S 첨가 및 시효열처리에 의한 오스테나이트계 경량철강의 절삭성 변화에 관한 연구
The Influence of S Addition and Aging Heat-Treatment on the Machinability in Austenitic Lightweight Steels
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Trans Abstract
Machining processes are crucial in industrial applications for shaping steel into specific structural products, and represent a significant portion of the product cost. However, the machinability of lightweight steel is poor, and it exhibits the characteristics of difficult-to-machine materials. This study investigated the effect of adding sulfur on the machinability of austenitic lightweight steel. Additionally, research was also conducted on aging heat treatment, to determine its effect on the steel’s mechanical and machinability properties, to enhance its usability as a structural material. S was added in the range of 0.0048 to 0.0494 wt.%, and the microstructure was observed, and mechanical and machinability properties were evaluated. After aging at 550°C for 6 hours, changes in the steel microstructure, including precipitates, were analyzed, and the same tests were performed. The added S was found to combine with the abundant Mn in the matrix, forming MnS inclusions. These inclusions did not affect the tensile properties but reduced impact energy while significantly improving machinability. However, after aging, κ-carbides formed within the grains and along grain boundaries, resulting in increased yield and tensile strength but decreased impact energy. Notably, machinability considerably deteriorated after aging, likely due to the interference of κ-carbides with dislocation movement. Consequently, the machinability of austenitic lightweight steel can be improved by the addition of S, and it is recommended that the machining process be conducted before aging during product manufacturing, considering the significant reduction in machinability after aging.
1. 서 론
최근 환경오염 및 이산화탄소 배출 규제가 강화됨에 따라 수송기기, 발전설비 등의 효율을 향상시키기 위한 목적으로 부품 경량화에 대한 관심이 높아지고 있다. 이에 대응하여 부품에 적용되는 강재의 고강도화를 통해 적용 부품의 강도를 유지하면서 부품의 두께 또는 크기를 감소시켜 전체 제품을 경량화시키는 방안에 대한 연구가 진행되고 있다. 한편, 경량철강은 일반 철강소재에 경량원소인 Al을 다량 첨가하여 일반 강재보다 낮은 밀도로 경량화된 철강소재를 의미한다. 기존 산업적으로 널리 사용되는 철강 제품을 경량화하여 사용할 수 있다는 측면에서 큰 관심을 받고 있으며, 동시에 제품 적용을 위한 다양한 특성에 대한 많은 연구가 이루어지고 있다[1-3].
경량철강은 Fe-Mn-Al-C 성분계를 기본으로 Mn, Al, C의 합금성분 양에 따라 페라이트계, 오스테나이트계, 듀플렉스계 등의 미세조직을 갖게 되며, 그에 따라 다양한 기계적 특성을 보인다[2,3]. 그 중 오스테나이트계 경량철강은 페라이트 안정화 원소인 Al의 첨가량(5-12 wt.%)에 따라 오스테나이트 안정화 원소인 Mn (12-30 wt.%)와 C (0.6-2.0 wt.%)을 충분히 첨가함으로써 상온에서 오스테나이트 단상을 갖도록 설계된 강재이다. 특히, 오스테나이트계 경량철강은 높은 강도와 동시에 높은 연성과 인성을 갖는 우수한 기계적 특성으로 산업적 활용에 대한 많은 연구가 이루어지고 있다[4-6]. 더하여 오스테나이트계 경량철강은 적절한 시효열처리를 통해 기지 내 κ-탄화물을 석출시킬 수 있는데, 일반적으로 (Fe, Mn)3AlC 화학조성을 갖는 κ-탄화물은 오스테나이트 기지와 완전 정합을 이루며 미세하게 형성되어 강도를 크게 향상시킬 수 있는 것으로 보고되고 있다[3,6]. 따라서 경량철강은 목표 부품 특성에 부합하도록 시효열처리를 통해 강도를 향상시켜 구조재로서 사용하기에 적합하다.
절삭가공은 구조재를 특정한 크기 및 형상의 부품으로 만들기 위하여 반제품 형태의 소재를 깎는 가공법을 의미한다. 따라서 특정한 형상의 부품을 제작하기 위해서 소재의 절삭성(Machinability)은 중요한 특성이라 할 수 있다. 특히 선행연구에 따르면 부품의 전체 가공비용 중 40% 이상이 절삭 공정에서 소요되는 것으로 보고되고 있기 때문에 부품 제조 입장에서는 경제성 측면에서 반드시 고려되어야 할 특성이다[7]. 즉, 뛰어난 특성을 갖는 소재라도 가공비용이 비싸다면 산업적 응용이 제한될 수 있기 때문에, 새롭게 개발된 강재에 대한 절삭성 평가는 반드시 검토될 필요가 있다. 선행연구에서는 대개 높은 가공경화율, 높은 강도, 높은 연성과 인성, 낮은 열전도도 등의 특성을 갖는 소재를 난절삭소재(Difficult-to-machine Material)로 분류한다[7-9]. 위와 같은 특성은 기계적 절삭가공시 절삭 공구의 마모가 심하게 발생되기 때문에 공구 소모도가 높고 공구 교체가 잦아지게 되므로 결과적으로 제품비용이 증가되는 원인으로 작용하게 된다. 이러한 측면에서 대표적인 난절삭소재로 평가되는 오스테나이트계 스테인리스(Austenitic Stainless)강의 경우 절삭성을 향상시키기 위한 다양한 연구가 보고되고 있다[7,9,10]. 안타깝게도 오스테나이트계 경량철강은 위에서 언급한 오스테나이트계 스테인리스강과 유사한 특성을 갖기 때문에 절삭성이 상당히 떨어지는 것으로 보고되고 있다[11]. 오스테나이트계 경량 철강은 짧은 절삭거리에서도 상당한 공구 마모가 발생되며 동시에 절삭력이 급격히 높아지는 난절삭 특성을 보였으며, 이러한 낮은 절삭성은 Sulfur 첨가를 통하여 MnS 개재물을 형성시킴으로써 상당부분 개선할 수 있다고 보고된 바 있다[11]. 하지만 현재까지 경량철강의 부품 적용을 위해 필요한 시효처리 후 절삭 특성에 대한 연구는 보고된 바가 없다.
