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2014년 8월 석사학위논문
AI SID2강의 미세조직 및 탄화물 석출에 미치는 열처리의 영향
조선대학교 대학원
신재생에너지융합학과
김 조 은
AI SID2강의 미세조직 및 탄화물 석출에 미치는 열처리의 영향
TheEffectofHeatTreatmenton theMicrostructure andCarbidePrecipitation ofAISID2Steel
2014년 8월 25일
조선대학교 대학원
신재생에너지융합학과
김 조 은
AI SID2강의 미세조직 및 탄화물 석출에 미치는 열처리의 영향
지도교수 장 우 양
이 논문을 공학석사 학위신청 논문으로 제출함.
2014년 4월
조선대학교 대학원
신재생에너지융합학과
김 조 은
목 차
LIST OF TABLES ···ⅳ LIST OF FIGURES ···ⅴ ABSTRACT ···ⅹ
제 1장 서 론 ···1
제 2장 이론적 배경 ···2
제 1절 공구강 ···2
1.공구강의 종류 ···2
2.Fe-Cr-C강의 상태도 ···4
3.공구강의 탄화물 ···5
제 2절 강의 오스테나이트화 처리 ···8
1.강의 오스테나이트 형성 ···8
2.오스테나이트에서 탄화물의 분해 거동 ···12 제 3절 마르텐사이트 변태 ···17 1.마르텐사이트 변태의 특징 ···17 2.마르텐사이트의 미세조직 ···22 제 4절 X-선 회절에 의한 잔류오스테나이트 정량 ···24 제 3장 실험방법 ···27 제 1절 시편 ···27 제 2절 열처리 ···27
1.오스테나이트화 처리 및 퀜칭 ···27 2.상향 퀜칭 ···28 3.크라이오 처리 ···28 3.템퍼링 ···30 제 3절 미세조직 관찰 ···30 제 4절 X-선 회절시험 ···30 제 5절 경도시험 ···31
제 4장 결과 및 고찰 ···32 제 1절 오스테나이트화 조건에 따른 특성 변화 ···32 1.AISID2강의 표준조직 ···32 2.오스테나이타이징 온도에 따른 미세조직 및 상변화 ···35 3.잔류오스테나이트 정량분석 ···42 제 2절 크라이오처리에 따른 제 특성 변화 ···49 1.크라이오 온도에 따른 미세조직 및 상변화 ···49 2.크라이오 유지시간에 따른 미세조직 및 상변화 ···52 제 3절 템퍼링에 의한 미세조직 변화 ···58
제 5장 결 론 ···63
참 고 문 헌 ···65
LI ST OF TABLES
Table2.1Typeofcarbidescontainedintoolsteel···7
Table2.2SubstructureoftypeⅠ andtypeⅡ martensites···22
Table3.1Chemicalcompositionofthealloyusedinthisstudy(wt.%)···27
Table4.1EDS resultsofprimaryandsecondarycarbides···34
Table4. 2 Change in the volume fraction of carbides with austenitizing temperatureinAISID2steel···38
Table 4.3Theoreticalintegratedintensityof(200)αʹ and(211)αʹ ···44
Table 4.4Theoreticalintegratedintensityof(200)γ and(220)γ ···44
Table 4.5Relativeintegratedintensityofαʹ martensiteandausteniteobtained byX-raydiffractometry···45
LI ST OF FI GURES
Fig.2.1Equilibrium phasediagram ofFe-X％Cr-1.5％C···4
Fig.2.2Microstructuresillustrating theformation ofaustenitefrom astructure ofpearliteandprimaryferrite···9
Fig.2.3Microstructuresillustrating theformation ofaustenitefrom astructure ofprimaryironcarbideandpearlite···11
Fig.2.4 Data of(a)hardness,(b)amountofaustenite and ferrite,and (c) volumeofcarbideasafunctionofaustenitizing temperatureandtime;(○)750, (×)775,(●)800,(+)850,and(□)900℃ ···14
Fig.2.5 Effectofaustenitizing temperatureandtimein thecarbon contentof austeniteascarbidesdissolve;(○)750,(×)775,(●)800,(+)850,and(□)900 (⊙)X-raydeterminationsofcarboncontent···15
Fig.2.6Schematicdiagram showing thecarbongradientinausteniteassociated withadissolvingcarbide···16
Fig.2.7Freeenergiesofγ andαʹ ···17
Fig.2.8(a)Surfacereliefand(b)bendingofascratchline···19
Fig.2.9 Bain correspondencein thetransformation ofγ toαʹ; ○,Featom;×, positionsavailableforC atom ···20
Fig.2.10Shapechangeduringmartensitictransformation···21
Fig. 2.11 Complementary shear-shear accompanying lattice deformation to relieve internalstresses;(a)no latticce-invariantshear,(b)slip shearand (c) twinningshear···21
Fig. 2.12 Substructure of martensites; (a) lath martensite and (b) plate martensite···23
Fig.3.1 Horizontaltubefurnaceforaustenitizing···28
Fig.3.2 Schematicdiagram forcryogenictreatments;(a)LN2dewer,(b)LN2, (c) Cu tube, (d) specimen, (e) DC motor, (f) DC power supply, (g) thermocouple,(h)dataloggerand(i)recorder···29
Fig.3.3 Cooling curves obtained from cooling apparatus for sub-zero and cryogenictreatments···29
Fig.4.1Opticalmicrographofas-receivedAISID2steel···33
Fig.4.2SEM micrographofas-receivedAISID2steel···33
Fig.4.3X-raydiffractionpatterns(2θ =40°∼85°)ofas-receivedAISID2steel
···34
Fig.4.4 EDS spectra ofprimary and secondary carbidesas-received AISID2 steel···34
Fig. 4.5 Optical light and SEM micrographs of AISI D2 steel with austenitizing temperature; (a)1,020℃×40min, (b)1,040 ℃×40min, (c)1,060 ℃
×40minand (d)1,080℃×40min···37
Fig.4.6 Volumefraction ofcarbideswith austenitizing temperatuein AISID2
steel···38
Fig. 4.7 X-ray diffraction patterns(2θ = 40°∼85°) of AISI D2 steelwith austenitizingtemperature···39
Fig. 4.8 X-ray diffraction patterns(2θ = 40°∼55°) of AISI D2 steelwith austenitizingtemperature···39
Fig.4.9 Grain sizeofAISID2steelwith austenitizing temperature;(a)1,020℃
×40min,(b)1,040℃×40min,(c)1,060℃×40minand(d)1,080℃×40min···40
Fig.4.10 Change in mean grain size of AISI D2 steelwith austenitizing temperature···41
Fig.4.11ChangeinVickershardnessvalueofAISID2steelwithaustenitizing temperature···41
Fig.4.12 XRD patternsoftheAISID2steelwithaustenitizingtemperature
···44
Fig.4.13Changeinthe volume fraction ofretained austenite ofthe D2 steel austenitizedatvarioustemperatures···45
Fig.4.14Changeinthe volume fraction ofretained austenite ofthe D2 steel austenitizedatvarioustemperatures···46
Fig. 4.15 SEM micrographs of AISI D21 steel with quenched, and then tempered at180℃ for30min;(a)1,020℃×40min,(b)1,040℃×40min,(c)1,060℃
×40minand(d)1,080℃×40min···47
Fig.4.16AFM imageofmartensiteandretainedaustenitemorphology···48
Fig.4.17 X-ray diffraction patterns(2θ = 30°∼90°)ofAISID2steelquenched at1,020℃ withcryogenictreatmenttemperature···50
Fig.4.18 SEM micrograph ofAISID2 steelquenched at1,020℃,and then immersedinLN2for20min;(a)-70℃,(b)-196℃ ···50
Fig.4.19Changeinthe volume fraction ofretained austenite ofthe D2 steel cryogenictreatmenttemperature···51
Fig.4.20 Change in Vickers hardness value ofAISID2 steelwith cryogenic temperature···51
Fig.4.21X-ray diffraction patterns(2θ = 30°∼130°)ofAISID2steelquenched at1,020℃ withcryogenictreatmenttime···54
Fig.4.22X-ray diffraction patterns(2θ = 30°∼130°)ofAISID2steelquenched at1,060℃ withcryogenictreatmenttime···54
Fig.4.23 Changein thevolumefraction ofretained austeniteoftheD2 steel withcryogenictreatmenttime···55
Fig.4.24 Change in the tetragonality(c/a)ofmartensite ofthe D2 steelwith cryogenictreatmenttime···55
Fig.4.25SEM micrographofAISID2steelquenchedat1,020℃ and1,040℃, andthenimmersedinLN2···56
Fig.4.26ChangeinthenumberofSCC withcryogenictreatmenttime···56
Fig.4.27 Change in Vickers hardness value ofAISID2 steelquenched at
1,020℃ withcryogenictreatmenttime···57
Fig.4.28ChangeinVickershardnessvalueofAISID2steelquenchedat1,060
℃ withcryogenictreatmenttime···57
Fig.4.29FESEM micrographsofAISID2steelquenchedat1,040℃,immersed inLN2for24hrsandthentemperedat;(a)0,(b)200,(c)300and(d)400℃ ···59
Fig.4.30 AFM micrograph ofAISID2steelquenched at1,040℃,immersed inLN2for24hrs,andthentemperedat(a)200,(b)300and(c)400℃ ···61
Fig.4.31 Change in Vickers hardness value ofAISID2 steelquenched at 1,040℃,andthenimmersedinLN2for24hrs,withtemperingtemperature···62
Abst r act
TheEffectofHeatTreatmenton theMicrostructure andCarbidePrecipitation ofAISID2Steel
ByKim Jo-Eun
Advisor:Prof.JangWoo-YangPh.D.
