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ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.30 No.2 pp.87-92
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2020.30.2.87

Effect of Austempering Time on the Microstructure and Mechanical Properties of Ultra-High Strength Nanostructured Bainitic Steels

Ji-Min 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.)
December 21, 2019 January 12, 2020 January 31, 2020

Abstract


This study deals with the effects of austempering time on the microstructure and mechanical properties of ultra high strength nanostructured bainitic steels with high carbon and silicon contents. The steels are composed of bainite, martensite and retained austenite by austempering and quenching. As the duration of austempering increases, the thickness of bainitic ferrite increases, but the thickness of retained austenite decreases. Some retained austenites with lower stability are more easily transformed to martensite during tensile testing, which has a detrimental effect on the elongation due to the brittleness of transformed martensite. With increasing austempering time, the hardness decreased and then remained stable because the transformation to nanostructured bainite compensates for the decrease in the volume fraction of martensite. Charpy impact test results indicated that increasing austempering time improved the impact toughness because the formation of brittle martensite was prevented by the decreased fraction and increased stability of retained austenite.



오스템퍼링 시간에 따른 초고강도 나노 베이나이트강의 미세조직과 기계적 특성

이 지민, 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

    초고강도 carbide-free 베이나이트강은 높은 C(~ 1 wt%) 및 Si(~ 1.5 wt%)를 함유한 강재로 매우 높은 강도와 우 수한 인성의 조합, 높은 피로 강도 등으로 인해 철도, 자동차, 건설 장비 및 해양 플랫폼 등 다양한 산업 분 야에서 널리 사용되고 있다.1) 이 베이나이트강은 충분한 Si 함량으로 인해 시멘타이트의 석출이 억제되기 때문에 최종적인 미세조직이 베이나이트계 페라이트 판(plate)과 필름(film) 형태의 잔류 오스테나이트의 층상구조로 이루 어 진다.2,3) 이 층상구조가 저온 오스템퍼링(austempering) 에 의해 나노 스케일이 될 때 흔히 나노 베이나이트강 (nanostructured bainitic steel)이라 부른다.

    나노 베이나이트강은 기존의 심한 열간 가공에 의존하 는 방법들과 달리4,5) 비교적 간단한 오스템퍼링 열처리 및 적절한 합금 조성의 선정만으로도 우수한 기계적 특 성을 만족시킬 수 있다. 또한 열간 가공 공정이 필요하 지 않기 때문에 생산 비용을 상당히 절감시킬 수 있는 강재로 주목받아 산업 분야에 적용하기 위해 많은 연구 가 진행되었다.6-8) 그러나 현재까지 나노 베이나이트강의 적용 분야는 매우 제한되어 있다. 그 이유는 긴 오스템 퍼링 시간, C함량에 따른 용접 문제 및 낮은 충격 인 성 등이 존재한다.9,10) 특히 수일 또는 몇 주의 오스템 퍼링 시간이 걸린다는 문제는 산업 생산 부분에 있어서 큰 문제가 된다.

    최근 나노 베이나이트강에 Co와 Al을 첨가하거나,11,12) Mn의 함량을 감소시키는 등11)의 베이나이트 변태를 가 속화하기 위한 많은 연구들이 진행되어 왔으나 이런 합 금 원소의 첨가는 생산 비용을 크게 증가시킨다는 단점 이 존재한다.13-15) 따라서 나노 베이나이트강을 산업에 적 용하기 위해 오스템퍼링 시간을 줄이면서 기계적 특성 을 향상시킬 방법을 고안해내기 위해 여러 연구가 진행 되고 있는데, 최근 Zhang 등은 잔류 오스테나이트가 외 부 응력에 의해 마르텐사이트로 변태하는 변태유기소성 (transformation induced plasticity, 이하 TRIP) 효과가 충격 인성 향상에 도움을 준다고 보고했다.16) 또한 Garcia 등은 나노 베이나이트 강의 연성이 잔류 오스테나이트 의 분율 및 안정성에 의존한다는 것을 관찰했으며,17) Caballero 등은 잔류 오스테나이트는 블록(blocky) 형태 와 필름 형태로 존재하는 잔류 오스테나이트 중 필름 형 태의 오스테나이트가 탄소 함량 및 안정성이 더 높다고 주장하였다.18)

