1. 서 론
19세기 Hadfield강 개발을 필두로 Mn을 다량 첨가한 고망간강에 대한 연구가 오랫동안 진행되어 왔다.1) 최근 에는 쌍정유기소성(twinning induced plasticity, TWIP) 현상을 이용한 자동차 강판용 고망간강과 극저온용 고 인성 고망간강에 대한 연구가 활발히 진행 중이다.2-5) 이 들은 사용온도에서 적절한 적층결함 에너지(stacking fault energy, SFE)를 갖도록 화학조성을 조절하여 소성변형 시 오스테나이트 단상을 유지하며, 변형 쌍정(deformation twin) 발생에 의한 높은 강도와 연성, 인성을 가지는 것 으로 잘 알려져 있다.
일반적인 금속 재료는 변형률 속도가 증가하면 가동 전 위(mobile dislocation)의 이동속도가 비례하여 증가하기 때문에 유동응력이 증가하는 양의 변형률 속도 민감도 (strain-rate sensitivity)를 가진다. 그러나 고망간강은 특 정 변형률 속도 범위에서 변형률 속도 증가에 따라 유 동응력이 감소하는 음의 변형률 속도 민감도를 종종 나 타낸다. 다양한 FCC 합금에서 음의 변형률 속도 민감 도가 나타나는 원인으로 마르텐사이트 변태, 높은 변형률 속도에 따른 열적 연화, 동적 변형시효(dynamic strain aging, DSA) 등이 제시되어 있지만,1,6,7) 고망간강의 경 우에 대해서는 아직까지 명확한 메커니즘이 알려져 있 지 않다. 이 중 동적 변형시효는 전위 중심(dislocation core)으로의 탄소원자 확산으로 설명하는 고전 메커니즘8) 과 Fe-Mn-C 계 합금에서 독특하게 나타나는 Mn-C 복 합체(complex)9)로 설명되고 있다.
한편 동적 변형시효의 발생으로 인해 국부적으로 소성 이 일어나는 불균일 변형(inhomogeneous deformation)은 Portevin Le Chatelier (이하 PLC) 효과와 serration을 유 발하여 최종 제품 가공 후 표면품질에 영향을 미친다.10) Rodriguez11)는 응력-변형률 곡선에서 다양한 형태의 serration을 다섯 가지 유형으로 구분하였는데, 이를 Table 1에 정리하였다. 이러한 serration거동은 다양한 조성의 고 망간강 및 Al-Mg합금 등1-3,6,12,13)에서 보고되었으며, 합 금원소의 첨가 및 온도, 변형률 속도 등의 변화에 의존 하는 여러 종류의 serration이 관찰되었다. 이를 해결하 기 위한 연구로 최근 Fe-18Mn-0.6C TWIP강의 serration 발생을 억제시키기 위하여 Al의 첨가는 Mn과 C의 상호작용을 위한 활성화 에너지를 감소시켜 동적 변형 시효에 의한 serration을 억제시키는 것으로 보고된 바 있 다.9) 또한 다른 연구자들에 의하면, 고망간강의 동적 변 형시효 발생은 마르텐사이트 변태,4) 변형 쌍정 형성에 의 한 dynamic Hall-Petch 효과,14,15) 쌍정 두께와 부동전위 간의 상호작용2) 등과 같이 높은 가공경화 속도 메커니 즘 중 하나로 설명되고 있다. Dastur1)는 내부 마찰 분 석(internal friction analysis)을 통하여 Mn과 C의 상호 작용에 의해 형성된 Mn-C 쌍(pair)이 높은 가공경화를 일으킨다고 보고하였다. 그러나 Chen6)과 Lee9)는 단순한 Mn-C 쌍이 아닌 적층결함 내 형성된 Mn-C 복합체의 8 면체 자리에 고용된 탄소원자가 응력을 받으면 부분 전 위에 의해 순간적으로 4면체 자리의 상황이 되면서 높 은 변형시효와 경화를 유발시키는 것으로 주장하였다. 본 연구에서는 Fe-Mn-Cr-C계 합금에 대하여 다양한 변형률 속도 하에서 상온 인장시험을 실시한 후 응력-변형률 곡 선의 해석을 통하여 serration과 변형률 속도 민감도를 고 찰하였다.