Dept.ofEnergyConvergency
GraduateSchoolofChosunUniversity
The effect of heat treatment on the transformation characteristics and mechanicalproperty has been studied by metallography,X-ray diffractometry, image analysis and hardness measurement in AISI D2 tool steel for cold working.
Theresultsobtainedareasfollows;
(1)As austenitizing temperature increases,the volume fraction ofretained austenite(Rγ)increases.Theincreasein thevolumefractionofRγ isduetothe falling oftheMstemperatureresulting from thechemicalstabilization ofparent phase.
(2)Asaustenitizing temperatureincreases,Vickershardnessvaluedecreases. Thechangeinhardnessvaluewithaustenitizingtemperatureisalsoaffectedby grainsizeaswellthevolumefractionsofRγ andcarbides.
(3)The volume fraction ofRγ in the quenched AISID2 toolsteel,which
consists oflots ofcarbides,austenite and α'-martensite,can be quantitatively calculated by using CuKα characteristics X-ray and image analysis.However, thevaluescalculated from X-ray diffractometry donotaccord with thevalues obtained by imageanalysis,and both valuesneed toreviseby introducing the compensationcoefficient.
(4)Thevolumefraction ofRγ decreasesby thesub-zerotreatmentbutsome untransformed austenite still remains even if immersing at -196 ℃. The existence ofuntransformed austenite is caused by the decrease in Ms ∼ Mf
temperaturebelow -196℃ duetothechemicalstabilizationofparentphase.
(5)ThevolumefractionsofRγ and carbides,tetragonality ofmartensite(c/a) andhardnessarechangedasaresultofcryogenictreatmentat-196℃ for24 hrsafterquenching.Thosevaluesareclosely correlated to thetemperatureof austenitizationcarriedoutbeforecryogenictreatment.
(6)When specimens are tempered at200 ∼ 400 ℃ for30 min which are cryogenic-treated afterquenching,the M7C3carbides are precipitated through rod-shaped MC or M2C transition carbides in the size of about 80 nm in matrix. The Vickers hardness value decreases with increase in tempering temperature.
제 1장 서 론
자동차,항공 및 전자산업 등을 포함한 다양한 분야에서 제품 경쟁력을 확보하기 위하여 뿌리산업에 대한 관심이 증대되고 있다.최근 생산기반 기술인 뿌리산업은 주조,금형,소성가공,용접,표면처리 및 열처리 등과 같은 공정기술을 활용하여 소재를 부품으로,부품을 완제품으로 만드는 제조업의 근간으로서 그 역할과 중요 성이 재 주목되고 있다.자동차,전자 또는 가전산업 등에서 부품을 대량으로 생산 할 수 있는 냉간 프레스 공정에 많이 사용되는 대표적인 금형 공구강은 AISID2 강이다.이 합금은 열처리 경화능이 뛰어나고 강도 대비 인성이 우수하나 기지에 다량으로 존재하는 복합탄화물과 퀜칭 시 잔류되는 오스테나이트 함량에 따라 기 계적 특성이 좌우된다.
AISID2강의 열처리 과정은 일반적으로 QT처리 즉,퀜칭 후 템퍼링을 하는 순 서로 진행되나 기계적 성질의 개선 및 칫수 안정화를 위해 0℃∼-100℃ 까지 사 이의 냉각 열처리인 보통 서브제로처리(Subzerotreatment)1∼4)를 실시하거나 -100
℃ 이하의 온도에서 처리하는 크라이오처리(Cryogenic treatment)5∼11)를 실시하여 기지 내 탄화물을 석출시키고 잔류오스테나이트 및 잔류응력을 제거한다.
냉각제로 주로 액체질소(LN2)를 이용하는 크라이오 처리는 액체질소의 온도인 -196℃에서 장시간 유지함으로써 C원자의 재배열 및 마르텐사이트변태를 촉진하 는 것으로 알려져 있다12∼16).즉,크라이오 처리에 의해 γ ⟶ αʹ의 완전변태와 복합 탄화물의 초미립자 석출에 의한 강도의 상승과 내마모성의 향상을 기대할 수 있으 며 또한,치수 안정성을 확보할 수 있는 것으로 보고되고 있다17∼23).
그러나 D2강의 저온 유지시간에 따른 미세조직 및 석출의 영향,크라이오 처리 에 의해 석출된다고 보고되는 나노단위의 탄화물들의 거동과 미세조직의 변화에 기여하는 메커니즘에 대해서 명확하게 밝혀지지 않고 있다.
따라서 본 연구에서는 냉간프레스 금형공구강의 대표적인 합금인 AISID2강의 오스테나이트화,크라이오 처리 등과 같은 열처리 조건에 따른 미세조직 변화와 복 합탄화물의 석출거동에 대하여 규명하고자 하였다.
본 연구에서의 연구내용 및 범위는 다음과 같다.
(1)오스테나이타이징 온도에 따른 미세조직 및 상변화 (2)AISID2강의 잔류오스테나이트 정량분석
(3)크라이오 조건(온도,시간)에 따른 미세조직 및 탄화물 석출거동
제 2장 이론적 배경
제 1절 공구강
1.공구강의 종류
24,25)공구강은 합금성분에 따라서 탄소공구강,합금공구강 및 고속도공구강 등으로 분 류되고 있다.공구재료로서 구비해야 할 조건은 용도에 따라 다르지만 ① 높은 고 온경도,② 높은 내마멸성 및 ③ 강인성 등과 같은 공통적인 특성을 요구한다.
가.탄소공구강
KS규격에서는 탄소공구강을 C함유량이 많은 것부터 STC 1(1.30∼1.50％C)에서 STC 7(0.60∼0.70％C)와 같이 7종류의 강종을 규정하고 있다.0.6％C 이상의 탄소 강에서는 탄소량이 증가해도 퀜칭경도의 변화는 거의 없다.그러나 KS에서 탄소공 구강을 0.6％C 이상의 것만을 규정하고 있는 이유는 경도가 동일해도 단단한 탄화 물(탄소공구강에서는 Fe3C)이 많이 분산되어 있을수록 내마모성 우수하기 때문이 다.
