Fig.4.21Changeintheamountofwearlossofquenched,sub-zeroandcryogenic treatedSTD 11steelwithtemperingtemperature(Weardistance;100m).
( a)
( b)
( c)
Fig. 4.22 Change in abrasive wear trace of austenitized at 1,020℃ for 40min, cryogenictreatedat-196℃ for24hrsSTD 11steelwithtempering temperature(Wear distance;100m);(a)180℃×30min,(b)180℃×60minand(c)300℃×1hr.
제 3절 결 론
SKD 11냉간 금형강의 경도 및 내마모성을 개선하기 위하여 오스테나이타이징 처리,초심냉처리(Supersubzero)및 템퍼링처리 조건에 따른 상변화,미세조직 변 화,탄화물의 거동 및 기계적 성질 변화 등에 대해 연구하여 다음과 같은 결론을 얻었다.
(1)오스테나이타이징 온도가 970℃로 낮은 경우에는 탄화물의 분해 및 고용이 충분히 일어나지 않았으나 1,020℃에서 오스테나이타이징한 경우는 탄화물의 고용 양이 증가하여 마르텐사이트+초정 탄화물인 M7C3만이 관찰되었다.그러나 오스테 나이타이징 온도가 1,070℃인 경우 잔류 오스테나이트 양이 증가하였으며 결정립은 일부 성장하였다.
(2)오스테나이타이징 온도와는 무관하게 200℃ 템퍼링의 경우 현미경상으로는 큰 차이를 발견할 수 없었으나 400℃ 템퍼링에서는 침상의 미세한 탄화물들이 기 지에 석출하였으며 600℃ 템퍼링의 경우에는 이러한 탄화물들이 크기 및 체적 분 률은 증가하고 구상화되는 경향을 나타냈다.
(3)모든 시편에서 템퍼링 온도가 600℃로 상승하더라고 잔류 오스테나이트의 분 해는 일어나지 않았다.
(4)템퍼링 온도에 무관하게 1,020℃에서 오스테나이타이징한 시편들의 경우가 경도값이 가장 높게 나타났다.또한 템퍼링 온도가 200℃에서 400℃로 높아지면 록 크웰 경도값은 저하하나 600℃ 템퍼링에서는 다시 경도값이 약간 증가하는 2차 경 화를 나타냈다.
(5)오스테나이타이징 온도가 낮으면 마모량은 작게 나타났으며 동일한 오스테나 이타이징 온도에서는 템퍼링 온도가 200,400및 600℃로 상승하면 마모량은 감소 하는 것으로 나타났다.특히 크라이오 처리후 저온 템퍼링한 시편에서는 STD 11 냉간 금형강의 전통적인 열처리방법인 퀜칭-템퍼링한 시편에 비해 마모량은 200
～300%이상 향상되었다.
(6)열처리 조건이 다른 시편들의 마모흔을 주사전자현경으로 관찰한 결과 내마 모성이 큰 시편의 경우 기지의 미끄럼 마모에 의한 일부 소성변형의 흔적만 관찰 되었으나 내마모성이 좋지 않은 시편의 경우 시편 표면의 변형량은 증가하고 변형 층의 취성에 의한 기지 표면의 이탈에 의해 마모량이 증가하였다.
제 5 장 STD 61 열간 금형강의 열처리 조건에 따른 미세조직 및 기계적 특성
제 1절 서 론
플라스틱 금형의 경우 사출 성형할 때 압축응력을 받고,캐비티 내부에는 인장응 력을 항상 반복해서 받는다.더욱이 정밀도를 높이기 위해서는 고압으로 사출성형 을 하는 경우가 많고 또 유리섬유나 금속분말,또는 무기질을 다량 함유한 성형재 료가 많으므로 강도,인성 및 내마모성 등이 매우 중요하다.
