열처리기술/ 현장실무자를 위한 금속열처리 기초
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현장실무자를 위한 금속열처리 기초
1. 철-탄소 상태도와 열처리 기초
철-탄소 상태도(그림1)는 평형상태도이다. 이 상태도는 철과 탄소합금의 평형관계를 보여주고 있다.
우리는 이 평형상태도를 총체적으로 2원계 철-탄소 상태도락 부른다.
이 그래프는 철합금의 기본으 이룬다.
왜냐하며 각종 기계적·물리적 성질에 탄소가 가장 큰 영향을 미치기 때문이다.


[1] 야금학적 고찰

2원계 합금에서 증기상태, 즉 압력에 대해서는 무시하고 횡축에는 조성을, 종축에는 온도를 표시한다. 따라서 횡축의 각 포인트는 일정의 조성을 나타내며 종축의 각 포인트는 일정의 온도를 나타낸다.
상태도 상에서 각선은 상태구역을 나누며 상태구여을 나누는 평형선은 각 일저온도와 조성의 변화에 따른 합금의 구조가 어떻게 변화하는가를 보여준다.
2원계 합금에서 이러한 상태변화에 관한 실험은 우선 액상에서 고상으로의 응고과정을 살펴봄으로써 고상에서의 변태, 즉 철에서의 동소변태 등의 이해가 용이해진다.
2원계 합금에서 응고과정을 알아보기 위해서 사용되는 실험은 냉각중 시간이 지남에 따라 온도변화를 도시한 냉각곡선이다.
물은 냉각중에 0℃에서 얼음이 되면서 응고잠열을 방출하게 되고 물과 얼음이 되면서 응고잠열을 방출하게 되고 물과 얼음이 되면서 응고잠열을 방출하게 되고 물과 얼음의 혼합물은 0℃에서 오랫동안 지체하게 되면서 차츰 얼음으로 완전히 변태하게 된다.
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이때 냉각곡선상에서는 응고온도에 상당하는 온도 즉, 0℃에서 정체점이 나타나게 된다. 그러나 이 물에 소금을 약간 첨가하면 응고온도는 더 내려가게 되고 어떤 일정온도 범위에서 응고가 일어난다.
이와같은 합금은 일반적으로 응고온도가 일정온도가 아니라 온도범위를 갖고 응고를 하게된다.
어떤 A-B합금에서 B합금이 증가함에 따른 냉각곡선을 도시해 보면 조성에 따른 응고온도의 변화를 알 수가 있다.
앞에서 언급한 C-T(조성-온도)그래프에 응고개시점과 완료점을 표시하여 이를 선을 이으면 이원계 합금의 냉각곡선을 얻을 수 있다.
냉각곡선으로 합금의 냉각과정을 추적할 수 있는 것처러 용해시는 가열곡선으로 용해과정을 알 수 있다. 응고개시전(용해완료)을 액상선이라고 부르며 응고가 끝난선 (용해개시)을 고상선일고 부른다.
두가지 합금형태의 예를 (그림2)와 (그림3)은 보여주고 있다. (그림2)에서 알수 있는 것은 AB합금의 모든 조성에서 하부 정체점이 나타난다는 것이다. 양액상선은 순금속 A와 B의 용융점에서 더낮은 온도로 내려가게 되어 점C에서 교차하게 된다.
점C의 조성합금은 (그림2)의 4곡선에서 보여주는 바와 같이 일정온도에서 보다 더낮은 온도에서 응고하게 된다.
이러한 응고형태는 이상적인 형태로써 액상에서는 두 금속이 서로 완전용해하나 고체상태에서는 서로가 고용하지 않는다. A금속의 함량이 더 많은 합금에서는 냉각시에 AC액상선에 도달하면 순금속 A를 정출하게 된다.
따라서 잔여액상에는 B금속의 농도가 진하게 된다.
더욱더 온도가 내려감에 따라 더많은 A결정이 정출하게 되고 잔여액상은 줄어들게 되며 액상의 온도와 조성은 평행선AC를 따라서 B금속의 과포화점C까지 도달하게 된다.
공정저(Eutectic)이라고 부르는 점C에서는 남은 두용융 금속은 동시에 모두 미세하게 응고된다.
B금속의 함량이 많은 합금에서도 순금속 B가 먼저 정출하게 되고 마지막에 공정조성 C로 응고가 완료되게 된다. 여기에서 알 수 있는 바와 같이 전조성 AB합금은 일정온도, 즉 공정온도에서 응고가 완료되게 된다.
A함량이 더 많은 합금의 조직은 조성A의 주위에 공정조직이 둘러싸게 된다. B함량이 더많은 합금은 B금속주위를 공정조직이 둘러싸게 된다. 오직 C조성의 합금만이 순공정으로 이루어졌다.
앞의 응고형태와 전혀 다른 즉, 액체상태에서 뿐만 아니라 고체상태에서도 서로 완전용해하는 전율고용체형 합금이 있다 (그림 3참조).
이 상태도에서 두 금속의 용융점은 두선으로 연결되어 있으며 상부선은 액상선, 하부선은 고상선을 의미한다. 이 상태돈느 3개의 상태구역으로 나누어져 있다. 즉 액체, 액체 + 고용체, 고용체상태가 그것이다.
응고중에 용융금속과 고용체간에는 평형관계가 이루어지면서 각상간의 화학 조성은 변하게 된다. 어느 일정온도에서는 액상중 B금속의 함량은 고상선을 자르는 점의 조성으로 알 수 있다.
B금속의 함량이 X%인 용융금속의 응고과정을 살펴보면 다음과 같다. 온도가 E점까지 내려가면 E'조성의 고상이 정출하게 되고 이 고상은 잔여액상보다 B금속의 농도가 더 조성이다.
따라서 액상에는 B금속의 농도가 짙어지게 되고 응고온도는 더 낮은 온도로 내려가게 된다.
온도가 내려감에 따라 액상이 줄어들게 되고 고상의 양이 증가하면서 평행선을 따라 고상에는 B금속의 농도가 더 진하게 된다. E"조성의 잔여액상이 마지막으로 응고할 때에는 고용체E"의 조성은 액상의 조성과 같게 된다.
냉각곡선상에서는 순금속이나 공정조성에서만이 정체점이 나타나며 합금일 경우에는 응고 범위에서 냉각곡선의 기울기가 완만하게 나타나고 절점이 나타난다.


두 금속이 고체상태에서 서로 완전고용되지 않는다면 한율고용체가 나타나게 된다. 고체상태에서 두 개의 다른 상, 즉 A금속의 함량이 많은 α고용체와 B금속의 함량이 많은, β고용체가 생성되게 된다(그림 4~%참조).
이 고용체는 실제적으로는 고온에서 상온으로 내려감에 따라 고용한도가 줄어들어 거의 순금속이 된다. 이러한 형의 고용체에는 두가지 형이 있다. 첫 번째 형태(그림4)는 제2성분을 첨가함으로써 두 성분의 용융점이 낮아지는 경우이다.
그림 2와의 차이는 이 형태의 합금에서는 A와 B성분 부근의 조성은 고용체로 응고하고 조성D와 E점 안에서는 공정조성이 나타난다는 점에서 차이가 난다.
이때의 공정조직은 순금속들이 아니라 공용체D와 E의 혼합물이다. 공정온도이하로 온도가 계속해서 내려가면 D와 F점 사이에서 α고용체로부터 DF에 상당하는 고용도 차이에 의하여 β고용체가 석출하게 된다. 이와 마찬가지로 고용한도선 EG를 따라 α고용체로부터 α고용체가 석출하게 된다.
선 A'DF와 B'EG상의 조성에 있는 고용체를 포화고용체라고 부르며, 반면에 A'DFA와 B'EGB범위내에 있는 고용체를 미포화고용체라 부른다.
두 번째 형태의 고용체는 (그림5)에서 보여주고 있다. 이 형태의 고용체에서는 제2의 성분을 첨가함으로써 제1성분의 용융점은 낮아지고 제2성분의 용융점은 상승하는 경우이다. 이 상태도에서 선 ACB'는 액상선이며, A'DEB'는 고상선이다.
응고는 다음과 같이 진행된다. D와 C사이의 합금은 냉각중에 온도가 DC선상에 도달하면 과포화 α고용체 D와 액상 C의 혼합상태이다. 이 온도에서 α고용체와 액상은 서로 반응하며 포화고용체 β를 형성한다. 점 E조성합금인 경우에는 초정 α고용체 D와 액상 C가 반응하면서 점점 소별되게 된다.
D와 E사이의 합금에서는 α고용체와 B고용체의 혼합물이 생성된다. E와 C사이에서는 초정 α고용체와 액상 C가 반응하여 생성된 β고용체 E외에 잔여액상이 남게 된다.
온도가 내려감에 따라 B고용체가 액상으로부터 더욱 정출되어 선 EB'를 따라 최종적으로 균일한 β고용체가 생성되게 된다. 이와같이 액상고 고상이 반응하여 새로운 고상이 생성되는 반응을 포정반응(Peritectic Reaction)이라고 부른다.
선 DEC는 포정선이라고 보른다. 포정선 DEC이하로 온도가 저하되면 고용한계선 DF를 따라 α고용체로부터 β고용체가 석출하고 선 EG를 따라 β고용체로부터 α고용체가 정출하게 된다.
지금까지 설명한 응고형태(그림 2~5)는 순금속 A, B와 고용체인 경우이며, 고용체인 경우에는 결정구조가 용매금속의 결정구조와 같으며 그 성질은 제2금속이 증가함에 따라 크게 변화하게 된다. 한편 2원계 합금에서 금속 A와 B는 새로운 결정구조를 갖는 금속간 화합물을 형성한다.
(그림6)은 A와 B금속이 D와 E조성범위에서 조성C인 금속간 화합물(중간상)을 형성하는 경우를 보여주고 있다. 이 상태도에서는 액체상태에서는 두 금속이 서로 완전히 용해하나 고체상태에서 고용이 이루어지지 않는 예이다.
이 상태도를 분할해보면 A에서 Am Bn까지, AmBn에서 B까지 2개로 나눌 수 있다. 즉, 이 금속간 화합물은 하나의 순금속과 같이 거동한다.
A와 AmBn 부분상태도에서는 A와 D액상선에서는 초정 α가 D와 C사이에서는 금속간 호합물 AmBn이 정출된다. 반면에 잔여액상은 조성D에 도달한 후 순금속 A와 금속간 화합물 AmBn이 공정으로 응고한다. 이원계 합금에서도 때때로 1개 이상의 금속간 화합물이 나타나는 경우가 있다.
고체상태에서 고용한도의 변화에 따라 고상의 변화뿐만 아니라 순금속의 동소변태도 이어난다. 이와같은 가능성을 (그림4~5)에서 이미 고찰하였다.


D와 E점에서의 고용체는 선 DF와 EF에서 알 수 있는 바와 같이 온도가 저하함에 따라 감소한다. 이 사실은 냉각중에 제2상이 석출된다는 것을 의미한다.
서냉시에는 제2상이 일반적으로 결정립계에 망상으로 석출되며 제1상을 부분적으로 혹은 완전히 둘러싸고 있다. 반면에 급냉시에는 고용체내에서 제2상이 미세하게 일정 결정방향으로 석출된다.
고체상태에서의 변태, 즉 동소변태를 (그림7)에서 보여주고 있다. 이 상태도에서 용융상태의 액상은 균일한 단상의 고용체로 응고한다. 또한 순금속 A와 B는 온도 C와 D에서 동소변태를 일으키며 이 온도 이하에서는 새로운 결정이 생성된다. (그림2)와 비교해 보면 이 상태도에서는 고상으로 일단 응고하며 온도가 저하됨에 따라 또다른 고상 α와 β로 변태를 하게 된다는 점이다. 이 고용체는 CE선을 따라서 α상을 DE선을 따라서는 β상이 석출된다.
순금속의 변태온도는 제2금속이 첨가되므로써 저하된다. 따라서 변태는 일정온동에서 일어나는 것이 아니고 일정온도 범위내에서 일어나게 된다.
잔여고상은 조성 E점에 도달한 후 α와 β의 미세혼합조직으로 변태하게 된다. 이러한 변태를 공석변태라고 한다.
고상의 변태선 [예 : (그림7)의 CE와 DE]을 넘었을 때는 열함량의 변화가 일어난다(변태잠열이 흡수 혹은 방출). 이 변태열은 액상이 고상으로 변태할 때의 응고잠열보다는 매우 적다. 따라서 고체의 변태시에는 냉각곡선상에 절저(Breaking Point) 이 뚜렷하게 나타나지는 않는다.
일반적으로 고상에서의 변태는 냉각곡선 방법보다는 물리적 크기, 즉 길이변화, 탄성률, 전기전도도 등과 같은 물리적 변화 또는 자성을 이용하는 방법으로 측정한다.


[2] 철-탄소 복평형 상태도

(1) 일반 구성
(그림1)은 탄소함량 7%까지의 Fe-C상태도 중 주요 일부를 보여주고 있다. 여기에서는 이 상태도의 일부에 관해서만 설명하기로 한다.
탄소와 철은 6.67%조성의 C에서 Fe₃C라는 금속간 화합물을 만든다. 따라서 이 상태도는 Fe와 Fe₃C의 완전한 2원계 상태도로 간주할 수 있다. 조직학적으로는 Fe₃C를 세멘타이트(카바이드)라고 부른다.
상태도 상에서 횡축은 탄소의 량을 나타냄과 동싱 세멘타이트량을 나타낸다. 6.67%C이상의 탄소함량에서 평행상태를 구한다는 것은 실험적으로 매우 어렵다. 실제적으로 5%C이상부터는 어려워지게 된다.
이 상태도에서 특히 주목해야할 점은 실선이외에 점선이 존재한다는 것이다. 즉 탄소가 두가지의 다른 상 그라파이트와 세멘타이트로 존재한다는 것이다.
이 두상은 혼재해 있을 수도 있다. 서냉시에는 그라파이트가 생성되기 쉽고 급냉시에는 세멘타이트가 생성된다. 또한 고탄소강의 소둔(Annealing)시에는 세멘타이트가 분해하여 일부 그라파이트를 생성한다. 저탄소강인 경우에는 이러한 경향이 적다.
세멘타이트가 분해하여 그라파이트를 생성한다는 것은 그라파이트가 세멘타이더 안정돈 평형상태의 상(Phase)이라는 것을 보여준다. 강(Steel)은 철(Ion)과 카바이드의 준안정계 평형상태로 먼저 결정되어지믈 이 준안정계 상태에 관해서는 그동안 비교적 자세히 알려졌다. 준안정계인 Fe-Fe₃C상태도는 (그림1)에서 실선으로, 안정계인 Fe-graphite는 점선으로 표시되어 있다.
이 상태도에서 카바이드와 그라파이트의 안정도 차이는 크지 않다는 것을 알 수 있다. (그림8~9)는 이 두 상태도를 상세히 보여주고 있다.