또한 형상면에 있어서도 조대한 망상보다는 미세한 구상으로 존재하는 것이 퀜 칭균열이 일어나기 어렵고 인성에도 유리하므로 시판되는 탄소공구강에서 시멘타 이트는 반드시 구상화 어닐링 상태로 되어 있다.
탄소공구강의 이상적인 퀜칭 조직은 0.6％의 C를 함유한 마르텐사이트 기지에 미세한 구상의 시멘타이트가 분산된 상태이다.탄소공구강은 200℃ 이하에서 템퍼 링하여 사용하고 있다.퀜칭에 의한 잔류응력의 완화 및 잔류 오스테나이트의 분해 를 위해서는 450℃ 이상의 고온템퍼링이 필요하나 고온템퍼링을 실시하면 경도가 현저하게 저하되므로 어쩔 수 없이 저온템퍼링을 하여 사용하고 있는 실정이다.
단,탄소공구강은 경화능이 낮으므로 대형의 금형에 사용하면 충분한 경도를 얻을 수 없다.
나.합금공구강
합금공구강은 탄소공구강의 단점인 경화능을 향상시키기 위해서 각종 합금원소 를 첨가한 것이다.특히 Cr은 경화능 향상뿐만 아니라 내마모성과 인성을 향상시키 므로 합금공구강에 반드시 함유되어 있다.
우수한 내마모성을 요구하는 냉간가공용 공구강으로서 KS에는 STD1,STD2, STD11및 STD12등 4종류의 합금공구강이 규격화되어 있으며 모두 C의 함량이 높은 강이므로 다량의 Cr탄화물이 기지에 분산되어 있어서 내마모성을 향상시킨다.
이러한 경우 주 탄화물은 (Cr,Fe)7C3이고,탄소공구강(STC계)이나 저합금공구강 (STS계)에 존재하는 시멘타이트(Fe3C)보다 경도가 높다.
열간가공용 공구강으로는 탄소량이 0.3∼0.4％인 합금공구강이 규격화되어 있다.
이 강종으로 제작된 금형은 주로 다이캐스팅 및 열간단조 등에 사용되며 이들 금 형은 사용하는 도중 급열 및 급랭의 열싸이클을 받게 되어,이에 따른 팽창 및 수 축의 반복으로 생기는 열균열(Heatchecking)을 일으키게 된다.
이것을 방지하기 위해서 탄소량을 저하시켜 퀜칭 시 미용해 탄화물이 잔류하지 못하도록 하고 있다.이외에 다이블럭용으로서 C 함량이 0.5∼0.6％인 STF 2∼6도 규격화되어 있으며 이 경우 템퍼링 조건에 대한 규정은 없다.
다.고속도 공구강
Mo,W 및 V 등의 합금원소를 함유한 강을 500∼600℃에서 템퍼링하면 Mo2C, W2C 및 VC 등과 같은 탄화물이 석출하는 2차 경화현상이 일어나 퀜칭상태의 경 도보다도 더 높은 경도값이 얻어지는 경우가 많다.이러한 성질을 이용하여 고속 절삭용으로 규격화된 것이 고속도공구강이며,사용하는 도중 고온으로 가열되는 금 형에는 대단히 효과적이다.
고속도공구강은 SKH2를 대표로 하는 W계와,SKH51을 대표로 하는 Mo계가 있 지만 인성면에서는 Mo계가 우수하다.
또한 Co를 첨가한 것도 KS에 규격화되어 있으며,Co는 탄화물을 형성하지 않으 나 기지에 고용하여 오스테나이트 중의 탄화물 고용도를 높이기 때문에 템퍼링 연 화저항을 크게 하여 고온경도에 기여한다.이 때문에 Co를 함유하는 고속도 공구 강은 주로 중절삭,난절삭용 공구로 이용되고 있다.
SKH5는 다른 강종보다 C량을 적게 하고,Co를 16∼17％ 함유하고 있다.이 경 우에도 높은 경도가 얻어지며 이러한 이유는 탄화물의 석출에 의한 경화효과 이외
에 Co에 의한 금속간화합물의 석출경화가 부가적으로 일어나기 때문이다.
고속도 공구강은 다른 강종과는 달리 2차 경화현상을 이용하기 때문에 템퍼링은 550℃ 부근에서 실시하고 있으며,잔류 오스테나이트의 분해와 2차 석출물을 충분 히 석출시키기 위해서 템퍼링을 2∼3회 반복하고 있다.
2.Fe-Cr -C 강의 상태도
26)Fig.2.1은 Fe-Cr-1.5％C계 합금 상태도를 나타낸다.Fe-Cr-C계 합금에서 생성 될 수 있는 상은 Cr의 함량에 따라 다르나 M3C(∼15wt％Cr),M7C3(∼55wt％Fe), M26C6(∼30wt％Fe)및 M3C2(∼20wt％Fe)등과 같은 탄화물과 흑연,α-페라이트, Cr-페라이트,오스테나이트 및 시그마상(FeCr)등이 있다26).
Fig. 2.1 Equilibrium phase diagram of Fe-X％Cr-1.5％C26).
Cr의 양이 2wt％이하에서의 상변태는 Fe-C합금과 유사하나 Cr양이 증가하면 단 상 오스테나이트의 영역이 좁아지고 20wt％Cr에서는 오스테나이트 구역은 나타나 지 않는다.Cr의 양이 12∼18wt％인 범위에서는 용융상태로부터 γ상이 초정으로서 정출되고 온도가 저하하면 800∼1200℃ 온도구간에서 복합탄화물인 M7C3이 생성 된다.
특히 Cr의 함량이 12.7wt％인 AISID2강의 경우 공석변태온도 직상에서는 α＋γ
＋M7C3가 평형상으로 존재하나 공석변태온도인 750℃ 이하에서는 공석반응(γ⟶α
＋M3C)에 의해 α＋M7C3＋M3C가 평형상으로 존재한다.
3 .공구강의 탄화물
24,27)가.M3C
시멘타이트는 사방정계 결정구조를 지닌 탄화물이다.합금강의 경우는 Fe3C 중 Fe원자의 일부가 합금원소인 Cr,W 및 Mo등으로 치환되므로 총칭하여 M3C로서 표시한다.시멘타이트는 탄소강과 저합금강을 퀜칭한 후 538℃ 온도 아래로 템퍼 링하면 석출한다.
나.M23C6
각종 스테인리스강이나 고속도 공구강과 같은 고 Cr강에 함유되어 있는 탄화물 로서,면심입방정(FCC;FaceCenteredCubiccrystal)구조를 지닌다.퀜칭을 위한 오스테나이트화 처리나 고용화처리에 의해서 기지에 용이하게 고용되고,고온에서 템퍼링시에만 석출한다.합금원소로 Cr만 존재할 때에는 Cr23C 또는 (Cr,Fe)23C6로 존재하지만,W 및 Mo가 존재할 때에는 (Cr,Fe,W)23C6,(Cr,Fe,Mo)23C6으로 형성되 어 경도가 증가한다.
다.M7C3
고 Cr강에 존재하는 조밀육방정 결정구조를 지닌 탄화물로서 (Cr,Fe)7C3로 표시 된다.M7C3는 다른 탄화물에 비해서 조대하고 퀜칭해도 기지 중에 고용되기 어렵 다.그 때문에 퀜칭 및 템퍼링처리한 후에도 다량 존재하게 STD11강과 같은 합금
공구강의 내마모성에 크게 기여하고 있다.
또한 M7C3는 단신방향 또는 압연방향에 섬유상으로 배열되어 있으므로,이 탄화 물을 함유하는 강에서는 퀜칭·템퍼링 후의 치수변화나 충격치에도 방향성이 생긴 다.
라.M2C
W2C 및 Mo2C탄화물은 고속도공구강에 함유되어 있으며,템퍼링 후에만 석출하 므로 고속도공구강의 2차 경화에 크게 기여하고 있다.또한 M2C는 천이탄화물이므 로 템퍼링 온도가 높으면 M6C로 변화된다.
