Journal Search Engine
Search Advanced Search Adode Reader(link)
Download PDF Export Citaion korean bibliography PMC previewer
ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.29 No.3 pp.189-195
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2019.29.3.189

Effect of C, Mn and Al Additions on Tensile and Charpy Impact Properties of Austenitic High-manganese Steels for Cryogenic Applications

Seung-Wan Lee, Byoungchul Hwang†
Department of Materials Science and Engineering, Seoul National University of Science and Technology, Seoul 01811, Republic of Korea
Corresponding author E-Mail : bhwang@seoultech.ac.kr (B. Hwang, Seoul Nat’l Univ. Sci. and Technol.)
January 3, 2019 January 3, 2019 January 29, 2019

Abstract


The effect of C, Mn, and Al additions on the tensile and Charpy impact properties of austenitic high-manganese steels for cryogenic applications is investigated in terms of the deformation mechanism dependent on stacking fault energy and austenite stability. The addition of the alloying elements usually increases the stacking fault energy, which is calculated using a modified thermodynamic model. Although the yield strength of austenitic high-manganese steels is increased by the addition of the alloying elements, the tensile strength is significantly affected by the deformation mechanism associated with stacking fault energy because of grain size refinement caused by deformation twinning and mobile dislocations generated during deformation-induced martensite transformation. None of the austenitic high-manganese steels exhibit clear ductile-brittle transition behavior, but their absorbed energy gradually decreases with lowering test temperature, regardless of the alloying elements. However, the combined addition of Mn and Al to the austenitic high-manganese steels suppresses the decrease in absorbed energy with a decreasing temperature by enhancing austenite stability.



극저온용 오스테나이트계 고망간강의 인장 및 충격 특성에 미치는 C, Mn, Al 첨가의 영향

이 승완, 황 병철†
서울과학기술대학교 신소재공학과

초록


    © Materials Research Society of Korea. All rights reserved.

    This is an Open-Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution Non-Commercial License (http://creativecommons.org/licenses/by-nc/3.0) which permits unrestricted non-commercial use, distribution, and reproduction in any medium, provided the original work is properly cited.

    1. 서 론

    최근 고유가 인플레 현상으로 액화천연가스(liquefied natural gas, 이하 LNG)의 수요가 커지고 있으며, 이에 따라 LNG의 채굴, 저장 및 이송에 관련된 극저온 장비 의 수요가 크게 증가하고 있다. 현재 LNG 저장용 소재 와 같은 극저온용 금속 소재는 오스테나이트계 스테인 리스강, 9 % Ni강, Al 합금등의 다양한 금속 소재가 사 용되고 있다.1-7) 그러나 오스테나이트계 스테인리스강과 Ni강의 경우 합금 소재의 가격이 높으며, Al 합금은 압 출 가공과 압연 가공이 까다롭기 때문에 이를 대체할 목 적으로 오스테나이트계 고망간강에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있다. 일반적으로 오스테나이트계 고망간강의 기계적 물성은 변형 유기 마르텐사이트, 변형 쌍정, 전 위 활주 등에 의한 변형 거동에 따라 달라진다.8-10) 이 러한 변형 거동은 적층결함 에너지(stacking fault energy, 이하 SFE)에 크게 의존하며, 이 SFE는 합금원소와 온 도의 영향을 받는다.

    최근 Lee 등은11) 오스테나이트 단상 조직을 가지는 오 스테나이트계 고망간강에서 Mn 함량에 따른 상온과 저 온에서의 기계적 물성 평가에 대해 연구하였다. 이들 결 과에 의하면 극저온 충격 시험시 낮은 Mn 함량의 시 편들에서 α'-마르텐사이트 변태가 발생하였고, 오스테나 이트의 변형 없이 α'-마르텐사이트를 통한 균열의 전파 가 일어나 낮은 인성을 나타낸다고 보고하였다. 또한 Sohn 등은12) Mn과 Al 함량이 다른 4종류의 시편에 대 하여 변형에 따른 기계적 물성을 평가하였고, SFE에 따 라 변형시 마르텐사이트 변태와 변형 쌍정 등에 의해 기 계적 특성이 달라진다고 보고하였다. 본 연구에서는 C, Mn, Al이 다르게 첨가된 4종류의 고망간강을 제조한 후 상온과 저온 SFE를 계산하고, 인장 시험 및 온도별 충 격 시험을 실시하여 기계적 특성에 미치는 합금원소의 영향을 고찰하였다.

