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ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.31 No.3 pp.139-149
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2021.31.3.139

Effect of Vanadium and Boron on Microstructure and Low Temperature Impact Toughness of Bainitic Steels

Yuanjiu Huang1, Hun Lee1, Sung Kyu Cho2, Jun Seok Seo2, Yongjai Kwon1, Jung Gu Lee1, Sang Yong Shin1
1School of Materials Science and Engineering, University of Ulsan, Ulsan 44610, Republic of Korea
2Technical Research Center, Hyundai Steel Company, Dangjin 31719, Republic of Korea
Corresponding author E-Mail : sshin@ulsan.ac.kr (S. Y. Shin, Univ. of Ulsan)
January 29, 2021 February 8, 2021 February 8, 2021

Abstract


In this study, three kinds of bainitic steels are fabricated by controlling the contents of vanadium and boron. High vanadium steel has a lot of carbides and nitrides, and so, during the cooling process, acicular ferrite is well formed. Carbides and nitrides develop fine grains by inhibiting grain growth. As a result, the low temperature Charpy absorbed energy of high vanadium steel is higher than that of low vanadium steel. In boron added steel, boron segregates at the prior austenite grain boundary, so that acicular ferrite formation occurs well during the cooling process. However, the granular bainite packet size of the boron added steel is larger than that of high vanadium steel because boron cannot effectively suppress grain growth. Therefore, the low temperature Charpy absorbed energy of the boron added steel is lower than that of the low vanadium steel. HAZ (heat affected zone) microstructure formation affects not only vanadium and boron but also the prior austenite grain size. In the HAZ specimen having large prior austenite grain size, acicular ferrite is formed inside the austenite, and granular bainite, bainitic ferrite, and martensite are also formed in a complex, resulting in a mixed acicular ferrite region with a high volume fraction. On the other hand, in the HAZ specimen having small prior austenite grain size, the volume fraction of the mixed acicular ferrite region is low because granular bainite and bainitic ferrite are coarse due to the large number of prior austenite grain boundaries.



베이나이트강의 미세조직과 저온 충격 인성에 미치는 바나듐과 보론의 영향

황 원구1, 이 훈1, 조 성규2, 서 준석2, 권 용재1, 이 정구1, 신 상용1
1울산대학교 첨단소재공학과
2현대제철 기술연구소

초록


    Korea Evolution Institute of Industrial Technology

    © 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

    산업이 발전함에 따라 전세계적인 에너지 수요가 증가 하고 있으며, 이에 따라 심해저와 극지방에서의 원유 및 천연가스 개발도 활발히 이루어지고 있다. 해양플랜트용 후판강은 극한 환경에서의 유빙 충돌 및 심해저의 높은 압력을 견디기 위해 고강도뿐만 아니라 저온에서의 높 은 충격 인성을 갖춰야 한다.1-3) 이러한 후판강이 고강 도와 고인성을 갖기 위해서는 주로 베이나이트계 조직 이 활용된다. 하지만 베이나이트계 후판강은 모재가 우 수한 물성을 가지더라도, 용접의 과정을 거치면서 형성 된 열영향부(heat affected zone, HAZ)는 미세조직과 기 계적 특성이 저하되기도 한다.4-9)

    후판강의 용접 전후 미세조직과 물성의 변화에 미치는 다양한 합금 원소에 대한 연구는 주로 탄소 당량에 따 라서 이루어지고 있으며, 일반적으로 탄소 당량이 높을 수록 저온변태조직인 마르텐사이트나 베이나이트의 형성 이 유리하다고 알려져 있다.10-16) 합금 원소 중에 바나듐 (V)은 고용 강화 및 저온변태조직의 형성을 돕는 원소 이고, 합금량을 최적화할 때 결정립을 미세화 시킨다고 알려져 있다.17,18) 보론(B)은 오스테나이트 결정립계 안정 화 원소로 작용하여 페라이트와 베이나이트 형성을 억 제하고 경화능을 향상시킬 수 있다고 알려져 있다.19,20) 이러한 베이나이트계 후판강의 모재 및 HAZ의 미세조 직과 기계적 특성에 미치는 바나듐과 보론의 영향이 알 려져 있으나, 최근 개발되는 고강도 베이나이트계 후판 강은 그 조성과 제조 공정이 복잡하여 모재 및 HAZ의 미세조직과 저온 충격 인성의 상관관계 연구가 여전히 필요하다.