    본 연구에서는 나노 베이나이트강의 산업 분야 적용에 제한이 되는 문제 중 하나인 긴 오스템퍼링 시간의 영 향을 이해하기 위해 오스템퍼링 시간에 따른 다양한 미 세조직과 기계적 특성을 조사하였다. 이를 위해 오스템 퍼링 시간에 따른 다양한 베이나이트 변태를 진행하고 급랭 처리를 통해 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스 테나이트의 혼합 조직의 시편들을 제조한 후 미세조직 분석, 경도, 인장 및 충격 시험을 실시하여 미세조직과 기계적 특성의 상관관계를 고찰하였다.

    2. 실험 방법

    본 연구에서 사용된 강재의 화학조성은 Fe-0.62C-1.43Si- 1.93Mn-1.5(Cr+Mo+V)(wt%)이며, 오스템퍼링 처리에 따 라 다양한 미세조직을 갖는 시편들을 제조하였다. 먼저 950 °C의 온도에서 각각 15분간 오스테나이트 처리후 300 °C에서 8분, 1시간, 6시간 및 24시간동안 오스템퍼링을 실시하고 상온까지 급랭 처리하였다. 따라서 모든 시편 들은 오스템퍼링 및 급랭 처리에 의해 최종적으로 베이 나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 혼합 조 직이 형성될 것으로 예상되었다.

    열처리 후 시편의 옆면을 기계적으로 연마하고, 3 % 나 이탈 용액으로 에칭한 후 광학 현미경 및 전계 방출 주 사전자현미경(FE-SEM, field-emission scanning electron microscopy, SU8010, Hitachi, Japan)을 통해 미세조직 을 관찰하였다. 또한 미세조직 내에 형성된 잔류 오스 테나이트의 분율과 형상을 확인하기 위해 EBSD(electron backscatter diffraction) 분석을 실시하였다. EBSD 시편 은 강재의 윗면을 기계적 연마 후 10 %의 아세트산 (acetic acid)과 90 %의 과염소산(perchloric acid)을 혼합 한 용액에서 전압 20 V, 전류 800 mA 및 상온 조건의 전해 연마를 실시하여 기계적 연마로 인해 발생할 수 있 는 표면 결함을 제거하였다. EBSD 분석은 FE-SEM (Hitachi SU5000, Hitachi high technology, Japan) 내 에서 실시되었으며, 결정방위는 EDAX-TSL사(TexSEM Laboratories, Inc.)에서 제공하는 OIM(orientation imaging microscopy) 분석 소프트웨어를 이용하였다. 보다 자세한 미세조직 관찰을 위하여 투과전자현미경(TEM, transmission electron microscopy, JEM-2100F, JEOL, Japan) 분석을 실시하였는데, 이들 시편은 10 % 과염소산 + 90 % 에 탄올 전해액에서 -10 °C로 유지한 후 twin-jet 법을 이용 하여 제작한 후 200 kV의 가속전압 하에서 TEM으로 관 찰하였다.

    인장 시편은 ASTM E8 시험법에 따라 강재의 압연 방향으로 표점 거리 25 mm, 폭 6 mm, 두께 2 mm의 판 상 시편으로 가공한 후 10톤 용량의 만능인장시험기 (ULM-T10, MTDI, Korea)를 사용하여 10−3 s−1의 변형 률 속도로 상온에서 인장 시험을 실시하였다. 인장 시 험 후 응력-변형률 곡선에서 연속 항복 거동을 보이는 시편들은 0.2 % offset한 유동 응력을 항복 강도로 하 였다. 충격 시험은 ASTM E23의 표준 시험법에 따라 L-T (longitudinal-transverse) 방향으로 10 × 10 × 55mm 크기의 표준 샤르피 충격 시편을 가공한 후 750 J 용량 의 충격시험기(PSW 750, ZwickRoell, Germany)를 사용 하여 상온(25 °C)과 저온(-40 °C)에서 실시하였다. 경도는 마이크로 비커스 경도계(FM-800, Future-tech, Japan)를 이용하여 500 gf의 하중 하에서 측정하였다.

