열처리공정에서 발생하는 결함 종류에는 균열 및 변형등과 같이 외관상 명확 하게 확인될수 있는 형상적인 것과 탈탄 및 결정입의 조대화 등과 같이 그에 대한 충분한 지식과 경험이 없으면 발견하기 어려운 내부 조직에 관한 것이 있다.
열처리에 의한 균열과 변형은 많은 시간과 공정을 거쳐 만들어진 완성품에 가까운 반제품을 사용불가능케하며 결국 제품을 Scrap 처리하여야 한다. 따라서 절대로 이러한 결함을 피하는 것이 당연하며 내부조직에 관련된 결함 도 경시해서는 안된다. 이것은 제품의 기계적성질을 저하시키고 사용중 마모 나 조기파괴등의 trouble 원인이 되는 경우가 많으므로 조직검사에 의해 확 실하게 발견하여 방지대책을 강구하여야 한다.
하여튼, 열처리공정에서 발생하는 결함 또는 불량을 방지하기 위해서는 우 선 그 발생원인을 규명하는 것이 필요하며, 열처리에 의해 발생한 것이 분명 한 결함도 그원인이 열처리전의 제강, 주괴, 압연등의 공정에서 발생한 편석 이나 겹침등에 기인한 경우가 있으므로 열처리이전의 공정에서 발생하는 결 함도 알아 둘 필요가 있다.
다음에 열처리재에 발생하는 여러 결함중 소재, 열처리전의 가공 및 조직 불량에 기인한 대표적인 결함을 기술하였다.
1. 소재 및 열처리전 가공에 기인한 결함
판, 봉, 관등의 Steel 소재는 용융상태에서 제련을 거쳐 성분이 조절된 용 강을 주형에 주입하여 강괴를 만들거나 혹은 연속주조에 의해 Sl-ab을 제조 하며, 이것을 열간 또는 냉간가공에 의해 필요한 형상으로 하여 시판된다. 이 러한 소재는 사용자에 의해 단조 및 기타 열처리 전의 가공을 하여 열처리하 며 이러한 일련의 열처리이전 공정에서 발생하는 결함이 열처리에 의해 커지 기도 하고 열처리후에 경도의 불량등으로 구체화되어 나타난다.
1 . 1 대형비금속개재물
금속재료중에 함유된 산화물, 유화물, 규산염등의 비금속상을 비금속제재 물이라 한다. 현재의 정련기술로서의 이것을 완전히 제거하는 것을 불가능하 며 어떠한 소재라도 다소 포함되어 있다.
비금속게재물중에서도 표면부근에 존재하는 대형게재물은 절삭가공에 의해 표면에 노출되며, 기지흠이라고도 하고 압연방향을 따라 길이가 수㎜되는 선 상의 결함을 만든다. 이와같은 선상기지흠을 열처리전에 발견하면 간단히 기 지흠과 구별할 수 있지만 열처리 후는 커져 균열과 구별하기가 어려우므로 열처리전에 발견하여 제거하여야 한다.
대형비금속게재물의 예를 사진1에 나타내었다. (a)는 단조후 담금질,템퍼링 처리된 SACM645, 190㎜ø축의 횡단면 중심부 부근에 5∼6개가 보이며 (b) 는 노말라이징처리된 SCM415기어 blank에서 열처리 후의 기계가공시 발견 된 것이다.
1 . 2 편 석
재료내부에서의 불순물이나 성분원소 불균일을 편석이라한다.
편석에는 육 안으로 식별되는 정도로 넓은 범위에 걸쳐 발생하는 macro 편석(주괴편석) 과 상당히 좁게 미시적인 범위로 생성된 micro 편석(수지상편석)의 두가지가 있으며 응고후 강괴에는 두 편석이 공존하는 것이 보통이다.
1 . 2 . 1 Macro 편 석
강괴의 응고는 주형과 접하는 외주부에서 시작되어 순차적으로 내부로 진 행되며 용질원소의 농도가 증가함에 따라 용융점이 내려간다. 일반강의 경우 초기에 응고하는 강괴는 외주부는 평균치보다도 용질원소의 농도가 낮고 보 다 더 순수한 조직으로 되며, 반면 최후에 응고하는 강과 중심부는 불순물이 나 용질원소가 많은 조성으로 되는 경향이 있다.
강괴의 전체면에 발생하는 광범위의 편석을 macro편석이라하며 rimmed강 괴에서는 최후에 응고하는 강괴중앙부 상단에 C.S.P 등이 편석되기 쉬운것 을 알 수 있다.
강괴내에서 발생한 macro 편석은 그후의 가공에서 변형은 되나 없어지지 않으며 열처리후의 경도나 조직이 단면의 표면과 중심부에서 현저한 차이를 보이는 불량을 초래한다.
그러나 killed강에서는 rimmed 강에서처럼 현저한 macro 편석을 거의 일으키지 않는다. rimmed강 압연재 (SS41)에 있어서 macro 편석예를 사진2 에 나타내었다.
1 . 2 . 2 micro 편석
용융된 금속 또는 합금이 응고할떄 용액의 온도가 액상선에 도달하고 용액 내의 곳곳에 결정핵이 발생하며 온도의 저하와 함께 이것이 특정한 방향으로 성장 나무가지 형태를 만든다.
