2.1 시편 제작

순 마그네슘금속에 모합금을 첨가하여 Mg-1.1Al-1.0Zn-0.15Mn-0.4Ca조성의 AZMX1100 마그네슘 합금을 제조하였으며, 합금 제조 중에는 용탕 보호 분위기를 형성하기 위하여 Ar과 SF6 가스를 사용하여 730°C의 온도로 용융을 진행하였다. 이후 수냉 중인 Twin roll을 25~35 mm/s 사이의 속도로 유동적으로 조절하며 두께 4 mm의 판재를 제조하였다. TRC로 제조된 두께 4 mm의 AZMX1100 합금 판재를 400°C에서 4시간 가열 후 공랭을 진행하여 균질화 열처리 과정을 진행하였다. 시편을 400°C에서40분 간 예열하고 각 PASS당 16% 압하율, 롤 속도 39.3 mm/s로 8 PASS 동안 열간 압연을 진행하여 최종 압하율 80%로 판재 초기두께 4 mm에서 1 mm까지 감소시켰다. 열간압연 후 판재에 남아있는 잔류응력 제거 및 판재에 대한 열처리의 영향분석을 위하여 두 가지 열처리 조건을 적용하였다. 첫 번째 조건(HR(8PASS)-N)은 400°에서 4시간 가열 후 공랭 하였고, 두 번째 조건(HR(8PASS)-T6)은 400°C에서 4시간 가열 후 칭 진행을 진행한 뒤, 200°C에서 2시간 가열 후 다시 칭을 진행하여 인공시효 열처리 시편을 제작하였다.

2.2 미세조직, 집합조직 및 기계적특성 분석

열간압연 전, 중, 후의 시편(HR(0PASS), HR(3PASS), HR(8PASS))과 열처리를 진행한 후의 시편(HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)을 SiC 연마지와 다이아몬드 서스펜션 연마액으로 0.25 μm까지 연마한 후 광학현미경(Optical Microscope, BX53M, Olympus, Tokyo Japan)을 이용해 미세조직을 관찰하였다. 미세조직 관측을 위하여 부식액은 증류수 100 ml, 에탄올 100 ml, 아세트산 6 ml, 피크르산(picric acid) 1.7 g을 사용하여 에칭을 진행하였다. 이후 결정립 크기는 선분법을 이용하여 측정하였으며, 표면 형상과 조성분석은 FE-SEM(MAIA 3 LM, TESCAN, Brno, Czechia)을 이용하여 수행하였다. 전자 후방 산란회절 검출기(EBSD, EDAX Velocity Ultra, EDAX, CA, U.S.A)를 이용하여 추가적인 미세조직 분석을 수행하였으며 가속전압은 15 kV, WD 17 mm에서 시편을 60° 기울여 분석하였다. 각 공정에서 집합조직의 변화를 분석하기 위해 XRD(X-ray Diffractometer, SmartLab, Rigaku, Tokyo, Japan)를 사용하여 (0002) 면에 대한 극점도(pole figure)를 측정하였으며 두 각에 대해 5° 단위로 측정한 값을 정규화하여 극점도 수치를 나타내었다.

HR(8PASS), HR(8PASS)-T6, HR(8PASS)-N 시편에 대한 기계적특성은 만능시험기(MINOS-100, MTDI, Korea)를 이용한 인장시험을 통해 평가하였다. 인장시편은 ASTM E8/E8M-08에서[³¹] subsize 규격에 따라 와이어 방전가공기를 이용하여 제작되었다. 인장시험의 속도는 0.001/s으로 진행하였으며 해당 시험을 통하여 시편의 항복강도, 인장강도, 연신율을 평가하였다. 또한 열간 압연과 열처리가 경도에 미치는 영향을 확인하기 위하여 전 시편(HR(0PASS), HR(3PASS), HR(8PASS), HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)에 대하여 비커스경도시험기(VMT-X7, MATSUZAWA CO, TOSIMA, Japan)을 사용하여 1 kgf의 하중을 10 s 동안 가하여 경도를 측정하였다. 측정 값은 5회 반복하여 최대/최소값을 제외한 평균값으로 계산하였다.

