1. 서 론
TWIP(Twinning Induced Plasticity) 강은 고강도 및 고 연신율과 같은 우수한 기계적 특성으로 인해 최근 자동 차 부품으로 활용되기 위해 전세계적으로 활발히 연구 되고 있다. TWIP 강은 변형 중에 기계적 쌍정(twin)이 형성되고, 이들은 전위의 이동을 방해하여 가공경화능이 높은데, 이러한 효과는 동적 Hall-Petch 효과로 알려져 있다.1-5) 구조용 철강재료는 변형률 속도가 증가함에 따 라 강도가 증가하는 반면, 연신율은 감소하는데, 이는 전 위의 급격한 상호 작용으로 인해 높은 가공 경화 효과 가 나타나기 때문이다.6) 그리고 온도가 감소하면 강도는 증가하지만, 파괴 기구가 연성 파괴에서 취성 파괴로 전 환되어 연신율은 감소하게 된다.6,7) Curtze 등은 TWIP 강의 기계적 특성이 변형에 따른 강화 기구, 전위, 슬 립, 쌍정, 마르텐사이트 변태와 관련이 있으며, 이들은 온 도 의존성을 보인다고 보고하였다.7)
TWIP 강에서는 인장 시험 동안 인장 곡선에서 톱니 모양의 serration이 발생하기도 한다.8-12) 이 serration 현 상은 일반적으로 동적 변형 시효에 의해 설명되며,6,13-15) 이 때 재료에는 국부적인 Portevin-Le Chatelier 변형 밴 드가 형성된다.8-11) 변형률 속도와 온도의 변화는 인장 특 성뿐만 아니라 serration 현상에도 영향을 미치며, 결국 쌍정, 슬립, 전위, 변형 밴드, 오스테나이트-마르텐사이트 변태와 같은 미세조직학적 인자에 의해 결정된다. 또한 이 들 미세조직학적 인자들은 인장 특성인 가공 경화율, 강 도, 연신율에도 영향을 준다. 많은 연구자들이 변형률 속 도와 온도에 따른 TWIP 강의 인장 특성의 변화를 다 양하게 설명하고 있지만 이들을 종합적으로 그리고 변 형 초기와 후기 등을 구분하여 조직의 변화와 이에 따 른 물성의 변화를 체계적으로 이해하는데는 여전히 어 려움이 있다.
따라서 본 연구에서는 Mn과 Al 함량을 달리한 4 가 지 종류의 고망간 TWIP 강을 제조하였다. 이 후 변형 률 속도와 온도를 변화시켜 인장 시험을 수행하였고, 변 형 후의 미세조직을 관찰하였다. 그리고 강도, 연신율, 가 공 경화율, serration 모양, 파면 형태와 같은 인장 특성 을 변형 초기와 후기로 나누어 조사하였다. 이들로부터 TWIP 강의 인장 특성에 미치는 변형률 속도 및 온도 의 영향을 미세조직학적 인자와 함께 조사하였다.
2. 실험 방법
진공 용해로를 이용하여 4가지 종류의 TWIP 강을 제 조하였다. 화학조성은 0.6C-18Mn, 0.6C-22Mn, 0.6C- 18Mn-1.6Al, 0.6C-18Mn-1.9Al이다. 본 논문에서는 각각 의 강재를 ‘18Mn’, ‘22Mn’, ‘18Mn1.6Al’, ‘18Mn1.9Al’ 로 명명하였다. 두께가 30 mm 인 두꺼운 판을 1150 °C 에서 1 시간 균질화한 후, 1100 °C에서 열간 압연하였 다. 마무리 압연 온도는 900 °C이다. 열간 압연된 강판 (두께 2.5 mm)을 450 °C로 수냉하였고, 이 온도에서 압 연하여 1.4 mm 두께의 판재를 만들고, 800 °C에서 30초 간 유지한 다음 수냉시켰다.
강판의 L-T면(longitudinal-transverse plane)을 기계적 및 전해 연마하고, 주사전자현미경(field emission scanning electron microscope, model; S-4300E, Hitachi, Tokyo, Japan), X-선 회절기(Cu radiation, scan rate = 2 degree· min−1, scan step size = 0.02 degree), EBSD(Electron backscatter diffraction)를 이용하여 미세조직을 관찰하였다.