이것을 수지상결정 또는 dendrite 라 하며 각 수지상 결정은 주위에서 동 일모양으로 발달하며 다른 수지상결정과 충동하게 될 때 성장이 정지되고 남 은 용액이 가지사이를 채운다음 응고가 완료된다.
한개의 결정액에서 성장한 수지상결정의 내부원자는 동일한 방향으로 배열 되어 있고 한개의 수지상정이 각 1개의 결정임을 만들며, 수지상결정의 직경 은 수 정도이다. 이와같이 미소 수지상결정 또는 결정입내부에서는 초기에 응고한 수지부분은 용질원소의 농도가 낮고 후에 응고된 가지사이의 부분에 서는 용질원소의 높으며 이러한 편석을 micro 편석 또는 수지상편석이라 부 른다. 이것은 확산속도가 느린 원소를 많이 포함한 것 또는 액상선과 고상선 의 간격이 넓은 것일수록 micro 편석이 생기기 쉽다.
강괴중에 micro 편석은 micro 편석과는 달리 확산 풀림처리에 의해 어느 정도 균질화되나 완전히 없애기는 어렵다. 압연에 의해 가공방향으로 늘어나 고 band 상 또는 줄 무늬상으로 압연소재중에 잔존하며 이것은 열처리시 담 금질균열이나 열처리후에 경도 및 조직의 불균일, 사용중의 조기판손 등의 결함원인이 되는 경우가 많다.
사진3은 담금질, 심냉처리, 저온템버링 공정에 의해 균열이 발생한 SKS 3 nail gauge 의 횡단면 micro 조직을 나타낸 것이다.
사진중의 미용해 탄화물 (본 강증에서는 M23C6 와 M3C)이 현저하게 많은 부분은 응고후에 생성된 수지상결정사이 그리고 거의 없는 부분은 수지상의 줄기 및 가지 부분이다. 본 시료에서는 미용해 탄화물이 많은 부분에 C,Cr 및 W가 많이 편재해 있는 것으로 추측된다. 균열이 미용해탄화물의 농도가 큰 편석부위를 따라서 발생하였으며 micro 편석으로 인해 균열이 조정된 것 으로 사료된다.
사진4는 SKD 62의 160㎜ 압연환봉을 그대로 기계가공한 다음 소정의 열 처리 (105℃ 공정, 550℃ 템버링)를 실시하여 몇 주간 사용후 파괴된 알미늄 샤시용 압출다이의 중단면 중심부의 micro 조직을 나타낸 것이다.
풀림후의 조직을 나타낸 사진 (a)중 검게 부식된 band 상의 부분은 탄화물 이 밀집한 부분, 그외의 부분은 탄화물이 적은 부분이다. 사진(b) 및 (c)는 양자의 경계를 촬영한 담금질, 템포링후의 micro 조직과 austenite 결정입도 에 따라 현저한 차이가 있음으로 볼 수 있다.
이와같이 탄화물편석이 담금질, 템포링후의 경도에 어느정도의 영향을 미 치는가를 조사하여 그림1에 나타내었다.
그림에서 탄화물이 많은 부분의 경도는 탄화물이 적은 부분보다는 HV 8 0∼100 (HRC 3∼5)정도 높으며 micro 편석에 기인한 경도, 인성등의 기계적 성질이 국부적인 편차를 가져와 조기 파괴의 주요원인이 되는 것으로 추측된 다.
위의 두가지 예는 공구강중의 micro 편석이며, 구조용 합금강압연재에 서 는 band 상조직 또는 섬유상조직이라 불리는 micro 편석을 흔히 볼 수 있 다.
이것은 압연재의 길이 방향단면에 ferrite와 pearlite가 서로 층상의 band 조직으로 나타나며 ferrite의 석출의 석출개시온도를 높이는 원소(예를 들면 P등) 또는 낮추는 원소 (예를 들면 Mn, Cr, Ni등)의 micro 편석에 의해 발 생되는 것으로 사료된다.
Band 상조직의 존재는 압연방향에 직각방향으로 연신되어 단면수출율 및 충격치를 감소시킨다. 공구강에서는 탄화물의 micro 편석이 크게 없으며, 실용상 거의 문제가 되지 않는다.
1 . 3 열간가공시 발생하는 결함
열간가공은 강재 메이커에서의 압연, 압출의 1차 열간가공과 사용자에 의 한 단조 및 그외 2차 열간가공으로 분류된다. 여기서는 양자를 구별한지 않 고 열간가공시 발생한 결함이 그대로 열처리후 나타나는 균열 및 기타 불량 현상으로 나타나는 예를 중심으로하여 기술하였다.
1 . 3 . 1 연수(burning)
강을 대기중에서 고상선이상의 온도로 가열하면 석출물이나 불순물등이 편 석하기 쉬운 결정입계를 따라 용융이 시작되고 용융된 입계를 통해 산소가 침입하므로서 산화물이 발생한다. 이와 같이 산화를 수반한 용융을 연소 또 는 burning이라하며, 확산 풀림후 열간가공시 발생하는 중요한 결함주의 하 나이다.
