 그리고 그 후의 정규화된 초음파 충격의 결과로서의 상 이동의 활성화,

(14) 초음파 충격의 "연성적" 위상 및 초음파 충격 파라미터의 정규화가 처리 재료의 나노, 마이크로 및 매크로 구조의 단편의 수준에서의 작업에 적절한 회전, 굽힘, 쌍정 형성, 재결정화, 유동, 미끄럼, 항복 및 시효에서 처리 표면 및 처리 재료의 구조의 규정된 바람직한 변화에 따르는, 초음파 충격 하에서의 재료 구조 자기 제어의 활성화,

(15) "연성적" 위상이 작업에 의해 정의된 바와 같이 제어되고, 그 후에 초음파 충격 파라미터가 정규화되는, 정규화된 초음파 충격 하에서 열화 저항을 증가시키는 수단으로서의 미세 수준에서의 금속 구조의 세분화, 균일화 및 배열의 활성화,

(16) 나노 수준에서의 표면 금속 구조의 최종 최적화의 수단으로서 작업에 의해 정의된 바와 같이 "연성적" 위상을 조직하고 초음파 충격 파라미터를 정규화함으로써 개시되는 공정의 영향 하에서의 비정질화의 활성화,

(17) 원래 상태에서 열화 핵형성에 대한 금속 보호, 장기간 사용 중에 또는 그 후에 대상의 재료 내의 열화의 방지 및 억제를 위해 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 위상을 제어하는 방법의 사용,

(18) 전술한 임의의 방법에 의해 얻어지는 실험적 또는 전문가 데이터에 기초하여 장기간 사용 중에 또는 그 후에 재료 내의 열화를 방지 및 억제하는, 재료를 원래 상태에서 열화 개시에 대해 보호하기 위한 추계적 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 위상의 사용.

"오실레이팅 시스템-만입기-처리 표면"의 음향 시리즈 내에서 동기하며 동일 위상인 초음파 오실레이션 중에 초음파 충격의 "연성적" 위상 및 충격 자체의 파라미터를 제어하는 것을 포함하는 해결책을 갖는 각각의 기술적 작업은 처리 재료 구조 민감성에 의존하여, 초음파 오실레이팅 시스템의 출력에서 접근 속도 및 오실레이팅 속도를 제어하고 맞추는 정도에 대한 상이한 요건들을 설정할 수 있다. 주어진 작업의 효과적인 공학적 해결책의 단 한가지 기준은 최소 에너지 소비를 가지고 열화 억제의 원하는 기술적 효과를 획득하는 것이다. 이러한 조건은 단독으로 초음파 충격 이전에 그리고 그 동안에 재료에 대한 작용의 속도의 제어하는 필요한 정도에 대한 요건을 결정한다.

초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 본 발명의 방법은 재료의 적어도 하나의 특성과 상태에 영향을 주는 작업에 따라 그리고 재료의 동적 강도에 기초하여 규정된 충격 에너지를 제공하는 단계와, 구동 펄스 개시의 순간을 미리 결정하는 단계와, 오실레이팅 시스템의 처리 표면으로의 접근 중에, 초음파 오실레이팅 시스템의 초음파 오실레이션의 위상 및 진폭을 미리 결정하는 단계를 포함한다. 이러한 목적을 달성하기 위해, 방법은 또한 충격의 개시 시의 속도 벡터의 합성의 최대, 최소 및 보상 값을 포함한 범위 내에서, 초음파 충격의 전술한 조정 가능한 파라미터를 설정하고, 초음파 충격의 종결시까지, 처리 표면 아래의 재료 구조에 대한 영향에 따라 그리고 처리 표면으로부터의 오실레이팅 시스템의 반발에 대한 요건에 기초하여, 오실레이팅 시스템이 처리 표면과 접촉한 이후의 초음파 충격 중에 오실레이팅 진폭을 설정 및 변화시킴으로써, 표면 메소 구조 완결성을 제공한다.

초음파 오실레이션의 진폭 및 위상은 오실레이팅 시스템이 처리 표면으로의 접근 중에 처리 표면과 접촉하기 전에, 충격의 개시 시에, 음향 손실이 규정된 이후의 소성 변형에 대해 필요한 수준으로부터 재료의 Q-인자에 의해 결정되는 수준까지의 범위 내에 유지된 채로, 충격의 속도 및 에너지가 표면 층 내의 재료의 메소 구조 완결성을 유지하고 포화 수준을 초과하지 않는 처리 표면 소성 변형을 생성하지만 처리 재료 내로 초음파 응력 파를 전달하기에 충분한 조건에 대응하도록, 설정된다.

본 발명의 방법은 표면 재료의 허용 가능한 변형 속도와 관련된 표면 재료의 동적 강도 여유분에 기초하여, 오실레이팅 시스템의 처리 표면으로의 접근의 단계에서 오실레이팅 속도를 제어하는 정도를 설정하여, 재료 및 표면 층 메소 구조의 완결성을 제공하는 단계와, 규정된 상태로의 전이에 있어서의 초음파 충격의 작용에 대한 처리 재료의 민감성에 기초하여, 초음파 충격 중에 초음파 오실레이션 강 도 분포를 설정하여, 처리 표면 아래의 구조 및 재료의 적어도 하나의 특성 및/또는 상태를 획득하는 단계를 더 포함하고, 오실레이팅 속도 및 초음파 오실레이션 강도 분포를 제어하는 정도는 작업에 의해 정의된 바와 같이 실험 데이터 또는 전문 지식에 기초하여 미리 결정된다.

본 발명의 방법에서, 표면 재료는 충격의 연성적 위상에 의해 개시되는 소성 변형 중에 표면 재료 및 그의 메소 구조의 완결성을 유지하면서, 입계 결함 공극을 충진하기에 충분한 속도로 변형된다. 구조적 결함 경계는 초음파 충격의 연성적 그리고 강성적 위상의 작용에 기인한 표면 재료의 소성 변형 중에 발생하는 힘 하에서 폐쇄된다. 결함 경계 폐쇄 표면은 처리 표면 재료의 소성 변형에 기인한 탄성 잔류 응력 하에서 활성화될 수 있다. 결함 경계 폐쇄 표면은 또한 소정의 반복 속도의 충격에 기인한 힘의 임펄스 하에서 활성화될 수 있다.

결함 경계 폐쇄 표면의 활성화는 합성 오실레이팅 속도 및 초음파 충격에 기인한 힘의 임펄스를 제어하는 프로그램에 의해 설정된 위상에서의 초음파 시스템 단부의 초음파 오실레이션 중에, 오실레이팅 시스템 집중 질량 및 오실레이팅 시스템 단부로 감소된 오실레이팅 시스템 분포 질량의 이동의 오실레이팅 속도들의 벡터 합의 작용을 동반할 수 있다. 마찰력 하에서의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화는 충격 임펄스 및 초음파의 작용 중의 결함 경계 전위에 기인한다.

결함 경계 폐쇄 표면의 활성화는 초음파 충격에 기인한 힘의 임펄스의 작용 중에, 폐쇄 경계를 통해 진행하는 초음파 오실레이션 및 파의 작용을 동반한다. 본 발명의 방법에서, 결함 경계 폐쇄는 또한 재료 특성 및 작용하는 작업에 대응하 는 위상의 초음파 충격의 반복 속도로 반복되는 임펄스 작용 중의 구조적 결함 및 단편의 경계에서의 소성 변형 및 마찰에 기인한 상승된 온도의 영역 내에서 활성화된다.

폐쇄 경계의 초음파 자기 확산 및 소멸은 작업에 의해 정의된 바와 같이 초음파 충격의 "연성적" 그리고 강성적 위상을 형성 및 제어하는 조건에 의해 설정되는, 오실레이팅 시스템의 정적 압력, 힘의 임펄스, 경계에서의 마찰, 가열, 초음파 오실레이션 및 초음파 응력 파 하에서 발생한다.

본 발명의 양호한 실시예에서, Al 합금 내의 규소 석출물을 포함한 합금 상의 석출은 초음파 충격을 제어함으로써 획득되는 증가된 재료 강도를 제공한다. Al 합금 내의 구리와 유사한 불안정한 상은 고용체 내의 석출에 대한 보호 및 열화 발현의 방지를 위해 연성적 초음파 접촉 및 충격의 단계에서 응고된다.

열화를 억제하거나 열화에 대해 금속을 보호하기 위해, Al 합금 내의 구리와 유사한, 고용체 내의 바람직하지 않은 석출물의 역 자기 확산의 활성화는 초음파 충격의 연성적 위상 후에 시간에 있어서 초음파 충격 강도를 정규화함으로써 획득되며, 합금의 손실 강도 및 연성의 회복을 동반하고, 여기서 바람직하지 않은 석출물은 구조적 결합의 약화, 외부력에 기인한 숨겨진 구조 응력 집중제의 생성, 및 이후의 금속 열화의 개시를 일으킨다.

상 이동의 활성화는 양호하게는 시간에 따른 초음파 충격 강도의 소정의 변화에 따라 초음파 충격의 연성적 개시 후의 정규화된 초음파 충격의 결과로서 발생한다. 활성화는 양호하게는 나노 구조 수준에서의 내부 응력의 잠재적인 집중제의 분포 밀도의 재분포 및 감소로 인한 증가된 피로 저항을 동반한다.

