미세조직 인자의 영향을 고려한 금속 소재의 동적변형 특성 향상에 관한 연구

Toward Improving the Dynamic Deformation Properties of Metallic Materials via Role of Microstructure Factor

Abstract

This study reviews dynamic deformation behavior of ultra-fine-grained Al alloys, ultra-fine-grained conventional low carbon steel and dual phase steel and Zr-based amorphous alloys. Dynamic tests were conducted using a Kolsky bar then the test data was analyzed in relation to resultant microstructures, mechanical properties and propensity of adiabatic shear band. In addition, deformed microstructures and fracture surfaces were used to investigate the behavior of both the dynamic deformation and fracture, and adiabatic shear banding. As a result, increasing microstructural homogeneity, strain hardenability and forming multiple shear bands could be a better way to increase the fracture resistance under dynamic loading as the formation of adiabatic shear bands was reduced or prevented.

1. 서론

산업의 발전에 따라 최근의 재료들은 더욱 극한환경에서의 쓰임이 요구되고 있다. 그 중 한 예로 높은 변형률하에서의 재료의 거동이 있는데 군사적인 목적에서의 방탄판과 탄자에서의 방탄관련 특성, 이송수단의 발달에 따른 자동차 등의 충돌 특성은 물론 제품의 대량 생산을 위한 고속 가공 등 금속재료의 쓰임에 있어 고변형율하에서의 특성이 더욱 중요해지고 있다. 하지만, 많은 재료관련 연구들에 있어서 기계적 물성의 연구는 정적 혹은 준정적 환경하에서 이루어져 왔으며, 고변형률인 동적 거동에 대한 연구는 상대적으로 부족한 것이 사실이다. 동적 하중 조건에서는 준정적 조건보다 상대적으로 소재의 변형 및 파괴에 대한 저항성이 급격히 낮아지기 때문에[1-3] 동적변형 및 제반현상에 대한 소재의 기계적 신뢰성은 필히 고려될 필요가 있다. 일례로 동적변형조건하에서는 국부적인 소성변형이 발생하는데 이와 같이 변형된 영역을 단열성 전단밴드(Adiabatic shear band, ASB)라고 한다. 단열성 전단밴드가 발생하게 되면 이 영역내에서의 경도는 증가하지만 인성이 크게 낮아져 균열이 형성 및 전파되기 쉽기 때문에 변형을 수용할 수 있는 능력이 급격히 저하된다[1-5]. 때문에 단열성 전단밴드의 형성은 소재의 고속 변형 및 가공 시 극심한 전단균열의 발생으로 인한 최종파손의 주요한 원인이 될 수 있으며, 금속소재의 동적변형하에서의 쓰임을 위해서는 단열성 전단밴드를 제어할 필요가 있다.

따라서 본 연구에서는 이차상 입자가 존재하는 Al5083합금의 상이한 회전조건하에서의 ECAP가공을 통한 초미세 결정립 소재, 초미세결정립의 일반탄소강과 2상조직강, 단상 및 연성 결정립이 포함된 비정질 소재의 동적 변형거동을 통하여 여러 미세조직적인 인자들이 동적 변형거동과 단열성 전단밴드의 형성에 미치는 영향에 대해 살펴보았다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 소재는 Al5083 합금, 초미 세립 일반탄소강과 2상조직강 및 Zr계 비정질 합금으로, Al5083합금은 화학조성이 4.4%Mg-0.7%Mn-0.15%Cr- Al(wt.%)인 상용 알루미늄 합금 압출재를 사용하였고, 이를 450^oC 에서 1 시간 어닐링하여 잔류변형을 제거하였다. 초기 결정립 크기는 약 20 μm 이며, 10 μm 이하 크기의 MnAl₆등의 이차상 입자들이 존재하였다[6]