용융은 본래 가능하면 가열온도가 강의 고상선을 초월하지 않는한 일어나 지 않지만, 전술한 바와 같이 강재내부에 각2종 편석이 있는 것, 열간가공을 행하는 재료의 소성유동에 의해 온도가 상승하는것, 산화에 의해 발열하는 것등은 가열온도가 평균화학조성에 대한 고상선보다 상당히 낮은 경우에도 극부적된 burning 발생할 수 있다.
연소는 균열등과는 달리 외관 검사만으로는 발견하지 못하는 경우가 많으 므로 계속되는 담금질시 균열을 조장한다. 단조시의 연소에(burning)기인하 여 발하는 담금질 균열의 예를 사진5에 나타내었다.
사진은 형단조후 담금질, 템퍼링된 S48C 단조품의 형분할선을 따라 생긴 균열을 진공풀림 처리흠0에 관찰한 것이다. 균열주위에서 조대한 결정입계를 따라서 진행한 입계산화흔적이 명백히보인다. 본시료의 균열은 단조시에 형 분할선상을 따라서 일어난 버닝에 의해 입계가 산화, 분리되고, 그것이 담금 질에 의해 확대되고 균열이 성장한 것으로 추측된다.
1 . 3 . 2 겹 침
압연시 roll 조정불량이나 공형설계 불량등에 의해 burr가 발생하고 이것이 다음 roll에서 겹쳐 표면에 흠을 내는 것을 말한다. 그림2에 겹침발생기구를 사진 6에 그실례를 각각 나타내었다.
겹침은 그림2에서와 같이 중심부에 대해 대칭으로 나타나는 경우가 많고 압연소재에서는 기타 원인에 의한 주변흠과 구별이 가능하다.
그러나, 표면에서는 벌어져 있지 않으므로 외관검사만으로 발견하기 곤란 하며 산화철도 일부 유입되어 있다.
버닝과 같이 단조나 담금질등에 의해 균 열로 발전하는 경우가 많다.
2.열처리부품에 나타난 조직결함
열처리부품에 대한 요구품질이 높은 경우 열처리후의 조작과 관련한 불량 이 중요시되어 문제가 되는 예가 증가하고 있다. 다음에 그 대표적인 것을 취급, 원인, 영향, 시험방법 및 방지대책에 대해 기술한다.
2 . 1 합금침탄강의 노말라이징처리시 베이나이트 및 마르텐사이트의 생성
노말라이징 상태가 가장 양호하므로 SCM415, SNCM415 등의 합금 침탄 강 단조품은 단조후 결정입의 조정을 목적으로 노말라이징처리를 하며 그 후 기계가공을 하는것이 보통이다.
그런데, 선반절삭에 의한 기계가공시에는 문제가 되지 않으나 기어의 수정 과 같이 복잡한 형성을 가진 공구를 사용해서 단속절삭하는 경우는 공구날의 마모가 현저하여 다시 공구를 사용해서 단속결삭하는 경우는 공구날의 마모 가 현저하여 다시 연마하지 않으면 안되기 떄문에 가공능률이 오르지 않는 trouble 이 발생한다.
단조,노말라이링 후 수정가공에 이와같은 trouble이 발생한 두께 25㎜의 SCM415 기어 Blank 의 현미경조직을 사진 7에 나타내었다.
100배의 지배율에서 ferrite 와 pearlite 의 정삭조직인 것처럼 보이나 부식 을 심하게 하였다.
고배율로 보면 베이나이트 (검게 부식된 부분)과 마르텐 사이트(회색부분) 그리고 페라이트 (백색부분)의 3가지 조직이 존재하여, 이 떄 베이나트 및 마르텐사이트의 존재는 피삭성 불량의 원인이 된다.
합금침탄강의 노말라이징시에는 강의 소입성과 냉각속도에 따라 본 예에서 와 같이 베이나이트나 마르텐사이트가 나타남을 볼 수 있다.
이러한 경우의 대책으로서는 (1) 공냉을 피하고 냉각속도를 제어한다.
(2) 노말라이징후 저온 풀림처리를 한다.
(3) 등온풀림 (Cycle anneal)을 한다.
이와 같은 것이 고려될수 있으며 (1)의 경우 냉각을 노댕으로하면 너무 연 화되어 가공면에 burr가 많이 생긴다.
그래서 냉각속도를 공댕과 로냉의 중 간으로 적당하게 조절하여야 하나 설비상 곤란하다.
(2)의 경우는 시멘타이트의 일부까지 전부 구상화조직이 되어 피삭성이 (1)과 마찬가지로 떨어진다. (3)은 특별히 설계된 연속로 2기가 필요하나 결과가 가장 좋다.
SCM415 소형피니온기어를 500℃×50min 공랭 동온 풀림처리하여 사진8에 나타내었다. 페라이트와 미세 퍼얼라이트로 이루어진 조직으로 되었으며 공 구수명은 노말라이징한후 저온 풀림처리한 경우보다 1.5∼2배 증가하였으며 가공면도 극히 양호하였다.