판상 인장 시편을 게이지 길이 25 mm, 폭 6 mm, 두 께 1.4 mm로 판재의 L 방향(longitudinal direction)으로 준비하였다. 변형률 속도를 10−1 sec−1 과 10−3 sec−1 로 달 리하여 상온에서 인장 시험하였다. 또한 변형률 속도를 10−1 sec−1 로 고정하여 200 °C 와 −196 °C에서도 인장 시 험하였다. 인장 시험에는 104 kgf 용량의 만능시험기(model; Instron 5582, Instron Corp., Canton, MA, USA)를 사 용하였다. 파괴된 인장 시편은 주사전자현미경(field emission scanning electron microscope, model; S-4300E, Hitachi, Tokyo, Japan)으로 파면을 관찰하고, X-선 회절 기로 인장 시편의 미세조직 변화를 관찰하였다.
3. 결 과
3.1. 변형률 속도 10−3 sec−1과 10−1 sec−1에서의 인장 특성
Fig. 1과 2는 4종류 강재의 X선 회절 분석결과와 EBSD 분석결과이다. 모든 강재는 오스테나이트 단상으로 5 μm 정도의 결정립 크기이다. Fig. 3과 4는 변형률 속도 10−3 sec−1과 10−1 sec−1에서의 인장 곡선과 가공경화율 곡선이 다. Table 1에 항복강도, 인장강도, 연신율 등의 인장 특 성을 정리하여 나타내었다. 변형률 속도 10−3 sec−1 일 때 항복강도는 470 ± 20 MPa 정도이며, Mn과 Al의 함량이 증가할수록 인장강도와 연신율은 감소하였다. Al의 함량 이 증가할수록 적층 결함 에너지는 감소하기 때문에, Al 의 함량이 높을수록 변형 시 쌍정의 발생과 슬립의 활동 이 억제된다.8-11,16,17) Al 첨가 TWIP 강은 Al 미첨가 TWIP 강에 비해 강도가 낮은데, 이는 쌍정과 전위의 상호작 용이 감소하였기 때문이다. Al 첨가 시 AlN 등의 형성 으로 인장 시험 시 응력 집중에 의해 연신율이 감소할 수도 있다.16)
Fig. 2
EBSD image quality maps of the (a) 18Mn, (b) 22Mn, (c) 18M1.6Al, and (d) 18Mn1.9Al steel sheets.
Fig. 3
(a) Room-temperature stress-strain curves and (b) work hardening rates of the high Mn TWIP steels tested at a strain rate of 10−3 sec−1.
Fig. 4
(a) Room-temperature stress-strain curves and (b) work hardening rates of the high Mn TWIP steels tested at a strain rate of 10−1 sec−1.
Table 1
Room-Temperature Tensile Properties of the High Mn TWIP Steels.
Fig. 3의 변형률 속도 10−3 sec−1에서의 인장 곡선에서 는 18Mn과 22Mn 강에서 Type A serration이 발생한 다. Type A serration은 인장 곡선의 윗 방향으로 뾰족 하게 올라가는 형태를 갖는다. serration의 크기는 Al이 증가할수록 감소하는데, Al이 미첨가된 18Mn과 22Mn 강에서는 serration이 관찰되지만, Al 첨가한 강에서는 serration이 발생하지 않는다. Hong 등은 Al 미첨가 고 망간 TWIP 강에서 상온 인장 시 발생하는 serration이 국부적인 Portevin-Le Chatelier 변형 밴드와 쌍정의 상 호작용 때문이라고 보고하였다.17) 그리고 Al 첨가 고망 간 TWIP 강에서는 Al 미첨가 고망간 TWIP 강보다 인 장 시험 동안 쌍정이 더 적게 형성되고, 슬립이 더 많이 발생하기 때문에 Al 첨가 고망간 TWIP 강에서는 serration의 발생도 더욱 억제된다.16,17) Serration이 발생하면 가공경화율 곡선이 위아래로 심하게 변동폭을 가진다. 본 연구에서도 18Mn과 22Mn 강에서 초기 변형 구간에서 serration이 일부 발생하여 가공경화율 곡선도 약간 변동 폭을 보인다(Fig. 3(b)의 (1)영역). 반면, 후반 변형 구간 에서는 serration이 크게 발생하여 가공경화율 곡선도 심 하게 변동폭을 갖는다(Fig. 3(b)의 (2)영역).
변형률 속도 10−1 sec−1에서의 강재들의 항복강도는 490 ± 30 MPa 정도이며, Mn과 Al의 함량이 증가할수록 인 장강도와 연신율이 감소하였다. 변형률 속도가 증가함에 따라 항복강도는 증가하였고, 반면 인장강도와 연신율은 감소하였다. 일반적인 구조용 철강재료에서 전위의 이동 속도는 변형률 속도가 증가함에 따라 증가하는데, 이러 한 이유로 변형률 속도가 증가함에 따라 인장강도는 증 가하고 연신율은 감소한다.6) 반면, TWIP 강에서는 전위 뿐만 아니라 쌍정의 형성, 마르텐사이트 변태, 쌍정과 전 위의 상호작용이 복잡하게 가공 경화 효과에 영향을 미 치므로 강도 및 연신율이 변화한다.
