3.1 미세구조

그림 3(a)-(d)는 주조재 및 단조재 시편의 나이탈 에칭 후 저배율 OM 이미지를 나타낸 것으로, 주조재와 단조재 간 미세구조의 뚜렷한 차이를 보여주며, 각 시편 내에서 중심부와 표면부 간 위치별 미세구조 차이는 상대적으로 적음을 보여준다. 주조재의 경우, 중심부와 표면부 모두에서 불규칙하고 조대한 결정립 구조가 관찰되었다. Line Intercept Method를 활용하여 측정한 평균 결정립 크기는 중심부에서 996 μm, 표면부에서 895 μm로 유사한 수준을 보였다. 이미지 내 명암 분포는 응고 과정 중 형성된 수지상 구조를 반영하는 것으로 판단되나, 그 형태와 시편 내 결정립 구조간 명확한 상관관계는 확인되지 않았다. 특히 주목할 점은 노란색 화살표로 표시된 것처럼 결정립계 및 결정립 내부에서 수십 μm 크기의 흑색 에칭 영역이 반복적으로 관찰되었다는 것이다. 이와 대조적으로, 단조재 시편에서는 흑색 에칭 영역의 빈도가 현저히 감소하였으며, 전체 영역에서 다각형 형상의 재결정된 결정립 구조가 균일하게 분포하는 것이 관찰되었다. 중심부와 표면부의 평균 결정립 크기는 각각 60 μm 및 105 μm로 측정되어 주조재 대비 약 90% 이상의 결정립 미세화를 보였다.

각 시편의 거시적 주조 조직 형상 확인을 위한 컬러 에칭 후 OM 이미지는 그림 3(e)-(h)에 제시되었다. 주조재의 경우, 중심부와 표면부 모두에서 청색과 황색 영역이 교대로 나타나는 특징적인 패턴이 관찰되었다. 청색과 황색 영역은 나이탈 에칭된 주조재에서 관찰된 명암 분포와 형태 및 크기가 유사성을 가지며, 각각 수지상 영역과 수지상간(Inter-Dendritic) 영역에 대응되는 것으로 판단된다. 단조재에서도 중심부와 표면부 모두에서 주조재와 유사한 청색 및 황색 영역이 관찰되었으나, 영역 간 색상 대비와 경계면의 선명도가 주조재 대비 현저히 감소한 양상을 나타냈다.

컬러 에칭에 따른 색상 변화는 주로 각 영역의 국부적 합금조성 차이에 기인한다고 알려져 있다. Celada 등[²⁴]과 Cristobal 등[²⁵]의 연구에 따르면, 오스테나이트계 스테인리스강에서 Ni과 Cu가 편석된 영역과 Cr이 편석된 영역이 서로 다른 색상으로 나타나며, 이는 에칭 시 생성되는 비금속 피막의 영역별 두께 차이에 의한 광학적 간섭현상으로 설명된다. 이로 인해 각 영역의 색상은 온도와 시간 등의 에칭 조건에 영향을 받는다고 알려져 있다[²⁴]. 본 연구에서 사용된 고망간강은 오스테나이트 단상 응고를 나타내므로, 관찰된 색상 차이는 주조 과정에서 발생한 수지상 및 수지상간 영역의 편석에 따른 합금조성 분포를 반영하는 것으로 해석된다. 특히, 그림 3(a)와 3(b)에서 관찰된 흑색 에칭 영역은 수지상간 영역 내 최종 응고부로 추정되며, 이 부분에서의 합금원소 편석 심화로 인해 석출물을 포함한 새로운 상의 형성 가능성을 시사한다. 주목할 점은 주조 후 1000 °C에서 5 시간의 용체화 열처리를 실시했음에도 불구하고 컬러 에칭 시 수지상 형태가 여전히 관찰된다는 것이다. 이는 고망간강 주조재의 미세구조적 불균일성이 단순 열처리만으로는 효과적으로 제거되기 어려우며, 열간 단조가 미세구조 균질화에 더 효과적인 방법임을 나타낸다.

미세구조 내 오스테나이트 이외의 상 생성 여부를 확인하기 위해 수행된 XRD 분석 결과는 그림 4에 제시되었다. 주조재와 단조재 모두에서 오스테나이트 피크만이 검출되었으므로 석출물을 포함한 제2상이 존재하더라도 그 분율이 XRD 검출 한계 이하임을 확인하였다. 그러나 주조재와 단조재의 XRD 피크 패턴에서는 뚜렷한 차이가 관찰되었다. 주조재의 경우 특정 회절 피크의 강도가 매우 높게 나타난 반면, 단조재에서는 피크 간 강도 차이가 감소하였다. 주조재의 경우 응고 중 우선성장방위에 의해 특정 결정 방위의 피크가 두드러지게 나타난 반면, 단조재는 열간 단조 중 재결정에 의해 다양한 방위의 결정립이 형성되어 결정 방위의 집중도가 감소한 것으로 해석할 수 있다.