2 . 2 탈 탄
탈탄은 담금질후 경도와 내마모성을 떨어뜨리지 않고 고경도를 요구하는 공구나 축수등에 있어서는 유해하며 또한 열처리 상태에서 강의 피로강도가 저하되는 경우 반복하중을 받는 기계부품이나 공구등도 마찬가지로 유해하 다.
탈탄층은 또한 담금질후의 응력분포를 표면인장형으로하여 담금질균열을 일으키기 쉽게하며 따라서 엄밀한 조사를 통해 최종제품에 남지 말아야 한 다.
2 . 2 . 1 탈탄층깊이 측정
탈탄층깊이의 측정방법은 JIS GO558에 규정되어 있고 현미경 및 경도시 험에 의한 방법이 있다.
경도시험에 의한 방법은 원칙적으로 담금질상태 및 담금질, 템퍼링상태의 강에 적용되며 과공석강에 대해서는 0.8% 이상의 탈탄층은 검사하기 어렵 다.
또한 페라이트 탈탄층깊이 (페라이트만으로 된 부분의 깊이)나 특정 잔 탄율탈탄층깊이 (기지와 탄소농도와 탈탄부의 탄소농도 비가 특정의 비율이 되는 점까지의 깊이)가 측정되지 않는등의 제약이 있어 일반적으로 현미경에 의한 방법이 적용범위가 넓다.
현미경에 의한 측정방법은 노말라이징, 풀림 또는 이와 유사한 열처리상태 의 강에 적용된다. 탈탄의 유무나 탈탄층깊이를 정확하게 측정하는 것으로 적합한 조직은 균일한 오스테나이트 구역에서 서냉된 것 이른바 표준조직으 로서 구상화 풀림이나 노말라이징 상태에서는 원래 존재하던 탈탄을 간과하 여 깊이를 과소평가하기 쉬우므로 주의하여야 한다.
사진9는 SK5 (공석강)에서의 실예를 나타낸 것으로 (a)는 구상화 풀림조 직에서의 탈탄여부를 판정하기 어려우나 동일시료를 900℃까지 서냉하여 표 준조직으로한 (b)에서는 명확하게 탈탄층을 확인할 수 있다.
노말라이징상태 시료의 탈탄층은 구상화풀림 상태보다 판별하기 쉽지만 냉 각속도가 빠르기 때문에 초기상의 석출이 억제되 표준조직보다도 감소되여 탄소량을 정확하게 판정하기 곤란하다. 여하튼 현미경으로 탈탄층을 측정하 는 경우에는 시료의 열처리 상태를 확인하고 표준조직이 없는 시료는 표준 조직으로 만들어 측정하여야 한다.
2 . 2 . 2 탈탄의 방지대책
탈탄방지 또는 줄이기위한 방법에는 다음과 같은 것이 있지만 진공가열 이 외는 완전한 무산화, 무탈탄, 무침탄의 중성강열을 유지하기가 곤란하다. (1) 진공가열
(2) 불활성가스가열 → 질소, 아르곤
(3) 제조된 가스분위기가열 → 발열형가스 (DX) 흡열형가스 (RX) 암모니아 분해가스 (HX)등
(4) 염욕가열 - NaCl BaCl2 등
(5) Pack 가열 - 주철가루분, 피치코크스등
(6) 기타 - 도금, 탈탄방지도료 등
2 . 3 오스테나이트 결정입의 조대화
강의 결정입은 상온에서는 저탄소강의 경우 중요 조직성분이 페라이트이고 변태점 이상의 고온에서는 오스테나이트이나 열처리에 관련이 깊은 오스테나 이트 결정립의 조대화에 대해 기술한다.
2 . 3 . 1 조대화의 영향
상온에서 오스테나이트 조직을 갖는 일부의 강과는 달리 통상 오스테나이 트는 A1 변태점이상의 고온에서 단정하고 상온에서는 페라이트, 퍼얼라이트, 마르텐사이트 등의 전혀 다른 조직으로 변하며 안정한 상으로 존재하지 않는 다. 그럼에도 고온상인 오스테나이트의 결정입 크기가 상온에서 강의 충격치 에 큰 영향을 미치며 공석탄소강은 그림3과 같은 관계가 있다.
그림중의 오스테나이트 결정입도 번호는 단면적 1㎟중의 결정입수를 n으로 할 때 n =2n+3 의 관계가 성립하여 N이 -3일 때 1㎟중의 결정입수 n=1 그리 고 N=0일 때 n=8이다. 입도번호가 클 때 실제 결정입의 크기는 적다. 따라 서 그림3으로 부터 공석 탄소강의 담금질, 템퍼링후 상온 충격치는 고온상인 오스테나이트의 결정입이 클 때 저하됨을 알수 있다. 이것은 담금질, 템퍼링 만이 아니라 풀림, 노말라이징 등의 열처리상태에서도 성립되며 흔히 사용중 의 파손 사고 원인이 되므로 최종 열처리시 오스테나이트 결정입의 조대화에 특히 주의가 필요하다.
그외 오스테나이트 결정입의 조대화는 담금질균열의 원인이되므로 담금질 시 이점에 극히 유의하여야 한다.
