강철 열처리는 강철의 야금 조직과 특성을 원하는 대로 변화시키기 위해 수행됩니다. 열처리를 통해 강철은 특성 면에서 큰 변화를 겪습니다. 강철을 고온 오스테나이트 상태로 가열한 후 준평형 조건에서 천천히 냉각하면 매우 안정한 강철 조직을 얻을 수 있습니다. 이러한 열처리는 일반적으로 어닐링 또는 노말라이징으로 알려져 있으며, 강철 내부에 잠긴 잔류 응력 수준이 낮고, 조직은 Fe(철)-C(탄소) 평형도에서 예측할 수 있습니다. 그러나 강철에 주로 요구되는 특성은 높은 강도와 경도이며, 이는 일반적으로 높은 수준의 잔류 응력을 동반합니다. 이는 오스테나이트 상태에서 비평형 냉각 또는 담금질에 의해 생성된 준안정 조직 때문입니다.
고체 상태의 순수 Fe는 두 가지 동소체 상태로 존재합니다. 상온부터 910°C까지 Fe는 체심입방정(bcc) 격자를 가지며 알파-Fe(α-Fe)라고 부릅니다. 910°C에서 α-Fe 결정은 면심입방정(fcc) 격자를 가진 감마-Fe(γ-Fe) 결정으로 변합니다. γ 결정은 1400°C까지 안정적으로 유지되며, 이 온도 이상에서는 다시 bcc 격자를 얻어 델타 결정(δ-Fe)이 됩니다. 델타 결정은 존재 온도 영역만 다를 뿐 α 결정과 동일합니다. Fe는 두 가지 격자 상수를 가집니다: (i) bcc 격자(α-Fe, δ-Fe)에 0.286 nm, (ii) fcc 격자(γ-Fe)에 0.364 nm. 저온에서 α-Fe는 강한 강자성을 띠나, 약 770°C로 가열하면 격자가 강자성 스핀 배열을 잃으며 자성이 사라집니다. 770°C 이상의 Fe 상태를 베타-Fe(β-Fe)라고 하며, 상자성 베타 결정의 격자는 α 결정의 격자와 동일합니다.
한 형태에서 다른 형태로 변할 때 Fe는 과냉각을 겪을 수 있습니다. 이로 인해 가열과 냉각 시 변태 점의 위치에 차이가 생기며, 이 차이는 냉각 속도에 의존하여 히스테리시스라고 부릅니다. 'c'와 'r' 문자는 변태가 가열(c)인지 냉각(r)인지 나타냅니다. 또한 α-Fe가 γ-Fe로 변태할 때 밀도 변화로 인해 재료 부피가 급격히 변하며, 때로는 탄성 한계를 초과하는 응력이 발생해 파손을 일으키기도 합니다. γ-Fe의 밀도는 α-Fe보다 약 4% 높습니다.
Fe-C 합금인 강철의 조직은 순수 C(흑연) 또는 시멘타이트(Fe₃C)라는 화학 화합물을 탄소 풍부 성분으로 포함할 수 있습니다. 시멘타이트는 비교적 천천히 냉각된 강철에도 존재하며(Fe₃C를 Fe와 C로 분해하려면 고온에서 장시간 유지 필요), 따라서 Fe-C 평형도는 종종 Fe-Fe₃C 평형도로 취급됩니다. Fe-C 도는 안정적이고, Fe-Fe₃C 도는 준안정적입니다. Fig 1은 안정적인 Fe-C 도와 준안정한 Fe-Fe₃C 도를 모두 포함한 Fe-C 평형도입니다. 파선은 안정적인 Fe-C 도, 실선은 준안정한 Fe-Fe₃C 도를 나타냅니다.
Fig 1 철-탄소 다이어그램
준안정한 Fe-Fe₃C 도에서 Fe의 동소체 격자(δ, γ, α)는 δ, γ 및 α-Fe 내 탄소 고용체의 형성 장소가 됩니다. 탄소 함량이 낮은 강철이 결정화될 때, 액상선 AB와 고상선 AH에서 δ 고용체 결정이 석출합니다. δ 고용체는 bcc 격자를 가지며, 최대 온도 1490°C에서 0.1% C를 함유합니다(점 H). 1490°C에서 포화 δ 고용체와 0.5% C를 함유한 액체(점 B) 사이에 페리텍트 반응이 일어나 γ-Fe 내 탄소의 γ 고용체가 형성되며, 이는 0.18% C를 함유합니다(점 I).
탄소 함량이 0.5% 이상이면 γ 고용체가 액체에서 직접 결정화됩니다(액상선 BC, 고상선 IE). 1130°C에서 γ-Fe 내 탄소의 최대 용해도는 약 2.0%(점 E)에 가깝습니다. 1130°C부터 온도가 낮아지면 선 ES에서 γ-Fe 내 탄소 용해도가 낮아지며, 723°C에서 용해도는 0.8%(점 S)입니다. 선 ES는 γ 고용체에서 Fe₃C 석출에 대응합니다.
탄소 함량이 증가함에 따라 γ 격자가 α 격자로 변태하는 온도가 낮아지며, 변태는 곡선 GS와 GP에 해당하는 온도 구간에서 일어납니다. α 상 석출 곡선 GS는 Fe₃C 석출 곡선 ES와 교차합니다. 점 S는 723°C와 0.80% C 좌표를 가진 공융점입니다. 이 포화 α 고용체와 Fe₃C가 동시에 석출하여 공융 농도 γ 고용체를 형성합니다. α 고용체 격자는 δ 고용체 격자와 동일합니다. 공융 온도 723°C에서 α 고용체는 0.02% C를 함유합니다(점 P).
추가 냉각 시 α-Fe 내 탄소 용해도는 낮아지며, 상온에서는 극소량(점 D)만 남습니다. 탄소 함량 2~4.3%에서는 선 BC에서 γ 고용체 석출로 결정화가 시작되며, 4.3% 이상에서는 선 CD에서 Fe₃C가 석출합니다. 2.0% C 초과 철 합금에서는 여분 주상 석출 후 점 C(1130°C, 4.3% C)에서 γ 고용체와 Fe₃C의 공융 결정화가 일어납니다. 선 Ao는 강자성에서 상자성으로의 자기 변태와 관련됩니다.
안정한 Fe-C 평형도에서는 매우 느린 냉각 속도로 인해 탄소(흑연)가 액체에서 직접 결정화할 수 있습니다. 이 경우 오스테나이트와 시멘타이트의 공융 대신 오스테나이트와 흑연의 공융 혼합물이 형성됩니다. Fig 1의 파선은 Fe-흑연계를 상징하며, Fe-Fe₃C계 선보다 높은 온도에 위치해 Fe-흑연계의 더 큰 안정성과 완전한 평형에 가까움을 나타냅니다. 이는 다량의 Fe₃C를 포함한 고탄소 강철 가열 시 Fe₃C = 3Fe + C 반응에 따른 분해 사실로도 뒷받침됩니다.
중간 냉각 속도에서는 강철의 일부가 흑연계로, 다른 일부가 시멘타이트계로 결정화할 수 있습니다. 두 계의 상 평형선은 특정 냉각 속도에 따라 이동할 수 있으며, 특히 γ-Fe(오스테나이트) 내 탄소 고용체 석출 선에서 현저한 이동이 관찰됩니다. 따라서 이 도는 비교적 느린 냉각 속도에 노출된 강철에 대해서만 완전히 유효합니다.
α-Fe 내 탄소의 최대 용해도는 721°C에서 0.018% C로 나타납니다. 담금질 시 탄소는 α 고용체에 잔류할 수 있으나, 곧 노화 메커니즘에 의한 상 석출이 시작됩니다. 고용체에서 탄소는 (i) 균질 고용체(정적으로 균일한 간극 분포, 드문 경우) 또는 (ii) 불균질 고용체(결정 격자 구조가 교란된 입계, 전위 등에 클러스터 형성)를 형성할 수 있습니다. 후자가 가장 일반적인 고용체 상태입니다. 이렇게 형성된 클러스터는 소성 변형 중 전위 이동을 방해하며, 소성 유동 초기 단계에서 불균일한 변형 발달을 초래합니다.
Fe-C 합금에 대한 탄소 함량의 영향을 분석하려면 모든 구조 성분을 고려해야 합니다. 천천히 냉각된 강철은 페라이트와 시멘타이트 또는 페라이트와 흑연으로 구성됩니다.
0~0.02% C 강철 조직은 페라이트와 3차 Fe₃C로 구성됩니다. 탄소 함량 증가 시 페라이트와 Fe₃C의 공융체인 펄라이트가 새로운 구조 성분으로 나타납니다. 펄라이트는 먼저 페라이트 입계 사이에 개별 포함물로 나타나다가 0.8% C에서 전체 부피를 차지합니다. 펄라이트는 일반적으로 판상 구조를 가진 두 상 혼합물입니다. 강철 탄소 함량이 0.8% 초과하면 펄라이트와 함께 2차 Fe₃C가 형성되며, 이는 바늘 모양입니다. Fe₃C 양은 탄소 함량 증가에 따라 늘어납니다. 2% C에서 현미경 시야의 18%를 차지합니다. 탄소 함량 2% 초과 시 공융 혼합물 출현. 급랭 강철에서는 공융체 형성 전 여분 상(페라이트 또는 Fe₃C)이 모두 석출할 시간이 없습니다.
3.6% C 합금에는 레데뷰라이트(γ-Fe 내 탄소 고용체와 Fe₃C의 공융 혼합물)가 포함되며, 이는 아공융 백주철로 분류하는 것이 더 적절합니다.
탄소는 고체 상태 Fe 변태에 현저한 영향을 미칩니다. Fe-C 평형도에서 선 GS와 NL의 위치는 탄소 함량 증가가 점 A₃를 낮추고 점 A₄를 높여 δ-상 온도 범위를 확장함을 보여줍니다.