    따라서 본 연구에서는 바나듐과 보론의 함량을 제어하 여 3종류의 베이나이트계 후판강을 제조하였다. 이후 모 재와 HAZ 시편의 미세조직을 각각 조사하고, 기계적 특 성을 측정하여 바나듐과 보론의 첨가에 따라 변하는 모 재의 미세조직과 저온 충격 인성의 상관관계를 조사하 였다. 그리고 HAZ 시편도 미세조직을 분석하고, 저온 충 격 특성을 알아보기 위해서 -40 °C에서 샤르피 충격 시 험을 실시하였다. 이 결과를 통해서 바나듐과 보론의 첨 가에 따라 변하는 HAZ 미세조직과 저온 충격 인성의 상관관계를 조사하였다.

    2. 실험 방법

    2.1 시편 제조

    본 연구에서 사용된 강의 화학조성을 Table 1에 나타 내었다. 바나듐과 보론을 제외한 다른 화학 조성의 함 량은 거의 동일하며, O 강은 바나듐의 함량이 0.006 wt%이고, 보론은 첨가하지 않았다. V 강은 O 강에 비 하여 바나듐의 함량이 0.060 wt%으로 증가하였다. B 강 은 V 강에 비하여 보론을 12 ppm로 첨가하였다. 모든 강은 1,000 °C~1,200 °C에서 오스테나이트화 열처리를 2 시간 동안 진행하였다. 이때 조압연과 사상압연을 실시 하여, 100 mm의 슬라브를 최종 판재 두께 16 mm로 제 조하였다. 마무리 압연 후에 강재의 두께 중심부를 기 준으로 3 ~ 7 °C/s의 속도로 400 ~ 500 °C까지 수냉하였고, 이후 공냉하여 강을 제조하였다.

    용접 시의 HAZ를 모사하기 위해서 Fig. 1의 열 사이클 을 적용하여 MTCS 장비(Thermorestor-W, Fuji Electronic Industrial Co, Tokyo, Japan)로 HAZ (coarse-grain heat affected zone) 미세조직을 갖는 HAZ 시편을 제조하였 다. 이 용접 조건은 해양플랜트용 후판강의 용접에 주 로 사용되는 플럭스 코어드 아크 용접(flux cored arc welding, FCAW) 조건을 모사한 것이며, 계산된 입열량 은 8 kJ/cm이다. HAZ 시편은 강재 이름 뒤에 ‘HAZ’를 붙인 시편으로 명명하였다.

    2.2 미세조직 분석 및 기계적 특성 평가

    미세조직 분석을 위하여 후판강의 중심부 두께 위치에 서 미세조직 관찰용 시편을 채취하였다. 모든 시편의 압 연롤이 닿는 L-T면(longitudinal-transvers plane)을 2,000 grit의 사포로 연마 후, 1 μm 다이아몬드 서스펜션으로 미세 연마하였다. 이후 2 % 나이탈 용액(에탄올+질산)으 로 10초간 에칭한 후, 미세조직 분석은 광학 및 주사전 자현미경(scanning electron microscope, SEM)을 통해서 진행하였다. 후방산란전자회절패턴분석기(electron back scatter diffraction, EBSD) 분석을 위해서 시편의 표면을 기계적으로 연마한 후, A2용액(2-부톡시에탄올 + 에탄올 +증류수 +과염소산)을 사용하여 flow rate 3, 20 ~ 30 V, 3s 조건으로 전해연마 하였다. EBSD 분석은 주사전 자현미경 내에서 step size 0.2 μm로 실시되었으며, 결정 방위는 OIM analysis 소프트웨어를 이용하여 분석하였다.