    3. 결과 및 고찰

    3.1 오스템퍼링 시간에 따른 미세조직 변화

    오스템퍼링 시간에 따른 미세조직의 변화를 광학현미 경으로 관찰하여 Fig. 1에 나타내었다. 8분 오스템퍼링 한 시편의 경우 다른 시편들과 달리 침상 형태의 베이 나이트가 보이지 않는데, 이는 매우 짧은 오스템퍼링 시 간에 의해 베이나이트 변태가 시작되기 전 급랭 처리가 진행되었기 때문이다. 따라서 8분 시편의 경우 급랭에 의 한 미세한 마르텐사이트가 주로 형성된 것으로 생각된 다. 1시간 오스템퍼링한 시편부터는 베이나이트가 형성 되며, 오스템퍼링 시간이 증가할수록 베이나이트 변태가 진행되어 24시간 오스템퍼링한 시편은 대부분 베이나이 트 조직을 나타내었다.

    보다 자세한 미세조직 관찰을 위한 SEM 사진을 보면 (Fig. 2), 오스템퍼링 시간에 따라 베이나이트 분율이 변 하는 것을 볼 수 있다. 오스템퍼링 시간이 증가함에 따 라 베이나이트계 페라이트 판과 필름 형태의 잔류 오스 테나이트가 층상 구조로 이루어진 carbide-free 베이나이 트 패킷(packet)이 관찰되며, 이외에도 블록 형태의 잔류 오스테나이트가 존재하는 것을 확인할 수 있다. 일반적 으로 1.5 ~ 2.0 wt%의 Si을 포함하는 탄소강에서 베이나 이트 변태 시 시멘타이트 석출이 억제되는데, 이는 Si이 시멘타이트 결정구조에 대한 용해도가 매우 낮아 시멘 타이트 석출을 늦추기 때문이다.2,3)

    한편 오스템퍼링 시간에 따른 베이나이트 두께 변화를 관찰하기 위해 고배율로 촬영한 SEM 사진[Fig. 2(d-f)] 과 TEM 사진[Fig. 3(a-c)]을 나타내었고, 이들 결과로부 터 베이나이트계 페라이트 판과 필름 형태의 잔류 오스 테나이트의 두께를 측정하여 Fig. 3(d)에 나타내었다. 오 스템퍼링 시간이 증가할수록 베이나이트 변태에 의해 베 이나이트계 페라이트 판에서 잔류 오스테나이트로 탄소 확산이 활발히 일어나 뚜렷한 베이나이트 패킷이 형성 되는 것을 확인할 수 있다[Fig. 2(d-f)]. TEM 사진을 보 면[Fig. 3(a-c)], 모든 시편에서 탄화물이 관찰되지 않았 으며, 베이나이트계 페라이트 판과 필름 형태의 잔류 오 스테나이트로 이루어져 있는 것을 볼 수 있다. 한편 오 스템퍼링 시간이 증가함에 따라 베이나이트계 페라이트 판의 두께는 증가하고 필름 형태의 잔류 오스테나이트 의 두께는 감소한다. 이는 오스템퍼링 시간이 증가할수 록 베이나이트 변태가 진행되어 상대적으로 베이나이트 패킷 내부의 베이나이트계 페라이트가 성장하기 때문이다.