공융체(펄라이트) 형성 시 가열/냉각 곡선에 정지점이 나타나며, 이를 점 A₁(가열 시 Ac₁, 냉각 시 Ar₁)이라 합니다. 이 현상은 0.9% C(Fe-C 도에서 점 S)에서 일어납니다. 아공융강에서 페라이트 석출(선 GOS 통과)은 가열/냉각 곡선에서 변곡점으로 나타나 점 A₃로 표시되며, 순수 Fe의 γ→α 변태에 대응합니다. Fe₃C 석출(선 ES 통과)은 공융 석출에 앞서 냉각 곡선에서 약한 변곡점인 점 Acm(가열 시 Ac,cm, 냉각 시 Ar,cm)으로 나타납니다. 탄소 추가는 자기 변태 온도(점 A₂)에 거의 영향을 주지 않으므로, 선 MO는 저탄소 강철의 자기 변태에 대응합니다. 더 높은 탄소 함량 합금에서는 이 변태가 페라이트 석출 개시와 대응하는 선 GOS에서 일어나며, 점 S에 해당하는 탄소 함량 초과 시 자기 변태는 A₁ 온도와 일치합니다.
시멘타이트도 자기 변태를 겪으며, 탄소 함량에 관계없이 210~220°C에서 일어나며, 순수 Fe의 점 A₂ 자기 변태처럼 뚜렷한 히스테리시스 없이 발생합니다.
강철을 경화하려면 고온으로 가열해 전체 조직을 고온에서 안정적인 단일 상인 오스테나이트(Fe와 C의 고용체)로 변환합니다. 이 가열된 강철을 천천히 냉각하면 오스테나이트는 상온 평형 상인 펄라이트로 변태합니다. 펄라이트 조직은 어닐링 조직으로 비교적 부드럽고 물성이 낮습니다. 가열된 강철을 매우 빠르게 냉각하면 탄소가 철에 고용된 준안정 상인 마르텐사이트라는 단단하고 강한 조직이 형성되며, 이는 템퍼링을 통해 낮은 경도와 취성이 적은 조직으로 만들 수 있습니다. 중간 냉각 속도에서는 베이나이트 등 다른 조직이 생성되나, 이 조직은 합금강에서만 상당량 생성됩니다. 공융 탄소강은 냉각 속도에 따라 주로 마르텐사이트 또는 펄라이트를 생성합니다.
오스테나이트의 fcc 격자가 페라이트의 bcc 격자로 변태하는 것은 오스테나이트에 용해된 탄소 때문에 방해받습니다. 오스테나이트 격자는 셀 중심에 탄소 원자를 수용할 충분한 공간이 있으나, 페라이트의 bcc 격자에는 이 공간이 없습니다. 이로 인해 오스테나이트에서 페라이트로 전이 시 탄소 용해도가 크게 낮아집니다. β→α 변태 시 거의 모든 탄소가 오스테나이트 격자에서 석출하며, 준안정 Fe-Fe₃C 도에 따라 시멘타이트로 석출합니다. 이 변태는 세 가지 상호 연관된 경로로 정의됩니다: (i) γ-Fe 격자에서 α-Fe 격자로 변태, (ii) 탄소가 Fe₃C로 석출, (iii) 탄화물의 응집.
점 A₁ 온도에서 경로 (i)와 (ii)는 거의 동시에 진행되어 페라이트와 시멘타이트의 판상 혼합물이 형성됩니다. 용해된 탄소 원자는 격자에 무작위로 분포하므로, Fe₃C는 탄소 풍부 구역에서, 페라이트는 탄소가 거의 없는 구역에서 핵생성합니다. 이러한 탄소 재분포는 확산을 통해 일어나며 온도와 시간에 의존합니다.
0.8% C 미만의 아공융강을 천천히 냉각하면 변태는 입계에서 페라이트 형성으로 시작되며, 입계는 페라이트 결정화 중심 역할을 합니다. 탄소는 결정립 내부로 밀려납니다. 페라이트가 석출됨에 따라 중심 부위에서 페라이트 형성에 필요한 농도에 도달합니다. 과공융강(C 0.8% 초과)을 천천히 냉각하면 선 ES를 통과할 때 입계에서 Fe₃C가 석출되기 시작하며, 여기서도 입계가 결정화 장소가 됩니다.
γ-Fe와 α-Fe 격자 내 탄소 확산 속도는 온도 낮아짐에 따라 급격히 감소합니다(확산 계수는 온도 의존). 적절한 냉각 속도를 제시하면 과냉각을 펄라이트 형성이 불가능한 정도까지 높일 수 있습니다.
저온 범위에서 변태 메커니즘과 형성 조직 특징은 변태가 일어나는 온도에만 의존합니다. 과냉각 정도를 고려해 세 변태 온도 범위를 구분합니다: (i) 펄라이트 범위, (ii) 중간 범위, (iii) 마르텐사이트 범위. 이 온도 범위에서 한 변태 메커니즘에서 다른 메커니즘으로 연속적 전이가 가능합니다. 변태 과정은 강철의 탄소 및 타 원소 함량에 크게 의존하며, 더 빠른 메커니즘으로 시작해 더 느린 메커니즘으로 끝날 수 있습니다.
펄라이트 범위에서 변태는 페라이트와 탄화물 혼합물의 동시 형성이 특징입니다. 자유 페라이트나 탄화물은 오스테나이트 입계에서 석출할 수 있으며, 두 상의 형성과 성장은 확산 과정에 의해 제어됩니다. Fe 및 타 원소 확산이 중요한 역할을 합니다. 온도 낮아짐에 따라 조직 미세도가 향상되다가, 페라이트와 탄화물의 확산 결정화에 더 긴 시간이 필요해지는 지점까지 진행됩니다.
펄라이트는 펄라이트 범위 변태 시 형성되는 페라이트와 탄화물 판의 기계적 혼합물입니다. 펄라이트 결정화 핵 형성 속도는 오스테나이트의 탄화물 과포화도에 의존하며, 이는 온도 낮아짐에 따라 증가합니다. 또한 확산 속도(온도 증가 시 감소)에도 의존합니다. 펄라이트 섬의 성장은 주로 탄소와 Fe 원자 확산 속도에 의존하며, 기타 요인은 (i) 과포화도, (ii) 페라이트 형성 시 자유 에너지 이점입니다. 펄라이트 섬은 새로운 판 형성뿐만 아니라 기존 판의 전 방향 추가 성장으로도 커집니다. 탄화물 판이 페라이트 판보다 빠르게 성장합니다.
펄라이트 형성 과정은 페라이트 핵 형성으로 시작됩니다. 페라이트와 시멘타이트 판의 핵생성 및 분지가 반복되어 평판상 및 부채꼴 펄라이트 판이 형성됩니다. 펄라이트 핵은 입계, 불용성 탄화물, 비금속 개재물 등 결정 구조 결함이 있는 격자 구역에 주로 나타납니다. 펄라이트의 매우 중요한 특징은 판간 간격입니다. 강철 강도 특성은 간격 감소와 함께 향상됩니다.
펄라이트 범위에서 Fe₃C 형성 속도와 페라이트 결정화 중심 형성 속도는 온도 낮아짐에 따라 가속화됩니다. 판간 간격은 조직 미세도 증가와 함께 감소합니다.
강철 특성에 영향을 미치는 중요한 특징은 펄라이트 콜로니 크기입니다. 콜로니 크기 감소는 충격 강도 증가와 취성 감소로 이어집니다. 임계 취성 온도는 펄라이트 형태에 의존합니다. 따라서 페라이트와 시멘타이트 판이 파단되어 페라이트 내부에 높은 밀도의 전위를 형성하는 경우 상대적으로 고강도 펄라이트가 형성됩니다.
Fe₃C 입자의 구상화를 통해 펄라이트의 파단 강도를 개선할 수 있습니다. 구상화는 펄라이트 변형, 후속 가열, Ac₁ 근처 온도에서의 유지로 촉진할 수 있습니다. 펄라이트 변태 중 변형을 가하는 또 다른 방법은 비교적 높은 강도와 연성을 제공하며, 이는 다각형 구조 형성과 시멘타이트 구상화로 이어집니다. 페라이트-펄라이트 혼합물의 항복 강도(YS)는 페라이트와 펄라이트 특성에 가법적으로 의존합니다.
아공융강과 과공융강에서 오스테나이트 변태 시 펄라이트 변태에 앞서 여분 상인 페라이트와 2차 시멘타이트가 석출합니다. 구조적으로 자유로운 여분 상의 상대량은 오스테나이트 과냉각 정도에 의존합니다. 여분 페라이트 또는 Fe₃C 양은 냉각 속도 증가와 함께 감소합니다. 충분한 과냉각 시 여분 상이 독립적 구조 성분으로 형성되는 것을 방지할 수 있습니다.
소량의 공융 오스테나이트를 포함한 아공융강을 천천히 냉각하면, 공융 페라이트가 여분 페라이트 입 위에서 성장하고 공융 Fe₃C는 입계에 구조적으로 자유로운 중간층으로 남습니다. 과공융강에서도 공융체가 구조적 퇴화를 겪을 수 있습니다. 점 A₁ 바로 아래(700°C 이상)에서 매우 낮은 냉각으로 공융 석출에 의해 형성된 시멘타이트는 2차 시멘타이트 위에 석출하며, 구조적으로 자유로운 페라이트 구역이 함께 관찰됩니다. 이러한 상 분리를 동반한 공융 변태는 비정상적입니다. 정상 공융 변태에서는 페라이트와 Fe₃C가 두 상의 규칙적인 교대 형태로 콜로니를 이루며 함께 성장합니다. 비정상 변태에서는 페라이트와 Fe₃C의 조대 혼합물이 뚜렷한 공융 구조를 가지지 않습니다. 공융 변태 중 메커니즘이 비정상에서 정상으로 변화할 수 있으므로, 급속 냉각과 그에 따른 오스테나이트의 현저한 과냉각으로 비정상 변태를 완전히 억제할 수 있습니다.