열처리 후 시편을 직경 17.5 mm, 길이 125 mm 의봉상 형태로 절단한 후 200^oC 에서 8 회 ECAP 가공을 서로 다른 회전 조건 즉, route-A, route-B 및 route-C 에서 수행하였다. 여기서 route- A 는 시편의 회전 없이 ECAP 가공을 수행한 것이며, route-B 및 route-C는 매 회 가공마다 시편의 길이 방향에 대해 각각 90^o, 180^o 씩 회전하는 방법으로 가공한 것이다. 이 때 금형은 교차각(φ)과 만곡각(Ψ)을 각각 90^o 및 20^o 로 제작하여, 매 가공 시 ~1 의 유효 변형량을 얻을 수 있었다[7]. 미세조직의 변화 및 결정학적 방위 관계를 분석하기 위해 30 % 질산 + 70 % 메탄올 용액에서 전해 연마한 후 EBSD (electron back scattered diffraction, FE-SEM, S-4300SE, Hitachi, Japan / OIM by TexSEM inc.)를 사용하여 분석하였다[8].

동적 비틀림 시험의 전단 변형속도는 약 1200 s-1 이며, 동적 비틀림 시험에 사용된 시편 역시 ECAP 가공방향에 평행한 방향으로 채취하여 표점 거리 2.5 mm, 두께 280 μm의 얇은 관 형태로 제작하였다. 동적 비틀림 시험 후 파괴된 시편의 파단면과 변형 부위를 주사전자현미경(scanning electron microscopy) 으로 관찰하였다.

초미세립 일반탄소강과 2 상조직강은 판재 형태의 일반 저탄소강이며, 화학조성은 0.15%C-0.25%Si- 1.1%Mn-0.06%V-Fe(wt.%)이다. 마찬가지로 소재를 원통형으로 가공한 후 500^oC 에서 route-C 방법으로 8 회의 ECAP 가공을 실시하였다. 이 방법으로 페라이트와 펄라이트 미세조직을 갖는 초미세립 일반탄소강 시편을 제조한 후 730^oC에서 10 분간 2상 영역 열처리하여 페라이트와 마르텐사이트가 균일하게 분포된 초미세립 2상조직강을 제조하였다. 초미 세립 강 시편을 2%나이탈 용액으로 에칭한 후 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 미세조직 형태를 관찰하였다. 동적 비틀림 시험 후 변형 및 파괴 양상을 조사하기 위하여 파괴된 시편 게이지부위의 변형부 위를 광학현미경으로 관찰하였다.

Zr 계 비정질 합금과 비정질 복합재료는 미국 Liquidmetal technology사의 ‘LM1’과 ‘LM2’의 상품명으로 알려진 합금이며, 진공 arc melter로 주조되었다. 화학조성은 각각 41.2%Zr-13.8%Ti-12.5%Cu-10.0%Ni-22.5%Be(at.%)과 56.25%Zr-11.25%Ti-6.87%Cu-5.62%Ni-7.5%Nb-12.5Be(at.%)으로, 높은 비정질 형성능과 우수한 경도, 강도, 내식성을 가지고 있다.[1,2] LM2는 약 25vol.%의 연성 β 결정상(71%Zr-16.3%Ti-10%Nb 1.8%Cu-0.9%Ni(at.%), bcc 구조)이 수지상으로 비정질 기지 내에 분산되어 있는 일종의 비정질 합금기지복합재료이다. [9]

LM1합금과 LM2 복합재료를 절단 연마한 후 4ml HF, 40mlHNO₃, 25g CrO₃, 70ml H₂O 용액으로 에칭 하여 광학현미경으로 미세조직을 관찰하였다. LM1 과 LM2 를 직경 6.3mm, 높이 5.8mm 의 원기둥 형태로 가공한 시편을 dynamic Kolsky compression bar를 이용하여 동적 압축시험하였으며, 시험 후 파단된 압축 시편의 파면을 SEM으로 관찰하여 파괴형태를 조사하였다.

