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.
Table 1
Chemical compositions and austenite grain size of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.
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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.
Fig. 1
Stacking fault energy calculated for the austenitic highmanganese base, C, Mn, and Mn-Al steels at 20 °C and -196 °C.
여기서 γSFE는 합금의 적층결함 에너지, ρ는 (111)면의 몰 표면 밀도, σ는 γ/ε 계면 에너지, 은 오스테나이 트에서 ε마르텐사이트의 상변태 시의 Gibbs 자유에너지 변화량이다. 위에 제시된 SFE 계산식의 경우 합금원소, 온도 등에 영향을 받는데, 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)
Fig. 3
(a) Engineering stress-strain and (b) strain hardening rate curves of the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.
Fig. 4
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.
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.
Fig. 5
Charpy impact energy plotted as a function of test temperature for the austenitic high-manganese base, C, Mn, and Mn-Al steels.
Fig. 6
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.
한편 C 시편에서의 극저온 충격 시험시 균열의 전파 를 관찰하기 위해 파괴된 충격 시편의 횡단면을 EBSD 관찰한 결과를 Fig. 7에 나타내었다. Fig. 7(b)와 (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.