2 . 3 . 2 결정입도의 시험방법
오스테나이트 결정입도의 시험방법은 JIS GO551에 규정되어 있으며 결정입을 상온에서 관찰하기 위해서는 어떤 방법으로든 오스테나이트 결정입 을 상온에서 관찰하기 위해서는 어떤 방법으로든 오스테나이트 결정입을 상 온에서 식별할 수 있도록 나타낼 필요가 있다. 오스테나이트를 나타내는 방 법은 다음에 열거하였다. (1) 침 탄 법
주로 침탄강에 적용되는 방법으로서 시험편을 목탄 60∼80%, 탄산바륨 (BaCO₃) 40∼20%의 고체침탄제중에 925℃, 6시간 침탄한 후 서냉한다. 이 때 과공석조성의 부분에서 시멘라이트가 0.5∼0.6% 정도의 아공석강 조성부 분에서는 페라이트가 오스테라이트의 입계에 망상으로 석출하며 이것으로부 터 오스테나이트의 결정입도를 판정한다.
(2) 서 냉 법
탄소함유량 0.5∼0.6% 정도의 아공석강에서 주로 사용되는 방법으로 온도 가 A㎝ 이상이 되는 경우 과공석강에도 적용된다.
시편의 입도측정은 오스테나이트화한 다음 서냉하여 망상으로 석출한 초석 페라이트 (아공석강) 또는 초석 시멘타이트 (과공석강)에 의해 오스테나이트 입도를 판정한다.
(3) 일단 담금질법
소입성이 비교적 좋지않는 강에 적합한 방법으로서 길이 약40㎜정도의 환 봉시험편을 소정의 조건으로 오스테나이트화한 후 한쪽만을 수냉한다.
단면의 마르텐사이트 주위에 소량의 미세퍼얼라이트가 망상으로 석출한 부 분을 오스테나이트 입도로 판정하며 이방법은 소입성 시험편을 그대로 적용 하는 이점이 있다.
(4) 입계부식법
1%정도의 Cr을 함유한 구조용합금강, 베어링강등에 특히 유효한 방법으로 서 담금질, 템퍼링상태의 시료를 Polishing 한후 계면활성제 0.3%을 함유하 는 포화 피크린산 수용액에 수분간 부식시켜 약간 Polishing하여 표면에 부 착된 흑색의 부식생성물을 제거하면 오스테나이트 결정입계가 선택적으로 부 식되어 나타난다.
사진10에 이러한 방법에 의해 나타낸 오스테나이트 결정입의 조직을 나타 내었다. 나타난 오스테나이트 결정입조직은 원칙적으로 100배로 관찰 5∼10 시야를 표준입도와 비교하여 입도번호를 측정하여 그 평균치를 시료의 오스 테나이트 결정입도라 한다.
3 . 3 . 3 조대화의 방지대책
오스테나이트 결정입은 일반적으로 온도의 상승과 함께 크게 성장하여 그 성장방법은 제강시의 탈산방법에 의해 (그림4)와 같이 2가지 trpe으로 구별 된다.
즉, Mn이나 Si 만으로 탈산된강은 곡선B와 같이 점진적으로 결정입이 성 장하는데 반해 Al 로 탈산힌 Killded강은 곡선A와 같이 일정한 온도에서 급 격히 결정입이 성장한다. 결정입이 급격히 성장하는 온도를 조대화온도라하 며 Killed강에서는 열처리온도가 조대화온도보다 낮으면 미세화되고 높으면 조대화되므로 조대화 온도가 중요하다.
조대화온도에 가장큰 영향을 주는것은 강의 화학성분중 Al, Ti, Nb, Zr, V, Mo, W등 오스테나이트에 용해하지 않는 질화물이나 탄화물을 만드는 원소 는 일반적으로 조대화온도를 높이는 것을 알 수 있다.
예를들면 SCM415의 조대화온도는 Al 함량이 0.021%일때는 900℃이나 0.055％로 증가하면 약 1050℃로 상승하는 것으로 보고되고 있다.
조대화온도는 또한 열간가공, 냉간가공 및 열처리 이력에 의해서도 좌우되 며 조대화온도 이상의 고온에서 급냉된것은 서냉한것보다 조대화온도가 낮아 진다.
이러한 점에서, 노말라이징, 풀림, 담금질 및 침탄열처리에 있어서 오스테 나이트 결정입의 조대화를 방지하게 위해서는 조대화온도가 높은 Killed강은 사용하고 조대화온도 이상의 고온으로 가열하지 않을 것, 재소입은 풀림 또 는 불림후 행할 것 등의 주의가 필요하다.
2 . 4 과공석강에서의 망상탄화물 석출
과공석강의 적정소입온도는 Ac₁이상 30∼50℃ A㎝ 선이하로 되면 불림 상태에서 존재하는 초석탄화물은 담근질후에도 원래의 형태로 남는다. 따라서, 과공석강을 압연 또는 단조하여 서냉한 경우나 현저하게 과잉침탄 된 부품을 A㎝선이하의 온도까지 서냉한 경우 망상의 초석탄화물이 담금질 전에 생성되며 구상화풀림등의 열처리를 하지 않는한 담금질후에도 그대로 남아 인성을 크게 저하시킨다.