본 발명의 양호한 실시예에서, 회전, 굽힘, 쌍정 형성, 재결정화, 유동, 미끄럼, 항복 및 시효에서의 재료 구조의 자기 제어는 금속의 나노 구조, 미세 구조 및 거대 구조의 단편의 수준에서, 초음파 충격의 정규화된 "연성적" 위상 및 이후의 강성적 위상 중의 초음파 충격에 의해 활성화된다. 미세 수준에서의 재료 구조의 세분화, 균일화 및 배열의 활성화는 열화 저항을 증가시키는 수단으로서, 파라미터가 작업에 의해 정의된 바와 같이 정규화된, "연성적" 그리고 이후의 강성적 위상 중의 초음파 충격의 효과 하에서 발생한다. 비정질화의 활성화는 나노 수준에서의 표면 재료 구조의 최종 최적화의 수단으로서, 파라미터가 작업에 의해 정의된 바와 같이 실험적 또는 전문가 데이터에 기초하여 정규화되어 소성 변형 영역 내에서의 금속의 신속한 국소 가열 및 냉각을 허용하는, "연성적" 그리고 이후의 강성적 위상 중의 초음파 충격에 의해 개시되는 공정의 결과로서 발생한다. 초음파 충격의 연성적 그리고 강성적 위상을 제어하는 것은 재료를 원래 상태에서 열화 핵형성에 대해 보호하고, 아울러 장기간 사용 중에 또는 그 후에 구조물의 재료 내의 열화를 방지 및 억제한다.

양호한 실시예에서, (1) 알루미늄 합금은 부식 박탈에 대해 보호되고, 그리고/또는 (2) 박탈에 의해 손상된 알루미늄 합금의 특성은 회복 및/또는 수복된다.

이하에서 설명되는 바와 같이, 본 발명의 방법의 작용은 열화를 "극복"하는 공지된 방법과 비교하여 도시되어 있으며, 표면 메소 구조에 영향을 주는데 있어서 고출력의 초음파 충격의 "연성적" 위상을 사용하고 처리 표면 아래의 처리 재료의 특성 및 상태에 영향을 주는데 있어서 "연성적" 위상 후의 초음파 충격 파라미터를 제어하는 것에 기초한 열화 억제의 공학적 해결책 및 기술의 범위를 제공한다.

다음은 열화의 유형, 열화의 징후, 열화의 물성, 열화 발생의 영역, 및 열화를 억제하기 위해 본 발명에 따라 처리 표면 및 처리 재료에 영향을 주는 방법의 적용 및 변경의 예이다.

열화의 한 가지 유형은 기계적 피로이다. 기계적 피로의 징후는 피로 균열을 포함한다. 피로 과정은 다음의 단계들을 포함한다: 먼저, 증가된 전위부 밀도에 의한 격자의 탄성 뒤틀림의 누적, 그 후에 임계 전위부 밀도가 분리된 블록들의 질량 슬립 중에 획득되는 금속 체적 내에서의 초미세 균열의 출현, 및 마지막으로 거대 균열로 성장하는 미세 균열. 이것이 발생할 때, 취성 파단이 가장 강하게 발현되는 하나의 미세 균열을 따라 발생한다. 기계적 피로는 교량, 터널, 철도, 수송 시설의 하중 지지 구조물 및 하중 상승 설비, 항공기, 및 수송 용구(하중을 받는 용접부, 응력 집중 영역)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명의 방법은 고출력의 연성적 초음파 충격과 동기화된 구동 펄스의 적응형 온-오프 시간 비율 변조(O/OTRM)에 의한 고출력의 "연성적 초음파 충격"(PSUI)에 의해, 보상 보호 장벽의 생성 및 손상된 재료의 특성의 회복을 제공한다. 구동 펄스 온-오프 시간 비율의 그러한 제어를 실시하기 위해, 펄스 폭 및 진폭 변조가 사용되고, 이는 동기화된 초음파 충격의 주파수의 증가가 초음파 충격들 사이의 작은 (즉, 독립적인 소정의 오실레이션 억제에 대해 불충분한) 휴지 또는 오실레이션의 독립적인 회복에 대해 불충분한 전이 과정의 길이에서 필요할 때 개시된다. 그러한 방식으로, 다음이 달성된다: 각각의 초음파 충격 중의 시간 및 공간에 있어서의 소성 변형 강도 분포의 제어와, 메소 구조 및 결정 구조의 규모에서의 표면 파라미터, 그의 응력 변형 상태, 및 존재하거나 가능한 손상의 영역 내의 투과 깊이의 제어와, 외부 조건(가열, 하중, 환경) 하에서의 재료의 불안정성의 영역 내에서의 재료의 상의 안정화, 구조 및 특성의 균질성.

열화의 다른 유형은 부식 피로이다. 부식 피로의 징후는 표면으로부터 전파되는 피로 균열을 포함한다. 부식 메커니즘에 의해 가속되는 피로 파손 과정은 미세 틈에서 쐐기 효과를 생성하는, 표면 활성 물질의 흡착과, 금속 취성화를 일으키는 수소 확산에 의해 개시된다. 부식 피로는 교량, 파이프라인, 터널, 해양 수송 용구, 및 화학 산업의 장비(하중을 받는 용접부 및 환경적 공격 작용을 받는 응력 집중 영역)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명은 구조적 단편과의 접촉으로부터의 흡착으로부터의 보호 및 개재물 흡착 방지와, 흡착 표면에서의 그리고 재료 또는 그의 구조물의 손상된 영역 내에서의 흡착 개재물 및 표면 활성 물질의 이동성 증가 및 결합 손실과, 표면, 그의 메소 구조 및 조도, 표면 층 내의 잔류 응력, 및 흡착에 대한 표면 재료 저항성의 최적화(표면 층 내의 재료 밀도의 증가)를 제공한다.

열화의 다른 유형은 열 및 열역학적 피로이다. 열 및 열역학적 피로의 징후는 피로 균열을 포함한다. 피로 파손 과정에서, 구성요소는 저주기 또는 고주기 온도 효과 및 이에 기인한 기계적 변동 응력으로 인해 주기적으로 변형된다. 이것 이 발생할 때, 가열이 에너지 획득 및 소모의 고유한 기본적인 과정과, 기계의 사용 중의 동반된 원인에 기인할 수 있다. 열 및 열역학적 피로는 화력 및 원자력 발전소, 금속 플랜트(보일러, 노), 자동차 및 철도 수송 용구, 및 기계의 취급(제동 장치의 구성요소)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명은 원래 상태에서 그리고 사용 시에 열 및 열역학적 손상에 대한 증가된 저항성과, 분배된 잔류 응력의 보상 장벽의 생성, 누적된 열 및 열역학적 손상의 영역 내에서의 응력 및 변형 구배의 이완, 결정립 재료에 의한 구조적 결함의 영역 내에서의 입계 공간의 충진, 및 결정립 경계에서의 초음파 확산에 기초한 재료 특성의 유지 및 회복과, 제동 시에 시간 및 열 손실을 감소시키는 수단으로의 마찰 결합 표면의 최적화를 제공한다.

열화의 다른 유형은 화학적 부식이다. 화학적 부식의 징후는 재료의 균일한 용해, 공식 및 점식, 흔집, 틈 부식, 및 부식 박탈을 포함한다. 화학적 부식의 물성은 금속-환경 화학적 상호 작용(기체 또는 액체), 표면 상에서의 새로운 화합물의 형성, 재료 강도의 감소, 및 응력 집중제의 형성을 포함한다. 화학적 부식의 부정적인 효과는 화학 플랜트, 원자력 공학, 파이프라인 수송 시설(탱크, 파이프라인, 반응기), 항공기, 및 해상, 철도 및 자동차 수송 용구(외피, 선체 도금)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명은 영향을 받는 원래 표면의 보호 및 재료 특성의 회복과, PSUI 중에 "트랜스듀서-만입기-표면" 시스템(TIS) 내의 오실레이팅 진폭 변화의 함수를 공식화하는 것에 기초한, 메소 및 결정 구조의 개량, 표면 재료의 비정질화, 표면 재료 내의 잔류 압축 응력의 보상 장벽의 생성과, 결정간 부식에 기인한 구조적 파손의 영역 내의 결정립 경계에서의 펄스 및 초음파 확산과, 재료의 소성 변형, 결정립 크기 균일성의 증가, 결정립 재료에 의한 입계 공간의 충진, 및 결정립 경계에서의 펄스 초음파 확산을 제공한다.

