2.1 TRIP Mechanism: 변태 유기 소성

TRIP은 상온에서 준안정 오스테나이트가 변형 도중 마르텐사이트로 변태되면서 발생하는 기계적 강화 매커니즘이다. 상변태 시 약 2~4%의 부피 팽창이 발생한다^[36]. 부피 팽창에 의해 마르텐사이트 내부에 상 응력이 발생되고 상 응력이 외부 응력에 대한 저항력을 높여 그림 3과 4와 같이 강도와 연성이 증가된다^{[18,23,25,27,37,41]}.

TRIP은 SFE와 밀접한 연관이 있다. 그림 5에서 TRIP 발생 과정에 대한 상세한 그림이 나타나있다. 일반적인 FCC금속은 <111> 방향을 기준으로 각 ABCABC으로 순서로 조밀면이 반복되는 구조를 가지고 있다. 소성 변형에 의해 완전 전위가 (111)면을 따라 부분 전위로 분리될 수 있다. 이를 통해 ABCACABCA와 같은 적층 결함이 형성되게 되며, CACA배열이 가진 원자 적층 즉, HCP상이 형성하게 된다. SFE가 낮을수록 Stacking fault가 형성되기 쉬워 HCP상이 형성될 확률이 높아진다. 일반적으로 SFE가 15~20 mJ/m²일 때 TRIP이 우세한 거동으로 작용한다고 보고된다^[44].

특히, TRIP 강 내 잔류 오스테나이트(Retained austenite, RA)의 형상이 중요한 역할을 한다^[40,45]. K.Rajib 등의 연구에 따르면, 블록 형태의 잔류 오스테나이트 보다 얇은 필름 형태의 잔류 오스테나이트가 기계적 안정성이 더 높아 TRIP 강의 물성을 크게 개선할 수 있다. 그림 6의 결과와 같이 2단 항온 변태 열처리 등을 통해 필름 형태의 잔류 오스테나이트를 증가시키면 TRIP 메커니즘이 극대화될 수 있다^[40].

TRIP 메커니즘은 특히 자동차 산업에서 높은 강도와 연성이 필요한 부품에 광범위하게 사용되고 있으며, 중망간강의 경우 3-10 wt.%의 망간을 첨가하여 준안정 오스테나이트의 TRIP 메커니즘을 극대화하는 전략이 활용된다. 망간은 SFE를 낮춰 TRIP 메커니즘을 촉진하는 역할을 하며, 이를 통해 중망간강의 기계적 성질이 향상된다^[17,42]. 이와 같은 TRIP 메커니즘은 미세조직 제어와 합금 설계를 통해 기계적 특성을 극대화할 수 있는 중요한 방법으로, 자동차용 고강도 강재의 성능 향상에 중요한 역할을 하고 있다.

Fig. 3. Analysis of the martensitic transformation process and the resulting mechanical strengthening mechanism under the TRIP mechanism. (a) Schematic drawing explaining the effect of the superimposed shear that is created by two intersecting ɛ-martensite bands. The total distortion imposed on the FCC austenite lattice by the intersecting ɛ-martensite bands shifts the crystal structure to close to that of α’-martensite[39]. (b) α‘-martensite formed along twins and grain boundaries by plastic deformation[38].

Fig. 4. Mechanical property improvement of TRIP steel through austenite transformation. (a) Schematic diagram showing the relationship between elongation and tensile strength for automotive steels[42], (b) XRD pattern and typical microstructure of TRIP steels (F, B, and MA represent ferrite, bainite, and martensite/austenite grains, respectively). Effect of intercritical annealing temperature on (c) austenite fractions and (d) mechanical properties of Fe–0.2C-8.5Mn–3Al medium-Mn TRIP steel[43].

Fig. 5. Representation of the stacking fault sequence in a f.c.c. structure. (a) represent the sequence for a f.c.c. structure, (b) h.c.p. structure, and (c) f.c.c. to h.c.p. and twin[44].

Fig. 6. Mechanical properties and retained austenite morphology changes of TRIP steel. EBSD (Electron backscatter diffraction) phase maps of 1-step heat treatment at (a) 400℃, (b) 500℃, and (c) 2-step heat treatment at 500℃ → 400℃ (Green: BCC, Red: FCC, γB: blocky retained austenite, γF: film-like austenite). (d) Engineering stress-strain curves of 1-step and 2-step specimens[40].