3. 실험 결과 및 고찰

3.1 집합조직의 균일성 영향: Al5083

Fig. 1은 8회 ECAP 가공된 미세 결정립을 갖는 Al5083 합금의 EBSD미세조직 및 역극점도를 보여주고 있다. 일반적으로 본 소재는 알파 단상에 대표적인 금속간화합물인 (Mn, Fe)Al₆, (Cr, Fe)Al₇, Mg₃Mn₂ Al₁₂ 등으로 구성된 준-단상으로 이루어져 있으며강소성 변형에 의해 일부는 분절되고 분절 후 변형 전단 방향으로 재배열되는 경향성이 관찰된다. 적층결함에너지에 따라 변형 시 기저조직에서 입내전위의 활발한 활동에 의한 동적재결정(dynamic recrystallization) 이 관찰되어 전체 유효변형량이 ~8 정도인 경우 대부분의 조직이 1 μm 이하의 비교적 균일한 초미세 결정립으로 제어된다[7]. 특히 Fig. 1(a)-(c)에서 확인할 수 있듯이 높은 가공량 부과로 인해 시편 회전 방향에 무관하게 최종 결정립 크기는 유사하였다. 하지만, route-A 의 경우 미세조직의 특정 방향성이 극심한데 비해 route-B 및 C 의 경우 상대적으로 다양한 방향성을 갖는다. 이는 route-A 의 경우 시편 회전이 없이 동일한 방향으로 전단변형이 부과되기 때문에 동일한 전단방향으로 변형이 누적되어 결정립 방향성이 동일한데 비해 시편을 180° 혹은 90° 회전한 경우 특정 전단방향으로 변형이 역교차 되거나 모든 방향으로 전단변형이 균일하게 부과되기 때문에 최종 결정립의 방향성이 상대적으로 다양하게 존재하기 때문이다.

Fig. 1 Image quality maps of (a)route-A, (b)route-B and (c)route-C. The color indicates the orientation of every single grain(resolution: 100nm)

Fig. 2 는 상온조건에서 동적변형된 소재의 유동응력 곡선이다. 우선 동적 전단응력-전단변형 곡선에서 전단응력은 최대값(Maximum shear stress)에 도달한 후 감소하여 동적파괴에 도달하게 되며 이때 최대전단응력 값은 초기조직, 1회 ECAP, 8회 route-A, C 및 B 순서로 증가하였다. 반면 동적 전단변형 값은 route-A, 1 회 ECAP, 초기조직, route-C 및 B 순서로 증가하였다. 초기조직(압연변형조직), 1 회 ECAP 및 route-A 경우는 변형 라멜라 밴드구조를 가지는데 비해 route-C 및 B 경우는 동적재결정에 의해 비교적 등축의 결정립 미세화가 발생하였기 때문이다.

Fig. 2 Shear stress-shear strain curves obtained from the dynamic torsional test at room temperature

route-A 시편에서 비교적 낮은 강도와 연신율이 나타났으며, 연신율의 경우 route-A 시편에서 특히 낮은 값을 보이는데, 이는 단열성 전단밴드의 형성으로 설명할 수 있다. 단열성 전단밴드가 형성되기 위해서는 국부적인 소성불안정의 발생이 우선되는데[10], route-A 시편의 경우 한 방향으로 연신되어 있는 불균일한 미세조직을 가지고 있어 균일한 미세조직을 가지는 다른 두 시편에 비하여 국부적인 소성불안정의 발생이 용이하기 때문에 단열성 전단밴드가 쉽게 형성되었다고 생각할 수 있다.