    2. 실험 방법

    본 연구에서 사용된 4종류의 오스테나이트계 고망간강 의 화학 조성과 오스테나이트 결정립 크기를 측정하여 Table 1에 나타내었다. 이들 합금의 화학 조성을 살펴보 면, Fe-22Mn-0.2C(wt%) 조성을 기본으로 한 ‘Base’ 시편 에서 C, Mn 그리고 Al이 추가로 첨가된 시편들을 각각 ‘C’, ‘Mn’ 그리고 ‘Mn-Al’로 명명하였다. 이들 합금은 900 °C 이상의 온도에서 열간 압연 후 수냉 처리를 실시 하여 165 × 193 × 14 mm 크기의 판재로 제작되었다. 열간 압연 판재들의 초기 미세조직을 관찰하기 위해 전자후 방산란회절(electron backscatter diffraction, 이하 EBSD) 분석을 실시하였고, EBSD 시편은 기계적 연마 후 표면 잔류 응력 및 기계적 연마에 의한 마르텐사이트 변태 조 직을 제거하기 위해 90 % acetic acid와 10 % perchloric acid를 혼합하여 넣은 분사식 전해연마를 실시하였다. EBSD 분석은 전계방출 주사전자현미경(FE-SEM, fieldemission scanning electron microscopy, S-4300SE, Hitachi, Japan) 내에서 분석하였으며, 결정방위는 TSL 사(TexSEM Laboratories, Inc.)에서 제공되는 분석프로그 램(OIM AnalysisTM, EDAX Inc, U.S.A)을 이용하였다.

    본 연구에서 사용된 인장 시편은 ASTM E8 표준 시 험법에 따라 표점 거리 25 mm, 직경 6.3 mm의 sub-size 판상 시편으로 가공하였고, 10톤 용량의 만능 시험기 (ULM-T10, MTDI, Korea)를 사용하여 10−4/sec의 변형 률 속도로 상온에서 인장 시험을 실시하였다. 인장 시 험 후 소성 변형에 의한 변형 기구를 관찰하기 위하여 파괴된 인장 시편을 투과전자현미경(transmission electron microscope, 이하 TEM, Titan G2 60-300, FEI, USA) 으로 관찰하였고, 인장 시험에 따른 응력-변형률 곡선으 로부터 얻은 항복 강도는 0.2 % 상쇄한 유동응력을 항 복 강도로 하고, 인장 강도, 총 연신율, 가공경화지수 그 리고 항복비를 측정하여 Table 2에 나타내었다. 또한 온 도에 따른 충격 특성을 평가하기 위하여 ASTM E23 시 험법에 따라 10 × 10 × 55 mm의 표준 샤르피 충격(Charpy impact) 시편으로 가공한 후 -196~20 °C의 온도 범위에 서 충격 시험을 실시하였다. 충격 시험 후 -196 °C와 20 °C에서 파괴된 시편의 파면을 주사전자현미경(scanning electron microscopy 이하 SEM)으로 관찰하였고, -196 °C 에서 충격 시험에 의한 균열의 전파를 관찰하기 위해 파 괴된 충격 시편의 횡단면을 EBSD로 관찰하였다.

    3. 실험 결과 및 고찰

    3.1 적층결함 에너지와 미세조직

    일반적으로 SFE는 재료 내부 원자층의 적층순서에 의 해 생긴 결함의 계면 에너지로 합금원소, 온도에 큰 영 향을 받는다. SFE는 X-ray 회절 또는 투과전자현미경 관 찰 등의 실험을 통해 구하는 방법과 열역학 데이터를 토 대로 하여 계산하는 방법이 있다.13) 본 연구에서는 Olson 과 Cohen에 의해 제안된 아래의 열역학적 모델 식을 사 용하여 Fe-Mn-C와 Fe-Mn-Al-C 합금계의 SFE를 계산하 였으며, 20 °C와 -196 °C의 온도에서 계산된 SFE 값을 Fig. 1에 나타내었다.

    γ SFE = 2 ρ Δ G γ ε + 2 σ γ/ε

    여기서 γSFE는 합금의 적층결함 에너지, ρ는 (111)면의 몰 표면 밀도, σ는 γ/ε 계면 에너지, ΔG γ ε 은 오스테나이 트에서 ε마르텐사이트의 상변태 시의 Gibbs 자유에너지 변화량이다. 위에 제시된 SFE 계산식의 경우 합금원소, 온도 등에 영향을 받는데, ΔG γ ε 의 경우 화학 조성에 크게 영향을 받는다고 보고되어 있다.14,15) 본 연구에서 제조된 합금들의 SFE 계산 결과를 보면(Fig. 1), 합금원 소 첨가에 따라 SFE가 높아지는 경향을 나타내었다. Mn-Al 시편이 상온에서 27.2 mJ/m2로 가장 높은 SFE를 나타내었는데, 이는 높은 Mn 함량과 SFE를 효과적으로 증가시키는 Al 첨가의 영향으로 때문이다.