따라서 본 연구에서는 오스테나이트계 경량철강의 구조재로서의 활용도를 고려하여 절삭성 향상을 위한 S첨가 후, 시효 전/후 기계적 물성 및 절삭성 변화를 고찰하고자 하였다. 이를 위해 다양한 함량의 S가 첨가된 경량철강을 제조하여 MnS 개재물의 수와 크기 제어를 하였으며, S 함량에 따른 기계적 물성 변화와 MnS 개재물 간의 상관관계에 대한 고찰을 진행하였다. 또한 균질화열처리재에서 S 함량에 따른 절삭성 개선 효과와 시효 열처리에 의한 절삭 특성 변화에 대해 살펴보았으며, 나아가 이러한 결과를 바탕으로 부품 제작시 공정순서에 대한 고찰을 진행하였다. 이를 통해 향후 다양한 산업에서 오스테나이트계 경량철강을 구조재로 활용함에 있어 중요한 공학적 관점을 제시하고자 하였다.
2. 실험 방법
본 연구에서는 절삭성을 향상시키기 위하여 S 성분을 첨가한 오스테나이트계 경량철강을 제조하였다. 합금은 Fe-22Mn-8Al-0.9C-0.02Nb을 기반으로 0.0048에서 0.0256, 0.0494 wt.% 함량의 S를 첨가하였으며 각 합금의 화학성분 분석결과는 표 1에 나타내었다.
Chemical composition of S-added austenitic lightweight steels
편의상 합금의 S 첨가량에 따라 각각 MA0S, MA25S 및 MA50S로 표기하였다. 각 합금들은 먼저 진공유도용해법을 이용하여 100 kg의 잉곳을 제작하였다. 만들어진 잉곳은 1150 °C 에서 2시간 가열 후, 900 °C 이상의 온도에서 55 mm의 두께로 열간압연 후 수냉 처리하였다. 압연된 판재는 1000 °C에서 2시간 균질화열처리 후 수냉처리를 실시하였다.
그림 1(a)와 1(b)는 각각 질소 10 ppm을 포함하는 MA0S와 MS50S의 Thermo-Calc. (TCFE11) 열역학 계산 결과를 나타낸다. 그림 1에 나타난 것과 같이 1000 °C에서 균질화열처리 후 수냉처리한 합금들의 기지는 오스테나이트로 이루어질 것으로 예상된다. 시효열처리는 균질화열처리 후 수냉한 소재를 이용하여 550 °C에서 6시간 동안 유지한 후 공냉하였으며, 시효 후의 합금은 별도로 각각 MA0S-AG, MA25S-AG 및 MA50S-AG로 표기하였다.
Equilibrium phase fraction of (a) MA0S and (b) MA50S including nitrogen content of 10 ppm calculated by Thermo-Calc. (TCFE 11 database).
각 합금의 미세조직은 광학현미경(OM, optical microscopy, DM2700M, Leica)과 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM, field emission scanning electron microscopy, JSM-7001F, JEOL)을 이용하여 관찰하였다. 미세조직 관찰용 시편은 압연방향으로 시편을 절단하였으며, 절단된 시편은 기계적연마 후 10% Nital (HNO3 10% + Ethanol 90%) 용액을 사용하여 에칭 처리하였다. 시효 전후의 κ-탄화물 형성 및 그 분포를 확인하기 위하여 투과전자현미경(TEM, transmission electron microscopy, JEM-2100F, JEOL)을 이용하여 미세조직 관찰을 진행하였으며, 제한시야전자회절(SAED, selected area eletron diffraction) 패턴 분석을 통해 그 결정구조 분석을 진행하였다. TEM 미세조직 관찰을 위한 샘플은 기계적 연마를 통해 80 μm 이하의 두께까지 Thin Foil 시편으로 제작한 후 이를 퍼크릭산(10%)과 메탄올(90%) 혼합용액과 -20 °C 및 24 V 조건에서 twin-jet polishing을 통해 제작하였다.
인장특성 평가를 위하여 각 합금은 ASTM E8M 규격에 따라 봉상인장시편으로 가공하였으며, 인장시험은 1.33 × 10-3 s-1의 변형속도로 인장시험기(INSTRON 4485, INSTRON)를 사용하여 평가하였다. 각 합금의 인성을 평가하기 위하여 샤르피 충격시험을 진행하였다. 각 합금은 ASTM E23에 따라 가공을 진행하였으며 샤르피 충격 시험장비(IT406, TINIUS OLSEN)를 사용하여 충격흡수에너지를 평가하였다.