3.1 미세조직 분석

OM으로 분석한 각 시편의 미세조직을 그림 1에 나타내었다. 그림 1(a)는 TRC 공정으로 제작된 판재의 미세조직을 보여주며, 시편의 모든 부분에서 수지상이 관찰된다. 해당 수지상은 용탕이 TRC 과정에서 수냉되는 롤과 만나 액상에서 급격히 응고하는 과정에서의 고체상의 핵 생성 및 성장 따른 결과임을 알 수 있다. 수지상 주변으로 서브 마이크로미터 크기의 석출물이 관찰되었으며, 그림 2에서 해당 석출물에 대해 EDS 분석을 진행한 결과를 나타내었다. 해당 석출물은 합금조성과 비교하여 Al, Zn, Ca의 함량이 약1.5배정도 높았으며, Mn의 함량은 동일한 수준으로 확인되었다. 이는 TRC 공정에서 판재 표면부부터 용탕이 빠르게 냉각되며 일부 합금원소들이 편석된 것으로 판단된다[²⁰]. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 그림 1(b)와 (c)에서 확인할 수 있듯이, 결정립의 크기는 3 PASS에서 15.71±3.89 μm, 8 PASS 에서 14.40±0.59 μm로 감소하며, 열간압연 공정 수가 증가함에 따라 더 미세화 되는 것을 확인할 수 있다. 그림 1(d)와 (e)에서는 균질화 열처리 이후 각각 공랭 및 시효 열처리를 진행한 후, 열간압연 시편보다 결정립이 상대적으로 일정하고 균일하게 재결정 된것을 확인할 수 있다. 결정립 크기는 HR(8PASS)-N에서 16.48±1.00 μm, HR(8PASS)-T6 에서19.58±1.52 μm으로 측정되었다. HR(8PASS)-T6 시편의 경우 시효 열처리를 진행하였는데 공랭 열처리에 비해 열처리 과정에서 200°C에서 2시간 가열하는 과정이 추가되어 시험편이 고온 분위기에 오래 노출됨에 따라 재결정 단계 후 결정립 성장단계에서 결정립 크기가 증가한 것으로 판단된다. 또한, TRC 공정 및 열간압연 과정에서 생긴 쌍정도 열처리 과정을 거치며 그림 1(d)-(f)에서 대부분 소멸한 것을 확인할 수 있다. OM 상에서 그림 1(e)에 미세한 석출물이 관찰되었으며, 이를 1000배율로 확대하여 관찰한 이미지를 그림 1(f)에 나타내었다. 해당 석출물은 입내와 입계에 모두 존재하는 것을 확인하였으며, 해당 석출물을 EDS로 분석한 결과를 그림 3에 나타내었다. EDS를 이용한 합금 원소를 분석한 결과 Al과 Ca의 함량이 주변의 기지부 보다 높게 존재하였으며, Al과 Ca의 평균 조성이 각각 30.6±7.7at%, 13.0±4.3at%로 측정된 것으로 보아 해당 입자는 Al₂Ca 상인 것으로 판단된다.

TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 판재의 열간 압연과 열처리에 따른 미세조직 변화를 분석하기 위하여 EBSD 분석을 진행하였으며, 그 결과를 그림 4-6에 나타내었다. 그림 4(a)-(e)는 TRC 공정으로 제조된 판재(HR(0PASS)), 열간압연 3PASS 후의 판재(HR(3PASS)), 열간압연 8PASS 후의 판재(HR(8PASS))와 열간압연 8PASS 후의 균질화 열처리(HR(8PASS)-N) 및 시효열처리 된 시편(HR(8PASS)-T6)의 ND방향에 대한 역극점도 지도(inverse pole figure map, IPF map) 결과를 각각 나타내며, 그림 4(f)는 각 시험편에서의 평균 결정립 크기를 보여준다. 데이터 결과의 정확도를 높이기 위하여 측정한 Kikuchi 회절 패턴으로부터 계산된 방위의 신뢰도를 나타내는 CI 지수(confidence index)가 0.1보다 작은 값은 제거하고 IPF map을 나타내었다[⁸]. 일반적으로 압연된 마그네슘 합금 판재는 (0002) 기저면이 판재 표면에 평행하게 배열되는 강한 집합조직을 형성하는데[⁸,³²], TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 판재는 그림 4(a)에 나타난 바와 같이 기저면의 집합 조직이 약화된 것을 확인할 수 있다. 게다가 그림 4(b)와 (c)에서와 같이, 400°C에서의 열간 압연 과정을 통해서 압연 횟수가 3PASS에서 8PASS로 증가함에 따라 (0002) 기저면에 판재 표면에 평행하게 배열되는 비율이 점점 감소하는 것을 확인할 수 있으며, 집합 조직의 발달과 관련해서는 3.3절에서 다루고자 한다.