    후판강의 L-T 면에 하중 300 gf, 유지 시간 10초로 하 여 모재와 HAZ 시편의 비커스 경도를 측정하였다. 모 재 인장 시편은 T 방향(transverse direction)으로 ASTM E8/E8M규격에 맞추어 sub-sized 인장 시편으로 준비 하였다. 인장 시험은 만능시험기를 사용하여 상온에서 변형률 속도 10−3 /s로 실시하였다. 샤르피 충격 시편은 T-L 방향(transverse-longitudinal direction)으로 ASTM E23규격에 따라서 55 × 10 × 10mm의 표준 크기의 시편 으로 채취하였다. 모재는 0 -20, -40, -60, -80 °C에서, HAZ 시편은 -40 °C에서 각각 샤르피 충격 시험을 실시 하였다.

    3. 실험 결과

    3.1 모재의 미세조직과 기계적 특성

    베이나나트 강은 합금 원소와 열처리 공정에 따라 다 양한 미세조직을 가지며, 본 연구에서 분석된 베이나이 트계 미세조직은 다음과 같은 형태학적 특징으로 구분 하였다. 침상형 페라이트(acicular ferrite, AF)는 결정립 의 크기가 수 μm 정도이고, 결정립계에 미세한 크기의 경질상이 분포하여, 강도와 인성이 우수한 조직이다. 입 상형 베이나이트(granular bainite, GB)는 고경각 결정립 계로 결정립을 구분하는 패킷(packet)이 크고 패킷 내부 에 미세한 이차상이 혼재되어 있으며, 강도가 우수하지 만 인성이 낮다.21-23) 모든 강은 AF가 주조직을 가지며, 일부 GB가 형성되었다. 그리고 GB의 내부나 AF 결정 립계에 이차상이 관찰되었다. 이차상은 탄화물, 질화물, M-A (martensite-austenite constituents), 잔류 오스테나이 트 등의 경질상이다.

    모재의 미세조직을 광학 및 주사전자현미경으로 관찰 하여 Fig. 2에 나타내었고, 미세조직의 분율을 측정하여 Table 2에 나타내었다. O 강은 AF가 주조직을 이루고 있으며, GB가 34 %, 이차상이 6 % 형성되어 있다. V 강은 GB가 19 %, 이차상이 8 % 형성되어 있다. B 강 은 GB가 11 %, 이차상이 10 % 형성되어 있다. AF의 분율은 B 강, V 강, O 강 순서로 높고, GB의 분율과 이차상 분율은 그 반대의 순서로 높다. 각 미세조직의 결정립의 크기는 V 강의 AF 결정립 크기가 2 ~ 6 μm, GB 결정립 크기는 10 ~ 50 μm로 가장 미세하다. O 강 과 B 강은 AF 결정립 크기가 2~10 μm, GB 결정립 크기는 10 ~ 100 μm로 비슷한 수준이다.

    상온에서 인장 시험 후 얻어진 항복 강도, 인장 강 도, 연신율을 Table 3에 나타내었다. 해양플랜트용 강 재는 항복 강도를 기준으로 등급이 나뉘며, 본 연구에 서 사용된 강들은 항복 강도가 460 MPa 급 해양플랜 트용 후판강에 속한다. 모든 강들의 항복 강도, 인장 강도, 연신율은 비슷하다. Table 3의 비커스 경도의 측 정 결과에서도 모든 강들의 비커스 경도값은 비슷한 수 준이다.