2.2 TWIP Mechanism: 쌍정 유기 소성

TWIP 메커니즘은 금속에서 변형 중 기계적 쌍정이 발생하여 강도와 연성을 동시에 향상시키는 메커니즘이다. 일반적으로 SFE가 20 mJ/m² 이상일 때 발생하며, SFE가 높은 경우 부분 전위가 충분히 형성되지 않아 마르텐사이트로의 변태가 일어나지 않고 쌍정이 형성된다^{[11,14,15,30,35,46,48]}. 이때, 쌍정의 형성은 결정립을 효과적으로 분할하여 전위 이동을 억제하고, 결과적으로 재료의 변형 저항을 증가시키는 역할을 한다. 이러한 쌍정의 형성은 변형 속도가 증가할수록 활성화되며, 이를 통해 그림 3와 같이 재료의 강도와 연성이 동시에 향상될 수 있다^{[46,47,49,50]}.

특히, TWIP 강에서 나타나는 높은 가공경화율은 쌍정 형성에 의해 기인한다. 그림 8의 결과와 같이 쌍정은 변형 도중 점차적으로 형성되어 초기 결정립을 분할하며, 이는 동적 Hall-Petch 효과를 통해 재료의 경화를 유도한다. 이는 자동차 산업과 같은 고강도 및 고연성을 요구하는 응용 분야에서 매우 유용한 특성이다^[47,49].

TWIP 매커니즘은 SFE가 20 mJ/m²와 40 mJ/m² 사이일 때 활성화된다. 그 이유는 쌍정의 형성과 밀접한 연결이 있다. 쌍정의 형성은 그림 9와 같이 최소 연속적인 3개의 층에서 Shockley partial이 순차적으로 일어나야 발생된다. Shockley partial에 의해 변형된 적층은 ABCBACABCA와 같은 순서를 가지며, 여기서 BCA 적층 순서는 모재 FCC와 대칭 관계를 가져, 쌍정이 된다. 이와 같은 Stacking fault가 발현하기 위해서는 적절한 SFE가 필요하다. SFE가 낮으면 Partial separation이 넓어 쌍정이 생기기 전에 마르텐사이트가 형성되고, SFE가 높으면 부분 전위의 형성보다 완전 전위 형태로의 Slip 거동이 우세해진다^[51].

Fig. 7. Comparison of the mechanical property excellence of TWIP steel with various alloys, (a) tensile strength versus total elongation of various AHSS(Advanced high strength steels) grades[2], (b) stress-strain graphs for a steel TWIP(X-IP 1000) and various AHSS steels[47], and (c) comparison of the uniaxial tensile stress-strain curves for a Ti-stabilized interstitial-free (IF) ferritic steel (BCC crystal structure) and an austenitic Fe-18%Mn-0.6%C-1.5%Al TWIP steel(FCC crystal structure)[49].

Fig. 8. (a) Verification of the Hall-Petch relation for various TWIP steels[47]. (b) Schematic illustrating the effect of grain size on the twin nucleation in TWIP steel[37].

Fig. 9. HRTEM images and associated schematic illustrations showing the nucleation of a three-layer twin. (a) An HRTEM image. (b) A local region in a showing the perfect FCC lattice structure. (c) Simulated HRTEM image corresponding to b. dSchematic of the ABCABC stacking sequence in an FCC lattice. € An enlarged view of the boxed region in a. (f) Simulated HRTEM image corresponding to e. (g) Schematic of two SFs separated by one atomic layer (i.e., 1–3 SFs), as derived from the HRTEM image in e. The atomic layer with red atoms indicates the SF. (h) An enlarged HRTEM image showing a threelayer twin. (i) Simulated HRTEM image corresponding to h. (j) Schematic illustration of three-layer twin formed by nucleation of a SF in between 1–3 SFs. The scale bars are for 1 nm[51].