그리고 그림 1의 OM으로 관측한 미세조직 결과와 유사하게 HR(0PASS)에서 131.3±80.68 μm의 큰 결정립이 관찰이 되었으며, 열간압연 시편에서는 3PASS와 8PASS 시험편에서 각각 9.01±5.51 μm, 8.58±4.89 μm 로 결정립이 미세화 된 것을 확인할 수 있다. 일반적으로 열간압연 중 가해진 변형으로 높아진 전위 밀도가 재결정의 동력으로 작용하여 더 쉽게 재결정이 일어나는 동적재결정(Dynamic recrystallization, DRX)으로 인한 것으로 알려져 있다[²³,³³]. 따라서 TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 합금에 대한 열간압연 중에 발생한 DRX로 인한 재결정 과정에서 결정핵이 더 많이 형성되기 때문에 평균 결정립의 크기가 더 줄어든 것으로 보인다. 특히, 마그네슘 합금이 300°C 이상의 열간 변형될 때의 주요한 재결정 기구는 결정립계의 국부적인 이동에 의해 새로운 결정립 핵 생성과 결정립계의 점진적인 이동으로 성장하는 불연속 동적 재결정(Discontinuous dynamic recrystallization, DDRX) 으로 알려져 있다[³⁴,³⁵,³⁶]. 이후 8PASS의 열간 압연을 거친 판재에 대한 균질화 및 시효 열처리를 통해서 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시험편에서 압연과정에서 형성된 재결정들이 성장한 것을 그림 4(d)와 (e)를 통해서 확인할 수 있다. 그림 4(d)에서와 같이, 400°C에서의 균질화 후에는 결정립의 크기가 12.03±4.25 μm로 열간압연 후보다 2배 이상 증가하였으며, 이후 200°C에서의 시효처리 후에는 결정립의 크기가 12.74±4.19 μm로 균질화 후의 시험편과는 큰 차이를 보이지 않았다. 전반적으로 EBSD로 관측한 결정립 크기 변화 경향은 OM에서 관찰했던 결정립 크기의 경향과 동일 하였으나 절대값은 전체적으로 작게 확인되었으며, 압연 중에 발생하는 재결정 및 쌍정으로 인한 영향이 OM을 활용한 선분법에서 정확하게 반영되지 않은 결과이다.