사진11은 사용중 파손된 Conveyer용 Ball 조직을 나타낸 것이다. 이 Ball 은 고체침탄후 Pot 중에서 실온까지 냉각한 다음 800℃에서 재가열 담근질 된 것으로 침탄후의 서냉중 석출한 망상의 탄화물이 담금질후에도 그대로 남 아 이것이 균열을 발생시켜 파손된 것이다.
사진으로부터 망상의 탄화물 존재가 담근질후 인성에 얼마나 영향을 미치 는가를 알 수 있다.
2 . 5 가스침탄에서의 침탄이상층
기어의 복잡한 형상을 갖는 침탄품의 담금질은 변형을 줄이기 위해 marquench을 하는 경우가 많다.
Mn,Cr을 함유한 침탄용 합금강을 가스침탄 한 다음 marquench한 부분에서는 수㎛∼수10㎛ 깊이의 최외층에 미세한 퍼 얼라이트, 베이나이트등의 불완전담금질 충이 생성되며 그내부에서는 정상적 인 마르텐사이트 조직과 유사한 이상조직이 나타난다. 그의 전형적인 예를 사진 12에 나타내었다.
사진은 Endo 가스방식의 All Case 형 가스침탄로에서 930℃, 6시간 침탄 후 150℃의 오일에 marquench된 두께 12㎜의 SCM415 기어표면의 조직을 나타낸것이며 여기에서 표면으로부터 약10㎛ 깊이까지의 입계를 따라서 존 재하는 흑색 석출물은 X선 micro-analyzer 분석결과에 의하면 Mn 및 Cr농 도가 현저하게 높은 산화물이고 그 주위에 흑색으로 부식된 부분은 베이나이 트 또는 미세 퍼얼라이트이다.
그리고 내부의 백색부분은 마르텐사이트이다.
2 . 5 . 1 침탄이상층의 생성원인
침탄이상층은 다음과 같은 기구에 의해 생긴다.
즉 Fe보다도 산소와의 친화력이 큰 Si, Mn, Cr 등을 함유한 강을 침탄분위기중에서 고온으로 가열하 면 오스테나이트중에 고용된 이러한 원소가 분위기중에 미량 포함되어 있는 CO₂,H₂o에 의해 우선적으로 산화물로 석출되기 떄문에 표면부의 소입성 이 저하되고, 소입냉각속도가 느린 marquench 등을 할 경우 그 부분만이 불완전 담금질조직인 미세베이나이트나 퍼얼나이트로 된다.
2 . 5 . 2 침탄이상층의 영향
침탄이상층의 깊이는 단지 10㎛이므로 침탄후 연마된 부품에서는 완전히 제거되므로 문제가되지 않는다. 그런데, 기어와같이 형상이 복잡한 부품은 담금질후의 변형을 marquench등으로 완전히 제거 연마를 생략하고 열처리 한 그대로 사용하는 경우가 많아진다.
이 경우에는 침탄이상층의 존재를 무시 할 수 없으며 매우 큰 영향을 미친다.
(그림5)는 사진12에 나타낸 기어의 표면정도, 잔류응력 및 잔류오스테나이 트의 분포를 나타낸 것이다.
표면으로부터 30㎛깊이까지의 경도는 Hv350 이 며 그이상에서는 Hv 750을 나타내고 있다. 이때 잔류오스테나이트는 약30% 에서 (그림5) 6%로 급격히 감소하였다.
침탄한 경우 표면은 압축응력을 나타내는 것이 정상적이나 +20㎏ f/㎟의 인 장잔류응력을 갖는 표면인장형임을 볼수 있다.
이와 같은 경향은 표면에 불 완전 담금질조직을 위한 침탄이상층 형성된 침탄부품에서 다소 나타나는 현 상으로 표면경도의 저하는 조기 마모뿐만 아니라 표면에서의 압축잔류응력을 감소시켜 부품의 피로강도저하에 큰 영향을 미친다.
피로강도에 미치는 침탄이상층의 영향을 (표1)에 나타내었다.
2 . 5 . 3 침탄이상층의 방지대책
침탄이상층의 제 1원인은 분위기중에 함유된 미량의 산소에 의한 내부산화 이다. 따라서 침탄이상층의 발생을 완전히 방지하기 위해서는 산소를 함유하 지 않는 암모니아 분해가스 (HX) 암모니아 연소가스 (SAX): 수소등의 환원 가스를 캐리어가스로 사용할 필요가 있으나 비용 및 안전성의 측면에서 실용 적이지 못하다.
내부산화를 완전히 방지할 수는 없지만 표면의 불완전 담금질층의 생성을 방지하기 위해 침탄을 완료한 후 몇분간 암모니아를 공급하여 질화처리하는 방법이나 담금질변형을 허용하는 경우에는 냉각속도를 빠르게 하는 방법이 쓰인다.
이외에 침탄후 Shot Peening 처리하면 표면인장형의 잔류응력분포가 표면 압축형으로 변하고 피로강도가 현저하게 향상됨이 확인되었다. ShotPeening 의해서는 잔류응력만 변화하고 내부산화나 불완전 담금질조직은 변하지 않는 다. 침탄이상층의 잔류응력에 미치는 Shot Peening의 효과를 그림6에 나타 내었다.