순철인 경우에는 가열시에 고상에서 여러번 변태가 일어난다. 냉각곡선(온도-시간곡선)상에서 변태점을 A로 표시하는 것이 일반적이며 변태가 여러번 일어날 때는 지수를 붙여 구분한다. 일정온도 구간에서 존재하는 조직은 문자(예;α,γ)로 표시한다. 냉각커브에서 정체점, 즉 변태점은 가열커브에서보다 더낮은 온도에서 생성된다. 냉각시에는 변태저을 Ar로 표시하고 가열시에는 Ac로 표시한다.
가열시와 냉각시에 발새되는 변태온도의 차, 즉 히스테리시스는 가열 및 냉각속도가 빠르면 빠를수록 커진다. 매우 서냉시에는 변태점이 평해온도와 근접하게 된다. 순철의 각 변태점은 아래와 같다.
1536℃-------------응고온도(용융점)
δ(델타)철
1392℃------------------A₄변태점
γ(감마)철
911℃-------------------A₃변태점
비자성 α철
769℃-------------------A₂변태점
탄소강
723℃-------------------A변태점(공석반응)
용융점에서 A₄변태점까지의 δ철은 단위격자의 각 코너부와 중심부(그림10왼편)에 원자가 하나씩 존재하는 체심입방격자(Body Centered Cubic)이다.
이 체심입방격자는 A₄변태점에서 각 코너와 면에 원자가 하나씩 위치한 면심입방격자(Face Centered Cubic)로 변태를 하게 된다(그림 10왼편).
A₃변태점에서는 이 원자 배열이 다시 체심입방격자로 변태를 하게 된다.
철과 탄소이 2원계 합금 발견으로 γ구역은 폐쇄구역을 가지며 δ와 α철은 동일한 조직이 아니고 각각 고유한 조직이라는 것이 밝혀졌다. 순철에서는 이 δ와 α조직이 911℃에서 1392℃온도 범위 밖에서 존재한다.
면심입방격자인 γ격자는 조밀충진돈 상태이며 체심입방격자는 이보다 조밀도가 낮다. 따라서 α-γ변태시, 즉 A₃변태점에서는 철의 체적이 줄어들고 γ-δ변태시, 즉 A₄변태점에서는 다시 늘어난다.
769℃부근의 A₂변태점에서는 냉각중에 철이 자기변태를 일으켜 상자성체가 강자성체로 변하게 된다. 가열시에는 역으로 된다.
그러나, A₂변태시에는 결정구조는 변하지 않는다. 철에 탄소의 고용한도는 격자구조와 온도에 의해 결정된다.
면심입방격자는 체심입방격자보다 공용한도가 매우 크다. 탄소는 격자내에 침입형으로 고용되며 γ철에서는 면에, α철에서는 모서리에 위치한다.

(2)Fe-Fe₃C계
4.3%C이하에서는 용융금속에서 초정 γ고용체(그림8)가 정출되고 4.3%이상에서는 초정 세멘타이트가 정출된다. 전자는 아공정(Hypor=Eutectic)이며 후자는 과공정(Hyper-Eutectic)이다. 냉각이 계속됨에 따라 이 두 조성합금의 잔여액사은 탄소 함량이 4.3%에 가까워지게 된다.
온도가 1147℃에 도달하면 이 잔여 용융금속은 6.67%C의 Fe₃C와 2.6%C의 포화 α고용체로 공정변태를 하게된다.
이 공정조직을 레데브라이트라고 부른다. 철의 응고온도는 탄소함량이 증가할수록 더 낮아진다. (그림11~13)은 아공정(Hypor-Eutectic), 공정(Eutectic), 과공정(Hyper-Eutectic)합금의 금속 현미경조직을 보여준다.


2.06%C이하의 용융금속에서는 고용체외에 공정조직은 나타나지 않는다. 탄소함량이 더 낮아지면 용융금속으로부터 먼저 δ고용체가 정출한다. 상태도 상에서 AB는 액상선이며 AH는 고상선이다.
δ고용체는 H(0.10%C, 1493℃)저이 포화한도점이며(그림5)와 같이 이때는 포정반응을 일으킨다. δ고용체 H(0.10%C)는 용융금속 B(0.51%C)와 반응하여 γ고용체 I(0.16%C)를 형성한다.
만약 탄소함량이 I값보다 오른쪽에 있다면 이 포정반응에 의하여 선 AH에서 정출된 δ조직은 완전히 없어지게 되고 잔여 액상금속은 γ고용체를 정출하면서 응고가 완료되게 된다.
여기에서 선 BC는 액상선이며 IE는 고상선이다. 탄소함량이 I값보다 더 낮을 경우에는 액상이 완전 소모되면 δ의 γ로 포정변태가 고상으로 완전히 완료된다. δ고용체는 선 HN과 평해을 이루고 γ고용체는 선IN과 평혀을 이룬다.
온도가 더 내려가면 조성이 자르는 선 IN점에서 변태는 완료된다. 1392℃에서 HN과 IN선은 서로 만나며 이 온도가 순철의 δ-γ변태점 N이다. 탄소가 첨가도면 이 변태온도가 상승하게 되고 온도구간에서 변태가 일어나게 된다.
H와 I사이의 합금 즉, 0.10~0.16%C합금은 1493℃에서 포정반응이 완료됨과 동시에 위와 같은 반응이 시작되게 된다. 반면에 H값보다 왼편에 놓여있는 합금은 고상선 바로아래 좁은 온도구간에서는 δ고용체로 응고하게 된다.
여기에서 매우 중요한 것은 탄소의 고용도가 큰 γ고용체이다. 이 조직들은 오스트나이트라고 부른다.
이 γ고용체는 0.51%C이하의 합금에서 δ고용체와 잔여액상 B가 포정반응을 일으켜서 생성하며 0.51에서 0.43%C까지의 합금에서는 액상에서 초정으로 정출된다. 탄소함량이 2.06%를 초과할 때는 γ고용체외에 탄소는 공정(레데브라이트)으로 정출된다. 1147℃에서 오스트나이트는 탄소를 최고 2.06%까지 고용한다.
더 낮은 온도에서 오스트나이트 변태는 (그림 7)의 형태와 같이 일어난다. δ=0.8%C(그림14)이하의 합금에서는 온도가 저하됨에 따라 오스트나이트로부터 탄소의 고용이 거의 어려운 α고용체(페라이트)가 석출된다(선GP).
반면에 잔여 오스트나이트는 선GS를 따라 탄소농도가 진하게 된다. 0.80%C이상의 합금에서는 냉각중에 세멘타이트(2차 세멘타이트)가 석출하게 되며, 따라서 ES선을 따라 오스트나이트중의 탄소농도는 저하하게 된다.
온도가 723℃에 도달하게 되면 이 오스트나이트 γ는 α고용체와 세멘타이트의 공석조직인 퍼라이트로 변태를 하게 됩니다.
723℃이하로 계속해서 냉각시에는 페라이트로부터 고용선 PQ를 따라 카바이드(3차카바이드)가 석출된다(그림15참조).
철은 이미 언급한 바와 같이 769℃에서 자기 변태를 일으켜 상자성에서 강자성으로 변하게 된다. 상태도 상에서는 나타나지 않았지만 A 변태라고 부르는 자기변태는 210℃에서 카바이드가 자기변태를 하게된다.
0.02%이하의 극연강에서는 상온에서 α조직외에 3차 세멘타이트가 결정립계에 석출한다(그림16참조).
0.8%이하의 아공석강에서는 페라이트와 세멘타이트로 이루어진 퍼라이트조직(Pearlite)으로 되어 있다(그림17참조).
(그림18)은 순공석조직인 퍼라이트를 보여주고 있다. 여기에서 퍼라이트조직은 층상조직이라는 것을 알 수 있다.
0.80%에서 2.06%C까지의 과공석강은 퍼라이트와 전오스트나이트 결정립계에 나타난 세멘타이트로 이루어졌다(그림19참조)


(3) 철 -그라파이트계
안정평형상태계인 철-그라파이트계는 철-카바이드계보다 반응이 느리게 일어난다 이 계는 실리콘같은 특정원소가 있을 때에 생성되기 쉽다.
철-그라파이트계의 이상적인 평형상태에서는 응고와 변태가 다음과 같이 진행된다. 아공정계(C¹의 왼편조성)의 응고시에는 카바이드계에서와 마찬가지로 α혹은 γ고용체가 초정으로 정출된다.
4.25%C의 잔여액상은 카바이드 공정점보다 약간 높은 1153%C에서 그라파이트와 2.03%C을 고용한 γ고용체 E¹와 공정조직을 형성한다. 과공정조성에서는 응고시에 D¹L¹선을 따라 액상으로부터 1차 그라파이트가 정출한다.
20부터 22까지의 그림은 안정계에 의하여 응고한 아공정, 공정, 과공정의 금속 현미경조직사진은 보여주고 있다. 아공석합금(S¹의 왼편합금)의 오스트나이트 변태는 카바이드계와 비슷하게 진행된다.
GS¹선을 따라 페라이트가 석출되며 이 페라이트의 조성은 GP¹선을 따른 온도의 함수이다. 과공석합금(S¹의 오른편)은 초정γ고용체와 공정γ고용체로부터 선E¹S¹을 따라 그라파이트를 석출한다.
이 상태도 상에서 주목해야할 점은 E¹S¹가 ES왼편에 위치한다는 점이다. 이 두선의 차이는 γ고용체에 그라파이트는 포화되어 있으나 카바이드에 대해서는 미포화상태라는 점이다. 따라서 원소상태의 탄소로도 석출될 수 있다.
C의 조성에 따라 α고용체와 그라파이트를 석출한 γ고용체 S¹는 α고용체 P¹와 그라파이트로 공정반응을 일으킨다.
이 공석변태온도는 P¹S¹K¹선, 즉 738℃이다. γ고용체 S¹가 페라이트와 그라파이트 공석조직으로 완전변태시에 상온에서의 조직은 오직 페라이트와 그라파이트만으로 이루어졌다.
α철에서 그라파이트와 고용한도선인 P¹Q¹를 따라 석출된 그라파이트는 아직까지 관찰된 바없다. 따라서 (그림1) 및 (그림14~15)에 동선이 나타나지 않았다.
철-그라파이트의 자성 변태는 α고용체에 의하여 자성이 결정되므로 철-세멘타이트계에서 처럼 769℃에서 이어난다. 반면에 철-그라파이트계에서는 210℃에서 세멘타이트에 의한 자기변태가 없으므로 A 변태는 일어나지 않는다.
이제까지 앞에서 설명한 내용은 완전 평형상태하에서의 변태과정을 설명한 것. 그러나 철-그라파이트의 평형상태는 실제적으로는 이룰 수 없다.
일반적으로 응고 및 변태중에 약 0.8%C이상만이 그라파이트로 석출되고 나머지탄소는 철-세멘타이트계에 따라 반응이 일어난다.
이것은 오스트나이트는 거의 대부분이 준안정계인 세멘타이트계를 따라서 변태가 이루어진다는 의미이다.
이렇게 변태된 철-탄소합금의 상온조직은 그라파이트와 페라이트-퍼라이트 혹은 순퍼라이트 기지조직으로 이루어졌다.(그림23~24참조)


철-탄소합금에서 특히 고규소함량시에 소둔처리에 의하여 조직은 페라이트와 그라파이트만으로 할 수 있다.(그림20~22참조)

[3]오스트나이트(Austnite)변태기구

(1) 냉각시 변태
앞 자에서 설명한 오스트나이트의 변태는 평형상태, 즉 서냉시의 변태과정을 설명한 것이다.
냉가속도를 빨리하면 변태점은 더 낮은 온도로 이동하게 된다. 따라서 과냉 때문에 평형상태를 이루는데 필요한 확산이 일부 혹은 전부 억제되는 온도구간이 나타나게 된다. 이때 변태의 양상은 크게 달라지며 결과적으로 조직 또한 다르게 나타난다.
변태 진행양상에 따라 퍼라이트 단계, 베이나이트 단계, 마르텐사이트 단계로 나눈다.
냉각속도가 크지 않을 때는 오스트나이트는 퍼라이트 단계에서 변태를 하게 된다. 냉각곡선 상에서 냉각속도의 영향을 알 수 있는 바와 같이 냉각속도가 빠를수록 Ar₃, Ar₁변태점은 더 낮은 온도로 이동하게 된다.
즉 Ar₃점은 Ar₁보다 더 크게 영향을 받게 되어 결국에는 변태점 Ar¹이 일치하게 된다(그림25참조).
냉각속도를 더욱 빠르게 하면 Ar¹변태가 일부 일어나고 거의 전부는 억제되는 하부 임계냉각속도점에 도달하게 된다.
이렇게 억제된 오스트나이트는 더 낮은 온도로 내려갈수록 일부는 베이나이트(Ar-b승)로 나머지는 마르텐사이트(M-s승)로 변태를 하게 된다. Ar₃, Ar₁변태점과는 마찬가지로 Ar-b승 변태점도 냉각속도가 빠를수록 더 낮은 온도로 이동하게 된다.
그런 마르텐사이트 변태점은 냉각속도에 관계없이 일정하다. 100%마르텐사이트를 얻을 수 있는 냉각속도를 상부 임계냉각속도라고 부른다.
앞에서 설명한 변태기구는 오스트나이트를 연속적으로 냉각시켰을 경우이다. 일정온도로 오스트나이트를 과냉시켜 시간이 지남에 따라 이 과냉 오스트나이트가 어떻게 변하는 가를 살펴보자.
이렇게 하기 위해서는 오스트나이트화 온도에서 여러온도의 금속욕이나 염욕등에 냉각시켜 일정시간 유지시킨다. 변태구간에 따라 생성된 조직은 큰 차이를 나타낸다. 0.45%C 아공석강을 퍼라이트 단계로 과냉시켜 변태후의 조직은 페라이트와 퍼라이트량이 거의 비슷하게 나타난다( 그림26참조).
냉각속도를 더 빨리하여 베이나이트 단계로 과냉시에는 침상현상의 베이나이트로 변태하였다(그림27참조). 더욱 더 과냉시켰을 때는 가장 경도가 높은 침상형상의 마르텐사이트로 변태된다(그림28참조).
하부 냉각속도와 상부 냉각속도사이로 냉각시켰을 때는 한 단계의 변태만 일어나는 것이 아니라 여러단계의 변태가 연속적으로 일어난다. 따라서 장미꽃모양의 둥그런 퍼라이트, 침상형태의 검은 베이나이트 및 밝은색 기지조직인 마르텐사이트가 생성되게 된다(그림29참조).