그림 5 좌측 열의 IQ 지도(image quality map)에서 적색선, 청색선, 초록선들은 각각 저각입계(low angle grain boundary, LAGB), 고각입계(high angle grain boundary, HAGB), 인장 쌍정(tensile twin)을 보여준다. TRC 공정으로 주조된 HR(0PASS) 시험편에서는 결정립의 크기가 131.3±80.68 μm로 커서 HAGB의 비율이 낮게 측정되었다. 또한 TRC 공정으로 제조된 AZ31 [³⁷] 및 ZK60 [³⁸] 마그네슘 합금에서와 유사하게 HR(0PASS) 시험편에서는 각 결정립 내부에서 {10 1 ¯ 2} 인장 쌍정이 관측되었다. 이후 열간압연 시편에서는 전체적으로 LAGB의 비중이 각 92.8%, 93.5%로서 HR(0PASS) 시험편의 87.4% 보다 크게 증가하였음을 알 수 있으며, 이는 열간압연 과정에서의 DDRX로 인한 결정립 미세화에 따른 결과인 것으로 판단된다. HR(8PASS) 시험편에 대한 균질화 및 시효 처리된 시편인 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시험편에서는 LAGB의 비중이 각각 60.5%, 62.6%로 열처리 전에 비해 감소한 반면에 인접한 결정과의 방위 차이가 큰 HAGB의 비율이 39.5%, 37.4% 로 크게 증가한 것을 확인하였다. 이는 400°C에서 8PASS의 열간압연 공정 중에 DDRX로 형성된 재결정들이 균질화 및 시효 열처리를 수행하는 과정 동안에 성장한 결과이다. 또한, 그림 5의 가운데와 우측 열에는 각 시험편에서의 개별 측정 지점에서 인접하는 지점들 사이의 국부적 방위차를 나타내는 KAM 지도(kernal average misorientation map)와 기하학적 필수 전위의 분포를 나타내는 GNDs 지도(geometrically necessary dislocations maps)를 각각 나타내었다. 일반적으로 변형에 의해 소재 내부에 축적되는 전위 밀도 또는 내부 변형 에너지의 증가가 KAM 값과 GNDs 밀도에 영향을 미친다. 그 결과, 열간 압연 전으로 TRC 공정을 통해 제조된 AZMX1100 판재와 비교하였을 때에 열간 압연 중에 가해지는 최종 압하율 80%의 높은 변형률로 인해 많은 전위가 형성되어 변형 강화(strain hardening)가 발생한 것으로 보여진다. 즉, 동적 재결정을 위한 임계 변형량을 넘게 되면 낮은 전위 상태를 가지는 새로운 결정립이 형성되어 전위 밀도가 급격히 감소하게 되지만, 압연 중에 재결정된 결정립에서도 지속적인 소성 변형으로 인해 내부에 많은 전위들이 축적되어 높은 내부 변형 에너지를 가지게 되는 것으로 보인다. 이후 열처리를 거친 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시험편에서는 DRX를 통해 형성된 재결정립의 성장과 균질화 열처리 동안 전위 상승(dislocation climb) 등으로 인한 전위 소멸로 인해 낮은 전위 밀도를 가지게 된다.

3.2 기계적특성 분석

열간압연 및 열처리 시편들에 대하여 비커스 경도시험 결과와 열처리 시편들에 대한 인장시험 결과를 그림 6에 나타내었다. 그림 6(a)와 같이, 비커스 경도는 열간압연이 진행됨에 따라 점차 증가하여 마지막 8PASS 열간압연 후 시편의 경도는 가장 높은 62.1HV를 보였다. 이는 열간압연 과정 중 발생한 가공경화 효과로 인해 경도가 증가한 것으로 판단된다. 열간압연 과정에서 각 PASS 사이에 재가열을 진행하더라도 가공과정에서 전위밀도가 높아지고[³⁹] PASS사이 재가열 시간이 모든 전위가 해소될만큼 충분한 시간동안 가열하지 않기에 가공경화의 영향이 남아 열간압연이 진행되면서 경도값이 증가한 것으로 판단된다. 열처리 시편 중에서는 8PASS 이후 공랭을 한 시편(HR(8PASS)-N)이 가장 낮은 비커스 경도값을 보였는데, 이는 균질화 열처리 과정 및 재가열 과정을 거치며 상온에서 천천히 재결정이 진행되고, 내부의 잔류응력이 제거되었기 때문으로 판단된다. 측정된 비커스 경도값은 대체로 결정립 크기와 반비례 관계를 만족하여 Hall-Petch 관계식에 따라 결정립 크기가 감소할수록 경도가 증가하는 것을 확인할 수 있었다. 하지만, 앞서 언급한 바와 같이 인공시효를 진행한 HR(8PASS)-T6 시편 의 경우 추가적인 시효를 진행하기 위해 더 오래 열처리를 진행하였기에 재결정 과정 이후 결정립 성장단계에서 결정립 크기가 증가하여 Hall-Petch Equation에 따른 결정립 크기로 인한 경도 증가 효과는 타 시편들에 비해 가장 적으나 비커스 경도로 측정한 경도값은 상대적으로 높았다. 이에 대하여 그림 6(b)에 HR(8PASS)-T6 시편을 제외한 세 시편의 Hall-Petch Equation의 추세선을 나타내었다. 상대적으로 HR(8PASS)-T6 만 추세선과 비교해 우측으로 편향되어 높은 경도 값을 나태내는 것을 확인할 수 있다. 일반적으로 AXM계 마그네슘 합금 또는 AZMX계 마그네슘 합금은 시효경화형 합금으로 시효경화 시 단원자층의 G.P. zone이 형성된다고 알려져 있으며, 이 때 형성된 G.P. zone은 변형 시 전위의 이동을 막아 항복강도를 효과적으로 증가시킨다[¹⁹,³⁰,⁴⁰,⁴¹]. 따라서 HR(8PASS)-T6 에서 결정립의 크기는 증가하였지만 시효열처리에 의한 석출물 형성에 따른 석출강화효과가 반영되었다고 판단된다.