플라스틱 금형강은 금형의 형태,작업조건,가격 등과 같은 여러 조건에 의해 결 정되나 몰드 베이스에는 S45C 및 SK3강 등이,핵심코어에는 NAK80,HP4MA, HP4A,HP1및 STD61강 등이 그리고 금형부품에는 S45C,SK3및 STD61강 등이 주로 사용된다.1～2)
이러한 플라스틱 금형강 중 담금질-뜨임강인 STD61계는 Fe-0.32～0.42%C-0.8 0～1.20%Si-4.50～5.50%Cr-1.00～1.50%Mo-0.80～1.20%V의 화학조성을 갖는 강종 으로서 화학조성,오스테나이타이징 및 템퍼링 조건 등에 따라 미세조직,잔류 오 스테나이트의 양,탄화물의 크기 및 분포,결정립 크기 및 변형의 정도 등은 다르 게 나타난다.
따라서 담금질-뜨임강인 STD61강의 경우 화학조성은 물론 가열방법,오스테나 이타이징 온도 및 시간,템퍼링 조건 등에 따라 강도,인성 및 내마모성 등이 큰 차이가 나므로 열처리에 대한 구체적 공정변수의 확립이 필요하다.
또한 최근의 연구보고에 의하면 이러한 열간금형강에 대한 전통적인 퀜칭-템퍼 링 공정 중 크라이오처리 및 상향 퀜칭(Up-hillquenching)의 조합에 의해 열간금 형강의 미세조직을 치밀하게 하고 마르텐사이트의 분해와 미세한 탄화물의 석출을 유도하여 내마모성을 개선하고자 하는 복합열처리 기술이 보고되고 있다4～11,53～56). 본 장에서는 SKD 61열간 금형강의 잔류 오스테나이트의 유무,마르텐사이트의 morphology,경도 및 내마모성에 미치는 오스테나이타이징 조건,하향 및 상향 퀜 칭 및 템퍼링 조건에 따른 미세조직의 변화에 대하여 연구하였다.
제 2절 실험결과 및 고찰
1.오스테나이타이징 온도에 따른 미세조직 및 상변화
SKD 61 열간 금형강은 C 및 Cr의 양이 각각 0.32～0.42% 및 4.50～5.50%로서 미세조직,탄화물 및 열처리 특성이 SKD 11 냉간 금형강과는 다르게 나타난다.
Fig.5.1및 5.2는 시판용 SKD 11냉간 금형강의 열처리전의 광학현미경 및 주사 전자현미경 사진을 각각 나타낸다.
Fig.5.1의 광학현미경 사진을 보면 밝은 색의 페라이트 기지에 미세한 구상 탄 화물들을 관찰할 수 있다.Fe-X%C-5%Cr합금계에서 실온에서 존재하는 평형상은 C의 함량이 증가함에 따라 α → α+M7C3→ α+M7C3+M3C → α+M3C 순으로 변하 게 된다17).C의 함량이 0.37인 SKD 61강의 경우 실온에서 존재하는 평형상은 α +M7C3+M3C으로서 Fig.5.1에 나타난 탄화물은 주로 복합탄화물인 M7C3및 M3C로 판단된다.
Fig.5.1Opticalmicrographofas-receivedSTD 61steel.
Fig.5.2는 Fig.5.1의 미세조직을 고배율로 관찰한 주사전자현미경 사진을 나타 낸다.결정립 크기는 대략 5㎛ 내외이었으며 냉각시 γ → γ +M7C3에 의해 생성된 괴상의 M7C3가 기지 내에 전체적으로 분포하고 있으며 공석온도 이하에서 생성된 α-페라이트 및 미세한 M3C 복합탄화물들을 관찰할 수 있었다.
Fe-C-Cr합금계에서 Cr의 함량이 증가하면 공석온도는 상승하나 공석생성물 내 의 C의 함량은 저하하게 된다.또한 STD 61 열간 금형강에 합금원소로 첨가된 Mo 또는 V 역시 공석온도 및 공석생성물 내의 C의 함량에 미치는 영향은 Cr과 유사한 효과를 나타내는 것으로 보고되고 있다25,30).