주조재와 단조재 간의 결정립 구조 차이를 심층적으로 분석하기 위해 수행된 EBSD 분석 결과는 그림 5에 제시되었다. Phase Map 분석 결과, XRD 결과와 일치하게 모든 영역이 FCC 오스테나이트 상으로 확인되었다. 일부 Image Quality(IQ)가 저하된 국부 영역에서도 페라이트를 포함한 BCC 계열의 상은 관찰되지 않았다. 주조재의 중심부와 표면부의 평균 오스테나이트 결정립 크기는 각각 847 μm 및 816 μm로 OM으로 측정된 값과 유사한 결과를 나타냈다. 이러한 조대한 결정립 크기는 개별 오스테나이트 결정립 내에 수지상 영역과 수지상간 영역이 모두 포함되는 수준으로, 두 영역이 결정립계에 의해 구분되지 않음을 의미한다. 그림 1의 평형상태도에서 확인되듯이 해당 강종은 오스테나이트 단일상 응고를 나타내므로, 응고 직후부터 수지상 및 수지상간 영역이 동일한 결정립 내에 존재할 가능성이 높다. 이후의 느린 냉각 및 용체화 열처리 과정에서 결정립 성장이 발생하여 수지상 구조와 결정립 구조 간의 상관관계가 불분명해진 것으로 판단된다. 단조재에서는 중심부와 표면부 모두에서 결정 방위가 혼재된 등축정(Equiaxed) 형태의 오스테나이트 결정립 분포가 관찰되었으며, 평균 결정립 크기는 각각 98 μm 및 124 μm로 측정되었다. 주조재 대비 85% 이상의 결정립 미세화는 열간 단조 공정 중 발생한 재결정 현상의 결과로 해석된다.

주조재 및 단조재 내 잔류하는 주요 합금원소의 편석 거동을 정량적으로 평가한 EPMA Mapping 결과는 그림 6에 나타냈다. 주조재의 중심부 및 표면부 시편 모두에서 컬러 에칭 시 황색으로 관찰된 수지상간 영역에서 Mn, Cr 및 C의 뚜렷한 편석 현상이 관찰되었다. 이는 응고 과정 중 고상 대비 액상에서의 용해도가 높은 해당 원소들이 최종 응고부인 수지상간 영역으로 농축된 결과이다. 단조재 중심부 시편에서는 Mn, Cr 등 일부 합금원소의 편석이 잔류하였으나, 전반적인 편석 정도는 주조재 대비 현저히 감소하였다. 특히, 단조재 표면부 시편에서는 일부 합금원소의 경우 편석 영역의 구분이 쉽지 않을 정도로 균질화 된 양상을 나타내었다. 이는 컬러 에칭 시 관찰된 색상 차이와 상응하는 결과로, 단조 공정 중의 확산 및 재결정에 의한 확산 촉진 효과를 반영한다.

편석이 집중된 수지상간 영역에서는 그림 6에서 노란색 화살표로 표시된 바와 같이 Cr과 C이 동시에 편석된 영역이 존재하며, 그 크기는 수십 μm 수준이다. 이러한 영역의 크기 및 분포 특성은 그림 3(a), (b)에서 관찰된 흑색 에칭 영역과 일치하며, 해당 부분이 기지와 상이한 미세조직을 가질 가능성을 시사한다. 해당 영역에 대한 정밀 분석을 위해 SEM 관찰을 수행하였으며, 그 결과는 그림 7에 제시되었다. 노란색 화살표로 표시된 주조재의 오스테나이트 결정립계 부근에서 다수의 입자들의 군집된 형태가 관찰되었다. 군집 내 석출물은 불완전한 층상구조를 나타내어 분절된 펄라이트(Degenerate Pearlite)와 유사한 형태를 보였다. 반면 단조재에서는 이러한 군집 형태의 석출물이 관찰되지 않았다. 이러한 석출물 분포는 고망간강에서는 기존에 보고된 바 없으나, Cr과 Mn 함량이 높은 오스테나이트계 스테인리스강에서 시효 열처리 후 시편 관찰 시 M₂₃C₆ 계열 탄화물로 확인된 사례가 존재한다 [²⁶].