아공융강의 여분 페라이트는 두 형태로 존재합니다: (i) 콤팩트한 등축 입자, (ii) 배향된 비드만슈테텐 판. 아공융 페라이트의 콤팩트 석출은 주로 오스테나이트 입계에 나타나며, 비드만슈테텐 판은 입자 내부에서 형성됩니다. 비드만슈테텐 페라이트는 0.4% C 미만 강철과 비교적 조대한 오스테나이트 입자에서만 관찰됩니다. 오스테나이트 입자 크기 감소에 따라 등축 입자 형태 페라이트 비중이 증가합니다. 비드만슈테텐 페라이트는 A₃(50°C)에서 600~550°C 온도 구간에서 형성됩니다. 강철 탄소 함량 증가에 따라 비드만슈테텐 페라이트 비중은 감소합니다.
비드만슈테텐 페라이트는 γ→α 격자 전단 재배열에 의해 형성되며, 이는 원자의 질서 있는 상호 연관된 이동을 동반합니다. 등축 페라이트 입자는 정상적인 확산 재배열로 성장하며, γ/α 계면을 가로질러 원자가 무질서하게 전이합니다.
강철 강화 방법 중 하나는 분산 탄화물 석출을 포함한 아공융 페라이트 조직을 만드는 것입니다. 이를 위해 특수 탄화물이 오스테나이트에 용해될 때까지 가열한 후, 아공융 페라이트 형성 전 탄화물이 오스테나이트에서 직접 석출하는 통상적 석출을 배제할 정도로 급속 냉각합니다.
마르텐사이트 변태는 고온 상의 담금질(급속 냉각)에 의해 일어납니다. 탄소강에서 마르텐사이트 변태의 주요 특징은 다음과 같습니다.
Ms 온도는 특정 예비 처리를 거친 일정 조성 강철을 특징짓습니다. 주어진 강철에서 마르텐사이트 변태는 냉각 속도에 관계없이 동일한 온도에서 시작하며, 이 온도는 강철 조성에 의존하고 강철 탄소 함량 증가에 따라 크게 낮아집니다. 일부 탄소는 오스테나이트와 공존하는 탄화물에 들어갑니다. 담금질 온도를 높이면 탄화물이 오스테나이트에 용해되어 오스테나이트 탄소 농도가 증가하고 Ms 점이 낮아집니다.
마르텐사이트 형성은 오스테나이트 격자 재배열의 전단 메커니즘으로 간주됩니다. 상 변태의 마르텐사이트(전단) 메커니즘은 원자 간 거리보다 짧은 거리로 원자가 질서 있게 상호 연관되어 이동하며, 원자끼리 위치를 바꾸지 않는 것으로 잘 알려져 있습니다. 초기 상의 원자는 마르텐사이트 상에서 이웃을 보존합니다. 이는 격자 전단 재배열에 고유한 주요 특징입니다.
이러한 격자 재배열 특성은 구상과 신상 사이의 계면 결맞음(탄성 접합)을 제공합니다. 마르텐시이트와 초기 상 격자의 계면 결맞음은 낮은 온도에서도 계면이 모재를 향해 매우 빠르게 이동하도록 보장합니다. 원자들이 원자 간 거리보다 짧은 거리로 협동 이동하여 마르텐사이트 결정이 성장합니다.
마르텐사이트 결정 성장 시 결맞음 계면에 탄성 변형이 축적됩니다. 항복 강도(YS)에 도달하면 결맞음이 깨집니다. 마르텐사이트 결정과 초기 모재 사이의 계면에서 원자들이 무질서해집니다. 계면의 미끄러짐 이동이 불가능해지므로 마르텐사이트 메커니즘에 의한 결정 성장이 종료되며, 이후 결정은 확산에 의해서만 성장할 수 있습니다. 하지만 마르텐사이트 변태는 확산 속도가 매우 낮은 저온에서 일어나므로, 결맞음이 깨진 후 마르텐사이트 결정 성장은 거의 관찰되지 않습니다.
고용체의 다형 변태가 마르텐사이트 메커니즘으로 일어날 때 성분의 확산 재분포가 없습니다. 고온 상이 저온 상으로 마르텐사이트 메커니즘에 의해 변태하기 위한 필요 조건은 다음과 같습니다. 마르텐사이트 변태는 작은 과냉각에서는 불가능합니다. 이는 무질서 격자 재배열의 경우 탄성 변형이 부피 변화만으로 결정되나, 마르텐사이트 변태에서는 초기 결정과 마르텐사이트 결정 격자의 결맞음에 추가로 의존하기 때문입니다. 과냉각 정도가 증가함에 따라 무질서 격자 재배열 속도는 증가해 최대에 도달한 후 감소합니다. Fe에서 다형 변태의 마르텐사이트 메커니즘을 얻으려면 γ 영역에서 강철을 강하게 과열한 후 매우 빠르게 냉각해 정상 변태 발전을 억제해야 합니다.
마르텐사이트 형성 중 오스테나이트의 fcc 격자가 α-Fe의 bcc 격자와 유사한 bct(체심사방) 격자인 마르텐사이트 격자로 재배열됩니다. 오스테나이트 격자는 베인 변형(Bain deformation)을 통해 마르텐사이트 격자로 변환되며, 이는 오스테나이트의 사방정 셀을 c축 방향으로 압축하고 동시에 a축 방향으로 치수를 증가시키는 것으로 구성됩니다. 마르텐사이트 격자의 사방정 왜곡도 c/a는 마르텐사이트 탄소 농도에 정비례합니다. 마르텐사이트 격자는 상온에서 사방정도를 유지합니다. 초기상과 마르텐사이트 상의 배향 관계가 확립되어 있습니다.
마르텐사이트 핵생성 본질에 대한 많은 가설이 있으며, 다수는 초기 모재의 특수 결함 부위에서의 이종 핵생성을 지지합니다.
마르텐사이트는 형태학적으로 두 기본 유형으로 나뉩니다: 판상 마르텐시이트와 덩어리(괴상) 마르텐사이트. 이들은 모양, 결정 상호 배열, 서브구조, 습관면에서 다릅니다. 판(침상) 마르텐사이트는 고탄소강에서 더 흔히 발견됩니다. 마르텐사이트 결정은 얇은 렌즈형 판 모양입니다. 처음 나타나는 판은 단위를 관통해 별도 부분으로 나누나, 모재 입계는 넘을 수 없습니다. 따라서 판 치수는 오스테나이트 입자 치수로 제한됩니다. 새로운 마르텐사이트 판은 오스테나이트 구역에서 형성되며, 여기서 판 치수는 구역 치수로 제한됩니다. 오스테나이트 입자가 작으면 마르텐사이트 판이 너무 미세해 현미경 시편에서 침상 구조가 보이지 않습니다. 이를 무구조 마르텐사이트라 하며, 가장 바람직합니다.
괴상(래스) 마르텐사이트는 저탄소강과 중탄소강에서 관찰됩니다. 이 유형 마르텐사이트 결정은 대략 동일한 배향을 가진 상호 연결된 판 모양입니다. 괴상 마르텐사이트 판은 저각 입계로 분리됩니다.
베이나이트 변태는 펄라이트와 마르텐사이트 변태 중간에 위치합니다. 베이나이트 변태 동역학과 형성 조직은 확산적 펄라이트 변태와 무확산 마르텐사이트 변태 양쪽의 특징을 보입니다. 이 변태 결과 페라이트와 탄화물 혼합물이 형성되며, 이를 베이나이트라 부릅니다. 베이나이트 변태 메커니즘은 γ→α 격자 재배열, 탄소 재분포, 탄화물 석출을 포함합니다.
베이나이트 변태가 펄라이트 및 마르텐사이트 변태와 가까운 이유는 다음과 같습니다. 베이나이트 변태 범위에서 기지 성분인 Fe 원자의 확산 이동이 거의 완전히 억제됩니다. 따라서 펄라이트 석출 억제로 인해 γ→α 페라이트 형성이 어렵습니다. 그러나 탄소 확산은 비교적 활발해 탄화물 석출을 유발합니다. 중간 범위에서 γ상 결정은 마르텐사이트 판처럼 결맞음 성장을 통해 형성되나, α상 판은 순간적이 아닌 느리게 형성됩니다.
이는 중간 온도 범위에서 α상이 탄소 탈핍 γ상에서만 석출할 수 있기 때문입니다. 따라서 α상 결정 성장 속도는 탄소 확산 제거 속도에 의존합니다. 이 경우 오스테나이트 내 마르텐사이트 개시점 Ms가 상승하며, 마르텐사이트 γ→α 변태는 주어진 조성 강철의 전형적 Ms 온도 이상에서 일어납니다.
마르텐사이트 변태 순간에는 탄소 농도가 변하지 않으며, 오직 결정 격자만 변해 과포화 α 고용체가 형성됩니다. 탄화물은 γ→α 변태 후 석출됩니다.
상부 베이나이트와 하부 베이나이트는 중간 온도 범위의 상부와 하부에서 형성되며, 관행적 경계는 약 350°C입니다. 상부 베이나이트는 깃털 구조를, 하부 베이나이트는 마르텐사이트에 가까운 침상 형태를 보입니다. 상부/하부 베이나이트 구조 차이는 베이나이트 온도 범위 상부/하부에서 탄소 이동도 차이에 기인합니다.
