1. 서 론

최근 탄소 배출 규제와 전동화 확대에 따라 자동차 경량화가 가속화되고 있으며, 이에 따라 이종재 접합용 하드웨어의 기계적 신뢰성 확보가 더욱 중요해지고 있다. 자동차용 하드웨어 결합 공정으로는 유동 천공 나사 체결 (FDS (Flow Drill Screw)), 마찰 원소 접합 (FEW (Friction Element Welding)), 자체 천공 리벳 결합 (SPR (Self-Piercing Rivet)), 블라인드 리벳 (B-Rivet (Blind Rivet))의 네 가지 공정이 많이 사용되며, 이들 공정에는 일반적으로 1021B, 5120B, SCM435, SWCH45K와 같은 저탄소강 및 중탄소강 계열 소재가 적용된다. 이러한 소재는 체결 및 변형 공정에 적합한 강도–인성 균형, 열처리 후의 안정적인 경도 확보, 그리고 사용 중 균열 전파 저항성이 동시에 요구된다. 그러나 담금질-템퍼링 처리된 강은 특정 온도 구간에서 충격 인성이 저하되는 tempered martensite embrittlement (TME)를 나타낼 수 있으며, 이는 자동차용 하드웨어의 공정 윈도우 설정과 신뢰성 확보 측면에서 중요한 문제이다. TME의 기구로는 래스/블록 경계 또는 구 오스테나이트 관련 계면에서의 시멘타이트 석출 및 조대화, 잔류 오스테나이트의 분해와 기계적 불안정성, 그리고 특정 합금원소 및 불순물의 편석 효과 등이 제안되어 왔다^{[1-2, 47-52]}.

보론강은 미량 B 첨가에 의한 경화능 향상으로 자동차용 체결 부품에 널리 적용되며^{[3-4, 6]}, Cr 또는 Cr-Mo가 첨가된 강은 담금질성, 템퍼링 저항성, 고온 강도 및 탄화물 석출 거동 제어 측면에서 장점을 가진다^{[5, 31, 40-44]}. 특히 Cr은 평형 상태도에서 γ 안정화 원소가 아니므로 저합금강에서 Ae1/Ae3 및 실제 가열 변태온도에 영향을 줄 수 있고, 동시에 템퍼링 중 탄화물의 화학조성·석출 속도·조대화 거동을 변화시킨다^{[31, 32, 40-41, 53]}. 따라서 탄소 함량뿐 아니라 Cr, Mo, B 등의 합금 설계 차이는 동일한 열처리 조건에서도 오스테나이트화 거동, 담금질 후 마르텐사이트 형태, 템퍼링 연화 속도, 그리고 TME 민감도를 달리할 수 있다^{[6, 34, 40-44, 47-52]}.

4종 소재 관련 기존 연구는 1021B 강의 열처리에 따른 미세조직 및 기계적 특성에 관한 고찰^[7-12], 5120B 강 및 유사 조성의 강의 열처리에 따른 기계적 특성 고찰^{[3-4, 13-16]}, SCM435강의 열처리에 따른 미세조직 및 기계적 특성 연구^{[5, 17-23]}, SWCH45K의 경우는 유사 조성인 AISI1045^[24]와 S45C^[25]의 조성으로 열처리 방법에 따른 기계적 특성 연구가 진행되었다. 아울러, 4종 소재와 유사한 저탄소강 및 중탄소강에 대한 연구도 다양하게 진행되었다^[26-28]. 그러나 기존 연구의 다수는 단일 강종 또는 개별 공정 조건에 초점을 맞추고 있으며, 실제 산업에서 사용되는 여러 하드웨어 강종에 대해 동일한 실험 조건에서 Ac1/Ac3(실험값)와 Ae1/Ae3(평형 계산값)를 구분하여 비교하고, 동일한 담금질-템퍼링 조건에서의 미세조직·경도·충격 반응을 연계하여 해석한 연구는 제한적이다. 또한 기존 문헌에서는 오스테나이트화 온도를 경험식이나 문헌값으로 설정하는 경우가 많아^{[22, 29-30, 37]}, 실제 가열 조건에서 측정되는 변태온도와 평형 계산값의 차이에 대한 검토가 충분하지 않았다. 따라서 본 연구의 핵심 기여는 (i) 4종의 산업용 자동차 하드웨어 강종에 대해 DSC로 측정한 Ac1/Ac3와 Thermo-Calc로 계산한 Ae1/Ae3를 명확히 구분하여 비교하고, (ii) 동일한 오스테나이트화 및 템퍼링 조건에서 미세조직, 경도, 충격 에너지, 파단 거동을 체계적으로 비교하며, (iii) 350 ^oC 부근의 TME 민감 구간을 공정 설계 관점에서 제시한 데 있다. 즉, 본 연구의 목적은 최적 변태 온도를 찾는 것이 아니라, 실제 산업용 4개 강종에 대해 변태온도 정보와 템퍼링 응답을 연결하여 최적 열처리 조건 범위를 도출하기 위한 기초 자료를 제공하는 것이다.