열화의 다른 유형은 전기화학적 부식이다. 전기화학적 부식의 징후는 금속 용해를 동반하는 국소(공식) 및 광범위한 표면 부식 손상을 포함한다. 금속-환경 전기화학적 상호 작용의 메커니즘은 양극 과정 - 용액 내의 수화된 이온 및 금속 내의 비보상 전자의 형성에 의한 금속 원자 이온화와, 양극 반응 구역으로부터 음극 과정이 열역학적 및 동력학적 측면에서 가능한 영역으로의 전자 전달의 과정과, 음극 구역으로의 산화제-탈분극제 인가의 과정(금속 이온 및 전해질 이온의 반응)과, 음극 과정 - 탈분극제에 의한 음극 구역 내에서의 잉여 전자들의 융합(환원 과정의 열역학적 조건이 탈분극제에 대해 제공됨)과, 표면 기하학적 균질성의 분해 및 교란, 구조적 결합의 약화, 및 이러한 영역 내에서의 재료 강도의 감소를 포함한다. 전기화학적 부식은 해양 수송 용구(선체 도금, 프로펠러), 화학 산업(탱크, 반응기), 파이프라인, 지하 및 수중 라인에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따라 전기화학적 부식의 부정적인 효과를 억제하는 수단은 재료의 원래 상태에서의 전기화학적 부식 보상 장벽의 생성 및 재료의 특성의 회복과, 양극 과정의 지연 수단으로서의, 표면의 미세(micro) 및 거대(macro) 기하학적 특징의 최적화, 표면 재료 결정 구조의 균질성, 표면 재료의 나노 결정화 및 비정질화와, 표면 결함의 전기화학적 부식의 국소화를 지연시키기 위한, 표면 소성 변형, 압축 응력 영역의 생성 및 증가된 재료 밀도와, 최적의 표면 메소 구조의 경우의 표면 위 상태를 형성하기 위한 PSUI 메커니즘의 사용을 포함한다.

열화의 다른 유형은 열 부식이다. 열 부식의 징후는 재료 용해 및 증발, 및 스케일 형성을 포함한다. 열 부식의 물성은 고온 유기 금속-환경 화학적 상호 작용을 포함한다. 열 부식은 화력 및 원자력 발전소, 금속 플랜트(보일러, 노), 및 화학 플랜트(반응기)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명은 스케일 층 상에서 필요하다면 그리고 표면 재료 특성이 수복될 필요가 있으면, 보호식 열저항성 코팅의 도포 및 이러한 작업의 반복 시에 품질을 최적화하고 표면 합금 깊이를 증가시키기 위한 PSUI 메커니즘의 사용을 통해 재료의 원래 상태에서의 화학적 부식 보상 장벽의 생성 및 재료의 특성의 회복을 제공한다.

열화의 다른 유형은 방사선 부식이다. 방사선 부식의 징후는 부식 피트 및 균열을 포함한다. 부식 과정의 동역학에 대한 방사선 방출 효과의 메커니즘은 물에 대한 조사에 기인하며 물 이온화로 인해 음극 과정을 가속하는 방사선 분해 효과와, 금속 표면 층 및 산화물 필름 내에 결함을 생성하는, 탄성 및 열적 금속 표면-방사 입자 상호 작용으로 구성된 파괴적 효과를 포함한다. 이러한 결함은 양극 과정을 촉진하고, 부식 속도에 대한 가장 큰 효과를 갖는다. 방사선 부식의 부정적인 효과는 원자력 공학, 군사 시설, 및 우주 시스템에서 가장 자주 발생한다. 본 발명의 처리 표면 및 처리 재료에 영향을 주는 방법은 보호식 열 및 방사선 저항성 코팅의 도포 시에 품질을 최적화하며 표면 합금 깊이를 증가시키고, 조도, 메소 구조, 미세 결정립 구조 및 재료 비정질화의 측면에서 표면 상태를 최적화하고, 바람직한 압축 응력 장을 생성하고 표면 재료 밀도를 증가시키기 위해, PSUI 메커니즘을 사용하여, 영향을 받는 재료의 원래 상태에서의 방사선 부식 보상 보호 장 벽의 생성 및 재료의 특성의 회복을 제공한다. 손상된 층에 대한 이러한 작업들의 반복은 영향을 받는 원래 재료의 수준의 표면 재료의 방사선 저항성의 회복을 제공한다.

열화의 다른 유형은 부식 균열 형성이다. 부식 균열 형성의 징후는 부식 균열을 포함한다. 부식 균열 형성의 메커니즘은 표면 에너지를 감소시키며 금속의 원자 결합의 파괴를 촉진하는 이동 가능한 전위부 및 다른 구조적 불완전부 상에서의 용액 음이온의 흡착과, 금속 표면의 미세 틈 내에서의 표면 활성 물질의 흡착 시의 표면 활성 물질의 쐐기 작용의 결과로서의 균열 핵형성의 발생을 포함한다. 이러한 경우의 높은 균열 발현 속도는 응력 변형 상태가 대체로 인장 응력 집중에 의해 결정되는 균열 기부에서의 금속의 가속화된 양극 분해에 기인한다. 부식 균열 형성은 화학 플랜트, 원자력 공학, 및 파이프라인 수송 시설(탱크, 파이프라인, 펌핑 설비, 반응기)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따른 부식 균열 형성에 대한 보호 방법은 잠재적으로 또는 실제로 손상된 표면에 인가되는 보호 코팅의 품질 및 접착을 최적화하고 합금 깊이를 증가시키고, 아울러 표면의 강화 또는 개량 시에 메소 구조의 최적의 또는 규정된 상태의 소정의 깊이까지 바람직한 압축 응력을 표면 내로 유도하고, 구조를 개량하고 표면 에너지를 감소시키며 원자 결합을 약화시키는 이동 가능한 전위부 및 다른 구조적 불완전부 상에서의 용액 음이온의 흡착을 불가능하게 만드는 재료 구조의 응력 변형 상태를 생성하고, 표면 메소 구조를 최적화하고 금속 표면 상의 미세 틈 내에서의 표면 활성 물질의 흡착 시의 표면 활성 물질의 쐐기 작용의 결과로서의 균열 핵형성을 방지하고, 응력 변형 상태 가 대체로 인장 응력 집중에 의해 결정되는 균열 기부에서의 금속의 가속화된 양극 분해에 기인한 높은 균열 전파 속도에 대한 보호를 위해 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 최적의 메소 구조를 구비한 표면 상의 압축 응력 장을 생성하기 위해, PSUI 메커니즘을 사용함으로써 재료의 원래 상태에서의 부식 균열의 형성에 대한 보상 보호 장벽의 생성 및 재료의 특성의 회복을 제공한다.

열화의 다른 유형은 수소 취성화이다. 수소 취성화의 징후는 강도 특성의 감소 및 취성 균열을 포함한다. 수소 취성화의 메커니즘은 공극, 세공 및 다른 격자 결함 내의 원자 수소의 침투와, 높은 압력을 생성하는 분자 기체로의 수소 변태와, 구성요소의 표면 상에서의 원자 수소의 흡착 및 금속 및 불순물을 갖는 화학 화합물의 형성에 의한 내부 결함과, 금속의 표면 에너지 및 취성 파단 저항성의 감소를 포함한다. 수소 취성화는 금속 및 공학 플랜트, 파이프라인(용접 구조물, 갈바니 플랜트), 석유화학 플랜트(반응기), 및 항공기(외피)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따른 수소 취성화에 대한 보호 방법은 표면 합금 품질, 접착 강도 및 갈바니 코팅의 밀도를 강화하고, 공극, 세공 및 다른 격자 결함 내의 원자 수소의 침입과, 높은 단편간 압력을 생성하는 분자 기체로의 수소 변태와, 재료의 표면 상에서의 원자 수소의 흡착 및 금속의 표면 에너지 및 취성 파단 저항을 감소시키는 금속 및 불순물을 갖는 화학 화합물의 형성에 의한 내부 결함에 기인할 수 있는 강도 특성의 감소 및 취성 균열의 형성에 대한 보호를 위해 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 최적의 메소 구조를 갖는 표면 상의 압축 응력 장을 생성하기 위해, PSUI 메커니즘을 사용하는 것을 제공한다.

열화의 다른 유형은 액체-금속 취성화이다. 액체-금속 취성화의 징후는 강도 특성 감소 및 취성 균열을 포함한다. 액체-금속 취성화의 물성은 고체 금속 예비 파손 구역 내에서의 용융 금속의 흡착 침투와, 손상된 영역 내에서의 표면 에너지 및 금속 파열 저항성의 감소를 포함한다. 액체-금속 취성화는 금속 플랜트(갈바니 제조)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따라 액체-금속 취성화를 방지 또는 "치유"하는 방법은 강도 특성 감소, 취성 균열의 형성, 고체 금속 예비 파손 구역 내의 용융 금속의 흡착 침투, 표면 에너지 및 금속 파열 저항의 감소에 대한 보호를 위해 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 표면 상의 최적의 메소 구조 및 압축 응력 장을 생성하기 위해 PSUI를 사용하는 것을 제공한다.

열화의 다른 유형의 침식이다. 침식의 징후는 표면 기복 변화를 포함한다. 침식의 물성은 이동하는 액체 및 기체 환경 또는 이에 혼입된 입자와의 물리적 접촉으로 결과로서 또는 고체 입자의 영향을 받는 표면과의 충돌의 결과로서 영향을 받는 물체 표면으로부터의 고체 입자의 탈리를 포함한다. 침식은 파이프라인 수송 시설(파이프, 펌핑 설비), 항공기(터빈), 해양 수송 용구(프로펠러), 로켓 및 미사일(외피)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따라 침식 표면을 방지 또는 회복시키는 방법은 이동하는 액체 및 기체 환경 또는 이에 혼입된 입자와의 물리적 접촉의 결과로서 또는 영향을 받는 표면 상의 고체 입자의 충돌의 결과로서 물체 표면으로부터의 고체 입자의 탈리에 대한 보호를 위해 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 표면의 최적의 밀도, 조도, 메소 구조 및 압축 응력 장을 생성하기 위해 PSUI를 사용하는 것을 제공한다.