마.M6C
Mo,W를 함유한 강에 존재한다.특히 고속도공구강에 있어서는 열처리 조건에 관계없이 다량 존재하여 내마모성에 기여하고 있다.또한 고속도공구강에 함유된 M6C 중의 M은 Fe,W,Mo,Cr및 V 등의 합금원소로 되어 있고,이들은 퀜칭해도 고용되기 어렵다.
바.MC
V를 함유한 강에 VC-V4C3의 조성범위에 존재하고,퀜칭해도 고용되지 않으므로 고 V강의 내마모성에 크게 기여하고 있다.W를 함유하는 STS2등을 고온에서 어 닐링하면 안정한 WC가 석출하여 경화능이 감소한다.
이러한 탄화물 이외에도 TiC,TaC 및 NbC 등의 탄화물이 있는데,금형용강에는 거의 존재하지 않는다.그러나 MC는 다른 탄화물에 비해서 경도가 대단히 높으므 로 초경합금의 주성분으로 이용되고 있다.
Table2.1Typeofcarbidescontainedinthetoolsteel24,27) Type
ofcarbides Hardness(HV)
Carbidescontainedin
mould＆ diesteel Typicalalloy Carbide Hardness(HV)
M3C 1,150∼1,760 Fe3C 1,150∼1,340 STC3,STS21 M23C6 1,000∼1,800 (Cr,Fe)23C6 1,000∼1,520 STS2,STS420J2
M7C3 1,800∼2,800 (Cr,Fe)7C3 1,820 STD11,STD1
M2C 1,800∼3,000 Mo2C 1,800∼2,200 SKH51,SKH55 W2C 3,000 SKH2,SKH3 M6C 1,600∼2,300 Fe4Mo2C 1,670 SKH51,SKH55
MC 2,250∼3,200
VC(V4C3) 2,500∼2,800 SKH51,SKH57 WC
TiC
2,400∼2,740 3,200
제 2절 강의 오스테나이트화 처리
1.강의 오스테나이트 형성
28)아공석강에서 초석 페라이트 및 펄라이트로부터 오스테나이트의 생성은 완전 펄 라이트의 구조를 갖는 공석강과는 다소 다르다.아공석강에서 오스테나이트화는 이 상 영역인 α＋γ영역이 아닌 오스테나이트 영역에서 일어나므로 최종 미세조직은 모두 오스테나이트가 된다.
그러나 가열 중에는 0.8％C를 포함하는 펄라이트는 공석온도인 723℃ 이상에서 불안정한 상태가 되나 초석 페라이트는 그러하지 않으나 페라이트 자체는 910℃
이상에서 오스테나이트로 변한다.
따라서 850 ℃까지 가열하면 펄라이트는 0.8％C를 포함한 오스테나이트로 바뀌 며 초석 페라이트는 초기에는 안정한 상태로 존재한다.그러나 오스테나이트와 페 라이트 경계는 이동하여 페라이트가 없어질 때까지 페라이트의 양을 감소시킨다.
동시에 오스테나이트 내의 C농도는 감소하고 페라이트로부터 새로이 형성된 오 스테나이트의 C의 농도는 증가하는 방향으로 C의 확산이 진행되어 오스테나이트 전체의 C의 농도는 강의 평균적인 C의 농도와 같아진다.오스테나이트의 생성속도 는 비교적 빠르다.
Fig.2.2는 원래 초석 페라이트와 펄라이트의 미세조직을 갖는 0.4％C 강의 미세 조직을 나타낸 것으로서 표시된 온도까지 15분 동안 가열하여 퀜칭한 미세조직을 나타낸다29).
0.4％C강을 25 ℃까지 천천히 냉각하면 미세조직은 Fig.2.2의 (a)와 같이 50％
초석 페라이트와 50％의 펄라이트가 된다.740 ℃에서 페라이트의 양은 약 20％, 오스테나이트는 약 80％이다.Fig.2.2의 (b)는 740℃에서 15분간 유지 후 25℃
까지 급냉한 시편의 미세조직을 나타낸다.이때 페라이트의 체적분률은 약 40％로 서 이 값은 평형상태도상에서 계산된 값보다 크게 나타나며 이는 평형에 도달하지 못하였다는 것을 의미한다.
보다 더 높은 온도인 770℃까지 가열하면 10％의 페라이트와 90％의 오스테나 이트가 얻어진다.Fig.2.2의 (c)의 미세조직에서는 약 10％의 페라이트를 포함하고 있으며 이러한 온도에서는 평형상태도상에서 얻을 수 있는 상분율과 동일하다.
100％ 오스테나이트 구역인 795℃에서 15분 동안의 가열에서는 Fig.2.2의 (d)에 서와 같이 초석 페라이트 및 펄라이트를 오스테나이트로 변태시키는데 충분하며 100％ 마르텐사이트로 변태한다.
0.1％C 이하의 강에서는 어닐링 후 미세조직에서는 소량의 펄라이트 이외에 필 름타입의 탄화물이 페라이트 결정립계를 따라서 석출한다.
Fig.2.2 Microstructures illustrating the formation ofaustenite from a structureofpearliteandprimaryferrite28).
Fig.2.3의 (a)는 초기조직이 초석 시멘타이트 및 펄라이트인 시편을 오스테나이 트화 처리한 후 얻어지는 미세조직을 나타낸다.
상태도로부터 이 때의 C함량은 약 900℃ 이상에서 오스테나이트 영역에 있다.
750℃ 및 800℃에서 30분간의 오스테나이트화 처리에 의해 Fig.2.3의 (b)및 (c) 와 같이 동일한 양의 초석 시멘타이트가 생성된다.그러나 두 경우 모두 다 마르텐 사이트에는 미용해 탄화물이 남아있다.850℃에서 30분 오스테나이트화 처리한 후 에는 Fig.2.3의 (d)에서와 같이 초석 시멘타이트의 흔적은 거의 볼 수 없으며 마르 텐사이트에는 미용해 탄화물이 나타나지 않는다.더 높은 오스테나이트화 온도까지 가열하여 25 ℃까지 급랭한 경우에는 Fig.2.3의 (e)∼(h)와 같이 더욱 더 균일한 마르텐사이트를 얻을 수 있다.
일단 오스테나이트에서의 C원자의 농도가 대략 0.8％에 이르게 되면 잔류오스테 나이트는 나타나게 된다.Fig.2.3의 (g)및 (h)와 같이 1.2％ 농도를 갖는 오스테나 이트에서 잔류오스테나이트의 양은 약 25％이다.
Fig.2.3 Microstructures illustrating the formation ofaustenite from a structureofprimaryironcarbideandpearlite28).
2.오스테나이트에서 탄화물의 분해거동
오스테나이트가 생성되면 대개는 미용해 탄화물을 포함한다.대부분의 강에서 이 러한 탄화물을 용해하는 것은 중요하며 이들 탄화물의 용해기구를 이해하는 것은 대단히 흥미로운 일이다.
Molinder30)는 Fe-1.27％C강에서 페라이트 내에 구상 탄화물을 석출시키기 위해 열처리하였다.지름이 0.1mm인 세선 형태의 시편을 장시간 오스테나이트화 처리 하였다.일정시간 동안 오스테나이트 처리한 후 시편들을 급냉하였다.석출된 탄화 물의 양을 정량적으로 측정하였다.X-선 회절시험에 의해 격자상수를 측정하였으 며 이로부터 모상 오스테나이트의 탄소함량을 구하였다.
Fig.2.4는 경도,오스테나이트 와 페라이트 양 및 탄화물의 양에 미치는 오스테 나이트 온도 및 시간의 영향을 나타낸다31).그리고 Fig.2.5는 몇몇 온도에서 오스 테나이트화 시간에 따른 오스테나이트의 C의 함량을 나타낸다28).