본 연구에서는 자동차 부품 제조 공정에 일반적으로 사용되는 네 가지 강재의 가열 중 변태 시작 및 종료 온도(Ac1, Ac3)를 실험적으로 측정하고, Thermo-Calc를 이용하여 계산한 평형 변태 온도(Ae1, Ae3)와 비교하였다. 실험적으로 검증된 변태온도를 바탕으로 공통 오스테나이트화 조건(910 ^oC, 1 h)에서 담금질 후 템퍼링 거동을 비교하였으며, 이에 따른 미세조직 변화, 경도 변화, 충격 에너지 및 파단 양상을 분석하였다. 특히 Ac1/Ac3와 Ae1/Ae3를 혼용하지 않고 구분하여 해석함으로써, 평형 계산과 실제 가열 실험 사이의 차이를 설명하고, 동일한 열처리 조건에서 4종 산업용 강종의 상변태 및 TME 민감도를 체계적으로 비교하고자 하였다.

2. 실험방법

본 연구에서는 Ø11.4 mm (SCM435, 1021B, 5120B)와 Ø9.8 mm (SWCH45K) 소재를 사용하였다. 각각의 직경은 실제 현장에서 주로 사용하는 와이어 규격을 반영하였다. 가열 중 변태 온도를 측정하기 위해 DSC 실험을 수행하였다. 일반적으로 강의 Ac1 및 Ac3는 가열 속도에 따라 변할 수 있으며, 가열 속도가 증가할수록 확산과 용질 재분배에 필요한 시간이 감소하여 측정 온도가 상승하는 경향이 알려져 있다^{[31, 32, 37, 53]}. 본 연구에서는 강종 간 비교를 위한 기준 조건으로 승온 속도를 3 ^oC/min으로 고정하였다. 따라서 본 연구에서 제시한 Ac1 및 Ac3는 3 ^oC/min의 가열 조건에서 측정된 값이다. DSC 실험은 NETZSCH DSC 404 F1 장비를 이용하였고, 최대 1000 ^oC까지 가열한 후 15 min 유지하였다. 실험값과 비교하기 위해 Thermo-Calc를 이용하여 평형 변태온도(Ae1, Ae3)를 계산하였다. 오스테나이트화 열처리 온도는 모든 강종의 측정 Ac3와 계산 Ae3보다 충분히 높은 910 ^oC로 설정하였다. 이는 모든 강종에서 완전한 오스테나이트화를 확보하고, 강종 간 미세조직 및 물성 비교를 위해 동일한 열처리 조건을 부여하기 위한 것이다. 이후 수냉을 실시하고, 200~600 ^oC에서 0.5 h, 1 h, 2 h 동안 템퍼링을 진행하였다. 충격시험은 Instron Wolpert사 PW-30 샤르피 충격시험기를 사용하였으며, 해머 용량은 450 J이었다. 와이어 직경 제한으로 인해 시편은 7 × 7 × 55 mm 및 5 × 5 × 55 mm의 sub-size 시험편으로 제작하였다. 따라서 본 충격 에너지 값은 표준 Charpy 절대값과 직접 비교하기보다, 동일한 시험 조건에서 4종 소재 간 상대 비교와 TME 발생 구간의 파악에 중점을 두어 해석하였다. 오차를 줄이기 위해 각 조건당 시편 5개를 시험하여 평균값을 사용하였다. 미세조직 분석을 위해 2% nital 용액으로 5 s 에칭하였고, FE-SEM(Hitachi SU5000)으로 관찰하였다. 경도는 비커스 경도기로 5회 측정한 평균값을 사용하였다.