    오스템퍼링 시간에 따른 잔류 오스테나이트 분율 및 형 태를 확인하기 위해 베이나이트 형성 시작과 끝 시간인 1시간 및 24시간 오스템퍼링한 시편의 EBSD 분석 결 과를 Fig. 4에 나타내었다. 여기서 FCC(face centered cubic) 상은 잔류 오스테나이트를 나타내고 BCC(body centered cubic) 상은 베이나이트를 나타내며, 급랭에 의 해 형성된 마르텐사이트도 포함된다. 1시간 오스템퍼링 한 시편의 경우, 베이나이트 변태보다 급랭에 의한 마 르텐사이트 형성에 의해 대부분 BCC 상을 갖는 것을 확 인할 수 있다. 또한 잔류 오스테나이트의 형상은 작은 블록 형태를 보이는데, 이는 베이나이트 패킷이 형성될 때 탄소 확산에 의해 패킷에 둘러싸인 오스테나이트의 안정도가 높아져 최종 급랭에 의한 마르텐사이트 변태 가 일어나지 않기 때문이다. 반면 24시간 오스템퍼링한 시편의 경우, 베이나이트 변태가 증가하여 필름 및 블 록 형태의 잔류 오스테나이트가 형성된 것을 볼 수 있다.

    3.2 미세조직과 기계적 특성의 상관관계

    오스템퍼링 시간에 따른 응력-변형률 곡선을 Fig. 5(a) 에, 응력-변형률 곡선으로부터 항복 강도, 인장 강도, 연 신율을 측정하여 Fig. 5(b)에 나타내었다. 1시간 오스템 퍼링한 시편의 경우 대부분 급랭에 의해 경한 마르텐사 이트 조직을 갖고 잔류 오스테나이트 분율이 가장 낮기 때문에 인장 시험 시 조기 파단이 일어나는 것을 확인 할 수 있다. 이는 마르텐사이트 변태 시 전단 변태에 의 한 격자 비틀림이 전위 밀도를 증가시키고, 미세한 마 르텐사이트 분율이 많을수록 전위 이동 또한 억제시키 기 때문이다.19-21) 한편 오스템퍼링 시간이 증가할수록 연 신율은 증가하여 24시간 오스템퍼링한 시편의 경우 13 % 의 가장 높은 연신율을 나타냈다. 이는 잔류 오스테나 이트의 분율에 따른 기계적 안정도로 설명될 수 있다. 오스템퍼링 시간이 증가할수록 베이나이트 변태에 의해 베이나이트 분율이 증가하면서 잔류 오스테나이트 분율 이 감소하고 탄소 확산이 일어나 미변태 잔류 오스테나 이트의 안정도를 증가시키게 된다. 따라서 오스템퍼링 시 간이 짧을수록 잔류 오스테나이트의 안정도가 감소하므 로, 인장 시험 도중 TRIP 효과에 따라 쉽게 마르텐사 이트 변태가 일어나게 된다. 이런 TRIP 효과는 기본적 으로 강도를 향상시키는 것으로 보고되지만, 형성된 마 르텐사이트는 본질적으로 취성을 가지기 때문에 연신율 에는 부정적인 영향을 줄 수 있다,22-24) 따라서 6시간 오 스템퍼링한 시편은 24시간 오스템퍼링 시편에 비해 잔 류 오스테나이트의 기계적 안정성이 낮기 때문에 마르 텐사이트 변태가 가속화되어 연신율이 감소하게 되었다 고 판단된다. 그러나 6시간과 24시간 오스템퍼링한 시편 들은 모두 TRIP 효과에 의해 1.5 GPa의 초고강도와 10 % 이상의 매우 우수한 인장 특성을 나타낸다.

    Fig. 6에 오스템퍼링 시간에 따른 경도 및 상온, 저온 에서 실험한 충격 시험 결과를 나타내었다. 경도의 경 우 오스템퍼링 시간이 증가할수록 감소하는 경향을 보 였는데, 이는 오스템퍼링 시간이 증가할수록 급랭에 의 해 형성되는 경한 마르텐사이트 조직 분율이 감소하기 때문이다. 또한 경도는 오스템퍼링 시간이 1시간에서 6 시간으로 갈수록 급격하게 감소하다가 6시간에서 24시간 으로 증가할 때는 경도 감소가 거의 없는 것을 확인할 수 있다. Bhadeshia 등은 오스템퍼링에 의해 형성된 나 노 베이나이트 분율이 증가할수록 경도 향상에 기여한 다고 보고했다.25) 따라서 24시간 오스템퍼링한 시편의 경 우 나노 베이나이트 분율 증가가 마르텐사이트 분율 감 소를 보완해 경도 감소가 일어나지 않는 것으로 판단된다.