    본 연구에서 제조된 4종류의 오스테나이트계 고망간강 의 미세조직을 EBSD로 관찰한 결과를 Fig. 2에 나타내 었다. 일반적으로 Mn은 열역학적으로 오스테나이트 안 정화 원소로서 오스테나이트-페라이트 변태 온도인 A3와 마르텐사이트 생성 온도인 Ms를 감소시킨다. 본 연구에 서 제조된 시편들의 EBSD 결과를 보면(Fig. 2), 높은 Mn 함량으로 인하여 inverse pole figure와 image quality maps에서 오스테나이트 단상 조직을 나타내었고, grain boundary map을 통해 오스테나이트 결정립이 고경각으 로 이루어진 것을 확인할 수 있었다.

    3.2 인장 특성

    본 연구에서 제조된 4종류의 오스테나이트계 고망간강 에 대해 상온 인장 시험을 실시하여 얻은 공칭응력-변 형률 곡선과 진응력-변형률 곡선으로부터 얻은 가공경화 속도-진변형률 곡선을 Fig. 3에 나타내었고, 그 결과를 Table 2에 정리하였다. 공칭응력-변형률 곡선을 보면[Fig. 3(a)], 4종류의 합금 모두 연속 항복 거동을 나타냈으 며, Base 시편과 C 시편의 경우 Mn 시편과 Mn-Al 시 편에 비해 상대적으로 항복 이후 높은 가공경화로 인해 높은 인장 강도와 연신율을 나타내는 것을 확인할 수 있 었다. 또한 C 시편에서 항복 이후 유동 응력이 증가 후 감소가 반복적으로 나타나는 serration이 발생하는 것을 확인할 수 있었다. serration의 주된 발생 원인은 동적 변 형 시효로 알려져 있으며, 동적 변형 시효의 경우 C와 N 같은 용질 원자들의 확산 속도가 충분히 빠를 경우 나타나는 현상으로 알려져 있다.16) 반면 C 시편을 제외 한 나머지 시편에서는 serration이 뚜렷하게 나타나지 않 았는데, 이는 용질 원자인 C 함량이 낮고, Mn-Al 시편 의 경우 Al 이 첨가되어 C의 활동도를 감소시켜 활성 화에너지를 증가시키기 때문에 serration이 억제되는 것 으로 생각된다.17)

    먼저 합금원소 첨가에 따른 항복 강도를 비교해 보면 (Table 2), Base 시편이 가장 낮고 C 시편과 Mn-Al 시 편의 항복 강도가 비교적 높은 것을 확인할 수 있다. 이 는 C 시편의 경우 침입형 원소인 C 함량이 높고, Mn- Al 시편은 높은 Mn과 Al 첨가에 따른 고용 강화 때문 으로 판단된다. 일반적으로 고망간강의 높은 인장 강도 는 변형 쌍정 형성, 입실론 마르텐사이트 변태, 동적 변 형 시효로 설명되고 있다.17,18) SFE에 따른 인장 강도를 비교해보면(Fig. 1, Table 2), C 시편이 가장 높은 인장 강도를 나타내었다. C 시편의 SFE는 25.3 mJ/m2로 일반 적으로 오스테나이트계 고망간강에서 보고되고 있는 변 형 쌍정이 발생하는 범위(20~50 mJ/m2)내에 존재한다.19) 인장시험 후 파단부 주변을 투과전자현미경으로 관찰한 결과를 보면(Fig. 4), C 시편의 경우 인장 변형에 의해 변형 쌍정이 생성됨을 확인할 수 있었다. 따라서 C 시 편의 높은 인장 강도는 변형시 생성된 변형 쌍정에 의 해 결정립이 미세화 되어, 오스테나이트계 고망간강에서 흔히 설명되고 있는 dynamic Hall-Petch 효과로 설명될 수 있다.20) 또한 동적 변형 시효는 동적 회복을 억제하 여 높은 전위 밀도를 유발시키기 때문에, 동적 변형 시 효 현상 또한 C 시편의 인장 강도를 증가시킨 원인으 로 생각할 수 있다. 또한 항복비와 총 연신율의 경우 Base 시편이 0.39로 가장 낮았고, 62.0 %의 총 연신율 로 가장 높았다. 이는 변형 기구에 따른 가공경화 속도 변화를 보면[Fig. 3(b)], Base 시편의 경우 낮은 SFE로 인해 변형시 마르텐사이트 변태가 발생하여 높은 가공 경화를 야기시킴으로써 낮은 항복비와 높은 총 연신율 을 나타낸 것으로 생각된다.