Fig. 1. Heat-treatment cycle used for the DSC experiments.

3. 결과 및 고찰

표 2는 본 연구에서 사용한 4종 소재의 화학조성을 보여준다. 1021B와 5120B는 약 0.19 wt% C를 함유한 저탄소강이며, 5120B는 약 0.73 wt% Cr을 포함하고, 1021B는 상대적으로 Si 함량이 높다. SCM435는 약 0.37 wt% C와 Cr, Mo를 포함한 저합금 중탄소강이며, SWCH45K는 약 0.46 wt% C를 가지는 비합금 중탄소강이다. 이들 강종은 탄소 함량과 합금 조성이 서로 다르므로, 동일한 담금질-템퍼링 실험을 위해서는 실제 가열 조건에서의 Ac3와 평형상태 기준의 Ae3를 함께 검토할 필요가 있다. 따라서 각 소재의 가열 중 오스테나이트 형성 시작 및 종료 온도를 DSC로 측정하고, 열역학 계산 결과와 비교하였다.

그림 3은 4종 소재의 DSC 결과를 보여준다. 본 논문에서는 가열 중 측정된 변태 시작 및 종료 온도를 각각 Ac1과 Ac3로 표기하였다. Ac1은 가열 시 오스테나이트 형성이 시작되는 온도이며, hypoeutectoid steel에서는 일반적으로 펄라이트/시멘타이트 영역에서 우선적으로 오스테나이트가 형성되기 시작한다. Ac3는 잔류 페라이트의 오스테나이트 변태가 완료되는 온도이다^{[31, 32, 37, 53]}. 따라서 Thermo-Calc로 계산한 평형 온도는 Ae1, Ae3로 별도로 구분하였다. 본 연구에서는 DSC 곡선에서 첫 번째 흡열 반응의 onset을 Ac1으로, 흡열 반응 종료에 대응하는 기준점을 Ac3로 결정하였다. 4종 소재 모두 Ac1은 736–755 ^oC 범위에서 측정되었고, Ac3는 781–803 ^oC 범위에 분포하였다. Ac1은 네 강종 사이의 차이가 상대적으로 작았으나, Ac3는 탄소 함량과 합금원소 조성의 영향으로 차이를 나타냈다. 일반적으로 탄소 함량 증가는 hypoeutectoid steel의 Ac3를 낮추는 경향이 있으며, Cr은 평형 및 실제 가열 변태 거동에 영향을 미쳐 동일 탄소 함량에서도 Ac3를 변화시킬 수 있다^{[31, 32, 37, 53]}. 실제로 1021B와 5120B는 유사한 탄소 함량을 가지지만, Cr이 포함된 5120B에서 더 높은 Ac3가 측정되었다. 따라서 이후의 담금질 열처리 온도 선정에는 측정 Ac3와 계산 Ae3를 함께 고려하였다.