    상온 및 저온에서의 충격 시험 결과에 따른 흡수 에 너지 값을 보면, 대부분 저온보다 상온에서 시험된 흡 수 에너지 값이 높은 것을 확인할 수 있다. 이는 온도 가 낮아질수록 전위 이동에 영향을 주는 마찰 저항 값 이 증가하게 되어 충격 시험 시 소성 변형이 억제되기 때문이다.21, 26) 또한 오스템퍼링 시간이 증가할수록 충격 흡수 에너지는 증가하는 것을 볼 수 있는데, 이는 오스 템퍼링 시간 증가에 따라 베이나이트 변태에 의해 취성 의 마르텐사이트 분율이 감소하고 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과가 억제되기 때문이다.

    4. 결 론

    본 연구에서는 오스템퍼링 시간에 따른 초고강도 나노 베이나이트강을 제조하고 미세조직 분석, 경도, 인장 및 충격 시험을 실시하여 다음과 같은 결론을 얻었다.

    본 연구에서 제조된 초고강도 나노 베이나이트강은 높 은 Si 함량에 의한 시멘타이트 석출 억제, 저온 오스템퍼 링 및 급랭 처리를 통해 최종적으로 carbide-free 베이나 이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 혼합 조직을 나 타냈으며, 오스템퍼링 시간이 증가할수록 베이나이트 변태 가 진행되어 베이나이트계 페라이트의 두께가 증가하고, 잔류 오스테나이트의 두께는 감소하는 경향을 보였다.

    인장 시험 결과 오스템퍼링 시간이 증가할수록 연신율 이 증가되는 경향을 나타내었다. 이는 베이나이트 변태 에 의해 상대적으로 잔류 오스테나이트 분율 감소하고 안정도는 증가하여 TRIP 효과에 의한 마르텐사이트 변 태가 억제되기 때문이다.

    오스템퍼링 시간이 증가할수록 경도 값은 감소하다 유 지되는 경향을 보였는데, 이는 베이나이트 변태에 의해 경한 마르텐사이트 분율이 감소함에 따라 경도가 감소 하다가 이후 경도 측면에서 나노 베이나이트 분율 증가 가 마르텐사이트 분율 감소를 보완하기 때문이다.

    충격 시험 결과 오스템퍼링 시간이 증가할수록 베이나 이트 변태에 의해 취성의 마르텐사이트 분율이 감소하 고, 잔류 오스테나이트의 분율 감소 및 안정도 증가에 따라 TRIP 효과가 억제되어 상대적으로 높은 충격 흡 수 에너지 값을 나타내었다.

    Figure

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    Optical micrographs of the ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C for (a) 8 min, (b) 1 h, (c) 6 h and (d) 24 h.

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    SEM micrographs of the ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C for (a),(d) 1 h, (b),(e) 6 h, and (c),(f) 24 h. (d)-(f) are high-magnification SEM micrographs of (a)-(c).

    MRSK-30-2-87_F3.gif

    TEM bright field images and thickness of the ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C. (a)-(c) are TEM bright filed images austempered for 1 h, 6 h, and 24 h respectively, (d) is thickness of bainitic ferrite and retained austenite.

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    EBSD phase map of the ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C for (a) 1 h and (b) 24 h. Green color indicates bainitic ferrite with BCC (body centered cubic) structure, and red color does retained austenite with FCC (face centered cubic) structure. Vγ represents the volume fraction of retained austenite.