2.3 중망간강에서의 TWIP과 TRIP이 공존할 수 있는 메커니즘 및 연구 동향

이전 연구들은 TRIP과 TWIP이 서로 배타적인 현상으로 간주하여, SFE 수치에 따라 명확하게 구분되는 거동을 가진다고 연구해왔다. 하지만 최근 연구에 따르면 망간을 3~12 wt.%을 포함하는 중망간강에서 TRIP과 TWIP이 공존하는 변형 거동을 보인다고 보고한다^{[16,23,34,52]}. 이는 중망간강의 SFE가 일반적으로 18~25 mJ/m²에 위치하기 때문으로, 이는 TRIP이 지배적인 낮은 SFE(<18 mJ/m²)와 TWIP이 지배적인 높은 SFE(>25 mJ/m²) 사이의 과도기적 구간이다^[53,54]. 따라서 이 영역에서는 국부적 조성 변화 또는 국부적 응력 집중에 따라 두 기구가 공존할 수 있다.

중망간강의 변형 거동에 대한 최신 연구에 따르면, 두 거동은 단계별로 순차적으로 작동한다고 보고된다. S. W. Lee et al.의 연구에서는, 10.1Mn–3Al–0.3C–3Si 합금에 인장 응력을 가했을 때, 1차 쌍정이 생성되고, 변형률이 높아짐에 따라 2차 쌍정이 생성되면서 1차와 2차 쌍정의 교차점이 형성되었다. 그 교차점에서 변형 유기 마르텐사이트 변태가 발생하였다. 해당 거동의 모식도는 그림 10에서 확인이 가능하다^[30].

이와 더불어, 오스테나이트 내의 화학적 불균일성에 기인한 국부적 변형 거동 차이 또한 보고되었다. K.Rajib의 연구 결과에 따르면^[17], 오스테나이트 내 Mn함량의 불균일에 의해 국부적인 SFE 차이가 발생하여 변형 거동을 좌우한다고 한다. Mn 함량이 높은 결정립의 경우 TWIP거동이 Mn 함량이 낮은 결정립은 TRI거동이 주도적으로 발생하여, 결과적으로 두 기구가 공존하는 변형 거동이 나타난다.

TRIP과 TWIP이 공존 시 각 매커니즘은 서로 상호 보완적으로 작동하여, 기계적 물성을 향상 시킨다. K.Rajib 등에 의하면^[17], Fe-6Mn-0.3C-1Al 중망간강은 SFE (16 mJ/m²)를 가져 쌍정과 변형 마르텐사이트가 동시에 발생하였으며, 이로 인해 1038 MPa의 높은 인장 강도와 54%의 연신율을 달성하였다고 보고한다.

Fig. 10. Schematic describing the intercritically annealed 10 pct Mn steel concept. Intercritical annealing results in the partitioning of C and Mn to the austenite phase. This leads to an increase of the SFE and a decrease of the Ms temperature of the austenite phase. Deformation of the austenite is initially accompanied by deformation-twinning. Twin intersections act as nucleation sites for the subsequent strain-induced a¢-martensitic transformation[30].

3.1 상 분석을 위한 장비 및 방법

임계간 어닐링 (Intercritical annealing) 후 얻은 잔류 오스테나이트의 정량적 수치는 TRIP 강의 최종 미세구조를 평가하는 데 필수적이며^[56], 이를 위해서는 상 변화를 정량적으로 분석하는 여러 방법들이 요구된다. 이들 중 X선 회절분석법 (X-ray diffraction, XRD), 주사전자현미경 (Scanning electron microscopy, SEM) 및 후방산란전자회절 (Electron-backscatter diffraction, EBSD), 투과전자현미경 (Transmission electron microscopy, TEM) 등이 널리 사용된다.

3.1.1 X선 회절분석법(XRD)

상 분석을 위해서는 높은 정확도를 가진 XRD가 광범위하게 사용된다. XRD 분석은 시료 표면에 파장을 지닌 X선을 시료의 결정 격자에 입사각, θ로 방출하고 브래그의 법칙 (Bragg’s law)에 의해 회절된 X선을 검출하는 분석 방법이다. 각 상의 고유한 결정격자 (D-spacing) 정보로부터 TRIP 메커니즘에 의해 발생하는 마르텐사이트 및 오스테나이트 상의 존재 여부와 양을 확인할 수 있다.