2 . 6 잔류오스테나이트
임계냉각속도 (담금질시 조직이 마르텐사이트로 되기 위한 최소한의 냉각속 도)이상의 속도로 담금질된 강의 조직은 주로 아공석강에서는 마르텐사이트, 공석강 및 과공석강에서는 마르텐사이트와 미용해탄화물로 되며, 이외에 변 태되지 않고 잔류한 오스테나이트가 다소 포함되는 것이 보통이다. 이와 같 은 오스테나이트를 잔류오스테나이트라 하며 그 량이 많을때에는 강의 기계 적 성질에 크게 영향을 미친다.
잔류오스테나이트는 담금질경도와 내마모성을 저하시키며 시간이 경과됨에 따라 치수가 변하는 경시 변화의 원인이 되므로 절삭공구나 칼 그외에 게이 지류에 대단히 위해하다. 그러나 경도이외의 기계적 성질에 미치는 영향을 요약하면 다음과 같다. (1) 인장시험시 탄성한계, 인장강도 및 파단강도를 감소시킨다.
(2) Ratary-bending fatigue 성질의 경우 10% 이하의 오스테나이트는 유 해하며 그 이상에서는 거의 영향을 받지않는다.
(3) 베아링강의 rolling 피로수명은 잔류오스테나이트에 의해 증가된다.
2 . 6 . 1 잔류오스테나이트량을 좌우하는 인자
잔류오스테나이트량은 강의 화학성분, 담금질온도, 담금질냉각속도 응력에 의해 다음과 같이 좌우된다. (1) 화학성분
강(정확히 오스테나이트)이 C, Mn, Ni, W, Mo, V을 많이 함유할수록 증가 하며 그중에서도 C의 영향이 가장크다.
(2) 담금질온도
아공석강은 A₃이상의 온도에서 균일한 오스트나이트 조직으로 되며 그 이상으로 높여도 잔류오스테나이트량은 거의 변하지 않는다. 그러나 고탄소 강 및 합금강은 A₁이상의 온도에서도 미용해 탄화물이 존재하며 온도의 상 승과 함께 이것이 용해되어 오스테나이트중의 C 및 합금원소농도가 증가되 므로서 온도가 높게되면 결과적으로 잔류오스테나이트가 증가한다.
(3) 냉각속도
임계냉각속도 이상에서는 냉각속도가 느리면 잔류오스테나이트가 증가한 다.
그 이유는 냉각속도가 느리면 과냉오스테나이트가 Ms∼Mf 온도구역에서 장 시간 머물게 되며 이사이에 마르텐사이트 변태를 일으키는데 필요한 에너지 가 감소되어 변태가 어렵게되는 것으로 보고되고 있다. 오스테나이트가 마르 텐사이트로 변태되기 어럽게 되는 현상을 오스테나이트의 안정화라한다.
(4) 응 력
탄성응력은 마르텐사이트 변태를 촉진시키고 잔류오스테나이트를 감소시키 는 역할을 한다. 오스테나이트 구역에서 담금질온도가 증가할 때 오스테나이 트의 화학조성이 변하지 않음에도 불구하고 잔류오스테나이트가 감소하는 것 은 열응력이 증가하기 때문이다.
그림7은 잔류오스테나이트량에 미치는 강의 탄소함량, 담금질온도 및 냉각 속도의 영향을 나타낸것이며 이 그림으로부터 상술한 내용을 잘 알수 있다.
2 . 6 . 2 잔류오스테나이트의 정량법
잔류오스테나이트량의 가장 간단한 측정법은 현미경에 의한 방법으로 다음 과 같다.
마르텐사이트의 잔류오스테나이트를 쉽게 구별하기 위해 시험편을 미리 300∼350℃의 염욕에서 10∼80초간 템퍼링한 다음 (시간이 길면 잔류 오스테나이트가 분해됨) 과중한 압력이 걸리지 않도록 주의하여 연마하고 5% 나이탈 또는 염산피크랄로 부식시켜 잔류오스테나이트만 남게한다.
이것 을 점산법(Point Counting) 또는 선분석법 (linear analysis)으로 그 량을 측 정한다.
사진13은 1000℃에서 오일 담근질된 SK5 중의 잔류오스테나이트를 이 방 법으로 나타낸 결과이다.
잔류오스테나이트가 10%이하인 조직이 미세한 시료 및 미용해탄화물을 포 함한 시료는 현미경에 의한 정량법의 적용이 극히 곤란하며, 대개 X-선 분 석에 의한 방법이 쓰이고 있다.
2 . 6 . 3 잔류오스테나이트의 감소대책
잔류오스테나이트를 줄이기 위한 열처리 대책은 다음과 같다.
(1) 고탄소강은 필요이상으로 담금질온도를 높이지 않는다.
(2) 잔류오스테나이트량만에 의하면 냉각속도가 빠른것이 좋다.marquench 나 중단 담금질은 변형방지에 유효하나 오스테나이트를 안정화시켜 잔류오스 테나이트를 많게 한다.