열화의 다른 유형은 크리프이다. 크리프의 징후는 결정립 경계에서의 미세 균열 및 세공(미세 공극)의 형성 및 하위 구조 형성을 포함한다. 크리프의 메커니즘은 미끄럼 및 슬립(전위 선도), 쌍정 형성, 슬립 평면의 굽힘, 층상화, 결정립들의 회전 및 상대 이동, 모자이크 블록들의 회전 및 상대 변위, 다각형화, 확산 소성, 재결정화 메커니즘, 및 미세(micro) 및 거대(macro) 수준에서의 조합된 결함 및 구조적 손상을 포함한다. 크리프는 화력 및 원자력 발전소, 석유화학 산업, 및 항공기(구조물, 반응기 본체, 및 고온에서 작동하는 터빈 블레이드)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따라 크리프를 방지 및 "치유"하는 방법은 최적의 밀도, 메소 구조 상태 및 충진 크기 내의 결정립과, 결정립 경계 및 하위 구조에서의 미세 균열 및 세공(미세 공극), (전위 선도에 기초한) 미끄럼 및 슬립, 쌍정 형성, 슬립 평면의 굽힘, 층상화, 결정립들의 회전 및 상대 이동, 모자이크 블록들의 회전 및 상대 변위, 다각형화, 확산 소성, 재결정화, 및 마이크로(micro) 및 매크로(macro) 구조 수준에서의 조합된 결함 및 구조적 손상의 형성에 대한 보호를 위해 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 표면의 그리고 그 아래의 압축성 거대 응력 및 미세 응력 장을 획득하기 위해 PSUI를 사용하는 것을 제공한다.

열화의 다른 유형은 미세 구조적 열화이다. 미세 구조적 열화의 징후는 재료의 강도 특성의 감소를 포함한다. 미세 구조적 열화의 메커니즘은 변형체 내에서 발현되는 미세 표면에 의한 환경으로부터의 분자의 흡착(재결합제 효과)와, 미세 구조의 상당한 변화가 없이 불안정한 상을 변태시킨 대가로 시간에 있어서 바람직하지 않은 금속 상 상태를 안정화하는 것(시효)을 포함한다. 미세 구조적 열화 는 발전소, 정련소(프레임 구조물), 파이프라인, 해양 수송 용구, 및 항공기(본체, 외피)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따른 미세 구조적 열화를 방지 및 "치유"하는 방법은 재료의 최적의 밀도, 재료 표면 상의 메소 구조를 생성하고, 변형체 내에서 발현되는 미세 표면에 의한 환경으로부터의 분자의 흡착(재결합제 효과) 및/또는 미세 구조의 상당한 변화가 없이 불안정한 상을 변태시킨 대가로 시간에 있어서 바람직하지 않은 금속 상 상태를 안정화하는 것(시효)을 포함할 수 있는 미세 구조적 열화에 기인한 재료 강도 특성의 감소를 방지하기에 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 표면의 소성 변형 및 압축 응력 장을 정규화하는데 있어서 PSUI를 사용하는 것에 기초한다.

열화의 다른 유형은 방사선 취성화이다. 방사선 취성화의 징후는 항복 강도의 갑작스런 증가에 의한 취성 균열 형성을 포함한다. 방사선 취성화의 물성은 격자간 원자의 증가된 밀도를 갖는 구역에 의해 주연부를 따라 둘러싸인 높은 공격자점 농도를 갖는 체적을 생성하는 금속 원자로 중성자가 전달하는 에너지의 양에 의존하여 금속 격자 내에서 원자를 이동시키거나 변위 케스케이드를 생성하는 중성자 스트림을 포함한다. 방사선 취성화는 원자력 공학(반응기), 우주 시스템, 및 군용 설비(미사일 본체 외피)에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따른 방사선 취성화를 방지 또는 "치유"하는 방법은 중성자가 금속 원자로 전달하는 에너지의 양과 이후에 격자간 원자의 증가된 밀도를 갖는 구역에 의해 주연부를 따라 둘러싸인 공격자점의 높은 농도의 형성에 의존하는 금속 격자 내의 (중성자 스트림 하에서의) 원자 변위 또는 변위 케스케이드에 기인한 취성 균열의 항복 강도의 갑작스런 증가의 경우의 형성을 방지하기에 충분한 크기 및 깊이를 갖는, 표면 상의 그리고 그 아래의 소성 변형 및 압축 응력 장의 정규화를 통한 처리 재료의 최적의 밀도 및 메소 구조를 획득하기 위해, PSUI를 사용하는 것을 제공한다.

열화의 다른 유형은 박탈이다. 박탈의 징후는 응력 집중제의 형성 및 강도의 손실에 의한 금속의 표면 부식 박탈을 포함한다. 박탈의 물성은 부식 및 수소 취성화의 상승 효과를 포함한다. 박탈은 항공기에서 가장 자주 발생한다. 본 발명에 따른 진행 중인 부식 박탈을 방지 또는 억제하는 방법은 메소 구조의 보장된 완결성을 갖는 처리 재료의 최적의 밀도를 획득하기 위한 그리고 국소적인 점 가열 및 이러한 소성 변형 영역으로부터의 열 방출의 속도, 소성 변형 자체 및 처리 표면 상의 그리고 그 아래의 압축 응력 장의 형성 및 정규화의 조건을 위한, 실험적으로 발견된 요건에 대응하는 수준 및 시간 파라미터를 갖는 PSUI를 사용하는 것에 기초하고,

압축 응력 장의 크기 및 깊이는,

- 응력 집중제의 형성 및 강도의 손실에 의한 금속의 표면 부식 박탈을 방지하거나 또는 특히 부식 및 수소 취성화의 상승 효과에 기인한 이러한 손상의 영역 내의 금속 특성을 회복시키고,

- 재료, 예를 들어 Cu의 감소된 수준의 구조적 결합 및 강도를 생성하는, 구성요소가 석출되게 만드는 불안정한 상의 형성을 방지하고,

- 구조적 단편의 경계에서의 자기 확산의 활성화 및 결정립 경계에서의 부식 균열 형성의 제거를 제공하고,

- 세공 또는 다른 유형의 입자간 불연속부와 같은 구조적 거대 및 미세 결함을 그들의 경계를 폐쇄하고 자기 확산 과정을 활성화하여 제거하고,

- 석출물의 역 확산 및 안정된 상의 회복을 제공하고,

- 합금 원소의 석출, 그의 농도 밀도 및 이러한 영역 내에서의 재료의 강도의 증가를 제공하고,

- 불안정한 상의 고용체으로부터의 석출물에 기인한, 구조 기계적 응력의 그의 집중 영역 내에서의 보상, 재분포 또는 이완을 보장하고,

- 초미세 결정립 구조, 그의 비정질화, 이에 기초한 재료의 강도 및 그의 부식 저항의 증가를 형성하기에

충분하다.

전술한 구체적인 공학적 해결책은 본 발명의 금속 열화 억제 방법의 적용의 특정 예로의 전환을 가능케 한다. 다양한 재료에 대한 초음파 충격을 사용하는 개발된 방법의 작용에 의해 생성되는 획득된 기술적 효과가 아래에서 상세하게 설명된다. 이러한 작용 및 그의 조건과 획득된 효과의 실험적 조사의 결과도 아래에서 상세하게 설명된다. 특히, 본 발명의 방법에 따른 금속 내의 열화 현상의 억제에 대한 초음파 충격의 효과가 아래에서 상세하게 설명된다.

따라서, 주철에서, 획득되는 재료 효과는 주철로 만들어진 자동차 브레이크 드럼 및 디스크의 연장된 수명이다. 결과가 도52 - 도53에 도시되어 있다. 도52는 미세 경도 분포를 도시하고, 도53은 잔류 응력 분포를 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, A - 30 ㎛, 압력 - 21 kg, 만입기 - 6.35x25 mm, R5.5 mm, 직경 - 419 mm, 회전 - 190 RPM, 패스 1: 공급 - 0.8 mm/min, 패스 2: 공급 - 0.4 mm/min. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 표면 층의 미세 경도의 증가, 및 사용 및 공정 유발 손상에 대한 메소 구조의 보호에 의해 획득된다.

본 발명에 따른 UIT에 의한 주철에서의 다른 재료 효과는 특히 VCh45-5 타입의 주철로 만들어진 물 주철 파이프 ANSI/AWWA C151/A21.51-96의 증가된 부식 강도이다. 결과는 도54 - 도56에 도시되어 있다. 특히, 도54는 100 ㎛의 깊이에서의 미처리 시편의 구조를 도시하고, 도55는 100 ㎛의 깊이에서의 UIT 처리 시편의 구조를 도시하고, 도56은 수돗물 내에서 테스트된 UIT에 의해 처리된 시편 및 처리되지 않은 시편의 비교를 도시한다. 이러한 재료 효과를 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 44 kHz, A - 18 ㎛, 압력 - 5 kg, 만입기 - 5x25 mm, R5 mm, 직경 - 230 mm, 회전 - 16 RPM, 공급 - 0.25 mm/min. 이러한 재료 효과는 집중적 정규화된 소성 변형에 의한 표면 층 구조의 개량, 압축 응력 영역의 생성, 및 사용 중에 메소 구조적 손상을 개시하는 표면 결함의 억제에 의해 획득된다.