M.Yan 등의 연구에서는^[57], 중망간강 소재의 인장시험 전후의 상 변화에 대해 XRD 분석을 통해 상 변화와 미세조직의 변화를 파악하였다. 인장시험 전에는 주로 잔류 오스테나이트와 페라이트가 관찰되었으나, 인장시험 후에는 잔류 오스테나이트 비율이 감소하면서 마르텐사이트 형성 비율이 증가함을 확인하였다. 잔류 오스테나이트가 상당 부분 마르텐사이트로 변태됨에 따라 변형에 따른 TRIP 메커니즘이 증대되었다. 이러한 변태는 인장 변형 동안의 강화 메커니즘에 중요한 역할을 하였다.

Fig. 11. Phase analysis of medium-Mn steel using XRD analysis. (a) XRD profiles of the medium-Mn steel Fe-12Mn-3Al-0.05C after cold rolling and intercritical annealing at temperature between 555°C and 750°C, (b) the amount of retained austenite in the medium-Mn steel dependent of intercritical annealing, (c) XRD profiles of the medium-Mn steel after tensile deformation and (d) the amount of retained austenite in the medium-Mn steel specimens after tensile deformation and its transformation ratio[57].

3.1.2 주사전자현미경(SEM) 및 후방산란전자회절(EBSD)

SEM은 집속된 전자를 시료 표면에 주사하였을 때 발생하는 다양한 신호를 검출기에서 검출하여 시료를 분석한다. 일반적인 현미경과 비교하여 SEM은 높은 공간 분해능을 보유하기 때문에 수 나노 단위의 형상의 이미지 화에 매우 유용하게 이용된다^[58,59]. 이러한 특성을 활용하여 마르텐사이트 및 오스테나이트의 경계와 그 미세구조를 확인할 수 있다. 주사된 전자가 시료와 상호작용하여 생성된 신호를 통해 재료의 미세조직을 명확하게 확인할 수 있다. 또한, SEM이 보유한 높은 분해능을 활용하기 위해 SEM 내에 부수적인 분석 장치를 설치하는 경우가 많다.

D.P. Yang 등은^[60], 인장시험 전 미세조직의 상을 SEM으로 분석하여 주로 페라이트와 잔류 오스테나이트로 이루어진 미세조직을 관찰했다. 특히, 페라이트는 낮은 밀도의 전위를 포함하고 있으며, 잔류 오스테나이트는 약 40.1의 부피 분율 (Volume fraction)을 차지하는 것으로 확인했다. 그리고 미세한 시멘타이트 (Cementite) 입자들이 페라이트 lath 내에 분포되어 있음을 관찰할 수 있었다.

그림 10과 같이 Z. Minghe 등의 연구에서도^[61], 인장시험 전 미세조직의 상을 SEM으로 분석했다. 페라이트와 잔류 오스테나이트가 주로 관찰되었으며, 미세조직의 페라이트와 오스테나이트는 등방형 입자를 형성하고 있었다. 상별 결정립 크기를 비교한 결과, 페라이트의 평균 결정립 크기는 약 0.38~0.48 ㎛, 오스테나이트의 평균 결정립 크기는 0.58~0.98 ㎛로 확인했다. 이러한 미세조직 분석을 통해 인장시험 전의 상을 확인할 수 있었으며, 인장시험 후에 EBSD, TEM 회절패턴 (Diffraction pattern, DP) 등을 활용하여 미세조직 분석을 함께 수행해 소재의 강화 메커니즘을 연구한다.

EBSD는 후방산란전자의 회절 패턴을 이용한 분석 기술로 통상적으로 EBSD 분석 시편은 CCD (Charge coupled device) 카메라에 전자를 수용하기 위해 진공 상태의 SEM 내부에서 크게 기울여진 상태 (60°-80°^[62])로 위치하고 수용된 전자는 형광면 (Phosphor screen)에 키쿠치 밴드 (Kikuchi band)로 이루어진 EBSD 패턴을 투영하게 된다. 이후, EBSD 패턴을 형성하는 키쿠치 밴드는 소프트웨어 상에서 허브 변환 (Hough transform) 알고리즘을 통해 효과적으로 피크 포인트로 전환되고 허브 변환에 의해 정의된 변수에 맞게 평면 상에 위치하게 된다. 피크 포인트는 소프트웨어 상에 존재하는 look-up table과 비교하여 최종적으로 금속의 결정 구조, 결정 방위 그리고 패턴의 수준 등을 결정하고 색인 (Indexing)과 정을 거쳐 각 분석 구간마다 데이터화 및 시각화 한다^[58,62].