군집 내 석출물의 상세 특성을 분석하기 위해 주조재 중심부 영역을 FIB를 이용하여 TEM 시편으로 제작하였으며, 분석 결과 얻어진 Bright-Field(BF) 이미지는 그림 8(a)에 제시하였다. 고배율의 TEM Bright-Field 이미지에서도 SEM에서 관찰된 분절된 층상 구조의 석출물 분포가 확인되었으며, 각 석출물의 평균 두께는 약 100 nm로 측정되었다. 그림 8(b)에 제시된 석출물의 회절 패턴을 통해, 석출물이 FCC 결정 구조를 가지며 기지상인 오스테나이트와 Cube–On-Cube 방위관계를 형성함을 확인하였다. EDS Line-Profile 분석 결과(그림 8(c)), 석출물 위치에서 오스테나이트 기지상 대비 Cr, Mn, C의 농도가 현저히 높게 나타나, 관찰된 석출물이 Cr과 Mn을 다량 함유한 M₂₃C₆ 계열 탄화물임을 확인하였다. 분절된 펄라이트 형상은 주조재 냉각 시 층상 구조로 형성되었다가 후속 용체화 열처리 시 일부 영역이 재용해된 결과로 판단된다.

해당 탄화물은 Cr 함량이 높은 철강 재료에서 빈번히 관찰되는 탄화물 중 하나로, C 이외의 주요 구성 원소는 Cr과 Mn이다[²⁷]. 통상적으로 용체화 열처리 시 이러한 탄화물은 오스테나이트 내로 재용해될 수 있으나, 본 연구의 주조재에서는 장시간의 후열처리 이후에도 상당량이 잔존하였다.

해당 탄화물의 주요 성분원소인 Cr과 Mn은 상대적으로 확산 속도가 낮은 합금원소다. Papaefthymiou 등[²⁸]이 보고한 바와 같이, 탄화물 주변 오스테나이트 영역에 편석된 Cr, Mn, Mo 등의 치환형 합금원소가 탄화물의 재용해 속도를 지연시키기 때문으로 해석된다. Su 등[²⁹]의 Dictra 시뮬레이션 결과에 따르면, 오스테나이트 영역 내 Cr 농도가 높을수록 Cr의 확산계수가 감소한다. 따라서 편석에 의해 Cr과 Mn 농도가 높은 수지상간 영역에서 석출된 탄화물의 경우, 후속 열처리에도 확산에 의한 재용해가 제한적일 수 있다.

반면, 동일 조성의 단조재에서는 미세구조 내 탄화물이 거의 관찰되지 않았다. 이는 열간 단조 중 샘플의 소성 변형에 의한 전위 밀도 증가와 동적 재결정의 복합적 효과로 인해 Cr등 합금원소의 확산이 촉진되어 탄화물의 재용해가 활발히 진행된 결과로 해석된다[³⁰,³¹].

3.2 기계적 물성

주조재와 단조재의 경도 분포를 정량적으로 평가하기 위해 중심부에서 표면부까지 Line Profile 방식으로 마이크로비커스 경도를 측정하였으며, 그 결과는 그림 9에 제시하였다. 각 위치에서 3회 반복 측정한 결과, 측정 편차는 평균 경도의 약 10% 수준으로 나타났다. 두 시편 모두 중심부 대비 표면부에서 경도가 미세하게 증가하는 경향을 보였다. 전체 측정값의 산술 평균은 주조재가 180.2 HV, 단조재가 177.5 HV로, 단조재의 경도가 주조재에 비해 약간 낮았으나, 그 차이는 측정값의 1.5% 수준에 불과했다. 이는 각 위치별 경도 편차보다 현저히 낮은 수준으로, 경도 측면에서는 주조재와 단조재 간 유의미한 차이가 없는 것으로 볼 수 있다.

주조재와 단조재의 상온 인장 곡선은 그림 10(a)에 나타내었다. 주조재의 평균 항복강도, 인장강도, 균일연신율은 각각 395 MPa, 608 MPa, 41.1%로 측정되었다. 단조재는 각각 409 MPa, 787 MPa, 63.9%로 측정되었다. 경도 측정 결과와 달리, 단조재는 인장 특성에서 주조재 대비 현저한 향상을 보였다. 특히, 인장강도는 약 30%, 균일연신율은 약 50% 증가하여 단조 공정을 통해 인장 물성이 크게 개선되었음을 확인할 수 있었다.