    Table 4과 Fig. 3에 다양한 온도에서 시험한 3 강들의 샤르피 흡수 에너지를 나타내었다. 0 °C에서 V 강과 B 강의 샤르피 흡수 에너지는 290 ~ 302 J로 비슷한 수준 이며, O 강의 샤르피 흡수 에너지는 277 J로 낮다. 그 리고 B 강과 O 강의 샤르피 흡수 에너지는 V 강에 비 해 그 편차가 크다. 저온으로 갈수록 샤르피 흡수 에너 지는 감소한다. V 강은 온도가 감소할수록 샤르피 흡수 에너지는 완만하게 감소하는 반면, B 강과 O 강의 샤 르피 흡수 에너지는 급격히 감소한다. -80 °C에서 샤르 피 흡수 에너지는 V 강, B 강, O 강의 순서대로 높다.

    3.2 HAZ 시편의 미세조직과 기계적 특성

    HAZ 시편의 미세조직에서는 AF와 GB 뿐만 아니라, 베이나이트계 페라이트(bainitic ferrite, BF), 마르텐사이 트(martensite, M)도 관찰된다. M는 가장 빠른 냉각속도 에서 형성되며, 구 오스테나이트 결정 방향과 비슷한 결 정 방향을 선호하며 생성된다. M는 전위 밀도 및 쌍정 밀도가 높아 강도는 높으나 인성이 낮다. BF는 AF보다 냉각 속도가 빠르지만 M보다 느린 냉각 속도 조건에서 형성된다. BF 결정립의 크기는 수십 μm 정도이며, 경 질상이 래스(lath) 형태를 띄고 있어 강도는 우수하나 인 성은 AF에 비해 낮다. 특히, 경질상이 분포하는 BF는 패킷(packet)의 크기가 클 경우, 저온 인성이 매우 낮다 고 알려져 있다.24, 25)

    HAZ 시편의 미세조직을 광학 및 주사전자현미경으로 관찰하여 Fig. 45에 나타내고, 각 미세조직의 분율 과 크기는 Table 5에 나타내었다. HAZ 시편들은 미세 한 결정립을 갖는 AF, GB, BF, M가 복합적으로 구성 된 혼합 조직이 주를 이루며 이를 Mixed AF 조직으로 구분하였다. O HAZ 시편은 Mixed AF가 82 %, GB가 8%, BF가 10 % 형성되어 있다. V HAZ 시편은 Mixed AF가 51 %, GB가 32 %, BF가 17 % 형성되어 있다. B HAZ 시편은 Mixed AF가 52 %, GB가 37 %, BF가 11 % 형성되어 있다. O HAZ 시편에서 Mixed AF 분율 이 가장 높으며, V HAZ와 B HAZ 시편의 미세조직 분 율은 비슷하다. 결정립 크기는 Mixed AF가 2 ~ 10 μm 로 가장 미세하며, GB와 BF는 조대하다. O HAZ와 B HAZ 시편에서 GB와 BF 결정립 크기는 10 ~ 80 μm로 비슷한데 비해, V HAZ 시편의 GB와 BF 결정립 크기 는 20 ~ 130 μm로 이보다 크다. 구 오스테나이트 결정립 크기(prior austenite grain size, PAGS)는 O HAZ, B HAZ, V HAZ 시편의 순서로 크다.

    HAZ 시편들의 비커스 경도 및 -40 °C 샤르피 흡수 에 너지를 Table 6에 나타내었다. 비커스 경도는 B HAZ, O HAZ, V HAZ 시편의 순서대로 높다. B HAZ 시편 의 비커스 경도는 285 Hv로 가장 높다. 샤르피 충격 시 험한 HAZ 시편들의 파면을 관찰하여 Fig. 6에 나타내 었다. O HAZ 시편은 평균 샤르피 흡수 에너지가 175 J로 가장 높다. V HAZ 시편은 평균 샤르피 흡수 에너 지가 10 J로 가장 낮고, 파면도 소성변형이 거의 나타 나지 않는다. B HAZ 시편은 평균 샤르피 흡수 에너지 가 93 J이며, 시편에 따라 연성과 취성 파괴가 복합적 으로 발생하였다.