표 4는 DSC 실험 전후 시편의 미세구조를 보여준다. 공급재는 와이어 형태이므로, 선재 제조 과정에서의 전처리 상태를 파악하기 위해 초기 미세구조를 먼저 관찰하였다. 초기 조직에서 1021B는 페라이트 기지 내 구상화된 시멘타이트가 관찰되어 선행 구상화 열처리 또는 이에 준하는 연화 처리 이력이 있었던 것으로 해석된다. 반면 5120B에서는 상대적으로 층상 펄라이트가 더 뚜렷하게 관찰되어, 1021B와는 다른 공급 상태를 나타냈다. SCM435와 SWCH45K 역시 공급 상태에 따른 미세한 탄화물/펄라이트 분포 차이가 관찰되었다. 여기서 중요한 점은 구상화된 시멘타이트의 존재가 단순히 낮은 탄소 함량이나 합금원소 부족 때문이라고 단정할 수 없으며, 주로 선행 구상화 열처리와 냉간 가공 전후의 공급 상태에 의해 좌우된다는 점이다.

DSC 실험 후 미세조직을 관찰한 결과, 네 가지 소재 모두 주로 페라이트와 펄라이트가 혼합된 조직을 형성하였다. 본 DSC 냉각은 10 ^oC/min으로 수행되었으며, 이는 수냉과 같은 급랭은 아니지만 소형 DSC 시편에서 비교적 높은 열추출 조건을 부여하는 냉각 스케줄이다. 즉, 본 조건은 시편 크기가 작아 열지연이 상대적으로 작고, 그 결과 가열 후 재냉각 과정에서 페라이트/펄라이트 재형성이 가능했던 것으로 해석된다. 다만 이 조직은 DSC 장비 내 제한된 열이력에 의해 형성된 결과이므로, 실제 산업용 수냉 조직과 직접 동일시해서는 안 된다.

그림 4는 Thermo-Calc를 이용하여 계산한 4종 소재의 평형 변태온도(Ae1, Ae3)와 상분율 변화를 보여준다. 1021B와 5120B와 같은 저탄소강은 Ae3가 약 800 ^oC 전후에서 계산되었고, 탄소 함량이 증가함에 따라 Ae3는 감소하는 경향을 보였다. 또한 동일한 탄소 함량을 가지는 1021B와 5120B 사이에서도 Cr 첨가에 의해 Ae1/Ae3가 달라짐을 확인할 수 있다. 1021B, 5120B, SCM435에서는 Ae1 이하 영역에서 ferrite + cementite 외에도 합금 원소의 분배에 따른 추가 탄화물/석출상의 안정 영역이 계산되었다. 이는 치환형 합금원소가 시멘타이트의 조성, 분배 거동, 확산 속도 및 준평형 경로에 영향을 주기 때문이다^[40-41]. 반면 SWCH45K는 비합금강이므로 Ae1 이하에서 주로 ferrite와 cementite 상이 계산되었다. 그림 4의 상분율 계산에서는 약 720 ^oC 부근에서 오스테나이트가 형성되기 시작하며(Ae1), 온도 상승과 함께 페라이트가 점차 소멸하고 약 770–810 ^oC 범위에서 완전 오스테나이트 영역(Ae3)에 도달하는 것으로 나타났다. 이러한 평형 계산 결과는 DSC에서 얻은 흡열 반응과 전체적인 경향은 유사하지만, 절대 온도는 동일하지 않다.

표 6은 네 가지 강종에 대해 Thermo-Calc로 계산한 평형 변태온도(Ae1, Ae3)와 DSC로 측정한 가열 중 변태온도(Ac1, Ac3)를 비교한 결과이다. Ac1/Ac3가 Ae1/Ae3와 차이를 보이는 것은 단순한 실험 오차라기보다, 평형 계산과 실제 연속 가열 변태 사이의 본질적인 차이에 기인한다^{[31, 32, 37, 53]}. Thermo-Calc의 Ae1 및 Ae3는 주어진 조성에서의 평형 온도이지만, DSC에서 측정한 Ac1 및 Ac3는 3 ^oC/min의 유한한 승온 속도 아래에서 핵생성, 탄소 및 치환형 원소의 재분배, 초기 미세조직의 영향, 그리고 인터페이스 이동 속도가 모두 반영된 비평형 값이다^{[31, 32, 37, 53]}. 특히 오스테나이트 형성 과정에서는 펄라이트/탄화물의 용해, 페라이트의 오스테나이트화, 그리고 Cr-Mo와 같은 치환형 원소의 국부 재분배가 수반되므로, 실제 Ac1/Ac3가 평형 온도보다 높거나 낮게 이동할 수 있다. 본 연구에서 3 ^oC/min의 비교적 낮은 승온 속도를 사용한 것은 준평형에 가까운 조건을 부여하기 위한 것이며, 그 결과 네 강종 모두 Ae1/Ae3와 Ac1/Ac3 사이의 차이는 수용 가능한 범위에서 나타났다. 이러한 결과를 바탕으로 본 연구에서는 모든 강종의 측정 Ac3 및 계산 Ae3보다 충분히 높은 공통 온도인 910 ^oC를 오스테나이트화 온도로 채택하였다.