Fig. 3은 동적파괴된 시편의 파면의 옆면 및 상단부에 대한 SEM 사진이다. route-A, B 및 C 상단부의 파면은 딤플형태의 파면을 보이는 연성 파괴가 되었으며, 딤플의 크기는 결정립 크기와 대체로 비슷하였다. 파면은 딤플형태의 파면과 더물어 준벽개파괴파면도 관찰 되었는데 route-A 의 준벽개 파면 비율이 조금 더 높았다. Fig. 3(a)-(c)과 같이, 일반적으로 파면 부근에서는 극심한 변형이 집중되는 단 열성 전단밴드(adiabatic shear band, ASB)가 발견되었다. 최대전단응력에 도달한 후 응력값이 급격히 감소하면서 기계적 변형 및 열적영향이 특정부위에 집중되기 때문에 ASB 가 생성되며 이때 슬립선의 방향성이 급격히 바뀌는 부분부터 파단부까지 관찰된다. 하지만 Fig. 3(d) 및 (e) 시편의 파면부에서는 ASB가관찰되지 않았다. 동적파괴 시 파단면 부근에서 미세한 기공이 발견되는데 미세기공 밀도는 초기조직, 1회 ECAP, 8회 ECAP 순서로 증가하며 회전 효과에 의한 미세기공 밀도의 차이점은 두드러지지 않는다. 초기조직 및 1회 ECAP 조직은 여전히 조대한 결정립을 가지고 있으며 8회 ECAP 소재는 미세한 결정립을 가지고 있어 증가된 입계로 인해 급격한 동적 파괴 시 미세기공의 발생에 유리하기 때문이다[11].

Fig. 3 SEM micrographs of the deformed area of the dynamically deformed torsional specimen of (a)as-received, (b)1-pass, (c)route-A, (d)route-B and (e)route-C

Table. 1에 각 시편들의 간단한 결과를 정리하였다. 미세기공과 결정립 크기의 경우 ECAP 횟수가 증가함에 따라 증가하였으며, 회전효과에는 큰영향을 받지 않았다. 미세조직의 형태는 초기 압연, ECAP의횟수 및 회전효과에 의해 값은 route- B 및 C, 초기조직, 1회 ECAP, route-A 순서로 균일하였으며 특히 route-A 의 경우 {111} 방향의 강한 방향성을 나타내었다. 단열성 전단 밴드는 초기조직, 1회 ECAP, route-A에서 형성되었고, route- B 및 C에서는 형성되지 않았다. 동적 전단변형 거동 결과와 ASB의 형성 결과는 미세조직의 형태 및 방향성과 연관된 미세조직의 균일성과 일치하는 결과를 보여 동적 변형 거동에 있어 미세조직의 균일성(morphological homogeneity)이 중요한 인자임을 알 수 있다.

Table 1 Factors affecting adiabatic shear band(ASB) - Al5083

3.2 가공경화능의 영향: 초미세립 일반탄소강 및 초미세립 2상조직강

Fig. 4 는 초미세 일반탄소강과 초미세 2 상 조직강의 미세조직의 SEM 사진이다. 일반탄소강의 미세조직은 약0.5 μm 의 미세한 페라이트 결정립과 펄라이트 조직으로 이루어져 있다. 펄라이트 내부의 세멘타이트는 가늘게 변형되어 있는 것을 볼 수 있다. 2상조직강은 비교적 등축정의 페라이트 결 정립들로 이루어져 있으며, 그 사이로 마르텐사이트들이 분포되어있는 것을 볼 수 있다. 페라이트와 마르텐사이트는 모두 약 1 μm 정도의 크기로 약 2:1 의 부피분율로 형성되어 있었다.

Fig. 4 SEM micrographs of the (a)conventional steel and (b)dual phase steel specimens

Fig. 5 는 상온조건에서 동적변형된 소재의 유동응력 곡선이다. 우선 일반탄소강의 경우 항복 전단응력을 지난 후 최대전단응력까지 응력이 완만히 증가하다가 파괴직전 급격히 감소하였다. 일반탄소강 시편의 경우 시험된 대부분의 시편이 파괴되었으며 그 파면은 연신된 딤플형의 파면으로 이루어져 있었다. 파괴된 일반탄소강의 경우 전단응력이 파괴 직전에 급격하게 감소하는데 이는 단열성 전단 밴드의 형성이 원인으로 작용한 것으로 이 영역에서 소성변형이 급격하게 집중되어 파괴가 일어난 것이다. 고변형율 조건하에서의 소재에서 단열성 전단밴드의 형성은 결과적으로 파괴에 이르는 원인이 되기 때문에 파괴 저항의 측면에서는 좋지 않다. 때문에 합금설계나 열처리 등을 통한 미세 조직의 제어를 통하여 억제할 필요성이 있다.