상부 베이나이트의 α상 서브구조는 저탄소강 괴상 마르텐사이트 서브구조와 유사하며, 하부 베이나이트 α상 구조는 고탄소강 마르텐사이트 구조에 접근합니다. 상부 베이나이트에서 탄화물 입자는 래스 경계와 내부 모두에 석출할 수 있으며, 이는 여기서 탄화물이 오스테나이트에서 직접 석출함을 시사합니다. 하부 베이나이트에서는 탄화물이 α상 내부에 존재합니다. 이는 탄소가 α상 내 과포화 고용체 석출 시 탄화물이 형성되기 때문입니다. 상부/하부 베이나이트 모두 α상 내부에 높은 전위 밀도를 보입니다. 상부 베이나이트 탄화물상은 Fe₃C, 하부 베이나이트는 ε-탄화물(Fe₂C)입니다. 유지 시간 증가 시 Fe₂C는 시멘타이트로 변합니다. 오스테나이트 입자 크기는 마르텐사이트 변태 동역학에 영향을 주지 않습니다.
템퍼링 중 일어나는 과정은 마르텐사이트의 석출과 재결정입니다. 담금질 강철은 준안정 조직을 가집니다. 가열 시 조직은 평형에 가까워집니다. 템퍼링 중 발생하는 과정의 본질은 담금질 강철의 세 가지 주요 특징에 의해 결정됩니다: (i) 마르텐사이트 고용체의 강한 과포화, (ii) 결정 격자 결함의 높은 밀도(전위, 저각/대각 입계, 쌍정 층 등), (iii) 잔류 오스테나이트 존재.
강철 템퍼링 중 주요 과정은 탄화물 형성과 함께 마르텐사이트가 석출하는 것입니다. 템퍼링 온도와 시간에 따라 마르텐사이트 석출은 세 단계로 나눌 수 있습니다: (i) 사전 석출, (ii) 중간 준안정 탄화물 석출, (iii) 시멘타이트 석출과 응집. 잔류 오스테나이트도 동시에 석출할 수 있습니다. 마르텐사이트에 높은 밀도의 전위가 있으므로 그 서브구조는 가공 경화된 강철과 유사합니다. 따라서 템퍼링 중 다각화와 재결정이 발생할 수 있습니다.
탄소강 퍼링 시 오스테나이트 내 γ 고용체 과포화도는 강철 탄소 함량 증가와 함께 증가합니다. 이는 Ms 온도 낮추기와 괴상 마르텐사이트에서 판상 마르텐사이트로의 전이, 잔류 오스테나이트 양 증가로 이어집니다.
탄소 편리는 탄소강 템퍼링 중 일어나는 첫 구조 변화입니다. 편리된 탄소는 격자 결함에서 이종 핵생성하거나 기질에서 균질 핵생성할 수 있습니다. 편리된 탄소의 이종 핵생성은 담금질 중 또는 직후에 일어납니다.
100°C 미만 템퍼링 온도에서는 격자 결함과 연결되지 않은 탄소 원자의 평평한 균질 클러스터가 형성됩니다. 이는 상당한 Fe 원자 변위와 탄성 왜곡 출현 때문입니다. 템퍼링 온도 상승 시 클러스터가 커지며 조성은 Fe₄C에 가까워집니다. 이 과정은 탄소 확산에 의존합니다. 100°C 이상에서 준안정 Fe₂C가 형성되며, 탄소 농도 증가 시 탄소 클러스터에서 직접 나타납니다. 준안정 Fe₂C는 α 고용체에서 직접 석출할 수도 있습니다. Fe₂C는 저온에서 매우 미세한(10~100 nm) 판 또는 막대 형태로 석출합니다. 템퍼링 온도 또는 시간 증가 시 Fe₂C 입자는 조대해지며 0.2% C 이상 강철에서 석출합니다. 높은 Ms 온도 강철에서는 담금질 중 마르텐사이트 범위에서 여분 탄화물 석출과 연계된 마르텐사이트 부분 석출이 일어나며, 이들 강철의 자체 템퍼링이 담금질 중 발생합니다.
시멘타이트는 250°C 이상에서 형성됩니다. Fe₃C 핵생성의 두 알려진 메커니즘은 (i) 과포화 α 고용체에서 직접 석출 및 덜 안정적인 탄화물 용해를 통한 Fe₃C 입자 성장, (ii) 중간 탄화물 격자가 Fe₃C 격자로 변태해 Fe₃C 출현입니다.
템퍼링 중 탄화물 형성 최종 단계에서 탄화물 응집과 구상화가 일어납니다. 이는 350~400°C부터 강하게 진행됩니다. 600°C 이상에서는 모든 Fe₃C 입자가 구형이며 응집만 일어납니다.
템퍼링 과정 상당 부분은 탄화물 석출을 동반한 잔류 오스테나이트 석출에 할애됩니다. 석출은 200~300°C 온도 범위에서 일어납니다. 템퍼링 중 잔류 오스테나이트는 하부 베이나이트로 변태합니다.
탄화물 형성 중 α상 탄소 농도 감소는 상 구조 변화를 초래합니다. 마르텐사이트 석출은 관행적으로 두 단계로 나뉩니다. 제1 단계 석출은 150°C 이하에서 달성되며, 탄소 원자 이동도가 탄화물 판 형성에는 충분하나, 높은 탄소 농도를 가진 미석출 마르텐사이트 구역에서 탄소 확산으로 탄화물 판이 성장하기에는 부족합니다. 이로 인해 마르텐사이트 다른 구역에서 탄소 함량 불균일해져 마르텐사이트가 사방정도 면에서 불균질해집니다. 석출 탄화물 구역은 미석출 구역보다 사방정도가 낮습니다. 두 가지 탄소 농도를 가진 고용체가 공존하므로 이를 2상 석출이라 부릅니다. 마르텐사이트 2상 석출은 초기 탄소 농도 마르텐사이트 구역에 새로운 탄화물 입자가 석출함으로써 발생하며, 이 단계에서 탄화물 입자는 성장하지 않습니다.
제2 단계 마르텐사이트 석출(150~300°C)에서 α 고용체는 탄화물 입자 확산 성장에 의해 탄소 고갈되나 매우 느리게 진행됩니다. 따라서 석출 동역학은 고용체 내 탄소 급속 고갈에 기인합니다. 이후 고용체 탄소 고갈이 정지됩니다. 300°C에서 약 0.1% C가 α 고용체에 남습니다. 이 온도 이상에서는 α 고용체 격자와 α-Fe 격자 차이가 검출되지 않습니다. 300°C 이하에서는 사방정도 여전히 측정 가능. 400°C 이상에서는 α 고용체가 과잉 탄소에서 완전히 자유로워지며 마르텐사이트에서 페라이트로의 변태 완료.
담금질 마르텐사이트 판(침)은 변형 강철과 비교할 만한 높은 전위 밀도를 가집니다. 그러나 재결정 중심과 재결정 입자로의 진행은 관찰되지 않습니다. 이는 탄화물 입자가 전위와 대각 입계를 고정시키기 때문입니다. 600°C 이상에서 입자 밀도 감소(응집)에 따라 대각 입계 이동을 대가로 재결정 입자 성장이 일어납니다. 이로써 래스 마르텐사이트 형태 구조가 소멸합니다. 이 과정은 고탄소강에서 저탄소강보다 더 방해받습니다. 고탄소강에서 탄화물 밀도가 더 높기 때문입니다. 침상 구조는 약 650°C 템퍼링 온도까지 유지됩니다.
템퍼링 중 발생하는 구조 변화는 강철 특성 변화를 초래합니다. 이 변화는 템퍼링 온도와 시간에 의존합니다. 경도는 템퍼링 온도 증가와 함께 감소합니다.
오스테나이트 변태 동역학은 다음과 같습니다.
오스테나이트 변태 동역학 이해를 위해 일정 온도에서 과정을 추적하는 것이 중요합니다. 이를 위해 등온 변태(IT) 다이어그램을 작성해 오스테나이트 석출의 등온 과정을 나타냅니다. IT 다이어그램(Fig 2)에서 변태 시간은 X축(로그 스케일)에, 온도는 Y축에 표시됩니다. 이 다이어그램에서 잠복기(왼쪽 곡선)와 공정 완료 시간(오른쪽 곡선)을 결정할 수 있습니다. 강철이 담금질 중 점 A₃와 A₁을 통과하는 순간을 보통 영 시간 기준으로 삼습니다.
냉각 매체 온도 도달 시간은 흔히 무시합니다. 변태 개시와 완료는 곡선 초기와 말단 구간 행동에서 판단하기 어렵습니다. 따라서 IT 다이어그램 선은 일반적으로 일정 최종 변태 부피에 대응합니다(예: 변태 개시 2%, 완료 98%). 부피 값은 보통 IT 다이어그램에 표시하지 않습니다.
Fig 2 등온 변태 다이어그램
위 곡선 외에 IT 다이어그램은 변태 부피 특정 값(예: 20%, 50%, 80%)에 대응하는 중간 곡선을 포함하기도 합니다. 변태 속도 감소는 변태 개시/완료 곡선을 오른쪽(더 긴 시간)으로 이동시킵니다. 이는 담금질 가열 온도 상승으로 개재물 감소와 오스테나이트 입자 성장이 일어날 때 관찰됩니다. 변태 속도 증가는 곡선을 왼쪽으로 이동시킵니다. 이는 (i) 담금질 가열 온도 감소, (ii) 탄화물 또는 개재물 존재, (iii) 오스테나이트 입자 미세화로 설명됩니다. 특정 강철 시편에서 최대 변태 속도에 해당하는 온도(시그모이드 곡선 코)는 원칙적으로 크게 변하지 않습니다.