    Fig. 7에 -40 °C에서 샤르피 충격 시험으로 파괴된 HAZ 시편의 파면을 주사전자현미경으로 균열 개시 영역과 균 열 전파 영역을 나누어서 관찰하였다. 샤르피 충격 시 편의 노치 부근인 (1)균열 개시 영역을 비교하면, 세 시 편 모두 연성 파괴의 딤플(dimple)이 관찰된다. O HAZ 시편은 균열 개시 영역이 거의 모두에서 딤플이 관찰된 다. V HAZ 시편은 딤플이 나오는 영역의 길이가 HAZ 시편들 중에 가장 짧으며, 중심부로 파괴가 진행될수록 취성의 벽개 파면이 관찰된다. B HAZ 시편은 V HAZ 시편에 비해 딤플이 나오는 구간이 길고, 중심부로 파 괴가 진행될수록 준벽개(quasi-cleavage) 파면 또는 딤플 이 균열 진행 방향으로 늘어난 모양이 관찰된다. 샤르 피 충격 시편의 중심 부근인 (2)균열 전파 영역을 비교 하면, V HAZ 시편에서는 대부분 벽개 파면이 관찰되 었고, O HAZ와 B HAZ 시편에서는 딤플이 나타나는 연성 파괴와 벽개 파면이 함께 관찰된다.

    4. 결과 고찰

    4.1 미세조직 형성에 미치는 바나듐과 보론의 영향

    모재에서의 바나듐과 보론이 미세조직 형성에 미치는 영향을 Fig. 8에 모식도로 나타내었다. Fig. 8(a)의 O 강 에서는 탄질화물에서부터 AF가 형성되고, 3 ~ 7 °C/s의 느린 냉각 속도하에서 구 오스테나이트 결정립계에서부 터 GB가 생성 및 성장하여 최종 미세조직을 이루게 된 다. Fig. 8(b)의 V 강에서는 V의 첨가로 탄질화물 수가 증가되고, 이들 탄질화물은 AF의 형성을 유도하여, V 강 에서는 O 강에 비해 높은 AF 분율과 낮은 GB 분율이 나타난다. 또한 탄질화물의 전위 고착으로 결정립 크기 도 작다. 즉, 바나듐의 증가는 탄소 당량을 증가시키고, 탄소 당량의 증가는 오스테나이트를 안정화시켜서 저온 변태조직의 형성을 유도하며, 이차상인 M과 M-A의 형 성을 유도한다. 또한, 바나듐은 탄질화물(VN, VC)을 잘 형성하는 원소인데, 이들 탄질화물들은 전위 고착(pining) 의 효과가 있으므로 결정립을 미세화 시키고, HAZ 미 세조직 형성 시 복합 조성의 탄질화물은 AF 핵생성 자 리로 작용할 수 있다.17,18) Fig. 8(c)의 B 강에서는 보론 이 오스테나이트 결정립계에 편석되어 GB의 형성은 억 제되고, AF 형성이 유리해진다. 따라서 B 강에서는 O 강에 비해 높은 AF 분율과 낮은 GB 분율이 나타난다. 즉, 보론은 오스테나이트 결정립계에 편석이 일어나며, 오 스테나이트계 안정화 원소로 작용하여 저온변태조직의 형 성을 유도하며, 이차상인 M과 M-A의 형성을 유도한다. GB과 BF는 결정립계에서부터 생성 및 성장해 나가기 때 문에 오스테나이트 결정립계가 안정화되면 GB의 형성은 억제되고, AF 형성이 유리해진다.19,20)