열전도도와 열팽창계수는 각각 레이저 플래쉬 장비(Laser flash apparatus, LFA467HT, NETZSCH)과 딜라토미터 장비(Theta, Dilatronic-III)를 사용하여 측정하였다. 열전도도는 10 × 10 × 3 mm3 크기 시편을 사용하여 ASTM E1461-13 규격에 따라 측정하였으며, 열팽창계수는 3 mm 지름과 10 mm 길이의 원통형 시편을 사용하여 측정하였다.
절삭성은 판재의 밀링(Milling)가공 방법으로 진행하였으며 절삭과정에서의 공구 손상정도를 기준으로 공구수명을 평가하였다. 장비는 수직형머시닝센터(NX6500II, Doosan Machine Tools)를 사용하였고, 절삭력은 공구동력계(9119AA2, Kistler)로 측정하였으며, 공구마모 정도는 각 시험거리마다 디지털현미경(VHX-5000, Keyence)을 통해 공구날의 관찰을 관찰하여 평가하였다[그림 2(a)].
(a) a photograph of machinability tester and (b) a schematic image of the evaluation method.
절삭력과 공구마모 시험을 위한 시편은 각각 45 × 60 × 50 mm3과 100 × 100 × 50 mm3 크기로 준비하였다. 전체 절삭거리는 40 m로 설정하였으며, 매 4 m (1 pass) 마다 중단 후 디지털현미경을 통해 절삭공구 4개 날을 관찰하고 Crater 마모가 진행된 정도를 측정하였다. 시험 진행 중 4개 날 중 하나의 날이라도 Crater 마모가 200 μm 이상이 되면 극심한 소음과 함께 마모 정도가 급작스럽게 상승하기 때문에 공구마모 200 μm를 절삭가공한계로 설정하였다. 그렇지 않을 경우 다음 pass를 수행하였으며 공구마모가 가공한계를 넘지 않을 경우 40 m까지 절삭가공을 진행하여 평가를 완료하였다. 그림 2(b)의 빨간색 화살표로 나타낸 바와 같이 1 pass시 공구는 재그재그 형태로 가공을 진행하였다. 공구는 처음 x축 방향으로 샘플을 가로질러 가공 후 (100 mm), y축으로 0.5 mm 이동하고, 그 후에 다시 -x축 방향으로 절삭을 진행하였다. 이런식으로 공구는 pass당 총 4 m를 이동하게 된다. 몇번의 예비시험 후에, 절삭가공 파라미터를 고정하여 시험을 진행하였다; 절삭속도(cutting speed, Vc)와 이송속도(feeding rate, f)는 각각 100 m/min과 1147 mm/min으로 설정하였다. 더하여 절삭력은 매 공구마모도 평가 직전 공구동력계를 통해 측정된 값을 사용하였다. 절삭력(Fc)은 3개의 축 절삭력 측정 값을 이용하여 아래와 같은 식을 통해 계산되었다.
여기서 Fx, Fy, Fz는 각각 x-, y-, z-축 절삭력을 의미한다. 추가적으로 4개의 날을 갖는 절삭공구는 WC-Co 소재에 AlTiCrN이 코팅된 Medium Flat Type 엔드밀(TSE 4100M TT5525, TAEGUTEC)을 선정하였다. 또한 절삭 중 공구마모를 감소시키고 온도상승을 억제하여 원활한 소재 절삭이 가능하도록 절삭유(cutting oil, OLEX CUT 7500FE)를 충분히 분사하였다.
3. 결과 및 고찰
3.1. 시효 전/후 미세조직 및 개재물 분석
그림 3(a-c)는 균질화처리한 MA0S, MA25S 및 MS50S 합금의 광학현미경 미세조직 사진을 나타낸다. 세 합금은 모두 오스테나이트 기지를 갖는 것을 확인할 수 있으며, 이는 그림 1의 열역학 계산 결과와 일치함을 알 수 있다. 각 합금의 결정립 크기는 각각 45.75, 55.67 및 56.14 μm로 측정되어 유사한 결정립 크기를 갖는다. 선행 연구에서 46 과 58 μm 결정립 크기 차이는 결정립계 강화 효과 차이가 약 7.42 MPa로 평가된 점을 감안해보면, 46과 56 μm 결정립 차이에 의한 강화효과는 미미할 것으로 사료된다[11]. 그림 3(a-c)를 보면 검은색 반점들이 관찰되는데, 이 반점들은 S 함량이 증가함에 따라 크기와 수가 증가하는 것처럼 보인다. 그림 3(d-f)는 각 합금의 시효 후의 광학현미경 미세조직 사진을 나타낸다. 시효열처리 후 결정립 크기 및 검은색 반점의 크기 및 수는 큰 변화가 없었다. 다만 결정립계가 더욱 선명해진 것을 확인할 수 있는데, 이는 입계에 석출된 κ-탄화물의 에칭에 의한 결과로 사료된다.