초기 미세조직은 18％의 탄화물과 82％의 페라이트를 포함하고 있다.Fig.2.4의 (b)에서 보면 Fe-Fe3C상태도 상에서 이상영역온도인 750℃의 오스테나이트 처리 에 의해 페라이트는 약 1초 후에 사라지기 시작하여 약 1000초 후에는 더 이상 페 라이트는 존재하지 않는다.이때 오스테나이트는 90％ 이며 나머지 10％ 가 탄화물 이다.오스테나이트화 온도를 상승시키면 페라이트의 소멸속도는 증가하며 850℃
이상에서는 소멸속도는 대단히 빨라서 페라이트는 0.1초 이내에 사라진다.
따라서 Fig.2.4에서 850및 900℃의 오스테나이트화 처리의 경우에는 단지 오 스테나이트의 양만 보여주고 있다.
Molinder30)는 탄화물의 용해에 대한 다음과 같은 모델을 제시하고 있다.
오스테나이트 내로의 C의 확산에 의해 크기가 변하는 구상의 탄화물에는 dt시간 동안에 입자주위와 계면에서의 면을 통과하는 C의 양을 dc라고 하면 Fick의 제 1 법칙에 의해
(2.1)
여기서 D는 오스테나이트 내에서 탄소의 확산계수,A는 면적,x는 거리이며 기 울이 dC/dx는 Fig.2.6에 정의한 C농도의 차에 비례한다.
(2.2)
여기서 K는 상수이며 항은 다음과 같이 다시 쓸 수 있다.
ln
따라서 식 (2.2)는
(2.3)
또는
ln ln ln ln ln
또는
ln ln ln ln ln ln (2.4)
exp ln ln
(2.5)
따라서
ln ln ln (2.6)
따라서 시간에 따른 의 값들로부터 각기 다른 온도에 대하여 주어진 t에서 기 울기 ln 를 구할 수 있다.이 값들은 윗 식의 우변을 구하는데 이용되며
에 대해 도시하여 그 결과를 Fig.2.6에 나타낸다28).기울기는 탄화물 용해에 대한 활성화 에너지를 나타내며 그 값은 약 840,000J/mol이다.
오스테나이트 내에서 탄소확산에 필요한 활성화 에너지는 약 135,000 J/mol이 다.값의 큰 편차는 오스테나이트 내에서 탄화물의 분해속도는 탄소의 확산에 지배받지 않는다는 것을 의미한다.
Fig.2.4 Data of(a)hardness,(b)amountofaustenite and ferrite,and (c) volumeofcarbideasa function ofaustenitizing temperatureand time.(○) 750,(×)775,(●)800,(+)850,and(□)900℃28).
Fig.2.5Effectofaustenitizingtemperatureandtimeinthecarboncontentof austeniteascarbidesdissolve.(○)750,(×)775,(●)800,(+)850,and (□) 900(⊙)X-raydeterminationsofcarboncontent28).
Fig. 2.6 Schematic diagram showing the carbon gradient in austenite associatedwithadissolvingcarbide28).
제 3절 마르텐사이트 변태
1.마르텐사이트 변태의 특징
32)가.무확산변태
상변태는 일반적으로 원자들이 개별적으로 장범위 확산을 함으로써 일어나지만, 마르텐사이트 변태는 확산을 동반하지 않고 모상의 다수 원자가 한 번에 협동적으 로 이동하여 새로운 결정을 생성한다.변태에 관여하는 어떤 원자라도 한 원자간 거리 이상은 이동하지 않으며,생성상의 어떤 원자도 모상의 이웃 원자들과 상대적 위치는 다르지만 그대로 인접원자로 갖고 있다.이 때문에 모상과 마르텐사이트의 화학조성은 동일하다.이러한 사실은 마르텐사이트 변태에 있어서 중요한 요소이다
32∼34)
.
Fig.2.7.Freeenergiesofγ andαʹ32).
γ ⟶ αʹ이 일어나기 위하여 γ의 자유에너지 보다 αʹ의 자유에너지가 낮아야 한다.
그러나 변태에는 계면에너지 및 변태 변형에너지 등 여분의 에너지를 필요로 하므 로 γ와 αʹ의 자유에너지 차이가 그것을 초과하지 않으면 안된다.즉,변태에는 구동 력이 필요하다.그러므로 Fig.2.7에 나타낸 바와 같이 동일 탄소량의 γ와 αʹ의 평 형온도 T0보다 적당히 낮은 온도까지 과냉시켜야 변태가 일어나기 시작한다.이 과 냉도는 강의 경우에 대단히 높은 200℃ 정도이다.Fig.2.7에서 Ms점이 A3선의 연 장보다 현저하게 낮은 것은 이 때문이다33,34).
나.정벽면(Habitplane)
마르텐사이트판은 정벽면35,36)이라고 부르는 모상격자의 특정면에 평형하게 형성 된다.이 정벽면은 고지수의 결정학적 면으로 변태온도와 조성에 따라 달라진다.
Fe-C강의 정벽면은 0∼0.4wt％C에서 {111}γ,0.4∼1.4wt%C에서 {225}γ 그리고 1.4
∼1.8wt%C에서 {259}γ이다.이와 같이 마르텐사이트는 모상의 특정면에서만 생성 된다.
다.표면기복
마르텐사이트가 생성되면 표면에 요철이 생긴다.즉,강에 Ni등을 다량 넣어 상 온에서 오스테나이트로 만든 다음,표면을 연마하여 Ms점 이하로 냉각하여 마르텐 사이트를 생성시키면 Fig.2.8의 (a)와 같이 표면에 요철이 생긴다.이것을 표면기 복(Surfacerelief)이라고 한다.이 표면기복은 불규칙한 것이 아니고 결정방위에 따 라 경사각은 일정한 값을 갖는다.또 모상의 표면에 미리 선을 그어 놓으면 Fig.
2.8의 (b)와 같이 마르텐사이트의 경계선에 굴절이 생긴다.이러한 굴절각은 결정방 위에 따라 일정한 값을 갖는다.이와 같이 결정방위에 따라서 표면기복,선의 굴절 등이 있다는 것은 마르텐사이트 변태 시 일정한 형상변화가 표면에서 일어났다는 증거이다.
(a) (b) Fig. 2.8. (a) Surface relief and (b) bending of a scratch line32).
라.결정격자 방위관계
마르텐사이트 변태는 생성상의 결정방위와 모성의 결정방위가 일정한 관계를 유 지한다.탄소강의 경우 (111)γ///(011)αʹ,[01]γ//[ 1]αʹ관계가 있다.이것은 Fig.
2.9의 (a)및 (b)에는 사선으로 표시된 삼각형의 면이 서로 평행하며 그 중 한 개의 방향이 서로 평행하게 되어 있다.
이 관계는 발견자의 이름을 따라 Kurdjumov-Sachs(K-S) 관계라 한다.또 Fe-30wt%Ni합금에서는 (111)γ//(011)αʹ,[11]γ//[01]αʹ과 같이 결정면과 결정방향 이 각각 1°,2.5°경사져 있는 Greninger-Troiano(G-T)관계가 성립한다.이와 같 이 강의 성분에 따라 일정한 격자방위 관계를 이루는 것이 αʹ마르텐사이트의 특성 이다37).
(a)γ (b)αʹ
Fig.2.9.Bain correspondencein thetransformation ofγ toαʹ;○,Featom;×, positionsavailableforC atom32).
마.협동적 원자운동에 의한 변태
마르텐사이트변태는 무확산변태이므로 어떤 체적의 오스테나이트가 그대로 결정 구조가 다른 마르텐사이트로 변태한다.단지 간단하게 오스테나이트 그대로 결정구 조가 다른 마르텐사이트로 변태한다.단지 간단하게 오스테나이트 결정이 깨져서 한 원자씩 독립적으로 움직여서 마르텐사이트로 되는 방법도 생각할 수 있다.그러 나 실제로 생성된 마르텐사이트 결정에 일정한 정벽면이 있고 오스테나이트와 마 르텐사이트 사이에 일정한 방위관계가 있다는 점과 표면에 일정한 형상변화가 있 다는 점으로부터,마르텐사이트변태는 그와 같이 외형적 변화만이 아니고 내부적으 로도 원자가 질서있게 이동하여 나타난 결과라는 사실을 알 수 있다.그 원자의 운 동에는 어느 정도의 열진동이 동반되고 있지만 액체 또는 기체와 같이 자유롭지는 않고,바로 이웃한 원자와 작용하여 기하학적으로 어떤 협동적 운동을 유지하면서 새로운 결정을 형성한다고 생각할 수 있다.