Fig. 3과 4를 비교하면, 변형률 속도가 증가할수록 serration의 발생량은 감소하였다. Al 첨가 TWIP 강에서는 serration이 발생하지 않았고, 18Mn과 22Mn 강에서는 변 형 후반부에서 serration이 약간 발생하였다. 가공경화율 곡선에서 serration이 발생하지 않을 때는 가공경화율 곡 선이 거의 변동폭이 없지만, 변형 후반부의 serration이 발생한 구간에서는 가공경화율 곡선도 변동폭을 보인다 (Fig. 4(b)의 녹색 점선 원).
3.2. 200 °C와 −196 °C에서의 인장 특성
Fig. 5와 6은 200 °C와 −196 °C에서 시험한 인장곡선 과 가공경화율 곡선을 나타내었다. Table 2에서 이들 온 도에서 측정된 인장 특성을 정리하여 나타내었다. 200 °C 에서 인장 시험한 항복강도는 415 ± 10 MPa 정도이며, Mn과 Al의 함량이 증가할수록 인장강도와 연신율은 감 소하였다. 상온과 비교할 때, 온도가 증가할수록 강도는 감소하였고, 연신율은 증가하였다.
Fig. 5
(a) Stress-strain curves and (b) work hardening rates of the high Mn TWIP steels tested at 200 °C.
Fig. 6
(a) Stress-strain curves and (b) work hardening rates of the high Mn TWIP steels tested at −196 °C.
Table 2
Tensile Properties at Temperatures of 200 and –196 °C of the High Mn TWIP Steels.
Al 미첨가 TWIP 강에서는 Type A serration이 발생하 였고, 18Mn1.6Al 강에서는 Type A + Type B serration 가 발생하였다. Type B serration은 인장 곡선의 아래 방 향으로 뾰족하게 내려가는 형태를 갖는다. 상온과 마찬 가지로 초기 변형 구간에서 serration이 일부 발생하여 가 공경화율 곡선도 약간 변동폭을 보인다(Fig. 5(b)의 (1) 영역). 반면, 후반 변형 구간에서는 serration이 크게 발 생하여 가공경화율 곡선도 심하게 위아래로 변동폭을 보 인다(Fig. 5(b)의 (2)영역).
−196 °C에서 인장 시험한 항복강도는 18Mn 강이 761 MPa로 가장 낮고 다른 강들은 870 ± 20 MPa 정도이다. 상온과 비교할 때, 온도가 감소할수록 강도는 증가하였 고, 연신율은 감소하였다. −196 °C에서 인장 시험 시에 는 serration이 발생하지 않았다. Mn과 Al의 첨가량이 증 가할수록 인장강도와 연신율은 증가하였다.
Fig. 7과 8에 변형률 속도 10−3 sec−1의 상온과 −196 °C 에서 파괴된 인장 시편의 파면을 주사전자현미경으 로 관찰하여 나타내었다. 상온의 파면은 대부분 연성의 딤플(dimple)로 관찰되며, 딤플의 크기는 1~3 μm 정도이 다. 반면, −196 °C에서 파괴된 인장 시편의 파면은 준벽 개 파면(quasi-cleavage facture surfaces) 또는 딤플이 함 께 나타난다. Al 미첨가 강에서의 파면의 크기는 5~10 μm 정도이다. Al 첨가 강에서는 5~10 μm 정도의 큰 파면 도 나타나지만, 1~3 μm 정도 크기의 매우 작은 딤플도 관찰된다(Fig. 8의 노란색 점선원).