앞에서 설명한 과냉 오스트나이트의 여러단계에서의 변태는 평행상태도 상으로는 알 수가 없다. 따라서 이것을 알기 위해서는 시간-온도-변태(TTT)곡선을 활용한다. 이 곡선은 변태온도와 시간에 따른 각 단계별 변태개시점과 완료점 등 변태과정을 알 수 있다.
항온에서 변태를 일으키느냐 연속냉각으로 일으키느냐에 따라 우리는 TTT곡선을 항온변태곡선(그림30)과 연속냉각곡선(그림31)으로 구부한다. 이 곡선에서 주의해야 할 점은 항온변태곡선에서는 시간축, 즉 횡축에서 변태조직은 알 수 있으며 연속변태 곡선에서는 냉각곡선으로 변태조직을 알 수 있다.


또한 이 두 그래프에서 알 수 있는 것이 변태가 개시되기까지에는 약간의 변태개시 시간이 소요된다는 점이다. 이 변태개시 시간은 과냉이 커질수록 감소하다가 일정 온도에서 최소값을 나타낸 후 과냉이 더욱 커지면 다시 변태개시시간이 길어진다.
변태의 개시저과 완료점간의 시간 즉, 변태속도는 변태개시시간이 가장 짧은 온도에서 일반적으로 가장 빠르다. 순탄소강에서는 퍼라이트 단계와 베이나이트 단계에서 가장 짧으며 변태속도는 매우 크다.
그라파이트조직이 나타나는 주철에서도 앞에서 설명한 바와 같이 변태를 하게 된다. 원소상태의 탄소가 석출되어 다시 오스트나이트에 고용될 가능성은 몇가지 조건이 부합되어야 한다.
TTT곡선은 특히 오스트나이트에 고용된 탄소량에 의해 크게 결정된다. 이러한 탄소의 고용량은 오스트나이트 구간에서 유지시간이 증가함에 따라 포화고용점까지 도달할 수 있다.
고용속도는 소재의 기지조직이나 그라파이트의 형상, 분포상태 및 크기에 의하여 영향을 받는다. 그라파이트 주철에서 퍼라이트 단계나 베이나이트 단계로 항온변태시에도 그라파이트가 또한 석출된다.
이러한 석출은 조직이 페라이트와 그라파이트로 완전히 변태할때까지 계속된다.
퍼라이트 단계로의 변태에는 철과 탄소합금강인 경우에는 합금원소까지도 확산이 충분히 일어나야 한다는 전제조건이 붙는다.
퍼라이트 단계에서 변태시에 과냉 오스트나이트로부터 평형조직인 페라이트와 세멘타이트가 석출된다.
이 두 조직은 확산에 의해 생성된 조직이다. 퍼라이트는 결정입계나 불순물 등과 같은 오스트나이트 격자의 결함으로부터 페라이트와 층상 세멘타이트가 생성(nucleation), 성장(growth)되어 나타나게 된다(그림34~35참조).


퍼라이트 생성시에는 오스트나이트와 석출된 퍼라이트와는 결정방향에 있어서는 아무런 관계가 없다. 과냉이 커지면 커질수록 변태온도가 저하되므로써 야기되는 확산속도의 둔화 때문에 페라이트와 세멘타이트 층과의 간격이 좁아지게 된다.
즉 조밀한 퍼라이트가 된다.
변태속도는 온도가 저하함에 따라 증가하는 열역학적인 오스트나이트의 불안정도와 온도가 저하함에 의해 둔화되는 확산속도에 의해 결정된다. 이러한 두가지 영향 때문에 변태속도는 일정 과냉까지는 증가하였다가 이보다 더 낮은 과냉시에는 변태속도가 늦어진다(그림30~33참조).
아공석합금에서는 초석페라이트를 석출하면서 변태가 시작되며 가공석합금에서는 초석세멘타이트가 석출되면서 변태가 개시된다. 이러한 초석은 일반적으로 오스트나이트의 결정립계에서 석출된다. 그러나 결정립이 조대하고 과냉이 클때는 오스트나이트 결정립내에서 특정방향으로 석출한다. 이렇게 결정립내에 석출된 조직을 위드만스타트(Widmanstatt)조직이라고 부른다(그림 36참조). 연구결과에 의하면 위드만스타트조직인 페라이트는 앞에서 설명한 베이나이트변태와 같은 기구로 석출된다.
냉각속도가 증가하면 초석페라이트 석출이 억제되고 퍼라이트변태가 촉진된다. 따라서 약 0.5%C이상의 합금에서는 페라이트석출이 완전히 억제된다(그림37~39참조). 이러한 현상은 과공석강에서도 마찬가지이다.
평행공석조성인 S=0.8%C은 과냉이 증가할수록 공정점이 어떤 범위로 확장되게 된다. 이러한 사실은 상태도 상에서 선 GS와 선 ES를 공석선PSK이하로 연결시켜보면 가장 잘 알 수 있다(그림40참조).
제 1의 영역에서는 과냉 오스트나이트는 페라이트에 대해서 과포화되어 있다. 따라서 이 영역에서는 변태시에 초석페라이트가 석출되게 된다. 마찬가지로 Ⅲ영역에서는 오스트나이트는 세멘타이트에 대해서 과포화되어 있다.
따라서 초석세멘타이트가 석출되게 된다. 그러나 Ⅱ의 범위에서는 페라이트 뿐만아니라 세멘타이트도 과포화되어 있다. 따라서 이 영역에서는 곧바로 퍼라이트변태가 시작된다.
베이나이트 단계에서는 철과 치환형 합금원소의 확산이 거의 이루어지지 않는다. 단지 탄소만이 좁은 범위이내에서 확산이 가능하다. 따라서 변태는 탄소의 확산에 의해 개시된다.
즉 국부적으로 페라이트생성이 용이한 탄소의 부족과 또다른 국부지역에서는 세멘타이트 석출이 용이한 고탄소농도의 국부지역이 생기게 된다.
페라이트결정은 마르텐사이트변태와 마찬가지로 면심입방격자인 오스트나이트가 변태전단력에 의해 체심입방페라이트로 석출되게 된다. 이 페라이트는 아직까지 미변태된 오스트나이트 내에서 탄소의 확산이 계속됨에 따라 성장하게 된다.
베이나이트 변태는 순간적인 전단력에 의해 이루어지므로 오스트나이트 방향과 여기에서 석출되는 페라이트 방향과는 서로 관련이 있다.
변태전단력에 의해 생성된 페라이트는 평행상태의 조성이 아니고 탄소가 과포화되어 있는 상태이다. 세멘타이트 석출은 오스트나이트로부터 직접 혹은 탄소가 과포화되어 있는 페라이트로부터 석출된다.
어느 반응이 더 먼저 일어나느냐는 탄소의 함량에 의해 결정된다. 고탄소강인 경우에는 침상이나 판상의 세멘타이트 석출이 변태를 용이하게 한다. 이러한 석출에 의해 오스트나이트에는 탄소농도가 낮아지게 되어 전단력에 의한 페라이트 생성을 용이하게 한다.
탄소강에서는 0.45% 탄소강의 TTT곡선에서 알 수 있는 바와 같이 (그림30) 베이나이트 단계로서의 변태속도는 온도가 저하함에 따라 감소한다. 반면에 탄소강에서는 변태속도가 어느 일정온도에서 가장 빠르다(그림32~33참조).
변태속도는 퍼라이트 단계에서 설명한 바와 같이 두 개의 서로 상충되는 현상, 즉 온도가 저하함에 따라 변태코자하는 경향과 저온에서의 탄소의 낮은 확산속도에 의해 결정된다.
변태온도가 높을수록 카바이드 석출은 완전히 이루어지고 카바이드 입자는 더욱더 커진다. 고온의 베이나이트 단계에서 생성된 조직은 광확현미경으로도 페라이트 기지조직을 분명히 볼 수 있다. 이러한 조직을 상부 베이나이트라고 부른다(그림41~42참조).
더 낮은 온도의 베이나이트 단계에서 생성된 조직은 카바이드가 완전히 석출되지 않았으며 또한 매우 미세하다. 이러한 조직을 하부 베이나이트라고 부른다(그림43~44참조).


많은 합금은 퍼라이트 단계와 베이나이트 단계가 겹치는 변태구간을 갖고 있다. 이러한 합금에서는 항온 변태에 의해서 베이나이트조직이 먼저 생성되고 이 변태가 완료된 후에 미세한 퍼라이트변태가 계속된다.
상부 베이나이트 단계에서 석출된 카바이드는 퍼라이트 단계의 하부온도에서 석출된 카바이드보다 대부분 더 조대하다. (그림45~46참조)합금강이나 합금주강에서는 베이나이트로의 변태가 용이하고 급격하게 일어나기 때문에 냉각속도가 빠르지 않더라도 초석페라이트외에 퍼라이트 대신에 베이나이트가 생성되게 된다(그림47참조).
퍼라이트와 베이나이트단계로의 변태는 확산을 수반하나 마르텐사이트 변태는 면심입방격자가 체심입방격자로 변태전단응력에 의해 생성되는 무확산 변태이다. 이때 마르텐사이트는 매우 빠른속도로 생성된다.
탄소는 α격자의 정방축을 확장시키며 탄소의 함량에 따라 정방축의 확장정도가 결정된다. 마르텐사이트 변태는 무확산변태이므로 Ms점이하로 내려가면 변태가 시작된다. 냉각속도가 증가한다하더라도 Ms점은 저하하지 않는다.
마르텐사이트 변태는 Ms점에서 개시되며 변태가 완료되는 온도는 없다. 탄소함량이 증가할수록 잔류 오스트나이트(Retained Austnite)량은 증가하낟. Ms온도는 오스트나이트 조성가 관련된다. 탄소함량이 증가하면 Ms온도가 저온으로 이동하게 된다(그림48참조).
과공석합금인 경우에 ES선 이상으로 가열하여 소입냉각하면 많은 잔류 오스트나이트가 발생된다. 망간이나 니켈 등의 합금원소를 첨가하면 Ms점이 상온이하로 내려가게 된다. 이러한 합금에서는 냉각속도를 매우 빨리해서 상온에서 완전 오스트나이트 조직을 얻을 수 있다(그림49~50참조).


마르텐사이트 변태시간은 매우 짧다. 일반적으로 10(-7승)S안에서 변태가 일어난다. 각각의 마르텐사이트 프레이트(Plate)는 순간적으로 생성되며 변태가 계속됨에 따라 새로운 프레이트가 계속해서 생성된다. 개개 프레이트크기는 결정립계 불순물, 기 생성된 마르텐사이트 프레이트에 의해 성장을 방해받기 때문에 이들에 의해 크기가 결정된다. 프레이트는 Ms점이하에서 집단으로 생성된다. 일정 냉각속도하에서 온도가 더 이상 내려가지 않는다면 변태는 더 이상 일어나지 않고 중지된다. TTT곡선상에 나타난 변태선은 오스트나이트화(온도와 유지시간)조건에 따라 크게 영향을 받는다.
왜냐하면 카바이드의 고용량이 오스트나이트조건을 결정하는데 크게 영향을 미치기 때문이다. 카바이드의 고용량은 승온속도에 의해 또한 영향을 받는다.

(2) 템퍼링(Tempering)
급냉과 오스트나이트 변태에 의해 생성된 마르텐사이트조직은 열역학적으로 매우 불안전한 조직이다. 따라서 안정된 조직으로 만들어주기 위해 특정온도 범위로 열을 가하여주면 이 조직은 보다 안정된 조직으로 변하게 된다. 이렇게 하기 위하여 A₁ 변태점 이하로 열을 가하는 조직을 템퍼링이라고 부른다. 이러한 조직변화는 확산을 수반하므로 템퍼링은 온도와 시간의 함수이다.
퍼라이트단계나 베이나이트단계의 조직은 템퍼링시에 조직의 변화가 크게 일어나지 않는다. 이 경우 탄소강에서는 템퍼링 온도와 시간이 증가함에 따라 카바이드가 구상화되는 것이 관찰되었다.
템퍼링시에 마르텐사이트는 단계별로 α고용체와 세멘타이트로 분해된다. 템퍼링변화는 온도가 높을수록 매우 급격하게 일어난다.
첫 번째 템퍼링단계에서는 급냉에 의해 생성된 정방 마르텐사이트 조직이 매우 왜곡된 입방α철격자로 변하게 된다.
금속조직학적으로 이 조직은 템퍼링하지 않은 마르텐사이트조직보다 부식이 잘 일어난다. 따라서 조직시간에서는 검게 나타나서 부식이 어려운 잔류 오스트나이트와 구별이 용이해진다(그림51참조).
이 조직은 템퍼드 마르텐사이트라고 부른다. 이 단계에서도 매우 미세한 카바이드가 석출된다(그림52참조). 이때 생성된 카바이드는 핵사고날(Hexangonal) 카바이드이며 조성은 대략 Fe₂C이다. 잔류 오스트나이트는 이 단계에서 변태하지 않는다.
또한 Ms점이 높은 마르텐사이트는 냉각중에 분해되어 템퍼링 효과를 나타낸다.
잔류오스트나이트의 분해는 두 번째단계, 즉 더 높은 템퍼링온도에서 시작된다(그림53~54참조). 따라서 잔류 오스트나이트의 분해는 템퍼링온도에 의해 결정된다. 이 분해는 베이나이트 생성기구나 퍼라이트 변태기구와 같은 방법으로 이루어진다.
템퍼링 유지시간이 길면 1차단계에서 생성된 카바이드나 이 단계에서 Fe₃C로 변화한다.
세 번째 템퍼링단계에서는 일반적으로 카바이드가 세멘타이트로 변화한다 이 단계에서는 매우 미세하게 기 석출된 입상카바이드가 템퍼링온도와 시간이 증가함에 따라 크게 성장하게 된다.