열처리 전, 후 시편들에 대한 인장시험 결과를 그림 6(c)와 Table 1에 정리하였다. HR(8PASS)-T6 시편에서 가장 높은 263.8 MPa의 최대인장강도를 보였으며, 특히 HR(8PASS)-N 시편에 비해서 항복강도가 약 20 MPa 높았다. 따라서 시효열처리를 진행한HR(8PASS)-T6에서 G.P. zone이 형성되었음을 알 수 있다. 항복강도는 마그네슘 합금의 장점인 비강도를 더욱 올려줄 수 있는 수치로 합금의 기계적특성에 중요한 요소이다. HR(8PASS)-N 시편에서는 가장 높은 23.1%의 연신율을 확인할 수 있었고, 이는 HR(8PASS)-T6 기준 5.5% 더 높은 수치이다. 열처리 시편 간의 연신율 값의 차이를 다음 절인 3.3 집합조직 분석에서 극점도를 이용하여 분석해 보았다.

3.3 집합조직 분석

모든 시편에 대하여 XRD와 EBSD를 이용한 극점도 분석을 진행하였으며, 그 결과를 그림 7에 나타내었다. HR(0PASS)의 경우 다른 시편들과 달리 극점도의 형상이 동심원 형태를 보이지 않았다. 연속주조공정으로 마그네슘 합금을 제조할 때 판재의 내부 및 외부의 집합조직의 형상이 동심원 모양이 아닌 불규칙한 형상을 나타내는 경우가 있다[⁴²]. TRC 공정으로 제조된 판재는 액상의 마그네슘 합금이 응고하며 수지상이 형성되는데, TRC 공정이 진행되는 동안 가해지는 압하력으로 인해 일부 변형 영역이 형성되고 이러한 변형영역이 우선적 핵생성 자리로 작용한다[⁴³]. 이를 통해 형성된 수지상은 일반적인 등축의 결정립 형상을 띠지 않기 때문에 위와 같은 결과가 나온 것으로 판단된다. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 (0002) 면에 대한 집합조직의 강도는 점진적으로 감소하였다. 이는 압연 과정에서 가해지는 변형이 구동력으로 작용하여 DRX가 일어난 결과로, DRX과정에서 여러 무작위 핵생성 자리가 형성된다. 따라서 동적 재결정 후 집합조직 강도가 감소한다[⁴⁴]. 열처리 이후 집합조직 강도는 감소하여 HR(8PASS)-N의 경우 3.855, HR(8PASS)-T6의 경우 4.631의 극점도 강도 값을 가진다. 집합조직 강도 약화의 원인은 첫 번째로 열간압연 이후 균질화 열처리 과정 및 각각 추가적인 열처리 공정을 거치며 내부의 결정립들이 재결정되었기 때문이다. 두 번째로 포함된 합금 원소인 Zn의 영향이다. 선행 연구에 따르면 Mg-Zn-Ca 합금계에서 Zn의 첨가는 극점도 형상을 TD 및 RD 방향으로 넓게 분산시켜 집합조직을 약화시키는 효과가 있다[⁴⁵]. 따라서 열처리 이후 재 결정된 결정립은 집합조직 강도가 낮게 형성된 것으로 판단된다. 특히 HR(8PASS)-N 시편의 경우 냉각을 대기 중에서 실시하여 냉각 속도가 빠르지 않아 집합조직 강도가 가장 낮게 형성된 것으로 보인다. 마그네슘합금 에서 냉각 속도의 감소는 쌍정 감소, 석출물 형성 증가 및 집합조직을 약화시킨다[⁴⁶]. 냉각속도가 빠를 때 조직에 변형이 일어나고 잔류응력이 증가한다. 또한 LAGB의 형성으로 인해 형성되는데 에너지와 이동도가 낮은 LAGB가 핵생성 자리로 작용하여 [0002]면의 결정립의 분율이 증가한다. 따라서 집합조직 강도가 증가한다[⁴⁷]. 그림 7의 EBSD를 통한 극점도 분석결과에서도 XRD의 극점도 결과분석 결과와 유사하였다. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 극점도 강도가 낮아졌으며, 열처리 이후 추가적으로 극점도 강도가 낮아졌다. 열처리 시편 중에서도 HR(8PASS)-N 시편이 가장 낮은 극점도 값을 보였다. HR(0PASS) 시편에서 동심원 형상이 아닌 무작위한 위치에 피크가 높게 형성되어 있는데 이는 XRD와는 다르게 EBSD는 국소부위의 영역에 대하여 분석하는데, 특히 HR(0PASS) 시편의 경우 평균 결정립 크기가 131.3±80.68 μm으로 조대함에 따른 결과로 판단된다.