강에서, 획득되는 재료 효과는 웰독스(Weldox) 420 강의 용접된 시편의 증가된 피로 저항성이다. 결과는 도57에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛, 압력 - 5 kg, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 2 msec. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 응력 집중 감소, 초음파 소성 변형, 및 응력 집중 영역 내의 처리 재료의 구조적 개량에 의해 획득된다. 초음파 오실레이션과, 공정 유발 및 사용중 작동 손상에 대한 메소 구조의 보호를 보장하는 압력 및 만입기 크기와, PSUI의 사용에 의한 표면의 준비의 조건들 사이의 양호한 관계가 실험적으로 확립되었다.

강에서 획득되는 다른 재료 효과는 웰독스 700 강의 용접된 시편의 증가된 피로 저항성이다. 결과는 도58에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛, 압력 - 5 kg, 초음파 충격 지속 시간 - 0.8 내지 1.2 msec. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 응력 집중 감소, 초음파 소성 변형, 및 응력 집중 영역 내에서의 처리 재료의 구조적 개량에 의해 획득된다. 초음파 오실레이션과, 공정 유발 및 사용중 작동 손상에 대한 메소 구조의 보호를 보장하는 압력 및 만입기 크기와, PSUI의 사용에 의한 표면의 준비의 조건들 사이의 관계가 실험적으로 확립되었다.

강에서 획득되는 다른 재료 효과는 45Mn17Al3 강의 증가된 부식-피로 강도이다. 결과는 도59에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛, 압력 - 5 kg, 초음파 충격 지속 시간 - 1.5 내지 2 msec. 이러한 재료 효과는 처리 표면 및 처리 재료 내로의 높은 수준의 압축 응력의 도입 및 그의 구조의 개량에 의해 획득된다. 초음파 오실레이션과, 사용 중의 메소 구조의 보호를 보장하는 압력 및 만입기 크기와, 본 발명에 따른 초음파 충격의 사용에 의한 표면의 처리의 조건들 사이의 관계가 실험적으로 확립되었다.

강에서 획득되는 다른 재료 효과는 교량용 강 10CrSiNiCu의 증가된 충격 강도이다. 결과는 도60에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛, 압력 - 5 kg, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 이러한 재료 효과는 나노 수준에서의 블록 구조의 배열과, 작업 및 이후의 작동력에 의해 정의되는 바와 같이 정규화된 초음파 충격에 의해 개시되는 준정적 및 동적 하중에 의한 처리 재료에 대한 효과 중에 메소 구조적 손상을 지연시키기에 충분한 압축 응력 영역의 생성에 의해 획득된다.

강에서 획득되는 다른 재료 효과는 고강도 강 SUJ2 및 S33C에서의 미립화이다. 결과는 도61에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, A - 25, 30, 33 ㎛, NI80, 압력 - 20 kg, 만입기 - 6.35x25 mm, 직경 - 5 mm, 회전 - 500 RPM, 초음파 충격 지속 시간 - 1.5 내지 1.6 msec. 이러한 재료 효과는 처리 재료의 집중적 초음파 소성 변형 및 나노 수준에서의 미세 구조의 배열 및 메소 구조적 손상의 억제에 의해 획득된다.

강에서 획득되는 다른 재료 효과는 메인 파이프라인의 10Mn2VNb 강의 용접 이음매 및 고강도 강 SUJ2의 시편 내에서 "백색 층"을 얻는 것이다. 결과는 도62 - 도63에 도시되어 있다. 특히, 도62는 10Mn2VNb 강의 용접 이음매를 도시하고, 도63은 SUJ2 강의 시편을 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다:

10 MnsVNb 강에 대해: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛, 초음파 충격 지속 시간 - 0.8 내지 12 msec.

SUJ2 강에 대해: f - 27 kHz, A - 25, 30, 33 ㎛, NI80, 압력 - 20 kg, 만입기 - 6.35x25 mm, 직경 - 5 mm, 회전 - 500 RPM. 이러한 재료 효과는 높은 변형 하중 속도의 정규화된 초음파 충격 하에서의 표면 재료의 집중적 초음파 소성 변형, 상 변태 영역 내에서의 국소적인 가온, 및 충격 영역으로부터의 신속한 열 제거에 의해 획득된다.

강의 다른 재료 효과는 (1) (UIT 후의) 처리 용접부 내에서보다 훨씬 더 조대한 (UIT 전의) 미처리 용접부 내의 수지상 구조, (2) UIT 처리 용접부 내에서 우세한, 양호하게는 미세한 결정립을 갖는 결정립 구조, 및 (3) UIT 후보다 더 두꺼운 입계 층 내에서 더 길고 더 넓은 UIT 전의 미처리 용접부 내의 수지상정을 포함하는 탄소 선박 건조용 강 10CrSiNiCu의 용접 시에 용접 금속 결정화에 대한 UIT의 효과에 의해 획득된다. 이러한 효과는 도64 - 도65에 도시되어 있다. 특히, 도64는 UIT를 받지 않은 용접을 도시하고, 도65는 UIT를 받은 용접을 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, A - 30 ㎛, 압력 - 20 kg, 만입기 - 6.35x25 mm, 초음파 충격 지속 시간 - 1.5 내지 2 msec. 이러한 재료 효과는 초음파 충격 중에 초음파 오실레이팅 시스템의 캐리어 오실레이션과 동기하여 만입기 초음파 오실레이션에 의해 개시되는, 초음파, 음향 유동, 음압 및 케비테이션의 작용에 하에서의 확산 과정 및 금속 재결정화의 강화에 의해 획득된다.

재료의 구조 및 상태에 영향을 주는 다른 재료 효과는 소결된 분말 강의 UIT에 의해 획득된다. 이는 (1) 밀도의 4.9%까지의 증가 및 (2) 강도의 32%까지의 증가를 포함한, 0.48% C, 0.85% Mo, 나머지는 Fe를 함유하는 강 시편의 강화된 기계적 특성을 제공한다. UIT 이전 및 UIT 이후의 소결된 시편의 구조적 상태는 각각 도66 - 도67에 도시되어 있다. 이를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, A - 28 ㎛, NI64, 압력 - 17 kg, 만입기 - 6.35x25 mm, 공급 - 400 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 0.5 YS의 수준에서의 정적 가압, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 2 msec. 이러한 재료 효과는 표면 재료의 집중적 초음파 소성 변형 및 이를 통한 초음파 충격 중의 초음파에 기인한 확산 과정의 활성화에 의해 획득된다.

본 발명의 UIT에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 재료 효과는 21% 증가된 6061 T6 합금으로 만들어진 시편의 피로 한도 및 32% 증가된, 용접 이음매의 유형에 상응하는 구조물의 피로 한도이다. 결과는 도68에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛까지, 처리 속도 - 2회 패스당 1.2 sec/cm, 즉 겹치기 용접에 대해 패스당 0.6 sec/cm, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 응력 집중 감소, 및 결함 수준에 대응하는 의도된 소성 변형 및 압축 응력의 영역 내에서의 메소 구조적 결함 형성에 대한 물리적 장벽의 생성에 의해 획득된다.

알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 특히 8 mm의 겹치기 이음매 및 종방향 부착부를 갖는 시편에 대해 약 80%였던 알루미늄 합금 AA5083 (또는 AlMg4.5Mn) 내의 용접부의 증가된 고주기 피로 강도이다. 결과는 도69 - 도70에 도시되어 있다. 특히, 도69는 종방향 부착부를 갖는 8 mm 시편에 대한 S-N 곡선을 도시하고, 도70은 겹치기 이음매의 8 mm 시편에 대한 S-N 곡선을 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W까지, A - 30 ㎛까지, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 응력 집중 감소, 및 본 발명에 따른 초음파 충격 중의 고용체 내의 초음파 재결정화 및 결정립 경계에서의 초음파 확산의 활성화에 의한 가능한 메소 구조적 손상의 억제에 의해 획득된다.

알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 2.5 mm까지의 깊이에서의 표면 부근의 구체적으로 주조 세공의 억제 및 이 결과 합금 AlSi7Mg, AlSi9Mg 및 AlSi11Mg로 만들어진 주조 휠, 구체적으로 자동차 휠의 수명 연장이다. 결과는 도71 - 도72에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, 공급 - 400 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 압력 - 15 kg, A - 30 ㎛, 패스 1: 만입기 - 6.35x25 mm, R5.5 mm, 패스 2: 핀 - 9.05x25 mm, R10 mm, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 이러한 재료 효과는 처리 재료의 표면 부근 층의 집중적 소성 변형, 재료 내의 세공 또는 불연속부 형태의, 초음파 충격 하에서 폐쇄되는, 결함 경계에서의 초음파 확산, 및 특히 초음파 충격에 의해 변형되는 재료 내의 초음파 응력 파의 전파 중의 감소된 변형 저항에 기인한, 본 발명의 정규화된 초음파 충격 및 구조물에 대한 초음파 충격의 영향에 동반되는 효과 하에서의, 소성 변형의 수준에 대응하는, 정규화된 소성 변형 및 압축 응력의 영역 내에서의 메소 구조적 결함의 억제에 의해 획득된다.