그림 5는 910 ^oC에서 1 h 오스테나이트화 후 수냉한 네 가지 강재의 미세구조를 보여준다. 네 강종 모두 주로 래스 마르텐사이트 기반 조직을 나타냈으며, 탄소 함량과 합금 조성 차이에 따라 래스/패킷의 미세도와 에칭 대비가 다소 달랐다^[42-45]. 1021B와 5120B는 저탄소 마르텐사이트의 전형적인 래스 형태를 나타내었고, 5120B는 Cr 첨가에 따른 담금질성 향상으로 보다 균질하고 미세한 래스 분할이 형성된 것으로 해석된다. SCM435 역시 Cr-Mo가 첨가된 중탄소 저합금강으로서 전형적인 래스 마르텐사이트 조직을 나타냈다. SWCH45K는 비합금 중탄소강으로서 래스 마르텐사이트 기반 조직을 보였으나, 탄소 함량이 높아 국부적으로 에칭 대비가 강한 영역이 관찰되었다. 일부 밝은 대비 영역은 잔류 오스테나이트 또는 조성 차이에 따른 에칭/채널링 콘트라스트일 가능성이 있으나, 본 연구의 SEM 관찰만으로 이를 상으로 단정하기는 어렵다. 따라서 수냉 후 조직은 주로 마르텐사이트로 해석하되, 잔류 오스테나이트 존재 여부의 정량적 확인에는 XRD, EBSD 또는 TEM이 추가로 필요하다^{[38-39, 47-52]}.

그림 6은 서로 다른 템퍼링 온도에서 네 가지 강재의 미세구조 변화를 보여준다. 본 연구의 SEM 관찰은 템퍼링에 따른 형태학적 변화를 비교하는 데에는 유효하지만, 개별 탄화물의 정확한 종류(예: ε-carbide, cementite, Cr-rich carbide)나 잔류 오스테나이트의 존재를 단독으로 확정하는 데에는 한계가 있다. 따라서 아래 논의에서는 SEM/EDS로 직접 확인 가능한 사실과 문헌에 근거한 해석을 구분하여 기술하였다. 1021B의 경우 200 ^oC에서는 래스 마르텐사이트 형태가 대부분 유지되었고, 400 ^oC에서는 래스 경계가 완만해지면서 템퍼드 마르텐사이트 특유의 미세한 탄화물 분산이 시작된 것으로 해석된다. 600 ^oC에서는 페라이트-시멘타이트 혼합조직으로의 분해가 현저해져 구상화된 탄화물이 관찰되었다. 5120B에서는 200–400 ^oC 구간에서 래스 형태가 유지되면서도 경계 대비와 미세 석출 흔적이 관찰되었으며, 이는 Cr 첨가가 탄화물 석출과 조대화 거동, 템퍼링 연화 속도에 영향을 미친 결과로 해석할 수 있다^{[40-41, 53]}. 그러나 본 연구의 SEM/EDS만으로 Cr-rich carbide의 정확한 상 종류를 특정할 수는 없다. SCM435도 유사하게 200 ^oC에서는 템퍼링 초기의 래스 마르텐사이트를 유지하였고, 400 ^oC 이상에서 경계가 흐려지며 보다 발달한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 나타냈다. 마르텐사이트 경계 부근의 밝은 대비는 국부 조성 변화 또는 채널링 콘트라스트와 관련될 수 있으나, 이를 Cr 농축 또는 잔류 오스테나이트로 단정하려면 TEM/EDS, EBSD 또는 XRD가 추가로 필요하다^{[38-39, 47-52]}. SWCH45K는 200 ^oC에서 래스 마르텐사이트 기반 조직을 유지하였고, 템퍼링 온도가 증가함에 따라 미세 탄화물 분산과 함께 600 ^oC에서 페라이트-시멘타이트 혼합조직으로 분해가 진행되었다. 표 7의 EDS 결과에서는 5120B와 SCM435에서 Cr 검출량이 상대적으로 높게 나타나 합금원소 분포 차이를 확인할 수 있으나, EDS의 공간분해능 한계를 고려할 때 이는 Cr 함유 영역의 존재를 시사하는 보조적 증거로 해석하는 것이 타당하다. 종합하면, 그림 6은 템퍼링 온도 증가에 따라 네 강종 모두 래스 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트를 거쳐 페라이트-시멘타이트 혼합조직으로 이행한다는 점을 보여주며, 합금원소 차이는 그 진행 속도와 콘트라스트 양상에 영향을 준다.