앞선 3.2 기계적특성 분석에서 HR(8PASS)-N 시편에 대한 인장시험 결과 가장 높은 연신율을 보인 것도 이와 연관이 있다. 본 연구에서 집합조직 분석 결과 HR(8PASS)-N 시편의 집합조직 강도가 가장 낮게 형성된 것이 확인되었다. 일반적으로 마그네슘 판재의 집합조직은 압연 면에 대하여 (0002)면으로 배열되는데 이때 c-축으로의 변형이 어려운 특성을 가진다[¹⁰]. 따라서 집합조직의 강도가 낮게 형성되었다는 것은 여러 방향으로 결정립들이 배열됨을 의미하며, 재료 변형 시 이러한 변형 수용이 집합조직의 강도가 높은 조직에서보다 집합조직의 강도가 낮은 조직에서 더 쉽다는 것을 의미한다. 따라서 HR(8PASS)-N 시편의 연신율이 높은 결과를 보인 것으로 판단된다. 앞서 언급한 바와 같이, 상온에서 HCP결정구조를 가지는 마그네슘 합금에 대한 상온에서의 CRSS는 기저면에서 약 1 MPa로 가장 낮은 값을 가지고 다음으로 인장 쌍정이 약 10 MPa이며, 비기저면에서 가장 높은 약 40MPa 의 값을 가진다. 즉, CRSS값이 작은 기저면에서의 슬립이 대부분의 소성 변형을 수용할 수 있다[⁴⁸]. 프리즘(prismatic) 및 피라미드(pyramidal) 슬립도 발생은 가능하지만 300°C 이상의 고온에서만 주로 관측되며, {10 1 ¯ 1}{10 1 ¯ 3} 압축 쌍정은 150°C에서 CRSS가 3배 감소하므로 상온에서는 활성화되기 어렵다[⁴⁹]. 따라서, 본 연구에서 다루는 AZMX1100 합금은 열 간 압연과 후 열처리 과정에 따라 (0002) 면에 대한 집합조직이 완화되므로, 서로 다른 방위를 가지는 다양한 결정립에서 기저면 슬립이 더욱 활발해질 수 있다. 추가로 기저 면 슬립으로 인해 매우 큰 전단을 겪은 결정립 내부에서는 추가적인 인장 트윈 형성으로 소성 변형을 수용할 수 있다.