Optical micrographs of the microstructure (a-c) before and (d-f) after aging treatment: (a) MA0S-ST, (b) MA25S-ST, (c) MA50S-ST, (d) MA0S-AG, (e) MA25S-AG, and (f) MA50S-AG.
그림 4(a, c)와 4(b, d)는 각각 시효 전과 후의 MA0S와 MA50S 합금의 TEM 미세조직 사진을 나타내며, 각 삽화는 각각의 SAED 패턴을 나타낸다. 앞에서 언급한 바와 같이, 시효전의 합금들의 기지 조직은 오스테나이트 상인 것을 그림 4(a)와 4(c)의 SAED 패턴을 통해 확인할 수 있다.
TEM micrographs of the microstructure with its SAED pattern (a, c) before and (b, d) after aging treatment: (a) MA0S-ST, (b) MA0S-AG, (c) MA50S-ST, and (d) MA50S-AG.
또한 균질화처리 후 수냉처리한 시편에서는 전위가 많이 관찰되었으나, 이러한 전위들은 그림 4(b)와 4(d)에 보이는 바와 같이 시효 후 많이 사라지는 것이 관찰되었다. 더하여 시효열처리를 진행한 합금에서는 오스테나이트 기지에 규칙상인 κ-탄화물이 생성된 것을 SAED 패턴으로부터 확인할 수 있다. 그림 5(a)와 5(b)는 각각 그림 4(d)의 시효 후 MA50S 시편의 결정립 내와 결정립계에 형성된 κ-탄화물 암시야상(dark-field image)을 나타내고 있다. 이를 통해 결정립 내에서는 수 ~ 수십 nm 크기의 미세한 κ-탄화물이 석출된 반면 입계에서는 상대적으로 큰 수백 nm 크기의 κ-탄화물이 형성된 것을 확인할 수 있다[12].
TEM micrographs of the microstructure of κ-carbide observed (a) in a grain and (b) along grain boundary in MA50S-AG.
그림 6은 MA50S 시편에서 관찰된 두 종류의 MnS 개재물을 나타내고 있다. 그림 6(a)는 Mn과 S 이외에 다른 원소가 없는 순수한 MnS 개재물을 나타내고 있다. 그림 1의 열역학 계산을 통해 MnS는 합금의 액상이 응고되는 1300 °C 부근에서 액상의 고상화가 이루어질 때 정출됨을 확인할 수 있는데, 이 MnS 형성 온도는 균질화처리 온도인 1000 °C 보다 높기 때문에 정출된 MnS는 균질화처리 시 용해되지 않고 존재한 것으로 생각할 수 있다. 또한 MnS는 대체로 타원형태로 관찰이 되는데, 이는 초기 원형의 MnS가 형성된 후 열간압연시 압연방향을 따라 연신된 결과로 생각된다. 그림 6(b)는 AlN-MnS의 복합개재물을 나타낸다. EDS 분석을 통해 개재물의 중심부에 있는 AlN을 관찰할 수 있으며, 이를 통해 AlN을 MnS가 둘러싸고 있는 형태임을 알 수 있다. N은 합금 제조시 첨가한 원소는 아니나, 원소재 또는 용해 과정 중 분위기를 통해 소량 포함된 것으로 사료된다. 그림 1의 열역학 계산결과를 보면 AlN의 융점은 약 1430 °C로 합금이 응고되기 전 정출된 것으로 생각된다. 이를 감안해보면 1400 °C 이상의 온도에서 AlN이 먼저 형성되고 합금이 응고되는 1300 °C 근처에서 AlN 표면에 MnS가 불균일 핵생성을 통해 형성되는 것으로 판단할 수 있다[13]. 또한 이를 통해 AlN이 MnS의 핵생성 사이트로 작용함을 유추할 수 있다.
FE-SEM micrographs with EDS mapping analysis of (a) MnS and (b) AlN-MnS inclusions.
그림 7(a)는 S 함량에 따른 MnS 개재물의 수와 크기(평균 지름)의 변화를 나타낸다. S 함량이 0.0048 (MA0S)에서 0.0256 (MA25S)와 0.0494 (MA50S) wt.%로 증가하였을 때, MA0S 대비 개재물의 수는 10%와 52% 증가하였고 개재물의 크기는 60%와 66% 증가하였음을 알 수 있다. 더하여 개재물의 면적분율은 S 함량에 비례하여 선형으로 증가하였음을 그림 7(b)를 통해 확인할 수 있다. 이를 통해 S 첨가 초기에는 개재물의 수보다 크기가 우선적으로 증가되며, 이후 일정 이상의 S 함량이 첨가될 시에는 개재물의 크기보다 수가 급격히 증가되는 것으로 생각된다. 이러한 경향은 S 함량이 적을시, 불균일 핵생성 사이트에서 형성된 MnS의 성장에 우선적으로 S가 소모가 되지만, S 함량이 높은 경우에는 불균일 핵생성 사이트에서 형성된 MnS의 성장과 함께 균일 핵생성 사이트에서도 MnS가 형성/성장이 되기 때문인 것으로 유추된다.
(a) the correlation of S contents with the number and the average diameter of MnS inclusions and (b) the change of area fraction of MnS inclusions depending on S contents.