    3.3 충격 특성

    본 연구에서 제조된 4종류의 오스테나이트계 고망간강 에 대하여 온도에 따른 충격 에너지 변화를 Fig. 5에 나 타내었다. 모든 시편들이 시험 온도가 낮아짐에 따라 충 격 에너지가 감소하는 경향을 보였지만, 극저온에서의 취 성파괴로 인한 연성-취성 천이 거동은 나타나지 않았다. 시험 온도에 따른 충격 에너지의 변화를 보면(Fig. 5), 합금원소에 따라 온도의 감소에 따른 충격 흡수 에너지 감소량이 다른 것을 알 수 있었다. Fe-Mn-C 합금계인 Base, C 그리고 Mn 시편의 경우, 상온에서 극저온으로 온도가 낮아짐에 따라 비슷한 경향의 충격 흡수 에너지 감소를 나타내었다. 반면 Al이 첨가된 Mn-Al 시편은 상 온에서 가장 낮은 충격 에너지를 나타냈지만, 온도가 낮 아짐에 따라 충격 에너지 감소량이 가장 적은 것을 볼 수 있었다. 이는 Al이 오스테나이트계 고망간강의 극저 온 충격 특성을 향상시키는 효과적인 원소이며, 오스테 나이트의 상 안정도를 높이기 때문에 Mn-Al 시편의 충 격 흡수 에너지 감소가 가장 적은 것으로 판단된다. 상 온과 극저온 충격 시험 후 파괴된 시편들의 SEM 사진 을 보면(Fig. 6), 모든 시편들이 FCC 단상 조직으로 이 루어져 있어 연성-취성 천이 거동을 나타내지 않기 때 문에 상온과 극저온에서 미소 공동(microvoid)의 생성과 합체에 의해 형성된 크고 작은 딤플을 포함한 연성 파 면을 나타내었다.

    한편 C 시편에서의 극저온 충격 시험시 균열의 전파 를 관찰하기 위해 파괴된 충격 시편의 횡단면을 EBSD 관찰한 결과를 Fig. 7에 나타내었다. Fig. 7(b)(d)를 보면, 극저온에서 높은 SFE에 따라 BCC 조직인 마르 텐사이트 변태가 일어나지 않으며, 소성변형에 의해 시 편 내부에 변형 쌍정이 분포되어 있음을 알 수 있었다. 극저온 충격시 생성되는 변형 쌍정의 경우 고경각계(highgrain boundary)로 작용하며 균열의 전파를 저지하는 역 할을 하여 충격 인성 향상에 기여하는 것으로 보고된다.12)

    4. 결 론

    본 연구에서는 합금원소가 다른 4종류의 오스테나이트 계 고망간강에 제조하였고, 인장 시험 및 온도에 따른 충격 시험을 통하여 다음과 같은 결론을 얻었다.

    • 1) 본 연구에서 제조된 모든 시편들은 높은 Mn 함량 으로 인해 C, Al 첨가에 관계없이 상온에서 오스테나이 트 단상 조직을 나타냈으며, C, Mn, Al의 합금원소가 첨 가됨에 따라 SFE가 증가하는 경향을 나타내었다.

    • 2) 인장 특성에 미치는 C, Mn, Al의 영향의 경우 그 크기는 다르지만 합금원소가 첨가될수록 항복 강도가 증 가하는 경향을 보였고, 인장 강도의 경우 SFE에 따라 소 성 변형에 의한 변형 유기 마르텐사이트 그리고 변형 쌍 정에 의해 높은 인장 강도와 총 연신율을 나타내었다. 이는 변형 유기 마르텐사이트 생성 시 발생하는 가동 전 위와 변형 쌍정 생성에 의한 결정립 미세화로 인한 dynamic Hall-Petch 효과 때문이다.

    • 3) 오스테나이트계 고망간강에 대한 온도별 충격 시험 결과 C, Mn, Al의 합금원소 첨가에 관계없이 모두 뚜 렷한 연성-취성 천이 거동을 나타내지는 않고, 시험 온 도가 낮아짐에 따라 충격 흡수에너지가 서서히 감소하 였다. 이 중 Mn-Al 시편은 Al 첨가로 인해 극저온에서 의 오스테나이트 상 안정도가 높아져 상온에서 극저온 으로의 온도 감소에 따라 가장 낮은 충격 흡수에너지 감 소량을 나타내었다.