처리 재료의 증가된 강도에 추가하여, 본 발명에 따른 UIT에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 특히 합금 AlSi7Mg, AlSi9Mg 및 AlSi11Mg로 만들어진 주조 휠의 처리 시에, 처리 재료의 유지되는 충격 강도이다. 결과는 도73 - 도74에 도시되어 있다. 특히, 도73은 강화된 노치를 갖는 시편에 대한 충격 강도를 도시하고, 도74는 강화된 휠로부터 절결된 시편에 대한 충격 강도를 도시한다. UIT 및 초음파 충격 가공(UIM) 조건은 충격 하중에 기인한 집중적 소성 변형의 영역 내에서의 충격 강도를 원래의 재료에 대한 수준으로 고정시키는 것을 가능케 한다. 초음파 충격에 의해 개시되는 초음파 응력 파의 작용 영역 내에서, 충격 강도는 12% 증가한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, 공급 - 400 mm/min, 압력 - 15 kg, 핀 - 9.05x25 mm, R0.25 mm, 쐐기 44°, 조건 1: A - 10 ㎛, 조건 2: A - 20 ㎛, 조건 3: A - 30 ㎛, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 추가의 UIT 조건은 f - 27 kHz, 만입기 - 6.35x25 mm, R25 mm, UIT 조건: 패스 1: A - 20 ㎛ 및 패스 2: A - 12 ㎛, UIM 조건: V - 18 m/min, 공급 - 0.5 mm/rev., 만입기 - 6.35x33 mm, R25 mm, 패스 1: 압력 - 15 kg 및 A - 22 ㎛, 패스 2: 압력 - 7 kg 및 A - 12 ㎛, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec이다. UIM 및 UIT 중에, 구조적 뒤틀림이 집중적 소성 변형 하에서 발생할 수 있으며, 그러므로 응력 집중제의 UIT 후의 상태를 본 발명에 따라 정의한 결정립 규모 상에서 처리 재료 내에서 전위부의 지연 및 다른 결함의 형성을 일으킬 수 있으므로, 샤르피(Charpy) 시편의 충격 강도는 시편 크기, 즉 변형 재료 및 비변형 재료의 체적들 사이의 관계에 직접 의존한다. 설명의 측면에서, 샤르피 테스트는 보통 노치 형성되는 시편이 단순 비임으로서 양 단부에서 지지되고, 낙하하는 진자의 충격에 의해 동적 응력 집중제인 노치에서 파괴되는 진자형 단일 타격 충격 테스트이다. 흡수된 에너지는 (파괴되는 시편에 대한 충격에 뒤따르는) 진자의 이후의 상승에 의해 계산되는 충격 강도 또는 노치 인성의 척도로서 취해진다. 또한, 샤르피 값은 본 발명에 따르면 본 발명의 초음파 충격 및 이에 의해 개시되는 초음파 응력 파의 작용 중의 소성 변형을 정규화함으로써 제어되는 노치 메소 구조의 상태에 의해 직접 영향을 받는다.

본 발명에 따른 UIT에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 구체적으로 합금 개재물이며 재료 강도를 증가시키는, AlSi₁₁Mg 합금의 고용체으로부터의 규소 개재물의 석출이다. 이러한 효과는 도75 - 도77에 도시되어 있다. 특히, 도75는 미처리 시편 구조를 도시하고, 도76은 UIT 처리된 시편 상의 규소 석출물을 개시하고, 도77은 층 내의 규소 개재물의 석출으로 인해 적어도 2 mm의 깊이에서 처리 표면 및 처리 재료의 특히 미세 강도의 증가를 명확하게 입증하는, 미처리 시편 및 UIM 시편의 깊이에서의 미게 경도 분포를 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, V - 18 m/min, 공급 - 0.5 mm/rev., 만입기 - 6.35x25 mm, R25 mm, 패스 1: 프레스 - 15 kg 및 A - 22 ㎛, 패스 2: 프레스 - 7 kg 및 A - 12 ㎛, 초음파 충격 지속 시간 - 1.2 내지 1.7 msec. 이러한 재료 효과는 내부에서 발생하는 구조적 변화에 의해 표면 층을 강화함으로써 본 발명에 따른 UIM에 의해 획득된다. 표면 층 내에서, 더욱 고형인 공정 구조(eutectic structure)((α+Si)+Si)가 원래의 구조(α+공정(α+Si)+Si)의 2상 상태로부터 형성된다. 이러한 과정은 또한 초음파 충격 하에서의 표면으로의 규소 개재물의 이동을 동반하고, 표면 부근 층 내의 규소 석출로 인해 강화되는 Al-Si 합금의 객관적인 능력을 실질적으로 반영한다.

본 발명에 따른 UIT/UIM에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 부식 박탈 후의 2024-T351 합금의 특성의 회복이다. 본 발명에 따른 UIT 후에, 발탁된 시편의 항복 강도는 33% 증가했고 (처리되지 않은 비박탈 재료에 대해서는 19% 증가), 극한 강도는 24% 증가한다(처리되지 않은 비박탈 재료에 대해서, UIT/UIM 후에, 증가는 측정 정확도 내에서 재료의 전형적인 강도까지임). 결과는 도78 - 도79에 도시되어 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 36 kHz, 만입기 - 5x17 mm, R25 mm, A - 18 ㎛, NI64, 압력 - 3 kg, 공급 - 400 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 초음파 충격 지속 시간 - 1.0 내지 1.3 msec. 이러한 재료 효과는 결정립 경계에서의 초음파 충격 확산에 의해 획득된다.

본 발명에 따른 UIT에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 약간 부식된 시편 내에서 3.2 및 심하게 부식된 시편 내에서 2.9의 인자에 의해 항공기 날개 외피 패널로부터 절단된 7075-T6 합금으로 만들어진 시편의 주기적 수명의 증가이다. 도80은 상이한 정도의 부식을 갖는 시편의 피로 저항에 대한 본 발명에 따른 UIT의 효과를 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: F - 36 kHz, 만입기 - 5x17 mm, R25 mm, A - 20 ㎛, NI64, 프레스 - 3 kg, 공급 - 400 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 초음파 충격 지속 시간 - 1.0 내지 1.3 msec. 본 발명의 UIT는 균열 핵형성 메커니즘을 변화시킨다. 따라서, UIT를 받지 않은 부식된 시편에 대해, 균열은 부식 영영과 기판의 계면 상의 입계 균열로부터 핵형성하고, 본 발명에 따른 이러한 부분의 UIT를 받은 약간 부식된 시편에 대해, 균열은 핵형성하지 않는다. 이러한 효과는 집중적 초음파 소성 변형 하에서의 입계 부식 손상의 영역 내에서 결정립 경계들 사이에서의 초음파 확산이 뒤따르는 결정립 경계의 기계적 폐쇄에 의해 설명된다.

본 발명에 따른 UIT에 의해 알루미늄 합금에서 획득되는 다른 재료 효과는 2024-T351 합금의 냉간 압연된 플레이트의 원래 상태에 대한 (평균 16.52 nm로부터 8-10 nm로의) 더욱 미세화된 구조이다. 결과는 도81 - 도82에 도시되어 있다. 특히, 도81은 UIT 처리 전의 표면 층 내의 구조를 도시하고, 도82은 UIT에 의해 미세화된 더 미세한 결정립 구조를 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 36 kHz, 만입기 - 5x17 mm, R25 mm, A - 15 ㎛, NI64, 프레스 - 3 kg, 공급 - 1000 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 초음파 충격 지속 시간 - 0.9 내지 1.2 msec. 미립화의 이러한 재료 효과는 추가의 변형에 의한 높은 전위부 밀도 및 쌍정 형성 구조의 형성과, 미세 밴드 구조의 형성과, 미세 밴드 구조의 ㎛ 미만 결정립으로의 세분화와, 아결정립의 등축으로의 추가의 분화로 인해 발생한다.