바.격자결함의 존재
마르텐사이트변태는 Fig.2.10에 설명한 바와 같이 (a)의 오스테나이트 결정이 (b)의 마르텐사이트 결정으로 변형하는 것이기 때문에 결정 내부의 A부분에 공극 이 생기며 B부분은 포개지는 모순이 일어난다.
(a) (b)
Fig. 2.10. Shape change during martensitic transformation.
이와 같이 되어서는 안되므로 변태왜곡을 저지하는 역응력이 작용하게 된다.이것 을 완화하기 위한 응력은 탄성변형 정도로는 불충분하며 변태하는 부분은 현저한 소성변형이 일어나서 그것을 보정하지 않으면 안된다.
이러한 보정변형은 보통 소성변형과 같이 전위의 운동에 의하여 진행된다.이것 은 Fig.2.11에 나타낸 바와 같이 완전전위이면 슬립으로 되며,부분전위이면 적층 결함 또는 내부쌍정으로 된다.이러한 마르텐사이트의 내부결함들은 일반적으로 소 성변형시보다 월등히 많은 수가 존재한다.
(a)
(b)
(c)
Fig. 2.11. Complementary shear-shear accompanying lattice deformation to relieve internal stresses; (a) no lattice-invariant shear, (b) slip shear and (c) twinning shear38).
2.마르텐사이트의 미세조직
고온에서 안정한 오스테나이트의 전단형 변태와 무확산 변태의 결과로 두가지 형태의 마르텐사이트가 생성된다.
두 가지 형태의 마르텐사이트와 하부조직(Substructure)에 대한 다양한 명칭을 Table 2.2에 나타내었다.형태Ⅰ은 래스(Lath)마르텐사이트이고,형태 Ⅱ 는 판상 (Plate)마르텐사이트이다.
Table2.2SubstructureoftypeⅠ andtypeⅡ martensite
TypeⅠ TypeⅡ
Lathmartensite Platemartensite Massivemartensite Aciculrmartensite Dislocatedmartensite Twinnedmartensite High-temperaturemartensite Low-temperaturemartensite
Dilute-alloymartensite High-alloymartensite Dislocatedlathmartensite Twinnedplatemartensite
Unidirectionalmartensite Multidirectionalmartensite Packetmartensite
Cellmartensite
Self-accommodatingmartensite
Twinnedacicularmartensite Lenticularmartensite
Thinmartensite
가 래스 마르텐사이트
전자현미경이나 광학현미경으로 관찰하면 그 단위는 패킷(Packets),블록(Block) 같은 그룹으로 서로 평행하게 나열되어 있다.패킷은 래스 마르텐사이트에서 대표 적인 형태이며 각 래스는 패킷 내에서 미세구조로 관찰된다.
또 여러 패킷이 전 오스테나이트 입자에서 발견되며 마르텐사이트 단위는 너무 미세하여 광학현미경으로 볼 수 없고 또 너무 조대하여 투과전자현미경으로 볼 수 없다.그러므로 패킷 내에 있는 마르텐사이트의 단위는 바늘(Needle),세포(Cell), 래스(Lath)로 구분된다.래스 마르텐사이트는 고밀도 전위로 구성되어 있고 전위밀
도가 너무 높아서 전자현미경으로 측정할 수 없으나 전기저항으로 측정한 결과 전 위밀도는 0.3∼0.9×1012㎝/㎤ 정도이다.Fe-V,Fe-W,Fe-Sn,Fe-Mn,Fe-Mo합금 의 래스는 쌍정이 관찰되지 않지만 Fe-C합금에서는 전부가 쌍정으로 관찰되었다.
나.판상 마르텐사이트
판상 마르텐사이트는 고 C강,고 Ni강,고 N강 등에서 발견된다.이것은 각 판 (Plate)이 서로 평행을 이루지 않는다는 관점에서 래스와 다르다.처음 형성된 판은 원래의 오스테나이트 결정립을 통과하여 확장해 가므로 커다란 판을 생성한다.판 상 마르텐사이트의 미세구조는 미세한 평형쌍정으로 이루어져 있다.
쌍정은 대부분 {112}αʹ형이고 Fe-1.82％C합금에서는 {110}αʹ형이 나타난다.또 Fe-Ni합금에서 평행하게 배열한 나선전위로 이루어진 전위의 미세구조는 판상 마 르텐사이트에 미세한 변형쌍정과 함께 공존한다.
(a) (b)
Fig. 2.12. Substructure of martensites; (a) lath martensite and (b) plate martensite39).
제 4절 X-선 회절에 의한 잔류오스테나이트 정량39,40)
강은 페라이트,오스테나이트 또는 마르텐사이트와 같은 결정질 상을 포함하고 있기 때문에 강 시편에 X-선을 조사하면 각 결정상에 대한 X-선 회절 패턴을 형 성하게 된다.강에 포함된 탄화물 역시 X-선 회절 패턴을 나타낸다.각 상의 모든 회절 패턴들의 전체 적분강도는 각 상들의 체적분률에 비례하기 때문에 X-선 회절 패턴으로부터 페라이트와 오스테나이트의 체적분률의 정량적 측정이 가능하다.
만약,각 상의 상 또는 결정립이 무질서관계로 배열되고 있다면 어떤 단일상의 (hkl)결정면에 해당하는 회절피크의 적분강도는 그 상의 체적분률에 비례한다.
즉
(2.7)
× (2.8)
(2.9)
여기서 ;α상(hkl)면 회절피크의 적분강도
;입사빔의 강도
;강의 선흡수계수
;전자의 전하량 및 질량
;X-선 회절분석기 원의 반지름
;빛의 속도
;입사빔의 파장
;입사빔의 수직단면적
;단위포 부피
;구조산란인자
;다중도인자
;브래그각
;로렌츠-편광인자 cos sincos
;온도인자(M은 일반적으로 sin )
;α상의 체적분률
K는 시료와는 무관한 X-선 회절시험기 및 특성 X-선에 의존하는 상수이며 R 은 이론회절강도에 비례한다.R은 (hkl)면의 면간거리,브래그 각 θ,결정구조 및 상의 화학조성과 관련되며 이론적으로 계산할 수 있다.
탄화물을 포함하지 않고 단지 페라이트(α)및 오스테나이트(γ)만 포함하는 강 시 편에서,페라이트의 (hkl)면으로부터 얻어지는 적분강도는 식 (2.10)과 같다.
(2.10)
오스테나이트에서도 식 (2.11)과 같이 유사한 식을 적용할 수 있다.
(2.11)
따라서 임의의 한 쌍의 오스테나이트 및 페라이트의 (hkl)면의 회절피크에 대해 서는 식 (2.12)와 같이 쓸 수 있다.
(2.12)강 중에 페라이트(또는 마르텐사이트)와 오스테나이트 두 상이 무질서하게 존재 하면 윗 식은 성립하며 이 된다.
측정된 페라이트와 오스테나이트의 적분강도의 R값에 대한 비율로부터 오스테나 이트의 체적분률()은 식 (2.13)과 같다.
(2.13)
또한 여러 개의 페라이트 및 오스테나이트의 피크들에 대해서는 식 (2.14)와 같 이 R값과 측정된 각각의 적분강도의 비를 더하여 구할 수 있다.
(2.14) 만약 기지에 탄화물이 존재하면 각 상들의 체적분률의 합은 식 (2.15)와 같다. (2.15)
이며 R값에 대해 측정된 페라이트 및 오스테나이트의 적분강도의 비로 오스테나 이트의 체적분률은 식 (2.16)과 같다.