    Figure

    MRSK-29-3-189_F1.gif

    Stacking fault energy calculated for the austenitic highmanganese base, C, Mn, and Mn-Al steels at 20 °C and -196 °C.

    MRSK-29-3-189_F2.gif

    EBSD image quality (IQ), inverse pole figure (IPF) and grain boundary (GB) maps of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.

    MRSK-29-3-189_F3.gif

    (a) Engineering stress-strain and (b) strain hardening rate curves of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.

    MRSK-29-3-189_F4.gif

    Transmission electron microscope (TEM) micrographs of fractured specimen after tensile test at the strain rate of 10−4 s−1 for the austenitic high-manganese C steel.

    MRSK-29-3-189_F5.gif

    Charpy impact energy plotted as a function of test temperature for the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.

    MRSK-29-3-189_F6.gif

    SEM fractographs of the Charpy impact specimens fractured at 20 °C and -196 °C for the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.

    MRSK-29-3-189_F7.gif

    EBSD (a) IPF, (b) twin boundary, (c) Kernel average misorientation (KAM) and (d) phase maps showing cross-sectional area of Charpy impact specimen fractured at -196 °C for the austenitic high-manganese C steel.

    Table

    Chemical compositions and austenite grain size of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.

    Tensile properties of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels at the strain rate of 10−4 s−1.

    Reference

    1. R. A. Hadfield, Science, 12, 284 (1888).
    2. K. M. Rahman, V. A. Voronsov and D. Dye, Acta Mater., 89, 247 (2015).
    3. M. Jo, Y. M. Koo and S. K. Kwon, Met. Mater. Int., 21, 227 (2015).
    4. J. E. Jung, J. Park, J. S. Kim, J. B. Jeon, S. K. Kim and Y. W. Chang, Met. Mater. Int., 20, 27 (2014).
    5. I. Gutierrez-Urruita and D. Raabe, Scr. Mater., 66, 992 (2012).
    6. S. Takaki, T. Furuya and Y. Tokunaga, ISIJ. Int., 30, 632 (1990).
    7. H. K. Yand, Z. J. Zhang, F. Y. Dong, Q. Q. Duan and Z. F. Zhang, Mater. Sci. Eng. A, 607, 551 (2014).
    8. I. Gutierrez-Urrutia, S. Zaefferer and D. Raabe, Mater. Sci. Eng. A, 527, 3552 (2010).
    9. S. Y. Jo, J. Han, J. H. Kang, S. Kang, S. Lee and Y. K. Lee, J. Alloys Compd., 627, 375 (2015).
    10. R. Ueji, N. Tsuchinda, D. Terada, N. Tsuji, Y. Tanaka, A. Takemura and K. Kunishige, Scr. Mater., 59, 963 (2008).
    11. J. Lee, S. S. Sohn, S. Hong, B. C. Suh, S. K. Kim, B. J. Lee, N. J. Kim and S. Lee, Metall. Mater. Trans. A, 45, 5419 (2014).
    12. S. S. Sohn, S. Hong, J. Lee, B. C. Suh, S. K. Kim, B. J. Lee, N. J. Kim and S. Lee, Acta Mater., 100, 39, (2015).
    13. S. J. Lee, Ph. D. Theis (in Korean), p.23-35, Yonsei University, Seoul (2015).
    14. G. B. Olson and M. Cohen, Metall. Mater. Trans. A, 7, 1897 (1976).
    15. J. D. Yoo and K. T. Park, Mater. Sci. Eng. A, 496, 417 (2008).
    16. Y. N. Dastur and W. C. Lesile, Metall. Mater. Trans. A, 12, 749 (1981).
    17. S. J. Lee, J. K. Kim, S. N. Kane and B. C. De Cooman, Acta Mater., 59, 6809 (2011).
    18. M. Koyama, Y. Sawaguchi, T. Lee, C. S. Lee and K. Tsuzaki, Mater. Sci. Eng., A, 528, 7310 (2011).
    19. K. T. Park, G. Kim, S. K. Kim, S. W. Lee, S. W. Hwang and C. S. Lee, Met. Mater. Int., 16, 1 (2010).
    20. O. Bouaziz, S. Allain and C. Scott, Scr. Mater., 58, 484 (2008).