그림 7은 템퍼링 온도에 따른 네 가지 강재의 경도 변화를 보여준다. 전반적으로 초기 담금질 경도와 템퍼링 후 경도 수준은 주로 탄소 함량과 합금 조성의 영향을 받는다. 1021B를 제외한 나머지 세 강종은 템퍼링 온도가 증가함에 따라 경도가 감소하는 전형적인 템퍼링 연화 거동을 나타냈다. 1021B에서는 저온 템퍼링 후 경도가 담금질 직후보다 소폭 증가하였는데, 이는 저탄소 마르텐사이트에서 보고되는 초기 템퍼링 경화와 정성적으로 일치한다. 이러한 현상은 과포화 탄소의 재배열, 전이 탄화물 석출, 잔류 응력 완화와 같은 초기 템퍼링 반응의 중첩 효과로 설명된다^{[33-35, 46]}. 한편 Cr 및 Mo가 포함된 5120B와 SCM435는 중·고온 템퍼링에서 연화 속도가 상대적으로 완만한 경향을 보였는데, 이는 치환형 합금원소가 탄화물 석출과 조대화 거동을 변화시켜 템퍼링 저항성을 높일 수 있다는 기존 보고와 부합한다^{[40-41, 53]}. 600 ^oC에서는 네 강종 모두 약 300 Hv 수준으로 수렴하였으며, 이는 마르텐사이트 기반 조직이 상당 부분 분해되어 페라이트-시멘타이트 혼합 조직의 영향이 우세해졌기 때문으로 해석된다.

그림 8은 다양한 템퍼링 온도에서 측정한 네 가지 강재의 충격 에너지를 보여준다. 앞서 언급한 바와 같이 본 시험은 sub-size 샤르피 시편을 사용하였으므로, 결과는 표준값과의 직접 비교보다는 동일 조건 내 상대 비교에 초점을 두어 해석하였다. 전반적으로 템퍼링 온도 상승에 따라 충격 에너지는 증가하였으나, 350 ^oC 부근에서 네 강종 모두 증가율 둔화 또는 일시적 저하가 관찰되었다. 이러한 거동은 문헌에서 보고된 tempered martensite embrittlement (TME) 구간과 정성적으로 부합한다^{[1-2, 20, 34-35, 36, 47-52]}. TME는 일반적으로 템퍼링 중 래스/블록 경계 또는 구 오스테나이트 관련 계면에서의 시멘타이트 석출·조대화, 잔류 오스테나이트의 분해 및 기계적 불안정성, 그리고 계면을 따른 취성 균열 전파 경로의 형성과 관련되어 설명된다^{[1-2, 47-52]}. 본 연구의 SEM 및 파단면 분석은 350 ^oC 부근에서 취성 파면의 비율이 증가함을 보여주므로 TME의 발생을 지지하지만, 특정 기구 하나를 직접 입증하는 수준은 아니다. 따라서 본 연구에서는 350 ^oC 부근의 충격 인성 저하를 TME와 일치하는 취성화 거동으로 해석하는 것이 타당하다. 강종별 차이에 대해서는, 1021B는 낮은 탄소 함량으로 인해 전체적으로 높은 충격 에너지 증가 경향을 보였고, 5120B와 SCM435는 Cr 또는 Cr-Mo 첨가에 따른 템퍼링 반응 차이로 인해 350 ^oC 부근의 민감도가 다르게 나타났다. SWCH45K는 상대적으로 높은 탄소 함량으로 인해 저온 템퍼링 구간에서 낮은 충격 인성을 나타냈다. 즉, 네 강종 모두 350 ^oC 부근은 피해야 할 템퍼링 민감 구간으로 판단되며, 실제 공정에서는 요구 경도와 인성을 함께 고려한 열처리 윈도우 설정이 필요하다^[54].