Fig.2.2의 Fe-X%C-5%Cr계 합금의 평형상태도를 보면 공석반응은 대략 800℃
에서 Fe-0.25%-5%Cr조성에서 일어난다.또한 STD 61 열간 금형강과 유사한 C 함량을 갖는 조성에서 γ구역은 870℃이상임을 알 수 있다.
따라서 as-received상태에서 Fig.5.1및 5.2와 같이 α,M7C3및 M3C 등으로 이 루어진 미세조직을 갖는 STD 61열간 금형강을 퀜칭 및 급냉에 의해 경화효과를 얻기 위해서는 α → γ변태뿐만 아니라 복합탄화물이 분해하여 C 원자가 오스테나 이트 결정립 내에서 균일하게 확산할 수 있는 온도이상으로 가열하여야 한다.
Fig.5.2FESEM micrographofas-receivedSTD 61steel.
Fig.5.3및 5.4는 오스테나이타이징 온도에 따른 미세조직의 변화를 조사하기 위 하여 as-received상태에서 Fig.5.1및 5.2와 같은 미세조직을 갖는 시편들을 970, 1,020및 1,070℃에서 40분 동안 유지하여 실온의 궨칭 유에 냉각한 후의 광학현미 경 및 주사전자현미경 사진을 각각 나타낸다.
오스테나이타이징 온도가 970℃로 낮은 Fig.5.3및 4의 (a)를 보면 플레이트 형 의 마르텐사이트가 일부 생성되었으나 오스테나이타이징 온도가 낮기 때문에 고온 에서 생성되는 M7C3복합탄화물이 미용해된 상태로 남아 있었다.특히 미용해된 M7C3복합탄화물 주위에서는 평형상인 α-페라이트를 관찰할 수 있었다.
한편 오스나이타이징 온도가 1,020℃로 높은 Fig.5.3 및 4의 (b)에서는 미용해 탄화물의 양이 감소함과 동시에 마르텐사이트의 체적 분률은 증가하였다.이러한 경향은 오스테나이타이징 온도가 1,070℃로 상승한 Fig.5.3 및 4의 (c)에서는 더 크게 나타났으나 1,070℃×40min의 오스테나이타이징 조건에서도 소량의 미용해 탄 화물이 관찰되었다.또한 오스테나이타이징 온도가 970,1,020및 1,070℃로 상승하 면 용해되는 탄화물의 양은 증가하나 오스테나이트 결정립의 성장에 따라 마르텐 사이트 플레이트의 크기 역시 크게 나타났다.
마르텐사이트 변태는 확산을 수반하지 않은 전단변태로서 적절한 가열 및 냉각 조건을 충족하여야 일어날 수 있다.이러한 마르텐사이트 변태는 합금계,화학조성, 초기 미세조직,오스테나이타이징 및 냉각 조건 등에 따라 변태 특성 및 mor pho-logy는 다르게 나타난다.
STD 61열간 금형강의 경우 Fig.5.1및 5.2와 같이 as-received상태에서는 Cr, Mo및 V 등의 합금원소의 첨가에 의해 기지 내에는 복합탄화물이 생성되어 있기 때문에 이러한 복합탄화물이 분해되어 오스테나이트 결정립 내에서 C를 포함한 합 금원소가 균일하게 분포될 수 있도록 최소한의 온도 및 시간이 필요하다.그러나 오스테나이타이징 온도가 너무 높으면 오스테나이트의 결정립이 성장하여 마르텐 사이트는 조대화되어 기계적 성질은 저하하게 된다.