본 발명에 따른 UIT에 의해 알루미늄 합금, 구체적으로 2024-T351 합금의 냉 간 압연된 플레이트에서 획득되는 다른 재료 효과는 석출물 이동 및 10 - 15 nm 넓이의 미세 밴드의 발생이다. 이는 초미세 결정립 구조 자기 배열의 과정에 동반되고, 나노 수준에서의 표면 층 내의 기계적 및 부식 손상에 대한 메소 구조의 저항성을 증가시킨다. 따라서, 본 발명의 UIT로 인해 발생하는 2가지 효과는 표면 층 내의 미세 경도의 증가 및 재료의 정적 강도의 증가와, 석출물, 즉 구조 응력 집중제의 분포 밀도의 감소 및 표면 층 내의 구조적 균질성 증가를 통한 피로 강도 개선을 위한 조건의 생성이다. 이러한 효과는 도83 - 도85에 도시되어 있다. 특히, 도83은 미세 경도 분포를 도시하고, 도84는 본 발명의 UIT 처리 전의 표면 층 구조를 도시하고, 도85는 UIT 시편 내의 미세 밴드를 도시한다. 에너지 분산 분광 분석(EDS)을 사용한 첨전물의 조사는 석출물이 Al, Cu, Fe, Mn 및 Si에 있어서 농후했다는 것을 식별했다. 그러나, 석출물의 밀도는 UIT 샘플의 표면 및 표면 부근에서 최소를 나타내는 것으로 밝혀졌다. "압연시의" 상태와의 비교는 UIT 후의 석출물의 크기는 감소된 규모를 나타내고 밀도는 밴드 내에서 최대를 보이는 것을 드러낸다. 상기 관찰들의 통합된 비교에 의해, 잠재적인 응력 집중 분포 밀도는 구조적 수준에서 대체로 감소된다. 이는 피로 손상 형성에 저항하는 재료 능력을 증가시키기 위한 필수 조건으로서 고려될 수 있다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 36 kHz, 핀 - 5x17 mm, R25 mm, A - 18 ㎛, NI64, 압력 - 3 kg, 공급 - 400 mm/min, 횡단 공급 - 0.5 mm/회, 초음파 충격 지속 시간 - 1.0 내지 1.3 msec. 이러한 재료 효과는 높은 에너지 및 높은 온도가 임계 수준을 달성하여 석출물이 이동하게 만들 수 있는 기하학적 동적 재결정화 과 정에 의해 획득된다. 모든 경우에, 이러한 효과는 초음파 충격의 정규화된 작용, 국소 가열, 열 제거, 정규화된 초음파 응력 파의 분포와, 이 결과 금속 소성 변형의 정규화를 동반한다.

본 발명에 따른 UIT에 의해 청동에서 획득되는 재료 효과는 특히 Cu₃ 청동 프로펠러(BrAl₉Fe₄Ni₄)의 부식-피로 강도의 증가이다. 결과는 도86 - 도87에 도시되어 있다. 특히, 도86은 미처리 샘플 표면 상의 부식 손상을 도시하고, 도87은 UIT 후의 샘플의 표면을 도시한다. 이러한 재료 효과를 획득하기 위한 UIT 조건은 양호하게는 다음과 같다: f - 27 kHz, P - 900 W, A - 30 ㎛까지, 핀 - 3x20 mm, R3 mm. 이러한 재료 효과는 높은 수준의 압축 응력의 도입, 표면 층 구조의 개량, 세공과 같은 구조적 결함의 경계 폐쇄 시의 초음파 확산, 손상에 대한 보호, 및 마이크로 및 매크로 구조 수준에서의 메소 구조적 손상의 억제에 의해 획득된다.

상이한 성질의 균열들이 금속 열화의 주요 유형들 중 가장 우세한 최종 증거를 제시하므로, 균열 개시 및 발현의 동역학에 대한 UIT 효과의 구체적인 방법은 다음을 포함한다:

(a) 예를 들어 0.5 ㎛ 미만의 조도 및 0.7 mm까지의 비교적 작은 깊이까지 유도된 잔류 압축 응력을 갖는 "매우" 매끄러운 표면, 여기서 그러한 표면은 시작 후에 가능한 상당히 신속한 균열 전개를 갖는 균열 개시에서의 "장기간" 지연과, 전술한 본 발명의 UIT의 기술에 의한 억제를 허용할 것이다.

(b) 0.7 - 1.5 mm를 초과하는 상당히 현저한 깊이까지의 높은 압축 응력 장 내에서 시작된 후의 균열 개시 및 전개에 대한 더 장시간의 재료 저항을 허용하는, 0.5 ㎛ 이상의 조도, 손상되지 않은 메소 구조 및 1.5 mm까지의 중간 깊이까지 유도된 압축 응력을 갖는 매끄러운 표면.

(c) 균열 개시에 대한 더 높은 재료 저항을 생성하고, 미세 결정립 구조 및 압축 응력 장의 영역 내에서 시작된 후의 균열 전개를 감쇠시키는, 손상되지 않은 표면하 메소 구조(미소한 표면 손상이 0.003 mm 이하의 깊이까지 가능함), 표면하 층 내의 미세 결정립 및 2.5 mm까지의 더 큰 깊이까지 유도된 압축 응력을 갖는 매끄러운 표면.

(d) 균열 개시에 대한 더 높은 재료 저항을 생성하고, 미세 결정립 및/또는 비정질 구조의 영역 내에서 시작된 후의 균열 전개를 감쇠시키고, 처리 재료의 항복 강도에 대해 실질적인 압축 응력 장 내에서 균열 지연을 지속시키는, 손상되지 않은 표면하 메소 구조(미소한 표면 손상이 0.008 mm 이하의 깊이까지 가능함), 표면 부근 층 내의 미세 결정립 및 비정질 구조, 및 제어되는 초음파 충격을 사용하여 (4.0 mm까지의) 주어진 재료에 대한 최대 깊이까지 유도된 압축 응력을 갖는 매끄러운 표면.

또한, 본 발명의 UIT의 다음의 효과에 의해, 시작되는 균열은 "경화"되고, 전개되는 피로 균열은 지연된다:

(a) 균열 경계들의 확산 결합,

(b) 균열 전개 구역의 잔류 압축 응력 영역 내로의 병합(균열 보존),

(c) 비손상 재료로부터의 (연마제 연삭과 유사한) 균열 형성된 금속 표면 층 의 제거.

전술한 재료 효과는 연성적 그리고 강성적 위상 중에 초음파 충격 파라미터를 제어함으로써 획득된다. 또한, 초음파 충격 파라미터를 설정하는 주요 기준은 그의 제어 깊이에 대한 요건을 지배하는 구체적인 공학적 작업이다. 또한, 초음파 충격 파라미터는 실험적 또는 전문가 데이터에 기초하여 설정된다. 따라서, 본 발명에 따르면, 초음파 충격 파라미터, 구체적으로 충격의 개시 시의 합성 속도, 충격 에너지, 충격의 반복 속도 및 시간, 충격의 진폭 및 위상을 제어하는 깊이는 실험적 또는 전문가 데이터에 기초한 구체적인 작업에 의해 정의되고, 이러한 파라미터들은 구체적인 기술적 요건 및 실제 결과에 기초하여 5%로부터 무작위적인 값까지의 범위에서 설정된다.

전술한 결과는 금속 열화 및 기계 및 구조물의 사용 중에 발생하는 열화를 개시하는 현상을 억제하기 위해 본 발명의 초음파 충격을 사용하는(본 방법에 따라 개발된) 기술의 높은 기술적 유효성을 확인한다.

열화의 임의의 전술한 유형 또는 징후들은 임의의 원하는 기술적 효과 또는 작업을 달성하도록 적어도 하나의 원하는 재료 효과를 제공하기 위해 개별적으로 또는 조합하여 재료에 대해 설명된 공학적 해결책에 의해 방지 또는 억제될 수 있다. 예를 들어, 부식 균열 형성에 기초한 열화는 하나의 기술적 효과를 달성하기 위해 개별적으로 다루어질 수 있거나, 예를 들어 추가의 기술적 효과를 달성하기 위해 열 균열 및/또는 침식과 조합하여 다루어질 수 있다. 따라서, 상이한 데이터 요소들이 상이한 작업에 대한 상이한 결과 또는 기술적 효과를 달성하기 위해 상호 교환 가능하다.

당업자에게 명백할 바와 같이, 다양한 변형예가 전술한 설명의 범주 내에서 이루어질 수 있다. 당업자의 능력 내에 있는 그러한 변형예는 본 발명의 일부를 형성하고, 첨부된 청구범위에 의해 포함된다.

Claims (58)

1. 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법이며,

   제1 주파수로 진동하는 오실레이팅 시스템과 초음파 주파수인 제2 주파수로 진동하는 오실레이팅 시스템 단부를 포함하는 초음파 충격 공구를 형성하는 단계와,

   초음파 충격 공구에 의해 금속에 대하여 초음파 충격을 개시하도록 금속의 표면에 초음파 충격 공구를 접근시키는 단계로서, 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션의 위상 및 진폭은, 오실레이팅 시스템과 금속의 표면 사이의 접촉이 개시될 때, 초음파 충격 공구에 의한 초음파 충격의 에너지와 오실레이팅 시스템의 결과적 속도가 금속의 표면의 메소구조의 완전성을 특정 수준으로 유지하는 상태에 대응하도록 이루어지며, 상기 특정 수준은 처리된 표면의 소성 변형이 소성 변형의 포화값을 초과하지 않는 동시에 초음파 충격 공구로부터 금속으로 초음파 응력을 전달할 수 있는 수준이고, 이때, 음향 손실은 금속의 후속 소성 변형은 유발할 수 있지만 금속의 Q 인자에 의해 결정된 값 이하인 범위 이내로 유지되는, 금속의 표면에 초음파 충격 공구를 접근시키는 단계와,