Fig. 5 Shear stress-shear strain curves obtained from the dynamic torsional test at room temperature (8pass, route-C). The dual phase steel specimen was not fractured

2 상조직강의 경우 일반탄소강과 비교할 때 최대전단응력은 더 낮았으나 최대 전단점에서의 전단변형율은 더욱 높았다. 또한 동적시험 후의 시편들에서 파괴가 일어나지 않았다. 일반탄소강과 2 상 조직강의 항복비(yield ratio)는 각각 약 0.9 와 0.6 으로 2 상조직강에 비해 일반탄소강의 가공경화가 미미함을 알 수 있다. 2 상조직강에서는 항복 전단 응력 이후 전단 응력의 완만한 증가와 감소 곡선을 볼 수 있는데 이는 2상조직강의 가공경화 특성에 기인한다. 일반적으로 2 상조직강은 마르텐사이트로의 변태 시마르텐사이트 주위의 페라이트 내부에 가동전위 (mobile dislocation)를 형성하게 되어, 변형 시 연속 항복(continuous yielding)이 일어나 항복강도는 낮지만 가공경화가 우수하다[12-14]. 실험의 2상조직강 또한 동적 변형 시 페라이트의 가동전위로 인해 낮은 응력에서도 페라이트의 변형이 진행되며, 높은 가공경화 특성으로 변형이 집중되지 않고 넓은 범위에 걸쳐 변형이 분산되었다. 이로서 파괴전단 변형율 또한 일반탄소강에 비해 높아 실험에서는 파괴가 일어나지 않았다.

Fig. 6 은 동적시험 후 시편의 옆면의 SEM 사진이다. 일반탄소강시편 중 드물게 완전히 파괴되지 않고 반파된 시편과 2 상조직강의 변형 중앙부를 관찰하였다. 이때 일반탄소강의 중앙부에서는 그림 6(a) 와같이 심하게 변형이 집중된 단열성전단밴드를 볼 수 있다. 이 전단밴드는 주변조직과 경계가 뚜렸하지는 않고 빗살무늬 형태의 소성유동이 관찰되었다. 소성유동부분에서는 전단 방향으로 심하게 연신 되고 가늘어진 펄라이트와 마찬가지로 길게 변형된 페라이트로 이루어져있다. 이로써 앞서의 유동응력 곡선에서 관찰한 바와 같이 소재의 내부에 단 열성 전단 밴드가 형성됨으로써 급격한 응력 감소 및 파괴가 일어났음을 알 수 있다.

Fig. 6 Optical micrographs of the deformed area of the dynamically deformed torsional specimen for the (a)conventinal steel and (b)dual phase steel

2 상조직강의 경우 일반탄소강과는 달리 집중된 전단밴드는 형성되지 않았으며 약 3백~ 4백 μm 정도의 범위에 넓은 변형이 보였다. 변형부는 전단 방향으로 연신되어 변형된 페라이트와 그와 달리 크게 변형되지 않은 마르텐사이트들이 관찰되었다. 이러한 단열성 전단 밴드는 형성 과정에서 급격한 변형으로 인한 소재의 변형열로 인한 열적연화와 변형 시 전위의 거동으로 인한 가공경화 효과가 같이 작용하게 되는데 일반탄소강의 경우 변형이 집중되어 그로 인한 변형열이 소재의 열적연화를 일으키고 다시 그 부분에 변형이 집중됨으로써 국부적으로 변형이 집중된 단열성 전단밴드가 형성된다. 일반탄소강의 경우 이와 같은 과정을 통하여 단 열성 전단 밴드가 형성되고 그를 따라 파괴가 진행되었다. 반면 2상조직강의 경우 우수한 가공경화 특성으로 인해 변형이 집중되지 못하고 넓은 영역에 분산되고 단열성 전단밴드가 억제됨으로써 파괴전단 변형율이 높아지게 되었고 실험에서는 파괴가 일어나지 않았다.