연속 냉각 변태(CCT) 다이어그램은 공융강 변태 동역학을 고려합니다. 강철 어닐링 냉각 중 주요 변태는 오스테나이트가 페라이트-탄화물 혼합물로 공융 석출하는 것입니다. 공융 변태 동역학은 727°C에서 오스테나이트 IT 다이어그램으로 주어집니다. 300°C 이하 템퍼링 후 조직을 템퍼드 마르텐사이트라 부릅니다. 300~450°C 템퍼링 후 침상 구조 관찰. 450~600°C 템퍼링에서 뚜렷한 점상 구조 나타남. 오스테나이트는 페라이트-Fe₃C 혼합물과 열역학적 안정 평형 상태. 과냉 오스테나이트 안정성은 통상적 방법으로 다이어그램에서 석출 생성물 출현을 기록할 수 없는 기간으로 정의됩니다. 오스테나이트 과냉각 정도가 강철 미세조직을 결정하는 주요 인자입니다. 필요한 과냉각도는 연속 냉각 또는 등온 처리로 제공됩니다.
앞서 본 바와 같이 아공융강에서 펄라이트 형성은 아공융 페라이트 석출에 선행합니다. 변태 온도 감소와 과냉각도 증가에 따라 아공융 페라이트 석출이 억제됩니다. 펄라이트 양 증가하고 탄소 함량은 공융강 펄라이트보다 낮아집니다. 최대 변태 속도 영역에서 두 곡선 합쳐집니다. 따라서 0.4% C 강철에서 순수 펄라이트 조직 형성. 더 높은 탄소 함량 강철에서는 탄소 함량 감소해도 페라이트 석출 억제 불가능. 페라이트 석출이 최대 변태 속도에서도 펄라이트 형성에 선행하나, 페라이트 양은 더 작은 과냉각 시 형성량보다 적습니다.
이 명제는 과공융강 시멘타이트 석출에도 유효하나, 비교적 작은 과냉각에서도 억제 가능. 이 경우 펄라이트 탄소 함량은 공융강보다 높아집니다. γ 고용체 영역에서 연속 냉각 시 아공융 페라이트 석출 억제 결과, 냉각 속도 증가에 따라 점 Ar₃가 점 Ar₁보다 훨씬 빠르게 낮아집니다. 특정 냉각 속도에서 두 점이 한 점으로 합쳐져 페라이트 없는 미세 판상 펄라이트형 구조 형성에 대응합니다.
연속 냉각 시 변태 과정도 온도-시간 좌표에서 다이어그램으로 시각화 가능. 따라서 냉각 곡선 행동을 분석해 변태 과정 특성 파악. 이 다이어그램에서 페라이트와 펄라이트 개시선은 IT 다이어그램보다 긴 시간 쪽으로 이동. 이는 오스테나이트 격자에서 변태 과정 준비에 필요한 온도 구간 증가 때문. 결과적으로 IT 개시 필요 잠복기 중 일부만 유효. 이 경우 잠복기는 주어진 범위 내 다른 시간 구간에 대응하는 유효 길이 평균. 이 명제로 IT 다이어그램에서 펄라이트 범위 변태 개시선 행동 계산 가능. 역계산도 가능.
펄라이트 범위와 유사하게 베이나이트 온도 범위에서도 과냉 오스테나이트 석출이 일정 잠복기 후 시작. 베이나이트와 펄라이트 변태 동역학 유사성은 잠복기 존재뿐만 아니라 등온 유지 중 변태 부피 분율 증가 특성(처음 가속 후 감속)에서도 나타납니다. 동시에 마르텐사이트 변태처럼 베이나이트 변태 중에도 잔류 오스테나이트가 완전히 소멸하지 않음. 베이나이트 완료 곡선 각 점은 일정량 잔류 오스테나이트에 대응. 펄라이트 변태처럼 베이나이트 변태도 등온 유지와 연속 냉각 모두에서 일어날 수 있음. 베이나이트 범위에서 변태하지 않은 오스테나이트는 상온 냉각 시 부분적으로 마르텐사이트로 변태. 베이나이트 변태 후 오스테나이트가 탄소 함량 면에서 불균질하므로 마르텐사이트는 주로 탄소 풍부 구역에서 형성.
고합금강에서는 IT 곡선이 과냉 오스테나이트가 고도로 안정적인 온도 구간으로 분리될 수 있음. 이 구간에서 펄라이트 석출은 수 시간 동안 일어나지 않으며, 과냉각은 베이나이트 변태에 부적절. 탄소강에서는 베이나이트 변태가 펄라이트 변태와 동시에 진행. 펄라이트 변태 생성물이 고온에서, 베이나이트 변태 생성물이 저온에서 우세.
마르텐사이트 범위에서 오스테나이트 냉각 변태 시 냉각 속도가 특정 값에 도달하면 강철 조직에 마르텐사이트 성분 출현. 마르텐사이트 성분 형성 최소 냉각 속도를 하한 임계 냉각 속도라 함. 펄라이트와 베이나이트 메커니즘 변태가 완전히 억제되는 속도를 상한 임계 냉각 속도(담금질)라 함. 오스테나이트 형성 조건(오스테나이트화 온도 및 유지 시간)과 냉각 조건(냉각 속도 초과 상한 임계값)이 일정하면 마르텐사이트 개시점 Ms 위치는 강철 내 탄소와 합금 원소 함량에만 의존.
냉각 속도 높으면 개별 마르텐사이트 침 형성 속도도 높으며, Ms 온도 도달 시 오스테나이트→마르텐사이트 변태 시작, 이후 더 낮은 온도 냉각과 함께 계속. 담금질 매체 온도 낮아질수록 형성 마르텐사이트 양 처음 급증 후 완만 증가. 오스테나이트화 온도(담금질 가열 온도) 상승 시 더 많은 합금 원소 고용으로 변태도 저온 쪽으로 이동. 등온 유지 중 일정량 마르텐사이트 형성 가능하나 탄소강에서는 높지 않음. 잔류 오스테나이트는 등온 유지 중 안정화. 결과적으로 후속 냉각 중 더 많은 마르텐사이트 형성. 마르텐사이트 형성은 Mf 점에서 정지. 마르텐사이트 안정화에 영향을 미치는 요인 간 관계 존재. 안정화 효과는 조직 내 마르텐사이트 양 증가와 함께 증가하거나, 마르텐사이트 양 동일하면 온도 증가와 함께 증가.
CCT 다이어그램과 IT 다이어그램 간 밀접한 연관 존재. 강철 열처리 실무 문제 해결 시 연속 냉각 속도가 오스테나이트 변태 결과 조직에 미치는 영향 알기 필요. 이를 위해 오스테나이트 변태 동역학이 등온 조건과 연속 냉각 조건에서 어떤 관계인지 규명하려는 노력 있었음. 노력은 변태 과정이 서로 다른 온도에서 가법적이라는 개념에서 시작. 과냉 오스테나이트를 설정 온도에서 유지하는 것이 잠복기 일부라 가정. 그러나 계산과 실험 데이터가 펄라이트 변태가 연속적일 때만 만족스럽게 일치함 함 밝혀짐.
펄라이트 변태가 공융 펄라이트 석출에 선행하거나 펄라이트와 베이나이트 변태가 동시에 발생하면 계산 데이터와 실험 데이터 불일치. 불일치 원인은 (i) 잠복기 분율에 해당하는 시간 동안 오스테나이트 유지 시 준비 과정 희생으로 후속 중간 변태 가속, (ii) 아공융 페라이트 석출로 오스테나이트 조성 변화해 후속 중간 변태 지연, (iii) 중간 범위에서 오스테나이트 부분 변태로 저온에서 변태 속도 감소 및 잔류 오스테나이트 증가 촉진(탄소 재분포로 미변태 오스테나이트 부분 탄소 풍부화), (iv) 마르텐사이트 범위 냉각 속도 변화가 오스테나이트 안정화에 다양한 영향 등으로 밝혀짐.
이러한 이유로 비공융강에 대한 연속 냉각 조건 열역학-동역학 변태 다이어그램 작성 특수 방법 개발. 이 다이어그램에서 오스테나이트 석출 특정 단계 완료에 필요한 임계 담금질 냉각 속도 또는 연속 냉각 속도 결정 가능.
CCT 다이어그램이 봉 직경 함수임 확인. 강철 마르텐사이트 경화 시 담금질 온도에서 냉각해 Ms 점 이하 과냉각 시 오스테나이트가 페라이트-탄화물 혼합물로 석출 형성할 시간 없도록 해야 함. 이를 위해 냉각 속도는 임계값보다 작아야 함. 임계 냉각 속도는 오스테나이트가 페라이트-탄화물 혼합물로 석출하지 않는 최소 속도. 물론 강철 제품 냉각 속도는 단면 전체에서 불균일. 표면에서는 임계 속도보다 높을 수 있고 중심에서는 낮을 수 있음.
제품 여러 지점 임계 냉각 속도는 IT 다이어그램에서 직접 결정 가능. 제1 근사에서 오스테나이트 석출 개시 나타내는 C 곡선에 접하는 접선 기울기로 주어짐. 이 방법은 실제 임계 속도 약 1.5배 값 제공. 열역학-동역학 다이어그램 사용 시 냉각 속도 더 정확히 결정 가능. 냉각 곡선과 열역학-동역학 다이어그램 선 교차점이 해당 변태 개시/완료 온도 보여줌.
변태 다이어그램에서 예를 들어 조직 내 40% 마르텐사이트 제공 속도나 전체 변태가 펄라이트 범위에서 일어나 경화 생략되는 속도 결정 가능. 임계 경화 속도 데이터가 냉각 시간 의존하고 특정 온도 연관 필요(직접 경화 속도 측정 사실상 불가능), 특정 온도 구간(예: 점 A₃에서 500°C) 냉각 시간 지정 적절. 점 A₃가 다이어그램 시간 기준. 그러면 완전 마르텐사이트 경화용 임계 냉각 시간 K(Km), 페라이트 초기 출현용 Kf, 펄라이트 범위 완전 변태용 Kp 직접 결정 가능.