Table 1.
Characteristics of the different types of serrations and experimental conditions.11)
2. 실험 방법
본 연구에서 사용된 합금은 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C (wt. %)의 화학조성을 갖는 오스테나이트계 고망간강이다. 이 합금은 900 °C 이상 오스테나이트화 온도에서 30 mm로 열간압연한 판재이며, 상온에서 오스테나이트 단상을 유 지하기 위해 급냉하였다. 제조된 시편의 미세조직은 압 연 판재의 옆면을 연마하고 3 % 나이탈 용액으로 에칭 한 후 광학현미경으로 관찰하였다.
인장시편은 ASTM E8 sub-size 표준시험법에 따라 판 재의 압연방향(longitudinal direction, L-방향)으로 두께 2 mm의 sub-size 판상시편(표점거리 25 mm, 너비 6 mm)을 가공한 후 10톤 용량의 동적 만능 시험기(Instron 8516, Instron Co, Norwood, MA)를 이용하여 준정적 변형률 속도 10−4~10−1 s−1 하에서 상온 인장시험을 실시하였다. 모든 시편들은 연속항복거동을 나타내어 응력-변형률 곡 선으로부터 0.2 % offset한 유동응력을 항복강도로 사용 하였다. 변형률 속도 민감도는 아래와 같은 식을 사용 하여 계산하였다.
식(1)에서 σ, ε̇, ε, T는 각각 유동응력, 변형률 속도, 진 변형률, 온도를 나타낸다. 또한 Cu 타겟을 이용한 X선 회절(X-ray, XRD)과 EBSD(electron back-scattered diffractometry, Model: TSL/DIGIVIEW, EDAX) 분석을 통 하여 변형 도중 상변태 발생 유무와 변형 메커니즘을 확 인하였다.
3. 실험 결과
3.1. 미세조직
오스테나이트계 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합금 시편의 인 장시험 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 Fig. 1 에 나타내었다. 본 연구에서 사용된 시편은 이차상이 없 는 오스테나이트 단상조직을 가진 고망간강으로 평균 결 정립 크기는 약 30 μm를 나타내었다. Fig. 2는 각각의 변형률 속도로 인장시험 후 파단부 주변을 X선 회절 분 석한 결과이며, Fig. 3은 본 연구에서 가장 느린 10−4 s−1 의 변형률 속도로 약 20 % 변형을 가한 후 변형조직을 관찰한 EBSD 분석 결과이다. Fig. 2와 Fig. 3 분석을 통해 변형률 속도에 관계없이 인장 변형에 의한 ε-마르 텐사이트 상변태는 발생하지 않고 오스테나이트 단상의 결정립 내부에는 변형 쌍정이 발생하였다. 또한 변형률 속도가 증가할수록 단열 가열(adiabatic heating) 발생에 의한 시편의 온도 증가는 적층결함 에너지를 증가시키 기 때문에 더욱 상변태가 억제될 것임을 예상할 수 있 다. 실제로 본 연구에서 제조된 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합 금의 준정적 변형률 속도 하에서 상온 변형 메커니즘은 변형 쌍정으로 확인되었다.
3.2. 인장 특성
오스테나이트계 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합금에 대한 응 력-변형률 곡선을 Fig. 4에 나타내고, 그 결과를 Table 2에 정리하였다. 변형률 속도가 증가함에 따라 항복강도 는 10−4-10−2 s−1 범위에서 약 29, 25 MPa 정도 급격한 증가를 보이나 이후 10−1 s−1에서 급격히 감소하였다. 인 장강도는 항복강도와는 다르게 12, 10 MPa 정도 서서히 감소하나 10−1 s−1에서 45 MPa 정도 급격하게 감소하였 다. 연신율은 변형률 속도가 증가함에 따라 감소하는 경 향을 보이나, 단면적 감소율은 변형률 속도 변화에 따 라 큰 차이가 없었다.
Fig. 4
Engineering stress-strain curves of an Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C alloy tested at different strain rates and (b) enlargement of the boxed segment of the stress-strain curves.
Table 2.