따라서 일반탄소강을 열처리하여 2상조직을 가지게 하는 것과 같이 가공경화능의 향상은 높은 항복비와 높은 연신율은 물론 동적하중하에서의 변형 시 변형이 집중되는 단열성 전단 밴드의 생성을 억제시켜 동적 파괴저항성을 높일 수 있는 방안이 될 수 있다.

3.3 변형 분산의 영향: 비정질 합금

Fig. 7 은 LM1 합금 및 LM2 복합재의 광학현미경조직이다. LM1 합금은 깨끗한 비정질 상으로 이루어져 있다. LM2 복합재의 경우 연성의 β상이 수지상으로 형성 되어있으며 비교적 고른 분포를 보인다. 기지상과 β상의 부피분율은 약 3:1로 관찰되었다.

Fig. 7 Optical micrographs of the (a)LM1 alloy and (b)LM2 composite. Dendritic β phase are in the amorphous matrix

Fig. 8 은 상온조건에서 동적압축된 소재의 유동응력 곡선이다. 압축강도는 변형에 따라 증가하다가 최대 압축점이후 감소하였다. 실험의 비정질 시편에서의 파괴는 모두 최대 압축응력점에서 일어났으며 이후 응력의 감소는 압축시험에서 파단후에도 여력의 응력이 가해졌기 때문이다. 때문에 최대 압축응력 점에서의 변형율을 실질적인 파괴압축변형율로볼 수 있다. LM1 합금의 경우 최대 압축강도는 약 1.4GPa 이고 최대압축변형율은 약 2%정도였다. LM2 복합재의 경우 압축강도와 최대압축변형율이 약 1.7Gpa 과 3% 정도로 보다 높은 압축강도와 변형율을 보였다.

Fig. 8 Dynamic compressive stress-strain curves of the LM1 alloy and LM2 composite

Fig. 9는 동적파괴된 시편의 파면의 SEM 사진이다. LM1 시편은 일반적인 준정적 하중하에서의 파면과 같이 잎맥 모양의 베인패턴의 형상을 보여주는데 크고 깊이가 낮은 평면적인 형상을 나타낸다. LM2 복합재의 경우 베인패턴이 나타나는 영역과 β 상의 표면을 용융된 비정질상이 덮여 있는 용융 영역이 혼재되어 나타났다.

Fig. 9 SEM fractographs of dynamically fractured compressive specimen of the (a)LM1 alloy and (b)LM2 composite

비정질 합금에서의 상온 변형은 집중된 전단 밴드에 의하여 급격하게 일어나며, 이때 발생된 열로 인해 전단밴드에 국부적인 용융이 일어나 잎맥 형상의 베인패턴이 파면에 형성된다. 동적 하중 하에서의 베인패턴은 크고 깊이가 얕은 평면적인 형태로 관찰되었는데 이는 일반적인 재료파면에서의 딤플과 같이 설명할 수 있다. 일반적으로 파면의 딤플 형상이 미세하고 깊을수록 파괴저항성이 크다. 이와같이 베인패턴에 있어서도 미세하고 깊은 베인 패턴이 형성된 경우가 파괴저항성이 더 크게 나타난다. 또한, LM2 복합재의 연한 β상의 존재에 의해 전단밴드의 형성 및 전파에도 변화가 발생하는데, Szuecs 등[9]은 LM2 복합재료의 압축시험시 β상이 전단밴드의 급격한 진행을 방해하며, 이와 함께 전단밴드가 여러 개로 분산되는 다중전단밴드가 형성하게 됨으로써 연성의 형상됨을 보고한 바 있다. β 결정상의 용융점은 비정질 기지상보다 높으며[9], 이로 인하여 그림9(b)에서 보는 바와 같이 LM2복합재의 파면에서 녹지않은 β상 위를 녹은 기지상이 덮여 흐른 흔적이 나타났다. 순수 비정질합금인 LM1 과 LM2복합재의 동적변형 거동에 있어서 β상의 존재로 인한 다중전단밴드의 형성이 전체적인 파괴에너지를 분산시키는 효과를 가져오게 되어 연성 β 상이 포함된 LM2 복합재의 동적압축강도와 동적 압축변형이 LM1합금에 비해 더 높게 나타났다. 이와 같이 급격한 전단 밴드가 형성되는 파괴에 있어서 다중전단 밴드와 같이 여러 변형 부위로의 소성 유동의 분산은 동적 파괴 거동에 있어서도 전체적인 에너지의 분산을 통해 동적파괴 저항을 높일 수 있는 방안이다. 다만, 변형의 분산 효과 외에도 비정질 기지와 β상의 강도차에 따른 stress partitioning 및 β상의 강도, 크기 분율에 따른 영향 또한 향후 연구되어야 할 것이다.