냉각 시간과 단부 경화 시 후속 냉각 진행 알려지면 변태 다이어그램에서 경화 결과 결정 가능. 변태 다이어그램은 특정 용해 및 균질화 조건에서만 유효함 명심. 조성 또는 입자 치수 편차는 열역학 곡선 경향 변화 유발. 이는 균질화 온도/시간 증가와 그에 따른 입자 확대가 오스테나이트 안정성 높이기 때문. 반대로 입자 미세화는 입계 면적 증가로 오스테나이트 안정성 낮아져 임계 냉각 속도 낮춤.
경화층 깊이를 담금질성이라 하며, 이는 강철 가장 중요한 특성 중 하나입니다. 냉각 속도가 시편 단면 따라 불균일하므로 오스테나이트가 표면층에서만 마르텐사이트로 변태하고 중심에서는 펄라이트 변태 일어날 수 있음. 일차적으로 담금질성은 임계 냉각 속도에 의존. 시편 여러 영역 온도 곡선 검토 시 대구경 제품 중심 냉각 속도가 임계값보다 낮아 중심이 마르텐사이트 경화되지 않음. 마르텐사이트는 표면층에만 존재.
경화 처리 후 대단면 부품은 표면 근처 마르텐사이트에서 중심 펄라이트까지 트루사이트-마르텐사이트, 트루사이트 등 전체 조직 범위 부드럽게 전이 가능. 시편 형상이 냉각 곡선 특성 영향 줄 수 있으나, 동일한 표면적-부피 비 주어지면 곡선 일반적으로 일치. 냉각 속도 최고 변화는 시편 직경에서 경험.
따라서 대형 제품 관통 경화 또는 제품 중심까지 완전 마르텐사이트 경화 달성 위해 제품 전체 단면 따라 임계 경화 속도 제공 필수. IT와 CCT 다이어그램으로 이 속도 결정 가능. 다이어그램은 보통 여러 강종별로 그려지며, 여러 단면과 담금질 매체 냉각 진행 고려.
강철 담금질성은 강철 조성, 특히 탄소 함량에 의존. 강철 담금질성 다이어그램에서 각 강종 담금질성은 보통 담금질성 밴드로 제시. 거의 모든 기존 강종에 대해 다이어그램 작성됨. 특정 강철 제품 경화 달성 방법 보여줌.
담금질성은 IT 곡선으로도 분류. 곡선이 X축 따라 오른쪽으로 이동할수록 강철 담금질성 커짐. 이는 IT 곡선 우측 이동이 오스테나이트 안정성 향상 때문으로 설명됨.
과냉 오스테나이트 안정성 향상과 그에 따른 임계 경화 속도 증가는 더 깊은 경화 깊이로 이어짐. 그러면 담금질성은 과냉 오스테나이트 안정성 향상시키는 모든 요인에 의존. 예: 크롬과 텅스텐 합금화로 오스테나이트 안정성 높일 수 있음. 이 원소들 오스테나이트 석출 속도 낮추고 강철을 공기 경화강으로 만들 수 있음. 정상 불순물 함량 강철은 순수 Fe-C 합금보다 10배 강도 경화됨.
경화 온도 상승은 오스테나이트 균질화와 입자 확대로 경화 깊이 증가 유리. 입자 미세화는 입계가 오스테나이트 안정성 영향 주어 담금질성 저하. 경화 깊이는 사용 담금질 매체에도 의존. 냉각 강도 클수록 경화 깊이 깊음. 또한 경화 깊이는 제품 단면 직경 의존. 임계 직경은 주어진 담금질 매체에서 관통 경화 가능한 최대 단면 직경. 임계 직경은 담금질 매체마다 다르며 특정 방법 제공 담금질성만 특성화.
담금질성은 강철 기계적 특성 영향. 관통 경화 시 특성 단면 따라 차이 없음. 그렇지 않으면 표면에서 중심으로 특성 감소. 경화 후 템퍼링된 강철에서 담금질성 영향 분석 시 고온이 단면 따라 경도 균등화 유리. 그러나 약한 담금질성 강철 조직 여전히 불균일. 표면에서 마르텐사이트 형성, 중심에서 판상 구조 잔류로 입상 구조 표면, 판상 구조 중심. 관통 경화 강철은 전체 단면 입상 구조. 이는 서로 다른 담금질성 강철 특성 변화 특성 결정. Fe₃C 형태 독립적 특성(YS, 신율, 충격 강도) 차이남.
담금질 중 페라이트 석출 시 템퍼링 강철 특성(파단 응력, YS, 충격 강도, 단면 수축률) 저하. 제품 기계적 특성은 단면적 의존. 템퍼링 상태 최적 기계적 특성 얻으려면 전체 단면 입상 구조 제공 필요. 즉 담금질 상태에서 관통 담금질성 보장 필요.
입계 관련 과정이나 특성 분석 시 재료 구조 아는 것 필요. 대부분 강철 재료는 다결정 구조로 입계로 분리된 입자 집합체. 입계는 다결정 강철 재료 기본 구조 요소 중 하나. 입계는 서로 다르게 배향된 두 결정 간 계면. 결정 불완전 영역. 이동 가능하고 불순물 흡착 가능. 높은 확산 투과성 가짐.
다결정 강철 재료에서 입계는 많은 과정 동역학 결정. 예: 입계 이동이 재결정 과정 제어. 입계 높은 확산 투과성이 중간 온도에서 확산 의존 과정 동역학 결정. 강철 재료 취화는 입계 불순물 농축과 연관.
입계는 보통 두 큰 그룹으로 나눔: (i) 저각 입계, (ii) 대각 입계. 저각 입계는 10도 미만 각도 가진 서브입계. 전위 네트워크 또는 벽 나타냄. 대각 입계 구조 훨씬 복잡. 입계 구조 이해 진전은 입계 관찰된 미시적 특성 기술 모델 정교화와 연관.
주어진 처리 조건에서 형성된 결정립 크기는 부식 후 미세조직에서 측정. 탄소강과 합금강 시약: 1~5 ml HNO₃ + 100 ml 에틸/메틸 알코올. 오스테나이트강: 황산구리-염화물 용액(황산구리 10g, 염산 50ml, 물 50ml). 탄소강과 저합금강 부식 시 시약이 펄라이트 검게 하고 페라이트 입계, 마르텐사이트 조직, 템퍼링 생성물 가시화. 부식 속도는 질산 양 증가와 함께 상승. 부식 시간: 수 초~1분. 오스테나이트강 부식으로 오스테나이트 구조와 입계 드러남.
침탄법도 오스테나이트 입계 확립에 사용. 시편을 930°C에서 침탄 매체(예: 40% BaCO₃ + 60% 숯 혼합물)로 가열, 냉각, 부식.
추가로 산화법 사용: 미세조직을 진공에서 담금질 온도보다 20~30°C 높은 온도로 가열 3시간 유지. 이후 공기 30~60초 공급, 시편 물 냉각. 담금질 전 붕사 용융물(930~950°C)에서 30~40초 가열 후 물 냉각 바람직. 처리 후 미세조직 연마, 염산 15% 에틸알코올 용액 부식. 입계가 산화망으로 보임.
이외 오스테나이트 입계 부식법, 페라이트 망법(0.6% C 이하 강철) 또는 Fe₃C 망법(과공융강), 공융강에 가까운 조성 강철 펄라이트 망법 사용.
결정립 크기는 100배율 관찰 미세조직을 표준 스케일과 비교(스케일은 100배율에서 입자 수 N이 'n = 8 × 2ⁿ' 공식 대응, n은 미세조직 단위 면적당 입자 수)하거나 단위 면적당 입자 수 세거나 평균 공칭 직경 또는 입방밀리미터당 입자 수 계산으로 결정.
임계점 이상 가열로 생성된 오스테나이트 입계 구조 중요. 냉각 중 형성된 오스테나이트 변태 생성물(마르텐사이트, 펄라이트 등)이 오스테나이트 결정 내부 나타나기 때문. 조대 오스테나이트 입자는 담금질 시 조대 판상 마르텐사이트 구조 결정하거나, 어닐링/노말라이징 시 초기 오스테나이트 입자 경계에 조대 세포상 페라이트(시멘타이트) 석출망 형성. 펄라이트 구조도 펄라이트 입자 클수록 조대해짐.
알려진 바와 같이 조대 입자 강철(페라이트-펄라이트, 마르텐사이트 등)은 낮은 기계적 특성 특징. 따라서 실무에서 미세 입자 강철 구조 바람직.
조대 입자 구조 미세화 가능하며 강철 열처리 널리 사용. Ac₃ 온도 이상 가열 시 결정립 미세화는 다수 오스테나이트 상 핵생성 중심 통해 오스테나이트 상태로 전이 관련. 이 중심 발전으로 상대적으로 미세 입자 구조 형성. Ac₃ 이상에서 입자 단면 크기 10~30 μm. 초기 입자 크기 시작 구조 입자 의존 안 함. 시작 구조가 미세하거나 조대하거나 관계없이 매우 미세 가능. 복원된 오스테나이트 미세 입자 구조는 형성 구조 성분(펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트) 관계없이 냉각 강철 미세 입자 구조 제공. 모든 변태 생성물이 각 오스테나이트 입자 내부에서 핵생성되기 때문.
여분 상(아공융강 페라이트, 과공융강 Fe₃C)이 미세 오스테나이트 입자 경계에 석출, 펄라이트 변태 시 더 작은 펄라이트 콜로니 출현. 미세 오스테나이트 입자가 미세 침상 마르텐사이트 형성 결정. 이는 Ac₃ 이상 가열 연관 입자 미세화 효과 기초. 완전 어닐링, 노말라이징, 담금질 시 Ac₃ 이상 가열 후 재결정 일어남. 초기 조대 입자 구조에서 재결정은 Ac₃ 해당 가열 온도에서 입자 미세화 결과.