3.2. S 함량에 따른 시효 전/후 기계적 특성 변화
그림 8(a-d)는 각각 균질화열처리와 시효열처리한 MA0S 및 MA25S, MA50S 합금의 항복강도, 인장강도, 연신율, 충격흡수에너지 결과를 나타내었으며, 구체적인 각 물성값은 표 2에 나타내었다. 균질화열처리한 모든 합금은 평균적으로 항복강도 473±13.3 MPa, 인장강도 814±13.8 MPa, 인신율 60±0.6 %로 S 함량과 관계없이 세 합금 모두 유사한 값을 보인다. 반면 그림 8(d)에서 충격 흡수 에너지는 S 함량이 증가함에 따라 211 J 에서 150 J까지 점차적으로 감소하는 것을 확인할 수 있으며, S 함량과 충격흡수에너지 감소는 선형적 관계가 있는 것으로 보고된 바 있다[11]. 결과적으로 S 함량 증가에 따라 항복강도, 인장강도, 연신율은 변화가 거의 없으나 충격흡수에너지는 확연하게 감소함을 알 수 있다. 시효열처리 전/후 인장 및 충격특성을 비교해보면 시효전보다 항복강도가 평균 473±13.3에서 722±24.1 MPa로 53% 향상되었으며 인장강도는 평균 814±13.8 에서 928±17.8 MPa로 14% 상승되었다. 더하여 연신율은 평균 60±0.6에서 43±2.5%로 28% 감소되었으며 충격흡수에너지는 평균 178±31.1에서 103±7.4 J로 약 42% 감소되었다.
The change in mechanical properties before and after aging: (a) yield strength, (b) tensile strength, (c) elongation, and (d) impact absorption energy.
Mechanical properties of S-added austenitic lightweight steels
그림 9는 MA50S 균질화열처리재의 인장시험 파단면을 FE-SEM으로 관찰한 미세조직 사진을 나타낸다. 표는 각 포인트에서의 원소별 질량분율을 나타내며, 이를 통해 개재물은 MnS임을 확인할 수 있다. 인장시험 전의 MnS 개재물 형상인 그림 6과 비교해보면 인장시험 후 MnS 개재물은 인장방향으로 상당히 연신된 것을 확인할 수 있다. 즉, 인장시 MnS 개재물은 모재와 함께 연신되었다는 것을 유추할 수 있다. 그림 10(a-c)는 각각 MA0S, MA25S 및 MA50S 합금의 샤르피 충격시험 후 파단면을 관찰한 FE-SEM 사진이다.
A FE-SEM micrograph with EDS point analysis of the MnS inclusion elongated by tensile test in MA50S-ST sample.
FE-SEM micrographs of fractography of V-notch impact test: (a) MA0S-ST, (b) MA25S-ST, and (c) MA50S-ST.
표는 그림 10(c)의 MA50S 시편에서 관찰된 개재물 포인트별 원소 질량분율을 나타내며, 이를 통해 MnS 개재물임을 확인할 수 있다. 또한 각 그림에서 빨간색 화살표는 MnS 개재물을 가리킨다. 그림 10(a-c)를 통해 S 함량이 증가함에 따라 MnS의 크기가 커지며 수도 증가하는 것을 알 수 있으며 이는 그림 7(a)의 분석결과와 일치한다. 한편 그림 10의 충격시험 후 파면 사진에서는 그림 9의 인장시험 후 파단면에서 관찰된 길게 연신된 MnS 개재물과는 다르게 그 형태가 비교적 구형으로 유지되고 있는 것을 확인할 수 있으며 이는 충격시험 전과 후의 MnS 형상의 변화가 거의 없다는 것을 의미한다. 이를 통해 두 시험법에서의 차이에 따라 MnS 개재물이 물성에 미치는 영향이 다를 것으로 유추할 수 있다. 본 연구에서의 인장시험은 1.33 × 10-3 s-1의 변형속도로 수행되었다. 이와 같이 느린 변형속도 하에서는 MnS가 기지의 변형에 상응하여 함께 연신됨으로써 개재물과 기지의 계면에서의 Micro-void 형성을 억제하여 인장특성이 유지된 것으로 판단된다. 이러한 사실은 MnS가 길이방향의 항복강도, 인장강도, 가공경화 및 가공경화율에 거의 영향을 미치지 않는다고 언급한 Maciejewski의 선행연구결과와 일치한다[14]. 반면 충격시험은 굉장히 짧은 시간에 높은 변형속도로 시험이 이루어 진다. 충격시험시의 변형속도는 정확하게 알 수는 없으나 선행연구에서는 전산모사해석 및 동적인장시험과의 비교실험을 통해 국부적으로 10–103 s-1로 변형되는 것으로 보고하고 있다[15]. 이를 통해 순간적인 변형이 이루어지는 충격시험에서는 MnS 개재물이 응력집중 사이트로 작용하는 것으로 생각된다. 이는 Ghosh et al.의 선행연구에서 낮은 계면강도로 인하여 MnS 개재물이 쉽게 기지와 분리되어 크고 연신된 Void를 형성하며, 주변 Void와의 결함으로 인한 균열 형성을 통해 최대흡수에너지가 감소된다는 결과와 일치한다[16]. 결과적으로 변형속도에 따라 MnS가 물성에 미치는 영향이 달라지는 것으로 생각할 수 있다. 즉, 느린 변형속도에서는 기지와 함께 변형됨으로써 계면에서의 Micro-void 형성 억제를 통해 인장특성이 유지되는 반면, 빠른 변형속도에서는 계면에서의 Void 형성으로 인한 균열 형성 및 그로 인한 충격인성 저하가 발생하게 된다. 이러한 측면에서 MnS 개재물의 크기가 커지고 수가 많아질수록 점차 충격인성이 저하되는 현상을 이해할 수 있다.