4. 고 찰
4.1. 인장 시험 후 미세조직의 변화
Fig. 9에 다양한 변형률 속도와 온도에서의 인장 시험 후 X-선 회절분석 결과를 나타내었다. 인장 시험 전 모 든 시편과 상온 및 200 °C에서 인장 시험한 모든 시편 에서는 오스테나이트 피크만 나타나고, −196 °C에서 인 장 시험한 시편에서는 시편에 따라 오스테나이트와 마 르텐사이트 피크가 관찰된다. 즉, Al 미첨가 TWIP 강에 서는 오스테나이트와 ε-마르텐사이트 피크가 나타나고, 18Mn1.6Al 강에서는 오스테나이트, ε-마르텐사이트, α’- 마르텐사이트 피크가 나타난다. 18Mn1.9Al 강에서는 오 스테나이트 피크만 나타난다. 고망간 TWIP 강의 마르텐 사이트 변태는 적층 결함 에너지와 관련이 있으며, 적 층 결함 에너지가 15~20 mJm2 이상일 때 쌍정이 잘 형 성되고, 이보다 낮을 때는 마르텐사이트 변태가 발생한 다고 보고되어 있다.2,18-21) 또한 쌍정이 잘 발생하는 적 층 결함 에너지 범위보다 높은 적층 결함 에너지 범위 에서는 슬립이 잘 일어난다. Mn과 Al의 함량은 증가할 수록, 그리고 온도가 증가할수록 적층 결함 에너지가 증 가한다고 알려져 있다. 본 연구에서는 상온과 200 °C에서 는 높은 적층 결함 에너지로 쌍정이 잘 발달하였지만, 온 도가 −196 °C로 감소하면 적층 결함 에너지의 감소로 인 장 시험 시 마르텐사이트 변태가 발생하는 결과가 나타 났다. 그러나 18Mn1.9Al 강은 높은 Al의 함량으로 여 전히 높은 적층 결함 에너지로 인해 −196 °C에서 인장 시험을 하여도 마르텐사이트 변태가 일어나지 않았다.
4.2. 인장 특성에 미치는 변형률 속도의 영향
Dieter 등은 강도, 인성, 항복비, 가공경화지수 등과 같 은 기계적 특성은 시험 시 변형률 속도와 온도에 의해 변화된다고 보고하고 있으며, 다음의 관계식으로 설명하 였다.6)
여기서 σ은 강도, 는 변형률 속도, m은 변형률 속 도 민감도, T는 온도이다. 여기서 강도는 변형률 속도가 증가함에 따라 증가하며, 이 때 변형률 속도는 가동전 위의 속도와 관련이 있으며 아래의 식으로 계산된다.
여기서 ρ는 가동전위 밀도, b는 버거스 벡터, v는 가 동전위의 속도이다. 일반적으로 구조용철강 재료의 가동 전위의 속도는 변형률 속도가 증가함에 따라 증가하며, 그 결과 이동한 전위들은 서로 상호작용으로 엉키게 되고 강도가 증가하게 된다.6) 그리고 변형률 속도가 증가하게 되면 가동전위가 이동할 만한 충분한 시간이 없기 때문 에 항복강도는 증가하게 된다. TWIP 강은 전위뿐만 아 니라 쌍정, 슬립, 마르텐사이트 변태 등이 변형에 의해 복잡하게 발생하기 때문에, 변형률 속도의 변화에 따라 인장 특성은 더욱 크게 변화될 수 있다.
본 연구에서는 변형률 속도가 증가함에 따라 TWIP 강 의 항복강도와 항복비는 증가하고, 인장강도와 연신율은 감소하였다. 항복비는 가공경화효과와 연관이 있으며, 항 복비와 가공경화능은 서로 반비례관계를 갖는다.7) 변형 률 속도가 높은 경우, 가동전위의 이동도가 높아 변형 시 쌍정과 전위는 빠르게 상호작용하게 된다. 그리고 변 형률 속도가 증가하게 되면 가동전위가 이동할 만한 충 분한 시간이 없기 때문에 강도는 증가하게 된다. 따라 서 국부적인 영역에서 가공경화 효과가 빠르게 발생하 게 되고, 이 영역에서의 응력집중으로 고망간 TWIP 강 의 인장강도와 연신율은 변형률 속도가 증가할수록 감 소하게 된다.
변형률 속도의 변화는 serration 현상에도 영향을 미치 는데, 변형률 속도가 증가함에 따라 serration이 감소하 였다. Hong 등은 Al 미첨가 고망간 TWIP 강의 serration 현상을 국부적인 영역에서의 Portevin-Le Chatelier 변형 밴드와 쌍정의 상호작용으로 설명하였다.17) 그 외에도 serration 현상은 이러한 Portevin-Le Chatelier 변형밴드 에 의한 동적 변형 시효에 의해 설명되고 있다.8,11) 변 형률 속도가 증가하면 가동전위들이 쌍정과 빠르게 상 호작용을 일으키게 되고 국부적인 영역에서 가공경화능 을 높여 결국 Portevin-Le Chatelier 변형밴드와 쌍정의 상호작용이 일어나지 않도록 하여 serration 현상을 억제 하게 된다.