Tensile properties of a Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C alloy tested at different strain rates.
| Strain rate (s−1) | Yield strength (MPa) | Tensile strength (MPa) | Elongation (%) | Reduction in area (%) |
|---|---|---|---|---|
| 10−1 | 395.2 | 820.8 | 62.3 | 57 |
| 10−2 | 417.1 | 865.0 | 61.5 | 59 |
| 10−3 | 392.8 | 875.0 | 72.1 | 58 |
| 10−4 | 363.1 | 887.8 | 78.6 | 58 |
변형률 속도 10−1 s−1인 인장 곡선을 제외한 나머지 곡 선들은 소성변형을 시작한 항복점 이후부터 시편 게이 지 부분에서 국부적 소성변형이 발생하는 PLC 효과로 인한 serration 거동이 나타났다. Serration을 자세히 확 인하고자 여러 구간의 응력-변형률 곡선을 확대하여 Fig. 5에 나타내었다. 변형률 속도 10−1 s−1에서 인장 곡선은 변형 초중반에서는 serration이 나타나지 않으나 변형 후 반에서 약간의 serration이 일부 발생하였다. 반면 10−4~ 10−2 s−1 범위의 변형률 속도에서 인장 곡선들은 항복점 이후 소성변형 초기에서부터 주로 저온에서 발생되는 type A의 serration이 발생하였으며, 변형 중후반에서는 고온에 서 주로 관찰되는 type C serration이 발생하여 type A serration과 type C serration이 복합적으로 발생하였다.1,12)
4. 결과 고찰
본 연구에서 시험된 합금은 준정적 변형률 속도 하에 서 변형률 속도가 증가함에 따라 인장강도가 감소하는 음의 변형률 속도 민감도가 관찰되었다(Fig. 6(a)). 그러 나 각각의 변형량에서 변형률 속도 민감도를 알아본 결 과 변형 초기에는 양의 변형률 속도 민감도를 보이며 변 형이 진행됨에 따라 음의 민감도로 변하였다(Fig. 6(b)). Chen6)과 Renard12)은 변형률 속도와 동적 변형시효에 의 한 PLC 효과의 관계를 보고한 바 있는데, 이들 결과에 따르면 변형률 속도가 증가함에 따라 동적 변형시효가 억제되며, 음의 변형률 속도 민감도가 변형이 진행될 수 록 더욱 뚜렷해진다고 보고하였다.
Fig. 6
(a) Strain-rate sensitivity of an Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C alloy and (b) strain-rate sensitivity plotted as a function of the engineering strain.
한편 본 연구에서 사용된 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합금 에 대하여 가장 빠른 10−1 s−1의 변형률 속도 시편을 제 외한 나머지는 모두 소성변형 시작 후 곧바로 serration 이 발생하였다. 이러한 현상은 Fe-20Mn-1.2C 합금,12) Fe-18Mn-0.6C 합금16)에서 확인되었으며, 모두 type A serration이 발생하였다. 반면 Koyama17)의 연구에서 Fe- 17Mn-(0.6-0.8C) 합금의 serration 발생은 충분한 변형이 진행된 뒤 발생하였으며, serration 발생 시작 임계 변형 량과 변형률 속도의 관계를 다음의 식18)을 도입하여 설 명하였다.
식(2)에서 ε̇, εc, C, QM은 각각 변형률 속도, 동적 변 형시효에 의한 serration의 발생 시작 임계 변형량, 탄소 농도, 활성화 에너지를 나타낸다. 위 식은 용질 원자의 전위 중심 확산에 기인한 동적 변형시효를 고려한 식이 며, 상기 식을 통해 변형률 속도 증가에 따른 serration 발생 임계 변형량의 증가는 즉, 동적 변형시효가 억제 된다는 의미로 해석될 수 있다. 따라서 본 연구에서 가 장 빠른 10−1 s−1의 변형률 속도로 시험된 경우 임계 변 형량이 크게 증가하여 후반부에만 serration이 일부 관찰 되는 것으로 생각할 수 있다.