EBSD를 통해 시편 표면의 결정 방위를 분석하여 변형 중 발생하는 상변태를 결정립 단위로 관찰할 수 있다. 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태하는 영역을 시각화하고, 결정 구조의 변화와 함께 상 간의 경계 특성을 파악할 수 있다. 특히 EBSD는 결정립 내 미세구조를 관찰함으로써 변형에 따른 상변태 메커니즘을 이해하는 데 유용하다.

최근 중망간강 소재에서 EBSD를 활용한 상 분석 연구는 TRIP 메커니즘과 관련된 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성 및 변형 거동 규명에 중점을 두고 있다^[63,64]. EBSD 분석을 통해 잔류 오스테나이트의 크기, 형태, 분포를 정밀하게 분석하여, 인장 변형에 따른 마르텐사이트로의 변태 과정을 확인한다. 특히, 변형 온도와 잔류 오스테나이트의 탄소 함량 및 형상에 따라 TRIP 메커니즘이 어떻게 달라지는지 조사하며, 온도가 상승할수록 잔류 오스테나이트의 안정성이 증가해 TRIP 메커니즘이 감소하는 경향을 확인하는 연구 또한 보고되었다^[64].

Fig. 12. SEM micrographs of Fe–0.12C–10.16Mn–1.87Al steel subjected to intercritical annealing at different temperatures: (a) 625°C, (b) 650°C, (c) 675°C and (d) 700°C[61].

Fig. 13. EBSD analyses of the medium-Mn steel. (a) Image quality (IQ) map, (b) phase distribution map (retained austenite as green), (c) orientation map, (d) map displaying the boundary character between γ and α grains[64].

3.2 쌍정 분석을 위한 미세조직 분석 장비 및 방법

쌍정 형성에 의한 TWIP 메커니즘을 정밀하게 분석하기 위해 고해상도의 분석 기법들이 필요하다. 이를 분석하기 위한 대표적인 장비는 SEM, EBSD, TEM 등이 있으며, 특히 TEM과 EBSD는 쌍정의 형성 과정과 그에 따른 미세구조 변화를 매우 세밀하게 분석하는 데 유용하다.

3.2.1 후방산란전자회절(EBSD)

상 분석에 효과적인 EBSD는 쌍정 분석에 있어서도 매우 효과적이다. 결정방위와 쌍정의 형성 위치를 정밀하게 분석할 수 있으며, 변형에 따른 쌍정의 발생과정을 명확히 확인할 수 있다^[65]. 특히, 쌍정 형성이 결정 내에서 어떻게 진행되었는지 파악함으로써 TWIP 메커니즘을 연구하는 데 도움을 준다. TWIP 메커니즘에서 형성된 쌍정 경계와 그에 따른 결정립 내부의 방향성 변화를 분석할 수 있으며, 이를 통해 쌍정이 발생한 결정립의 분율과 그 영향을 정량적으로 연구할 수 있다.

B. C. De Cooman 등의 연구에서는^[49], 인장시험 중 변형 쌍정의 생성 과정을 EBSD 분석을 통해 연구를 진행했다. 집합조직이 <111> 방향으로 형성된 결정립 내에서 쌍정이 형성되며, 변형률이 증가함에 따라 쌍정의 양이 증가함을 확인할 수 있다.

I. Gutierrez-Urrutia 등의 연구에서는^[15], EBSD 장비를 활용하여 결정립 크기과 변형 쌍정 사이의 관계에 대해 분석을 진행했다. 평균 결정립 크기가 50 ㎛의 경우에서는 결정립이 <111>방향으로 정렬된 경우 변형 쌍정이 활발하게 발생하였으며, 슈미드 (Schmid) 법칙과 일치하는 결과를 보였다. 그러나 평균 결정립 크기가 3 ㎛에서는 모든 방향의 결정립에서 쌍정이 발생하였으며, 슈미드 법칙을 벗어난 거동이 관찰되었다. 이는 결정립 경계에서 발생한 국부적 응력 집중이 쌍정 발생에 영향을 미친 것으로 해석된다.