침상형태의 조직은 매우 높은 템퍼링온도에서도 침상형태의 모습을 갖고 있다. A₁변태점을 초과하면 이러한 형태가 없어지게 된다.
석출된 카바이드의 크기에 의해서만이 차이가 나는 이 조직을 일률적으로 조질조직이라고 부르며 템퍼링온도를 표시하여 차이를 구분한다.

[4] 철강 및 주철의 열처리

공업적으로 사용하는 철-탄소강을 우리는 두 그룹으로 나눈다. 첫 번째 그룹인 탄소 2%까지의 강은 주조상태나 열처리상태에서 유리된 탄소가 없어야 한다. 두 번째 그룹인 탄소 약2%이상인 주철은 이에 비해 그라파이트가 나타난다. 이 주철은 응고방식에 따라 준안정계 상태를 따라 응고한 백주철(White Cast Iron)과 응고시 그라파이트로 정출한 회주철(Grey Cast Iron) 및 구상화흑연주철(Ductile Cast Iron)로 구분한다.
위의 합금을 생산하기 위한 원재료는 대부분 용광로에서 생산된 탄소 3%이상 함유된 선철이다 선철은 용도에 따라 화확성분이 다르게 생상된다. 실리콘은 안정계인 철-그라파이트계를 따라 응고하는 경향이 크고 망간은 준안정계인 철-카바이드계를 따라 응고하는 경향이 크다.
따라서 망간함량이 높고 실리콘함량이 낮은 선철은 강을 생산하는데 사용되며 실리콘함량이 높고 망간이 낮은 선철은 주철원료로 사용된다.
액상선(그림1)은 탄소함량이 낮은 합금이 탄소함량이 높은 합금보다 높은 용융점을 갖고 있다. 따라서 강의 제조시에는 선철을 용해한 다음 온도를 올려 탄소성분조정(감탄)과 동시에 용탕은 액상선 이상의 온도로 유지해야 한다. 이때 온도를 올리기 위해서 필요한 에너지는 열풍을 송풍하여 얻는다. 열푸응ㄹ 통해 보내진 산소는 탄소, 실리콘, 인 등과 발열반응을 일으켜 이에 필요한 에너지를 공급하여 온도를 유지시킨다.
강에서는 소둔처리후에도 유리탄소가 존재하지 않아야 한다. 바람직하지는 않지만 고탄소가에서는 열간가공이나 장시간 소둔시에 일부 탄소가 그라파이트로 석출된다. 이러한 강의 파단면은 진회색부터 검은색까지 나타나기 때문에 이러한 파단면을 검은 파단이라고 부른다. 1%C, 1-2%Si강에서 이러한 특성이 나타난다. 이 강에서는 소둔에 의해 탄소 일부가 그라파이트로 석출된다.
백주철(White Cast Iron)은 파단면이 하얀 즉, 레더브라이트(Lederbrite)조직으로 응고한 주철을 말한다. 이 조직은 소둔에 의해 세멘타이트가 그라파이트로 석출된다.
이 소둔작업으로 기지조직을 페라이트나 퍼라이트로 선택할 수 있다. (그림 59~60참조)
백주철은 산화성 분위기엣 소둔처리를 실시한다. 따라서 그라파이트화 뿐만 아니라 표면부에서는 탈탄까지 일어난다. 따라서 두께가 얇은 제품인 경우에는 중심부까지 완전히 탈탄시킬 수 있다(그림61참조).
이에 비해 흑시가단주철의 열처리는 중성분위기하에서 소둔을 실시하며 세멘타이트의 일부 혹은 전체가 그라파이트로써 석출된다.(그림59~60참조)
고경도주철은 레데브라이트조직으로 응고되어 주조상태로 사용되는 철-탄소주물을 말한다. 가단주철용 백심가단주철과의 차이는 고경도주철에서는 탄소함량이 높다. 표면만 레데브라이트조직이냐에 따라서 표면고경도주철과 전고경도주철로 구분한다.
회주철은 (그림20~22)에서 보여주는 바와 같이 순페라이트와 그라파이트조직만으로 이루어진 경우가 거의 없다. 안정계인 철-탄소계를 따라 응고되어야하나 실제적으로는 그라파이트외에 페라이트-퍼라이트나 순퍼라이트기지(그림23)로 되어 있다.
그라파이트의 형태나 크기, 분포는 용해나 냉각방법에 따라 큰 차이가 난다.
편상형태외에 그라파이트는 또다른 형태의 모양이 나타날 수 있다. 접종제를 첨가함으로써 구상화형태의 흑연을 생산할 수 있다.(그림62~63참조)
철-탄소 상태도는 철-탄소합금의 열처리온도에 관한 정보를 제공해 준다. γ-χ반응시에 히스테리스 때문에 평형상태도 상의 온도보다 승온시에는 20~30℃높게 냉각시에는 더 저온으로 온도가 이동하게 된다. 또한 공업적으로 사용하고 있는 철-탄소강에는 망간이나 실리콘 등과 같은 원소가 첨가되어 있으므로 이들 원소에 의해서도 변태점은 약간 변하게 된다.
소준(nomalzing)은 아공석강이나 공석강을 Ac₃온도 직상, 즉 GS선직상을 가열한 후 공냉시키는 열처리작업을 말한다.
오스트나이트 결정립은 소준온도가 너무 높거나 유지시간이 길면 조대해지므로 Ac₃직상에서 실시해야 하며 가열유지시간은 제품의 중심부까지 소준온도가 도달할 정도면 충분한다.
가열과 냉각에 의한 γ-χ변태에 의해 조직은 미세하고 균일하게 된다. 특히 주강은 이러한 목적으로 소준열처리를 실시한다(그림64~65참조). 열간압연재나 단조재도 이력에 관계없는 표존조직으로 만들어주기 위해 또한 이러한 열처리를 적용한다.


승온시간이나 냉각이 급격할수록 미세조직을 얻을 수 있다. 그러나 냉각은 소입조직이 생성될 정도로 빨라서는 안된다.
저탄소강이나 중탄소강에서는 결정립계에 페라이트가 석출되는 것이 아니고 결정립크기와 냉각속도에 따라 오스트나이트 결정립내에 위드만스타트 형태로 페라이트가 석출된다.
오스트나이트 결정립이 조대할수록 이러한 조직의 생성경향이 커진다. 따라서 이 조직은 주조상태나 가열조직에서 많이 발생된다.
이러한 조직을 제거하기 위해서는 소둔(Annealing) 열처리가 요구된다.(그림64~65참조)
결정립 조대화소둔은 소준과 비슷하다. 그러나 소준에 비해서 처리온도가 높고 조대한 결정립과 조대한 퍼라이트를 얻기 위하여 Ar₁변태점까지는 매우 서서히 냉각하여야 한다. Ar₁변태점 이하에서는 냉각이 빨라도 무관하다.
구상화 소둔은 퍼라이트중의 세멘타이트와 과공석강인 경우에는 초석세멘타이트도 구상화 시키는데 필요한 열처리이다.
세멘타이트의 구상화는 Ac₁변태점 이하에서 장시간 유지시키거나 Ac₁변태점 직상으로 가열한후 서냉함으로써 이룰 수 있다. 또 다른 방법은 A₁변태점을 중심을 가열냉각을 반복한 후 서냉함으로써 달성할 수 있다.
Ac₁직하에서의 구상화 소둔은 아공석강에서 많이 적용되고 있으며 Ac₁직상에서의 소둔은 과공석강에서 많이 활용되고 있다. Ac₁직사에서 과공석강의 구상화 소둔시에는 소준과 같이 결정립 미세화도 동시에 일어난다.
강의 냉간가공 후에는 A₁직하의 온도로 가열 유지하여 냉간가공에 의해 발생된 가공응력을 제거하고 새로운 결정립(재결정)을 얻을 수 있다. [재결정 소둔(그림67~68참조)]
가공독 큰 경우에는 조대한 결정립이 때때로 생성된다. 이때 소준처리를 하면 결정립이 미세하게 동시에 냉간가공응력도 제거된다. 이러한 재결정소둔에 의해 계속해서 냉간가공이 가능하게 된다. 세멘타이트의 구상화는 냉간가공에 의해 가속되므로 첫 번째 구상화 thens전에 약간 냉간가공을 해주면 좋다.
주조, 단조, 압연 및 소성가공이나 절삭가공 후에 불균일한 냉각에 의해 발생된 응력을 제거하기 위해 Ac₁변태점 이하로 가열한다. 이때 조직의 변태는 일어나지 않는다(응력제거 소둔). 일반적을 응력제거 소둔온도는 550~650℃사이이다. 이때 주의할 것은 냉각시에 매우 천천히 서냉해야 한다는 점이다.
이렇게 낮은 응력제거 온도에서도 응력의 대부분은 제거된다. 확산소둔은 상태도상 AHIE선 아래에서는 장시간 가열 유지함으로써 용융금속이 액상선과 고상선범위에서 응고중 발생된 편석을 제거할 수 있다. 이때 생성된 조대한 결정립은 소준처리로 미세화시킬 수 있다.
소둔중에는 공기중의 탈탄성 가스와 강중의 탄소가 결합하여 강의 표면에서 탈탄이 쉽게 발생한다. 이러한 탈탄은 상황에 따라 완전 탈탄까지 발생한다. 탈탄의 위험성은 상황에 따라 완전 탈탄까지 발생한다.
탈탄의 위험성은 온도가 증가함에 따라 커진다. 가단주철의 소둔처리는 탈탄을 고의적으로 시킨 것이다 CO나 CH₄와 같은 침탄성 분위기하에서 소둔을 실시하면 역으로 제품표면에 탄소의 침투가 일어나 침탄이 발생한다. 이러한 침탄열처리는 침탄성 액체, 고체, 기체를 사용하여 저탄소강의 표면에 탄소를 확산시켜 표면은 강하고 심부는 인성을 갖도록 하게 한다.(침탄열처리) 실제적으로 침탄은 800℃이상에서 실시한다. 왜냐하면 탄소의 고용한도가 γ철에서는 매우 크기 때문이다.
침탄을 고온에서 실시하면 상태도상 ES선을 따라 탄소의 고용한도는 증가하나 결정립조대화도 일어난다. 이 경우 냉각중에 결정립에 세멘타이트가 석출할 수 있다. 장기간 침탄에 의해 조대해진 심부조직은 결정리미세화 열처리로 제거할 수 있다.
표면부에 석출된 2차 세멘타이트는 구상화 소둔처리를 해주어야 한다. 소입시에는 Ac₃선이상으로 과공석강에서는 Ac₁이상으로 가열한다. 재질에 따라 물, 기름, 공기 등으로 임계냉각속도로 냉각한다. 소입시에는 퍼라이트단계나 상부 베이나이트 단계온도, 즉 550℃까지는 급냉이, 이 온도 이하에서는 서냉이 필요하다.
형상이 복잡한 제품인 경우에는 이러한 단계소입(marquenching)이 좋다. 즉 변태속도가 빠른 온도 범위까지는 물과 같은 냉각제를 사용하여 급냉한 다음 Ms변태점 이하에서는 기름과 같은 완만한 냉각제를 사용해야 한다. 이렇게 함으로써 변태응력과 변형을 줄일 수 있다.
위와 같은 방법과 근본적을 동일한 방법으로써 Ms점 이상의 염이나 금속욕 주에 일정시켜 하온 냉각시킨 다음 변태전에 꺼내 실온까지 냉각시키는 방법이다. 이러한 열처리방법은 고합금강에 적용되며 장점은 항온 유지시에 냉각에 의해 발생된 열응력을 제거할 수 있다는 것이다.
실온까지 서냉중에는 마르텐사이트 변태가 서서히 일어나므로 변형이나 균열을 피할 수 있다. 강의 소입은 과냉 오스트나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 일어나므로 열간 압연재나 단조재를 열간 가공후 직접 소입처리할 수 있다. 이 경우에는 압연이나 단조 마무리 온도가 높지 않도록 주의해야 한다. 마무리 온도가 높으면 조직이 조대해져 냉각시에 마르텐사이트 나들(nadle) 또한 조대해진다.
열간단조후에 소입을 곧바로 실시하기 위해서 소입가열온도를 일정하게 유지시키기 위한 균질노를 설치하는 경우가 있다. 아공석강에서는 이 온도를 Ar₃점까지 내려야 한다.
조질열처리는 소입 및 Ar₁이하에서 템퍼링을 실시하는 열처리작업을 말한다. 조질처리시에는 소입시와 마찬가지로 냉각제의 종류에 따라 물조질, 기름 혹은 공조질로 구분한다. 조질처리와 비슷한 열처리가 베이나이트처리이다.
이 처리에서는 베이나이트 단계온도의 욕(염이나 금속)에 냉각시켜 오스트나이트가 완전 변태할 때까지 유지시킨다.
생성된 베이나이트조직에는 소입 후 템퍼링시에 석출된 카바이드와 같은 카바이드가 석출되어 있으므로 템퍼링공정까지를 포함하고 있다. 따라서 별도의 템퍼링이 필요치 않다.
조질처리오 비슷한 목적을 가진 열처리로 파텐팅(Patenting)처리가 있다. 이 처리로 퍼라이트 단계의 하부에서 항온 변태시켜 매우 조밀한 퍼라이트조직을 얻는다. 이 조직은 인발이나 압연 등 냉간가공에 적합하다. Ac₃이상으로 선이나 강대를 가열하여 400~550℃염이나 욕에 냉각하여 일정시간 유지한 다음 공냉한다. (욕파텐팅처리)
다른 한 방법으로는 Ac₃보다 훨씬 높은 온도로 가열한 다음 공냉한다. 이때는 가열온도가 높았기 때문에 오스트나이트 결정립이 조대화되어 퍼라이트 소입능이 좋아진다. 즉 변태온도를 저하시킨 것과 같은 똑같은 의미를 지닌다.

2. 열처리 결함과 대책

[1] 조대한 결정립(Coarse Grain)
조대한 결정립은 열처리시에 종종 나타난다. 파단면이나 정확히는 금속현미경 조직시허을 통하여 알 수 있다. 용도에 따라 다르나 모든 재료가 반드시 미세한 결정립이 바람직스러운 것은 아니다.
그러나 공구강이나 조질가에서는 반드시 미세한 결정립이 요구된다. 치탄강에서도 때로는 용도에 따라 조대한 결정립을 결함으로 취급하는 경우가 있다. 조대한 결정립의 원인은 다음과 같다.