    Fig. 9에 PAGS에 따른 HAZ 미세조직의 형성에 대한 모식도를 나타내었다. O 강은 탄질화물도 적고, AF 분 율도 낮기 때문에 PAGS가 200 μm 정도로 크다. 반면, V 강과 B 강은 탄질화물도 많고, AF의 분율도 높기 때 문에 PAGS가 100 μm 정도로 작다. 이러한 PAGS의 차 이는 바나듐과 보론에 의한 영향과 함께 HAZ 미세조 직 형성에 작용하게 된다. Fig. 9(a)의 O HAZ 시편과 같이 PASG가 큰 경우, 28 °C/s 의 빠른 냉각 속도하에 서 오스테나이트 결정립 내부에서 미세한 AF가 형성되 고 동시에 GB, BF M가 복합적으로 형성되면서 Mixed AF 조직이 형성되게 된다. 그리고 구 오스테나이트 결 정립계에서는 BF와 GB가 형성되는데, 이 때 결정립 내 부의 Mixed AF가 이미 많이 형성되어 있기에 BF와 GB의 분율도 낮고, 이들 패킷의 크기도 작다. 용접 시 재료는 높은 피크(peak) 온도 하에서 오스테나이트로 역 변태가 일어나고, PAGS는 성장하게 된다. 이 후 빠른 냉각속도로 인해 페라이트 형성이 억제되고, AF, GB, BF, M와 같은 저온변태조직의 형성이 유리해진다. 하지 만, 복잡하게 형성된 탄질화물로 인해서 HAZ 시편에서 는 AF, GB, BF, M와 같은 저온변태조직이 매우 복잡 하게 얽힌 혼합 조직이 형성되고 본 연구에서는 이를 Mixed AF로 구분하였다.26) 반면, Fig. 9(b)의 V HAZ와 B HAZ 시편과 같이 PASG가 작은 경우, GB와 BF 같 은 베이나이트계 조직의 핵 생성 자리로 작용하는 오스 테나이트 결정립계의 면적이 증가한다. 이를 통해 조대 한 베이나이트 형성이 유리해지고, 구 오스테나이트 결 정립 내부의 AF 형성이 불리해진다.18,27) 따라서 결정립 내부의 Mixed AF 분율은 낮고, BF와 GB의 분율이 높 고, 이들 패킷의 크기도 크다.

    4.2 미세조직과 기계적 특성의 상관관계

    Table 34에서 3 강들의 상온에서의 인장 특성과 비 커스 경도는 비슷하지만, 저온에서의 샤르피 흡수 에너 지는 강들에 따라서 차이가 나타난다. 특히, 저온으로 갈 수록 샤르피 흡수 에너지는 더욱 큰 차이를 보인다. 이 는 저온에서 3 강의 파괴 기구가 달라지기 때문이다. O 강은 가장 낮은 AF 분율을 가지며, 조대한 GB의 분율 이 높기 때문에 저온에서 샤르피 흡수 에너지가 가장 낮 다. 반면, V 강은 AF 분율이 가장 높고, GB의 크기가 가장 작으며 분율도 낮아서 저온 샤르피 흡수 에너지가 가장 높다.

    Table 6에서 HAZ 시편에의 저온 샤르피 흡수 에너지 가 모재에 비해 더욱 큰 차이를 보이는데, 이는 HAZ의 미세조직에 따라 저온 파괴 기구가 크게 달라지기 때문 이다. 이를 확인하기 위해서 HAZ 시편들의 균열 전파 경로를 조사하였다. Fig. 10에 HAZ 시편의 -40 °C에서 샤르피 충격 시험한 시편의 파단면을 주사전자현미경으 로 관찰하여 나타내었다. O HAZ 시편은 미세한 AF가 많이 분포하는 영역에서 연성 파괴에 의해 시편의 변형 된 부분이 관찰되었고, GB나 BF 영역에서는 직선의 균 열 전파 경로가 나타난다. V HAZ 시편은 미세한 결정 립의 Mixed AF에서 일부 지그재그 형태의 균열이 나 타나지만, 조대한 GB와 BF 영역에서는 직선의 균열 전 파 경로가 나타난다. B HAZ 시편에서는 미세한 결정 립의 Mixed AF에서 연성 파괴에 의해 변형된 부분이 나타나고, 조대한 GB와 BF 영역에서는 직선의 균열 전 파 경로가 나타난다. 즉, Mixed AF 영역에서는 AF + GB + BF + M로 결정립이 매우 복잡하고 치밀하게 구성 되어 HAZ 샤르피 충격 인성이 향상될 수 있다.18,27) 하 지만, BF나 GB에서는 아결정립(sub-grain)들이 특정한 방 향으로 배열된 조대한 패킷을 가지며, 저온에서 취성 파 괴 시 빠르고 직선의 긴 균열이 발생하게 된다.