가열 온도가 Ac₃보다 훨씬 높으면 입자 다시 조대해지며, γ→α 변태 중 예상 구조 교정 일어나지 않음. 초기 구조 내부 다수 중심에서 오스테나이트 상태 전이 시작 시 결정화 미세화 특히 현저. 형성 중심은 초기 구조 α상 배향과 무관한 무작위 배향 가져야 함. 보통 중심 수 충분히 많아 입자 크기 15~30 μm 초과 안 함. 오스테나이트 펄라이트 석출 시 오스테나이트 입자가 펄라이트 콜로니로 분해, 각 콜로니 독립 입자 간주 가능하므로 이것도 강철 미세화 의미.
강철에는 네 가지 강화 메커니즘 존재: (i) 고용체 강화, (ii) 결정립 미세화, (iii) 분산 강화, (iv) 가공 경화.
기본 원소 격자 내 불순물 원자 수가 어떤 열처리 조건에서도 안정/준안정 석출상 형성 불가능할 정도로 적으나, 불순물 원자가 기계적 특성 향상시키는 현상. 불순물 원자 모재 격자 존재로 원자 반경 차이로 격자 왜곡 발생, 탄성 변형장 나타나 미끄러짐 면에서 가해진 응력 하 전위 이동 지연. 또한 불순물 원자가 전위 주위 분위기 형성해 전위 이동 방해. 두 요인 모두 고용체 강화 주도 역할.
α-Fe 격자 내 통계적으로 균일 분포된 탄소는 α-Fe 구조와 특성 영향. 탄소 α-Fe 용해도는 γ-Fe보다 훨씬 낮음. 두 철 유형과 간극 고용체 형성. 그러나 γ-Fe 격자 탄소 원자 삽입 충분한 기공 가진 반면, α-Fe 입방 격자는 고통받음. 탄소 원자 도입 시 마르텐사이트 격자 유사 사방정 왜곡 발생(전자 경우 왜곡 훨씬 작음). 추가로 탄소 원자 삽입으로 α-Fe 전체 격자 다소 팽창. 따라서 탄소 α상 특성 영향. 실제 α 고용체 내 탄소 농도 의존 YS 존재. 탄소 α상 소성 변형 저항 영향은 전위와 강한 상호작용, 전위 고정, 탄소 원자 삽입 후 α상 격자 사방정 왜곡 발생 탄성 변형 때문.
강철 열처리 중 형성된 다양한 구조 성분 격자 내 탄소 존재도 기계적 특성 변화 초래. 예: 마르텐사이트 형성 중 삽입 탄소 원자 위치가 간극 자리 두 서브격자 중 주로 하나에 위치해 마르텐사이트 결정 격자 추가 사방정 왜곡 유발. 이는 탄소 원자 주위 응력장과 전위 응력장 상호작용으로 소성 변형 저항 향상. α상 용해 탄소 영향은 페라이트-펄라이트 변태 경우도 목격. α상 부분 탄소 용해 시사: 상 고용체 강화가 중간 변태 생성물 고강도 특성 제공 요인 중 하나.
강철 결정립 미세화는 강화 효과. 충격 강도 특히 오스테나이트 입자 크기 민감, 입자 확대 시 감소. 초기 오스테나이트 입자 내부 펄라이트 콜로니 치수 감소도 충격 강도 상승 유리.
입자 크기 충격 강도 상당한 영향이나 경도, 파단 응력, YS, 신율 등 개별 기계적 특성 영향 작거나 없음. 실제 입자 크기만 강철 특성 영향, 상속 입자 크기 무영향. 그러나 열처리 기술 공정은 상속 입자 결정.
강철에서 담금질 형성 과포화 고용체 석출 시 합금 성분 원자 풍부 분산 입자 석출. 강철 강도(경도)는 이들 입자 석출과 함께 증가. 특성 증가분은 입자 분산도와 부피 분율 증가와 함께 증가. 현상 분산 강화라 칭함.
과포화 고용체 석출은 담금질 강철 가열(시효) 중 발생. 강화는 결정 내 전위 이동 저항 증가 때문, 어떤 유형 장애물(장벽) 형성 시. 시효 강철에서 전위 이동 지연 구역 만나. 이동 전위와 제2상 석출물 상호작용 특성 상 형태학, 구조에 따라 다를 수 있음. 시효 강철 강도 특성 총 효과는 (i) 형성 석출물 강도, (ii) 석출물 부피 분율, (iii) 석출물 분산도, (iv) 형태학, 구조, 모재 결합 유형, (v) 온도 결정.
α-Fe 내 탄소 고용체 A₁ 온도 이하 냉각 시 탄소 용해도 낮아짐과 온도 감소에 따라 탄소 Fe₃C로 석출. 이 과정 충분한 느린 냉각, 확산 과정 동반, 시멘타이트 형성 하에서 발생. 급랭(물 담금질) 시 탄소 석출 시간 없음. 과포화 α 고용체 출현. 이후 상온 보관(자연 시효) 시 탄소 고용체에서 석출 경향. 탄소 풍부 구역 주로 모재 결함 구역 출현. 자연 시효 중 과포화 고용체 탄소 석출 강도 특성, 경도 향상. 그러나 단면 수축률, 신율, 충격 강도 등 소성 특성 악화, 분산 강화 현상 관찰.
가열 온도 상승(인공 시효) 시 분산 강화 가속. 온도 상승 확산 과정 강화 때문. α-Fe 과포화 고용체 탄소 석출 총 과정 여러 연속 과정 포함. 기계적 특성, 경도는 강철 시효 중 구조 변화에 민감하지 않음. 특성 급격한 변화는 강철 구조 상태 변화 지시.
기계적 특성 최대 변화는 여분 결정이 고분산 상태 석출 시 달성. 이후 결정 응집은 특성 저하 유도.
저온 시효 중 α-Fe 내 탄소 상이 용해도 영향(분산 강화)은 저탄소강에서 현저. 0.4% C 초과 강철에서는 펄라이트 변태 중 형성 Fe₃C 입자 영향으로 위 효과 관찰 안 됨. 또한 석출상 핵생성, 탄소 Fe₃C-페라이트 계면 이동으로 억제 가능. 결과 격자 결함 탄소 농도 감소.
냉간 소성 변형은 과포화 고용체 석출 크게 가속. 전위 밀도 증가(이종 핵생성 선호 부위) 및 공공 농도 증가(탄소 클러스터 확산 촉진) 때문. 냉간 가공 후 시효 중 기계적 특성 변화 담금질 후와 동일: YS, 파단 응력, 경도 변화. 시효 시간 증가 시 신율, 단면 수축률 감소, 취성 파단 경향 증가. 변화 속도 담금질 강철보다 빠름. 변화 성격도 다름. 담금질 후 시효 시 경도 최대 도달 후 감소하나, 냉간 가공 후 시효 시 경도 시효 시간 의존 감소 안 함. 시효 온도 상승 시 담금질 강철 최대 경도 낮아지나, 냉간 가공 후 경도 시효 온도 무관. 이는 상당량 탄소 전위 근처 집중. 기질 균질 핵생성 클러스터 거의 없음. 결과 클러스터 다른 클러스터 희생 성장(응집) 못 함.
강철 강화 중요 방법 변형 강화. 결정 변형 강화는 응력-변형 곡선 모양으로 판단. 실제 곡선 모양은 금속 결정 격자 유형, 순도, 열처리 크게 의존.
입방 격자 강철 강화 곡선 포물선, 육방 격자 금속 응력-변형 거의 선형 의존. 이 사실은 소성 변형 강화 주로 전위 상호작용 결정, 전위 이동 지연 구조 변화 연관 시사. 육방 격자 금속 입방 격자 강철보다 변형 강화 덜 민감. 육방 격자 쉬운 미끄러짐 계 적기 때문. 입방 격자 강철 미끄러짐 여러 교차 면/방향 진행.
가공 경화 중 세 단계 존재. 제1 단계 쉬운 미끄러짐 때문. 결정 외부 힘 상대 배향, 불순물 존재 의존. 작은 가공 경화율로 변형 응력-변형 선형 의존 특징. 전위 보통 주 미끄러짐 시스템서 미끄러짐.
제2 단계 가공 경화율 제1 단계보다 훨씬 높음. 전위 교차 미끄러짐 면 이동, 충돌 시 추가 장애물 형성. 이 상태 응력-변형 곡선 가장 광범위. 가공 경화율과 전단률(기타 탄성 상수) 비율 거의 가해 응력, 온도 무관. 결정 배향, 불순물 존재 의존 적음.
제3 단계 전위 분포 변화 가능. 제2 단계 형성 장애물 우회하거나 전위 상호작용. 결과 가공 경화율 제2 단계 관찰보다 낮음. 이 단계 2차 미끄러짐 시스템 출현으로 응력 부분 이완 가능. 왜곡 감소 결과 변형 주 시스템 계속, 일정 수 전위 시스템 통과로 주 시스템 일부 제거. 제3 단계 변형 특징 크로스 슬립 발달, 제2 단계 형성 장애물 우회 주 메커니즘.
강철 열처리 기본 공정 세 가지: (i) 어닐링, (ii) 담금질, (iii) 템퍼링.
강철 어닐링 공정 여러 방법: (i) 확산 어닐링, (ii) 연화, (iii) 상 재결정 어닐링 또는 완전 어닐링(노말라이징, 고온/조대 입자 어닐링, 펄라이트화), (iv) 응력 제거 어닐링과 재결정 어닐링.
확산 어닐링: 강철 결정화 중 발생하는 편석 불균일성, 특히 액상 편석 불균일성 최대한 제거 목적. 보통 γ 고용체 영역 1100~1300°C 범위 수행. 확산 어닐링 주로 합금 원소 함량 차이(결정간 편석 기인) 완화 용도. 온도 상승과 유지 시간 증가로 수상골격 번짐 현상. 미세경도 차이 동시 제거. 강철 전체 경도 감소(고경도 편석 영역 제거). 평균 경도 달성. 확산 어닐링 성공 여부 강철 순도와 편석 크게 의존. 중간 순도 강철 특성 개선용 일반적으로 사용.