(1) 과열(Overheating)
침탄강이나 공구강, 조질강 공히 Ac₃변태점이상 가열하여 미세한 결정립을 얻을 수 있다. 이때 가열시간이 너무 길거나 온도가 높을 때는 조대한 결정립이 생성된다. 이러한 현상을 과열(Overheating)이라고 부른다.
결정립 조대화경향은 재질에 따라 다르며 롯트번호(Lot Number)가 다를 때도 차이가 난다.
이러한 경향은 재질속에 미고용물이나 고용이 어려운 화합물의 존재정도에 따라 결정된다. 미고용물이나 고용이 어려운 화합물 구성원소는 제강중에 고의적으로 첨가되거나 혹은 불순물로 들어간다.
탄소가이나 카바이드분해를 촉진하는 원소(즉,망간)가 들어있는 합금강은 약간의 과열에 의해서도 결정립이 조대화해진다.
이러한 강으로 만들어진 큰 부품은 두 단계의 염욕을 이용하는 것이 좋다. 즉, 변태점 이하의 욕에서 예열을 충분히 한 다음, 두 번째 소입가열욕에서 가열시간을 짦게하는 것이 좋다. 또한 주의할 점은 많은 양의 제품을 한번에 처리하는 경우이다.
이때는 노의 온도가 많이 내려가므로 본 가열시간까지 시간이 많이 소요되게 된다. 따라서 결정립이 조대화해진다.
과열된 강은 Ac₃변태점 이상으로 가열하여 공냉한 다음 재소입을 실시하면 미세조직을 얻을 수 있다.(아공석강에 적용) 탄소강인 경우에는 700℃, 합금강인 경우에는 조성에 따라 적정온도에서 장시간 가열한 다음 공냉하여 재소입 처리한다. (과공석강인 경우에 적용) 과공석강인 경우에 과열후에 서냉하면 결정립계에 망상카바이드나 조대한 카바이드가 석출한다.
이 경우에는 다시 한번 가열하여 카바이드를 고용시킨후 급냉한 다음 앞에서아 같이 소둔처리를 실시해야 한다. 고속도강이나 다이스강은 과열조직이 발생되면 다시 쓸 수가 없게 된다.

(2) 과공석강에서 소입을 여러번 했을 때
과공석강에서는 소입온도가 가열하면 카바이드 일부가 고용되어 기지조직을 강화시킨다. 그러나, 미고용된 카바이드의 일부는 결정립성장을 방해하여 결정립을 미세화시킨다.
소입가열을 여러번 실시하면 앞에서 전술한 바와 같이 미고용된 카바이드가 성장, 조대화해져 결정립성장을 제대로 억제하지 못하게 된다. 때문에 과공석강 부품은 특정 이유 때문에 재도입이 요구될 때는 변태점 이하의 온도에서 장시간 소둔처리를 실시해야 한다. 이 소둔처리에 의해 표준조직상태로 들어간다.
이러한 소둔처리를 실시하지 않고는 재소입시 균열(crack)의 위험성이 있다.

(3) 조질강이나 침탄강에서 언더하드닝(Under Hardening)시
아공석강인 경우 특히 침탄강에서 소입온도가 낮을 때, 냉각속도가 느릴 경우에는 조대한 페라이트가 심부에서 석출된다.
이 심부조직은 페라이트 외에 마르텐사이트나 트르스타이트조직이 석출될 수 있다.
조대한 페라이트조직이 생성 되었을 때는 더 높은 온도로 재소입하든지 냉각속도를 빠르게 함으로써 막을 수 있다.
(4) 재결정(Recrystallization)
재결정은 냉간 가공후 약400℃로 가열할 때 일어난다. 가공도가 큰 경우에는 매우 미세한 결정립이 생성되나 가공도가 작을 경우, 즉 임계가공도 범위내에서는 조대한 결정립이 생성된다. 이 경우 소준열처리로 조직을 미세화할 수 있다.

[2] 경도불량
(1) 냉각속도가 느릴 경우
냉각속도가 강의 소입성에 비해 충부치 못할 경우에는 경도가 잘 나오지 않는다. 강은 마르텐사이트조직을 얻을 수 있도록 소입온도에서 빠르게 냉각하여야 한다. 어떤 냉각제를 사용하여야 할 것인가는 재질과 부품의 두께에 달려있다.
냉각제는 원하는 경도를 얻을 수 있는 범위내에서 가장 완만한 냉각제를 사용해야 한다.
부품의 단면적이 큰 경우나 탈산이 불충분한 강, 결정립 미세화강에서는 보다 빠른 냉각속도가 요구된다.

(2) 소입온도가 낮거나 유지시간이 짧은 경우
조절강 열처리시에 변형을 감소하거나 템퍼링을 생략 혹은 단축하기 위하여 소입온도를 낮추거나 냉각 속도를 느리게 하는 경우가 있다. 이러한 열처리는 비록 경도로는 목표치를 얻었다 하더라도 잘못된 열처리이다.
이 경우에는 완전 조질열처리된 강보다는 인장강도, 충격강도, 피로강도값이 매우 낮다.
소입경도는 최고경도(2㎜두께의 시편을 소금물에 소입하여 얻을 수 있는 경도)보다 Rockwell C로 10포인트 이상 낮아서는 안된다.
[그림69]는 탄소함량에 따라 얻을 수 있는 최고경도를 보여주고 있다.
공구강에서는 특히 크롬공구강(SKD류)에서 소입온도가 낮거나 유지시간이 짧을 때는 카바이드용해가 충분치 않아 경도가 나오지 않는다. 이 경우에는 기름이나 소금물에 냉각시키면 경도가 나온다. 그러나 변형이나 균열의 위험성이 따른다.
이러한 변형된 열처리 역시 불량으로 간주한다. 왜냐하면 합금원소를 충분히 이용치 못하였기 때문이다.

(3) 소입온도가 너무 높을 경우
소입온도가 너무 높을 때는 특히 고합금강인 경우에서 경도불량이 나온다. 원인은 잔류 오스트나이트(Retained Austnite)과다 때문이다. 이러한 부품은 심랭(sub-zero)처리로 잔류 오스트나이트량을 줄일 수 있다.
재소입도 하나의 해결방안이나 이때는 균열을 줄이기 위하여 소둔처리후 실시해야 한다.

[표면경도 저하]
(1) 탈탄
표면의 탈탄은 원자재 상태에서 기 존재하거나 혹은 열처리시에 발생된다. 열처리시의 탈탄을 방지하기 위한 분위기가 존재치 않을 때, 즉 분위기중의 CP가 낮던지 불활성가스를 사용할 경우에도 가스량이 충분치 못하던지 가스중에 H₂O가 함유되어 있을 때이다.
목탄을 사용하여 탈탄을 방지코자 할 때도 완전히 탈탄을 방지하지는 못한다. 산화성 분위기하에서는 탈탄을 방지할 수 있다.
즉, 이 분위기에서는 탈탄보다 산화가 먼저 일어나기 때문이다. 산화층을 제거하고 나면 탈탄층은 자연히 해결된다.

(2) 잔류 오스트나이트(Retained Austnite)
크롬-니켈 참탄강이나 크롬-망간 침탄가에서 장시간 침탄 소입후 표면에 경도가 제대로 나오지 않는 경우가 있다.
원인은 잔류 오스트나이트 때문이다.
해결방법은 600~650℃로 1시간 내지 2시간 정도 중간 소둔처리한 다음 낮은 온도에서 재처리하는 것이다.
또한 심냉(sub-zero)처리하여도 잔류 오스트나이트량을 줄일 수 있다.
잔류 오스트나이트는 마르텐사이트 생성온도가 실온근처나 아래에 있을 때 발생된다.
마르텐사이트 생성온도는 기지조직에 고용된 합금원소(특히, 탄소와 질소)에 의해 결정된다. 해결책은 다음 2가지 방법이 있다.
(가) 심냉처리(sub-zero)에 의해 잔류 오스트나이트를 마르텐사이트로 변태
(나) 기지조직에 과포화된 탄소함량(합금원소)를 줄이기 위하여 A₁변태점 이하의 온도에서 1~2시간 가열 유지한 후 낮은 소입온도에서 재처리한다.

(3) 트르스타이트(Troostite)
표면경도 저하는 트르스타이트(troostite) 조직때문에도 기인한다. 트르스타이트는 소입시에 냉각속도가 느리기 때문에 생성된다.
미고용된 카바이드나 불순물 등은 트르스타이트 생성을 조장하는 핵(nucleation)으로 거동한다. 또한 미고용된 카바이드는 합금원소인 크롬과 결합하여 크롬카바이드를 형성하기 때문에 소입성을 저하시킨다.
산소는 카바이드와 비슷하게 합금원소와 결합하여 산화물을 형성하기 때문에 트르스타이트조직은 소입온도를 올리든지 (합금원소 고용증대) 냉각속도를 증가시키므로써 없앨 수 있다.

(4) 표면부의 산화(특히 크롬강에서)
고크롬강(SDK류)는 염욕에서 소입 열처리시 표면 산화가 발생하기 쉽다. 이러한 산화는 시안이 포함되어 있는 염욕이나 환원성 염에서도 나타난다. 따라서 표면산화가 일어나지 않도록 염욕관리에 특별한 신경을 써야 한다.
[그림71]의 a와 b는 표면산화와 표면산화가 일어나지 않는 부품의 예를 보여주고 있다.

(5) 연미표면
중연삭시나 냉각이 불충분한 경우에 연마면에서 소려효과가 나타나 경도가 저하한다.
연마면에서 열이 심하게 발생할 경우에는 조직이 다시 한번 변태를 하게되어 표면부터 잔류 오스트나이트-마르텐사이트-소둔조준- 소려조직 순으로 나타나게 된다. 이때는 체적의 변화가 수반되므로 균열이나 박리가 일어날 수 있다.

[4] 연점
(1) 탈탄층의 국부적인 제거불량
열처리전 부품의 절삭가공시에 탈탄층을 국부적으로 완전히 제거하지 않는 경우가 있다. 이 부분은 열처리후 경도시험기에 제 경도가 나오지 않는다.

(2) 침탄강에서 국부적인 침탄불량
침탄시 국부적으로 침탄을 방지코자 할 때 가스침탄이나 고체침탄에서는 가능하다.
이때 침탄방지제를 도포할 때 손으로 다른 부위를 잡으면 이 부위에서는 침탄이 잘 안된다.
액체침탄 시에도 어떤 이유에서 염욕 속에 구리가 녹아들어 갔다면(혹은 제품을 구리도금된 선으로 묶었을 때) 국부적으로 침탄이 안된 곳이 나타난다. 이런 이유 때문에 액체 침탄욕에는 침탄방지를 위하여 구리도금한 부품을 처리하는 것이 바람직하지 않다.
절연에 의해 생성된 침탄불량은 불량부위를 재 열처리하여도 변하지 않는다. 반면에 냉각불량에 의해 나타난 연점은 재처리하면 없어지게 된다.

(3) 강의 편석
편석에 의한 연점은 인(p)이나 황(s)이 많은 쾌삭강에서 발생하기 쉽다. 이 강에서는 침탄이 균일하게 되지않는 경향이 있어 냉각시에 연점이 나타난다. 망간 함유량이 높은 쾌삭강에서는 이러한 문제가 발생되지 않는다.

(4) 물소입시 증기부착
공구강이나 침탄강, 조질강에서 종종 나타나는 연점의 원인은 물과 같이 증기화되는 냉각제를 사용한 때이다. 증기가 부착된 부분은 색이 검게 나타나며 이 부분은 경도가 잘 나타나지 않는다.
증기가 부착된 부분은 냉각속도가 늦기 때문에 마르테사이트 조직대신 트르스타이트가 생성된다. 기름소입시에 이러한 문제가 나타난다면 기름을 가열하여 습기를 제거 시킨후 사용하면 된다.
물을 냉각제로 사용할 때는 약 10%정도 소금을 첨가하면 이러한 현상을 방지할 수 있다. 또한 제품을 냉각시에 상하로 흔드는 것도 도움이 된다.
소금물을 사용할 경우에는 40℃이상 되어서는 안된다. 왜냐하면 소금물의 비등점이 매우 낮기 때문이다.

(5) 냉각제에 불순물 혼입
냉각제에 불순물이 섞여 들어가면 대류가 잘 일어나지 않아 연점이 발생하는 경우가 있다.
이 때는 이러한 불순물을 필털 제거해 주어야 한다. (6) 연마결합
앞의 "표면경도 저하"란에서 설명한 바와 같이 5~10%의 질산용액으로 부식해 보면 알 수 있다.
경도가 잘 나오지 않는 부분은 검정색(트르스타이트)을 띤다. 재소입으로 해결이 가능하다.

[5] 변형
(1) 한쪽면의 탈탄 혹은 침탄, 부분적인 소입
소입조직인 마르텐사이트조직은 오스트나이트조직이나 소재상태의 조직보다 부피가 큰 조직이다. 부피 팽창은 탄소함량이 증가할수록 더 커진다. 따라서 한쪽면에 탈탄이 일어났을 경우에는 이면에서는 부피 팽창이 다른 면보다 더 적게 일어난다.
이러한 이유 때문에 탈탄이 발생된 면은 오목하게 변형이 발생된다.
한쪽면은 침탄된 부품이나 소입된 부품도 이와 똑같은 이유 때문에 변형이 발생된다.

(2) 압연이나 단조응력
압연이나 단조후에 열응력 제거와 표준조직을 만들어주기 위해 소준(normalizing) 열처리를 실시하지 않는 부품은 후공정 열처리에 변형을 초래하게 된다. 단류선도 변형에 큰 영향을 미친다.
그러나 소준작업이나 조질작업 등으로 이러한 영향을 감소시킬 수 있다.

(3) 가공응력
냉간가공인 절삭가공시에 불균일한 응력이 생성된다. 이러한 응력은 가열시에 변형을 초래하게 된다. 따라서 변형을 최소화하기 위하여 절삭가공 및 소입열처리 전에 500~700℃사이로 응력제거소둔이 필요하다.

(4) 비대칭적인 단면적
키홈이 있는 긴 축류의 소입열처리시에 실제적으로 변형을 막을 수 없다. 변형의 정도는 재질과 소입온도에 따라 결정된다.
마르켄칭 열처리로 변형을 최소화할 수 있다. 또한 부품자체의 설계시에 가능한 한 냉가속도가 균일하도록 설계하면 좋다.