그림 8에서의 시효 후의 인장 및 충격 물성변화는 시효에 따른 κ-탄화물의 석출로 인한 결과로 사료된다. 즉, 경량철강에서 시효에 의해 형성된 κ-탄화물은 결정립내[그림 5(a)]와 결정립계[그림 5(b)]에 존재하는데, 결정립내에서 석출된 미세한 κ-탄화물은 전위의 움직임을 억제시킴으로써 강도를 증가시키는 반면 결정립계에 형성된 조대한 κ-탄화물의 경우 결정립계를 취화시키고 균열전파 경로로 작용하여 충격흡수에너지를 상당히 감소시키게 된다[12,17]. 추가적으로 시효열처리 후 항복 및 인장강도는 S 함량에 따라 큰 변화는 없었으며, 연신율은 S 함량에 따라 다소 증가하는 경향을 보인 반면 충격흡수에너지는 S 함량에 따라 다소 감소하는 경향을 보였다. S 함량과 시효열처리에 따른 충격흡수에너지는 시효 전보다 시효 후에 감소율이 낮아졌음을 알 수 있다; 즉, 시효 전에는 S 함량 증가에 따라 충격흡수에너지가 빠르게 감소하였으나, 시효 후에는 S 함량 증가에 따른 충격흡수에너지 감소되는 정도가 확연하게 적었다. 결론적으로 시효 전/후 S 함량에 따른 기계적특성 변화는 약간의 비율 차이는 있으나 대부분 같은 방향임을 지닌 것을 알 수 있다.
3.3. S 함량에 따른 시효 전/후 절삭성 변화
그림 11(a)와 11(b)는 각각 시효 전과 후의 MA0S, MA25S 및 MA50S 세 합금의 절삭거리에 따른 공구마모도를 나타내고 있다. 균질화열처리재의 경우, MA0S 합금은 절삭성 평가 초기부터 급격하게 공구마모가 증가하였으며, MA25S와 MA50S합금은 절삭거리 40 m까지 공구마모 정도가 그보다 훨씬 낮은 기울기로 완만하게 증가되는 모습을 보였다. 특히, S 함량이 0.0048 wt.%에서 0.0256 wt.%로 증가할 때 공구마모도가 상당히 감소한 것을 볼 수 있었으나, 추가적인 S 함량 증가(0.0256 → 0.0494 wt.%)에 따른 공구마모도 감소 효과는 상대적으로 적었다. 이는 소량의 S 첨가라도 MnS 개재물을 형성을 통해 절삭성을 뚜렷하게 향상시킬 수 있음을 의미한다. 다만, S 함량의 증가에 따라 MnS 개재물의 크기와 수는 증가하지만 초기 S 첨가보다 효과적이지 못하며, 이를 감안해보면 충격흡수에너지 감소량을 최소화하면서 절삭성을 극대화할 수 있는 적정 함량이 있을 것으로 사료된다. 시효 후에는 균질화열처리재와 같이 S 함량에 따라 절삭거리 당 공구마모 정도의 기울기가 낮아지는 거동은 관찰되었으나, 20 ~ 24 m 후에 급작스럽게 공구마모도가 증가되는 결과를 얻었다. 결과적으로 시효 후에는 S 함량에 상관없이 절삭성이 급격히 악화되는 것을 알 수 있다. 이로부터 시효 후 절삭가공은 효율성이 떨어질 것으로 생각되며, 절삭공정은 시효 전에 수행하는 것이 효과적인 것으로 사료된다.
The change of (a-b) tool wear and (c-d) cutting force with the machining distance: (a, c) solution- and (b, d) aging-treated specimens (MA0S, MA25S, and MA50S indicate the S content of 0.0048, 0.0256, and 0.0494 wt.% added specimens, respectively. In addition, ST and AG indicate solution- and aging- treated specimen).
그림 11(c)와 11(d)는 각각 시효 전과 후의 MA0S, MA25S 및 MA50S 세 합금의 절삭거리에 따른 절삭력 변화를 나타내고 있다. 전체적으로 절삭력 변화는 공구마모 변화와 유사한데, 낮은 S 함량(0.0048 wt.%)에서는 절삭 초반부터 절삭력이 가파르게 증가함을 알 수 있다. 이는 동일한 거리를 절삭할 때 더 큰 힘이 들어가며, 이는 그림 11(a)의 공구마모정도와 연관이 있다; 즉, 공구마모가 심해질수록 더 큰 힘으로 절삭을 수행해야함을 의미한다. S 함량을 0.0256과 0.0494 wt.% 증가시 40 m 거리까지 절삭력은 완만하게 증가됨을 알 수 있으며, 효율적인 절삭이 가능함을 알 수 있다. 반면 그림 11(d)의 시효재에서는 S 함량 증가에 따라 절삭력이 감소되는 경향은 보이나, 전체적으로 절삭력 증가 기울기가 가파르다. 이로부터 짧은 절삭거리에도 심각한 공구마모로 인하여 큰 절삭력이 필요함을 알 수 있다.