연화: 구상 펄라이트 구조 생성 목적. 이 구조 매우 부드러워 인발, 냉간 압연 등 변형 용이. 저탄소강 이 어닐링 후 너무 부드러워짐. 구상 펄라이트 구조 0.5% C 초과 강철 유리. 연화 또 다른 목표: 담금질 후 미세 분산 탄소 함유 균일 미세 구조 생성. 단순 연화법: Ac₁ 온도 약간 위에서 수시간 유지. 이전 처리 잔류 마르텐사이트 제거, 냉간 가공 가공 경화 제거. 연화 후 냉각 600°C부터 공기 냉각. 연화 대상 구조 미세화는 A₁ 온도 위에서만 달성.
상 재결정 어닐링: 이 어닐링 중 두 번 γ→α 변태 발생. 초기 구조와 완전히 다른 미세 입자 균일 구조 출현. 노말라이징 중 입자 미세화로 비드만슈테텐과 조대 주조 구조(열악 기계적 특성) 소멸. 가공 경화 상태 구조 불균일성 제거. 어닐링 온도 Ac₃ 가까울수록 유지 시간 짧을수록 입자 미세. 어닐링 온도 가열 속도, 이 온도서 냉각 속도 증가도 입자 미세화 촉진.
노말라이징: 공기 냉각. 대형 제품 단면 따라 다른 냉각 속도 고려 중요. 발생 열응력 응력 제거 어닐링 또는 고온 템퍼링 제거. 미세 입자 구조 얻으려면 변태 온도 구간서만 급속 냉각. 노말라이징 가열 온도 변태점 훨씬 높으면 입자 너무 조대(과열). 과도한 유지 시간도 동일 결과. 최적 가열 온도 탄소 함량 결정.
응력 제거 어닐링과 재결정 어닐링: 냉간 가공 강철 전위 집적과 결정 격자 왜곡 인한 거시적 응력 제거. 보통 응력 매우 높음. 냉간 가공 중 발생 특성 변화 후속 가열 시 교정 가능. 냉간 가공 정도 클수록 가열 온도 낮음. 어닐링 온도/시간에 따라 냉간 가공 재료 다양한 구조 변화. 변화 회복과 재결정 과정 구분.
회복: 재결정 개시 전 결함 밀도/분포 자발적 변동 총체. 서브입계 형성/이동 없이 재결정 입자 내부 진행 시 '복원'이라 함. 서브입계 형성/이동 결정립 내부 진행 시 '다각화'라 함.
복원은 잠복기 없음. 특성 어닐링 시작부터 변화. 복원 동반 점결함 재분포, 농도 과잉→평형 농도 감소. 동시에 전위 재분포, 부호 다른 전위 소멸.
강철 구조 특정 어닐링 온도부터 급격 변화. 신규 평형 입자들 연장 냉간 가공 입자들과 함께 관찰. 변형 모재 입자보다 더 완벽 내부 구조 가짐. 다각화 구조와 달리 재결정 입자 대각 입계로 모재와 분리.
초기 냉간 가공 동일 상 입자 희생 대가로 대각 입계로 둘러싸인 더 완벽 구조 입자 형성/성장 1차 재결정. 재결정 잠복기 후 시작. 재결정 속도 0→최대→신규 입자 모재 접촉 증가로 감소.
불용성 불순물(탄화물, 질화물) 개재물 재결정 입자 성장 경향 낮춤. 강자성 강철 입자 성장 경향 강해 특히 중요. 강합금강 강한 냉간 가공 시 재결정 중 타 상 석출 가능.
강한 변형 후 장시간(수일) 녹는점 근접 온도 유지 시 개별 결정 집중 성장 현상. 2차 또는 집합 재결정이라 함.
담금질은 강화 처리. 고용체 온도 범위서 1차 및 베이나이트 범위 변태 억제하고 마르텐사이트 형성 속도 냉각. 이 상태 강철 최고 경도 가짐. (i) 일반 담금질(중/고탄소강 주용), (ii) 열화학 처리 후 담금질(침탄, 고온 시안화 등, 저탄소강용) 구분.
일반 담금질 필요 냉각 속도 위해 다양한 냉각 매체/방법 사용. 물, 기름, 공기 냉각 매체. 오스테나이트 안정성 높은 다수 합금강 계단 담금질. 이 방법 직접 실온 냉각보다 온도 강하 작아 담금질 응력 적음.
상대적 저탄소강에서도 담금질 중 일정량 오스테나이트 잔류. 이 이유 제품 최대 경도 부여 불가능. 오스테나이트 상온 안정, 저온 마르텐사이트 전이. 고잔류 오스테나이트 강철 액체 질소(N₂) 또는 0°C 이하 담금질 혼합물 침지 아영하 처리.
표면 담금질(표면층만 설정 깊이 경화 필요) 특수 담금질 가열 스케줄 사용. 강철 표면 완전 가열, 심부 차갑고 미담금질 상태 유지. 표면 담금질 강철 선택: 급속 가열/냉각 민감도 지배. 탄소 농도 0.7% 제한 균열 방지.
담금질 결함 중 주 결함 과도 유지, 과열. 마르텐사이트 침 확대, 조대 입자 파단 나타남. 담금질 강철 고취성, 균열 형성. 균열 자주 초기 오스테나이트 입계 형성. 저 담금질 온도 또는 주어진 온도서 너무 짧은 유지 시간 불완전 담금질. 담금질 강철 충분히 안 단단.
침탄: 강철 표면 탄소, 질소 포화 연관 열화학 처리. 이 원소들 간극법 Fe 빠른 용해, 상당한 깊이 빠른 확산 가능. 저탄소강 침탄 대상. 보통 900~950°C 수행. 가스 침탄 주로 사용: 메탄(CH₄) 주성분 가스 또는 액체 탄화수소(등유, 가솔린 등) 생성 분위기서 강철 가열. 침탄 목적 표면층 탄소 농축. 침탄 후 담금질로 표면층 필요 강화 달성. 담금질 침탄층 비체적 코어보다 커 층 압축 응력 발생. 강철 피로 강도 향상.
시안화: 시안화물 염욕서 강철 표면 탄소, 질소 포화. 확산층 C-N₂ 비율 매체 조성, 처리 온도 변경 제어. 시안화 침탄 대비 장점: 처리 시간 단축, 표면층 질소 존재로 내마모성, 내식성 향상.
템퍼링 주 목적 설정 냉각도에서 분산 구조 제공. 저탄소강 경우 담금질 자체가 템퍼링 역할, 고온 템퍼링 안 해도 고점도, 상대적 고강도 가짐.
일부 강철 기름 담금질 시 베이나이트 범위 변태 중 공기 냉각보다 더 분산 구조 형성. 하지만 가장 분산된 탄화물 분포와 최적 특성 마르텐사이트 템퍼링 후 얻음. 구조 분산도 YS 최대 영향. 파단 응력, YS 향상 및 파단 응력-YS 비율 증가를 템퍼링 효율 척도. 템퍼링 효율 단면적, 강철 탄소/합금 원소 함량 의존.
완전 담금질 위해 전체 단면 임계 담금질 속도 초과 필요하나, 완전 템퍼링 이 절차 불필요. 예: 표면대 마르텐사이트, 심부 펄라이트 담금질 강철 템퍼링 후 심부 경도 표면대보다 높을 수 있음. 특히 짧은 템퍼링 시 마르텐사이트 탄화물 석출 펄라이트 판 응집보다 빠를 때.
자유 페라이트 없는 아공융강 템퍼링 균일 개선 구조 제공. 페라이트 석출 존재 시 파단 응력-YS 비율 감소, 충격 강도 표면대보다 낮음. 따라서 탄소/합금 원소 함량, 특정 오스테나이트화/냉각 조건 선택 시 템퍼링 대상 강철 제품 크기 고려 필수. 템퍼링 적절 특성 위해 연속 냉각 중 페라이트 형성 억제 종종 충분. 매우 높은 파단 응력 필요 시 급랭 템퍼링 사용. 담금질 온도 상승 오스테나이트 입자 확대 완전 템퍼링 감수성 개선 가능.
제조공정
CNC 정밀 가공에는 열처리, 표면 처리 등 다양한 후공정이 흔히 사용됩니다. 이러한 가공 기술은 정밀 부품을 더 실용적으로 만들기 위함입니다. 열처리는 가열, 보온, 냉각 3단계로 구성됩니다. 열처리에서 주요 역할을 하는 요소는 온도와 시간입니다. 열처리는 고체 강철을 일정 온도로 가열하고, 필요한 보온을 거쳐 적절한 속도로 실온까지 냉각하여 강철 내부 조직을 변화시켜 요구 성능을 얻는 것입니다. CNC 정밀 가공에서 열처리는 기계 부품의 기계적 기능을 개선하고 가공 품질이 상품 사용 요구를 충족하도록 보장하기 위함입니다.
SKD11 금형강은 일본 공구강입니다. 소재 열처리 경도: HRC 58~60. SKD11은 고탄소 고크롬 합금 공구강으로 열처리 후 높은 경도, 연마성, 강한 경화성, 좋은 치수 안정성 보유. 가공성 좋고 탄화물 입자 미세 균일. 몰리브덴과 바나듐 특수 첨가로 담금질 균열 걱정 없음. SKD11 상세 성능 A) 고온 강도와 인성, 내마모성 우수, 절삭 용이 B) 강도, 인성, 내열성 균형 좋은 냉간 가공 금형강 C) 진공 탈가스 정련으로 내부 품질 극도로 청정 D) 가공성 양호 E) 경화성 좋음, 공냉 경화 가능, 담금질 균열