이러한 인장 특성 차이는 미세조직의 불균일성과 밀접한 관련이 있다. 주조재는 응고과정에서 발생하는 수지상 구조 및 합금원소 편석으로 인해 미세조직 불균일성이 존재한다. 이러한 불균일성은 인장 변형 시 특정 영역에 응력 집중을 발생시켜 조기 항복 혹은 조기 파단을 유발할 수 있다. 또한 결정립계 및 입내에 존재하는 M₂₃C₆ 탄화물은 균열 발생 및 전파를 촉진하여 재료의 연성을 감소시키는 요인으로 작용한다[²⁶].

고망간강의 주요 변형 메커니즘인 변형 쌍정(Deformation Twinning) 거동 또한 편석에 의해 크게 영향을 받는다. 변형 쌍정의 생성 속도는 재료의 적층 결함 에너지(Stacking Fault Energy, SFE)에 의존한다. Herbig 등[³²]과 Picak 등[³³]은 각각의 연구에서 동일한 합금조성을 가지는 시편이라도 합금원소의 편석 정도에 따라 국부적 영역의 SFE가 변화하고, 이로 인해 전체 시편의 변형 쌍정 생성 속도가 달라질 수 있음을 언급하였다. 이는 변형 쌍정의 불균일한 분포를 야기하며, 편석이 심할수록 시편 전체의 가공경화율을 감소시키는 원인이 될 수 있다[³³]. 그림 10(a)의 인장 곡선에서도 편석이 심한 주조재의 제한적인 가공경화 거동은 단조재 대비 낮은 인장강도와 연신율을 설명할 수 있는 주요 요인이다.

주조재의 불균일한 변형 거동은 그림 10(b)에 나타난 인장 시험 후 시편의 거시적 형상을 통해서도 확인된다. 주조재 인장 후 파단 시편은 표면 거칠기가 현저히 높게 나타나는 반면, 단조재는 파단 연신율이 증가했음에도 불구하고 상대적으로 매끄러운 표면을 유지한다. Stoudt 등[³⁴]과 Wouters 등[³⁵]은 Al-Mg계 합금의 인장 시험에서 결정립 크기가 증가함에 따라 표면 거칠기가 증가하는 현상을 보고하였으며, 이를 결정립 크기 증가에 따른 국소적 변형 집중 심화의 결과로 설명하였다. 본 연구에서도 그림 3의 OM 이미지와 그림 5의 EBSD 결과에서 확인된 바와 같이, 고망간강 주조재의 조대한 결정립이 단조 및 후 열처리를 통해 미세화 된 것을 포함하여 전반적인 미세구조가 균질화되었기 때문에 인장변형 중 발생하는 국소적 변형 집중이 완화되어 표면 거칠기 또한 감소한 것으로 해석된다.

인장 곡선에서 예상되는 바와 같이 두 시편은 파괴 거동에서도 현저한 차이를 보였다. 각 시편의 인장 파단면을 관찰한 결과는 그림 11에 제시하였다. 그림 11(a)는 주조재 인장시편의 파단면 전체 이미지로 파면의 높낮이와 위치별 형상이 불규칙하고 불균일한 특성을 나타낸다. 그림 11(b)의 고배율 이미지에서는 중앙에 위치한 평탄하고 광택 있는 벽개면(Cleavage Facet)과 그 주변의 파괴 전파 경로를 나타내는 리버 패턴(River Pattern)이 관찰된다. 이는 전형적인 취성 파괴 거동 중 하나인 입계 파괴(Intergranular Fracture)의 특징으로 불순물이나 편석 등의 취화 요소에 의해 계면 강도가 저하될 때 발생할 수 있다. 반면, 그림 11(c)에 제시된 단조재의 전체 파단면은 주조재 대비 균일하고 평탄한 형상을 나타내며, 입계 파괴로 추정되는 영역은 관찰되지 않았다. 이를 고배율로 관찰한 그림 11(d)에서는 미세한 딤플(Dimple)이 균일하게 분포하고 있으며, 이는 미세공공의 생성, 성장 및 병합에 의한 전형적인 연성 파괴(Ductile Fracture) 거동을 나타낸다. 이러한 파괴 모드의 차이는 앞서 분석된 미세구조적 특성과 밀접한 관련이 있다. 주조재에서 관찰된 입계 파괴는 결정립계 부근에 편석된 합금원소와 석출된 M₂₃C₆ 탄화물이 계면 결합력을 약화시킨 결과로 해석된다. 반면 단조재에서는 편석의 감소와 탄화물의 재용해로 인해 균일한 연성 파괴가 가능했던 것으로 판단된다.