그림 12은 각 소재 당 최대 절삭가능 거리에서의 절삭 후 절삭공구 4개의 날 중 하나를 디지털현미경으로 관찰한 이미지를 나타내며, 그림 12(a-c)는 균질화처리재(24 m – MA0S, 40 m – MA25S 및 40 m – MA50S) 그리고 그림 12(d-f)는 시효처리재(20 m – MA0S-AG, 20 m – MA25S-AG, 24 m – MA50S-AG)를 나타낸다. 먼저 균질화처리재의 경우, 그림 11(a)에서 나타난 바와 같이 MA25S와 MA50S 소재는 40 m까지 약간의 Crater wear (노란색 화살표)가 관찰되나 전체적으로 절삭공구의 날 손상이 거의 없음을 확인할 수 있다. 반면 MA0S의 경우 24 m 절삭거리에서도 상당한 Crater wear가 관찰되었으며, 일부 Flank wear (빨간색 화살표)도 관찰되는 결과를 보였다. 결과적으로 S 함량이 적은 경우 절삭가공시 짧은 절삭 거리에서도 절삭공구가 쉽게 손상됨을 확인할 수 있으며, 이에 따라 동일 거리 절삭에 더 큰 절삭력이 요구되고 결국 공구가 파손되는 결과로 이어진다.
Digital micrographs of one of 4 flutes after specific milling distance: (a) 24 m in MA0S-ST, (b) 40 m in MA25S-ST, (c) 40 m in MA50S-ST, (d) 20 m in MA0S-AG, (e) 20 m in MA25S-AG, and (f) 24 m in MA50S-AG.
앞서 관찰된 것처럼 첨가된 S는 기지상에 풍부한 Mn과 결함하여 MnS 개재물을 형성하게 되는데, 이 MnS 개재물은 두 가지 측면에서 절삭성을 향상시켜주는 것으로 생각할 수 있다. 먼저 MnS 개재물은 절삭시 응력집중사이트의 역할을 하여 균열 형성을 쉽게 만들 수 있게 한다[14,18]. 특히 액상에서 정출되는 MnS는 결정립 내와 결정립계에 상관없이 존재하므로 형성된 균열이 전파되는데 효과적인 징검다리 역할을 할 것으로 유추된다. 또한 절삭가공 시 소재는 공구와의 마찰로 인하여 국부적으로 약 760 °C의 상당히 높은 온도까지 상승할 수 있는 것으로 보고되고 있다[19]. 이러한 국부적 온도상승은 다양한 소재 및 공정 파라미터에 따라 달라질 수 있겠지만, 소재의 관점에서 보면 열전도도가 낮을수록 국부적으로 온도가 상승되기 쉬울 것으로 생각할 수 있다. 오스테나이트계 경량철강의 열전도도는 11.0 W/m·K로 측정되었는데, 일반 탄소강 소재는 약 50 W/m·K 그리고 난절삭소재인 오스테나이트계 스테인리스가 약 20 W/m·K인 점을 감안해보면 경량철강 소재는 상당히 낮은 열전도도를 갖는다는 것을 알 수 있다. 이렇게 국부적으로 급격한 온도 상승을 겪은 지역은 후에 급격히 냉각되는 과정에서 개재물과 모재 사이의 열팽창계수 차에 의하여 열적 응력이 발생하게 된다. MnS의 열팽창계수는 18.1 × 10-6 °C-1으로 보고되었으며, 오스테나이트계 경량철강은 15.7 × 10-6 °C-1로 측정된 것을 생각해보면, 급격한 온도 상승 후 냉각 과정을 겪으면서 MnS 주변으로 Cavity나 Pore가 형성되며 결국 MnS와 모재 사이의 계면에서 균열 형성의 시발점으로 작용하게 된다[7]. 결과적으로 MnS 개재물은 기계적으로 그리고 열적으로 응력집중 및 열팽창/수축에 의한 쉬운 균열 형성 및 전파 경로로 작용하게 되어 절삭성을 향상시킨 것으로 이해할 수 있다.
그림 12(d-f)의 시효열처리재의 최대 절삭거리 절삭 후 공구날은 균질화처리재에 비해서 상당한 공구손상이 진행되었음을 확인할 수 있으며 이는 그림 11의 실험 결과와 일치한다. MA0S-AG의 경우, 시효전보다 더 짧은 20 m의 절삭거리에서도 유사한 Crater wear 정도 및 더 심각한 Flank wear가 관찰되었다. MA25S-AG와 MA50S-AG의 경우, 시효전과 비교했을 때 절반정도의 절삭거리에서도 심각한 Crater 및 Flank wear가 관찰되었다. 더하여 앞서 언급하였듯이 S 함량에 상관없이 비슷한 절삭거리 (약 20 m)에서 급격한 공구마모도 증가를 보이는 것으로 미루어보아, 시효 후의 공구마모는 S 함량에 의한 MnS 개재물보다 석출된 κ-탄화물의 영향이 더욱 큰 것으로 유추된다. 특히, 시효 후 MA0S의 열팽창계수와 열전도도는 각각 1.66 × 10-6 °C-1와 12.5 W/m·K 측정된 것을 감안해보면, 시효 후 절삭성이 악화되는 문제는 소재의 열적 특성 변화보다는 κ-탄화물 형성에 따른 전위이동 방해 효과에서 기인한 것으로 생각된다[20,21]. 결과적으로 기지내 형성된 석출물은 강도를 증가시키지만 동시에 절삭을 위해 더 큰 힘이 필요하게 되므로 공구손상을 촉진시켜 절삭성을 떨어뜨리는 것으로 이해할 수 있다.