(3) 담금질 직후 상온이하로 심냉처리한다. 담금질에서 심냉처리까지의 시 간이 길게되면 오스테나이트가 안정화되어 십냉효과가 적다.
(4) 잔류오스테나이트는 일정 온도 이상으로 템퍼링처리하면 베이나이트 및 그외의 조직으로 분해하여 높은 경도를 요구할 경우 그 온도 이상에서 템퍼 링한다. 잔류오스테나이트의 분해온도는 탄소강, 저합금강에서는 250∼35 0℃, 금형강이나 고속도강에서는 500∼550℃이다.
2 . 7 고속도강의 가스소입에 의한 경도불량
진공열처리로가 보급됨으로서 종래 염욕에서 담금질하던 고속도공구강이 상당량 진공로에서 담금질되고 있다. 진공로에서의 담금질은 유냉이 가능한 경우도 많지만 질소가스에 의한 가스냉각을 하며 이러한 경우 냉각속도가 유 냉한 것보다 현저하게 느리고 그 때문에 두께가 어느 한계를 초과하면 정상 적 열처리조건에 의한 경도를 얻지못하는 불량을 종종 초래하게 된다.
그림8은 냉각속도가 어느정도로 느릴 때 trouble이 일어나는가를 조사하기 위해 대표적인 강종인 SKH₂,SKH₃ 및 SKH9 를 담금질 및 575℃로 템퍼 링한 후 경도에 미치는 냉각속도의 영향을 조사한 결과이다. 담금질경도는 HV800 (HRC 64.0)이상 충분히 확보되나 575℃에서 템퍼링한 것 SKH2의 경우 냉각속도를 100℃/min, SKH3 의 경우 70℃/min 이하로 담금질하여 템퍼 링한것은 경도가 급격히 떨어지며, SKH9을 400℃/min 으로 냉각시킨 것도 동일한 현상을 보인다.
JIS에서 규정하고 있는 담금질 템퍼링경도의 하한치는 SKH2 및 SKH9은 HRC62 (Hv772)이며 그림8로부터 규정된 담금질 템퍼링된 경도치를 만족시 키는 냉각속도의 하한치를 구하면 SKH에서는 약200℃/min, SKH2 및 SKH3 에서는 약40℃/min 이다. 냉각속도가 그 이하로 되면 규정된 경도치를 얻기 가 힘들다.
어느정도의 직경을 갖는 환붕을 가스담금질할 때 한계 냉각속도가 낮아지 는가는 불분명하다. 예를 들면, SKH9의 한계 냉각속도 200℃/min 로 조미니 시험할 경우 소입단으로 부터의 거리 약 35㎜에서 냉각속도가 두드러지게 느 리다고 할 수 없다. 어떤 절삭공구 메이커에서는 SKH9에 대한 가스담금질 의 한계직경을 15㎜로하고 그 이상에서는 종래의 Salt bath 담금질을 채용하 고 있다.
소입성이 대단히 좋은 고속도강에서 어떻게 이와같은 현상이 일어나는가에 대한 이제까지의 연구결과를 요약하면 다음과 같다.
그림9는 SKH9의 등온변태 곡선을 나타낸것이며, 일반적으로 고속도강은 과공석강으로서 변태거동을 살펴보면 과냉오스테나이트는 고온에서부터 순 차적으로 탄화물단계, 퍼얼라이트단계, 베이나이트단계 및 마르텐사이트단계 의 4가지 단계로 변태됨을 알 수 있다.
그림9중에서 : C, P, B, M로 표시된 선은 변태개시선을 나타낸 것으로 퍼 얼라이트와 베이나이트 변태의 변태개시선은 현저하게 장시간 측인데 반해 탄화물의 석출개시선은 900℃부근에서 수초의 유지시간임을 볼 수 있다. 이와 같이 고속도강의 담금질에서는 900℃ 부근에서의 냉각속도가 느리게 되면 탄화물의 석출이 용이하며 가스담금질된 고속도강의 경도불량은 변태점 이상의 고온에서 적출되는 탄화물에 기인함을 알 수 있다.
사진14는 400℃/min의 냉각속도로 SKH3와 SKH9을 동일하게 냉각시킨조 직을 나타낸 것이다.
담금질경도는 Hv850 (HR C 약 65.5) 정도로 큰차이가 없으나 SKH3의 기 지는 마르텐사이트와 잔류오스테나이트로 이루어진 균일한 침상조직인데 반 해 SKH9은 결정입내의 50% 이상이 흑색으로 부식된 이상한 조직을 갖으며 이러한 냉각속도에서 이미 탄화물의 석출이 시작됨을 알 수 있다.
석출탄화물의 종류는 확실하게 알 수 없지만 W, Mo, V을 주제로하는 합 금탄화물로 추측되며 이러한 합금원소가 담금질 냉각시 석출되어 템퍼링시 일어나는 2차 경화효과가 불충분하게 되어 경도가 저하하는 것으로 생각된 다.
이상에서 밝힌바와 같이 고속도강의 가스담금질시 경도불량의 방지를 위해 900∼1000℃ 부근의 냉각속도를 빠르게 할 필요가 있으며, 냉각가스의 압력 을 높인 가압가스 담금질이 가능한 진공열처리로도 개발되었다.
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