Fig. 14. In situ EBSD analysis of twinning in a grain close to the <111>//td-orientation. (a) Inverse pole figure evolution. (b) Image quality (IQ) contrast of the region shown in (a). Note that the deformation twins are already visible in the IQ image at a strain of 0.1 (Arrows). (c) The pole figures taken at different strain reveal the grain rotation and the formation of CuT-{552}<115>-oriented twinned regions at a strain of 0.2 and 0.3[49].

3.2.2 주사전자현미경(SEM)

SEM은 쌍정 형성 과정을 표면에서부터 분석하는 데 유용하다. 고해상도 이미지를 통해 쌍정의 표면 분포와 형상을 명확히 관찰할 수 있으며, 변형 과정 중 쌍정이 어떻게 형성되는지를 시각적으로 파악할 수 있다.

Gutierrez-Urrutia 등의 연구에서는^[15], SEM에서 ECCI (Electron channeling contrast imaging) 기법을 사용하여 결정립 크기에 대한 변형 쌍정 거동을 관찰했다. 결정립 경계에서 쌍정이 시작되는 것을 확인했다. 특히 결정립 크기가 큰 시편 (평균 결정립 크기: 50 ㎛)에서는 변형률이 증가함에 따라 쌍정 면적이 0.2로 증가했고, 대부분의 결정립에서 쌍정이 형성되었다. 하지만 결정립 크기가 작은 시편 (평균 결정립 크기: 3 ㎛)에서는 동일한 변형률에서 쌍정 면적이 0.1로 더 적게 나타났다.

Fig. 15. Analysis of deformation twins using SEM (ECCI). Microstructures of steel (average grain size 50 ㎛) tensile deformed to 0.03 logarithmic strain (a and b). (a) ECCI image obtained in a SEM of grains containing bundles of deformation twins: diffraction vector g: (1 1 1)matrix. (b) ECCI image of detail of a bundle containing thin twins (dark lines): diffraction vector g: (0 0 2)twin. ECCI images of microstructures containing deformation twins of steel (average grain size 3 ㎛), tensile deformed to 0.04 logarithmic strain (c) and 0.3 logarithmic strain (d). Black arrows indicate deformation twins[15].

3.2.3 투과전자현미경(TEM)

TEM은 광선보다 짧은 파장을 가지는 전자빔을 광원으로 하는 고분해능 영상장비로써, 전자빔이 매우 얇은 시료를 투과하면서 형성된 상호작용 패턴을 분석한다. 이를 통해 시료 내부의 쌍정 및 그 경계에서 일어나는 구조적 변화를 직접 확인할 수 있다. 고해상도 TEM은 쌍정 구조를 원자 수준에서 관찰할 수 있어 쌍정을 분석하는 데 필수적이다. 특히, 쌍정 경계에서 발생하는 원자 배열의 변화나 결함을 매우 정밀하게 분석할 수 있다.

C. Y. Lee 등은 고해상도 TEM 분석을 통해 잔류 오스테나이트가 있는 중망간강에서 TWIP 메커니즘이 미세한 오스테나이트 결정립에서 형성되는 쌍정을 관찰하여 변형 메커니즘의 전환이 잔류 오스테나이트 결정립 구조에 기인함을 밝혀내었다^[32].

E. J. Seo 등은 중망간강의 변형 메커니즘 조사를 위해 나노 인덴테이션 (Nano indentation) 시험 후, 해당 영역에서 TEM 분석을 통해 기계적 쌍정을 관측하였다. 또한 해당 영역에서의 DP 분석을 통해 [110] 축 방향에서의 쌍정 spot을 관측하여 기계적 쌍정을 명확히 존재함을 확인하였다^[66].

H. J. Bae 등은 Fe-5.7Al-2.8Mn-0.3C (wt.%) 강의 저온 템퍼링 열처리 (Low-tempering partitioning, LTP) 시편에 대해 나노 인덴테이션 시험 후 TEM 및 선택 영역 전자 회절 패턴(Selected area diffraction pattern, SADP) 분석을 통해 변형 중 유도되는 α'-마르텐사이트 상변태를 관찰하였다. 그림 17 (c)의 압입 하중-변위 곡선에서 두 개의 뚜렷한 pop-in 영역이 나타났으며, 첫 번째 pop-in은 변형 중 전위 생성에 의해, 두 번째 pop-in은 변형 중 마르텐사이트 상변태가 진행되면서 발생한 것으로 확인되었다. 또한, 그림 17 (d)에 나타난 SADP 분석 결과를 통해 큰 FCC 결정립에서 변형에 의해 α'-마르텐사이트 상변태가 발생했음을 명확히 확인하였다^[67].