이상의 결과로부터 오스테나이트계 경량철강의 절삭성 향상을 위해서는 S 성분을 첨가하여 MnS의 수와 크기를 증가시키는 것이 유리하며, 충격흡수에너지 감소를 고려하여 S 함량을 제어할 필요가 있다. 또한 시효열처리 후 항복강도와 인장강도는 향상되나 절삭성이 급격히 감소하기 때문에, 제품 제작시 시효 전 소재를 절삭가공한 후 시효 열처리를 통해 소재의 특성을 향상시키는 방향이 바람직한 것으로 판단된다.
4. 결 론
본 연구에서는 S 첨가를 통한 오스테나이트 경량철강의 절삭성 개선에 대한 연구를 수행하였으며 동시에 구조재로서 활용을 위한 기계적특성 평가를 진행하였다. 이를 위해 Fe-22Mn-8Al-0.9C-0.02Nb 합금성분을 기본으로 S 함량을 0.0048, 0.0256 및 0.0494 wt.%로 제어한 3종의 합금을 설계하였다. 더하여 시효열처리에 따른 변화를 관찰하기 위하여 균질화처리재와 시효열처리재의 기계적 특성과 절삭성 평가를 진행하여 다음과 같은 결론을 얻었다.
1. 3종의 합금의 기지는 모두 오스테나이트 단상으로 이루어져 있으며 유사한 결정립 크기를 보였다. S를 첨가함에 따라 결정립 내와 결정립계에 상관없이 MnS 개재물이 관찰되었으며, S 함량 증가에 따라 MnS 개재물의 수와 크기가 증가하였다. 550 °C, 6시간 시효열처리 후, 결정립 내에는 미세한 κ-탄화물이 관찰된 반면 결정립계에서는 상대적으로 조대한 κ-탄화물이 관찰되었다.
2. 균질화열처리재인 MA0S, MA25S 및 MA50S 합금에서 항복강도, 인장강도, 연신율은 각각 평균 473 MPa, 814 MPa 및 60%로 S 함량에 관계없이 비슷한 수준을 보인 반면 충격흡수에너지는 S 함량에 따라 211 J에서 150 J로 감소되는 결과를 얻었다. 이러한 거동은 MnS 개재물이 느린 변형속도인 상온인장 하에서는 기지와 함께 연신되는 반면 고속 변형인 충격시험시에는 개재물의 변형 없이 기지 조직과의 계면이 균열 형성 사이트로 작용한 결과로 판단된다. 시효열처리 후에는 항복강도와 인장강도가 각각 평균 722 MPa과 928 MPa로 상당히 증가한 반면 연신율과 충격흡수에너지는 평균 43%과 103 J로 현저한 감소를 보였다. 이는 시효열처리 시 결정립 내와 결정립계에 석출된 κ-탄화물 때문인 것으로 판단할 수 있다.
3. 절삭성 평가 결과, 균질화열처리재에서는 S 함량이 적은 MA0S 시편의 경우 평가 초기부터 높은 공구마모도와 이로 인한 높은 절삭력으로 인하여 낮은 공구수명(24 m)를 보인 반면 S 함량에 따라 공구수명이 상당히 개선되는 결과(40 mm)를 얻었다. 이는 S 함량에 따라 MnS 개재물의 수와 크기가 증가하며 그에 따라 개재물에서의 응력집중과 개재물-기지조직 사이의 열팽창계수 차이에 따른 계면에서의 균열 형성 및 전파의 결과인 것으로 생각된다. 결과적으로 S 함량에 따라 절삭성이 상당히 개선되는 결과를 얻었다.
4. 시효열처리재의 절삭성 평가시, S 함량에 따라 약간의 개선은 보이나 세 합금 모두 절삭 초기부터 공구마모도와 절삭력이 급격히 증가하며 낮은 공구수명(20 - 24 m)을 보였다. S 함량에 상관없이 세 합금이 비슷한 절삭성을 보인 것을 감안해보면, 시효 후에는 MnS 개재물보다 석출된 κ-탄화물이 절삭성에 미치는 영향이 더욱 우세한 것으로 판단할 수 있다. 이는 κ-탄화물에 의한 전위이동 방해 효과로 인하여 절삭을 위해 더 큰 힘을 필요로 하여 공구손상을 가속화시킨 결과로 사료된다. 따라서 본 소재를 구조재에 적용시 시효 전 소재를 절삭가공한 후 시효열처리를 하는 것이 바람직한 것으로 판단된다.
Acknowledgements
본 연구는 소재부품기술개발사업(20010748)의 연구비 지원을 받아 수행되었습니다.