   오실레이팅 시스템과의 접촉에 후속하여 초음파 충격을 가하는 동안 금속의 적어도 하나의 특성에 영향을 주도록 오실레이팅 시스템 단부의 초음파 오실레이션의 진폭을 설정 및 변경하는 단계를 포함하는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
2. 제1항에 있어서, 금속의 표면은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는 초음파 충격의 연성적 충격 위상 동안 소성 변형 도중에 금속의 표면 및 그 메소구조의 완전성을 유지하면서 금속 내의 입자간 결함 공극을 메울 수 있는 속도 및 에너지로 변형되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
3. 제1항에 있어서, 처리된 금속의 구조적 결함 경계는 초음파 충격의 연성적 및 강성적 위상의 작용에 의해 유발되는 금속의 표면의 소성 변형 동안 발생하는 힘에 의해 폐쇄되며, 상기 연성적 및 강성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템 단부의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
4. 제1항에 있어서, 금속 내의 결함 경계 폐쇄 표면은 금속의 표면의 소성 변형에 의해 유발되는 탄성 잔류 응력 하에 활성화되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
5. 제1항에 있어서, 금속의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화는 초음파와 충격 임펄스의 작용 동안 결함 경계 전위에 의해 유발되는 마찰력 하에 발생되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
6. 제1항에 있어서, 금속의 결함 경계 폐쇄 표면의 활성화는 초음파 충격에 의해 유발되는 힘의 임펄스의 작용 동안 폐쇄 경계를 통해 진행하는 초음파 오실레이션 및 파의 작용에 의해 달성되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
7. 제1항에 있어서, 금속의 결함 경계 폐쇄는 제어된 위상의 초음파 충격의 반복 속도로 반복되는 임펄스 작용 동안 구조적 결함 및 단편의 경계에서의 소성 변형 및 마찰에 기인한 상승된 온도의 영역에서 활성화되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
8. 제1항에 있어서, 폐쇄 경계의 초음파 자기 확산 및 소멸은 오실레이팅 시스템의 정적 압력, 힘의 임펄스, 경계에서의 마찰, 가열, 초음파 오실레이션 및 초음파 응력 파 하에서 발생하는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
9. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금 내의 규소 석출물을 포함한 합금 상의 석출은 증가된 재료 강도를 제공하고, 초음파 충격을 제어한 결과로서 활성화되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
10. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금 내의 구리를 포함한 불안정한 상은 고용체 내의 석출에 대한 보호 및 열화 발현의 방지를 위해 연성적 초음파 접촉 및 충격의 단계에서 응고되고, 상기 연성적 접촉은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션과 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템 단부의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
11. 제1항에 있어서, 구조적 결합의 약화, 외부력에 기인한 숨겨진 구조적 응력 집중제의 생성 및 이후의 금속 열화의 개시를 생성하는, 알루미늄 합금 내의 구리를 포함한, 고용체 내의 석출물의 역 자기 확산의 활성화는 초음파 충격의 연성적 위상 후에 초음파 충격을 정규화함으로써 발생하고, 합금의 손실된 강도 및 연성의 회복을 동반하며, 상기 연성적 위상은 제1 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션과 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템 단부의 오실레이션 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
12. 제1항에 있어서, 상 이동의 활성화는 초음파 충격의 연성적 위상의 개시 후에 초음파 충격을 정규화한 결과로서 발생하고, 상기 활성화는 나노 구조 수준에서의 금속의 내부 응력의 잠재적인 집중제의 분포 밀도의 감소로 인한 증가된 피로 저항을 동반하며, 상기 연성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
13. 제1항에 있어서, 회전, 굽힘, 쌍정 형성, 재결정화, 유동, 미끄럼, 항복 및 시효에서의 금속의 재료 구조의 자기 제어는 연성적 위상의 형성 및 이후의 초음파 충격 파라미터의 정규화를 제어한 결과로서 나노 구조, 미세 구조 및 거대 구조의 단편의 수준에서 활성화되며, 상기 연성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
14. 제1항에 있어서, 미세 수준에서의 재료 구조의 세분화, 균일화 및 배열의 활성화는 열화 저항을 증가시키는 수단으로서, 초음파 충격의 연성적 위상 및 이후의 강성적 위상의 파라미터를 정규화한 결과로서 초음파 충격 하에서 발생하며, 상기 연성적 위상 및 강성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
15. 제1항에 있어서, 비정질화의 활성화는 나노 수준에서의 표면 재료 구조의 최종 최적화의 수단으로서, 초음파 충격의 연성적 위상을 제어하고 파라미터를 정규화하는 동적 모델에 의해 개시되는 과정의 결과로서 발생하며, 상기 연성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
16. 제1항에 있어서, 초음파 충격의 연성적 그리고 강성적 위상을 제어하는 것은 재료를 원래 상태에서 열화 핵형성에 대해 보호하고, 아울러 장기간 사용 중에 또는 그 후에 구조물의 재료 내의 열화를 방지 및 억제하기 위해 사용되고, 상기 연성적 위상 및 강성적 위상은 제1 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션 및 제2 초음파 주파수에서의 오실레이팅 시스템의 오실레이션에 의해 결정되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
17. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금은 부식 박탈에 대해 보호되고 또는 박탈에 의해 손상된 알루미늄 합금의 특성이 회복 또는 수복되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
18. 제1항에 있어서, 구조적 단편과의 접촉으로부터의 흡착으로부터의 보호 및 개재물 흡착 방지,

    흡착 표면, 재료의 손상된 영역 또는 재료 구조에서의 흡착 개재물 및 표면 활성 물질의 이동성 증가 및 결합 손실, 또는

    표면의 층 내의 재료 밀도의 증가에 의한, 처리 표면, 표면의 메소 구조 및 조도, 표면 층 내의 잔류 응력 및 흡착에 대한 표면 재료 저항의 최적화를 포함하는 적어도 하나의 기술적 효과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
19. 제1항에 있어서, 원래의 상태에서 그리고 사용 시에 열 및 열역학적 손상에 대한 증가된 저항성,

    분배된 잔류 응력의 보상 장벽의 생성, 누적된 열 및 열역학적 손상의 영역 내에서의 응력 및 변형 구배의 이완, 결정립 재료에 의한 구조적 결합의 영역 내에서의 입계 공간의 충진, 및 결정립 경계에서의 초음파 확산 중 적어도 하나에 기초한 재료 특성의 유지 및 회복, 또는

    제동 시에 시간 및 열 손실을 감소시키는 수단으로서의 마찰 결합 표면의 최적화를 포함하는 적어도 하나의 기술적 효과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
20. 제1항에 있어서, 주철 브레이크 드럼 및 디스크에서의, 표면 층의 미세 경도의 증가, 또는 사용 및 공정 유발 손상에 대한 메소 구조의 보호를 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
21. 제1항에 있어서, 응력 집중 영역에서 처리된 재료의 응력 집중 감소, 초음파 소성 변형 및 구조적 변형을 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되고,

    초음파 오실레이션, 압력 및 만입기 크기의 조건은 용접된 강의 피로 강도를 강화하기 위해 연성적 초음파 충격의 사용에 의해 표면의 사용 및 처리 중에 가공에 의해 유도된, 그리고, 동작에 의한 손상에 대해 메소 구조의 보호를 보장하는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
22. 제1항에 있어서, 강의 충격 강도를 강화하기 위해 정규화된 초음파 충격에 의해 개시되는 준정적 및 동적 하중에 의한 처리 재료에 대한 효과 중에 메소 구조적 손상을 지연시킬 수 있는 압축 응력 영역의 생성 및 나노 수준의 블록 구조의 배열을 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
23. 제1항에 있어서, 처리 재료의 집중적 초음파 소성 변형, 나노 수준에서의 미세 구조의 배열 또는 강의 메소 구조적 손상의 억제를 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
24. 제1항에 있어서, 강의 금속 결정화를 강화하기 위한, 초음파 충격 중에 초음파 오실레이팅 시스템의 캐리어 오실레이션과 동기하여 만입기 초음파 오실레이션에 의해 개시되는, 초음파, 음향 유동, 음압 및 케비테이션의 작용에 하에서의 확산 과정 및 금속 재결정화의 강화를 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
25. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금의 피로 한도를 강화하기 위한 응력 집중 감소 또는 결함 수준에 대응하는 의도된 소성 변형 및 압축 응력의 영역 내에서의 메소 구조적 결함 형성에 대한 물리적 장벽의 생성을 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
26. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금의 고주기 피로 강도를 강화하기 위한 응력 집중 감소 또는 상기 초음파 충격 중의 고용체 내의 초음파 재결정화 및 결정립 경계에서의 초음파 확산의 활성화에 의한 가능한 메소 구조적 손상의 억제를 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
27. 제1항에 있어서, 부식 박탈 후에 알루미늄 합금의 특성을 회복하기 위한 결정립 경계에서의 초음파 충격 확산을 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
28. 제1항에 있어서, 청동 내에서 부식 피로 강도를 강화하기 위한, 표면 층 구조의 개량, 세공을 선택적으로 포함하는 구조적 결함의 경계 폐쇄부에서의 초음파 확산, 손상에 대한 보호, 및 마이크로 및 매크로 구조 수준에서의 메소 구조적 손상의 억제를 포함하는 적어도 하나의 결과가 획득되는, 초음파 충격에 의해 금속을 열화에 대해 보호하고 열화를 억제하는 방법.
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