4. 결론

동적변형특성의 향상을 위해서 ASB 의 형성을 억제하는 것이 중요하다. 전반적인 미세조직의 균질화, 가공경화능과 연신율의 향상, 다중의 ASB 형성, 미세한 pore 등의 형성을 통한 에너지의 분산 등을 통하여 ASB의 형성 거동을 살펴보았다

(1) 금속간 화합물이 포함된 알루미늄 합금을 통하여 미세조직의 텍스쳐에 의한 동적변형거동의 변화를 살펴보았으며, route-A, 1 회 ECAP, 초기조직, route-C 및 B 의 순서로 동적전단변형 값이 높아졌다. 소재의 미세조직이 균일할수록 그렇지 않은 소재에 비하여 단열성 전단밴드의 형성 가능성이 낮아졌으며 이는 불균일한 시편의 경우 변형시의 국부적인 변형의 집중이 더욱 쉽게 발생하여 단 열성 전단 밴드의 형성 가능성이 높아지기 때문이다.

(2) 초미세립 일반탄소강과 초미세립 2 상조 직강을 통하여 가공경화능에 따른 동적변형거동의 변화를 살펴 보았으며, 일반탄소강의 경우 단열성 전단 밴드가 형성되어 급격한 파괴거동을 보인 반면 2상 조직강의 경우 변형이 넓게 분산되어 단열성 전단 밴드가 형성 되지 않아 높은 동적파괴저항을 보였다. 이는 2 상조직강의 경우 높은 가공경화능으로 인해 변형이 집중되지 않고 분산된 결과이다.

(3) 비정질 합금인 LM1 합금과 비정질 및 연성 상의 복합재인 LM2 복합재를 통하여 변형 부위의 분산을 통한 동적변형거동을 살펴보았으며, LM2 복합재의 경우 β상의 존재로 인해 전단밴드의 급격한 전파가 방해를 받고 변형이 집중된 전단 밴드가 다중전단밴드로 분산 발생하게 되어 동적 변형 특성에 있어서 더 높은 파괴저항성을 보였다. 이는 급격한 전단 밴드로 인한 파괴의 경우에도 전단 밴드들이 분산되어 변형부위가 분산됨으로써 전체적인 파괴 저항성이 높아질 수 있음을 알 수 있었다.

소재의 동적 변형거동에 있어서 변형의 집중에 의한 단열성 전단 밴드의 형성 및 이로 인한 파괴 저항성의 감소는 준정적 하중하에서의 소재의 거동에 비하여 소재의 변형 특성을 악화시키는 중요한 요소이다. 때문에 이러한 변형 집중 및 단열성 전단밴드의 형성 억제는 동적파괴저항성의 향상에 중요한 요소이며, 미세조직의 텍스쳐의 균질화, 가공 경화 능 향상, 다중전단 밴드와 같은 변형 부위의 분산은 단열성 전단밴드의 형성억제 및 소재의 고변형율 환경에서의 사용을 위한 중요한 인자임을 알 수 있다.