(5) 불균일한 냉각속도
변형에 크게 영향을 미치는 것은 냉각속도이다. 일반적으로 냉각속도는 변형과 균열을 방지하는 범위내에서 매우 커야 한다.
조질강에서는 부품에 거러리는 하중이 인장응력과 압축응력이므로 심부까지 소입이 되어야 하기 때문이다.
소입방법에 따라서는 변형에 크게 영향을 미친다. 긴 부품인 경우에는 수직으로 세워서 예열 및 가열하여야 하며 냉각때도 마찬가지이다.

(6) 자중에 의한 변형
소입온도에서 강(steel)의 강도는 매우 낮다. 따라서 자중에 의한 변형이 나타난다. 염욕에서 가열시에는 염의 비중에 의한 부력 때문에 자중에 의한 변형이 적다. 가열 및 냉각시에는 제품을 세워서 처리하는 것이 좋다.
※변형교정법
염욕으로 냉각한 직후에 조직은 오스트나이트조직이기 때문에 교정이 용이하다.
조직이 마르텐사이트로 변태직전에 교정은 끝나야 한다. (자석으로 점검, 오스트나이트조직은 비자서이므로 자석이 붙지 않는다.
강은 템퍼팅 전이 템퍼링 후보다 교정이 용이하다.) 복잡한 형상에서는 프레스 소입이 바람직하다.

[6] 균열
(1) 강 및 단조결함
결함은 여러 종류가 있으나 대충 중요한 결함은 겹침, 불순물혼입, 기포 수소취성, 망상카비이드등이 있다. 이러한 원인에서 발생된 결함은 대부분 압연방향으로 생성된다. 열처리후 완제품에서도 이러한 결함에 의해 생성된 균열을 종종 볼수가 있다.
왜냐하면 열처리에 의한 노취(notch) 때문에 응력이 일한 부분에 집중되기 때문이다.
단조시에 종종 나타나는 겹침은 균열에 매우 민감하다. 탈탄이나 산화피막은 균열 생성을 용이하게 한다.

(2) 재료혼입, 재료선택, 설계잘못
재료혼입은 불꽃시험으로 알 수 있다. 열처리시 재료선택 잘못에서 기인되는 결함은 설계자나 열처리담장자와의 상호협의하에 재료를 선택함으로써 줄일 수 있다 적정재료를 선택하였다 하더라도 단면적의 급격한 변화나 예민한 노취부가 있을 때는 균열을 피할 수 없다.
특히 주의해야 할 점은 냉각속도가 빠른 냉각제를 사용하여야 하고 소입깊이가 한정된 탄소공구강의 열처리시이다.
표면부위와 심부의 열처리되지 않는 부위에서 큰 응력이 발생되기 때문이다. 비합금강에서 특히 코너부위의 구멍은 매우 위험하다.
이때는 마르켄칭이나 이 구멍을 볼트로 채우는 것이 좋다. 침탄욕 중에서는 구멍을 점토로 막는 것은 불가하다.
침탄강에서는 소재의 탄소함량이 너무 높아서는 안된다. 왜냐하면 소입시 심부에 큰 응력이 생성되어 균열이 발생할 우려가 있기 때문이다.

(3) 열처리전 가공결함
완전소입강인 경우에는 표면의 공구자국이 균열을 초래한다.
강도가 낮은 강에서 끝이 무딘 공구나 절삭속도가 빠를 때는 가공면에 가벼운 균열이 발생되어 열처리시에 이 균열이 성장된다.
이 균열은 반드시 가공방향의 직각방향을 일어난다.

거칠은 제품표면부위의 균열을 [그림27]에서 보여주고 있다.

(4) 열처리 결함
열처리시에 무엇보다도 과열과 불균일한 냉각이 균열을 초래한다. 고합금강에서는 열전도가 매우 느리기 때문에 승온시에 급열을 가하면 균열을 초래한다.
침탄강에서는 침탄후 냉각속도가 너무 느릴 때 균열이 발생할 수 있다. 급냉시에는 균열이 발생하지 않으나 공냉시에는 카바이드가 입계에 석출하여 결정립계가 응력에 대한 저항력이 약해져 균열이 발생할 수 있다. [그림76참조]

(5) 열처리후 결함
연마균열은 연마시 냉각이 불충분할 때 발생된다. 연마균열의 예를 [그림72~74]는 보여주고 있다. 연마균열은 연마방향과 수직으로 발생된다. 침탄품에서는 연마균열이 침탄층 깊이까지만 성장한다. 연마균열의 여부는 질산액으로 부식해보면 검게 나타난다. 연마균열은 깊지 않으며 표면에 일직선으로 나타난다.



조대한 결정립이나 망상카바이드 및 다량의 잔류 오스트나이트는 연마균열을 쉽게 발생시킨다. 공구강이나 조질강에서는 연마균열이 길고 깊다. 따라서 취성파고의 경향이 크다.
연마균열을 줄이기 위해서는 경도가 낮은 연마재나 냉각방법의 개선이 요구된다. 160~200℃사이에서 템퍼링처리하면 연마균열을 상당히 줄일 수 있다. 동일재질이라도 롯트번호가 다른 재질은 미세 결정립강이라도 연마균열을 발생할 수 있다.
이 때는 연마액을 70~80℃ㄹ 가열하여 사용하는 것이 좋다. 또한 경도가 높으면 연마균열이 발생하기 쉬우므로 HRC 60이하로 템퍼링처리를 하면 균열을 피할 수 있다.
침탄품의 교정시에는 침탄층에 수직으로 균열이 발생한다.

[7] 취성 및 피로강도 저하
(1) 재료결함
재료의 인성에 영향을 미치는 재료결함은 균열과 어떤 의미에서는 같다. 편석이나 불순물(MnS)이 심한 강은 압연 방향이 횡방향보다 인성이 더 좋다.

(2) 조대한 결정립
조대한 결정립은 취성을 조장하고 피로강도를 저하시킨다.

(3) 망상카바이드
망상카바이드는 과공석강에서 가열온도가 높고 서냉시에 나타난다. 침탄시에는 과침탄 및 서냉시에 나타난다. 침탄강에 망상카바이드가 생성되었을 경우에는 침탄온도 이상으로 재가열하였다가 급냉한다.
이때 잔류 오스트나이트가 과다하게 발생되었을 경우에는 다시 저온소입을 시시한다. 이때 카바이드는 미세하고 균일하게 분포된다. 카바이드가 이렇게 분포되어 있을 때는 인성을 해치지 않는다.
공구강에서도 A₁변태점 부근에서 장시간 가열하면 구상화가 된다. 이 경우에는 카바이드 구상화가 결정립계에 집중되어 있으므로 인성이 좋지 않다.

(4) 과도한 침탄깊이
침탄품은 침탄처리하지 않는 부품보다 충격강도가 떨어진다. 충격강도의 감소는 침탄계수비(침탄깊이/단면적두께)에 비례한다. [그림79참조]. 침탄계수비는 최대 20%를 초과해서는 안된다.

(5) 두께가 얇은 제품에서 침탄 및 질화
약침 및 약질화 처리는 피로강도를 향상시킨다. 좋은 예가 스프링인 경우이다. 따라서 두께가 얇은 제품에서는 약침이 요구된다.

(6) 표면경도 저하
표면경도는 피로강도를 감소시킨다. 굽힘응력하에서는 제품표면이 가장 높은 응력을 받게된다. 경도가 낮은 표면층이 존재한다면 이 부위에는 탄성계수가 낮다. 따라서 고응력에서는 이 부위에서 소성변형이 발생하여 재료에 피로를 가져와 균열을 발생시킨다.
이 균열은 노취효과(Notch Effect) 때문에 결과적으로는 취성파괴를 초래한다. 산화가 일어났을 경우에도 결정립계 약화를 초래하여 파괴를 촉진한다.

(7) 인장강도가 너무 높을 경우
인장강도가 높을 경우에는 압축, 인자응력이나 피로강도에는 좋다. 그러나 충격강도에도 약하다. 따라서 이 경우에는 템퍼링으로 강도를 떨어뜨려야 한다.

(8) 언더하드닝(Under Hardening)
조질강이나 침탄강의 언더하드닝시에는 균일한 단상조직으로 되는 것이 아니라 마르텐사이트와 페라이트 다상조직으로 된다.
페라이트의 탄성계수는 매우 낮으므로 표면경도 저하시와 같은 현상이 일어난다. 이러한 조직은 피로강도가 낮고 매우 취약하다.
재열 처리를 통하여 해결이 가능하다.



(9) 소려취성
몰리브덴첨가 조질강을 제외하고는 모든 강은 어느 정도 소려취성을 나타낸다. (특히 크롬강에서)소려취성의 원인은 아직까지 분명하게 밝혀지지 않았다. 소려취성에 대한 경향은 450~600℃온도에서 템퍼링을 실시한 후 상온까지 서냉할 때 나타낸다.
템퍼링후 급냉을 실시하면 소려취성을 방지할 수 있다. 소려취성이 나타난 부품은 재소려 및 급냉으로 방지할 수 있다.

[8] 부식
(1) 재료결함
원자재 보관시에 표면에 미세한 기공 형태의 부식이 발생한다. 이 가공은 선반인 연마작업에서 없어지는 것이 아니고 뭉개져 덮어버려 없어진 것처럼 보인다. 따라서 열처리전에는 볼 수 없지만 열처리시에 다시 나타나게 된다. 이러한 결함은 겹침이나 비금속개재물, 기포 등에서도 똑같은 현상으로 나타난다.
고크롬강은 염욕 열처리시에 고크롬농도 지역에서 약간의 부식이 일어난다. 비철열처리시에는 종종 물집(blister)이 생성된다.
이 물집은 내부가스에 의해 생성되는데 이 가스가 수소가스이다.
이러한 현상을 줄이기 위해서는 200~300℃에서 30분 내지 1시간정도 예열해주면 수소가스가 천천히 밖을 확산하여 빠져나가게 되어 열처리시 물집이 생성되지 않는다.
은을 시안이 함유된 염욕에서 소둔처리하여도 이와 같은 현상이 일어난다. 이때 탄소가 은표면으로 확산해 들어가 비금속개재물인 산화동을 환원시켜 Co가스가 발생되므로 물집이 형성되게 된다.

(2) 열처리전 가공
끝이 무딘 공구로 절삭가공할 때나 절삭속도가 낮을 때는 절삭이 아니라 파먹는 것과 같은 현상으로 나타나게 된다. 이렇게 파먹힌 부분은 육안으로 보이지 않으나 열처리 후에 크게 나타나게 된다.

(3) 예열시 결함
예열시에 산화가 발생된 부품을 시안이 함유된 염욕에서 열처리를 하면 산화스캐일의 일부가 환원되어 표면이 거칠어지게 된다. [그림80참조] 따라서 예열온도는 산화스캐일이 생성될 정도로 높아서는 안된다.

(4) 염욕가열시 결함
부식은 염욕에 시안이 너무 적게 함유되어 있을 때 발생한다. 또한 포트바닥에 침전되어있는 스러지와 제품과의 접촉시에 발생된다. 침탄성 염욕에 제품의 일부분만을 가열할 때도 경계면에서 부식이 일어난다[그림81참조].
이러한 부식을 방지하기 위해서 제품전체를 침탄처리후 필요부분만 냉각시키면 된다.

(5) 템퍼링시 부식
고온의 초산염욕에서 템퍼링시에는 산화에 의한 부식이 발생한다. 특히, 오랫동안 사용한 노화된 초산염에서는 500℃이상에서 산화가 일어난다.
광택이 나는 부품인 경우도 부적합한 오일에서 템퍼링을 실시할 경우 부식이 발생할 수 있다. 염욕에서 열처리한 부품인 경우에도 염을 완전히 세척하지 않으면 부식이 발생한다.

[9] 용융
(1) 과열
과열은 온도계의 기능이 잘못되어을 때 나타난다.
따라서 표준 열전대를 사용하여 주기적으로 검정하여 주는 것이 필요하다.
고체침탄에서는 box가 기밀성이 없을 때 고온에서 탄소가 산화하여 이 산화열 때문에 부품의 표면이 용융되는 경우가 있다.

(2) 고합금 공구강의 침탄
고속도강은 예열중에 침탄이 되었을 때 본열에서 녹는 현상이 나타난다. 침탄층은 고속도강의 용융점을 저하시킨다.
침탄성 분위기에서 소둔처리한 고속도 강(High Speed Steel)도 이와 같은 이유에서 소입 열처리시에 표면이 녹는 현상이 나타난다.

(3) 전극과의 접촉
전극식 염욕노에서는 제품이 전극에 접촉되어서는 안된다. 큰 제품인 경우에는 장입 및 Unloading시에 전기를 끄고하는 것이 좋다. 용융은 전극과 접촉하지 않고서도 염욕내에서 제품이 접촉할 때도 일어난다.

3. 금속 현미경 조직시험법

(I) 미크로 조직시험방법

열처리품의 조직을 시험하는 방법에는 마크로(육안)방법과, 미크로(현미경)방법의 두 가지가 있다.
마크로 시험법은 육안 또는 확대경 등의 저배율(보통20배이하)로 관찰하는 방법이고, 미크로 시험법은 비교적으로 고배율(광학현미경 :100~1,000배, 전자현미경:1,000~100,000배)로 관찰하는 방법이다.
금속재료의 기계적, 물리적 제 성질은 그 미크로 조직과 밀접한 관계가 있다. 금속이나 합금의 현미경에 의한 미크로 조직은 이것을 관찰함에 따라
화학조성의 개략, 금속조직의 구분, 결정립도의 크기
열처리, 단련, 주조 및 냉간소성가공 등의 재료경력
비금속개재물의 종류와 그 형상, 크기 및 편석부분의 상황.
파괴손상과 재료이력, 재료 결함 및 응력시련 등의 인과관계
파면관찰에 의한 파괴 양상의 파악 등에 다른 상세한 검토를 할 수가 있다.
현미경 조직시험방법에는 그 목적에 따라 몇가지의 방법이 있으며 그 구분은 다음과 같다.

(1) 광학금속 현미경 조직시험방법(반사식)
보통금속 현미경시험법
고온금속 현미경시험법
암시야금속 현미경시험법
편광금속 현미경시험법
위상차금속 현미경시험법
간섭 금속 현미경시험법

(2) 섬프 시험편에 의한 현미경 조직시험방법(투과식Sump)

(3) 전자현미경 조직시험방법
광학금속현미경에 의한 시험방법은 가장 많이 쓰이는 것이며, 섬프(Sump)법은 대형의 부재에 대해서 응용되고, 전자현미경은, 더욱 상세한 관찰을 요할 때 쓰여진다.