    MRSK-30-2-87_F5.gif

    (a) Engineering stress-strain curves and (b) tensile properties of the ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C for 1 h, 6 h and 24 h.

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    Variation in absorbed energy and hardness with austempering time in ultra-high strength nanostructured bainitic steel specimens austempered at 300 °C.

    Table

    Reference

    1. H. K. D. H Bhadeshia and D. V. Edmonds, Met. Sci., 17, 411 (1983).
    2. F. G. Caballero, M. K. Miller, S. S. Babu and C. Garcia- Mateo, Acta Mater., 55, 381 (2007).
    3. E. Kozeschnik and H. K. D. H. Bhadeshia, Mater. Sci. Technol., 24, 343 (2008).
    4. A. P. Zhilyaev and T. G. Langdon, Prog. Mater. Sci., 53, 893 (2008).
    5. R. Z. Valiev and T. G. Langdon, Prog. Mater. Sci., 51, 881 (2006).
    6. H. K. D. H. Bhadeshia, Mater. Sci. Technol., 21, 1293 (2005).
    7. B. Dönges, A. Giertler, U. Krupp, C. -P. Fritzen and H. -J. Christ, Mater. Sci. Eng. A, 589, 146 (2014).
    8. S. Das, S. Kundu and A. Haldar, Mater. Sci. Forum, 702, 939 (2012).
    9. D. J. Lee, M. S. Kim, G. E. Ku, S. H. Heo, N. Y. Kim and J. -M. Lee, Korean J. Met. Mater., 56, 221 (2018).
    10. C. Garcia-Mateo, F. G. Caballero and H. K. D. H. Bhadeshia, ISIJ Int., 43, 1238 (2003).
    11. M. Hillert, L. Höglund and J. Ågren, Metall. Mater. Trans. A, 35, 3693 (2004).
    12. H. K. Sung, S. Y. Shin, B. Hwang, C. G. Lee, N. J. Kim and S. Lee, Korean J. Met. Mater., 48, 798 (2010).
    13. J. M. Lee, S. I. Lee, H. S. Lim and B. Hwang, Korean J. Mater. Res., 28, 522 (2018).
    14. V. T. T. Miihkinen and D. V. Edmonds, Mater. Sci. Tech., 3, 422 (1987).
    15. C. Garcia-Mateo, F. G. Caballero and H. K. D. H. Bhadeshia, ISIJ Int., 43, 1821 (2003).
    16. M. Zhang, T. S. Wang, Y. H. Wang, J. Yang and F. C. Zhang, Mater. Sci. Eng. A, 568, 123 (2013).
    17. C. Garcia-Mateo and F. G. Caballero, Mater. Trans., 46, 1839 (2005).
    18. F. G. Caballero, C. Garcia-Mateo, M. J. Santofimia, M. K. Miller and C. García de Andrésa, Acta Mater., 57, 8 (2009).
    19. D. A. Porter, K. E. Easterling and M. Sherif, Phase Transformations in Metals and Alloys, 3th ed., p.536, CRC press, Florida, USA (2009).
    20. G. Krauss, Principles of Heat Treatment of Steel, p.291, Metals Park : American Society for Metals, Ohio, USA (1980).
    21. G. E. Dieter, Mechanical Metallurgy, p.751, McGraw-Hill, New York, USA (1986).
    22. G. Gao, H. Zhang, X. Gui, P. Luo, Z. Tan and B. Bai, Acta Mater., 76, 425 (2014).
    23. Q. Zhou, L. H. Qian, J. Tan, J. Y. Meng and F. C. Zhang, Mater. Sci. Eng., A, 578, 370 (2013).
    24. Y. Tomita and T. Okawa, Mater. Sci. Eng., A, 172, 145 (1993).
    25. H. K. D. H. Bhadeshia, Proc. Math. Phys. Eng. Sci., 466, 3 (2009).
    26. R. W. Hertzberg, Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials, 4th ed., p.786, John Wiley & Sons, New Jersey, USA (1996).