4.3. 인장 특성에 미치는 온도의 영향
유동 곡선에서 강도의 온도 의존성은 아래의 식으로 표 현된다.6)(3)
여기서 C는 상수, Q는 소성 변형에 필요한 활성화 에 너지[J mol−1], R은 기체 상수[8.314 J mol−1K−1], T는 온 도[K]이다. 즉 온도가 증가함에 따라 강도가 감소한다. TWIP 강에서도 온도가 감소함에 따라 적층결함에너지가 변화하게 되고, 결국 쌍정의 발생, 마르텐사이트 변태, 슬 립이 영향을 받기 때문에 인장 특성이 변화한다.
상온과 200 °C에서는 적층결함에너지가 높아서 마르텐 사이트 변태가 일어나지 않고 연성파괴가 발생하기 때 문에 인장 특성의 변화가 크지 않다. 즉 온도가 증가함 에 따라 인장 강도는 약간 감소하고, 연신율은 약간 증 가하였다. 반면, −196 °C에서는 적층결함에너지가 낮기 때 문에 마르텐사이트 변태가 발생하고 취성파괴가 일어나 기 때문에 인장 특성이 크게 변화하였다. −196 °C에서 인 장 시험한 Al 미첨가 고망간 TWIP 강은 마르텐사이트 변태로 인해 온도가 감소함에 따라 강도가 증가하나, 취 성파괴로 연신율은 감소하였다. 18Mn 강의 −196 °C에서 의 인장강도는 상온에 비해 낮았으며, 이는 빠른 취성 파괴 때문으로 판단된다. 18Mn1.6Al 강의 −196 °C에서 의 인장강도는 마르텐사이트 변태로 인해 상온에 비해 크게 증가하였고, 연신율은 약간 감소하였다. 저온에서는 변형 초기에 형성된 쌍정과 전위 셀 등이 인장 특성에 영향을 미쳐 연신율을 감소시킨다.22,23) 본 연구에서는 고 망간 TWIP 강의 연신율이 온도가 감소함에 따라 감소 하는데, 이는 적층결함 에너지의 감소로 마르텐사이트 변 태가 일어나는 것과 변형 초기 발생한 쌍정과 전위의 빠 른 상호작용 때문이다.
온도의 변화는 serration 현상에도 영향을 미치는데, 이 는 동적 변형 시효와 가공경화능이 온도에 영향을 받기 때문이다.6,16) 동적 변형 시효는 C-Mn 쌍과 전위의 상 호작용과 연관이 있으며, 탄소의 확산속도가 전위의 이 동속도보다 빠를수록 탄소 원자가 가동전위의 움직임을 방해하여 전위 이동의 장애물로 작용하게 된다.6) 본 연 구에서는 온도가 증가함에 따라 탄소 원자의 이동속도 가 증가하여 가동전위의 움직임을 방해하여 가공경화능 을 높이고, 결국 많은 수의 serration을 발생시키는 원인 으로 작용하게 된다. 따라서 200 °C에서의 인장 곡선에 는 많은 수의 serration이 관찰되지만, −196 °C에서의 인 장 곡선에서는 serration이 거의 발생하지 않는다.
5. 결 론
1) 변형률 속도가 증가함에 따라 상온에서의 강도는 증 가하는 반면, 연신율과 인장 곡선에서의 serration의 수 는 감소하는데, 이는 변형에 의해 형성된 가동 전위가 국부적인 영역의 전위와 빠르게 상호 작용하였기 때문 이다. 상온에서는 변형 후기에 serration이 크게 발생하 여 가공경화능에 영향을 미친다.
2) 온도가 증가함에 따라 강도는 감소하지만 연신율은 증가하였다. 그리고 변형 초기와 후기에 거의 고르게 많 은 수의 작은 serration이 나타나는데, 이는 가동 전위와 탄소 원자의 이동속도가 온도 상승에 따라 증가했기 때 문으로 판단된다. 전위와 탄소 원자 사이의 상호 작용 에 의한 가공 경화 효과는 인장 시험의 초기 단계에서 증가하였다.
3) 적층 결함 에너지는 온도가 감소함에 따라 감소하 기 때문에 −196 °C에서 시험한 18Mn, 22Mn, 18Mn1.6Al 강에서 마르텐사이트 변태가 발생하였다. 이로 인해 −196 °C에서의 인장 특성에서 Al 미첨가 TWIP 강의 강도는 Al 첨가 TWIP 강에 비해 높은데, 반면 마르텐사이트 변 태 및 취성 파괴 때문에 연신율은 낮았다.
4) 18Mn1.9Al 강에서는 마르텐사이트 변태가 일어나 지 않았지만 인장 시험의 초기 단계에서 많은 쌍정들이 형성되었고, 이들이 전위와 빠르게 상호 작용하기 때문 에 온도가 낮을수록 강도가 증가하였다. 연성은 취성 파 괴로 인해 온도가 감소함에 따라 감소하였다.