그림 9는 4종 소재의 충격시험 후 파단면 SEM 이미지를 나타낸다. TME가 주로 나타나는 구간을 검토하기 위해 300~400 ^oC에서 템퍼링한 시편을 비교하였다. 전반적으로 템퍼링 온도 변화에 따라 연성 파면(dimple, tearing ridge)과 취성 파면(cleavage-like facet)의 상대 비율이 달라졌다. 1021B의 경우 300 ^oC와 400 ^oC에서는 비교적 연성적인 파면 성분이 증가하였으나, 350 ^oC에서는 취성 facet의 비율이 증가하여 그림 8의 충격 에너지 증가율 둔화와 대응하였다. 5120B, SCM435, SWCH45K에서도 유사하게 350 ^oC 부근에서 보다 평탄하고 취성적인 파면이 증가하였다. 이러한 결과는 350 ^oC 부근에서 충격 인성이 저하되는 현상과 정성적으로 일치하며, 문헌에서 보고된 TME의 파괴 특성과도 부합한다^{[1-2, 47-52]}. 다만 본 연구의 파면 분석만으로 특정 탄화물의 종류나 잔류 오스테나이트 분해 여부를 직접 규명할 수는 없다. 따라서 본 결과는 350 ^oC 부근에서 취성 파괴 경향이 강화된다는 점을 실험적으로 보여주는 증거로 해석하는 것이 적절하다. 따라서 4종 소재 모두 350 ^oC 부근에서 벽개형 또는 준벽개형 취성 파면의 비율이 증가하였으며, 이는 충격 에너지 저하와 함께 tempered martensite embrittlement이 발생했음을 시사한다. 본 연구는 4종 산업용 하드웨어 강종에 대해 Ac1/Ac3와 Ae1/Ae3를 구분하여 비교하고, 동일한 담금질-템퍼링 조건에서의 미세조직·경도·충격 거동을 체계적으로 정리하였다는 점에서 의의가 있다. 다만 그림 6에서 관찰된 개별 석출물의 상 동정이나 잔류 오스테나이트의 정량적 규명에는 TEM, XRD, EBSD와 같은 추가 분석이 필요하며, 이는 향후 연구 과제로 남는다.

Fig. 2. Thermal cycle employed for the tempering process.

Fig. 3. Differential Scanning Calorimetry (DSC) results for the four steels: (a) 1021B, (b) 5120B, (c) SCM435, and (d) SWCH45K.

Fig. 4. Predicted phase diagrams and phase fractions with Thermo-Calc® for the four steel grades of (a, b) 1021B, (c, d) 5120B, (e, f) SCM435, and (g, h) SWCH45K.

Fig. 5. SEM Microstructures of the four steels after water quenching from 910 ^oC for 1 h of (a) 1021B, (b) 5120B, (c) SCM435, and (d) SWCH45K.

Fig. 6. SEM micrographs showing the microstructural evolution of the four steels at different tempering temperatures: (a–c) 1021B, (d–f) 5120B, (g–i) SCM435, and (j–l) SWCH45K.