Fig. 16. Analysis of the structural characteristics of mechanical twins using TEM and diffraction patterns. TEM bright-field images and selected area diffraction patterns of deformed Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C (wt.%) steel. (a) δ-ferrite, (b) γ-austenite in the tensile specimen deformed by a true strain of 0.1 and (c) γ-austenite in the tensile specimen deformed by a true strain of 0.35[32]. Deformation-induced twinning was tested in the medium Mn austenitic grain along the [001] direction. (d) Cross-sectional TEM micrograph of the deformed austenite grain, viewed along the [110] zone axis. (e) Dark-field image of the mechanical twins in the area indicated by the rectangle in (d) and (f) HR lattice image of the mechanical twins[66].

Fig. 17. The nano-indentation curve analysis using TEM reveals that the 1st pop-in is caused by the nucleation and movement of dislocations, while the 2nd pop-in is attributed to the TRIP mechanism. (a) SEM image of Berkovich indenter tip and tip-indented grain, (b) nanoindentation load displacement curve, (c) TEM image underneath the tip-marked grain and (d) corresponding SAED pattern of TEM image[63].

3.3 TRIP 및 TWIP 메커니즘에 따른 미세조직 및 기계적 특성 간의 상관관계 분석

중망간강에서 TRIP 및 TWIP 메커니즘은 서로 다른 강화 메커니즘을 통해 재료의 강도와 연성에 기여한다. TRIP 메커니즘에 의한 상변태와 TWIP 메커니즘에 의한 쌍정 형성은 동시에 발생할 수 있으며, 이를 종합적으로 분석하는 것이 중요하다. 상변태와 쌍정 형성을 미세조직 분석 기법을 통해 종합적으로 분석함으로써 중망간강의 최적 기계적 특성을 구현할 수 있다. 최근 연구에서는 중망간강의 미세조직 제어를 통한 TRIP 및 TWIP 메커니즘의 동시 발현을 더욱 정밀하게 이해하기 위한 다양한 접근법들이 제시되고 있다^[17,39]. 특히 EBSD 및 In-situ TEM 분석 기술을 활용하여 변형 중 상변태 및 쌍정 형성을 실시간으로 관찰하고, 이를 통해 두 메커니즘이 서로 어떻게 상호작용하는지에 대한 새로운 통찰을 얻고 있다.

In-situ straining TEM 분석은, TEM 내에서 TEM 시료를 일축으로 인장을 가하면서 실시간으로 잔류 오스테나이트가 변형 마르텐사이트로 변태되는 과정을 관찰할 수 있는 분석법이다. 그러나 TEM 실험에 사용되는 시편의 두께가 80 nm 이하로 매우 얇아, 일반 벌크 (Bulk) 재료와 비교했을 때 가해지는 변형 양의 차이가 크다는 한계가 있다.

그림 20은 In-situ TEM 분석을 통해 인장 시험 과정에서 실시간으로 관측된 블록형 RA의 이미지를 보여준다. 일반적으로 블록형 RA는 필름형 RA보다 크기가 크며, 약 1-3 ㎛로 관찰된다. 상변태를 보다 효과적으로 확인하기 위해서는 필름형 RA보다 기계적 안정성이 낮아 쉽게 변형되는 블록형 RA로 실험하는 것이 더 유의미한 결과를 얻을 수 있다.

In-suit EBSD를 사용하면 인장 하중이 가해지는 동안의 TRIP에 의해 상변태 양상을 실시간으로 분석이 가능하다. N.Guo et al.등은 In-suit EBSD를 사용하여, 같은 영역의 변형률 단계별 상분율 변화, 마르텐사이트 핵생성 위치, 전위 밀도 분포를 실시간으로 관찰하였다. 분석 결과는 그림 21에서 확인이 가능하다. 변형률이 0.02일때, 오스테나이트 결정립계와 쌍정 교차점에서 α′-마르텐사이트 핵이 최초로 발생하였으며, 변형률 증가와 함께 쌍정을 따라 연속적으로 성장한 모습이 관찰되었다. 또한ε-마르텐사이트는 α′/γ 계면 및 Slip band를 따라 초기 형성되었으며, 변형률 0.25 이후ε → α′ 전환을 통해 γ→ε→α′ 변태 경로 역시 in-situ EBSD 분석을 통해 확인할 수 있었다. 이러한 결과는 기존 EBSD분석으로는 분석이 어려운 핵생성 초기 단계와 상변태 진행 경로를 실시간으로 추적이 가능하다는 In-suit EBSD 장점으로 볼 수 있다^[68].