인장 시험을 진행한 HR(8PASS), HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6 시편의 파단 부위에서 EBSD 분석을 진행한 결과를 그림8에 나타내었다. HR(8PASS) 시편의 경우 인장시험결과에서도 알 수 있듯이 인장시험이 잘 진행되지 못하고 빠르게 파단에 이르렀다. 이는 열간 압연과정에서 가해지는 변형에 의해 미세한 결정립이 형성되어 항복 강도와 인장 강도 증가에 영향을 주었지만, 열간 압연 중에 재결정된 결정립에서의 지속적인 소성 변형으로 인해 내부에 축적된 많은 전위들이 인장 시험 시에 가해지는 변형을 추가적으로 수용하는 것을 방해한 결과이다. 그리고 그림 7과 그림 8의 IPF 지도와 극점도에서의 강도값에서 인장 전과 후에 큰 차이를 보이지 않은 것으로 보았을 때, 인장 시험 후에 결정립의 방향은 크게 변화되지 않은 것으로 판단된다. 그리고 인장 시험 전의 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시편과는 달리, 인장 시험 이후의 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시편들에서 결정립계에서 zero solution 영역이 빈번하게 관측되었다. 이는 인장 시험 동안 결정립계에 응력이 집중되어 국부적인 변형이 발생함에 따른 결과로써, EBSD를 통해 정확한 데이터를 얻을 수 없는 구간이 형성되었기 때문이며, 인장 변형에 의해서 그림 8의 KAM 지도와 GNDs 지도에서 전위밀도가 높아진 결과로 나타난 것임을 알 수 있다. 비록 인장 시험 후의 HR(8PASS)-T6시편에서 LAGB 비중이 인장 시험 전인 62.6%(그림 5 참조)보다 감소한 60.7%(그림 8 참조)를 보여주고 있지만, LAGB와 HAGB의 절대적인 수는 동시에 증가한 결과로 반영된 것으로 보인다.

3.4 인장시험 파단면 분석

인장시험 후, HR(8PASS) 시편과 열처리 시편(HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)에 대해 파단면 분석을 진행하였다. 마그네슘 합금은 HCP 결정구조로 슬립계가 제한적이며, 외부 힘과 동일한 방향으로 기울어진 결정립에서만 슬립이 발생할 수 있다. 이로 인해 마그네슘 합금은 취성파괴 형태인 벽개파괴(cleavage fracture)와 연성파괴 형태인 딤플(dimples)이 공존하는 복합파괴 형태를 띤다[²]. 그림 9에서 HR(8PASS) 시편의 경우 취성파괴 형태인 벽개파괴가 열처리 시편에 비해 많이 관찰되었으며 이는 열간압연과정에서의 가공경화로 인해 전위밀도가 증가하여 변형과정에서 전위의 이동을 방해해 추가적인 변형 수용이 어려워지기 때문이다[²⁶]. 열간압연 시편의 경우 그림 7, 그림 8의 극점도에서 알 수 있듯이 집합조직의 강도가 높다. 이는 c-축의 변형수용을 어렵게한다. 또한 높은 전위밀도는 국부적인 응력집중을 유발하여 재료가 취성파괴 되게한다. 인장시험 결과에서도 HR(8PASS)시편은 약 1% 미만의 연신율을 나타내었다. 따라서 벽개파괴의 분율이 높을 때 연신율은 급격히 감소함을 확인할 수 있다. 열간압연 시편 및 열처리 시편의 인장시험 후 파면을 관찰한 SEM 이미지 및 벽개파괴의 형태로 관찰되는 부분에 대한 표시를 그림 9에 나타내었다. 해당 이미지를 확인 하였을 때, 열처리 시편들도 SEM 이미지 상에서 일부 벽개파괴 형태가 관찰되었다. 하지만 열간압연 시편에 비해 벽개파괴의 비중이 적어 전체 파괴에서 주요한 역할을 수행하지 못했다고 판단된다. 앞선 극점도 결과에서 열처리 시편의 경우 집합조직의 강도가 열간압연 시편에 비해 감소하였다. 따라서 열간 압연 시편과 비교하여 추가적인 변형의 수용이 가능하다고 판단할 수 있다. 따라서 위의 인장시험 결과와 연관지어볼 때, 열처리시편의 파괴 형태에서 벽개파괴의 분율감소로 인하여 연성파괴형태인 딤플의 분율이 증가하였고 따라서 열 처리 시편인 HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6시편 모두 연신율이 증가하였다고 판단된다.