Fig. 7. Comparison of hardness variations in the four steels with respect to tempering temperature.

Fig. 8. Impact energy variations of the four steels as a function of tempering temperature.

Fig. 9. SEM of the fracture surfaces after impact tests for the four steels of (a) 1021B at 300 ^oC, (b) 1021B at 350 ^oC, (c) 1021B at 400 ^oC, (d) 5120B at 300 ^oC, (e) 5120B at 350 ^oC, (f) 5120B at 400 ^oC, (g) SCM435 at 300 ^oC, (h) SCM435 at 350 ^oC, (i) SCM435 at 400 ^oC, (j) SWCH45K at 300 ^oC, (k) SWCH45K at 350 ^oC, (l) SWCH45K at 400 ^oC.

Table 4. Microstructural observations of the specimens following DSC measurements.

4. 결 론

본 연구에서는 자동차용 이종결합 하드웨어에 사용되는 4종 소재(1021B, 5120B, SCM435, SWCH45K)에 대해, 가열 중 변태온도와 담금질-템퍼링 후의 미세조직 및 기계적 거동을 비교하였다. 주요 결과는 다음과 같다.

1. DSC 분석을 통해 4종 소재의 가열 중 변태 시작 및 종료 온도인 Ac1과 Ac3를 측정하였고, Thermo-Calc를 통해 평형 변태 온도인 Ae1과 Ae3를 계산하였다. 4종 소재의 Ac1은 736~755 ^oC, Ac3는 781~803 ^oC 범위였으며, Ae1은 716~736 ^oC, Ae3는 770~810 ^oC 범위였다. Ac1/Ac3와 Ae1/Ae3의 차이는 단순한 측정 오차가 아니라, 평형 계산과 유한한 승온 속도(3 ^oC/min) 하에서의 실제 오스테나이트 형성 거동 차이에 기인한다. 따라서 본 연구는 Ac1/Ac3와 Ae1/Ae3를 구분하여 해석해야 함을 확인하였다.

2. 모든 강종을 910 ^oC에서 1 h 오스테나이트화 후 수냉한 결과, 주로 래스 마르텐사이트 기반 조직이 형성되었다. 이후 200~600 ^oC에서 템퍼링한 결과, 온도 증가에 따라 래스 마르텐사이트 → 템퍼드 마르텐사이트 → 페라이트-시멘타이트 혼합조직으로의 이행이 관찰되었다. 다만 SEM/EDS 관찰만으로 개별 탄화물의 종류나 잔류 오스테나이트를 확정할 수는 없었으며, 이에 대한 정량적 규명에는 XRD, TEM, EBSD 등의 추가 분석이 필요하다.

3. 경도는 전반적으로 템퍼링 온도 상승에 따라 감소하였다. 1021B에서는 저온 템퍼링 후 담금질 직후보다 경도가 소폭 증가하였는데, 이는 저탄소 마르텐사이트에서 보고되는 초기 템퍼링 경화와 정성적으로 일치한다. 5120B와 SCM435는 Cr 또는 Cr-Mo 첨가에 의해 템퍼링 연화 속도가 상대적으로 완만한 경향을 보였다. 600 ^oC 템퍼링 시 4종 소재 모두 약 300 Hv 수준으로 수렴하였다.

4. Sub-size 샤르피 충격시험 결과, 템퍼링 온도 상승에 따라 충격 에너지는 전반적으로 증가하였으나, 350 ^oC 부근에서 네 강종 모두 충격 인성 저하 또는 증가율 둔화가 관찰되었다. 파단면에서도 동일 온도 부근에서 취성 파면의 비율이 증가하였다. 따라서 350 ^oC 부근은 4종 하드웨어 강종 모두에서 tempered martensite embrittlement에 민감한 구간으로 판단되며, 실제 공정 설계 시 회피가 요구된다. 본 충격값은 비표준 sub-size 시편으로부터 얻어진 결과이므로, 절대값보다는 강종 간 상대 비교 및 민감 온도 범위 파악에 의의가 있다.