TRIP, TWIP강은 변형 과정에서 초미세 변형 쌍정, 초미세 마르텐사이트, 100 nm 이하 Film형 오스테나이트와 같은 나노 미터 수준의 미세구조를 형성한다. 그러나 EBSD은 전자 상호작용 부피가 크기 때문에 50~100 nm 이하의 박막, 나노 구조를 정밀하게 분석하기 어렵다는 한계를 가진다. 이와 같은 EBSD의 해상도 한계를 극복하기 위한 대안으로 Transmission Kikuchi Diffraction(TKD) 기법이 제시되었다. TKD는 기존 반사 모드 대신 투과 모드에서 Kikuchi Diffraction를 획득함으로써 수십 나노미터 수준의 공간 분해능을 가진다. 특히 Band contrast map에서도 EBSD보다 내부 결함의 대비가 뚜럿하게 나타난다. 이런 고분해능을 통해 미세 변형 쌍정, SF등을 정밀하게 분석이 가능하도 최신 연구에서 보고되고 있다. TRIP, TWIP강에서 관찰되는 나노미터 크기의 미세조직에서 거동하는 상변태, 쌍정 매커니즘을 규명하기 위해 EBSD만으로는 한계가 존재하며, TKD와 같은 발전된 분석 기법의 적용이 필수적이다^[69].

또한, 인공지능을 활용한 시뮬레이션 연구를 통해 중망간강의 TRIP 및 TWIP 메커니즘을 극대화하여 인장강도 및 연신율 등의 주요 물성을 최적화하려는 연구도 활발히 진행되고 있다^[55,70]. Y.Ji et al.등은 기계 학습을 도입하여, 재료의 내마모 특성과 관련된 합금 조성, 열처리 조건, 충격 에너지 간의 복잡하고 비선형적인 관계를 효과적으로 모델링하여 예측하였다. 여러 기계학습 모델 중 IPSO-SVM 모델이 R² = 0.976라는 가장 높은 예측 성능을 보였으며, 이 모델은 실험 데이터 중 700°C에서 열처리된 실리콘 함유 중망간강이 가장 우수한 내마모성을 보인다는 실험적 결론을 뒷받침하였다. 기계 학습 도입으로 중망간의 성능 예측 및 공정을 효율적으로 개선할 수 있는 데이터 기반의 효율적인 방법론을 제시하였다^[70].

Fig. 18. EBSD microstructure analysis for phase transformation (a) inverse pole figure (IPF) map and (b) phase map of starting material. (c) and (d) show TEM microstructures of starting material[17].

Fig. 19. EBSD microstructure and dynamic deformation analysis for phase transformation analysis. EBSD image quality and phase maps of (a) FC0, (b) FC4, (c) FC20, (d) WQ0, (e) WQ5, (f) WQ13, (g) FC60, (h) FC78, (i) WQ50, (j) WQ71. (Red: austenite, green: ferrite/α'-martensite, black: non-indexed fraction. Black lines indicate High angle grain boundaries (HAGBs) and white lines indicate austenite Σ3 boundaries, i.e., annealing twin boundaries.), (k) Summary of the change in austenite and (i) α'-martensite phase fractions with true strain[52].

Fig. 20. In-situ TEM observation of strain-induced phase transformation from polygonal retained austenite(blocky type) to α'-martensite in low-carbon TRIP steels.

Fig. 21. Phase maps analysis at different strains during in-situ tensile tests: (a)ε = 0; (b)ε = 0.02; (c)ε = 0.07; (d)ε = 0.15; (e)ε = 0.25; (f)ε = 0.35 (BCC, FCC and HCP are indexed as red, blue and yellow[68].