    저온에서의 파괴 시 미세조직별 변형 정도를 분석하기 위해서 Fig. 11에 V HAZ와 B HAZ 시편의 -40 °C에 서 샤르피 충격 시험한 시편의 파단면을 EBSD로 분석 하여 inverse pole figure map과 KAM (kernel average misorientation) map을 관찰하여 나타내었다. 이를 통해 Mixed AF, GB, BF의 저온에서의 변형 정도와 그 주변 의 변형도 분석이 가능하다. Fig. 11(a)의 균열이 직선 적으로 진행된 조대한 GB와 BF가 많은 영역은 거의 변 형이 일어나지 않았고, Mixed AF 영역은 작은 결정립 과 그 주변부는 변형된 모습이 잘 나타난다. 반면, Fig. 11(b)의 연성 파괴로 균열이 복잡하게 형성되며 진행된 Mixed AF 영역에서는 많은 변형이 발생하였고, 그 아 랫쪽에 분포하는 GB의 경계면에서도 변형이 일어난 것 을 관찰할 수 있다. 즉, 고경각 입계를 깆는 미세한 결 정립들로 구성된 Mixed AF 영역은 저온 파괴 시 변형 이 일어나고, 주변부의 변형도 유도하게 되어, 결국 높 은 샤르피 흡수 에너지로 나타나게 된다. 반면, 조대한 GB와 BF에서는 저온에서 취성 파괴가 발생할 때 패킷 의 크기가 커서 균열이 길고 직선으로 진행하여 낮은 샤 르피 흡수 에너지로 나타나게 된다.

    5.결 론

    본 연구에서는 바나듐과 보론의 함량을 조절하여 3 종 류의 460 MPa급 베이나이트계 후판강을 제조하였다. 모 재와 HAZ의 미세조직을 분석하고, 비커스 경도 및 샤 르피 충격 시험으로 기계적 특성을 평가하였다. 이로부 터 미세조직과 기계적 특성에 미치는 바나듐과 보론의 영향을 조사하여 다음의 결론을 얻었다.

    • (1) O 강에 비해 V 강은 바나듐이 더 첨가되었고, 이 는 탄질화물의 증가로 냉각 시 AF의 형성을 유도하고, 이 차상의 분율을 증가시킨다. 또한 결정립의 성장을 억제 하여 작은 결정립을 갖는데 유리하게 작용한다. 그 결 과로 V 강의 저온 샤르피 흡수 에너지는 결정립의 크 기가 크고, AF 분율이 낮은 O 강에 비해 높다.

    • (2) V 강에 비해 B 강은 보론이 더 첨가되었고, 이는 구 오스테나이트 결정립계에 보론을 편석시켜서 냉각 시 AF의 형성을 유도하고 이차상의 분율을 증가시킨다. 하 지만, 결정립의 성장을 효과적으로 억제하지는 못하여 V 강에 비해 B 강의 GB는 패킷의 크기가 더 크고, 그 결 과로 B 강의 저온 샤르피 흡수 에너지는 V 강에 비해 낮다.