현재까지 많은 연구자들이 고망간강의 동적 변형시효 를 다양한 메커니즘을 이용해 해석해 왔으나 Mn-C 복 합체 재배열 메커니즘이 가장 잘 받아들여지고 있다. Dastur1)는 Hadfield강의 내부 마찰 분석을 통하여 격자 내 Mn에 의한 8면체 자리의 뒤틀림으로 발생하는 탄소 원자의 응력 유기 재배열로 Mn-C 쌍의 존재를 유추하 였다. 이 때 활성화 에너지는 탄화물을 생성시킬 만큼 높 지는 않지만 탄소 원자는 오스테나이트 상에서 과포화 고용 형태로 존재할 수 있어 Mn-C 쌍 (또는 복합체)이 형성된다고 보고하였다. 이 후 Lee 등9,19)은 TWIP 강에 서 적층결함 내 Mn-C 복합체와 부분 전위의 상호작용 에 의한 동적 변형시효 메커니즘을 보다 구체적으로 설 명하였다. 이들에 따르면 부분 전위와 pseudo twin에 의 한 적층결함의 발생으로 FCC의 packing이 국부적으로 HCP로 바뀌며, 적층결함 구역에서 탄소의 위치는 8면체 자리에서 4면체 자리로 변화하게 되면서 다시 8면체 자 리로 돌아가지 않는 한 상당한 격자 뒤틀림을 유발하는 강화효과를 이끌어 동적 변형시효를 발생시킨다고 설명 하였다. 이 후 탄소원자는 전위 중심과 공공을 통한 격 자 확산과 같은 장범위 확산에 필요한 높은 활성화 에 너지가 요구되지 않기 때문에 뒤따르는 부분 전위 또는 쌍정 전위 이동에 의해 근처 8면체 자리로 비교적 쉽 게 돌아올 수 있다. 따라서 본 연구의 경우 느린 변형 률 속도에서는 변형 초기부터 Mn-C 복합체 재배열에 의 한 동적 변형시효가 발생하며, 변형이 진행될수록 더욱 뚜렷하게 나타난다. Lee9)는 Mn-C 복합체의 탄소원자와 적층결함의 상호작용 시간을 아래와 같은 식으로 표현 하였다.
여기서 tcomplex-SF는 Mn-C 복합체와 적층결함의 동적 변 형시효를 위한 상호작용 시간이며, SSF는 각 (111)면에서 의 적층결함 표면, dSF는 적층결함 너비, ρcomplex는 (111) 면에서 C-Mn 복합체의 밀도, vdis는 (111)면에서 활주전 위의 속도를 나타낸다. 또한 변형률 속도는 다음 식을 통하여 전위 속도와 비례하는 것을 알 수 있다.
식(3)과 (4)를 조합하여 변형률 속도와 동적 변형시효 를 위한 상호작용 시간은 다음과 같이 나타낼 수 있다.
따라서 본 연구에서 제조된 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합 금의 경우 변형률 속도가 증가함에 따라 Mn-C 복합체 와 적층결함의 상호작용 시간이 감소하므로 동적 변형 시효가 억제되어 음의 변형률 속도 민감도를 나타낸다 고 볼 수 있다.
5. 결 론
본 연구에서는 Fe-24.5Mn-4Cr-0.45C 합금을 제조하고 준정적 변형률 속도(10−4-10−1 s−1) 하에서 상온 인장시험 을 통하여 다음과 같은 결론을 얻었다. 변형률 속도가 감소함에 따라 동적 변형시효가 활발하게 일어나 유동 응력이 증가하는 음의 변형률 속도 민감도를 나타내며, 이 는 변형이 진행될수록 거시적으로 더욱 뚜렷하게 나타 났다.
한편 느린 변형률 속도의 응력-변형률 곡선에서는 변 형률 초기부터 동적 변형시효에 의한 serration이 관찰되 었는데, 이는 상온에서도 탄소원자의 장범위 확산과 높 은 활성화 에너지가 필요하지 않는 적층결함 내 Mn-C 복합체와 부분 전위와의 상호작용으로 설명될 수 있다. 또 한 변형률 속도가 증가함에 따라 상호작용 시간은 감소 하기 때문에 동적 변형시효가 억제됨을 알 수 있었다. 그러나 현재까지 Mn-C복합체와 부분 전위의 상호작용은 직접적인 관찰을 통하여 설명되지 않고 있기 때문에 이 들 합금의 보다 명확한 동적 변형시효 메커니즘을 이해 하기 위하여 많은 연구가 필요한 실정이다.