(II)시험편을 만든는 방법

피검면은 거칠게 긁힌 자국이 없는 완전한 평면으로 하고 그위에 "옛칭"시켜 조직을 나타낸다.
시험편 준비단계에 있어서 취급이 적당치 않으면 조직이 변화되므로, 관찰한 조직은 시험편 본래의 것과 달라지기 때문에 시험의 목적에 맞지 않게 되는 경우가 있다.
통상 현미경시험편은 다음의 공정순서로 만들게 된다.
절단채취 : 시험목적에 적합한 부분을 시료로 하여 절단채취한다.
마운팅 : 선재, 박판시험편, 외주표층면, 분단시험편 등은 합성수지 등으로 마운팅 한다.
자동 폴리싱반에 의한 경우도 같게 하여야 한다.
연마 : 피검면을 평면으로 하고 표면조도의 순서대로 연마하여 미세하게 한다.
폴리싱(Polishing) : 피검면을 경면같이 마무리한다.(정밀연마)
엣칭 : 호학적, 전기화학적 방법에 의해 피거면에 조직을 현출시킨다.
건조 : 엣칭 다음 처리로 녹이 생기지 않게 해야한다.
이러한 공정으로 만들어진 시험편의 검경면은 다음에 기술하는 조건들을 만족해야 한다.
-평활도: 조직관찰을 할 때 연마, 폴리싱작업에 의해 생겨난 긁힌 자국이 보이지 않는 정도까지 평활하게 마무리하고 고배율의 검경 시험편은 저배율용보다 세밀한 마무리를 하게 된다.
-평면도: 피검면의 전역을 시험하기 위해서는, 그 평면도가 현미경의 초점심도 이내가 되지 않으면 안되며 연한 조직중에 탄화물 등 경한 조직의 것이 부조상으로 볼록하게 나타나고 있는 경우에는 고배율로서는 양자에 핀트를 맞히기 곤란한 때가 있다.
특히 질탄층, 질화층, 도금층 등의 시험에서는 시험편에 골이나 층이 없도록 평면이 유지되어야 한다.
<표1>에 광학 금속현미경의 초점심도가 표시되어 있으며, 그 이상의 정도가 없으면 핀트가 맞지않아 흐리게 보여진다.
-피검면의 변질: 절단, 연마, 폴리싱의 작업중에 표층이 가공의 영향을 받아서 조직변화를 일으키든지 결정립내에 스립밴드를 나타낼 수가 있고, 또 연질의 비철금속에서는 그러한 경향이 커서 표층면이 가공에 의해 "후로우"를 일으켜 시험편표면에 기포 등의 소공이나 균열을 일으키는 경우도 있다.
또 존재하는 개재물이 작업중에 탈락되면 그 때무에 피검면에 별모양의 흠이 발생하기 쉽고 전해연마에서도 개재물의 탈락이나 소공의 발생이 경우에 따라 일어난다. 또 부식 건조의 방법에 의해 화학오염현상도 있을 수 있다.
이러한 작업결함은 그 후의 검경에 따라 경험적으로 판단된다.

[1] 시험편의 채취와 절단
(1) 시험편의 채취
시험편의 채취방향 및 그 위치는 각기 시험목적에 따라 다르고 시험 담당자의 판단에 맡겨지는 일이 많아 현미경시험편의 채취는 그 시기, 상태에 따라
(a) 먼저 이루어진 마크로조직 시험편으로부터 필요한 부분을 채취하거나
(b) 피검물로부터 직접 필요한 시험편을 채취하며
(c) 각각의 목적으로 진행된 시험이 끝난 시료로부터 시험편을 채취하기도 한다.
(a)의 경우에 따라 사용된 마크로부식액의 종류나 그 표면상태에 따라
그대로 표면조도를 미세하게 마무리해서 좋은 것:강을 약산으로 부식시킨 마크로 조직 등.
표층의 부식영향층을 제거하여 행할 필요가 있는 것:Al의 불산시약, Tuker액 마크로조직, 강의 썰파프린트 시험후의 FeS, MnS판정 등
전부 특별히 새로운 시료를 필요로 하는 것:강의 강산부식 마크로조직 등의 경우가 있으며 (b), (c)에 있어서는 피검물이 소형인 것은 그대로 시험편이 될 수 있으나 대형인 경우에는 시험목적에 따라 적당한 크기의 것을 방향과 위치를 고려하여 채취한다.
-횡단면 방향채취: 결정입도 측정, 탈탄층, 침탄층, 질화층, 도금층, 열처리경화층, 편석결함, 백점흠, 기포흠, 압연흠 등을 관찰하는 경우.
-종단면 방향채취: 비금속개재물, 소성가공층의 섬유상 조직, 열처리 경화층의 분포 등을 관찰하는 경우.
양방향채취: 압연, 단조의 성과확인, 또 손상품에 대한 파면관찰을 위하여 파양기점을 포함하는 일단면 외에, 여기에 인접하는 부위의 직각방향단면을 관찰하는 경우
기계톱(saw)은 조질재, 템퍼링재, 풀림재 등으로 Hb경도 380(Hr42, Hs55)이하의 것에 쓰인다.
지석 saw는 고구재, 베아링재, 고주파소입재, 침탄부품등에 쓰이나, 상기 조질재나 연질상태의 강 비철재료라도 정도를 좋게 절단하는데 사용할 수 있다.
방전절단은 초경합금, 공구재 등 경한 것에 쓰인다.

(3) 시험편의 크기
시험목적에 따라 연마, 폴리싱작업을 하기 쉬운 크기로 한다.
보통은 피거면을 10~25mm의 각 또는 환형으로 하여 시험편 높이가 단면크기의 반정도가 적당하며 높이가 크면 연마, 폴리싱작업이 불안정하여 좋지 않다.

(4)지석saw절단 절단지석은 먼저 절단한 재료에 따라서 지립을 선택하여야 한다.
산화알루미나계 : 탄소강, 합금강, 주철, 내열강, 스테인레스강, Ni등
탄화규소계 : 스테인레스강, 주철 Al합금, W, Ti, Zr등
다이아몬드계(림록케형) : 비철금속일반
다이아몬드계(연속림형) : 초경합금, Si, Ge등
그리고 절단하는 재료에 따라 지석의 입도, 결합도 및 지석회전수를 적당하게 선정할 필요가 있다.
보통 입도는 #400, #320, #150, #100이 쓰이며 결합도로서 L(연), N(중), P(경)가 사용되고, 경질재의 절단용에는 중립~세립이 연한 지석이, 연질재용으로서는 중립의 경한 지석을 사용하게 된다. 지석의 회전속도는 2000~3000m/min정도가 좋다.
-시험편의 고정
횡방향으로 약간 이동한 후 고정 대에 붙여진 바이스로 시험편을 고정하여 절단위치를 설정한다. 절단되는 측과 고정 복식 바이스를 겸비한 것이 있으나 절단 작업중에 시험편이 이동되거나 변형하면 지석을 파손하는 수가 있어서 보통은 단식바이스로 충분하다. 절단방향으로 시험편을 움직이는 데에는 수동식과 자동식이 있다.
움직이는 속도가 너무 빠르면 절단면을 태운다든가 지석이 손모를 재촉하게 된다.
-시험편의 냉각
절단중에 시험편이 가열되어 변질되지 않도록 수용성의 유화유액을 냉각제로서 연삭부분에 분사시킨다.
냉각제는 연삭에 지장이 없도록 충분한 양이 분사됨과 동시에 순환사용됨으로 생기는 "스랏지"의 혼입, 열화가 없도록 깨끗한 액의 보충, 교환 등을 철저히 해야 한다.
[사진1]은 많이 쓰여지고 있는 범용 현미경시험편 채취용 지석 saw의 일례를 나타낸 것이다

[2] 시험편의 마운팅조정
(1) 물림쇠에 의한 시험편의 유지
-분단시험편
피검면에 갈라진 부분이 있는 것은 연맏중에 분리되지 않도록 하며, 또 깨어진 시험편의 경우에는 개어진 두쪽이 엇갈림이 없도록 밀착시켜 놓아서, 이것이 분리되거나 이동되지 않도록 시험편의 측면 또는 이면등 지장이 없는 부분에 납땜 또는 용접하여 둔다.
또는 (그림83)에 나타난 것처럼 판홀더로서 압축고정하고 시험편을 홀더와 더불어 연마하면 좋다. 반드시 검경의 주목적 범위가 시험편의 중심부근이 되도록 채취하여 놓는다.
-표층시험편
탈탄층, 침탄층, 질화층, 도금층이라든지 압연홈 전동표층 등을 단면방향으로부터 관찰하는 경우에는 시험편과 판홀더의 접합부에 골이나 층이 업서야 한다. 피검면을 판홀더로 고정하여(그림84) 연마하면 좋다.
-박판시험편
위와 같이 판홀더를 사용한다. 시험편과 같은 정도의 경도를 갖는 격판을 엇갈리게 놓는다면 한번에 여러장을 연마할 수 있다. (그림85참조)
-선재시험편
판홀더 압착(그림86) 또는 블록 눌림(그림87)에 의한다. 사용되는 판홀더의 재료는 되도록 시험편과 같은 정도의 경도를 갖는 같은 종류의 재료가 좋으나 강의 시험에서는 일반적으로 5~9mm두께의 연강판이 쓰여진다.



(2) 합성수지에 의한 시험편의 마운팅
소형의 시험편은 합성수지에 마운팅하여 연마, 폴리싱(polishing)작업을 하기 쉬운형으로 하는 것이 좋다. 많은 수의 같은 시험편을 처리할 때에는 자동연마기가 쓰여지나 이런 경우도 수지마운팅이 이루어진다.
수지마운팅 형상과 크기가 표준화되는 외에 예리한 각부가 없어 연마지나 폴리싱포를 손상시키지 않으므로 근래에는 많이 쓰여진다.
① 주입성형에 의한 수지 마운팅
응고되는 수지의 가이드 형틀(금속판 또는 유리제)를 판유리 위에 놓고 형틀 전면과 유리판면에는 이형제(실리콘 그리스)를 발라 놓는다. 그리고는 표면에 부착되어 있는 기름이나 먼지를 제거한 피검면을 밑으로 하여 형틀의 중앙에 배치한다.
열경화성이 액상 폴리에스텔 수지(수축율 5%) 또는 에폭시수지(수축율1% 그러나 투명)를 유리 용기에 넣어 이것을 중합경화시키기 위해, 촉매 등의 경화제를 가하여 잘 혼합한 다음 조합된 수지액을 형틀내에 주입하여 방치하면 15~60분 내에 중합이 완료되어 응고경화한다.
그때의 발열 온도는 100℃이하이다. 경화후에 형틀로부터 성형품을 굴리어 빼내게 된다.
② 가열 프레스에 의한 수지 마운팅
마운팅에 쓰여지는 수지에 분말로 되어 쉽게 굳어지는 열경화성의 훼놀수지, 디아릴수지(유리섬유 또는 아스베스트 포함), 또는 열가소성 아크릴수지 등이 있다. 전용의 가열, 가압프레스[사진2]는 그의일례를 쓰게 된다.



장치의 형식에 따라서 25, 30 또는 40mm의 마운팅 처리가 되어진다. 조작방법은 다음과 같다.
전원을 넣은 히타에 의해 형전체를 135℃~150℃에 유지한 후(온도조절기부), 실린더, 피스톤, 람의 내면에 이형제를 바르고 피스톤면상의 중앙에 피검면을 놓고 수지재를 그 위에 넣은 후 덮개를 덮고 람을 고정시켜 유압핸들을 조작함으로서 피스톤을 눌러 가압하게 된다.
형내의 소요압력은 150~200kg/cm²(압력계에 의한), 가압소요시간은 약5분(타이머부).
제압한 다음 덮개를 치우고 핸들을 풀어서 성형품을 뽑아낸다. 열경화성수지에서는 100℃도 좋지만 열가소성수지는 75℃이하까지 냉각한 후에 빼낸다.
성형싸이즈와 비교하여 시험편이 크다든지 예리한 각부가 있으면 성형품이 완전치 못한 경우가 있다.
[사진3]은 성형된 수지마운팅시료의 예를 나타낸 것이다.

(3) 저융합금에 의한 시험편의 마운팅
마운팅법은 수지에 의한 주입성형과 같은 방법으로 금속형중에 시험편을 놓고 용융한 합금<표2>를 주입하는 것이 좋다.
사용하는 합금은 마운팅할 때 허용되는 온도를 선정하고, 70℃이하에서 마운팅하고자 할 때에는 우드메탈이 좋으나, 용융점이 100℃이하인 것은 열탕에서 풀어지므로 마운팅에서 꺼내기가 용이하다.
이러한 합금마운팅법에서 주의를 요하는 것은 엣칭할 경우, 시험편과 합금간의 국부전지작용에 의해 마운팅용 합금의 일부가 부식되거나, 시험편의 엣칭이 불충분하므로 전부가 엣칭되지 않는다는 것이다. 버프(Buff) 마무리 후에 내던져 놓으면 부식한다.



[3] 시험편의 표식
절단채취 시험편이나 마운팅성형된 시험편 또는 마운팅재에는 시험편 기호, 번호 또는 채취방법 등 필요한 사항을 빠짐없이 기입하여 현미경 조직시험에 대처한다.

[4] 연마작업(조연마)
시험편의 피검면은 먼저 평면연삭반이나 그라인다에 의해 조연마를 한다. 혜면도 피검면과 같은 수평으로 가공하면 현미경관찰이 용이하게 되고 또 여기에 계속되어 이루어지는 미크로비커스 경도 시험에도 좋다.
벨트샌드는 조연마용에는 손쉽지만 공시면이 면이 되기 때문에 좋지 않다.
한편 지석캇터에 의한 절단면은 표면조도 상태가 좋으므로 그대로 연마지 공정에 들어가게 된다.
이러한 상태로 시험편의 각 및 주변을 줄 또는 그라인다 등으로 다듬어주면 연마지나 폴리싱포의 찢어지는 것을 방지할 수 있으므로 취급하기에 편리하다.

[5] 연마작업(중간연마)
중간연마는 연마지 상에서 피검면을 닦는 작업으로서 그 표면조도를 순차적으로 미세하게 한다. 보통은 건조한 상태로 하는데 물이나 경유등의 혼식윤활환경으로 연마하는 수도 있다.