(2.16)
또한 많은 수의 페라이트 및 오스테나이트 피크들에 대해서는 식 (2.17)과 같이 R값과 측정된 각각의 적부강도의 비를 더하여 구할 수 있다.
(2.17) 탄화물의 체적분률 는 전해추출법이나 미세조직법에 의해 결정하여야 한다.제 3장 실험방법
제 1절 시편
본 연구에 사용된 합금은 시판되는 냉간프레스 금형용 AISID2강으로서 화학조 성은 Table3.1과 같다.
지름이 13mm인 환봉상태의 D2강은 표면의 산화물 층을 제거한 후 t=2mm 인 두께로 절단하였으며 절단 시 변형 및 과열을 방지하기 위하여 abrasive절단기 에서 냉각수로 냉각하면서 절단하였다.
Table3.1Chemicalcompositionofthealloyusedinthisstudy(wt.%) C Si Mn P S Ni Cr Mo Cu V Fe 1.472 0.241 0.250 0.025 0.001 0.175 11.312 0.829 0.141 0.248 Bal.
제 2절 열처리
1.오스테나이트화 처리 및 퀜칭
환봉 상태의 AISID2강을 t= 2 mm로 절단한 시편들은 절삭유를 제거한 후 알코올로 건조하였다.산화를 방지하기 위하여 건조한 시편을 스테인레스 포일로 밀봉하여 Fig.3.1과 같은 수평형 관상로에서 1,020,1,040,1,060 및 1,080 ℃에서 40분간 가열하여 오스테나이타이징 처리하였다.오스테나이타이징 처리 후 탄화물 의 성장 억제와 γ → αʹ변태에 의해 αʹ마르텐사이트를 생성시키기 위해 퀜칭유에 급냉하였다.
Fig.3.1Horizontaltubefurnaceforaustenitizing.
2.상향 퀜칭( Up-hi l lquenchi ng)
실온까지 급냉한 AISID2강은 퀜칭응력을 완화하기 위하여 유냉 후 바로 100
℃ 끓는 물에서 30분 동안 유지한 후 공기 중에 냉각하였다.
3.크라이오 처리
퀜칭한 시편들에 대하여 크라이오 처리를 실시하기 위하여 Fig.3.2와 같이 용적 100L의 액체질소 용기에 지름 55mm,길이 100cm의 동 파이프를 수직으로 세워 온도 구배가 완만한 냉각장치를 제작하였다.
액체질소 용기의 바닥으로부터 대략 25cm의 액체질소 용기를 충진하여 일정한 시간 후 평형상태에 도달하면 회전속도를 조절할 수 있는 DC 모터의 회전축에 시 편을 매달아 시편이 일정한 속도로 하강 또는 상승하도록 하였다.
Fig.3.2는 퀜칭한 시편들의 크라이오 처리를 하기 위한 냉각장치의 개략도를 나 타내며 Fig.3.3은 냉각장치에 의해 얻어지는 냉각곡선의 한 예를 나타낸다.
퀜칭한 시편들의 크라이오처리는 액체질소 온도 즉 -196℃에서 12시간,24시간 및 48시간 유지하였다.이 때 시편의 냉각속도 및 가열속도는 1.5℃/min로 하였다.
Fig.3.2.Schematicdiagram forcryogenictreatments;(a)LN2dewer,(b)LN2, (c) Cu tube, (d) specimen, (e) DC motor, (f) DC power supply, (g) thermocouple,(h)dataloggerand(i)recorder.
Fig.3.3.Cooling curves obtained from cooling apparatus for sub-zero and cryogenictreatments.
4.템퍼링
퀜칭 및 크라이오처리한 AISID2강을 200,300및 400℃에서 30분 동안 유지 한 후 공냉하였다.
제 3절 미세조직 관찰
합금 및 열처리 조건에 따른 상변화,탄화물의 크기 및 분포 등을 조사하기 위하 여 적당한 두께로 절단된 시편들을 예비연마하여 0.05㎛ 크기의 알루미나로 최종 연마하였다.최종연마된 시편들의 상변화,탄화물의 크기 및 분포를 관찰하기 위하여 10％ Nital용액으로 엣칭하여 광학현미경,전계주사전자현미경(FESEM:Field EmissionScanningElectronMicroscope)및 원자현미경으로 관찰하였다.
또한 AISID2강의 기지조직에 나타나는 탄화물의 화학성분은 EDS(EnergyDispersive X-raySpectrometer)를 이용하여 분석하였다.
제 4절 X-선 회절시험
열처리 조건에 따른 결정구조 및 상변화를 조사하기 위하여 X-선 회절 시험하였 다.시편은 #1500의 SiC 연마지로 연마후 Al2O3(1um～0.05um)입자 및 다이아몬 드 페이스트(0.25 um)로 미세연마하였다.CuKα 특성 X-선을 사용하여 전압 40 KV 및 전류 30mA 에서 30°∼120°의 범위의 X-선 회절 도형을 얻었다.
잔류오스테나이트의 격자상수를 측정하기 위하여 ASTM 규격에 따른 X-선 회 절시험조건인 0.5°2θ/min이하의 스캔속도에 의하여 시험결과를 얻었다.
제 5절 경도시험
열처리 조건에 따른 시편들의 경도값을 비교하기 위하여 비커스 경도시험기를 이용하여 각 시편들의 경도값을 측정하였으며 이 때 사용된 압자는 피라미드형 다 이아몬드,시험하중은 50kg,하중시간은 15초이었다.경도값은 5회 측정하여 평균 값을 취하였다.
제 4장 결과 및 고찰
제 1절 오스테나이트화 조건에 따른 특성 변화
1.AI SID2강의 표준조직
Fig.4.1및 4.2는 as-received상태의 AISID2강의 광학현미경 및 주사전자현 미경 사진을 나타내며 Fig.4.3은 X-선 회절시험결과를 나타낸다.
As-received 상태에서 AISID2 강은 페라이트 기지에 구형 또는 다각형 상의 크기가 다른 탄화물들이 석출되어 있다.기지에서 관찰되는 10μm 내외의 조대한 탄화물은 Fig.2.1의 Fe-X％Cr-1.5％C계 평형상태도로부터 알 수 있듯이 응고 중 에 생성되는 초정탄화물이며 1∼2μm 크기의 탄화물들은 γ→α+M7C3공석반응에 의 해 석출한 공석탄화물로 판단된다.
Fe에 Cr및 C가 각각 15wt％ 및 1.5wt％ 포함한 D2강은 용융상태에서 온도가 저하함에 따라 초정으로 γ상이 정출하고 온도가 더욱 저하하면 γ상의 정출에 의해 C의 함량이 높아진 액상으로부터 복합탄화물인 M7C3가 생성된다.또한 온도가 더 욱 더 저하함에 따라 γ상은 공석반응(750℃)을 거쳐 실온에서는 α+M3C+M7C3의 혼 합상으로 나타난다26).
Fig.4.1및 4.2에 나타난 평형상을 확인하기 위하여 X-선 회절시험을 실시하였으며 그 결과를 나타낸 Fig.4.3으로부터 α-ferrite,M3C및 M7C3의 회절상을 확인할 수 있었다.
한편 Fig.4.4 및 Table 4.1은 기지조직에 나타난 탄화물들의 EDS 분석결과를 나타낸다.공석변태온도 이상에서 생성된 10 μm 내외의 1차 탄화물과 공석반응에 생성된 1μm 내외의 2차 탄화물의 화학조성을 보면 M(=Fe,Cr,Mo,V)및 C원자 의 비가 대략 7:3으로서 이는 M7C3탄화물의 화학조성과 잘 일치함을 알 수 있다.
그러나 탄화물 중의 합금원소의 상대적인 양은 크게 다르게 나타났다.즉,1차 탄화물의 경우 Fe원자대비 탄화물 형성원소인 Cr,Mo및 V의 농도가 높은 반면에 2차 탄화물에서는 Cr,Mo및 V의 농도가 상대적으로 낮게 나타났으나 이는 탄화 물 석출과정에서 분배계수의 차이인지 또는 EDS 분석의 오차인지는 확인할 수 없 었다.