또한 마르텐사이트 변태가 일어나기 위해서는 균일한 오스테나이트 상태에서 평형상 인 α,M7C3및 M3C 등이 생성되지 않을 정도의 빠른 속도로 냉각되어야 한다.대부분 의 첨가원소는 Ms온도를 낮추나 연속냉각곡선의 nose를 우측으로 이동시키는 것으로 보고되고 있다22～24).따라서 STD 61열간 금형강과 같은 고합금강에서는 최소 임계냉 각속도 및 Ms온도를 고려하여 오스테나이타이징 온도 및 시간이 결정되어야 한다.
Fig.5.3 Opticalmicrographs of quenched STD 61 steels with austenitizing temperature;(a)970℃,(b)1,020℃ and(c)1,070℃.
( c)
( b)
( a)
Fig.5.4 FESEM micrographs ofquenched STD 61 steels with austenitizing temperature;(a)970℃,(b)1,020℃ and(c)1,070℃.
( a)
( b)
( c)
Fig.5.5는 Fig.5.1및 5.2와 같은 미세조직을 갖는 STD 61열간 금형강의 오스 테나이타이징 온도에 따른 X-선 회절시험결과를 나타낸다.
오스테나이타이징 온도와 무관하게 모든 시편에서 잔류 오스테나이트 피크는 나 타나지 않았으며 2θ =44.4,64.4및 81.9°에서 각각 (110)α’,(200)α’및 (211)α’마 르텐사이트 피크들을 관찰할 수 있었다.이들 피크들로부터 마르텐사이트의 정방성 (Tetragonality)을 측정한 결과 오스테나이타이징 온도에 따라서는 큰 차이를 나타 내지 않았으며 이러한 이유는 낮은 C의 함량에 때문인 것으로 판단된다.
한편 Fig.5.5를 보면 STD 11냉간 금형강과는 달리 970,1,020및 1,070℃에서 오스테나이타이징한 모든 시편에서 탄화물들의 피크는 크게 나타나지 않았으나 2θ
= 38.6°에서 M3C 탄화물의 피크를 관찰할 수 있었으며 오스테나이타이징 온도가 저하함에 따라 M3C 탄화물 피크의 강도는 증가하였다.
오스테나이트에서 탄화물의 분해거동에 대해서는 여러 가지 모델들이 제안되고 있다.Molinder28)에 의하면 탄화물 용해에 대한 활성화 에너지는 약 840,000J/mol이 며 이에 반해 오스테나이트 내에서 C 원자의 확산에 필요한 활성화 에너지는 약 135,000J/mol이므로 오스테나이트 내에서 탄화물의 분해속도는 C 원자의 확산에 지배받지 않는다는 것으로 보고하고 있다.
또한 Judd 등29)은 오스테나이트 영역에서 불안정한 상태인 탄화물 입자 주위에 는 필름 형태의 오스테나이트가 형성되어 오스테나이타이징 시간이 지남에 따라 오스테나이트는 성장함과 동시에 탄화물 및 페라이트의 두께는 감소하며 이 때 계 면이동 속도는 오스테나이트 내의 C 원자의 확산에 의해 제어되는 것으로 보고하 고 있다.
Fig.5.3및 5.4와 같이 STD 61열간 금형강에서 오스테나이타이징 온도가 상승 함에 따라 탄화물의 용해도가 증가하는 이유는 오스테나이트 내의 C 원자의 확산 이 빠르게 진행되어 미세한 탄화물 입자 주위에서 오스테나이트 필름을 빠르게 생 성하기 때문인 것으로 판단된다.
한편 STD 61열간 금형강의 미세조직을 나타낸 Fig.5.1및 5.2에서 확인된 탄 화물들이 Fig.5.5의 X-선 회절시험에서 나타나지 않은 이유는 STD 61열간 금형 강은 STD 11냉간 금형강에 비해 괴상의 조대한 초정 M3C 복합탄화물이 생성되 지 않고 기지에 미세한 탄화물들이 생성되어 X-선 회절시험에서는 검출되지 않기 때문이다.