(1) 연마지
-드라이 연마용 연마지
윤활제는 사용하지 않고 건조한 상태로 연마하는 것에 사용되는 연마지이다. 라샤지에 에메리(코란담…Al₂O₃에 자철광을 함유한 흑회색이 결정)분말지립을 교질의 접착제로 도포한 것으로 230*280mm가 표준싸이즈이며, 분말지립번호(#)와 같은 조도구분과 칭호표시는 지의 이면에 나타나 있다.(표3)

-현식연마용 연마지
물이나 석유를 주입하면서 쓰여지는 연마지이다. 탄화규소계 지립분말을 크라후드종이에 합성수지접착제로 바라서 내수처리가 이루어진 것으로 표준싸이즈 외에 단책형의 것도 있다.
종류는 <표4>에 나타난 것고 같고, 회전원판에 첨부하여 사용하기도 하며, 이면에 점착제가 발라진 원형의 연마지도 있다.
여기에는 탄화규소계(#80)외에 Al₂O₃지립(#120, 240, 300)과 다이아몬드지립(70μ)이 있다.

(2) 연마작업
-수동에 의한 연마작업
연마지를 후판유리의 위에 종장방향으로 두고, 이것을 왼손으로 누르고 시험편을 바른손 끝으로 잡아 연마지의 앞부분으로부터 뒷부분으로 힘을 주면서 밀어내는 작업을 자주 반복한다.
[사진5] 한쪽으로 쏠리지 않도록 주의하고 연마에 의한 조흔이 없어지도록 한다. 연마지 위에 흐트러진 철분, 지분은 때때로 털어야 한다.
시험편을 연마지에 누를 때 너무 힘이 강하면 발열하여 조직이 변하든지 연마면에 소성변형이 생기는 수가 있으므로 가볍게 누르고 천천히 움직이면서 왕복을 할 필요가 있다.
그 다음에 시험편을 90°회전하여 다음번의 미세한 연마지로 앞의 조흔이 소멸제거될 때까지 연마한다. 세장시험편에서는 직각으로 하지 말고 대각선으로 하여 이것을 반복하면서 피검면의 표면조도를 점차 미세하게 한다.
이러한 연마지 교환에 있어서는 판유리와 시험편주변 및 손끝 등에 부착한 철분 및 연마지분을 주의깊게 제거할 필요가 있고, 더욱이 균열기 존재하는 시험편이나 자화하고 있는 시험편은 주의하여 자주 수세정한 후에 건조를 하여 재반복한다.
경화된 강재에서는 거치른 연마지의 작업을 정성스레 하고 최종은 #800쯤까지 사용하며, 연한 비철금속에서는 미세한 연마지의 작업을 정성스럽게 하여 최종은 #1500가지 사용한다.
연마면의 변질을 피하고자 할 때에는 습식연마를 하고, 윤활제로는 보통 물이 좋으며, 유수로 지면상에 얇은 수막을 만들어 금속분, 지분을 흘려버리면서 행하면 좋다.
Pb, Sn, Au, Al등의 연질금속에서는 기계절삭에 의한 가공경화층을 줄 등으로 평활하게 제거한 다음 #320쯤에서 연마하면 좋다.
냉각액은 경우에 파라핀을 용해(1ℓ중에 50g)한 윤활제를 사용하며, 다음번의 연마지에 옮길 때에는 경유로 완전히 세정한다.

-기계에 의한 연마작업
회전원판에 붙여진 연마지 위에서 습식연마를 행한다. 강하게 눌러주면 발열하여 연마면에 곡면이 생길 수 있으므로 가볍게 눌러서 연마함이 필요하다. 그 외에는 수동습식연마의 경우와 같다.
마무리 연마용에는 #1000. #1200, #1500을 써서 자동연마[사진6]하는 수가 있다. 이것은 일정 싸이즈의 수지 마운팅시험편을 부속시표홀더로 잡고 회전판 유도가이드나 진동 등에 의해 시료를 미회전시키면서 회전원판이나 진동 원판 위에 붙여진 연마지 면으로 마무리 연마를 하는 것이 좋으며 홀더 지지에 세심한 주의가 필요하다.
작업시간은 길고 또 진동식의 경우는 1~24h도 걸리나 일회에 다수의 시험편을 동시에 연마할 수 있으므로 일개당 소요시간은 짧으며 양호한 마무리면이 얻어질 수 있다.

[6] 폴리싱(polishing)작업(버프폴리싱-Buffing)
회전원판면에 퍼진 버프시에 폴리싱재를 주입하면서 마무리 연마후의 피검면을 경면화하는 작업공정이라 할 수 있다.
먼저 예비폴리싱으로서 조립도의 폴리싱분말을 쓰므로 연마조흔 및 연마영향층을 신속히 제거할 수 있다.
이어서 마무리 폴리싱으로서 미세한 입도의 폴리싱분말을 사용해서 피검면을 양질의 거울상태로 마무리한다.

(1) 폴리싱재
-산화크롬(Cr₂O₃)분말수용액
0.3~10μ입이 사용되나 입도별로는 시판되지 않고 있다. 예비폴리싱에서는 농도가 짙은 수용현탁액이 사용되고, 또 마무리 폴리싱에서는 교반하여, 조기에 침전한 조립을 제거한 세립용액의 진한 수용액이 쓰여지고 있다.
철강재료에 일반적으로 사용되며, 연질의 비철재료에는 적당치 않다. 엷은 농도에서는 폴리싱능력이 적은 것 및 폐액의 공해대책으로서의 처리가 요구되므로 근래에는 피하는 경향이 있다.

-알루미나(Al₂O₃)분말수용액
알루미늄염의 침전물을 소성해서 만들어진 육방정형세립분말의 수용현탁액이다. 예비폴리싱용으로서는 입경이 15μ, 8μ, 3μ, 1μ 정도가 쓰이며 마무리 폴리시용으로서는 0.5μ, 0.3μ정도가 쓰여진다.
대개는 건조분말을 사용시에 물과 혼합하여 사용하는데 1μ, 0.5μ, 0.3μ 및 0.06μ(입방정형)을 증류수로 용해한 병포장이 있어, 사용시에 5~20배로 희석한다.
철강재료에 일반적으로 쓰이며, 연질의 비철금속에도 널리 사용되고 현재 많이 보급되어 있는 폴리싱재이다.

-마그네시아(MgO)분말수용액
백색입방정계의 산화마그네슘 세립분말의 수용현탁액이다. 폴리싱속도는 알루미나보다 못하나 폴리싱 결과는 우수하며, 특히 Al합금의 마무리 폴리싱에 가장 적당하다.
건조상태의 보관이 필요하며 흡습하게 되면 탄산마그네슘으로 변질되어 기능을 잃게 되므로 증류수로 용해함이 바람직하다.

-다이아몬드의 유용페이스
천연산(대형결정의 파쇄)이나 인조(초미세결저의 응집)다이아몬드분말의 유지페이스트이다.
고경도로 형상은 예리한 각을 갖고 있으며 연마성이 우수하고 표층에 폴리싱 영향층의 발생이 없는 이상적인 폴리싱 재이다.
경연양조직의 혼재에서도 완전한 평면이 얻어지며 개재물이나 흑연 등이 폴리싱된 면에서 탈락되지 않는다.
베아링, 공구류, 초경합금 등에 사용되며, 인조다이아몬드로 폴리싱된 표면이 가장 매끈하다.
6μ이상의 입경을 갖는 예비폴리싱용 페이스트도 시판되고 있지 만 대부분은 3μ, 1μ, 0.25μ의 마무리 폴리싱용이 쓰여진다.

(2) 폴리싱포
-버프반용 폴리싱포
일반용으로서는 보드럽고 연한 백색양모재가 있다.
예비폴리싱, 마무리 폴리싱에도 대개 쓰여진다.
그외에 예비폴리싱전용의 것에는 보풀이 없는 경한 합성섬유직물이 있고, 마무리 폴리싱전용에는 인조섬유의 표면에 합성섬유를 수직으로 전착한 연한포지가 있다. 편면사용하여 폴리싱 기능이 나빠지면 세탁하여 이면을 사용(예비폴리싱용) 할 수 있다.

(3) 폴리싱 작업
-수동에 의한 폴리싱 작업
시험편을 오른손의 세 손가락에 쥐고, 회전하고 있는 폴리싱포위에 평행하게 가벼운 힘으로 누르고 원판중심과 주변사이를 천천히 왕복하면서 움직여 폴리싱한다.
왼손에는 폴리싱액이 들어있는 병을 갖고 가끔 흔들어 가면서 포면에 폴리싱액을 적하시킨다.[사진7]
폴리싱중 시험편은 원판의 회전과 반대방향으로 천천히 회전시킨다.
특히 이것을 최종단계까지 하게 되면 코멭데일의 발생이 방지된다. 코멭데일이란 일방향으로 연마 할 때 개재물 등이 그 방향으로 끌려와서 그 주변의 정상인 금속을 국부적으로 마모시키기 때문에 생기는 흠으로 꼬리달린 성상으로 나타난다.[사진8]
예비폴리싱에서는 우너판회전수를 600~1,200rpm 폴리싱분말은 8~3μ알루미나를 서서 지석일지연마의 조흔이 보이지 않을 때까지 행한다.






폴리싱 속도는 사용하는 알루미나의 입도에 영향을 받으며, 직접세립의 것을 사용하면 오랜시간이 걸리므로, 1μ분말로써 중간 폴리싱을 실시하면 마무리가 좋아서 단시간에 될 수 있다.
마무리 폴리싱에서는 원판회전수를 250~400mm으로 내리고 0.5μ, 0.3μ의 알루미나 분말로 한다. 또 폴리싱액 농도도 엷게 한다. 고배율의 검경이 필요할 때에는 0.06μ의 초미분말 알루미나가 쓰여진다.
산화크롬, 마그네시아에 의한 폴리시의 경우도 똑같다. 다이아몬드 페이스트의 경우는 원판위에 0.5~0.75g의 페이스트를 포상에 륜으 그리듯이 누르면서 손가락 끝으로 같은 모양으로 넓혀가면서 행한다.
폴리싱기버프반은 철강용, 비철용의 구분외에 산화크롬용, 알루미나용, 다이아몬드페이스트용 및 예비폴리싱용, 마무리 폴리싱용 등으로 구분배치하는 것이 좋으나 버프반태수에 제약되는 경우에는, 폴리싱포의 구분사용이 필요하다.
폴리싱이 끝나면 물로 씻어서 주변부에 부착한 폴리싱재도 충분히 제거하여 열풍으로 건조한다. 균열을 가지는 시험편이나 유지페이스트 폴리싱시험편에서는 초음파세정기로 씻은 후 알콜로 수분을 빼서 건조하면 좋다.
건조후에는 100~200배로 검경하여 조흔 또는 코멭데일이 없음을 확인한다. 폴리싱면은 흠을 내지 않음은 물론, 엣칭에 지칭을 주기 때문에 직접 손을 대지 않는 것이 좋다. -자동폴리싱기에 의한 폴리싱
습식의 자동폴리싱기아 같은 모양이다. 폴리싱포상에 미세립 알루미나분말을 폴리싱재로 하여 동시에 다수의 시험편을 폴리싱할 수도 있다.[사진9]

[7] 폴리싱(polishing)작업(전해폴리싱)
전해폴리싱법이라고 불리워지며 피검면에 가공변질층의 발생이 없이 연질금속에섣 흠이 없는 양질의 경면이 얻어지는 폴리싱법이다.
원리를 [그림88]에 나타냈다.
전해액중에 가라앉은 양극(시험편을 극)사이에 직접 직류를 통전하여 시험편 표면층을 전기분해시키는 것으로 전기도금의 역현상의 응용이다.

(1) 적용
시험편이 단상이며 연질인 것이나, 버프폴리싱 시가공변질에 민감한 것이라든지, 폴리싱 속도가 느린 재료에 적합하다.
전기화학적으로 전위차가 큰 둘 이상의 재료에서는 부분 침식되어 유조상이 되든지, 구멍이 작아지므로 적당치 않다.
대형실물에 표면의 일부를 그대로 검경하는 경우 연마 마무리된 시험편의 전면을 폴리싱하는 것은 아니고 그 가운데 유한범위만 마무리 가공하고 싶은 경우나 같은질의 시험편을 많이 준비할 때, 폴리싱하는 시험편의 곡면을 일정하게 유지할 때에 적당하다.
그러나 균열부나 질화층 등 시험편 엣칭부의 검경관찰에는 적용되지 않는다.

(2) 준비폴리싱
전해폴리싱하기 전의 연마는 #1000이상의 번호로 끝낸다. 고배율관찰에서는 버프에 의한 준비폴리싱을 하여 두면 좋다.
수지마운팅시료의 경우는 전도성의 합성수지를 쓰게 된다.




(3) 전해폴리싱
사료의 폴리싱할 면을 밑으로 향하게 설치하여 양극단자에 고정시키고 전류밀도를 조절하여 전해액을 순환분사시켜 나가면서 통전하는 구조의 전해연마장치[사진10은 그 일례]를 사용한다.
전해액의 종류, 액온, 전류밀도 및 통전시간 등의 전해조건은 폴리싱하는 재료에 따라 다르다.
<표5>는 각종 재료에 대한 사용전해액의 조성과 작업조건을 나타내는 것이다.



과염소산에 무수초산을 혼합시키면 발열, 폭발의 위험이 있으므로 무수초산에다가 과염초산을 서서히 혼합한다.
또 전해액은 몸에 묻지 않도록 취급에 주의할 필요가 있으며 눈에 들어가면 실명의 위험도 있다.
그러므로 최근에는 각종 용도별로 조성을 적당히 조정한 전해액도 시판되고 있다.

[8] 전해기계폴리싱
전해액에 폴리싱재분말을 혼합한 것 대신에 기계폴리싱의 폴리싱액을 사용하여 시험편을 전해시키면서 버프(buff)폴리싱 마무리를 하는 폴리싱법이다.
이렇게 되면 폴리싱속도가 빨라질 분만 아니라 부조나 세공이 마무리면에 남는 것을 방지할 수 있으며 양질의 면이 얻어진다.
Au, Ag, Pt등의 귀금속이나 Ti, Zr, Nb, W등 융점이 높은 내화금속의 폴리싱에 쓰여진다.
귀금속시험편에서는 직규전해가, 내화금속에서는 1~0.5Hz의 교번전류전해가 사용된다.
어느 것이든 전해기계 폴리싱장치에 의해 이루어지게 된다. <표6>은 각종 재료에 있어서 폴리싱법 적용예의 개요를 나타낸 것이다.
<본 자료는 중진공 금속기술사 강성호 교수가 주단조와열처리에 1994년 게재한 열처리기초 자료임.>
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