Fig. 4.1. Optical micrograph of as-received AISI D2 steel.
Fig. 4.2. SEM micrograph of as-received AISI D2 steel.
Fig.4.3.X-raydiffractionpatterns(2θ =40°∼85°)ofas-receivedAISID2steel.
1
2
3
Fig.4.4.EDSspectraofprimaryandsecondarycarbidesas-receivedAISID2steel.
Table4.1.EDS resultsofprimaryandsecondarycarbides
Atomic％ C Mn Cr Mo V Fe Primary carbide 30.55 1.49 37.17 1.18 1.57 Bal.
Secondary carbide 30.98 0.92 18.99 0.66 0.3 Bal.
2.오스테나이타이징 온도에 따른 미세조직 및 상변화
Fig.4.5는 Fig.4.1및 4.2와 같은 표준조직을 갖는 AISID2강을 1,020,1,040, 1,060및 1,080℃ 온도에서 각각 40분 동안 유지한 후 유냉한 시편들의 광학현미 경 및 주사전자현미경 사진을 나타낸다.
Fig.4.5에 나타낸 광학현미경 사진을 보면 오스테나이타이징 온도에 따라 초정 탄화물의 체적분률은 차이를 보이지는 않았으나 오스테나이타이징 온도가 증가함 에 따라서 공석탄화물의 체적분률과 크기가 변화하였다.
또한 Fig.4.6및 Table4.2는 오스테나이타이징 온도에 따라 기지에 용입되는 탄 화물의 함량을 측정하기 위해 이미지 분석법을 이용하여 얻은 결과값을 나타낸다.
Table4.2와 같이 1,020,1,040,1,060및 1,080℃로 오스테나이타이징 온도가 증 가함에 따라 초정탄화물은 8.4％로 체적분률의 변화가 없었으며,공석탄화물은 가 장 낮은 온도인 1,020℃ 에서는 5.5％,가장 높은 온도인 1,080℃ 에서는 0.6％의 체적분률을 나타내는 것으로 보아 온도가 높을수록 기지에 녹아 들어가는 공석탄 화물의 함량이 많아진다는 것을 알 수 있었다.
Fig.4.7은 오스테나이트화 온도에 따라 서로 다른 미세조직을 나타내는 시편에 대하여 상변화를 조사하기 위하여 X-선 회절시험에 의해 얻어진 회절패턴을 나타 낸 것이다.
D2강을 1,020,1,040,1,060및 1,080℃ 온도에서 각각 40분 동안 오스테나이트 화 처리를 했을 때, X-선 회절패턴에서는 BCT구조를 가지는 αʹ마르텐사이트, FCC구조를 가지는 잔류오스테나이트 및 복합탄화물인 M7C3에 대한 회절피크들을 관찰할 수 있었다.
높은 온도에서 오스테나이트화 처리를 할 경우 2θ의 위치가 50°,75°부근에서 나 타나는 잔류오스테나이트 회절피크 (200)γ,(220)γ은 더 높아지고,그와는 반대로 αʹ 마르텐사이트 회절피크인 (110)αʹ,(200)αʹ 및 (211)αʹ은 점점 낮아지는 것을 확인할 수 있었다.이와 같이 오스테나이트화 처리온도에 따라 γ 및 αʹ마르텐사이트의 적 분강도가 변하는 이유는 오스테나이트화 처리온도에 따른 기지조직의 화학조성의 변화와 밀접한 관련이 있다.
한편 Fig.4.8을 보면 M7C3탄화물 회절피크인 (201)M7C3,(211)M7C3,(620)M7C3의 적분강도가 낮아지는 것을 확인할 수 있으며,오스테나이트화 온도가 상승하게 되
면 2θ=50°부근에서 오스테나이트가 잔류하는 것을 확인할 수 있다.이것은 모상 의 화학적 안정화(Chemicalstabilization)즉,오스테나이타이징 처리에 의해서 복 합탄화물로부터 분해된 C 및 Cr등과 같은 합금원소가 기지에 고용됨으로써 모상 이 안정화32∼34,38)되기 때문이다.
또한 오스테나이트 → 마르텐사이트 변태에 영향을 미치는 중요한 인자로 알려 진 결정립의 크기32)도 Fig.4.9 및 4.10에서 볼 수 있듯이 1,020,1,040,1,060 및 1,080℃으로 온도가 상승할수록 결정립의 크기가 증가하는 경향을 나타냈다.
AISI D2 강의 오스테나이타이징 온도에 따른 경도 변화를 조사하기 위하여 1,020,1,040,1,060 및 1,080 ℃ 온도에서 퀜칭을 실시한 시편들을 비커스 경도를 측정하였으며 그 결과는 Fig.4.11과 같다.
Fig.4.11에서 오스테나이타이징 온도의 증가에 따라 HV= 747에서 HV=571로 경도값이 감소하였다.이러한 이유는 오스테나타이징 개시온도가 증가함에 따라 기 지 내 고용되는 합금원소의 함량이 많아지고 이에 따른 잔류오스테나이트 함량증 가 및 결정립의 성장 때문이다.
(a)
(b)
(c)
(d)
Fig.4.5.OpticallightandSEM micrographsofAISID2steelwithaustenitizing temperature;(a)1,020 ℃×40min,(b)1,040 ℃×40min,(c)1,060 ℃×40min and (d)1,080℃×40min.
Fig.4.6.VolumefractionofcarbideswithaustenitizingtemperatueinAISID2steel.
Table 4.2.Change in the volume fraction of carbides with austenitizing temperatureinAISID2steel
Primarycarbide(%) Secondarycarbide(%) Total(%)
1,020Q 8.4 5.5 13.9
1,040Q 8.4 4.6 13
1,060Q 8.4 3.5 11.9
1,080Q 8.4 0.6 9
Fig.4.7.X-raydiffractionpatterns(2θ =40°∼85°)ofAISID2steel withaustenitizingtemperature.
Fig.4.8.X-ray diffraction patterns(2θ = 40°∼55°)ofAISID2steel withaustenitizingtemperature.
(a) =4.29㎛
(b) =6.11㎛
(c) =7.46㎛
(d) =8.38㎛
Fig.4.9.GrainsizeofAISID2steelwithaustenitizingtemperature;(a)1,020
℃×40min,(b)1,040℃×40min,(c)1,060℃×40minand(d)1,080℃×40min.
Fig.4.10.Changein mean grain sizeofAISID2steelwith austenitizing temperature.
Fig.4.11.Change in Vickers hardness value of AISI D2 steelwith austenitizingtemperature.
3.잔류오스테나이트 정량분석
AISID2강은 퀜칭시 잔류하는 오스테나이트는 열처리 부품의 기계적 성질을 저 하시키거나 또는 칫수 변화의 원인이 되기 때문에 잔류오스테나이트 양의 측정은 열처리 공정관리 또는 제품의 품질관리 측면에서 매우 중요하다.일반적으로 강재 열처리 부품에서 잔류오스테나이트 양의 측정은 미세조직 관찰에 의한 화상분석법 또는 X-선 회절시험법이 주로 이용된다.
그러나 X-선 회절시험법의 경우 마르텐사이트+잔류오스테나이트 이외에 기지에 상당량의 탄화물이 존재하거나 또는 우선방위를 갖는 경우에는 잔류오스테나이트 의 체적분률에는 상당한 오차를 포함한다.또한 잔류오스테나이트의 체적분률을 구 하기 위한 계산식 역시 (200)γ,(220)γ,(200)α 및 (211)α 회절피크 중 식 (4.1)～ (4.3)과 같이 2∼4개의 회절피크의 적분강도를 사용한 여러 종류의 계산식들이 제 안40,42)되고 있다.
2 PEAK
×
(4.1)
3 PEAK
×
(4.2)
4 PEAK
× (4.3)