    • (3) HAZ 미세조직의 형성은 바나듐과 보론 뿐만 아 니라 PAGS도 영향을 미친다. PAGS가 큰 경우, AF가 오스테나이트 내부에서 충분히 형성되고 성장하며, 빠른 냉각으로 인한 GB, BF, M도 복합적으로 형성되면서 Mixed AF가 높은 분율로 형성된다. 반면, PAGS가 작 은 경우, AF가 오스테나이트 내부에서 충분히 형성되고 성장할 공간이 부족하여, 빠른 냉각으로 인해 오스테나 이트 결정립계에서 GB와 BF가 조대하게 형성되면서 Mixed AF의 분율이 낮았다.

    • (4) HAZ 시편의 저온 파괴 기구를 EBSD로 분석한 결 과, 미세한 결정립의 AF가 많이 분포하는 영역과 Mixed AF 영역에서는 저온 파괴 시 연성으로 파괴가 발생하 며, 이들 결정립 및 주변부에서 많은 변형이 발생하였 다. 반면, 조대한 GB나 BF 영역에서는 취성 파괴에 의 해 직선의 긴 균열 전파 경로가 나타나고, 변형도 거의 일어나지 않는다. 이로 인해 AF와 Mixed AF 분율이 높 은 시편의 저온 샤르피 흡수 에너지가 높게 나타난다.

    Acknowledgements

    This work was supported by a Korea Evolution Institute of Industrial Technology (KEIT) grant funded by the Korean government (MOTIE) (No. 10063532, Development of steel application technologies against ice-induced crashworthiness and artic temperature high toughness). This work was partly supported by a Korea Institute for Advancement of Technology (KIAT) grant funded by the Korean government (MOTIE) (No. P0002007, The Competency Development Program for Industry Specialist).

    Figure

    MRSK-31-3-139_F1.gif

    Schematic diagram of weld thermal cycles of the steels.

    MRSK-31-3-139_F2.gif

    Optical and SEM microstructures of the (a) and (b) O, (c) and (d) V, and (e) and (f) B steels.

    MRSK-31-3-139_F3.gif

    Charpy absorbed energy as a function of temperature for the (a) O, (b) V, and (c) B steels.

    MRSK-31-3-139_F4.gif

    Optical and SEM microstructures of the (a) and (b) O HAZ, (c) and (d) V HAZ, and (e) and (f) B HAZ specimens.

    MRSK-31-3-139_F5.gif

    Optical microstructures of the (a) O HAZ, (b) V HAZ, and (c) B HAZ specimens.

    MRSK-31-3-139_F6.gif

    Fractographs of the fractured Charpy impact tests at -40 °C for the (a) O HAZ, (b) V HAZ, and (c) B HAZ specimens.

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    SEM fractographs of the fractured Charpy impact tests at -40 °C for the HAZ specimens.

    MRSK-31-3-139_F8.gif

    Illustration of phase transformation during the slow cooling rate condition of the (a) O, (b) V, and (c) B steels.

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    Illustration of phase transformation during the fast cooling rate condition for the (a) O HAZ (large PAGS) and (b) V and B HAZ (small PSAGS) specimens.

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    SEM micrographs of the cross-sectional area beneath the cleavage fracture surface of the Charpy impact test fractured at - 40 °C for the (a) O HAZ, (b) V HAZ, and (c) B HAZ specimens.

    MRSK-31-3-139_F11.gif

    Inverse pole figure and KAM maps of the cross-sectional area beneath the cleavage fracture surface of the Charpy impact test fractured at -40 °C for the (a) V HAZ and (b) B HAZ specimens.

    Table

    Chemical compositions of the steels (wt%)

    Volume fractions and grain sizes of microstructures of the steels

    Vickers hardness and tensile properties of the steels

    Charpy absorbed energy of the steels

    Volume fractions and grain sizes of microstructures of the HAZ specimens

    Vickers hardness and Charpy absorbed energy at -40 °C of the HAZ specimens

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