재분석(금속)

결정화
기초
크리스털 · 결정구조 · 핵
개념
결정화 · 수정성장 재분배 · 씨 크리스털 프로토크리스탈린 · 싱글 크리스털
방법 및 기술
불스 브리지그만-스톡바거법 반 아르켈-데 보어 공정 초크랄스키법 에피택시 · 플럭스법 분별 결정 분수 동결 열 합성 키로풀로스법 레이저 가열 받침대 성장 마이크로 풀다운 수정 성장 과정에서 프로세스 형상화 스컬 도가니 베르누일법 구역 용해
v t

재분할은 기형 알갱이가 새로운 결점 없는 알갱이로 대체되어 원래의 알갱이가 완전히 소비될 때까지 핵으로 만들어 성장하는 과정이다. 재분할은 일반적으로 재료의 강도와 경도의 감소와 동시에 연성의 증가를 동반한다. 따라서 이 공정이 금속 처리의 의도적인 단계로서 도입되거나 다른 처리 단계의 바람직하지 않은 부산물이 될 수 있다. 가장 중요한 산업 용도는 이전에 냉간 가공으로 경화되거나 부서지기 쉬운 금속의 연화 및 최종 생산물의 곡물 구조 제어다.

정의

재분할은 결정 구조의 알갱이가 새로운 구조나 새로운 결정 형태로 들어오는 과정을 의미한다.

재분류에 대한 정확한 정의는 그 과정이 다른 몇 가지 과정, 특히 회복과 곡물 증가와 밀접한 관련이 있기 때문에 기술하기가 어렵다. 어떤 경우에는 한 과정이 시작되고 또 다른 과정이 끝나는 지점을 정확하게 정의하기가 어렵다. Doherty 외 연구진(1997)은 재시도를 다음과 같이 정의했다.

"…변형의 저장된 에너지에 의해 구동되는 고각의 곡물 경계의 형성과 이동에 의해 기형적인 물질로 새로운 곡물 구조의 형성이 이루어진다. 고각 경계는 10~15° 이상의 방향 오차를 가진 경계"

따라서 복구(고각 곡물 경계가 이동하지 않는 경우) 및 곡물 성장(경계 면적 감소에 따른 추진력만 있는 경우)과 구별할 수 있다. 재분할은 변형 중 또는 변형 후(예를 들어 냉각 또는 후속 열 처리 중) 발생할 수 있다. 전자는 동적(dynamic)으로, 후자는 정적(static)으로 불린다. 또한, 재분석은 뚜렷한 새로운 알갱이가 형성되고 자라는 불연속적인 방식으로 발생하거나, 마이크로 구조가 점차 재분산된 미세구조로 진화하는 연속적인 방식으로 발생할 수 있다. 재분배와 회복이 일어나는 다른 메커니즘은 복잡하고 많은 경우 논쟁의 여지가 남아있다. 다음 설명은 주로 가장 고전적인 품종이며 아마도 가장 잘 이해되는 정적 불연속 재시정화에 적용된다. 추가적인 메커니즘에는 (기하학) 동적 재분산 및 변형 유발 경계 이동이 포함된다.

2차 재분배는 특정 극소수의 {110}<001> (Goss) 곡물이 106개의 1차 재분배된 다른 많은 1차 재분배된 곡물을 희생하여 선택적으로 자랄 때 발생한다. 이것은 비정상적인 곡물 성장을 초래하며, 이것은 제품 재료 특성에 유익하거나 해로울 수 있다. 이차 재분석의 메커니즘은 억제제라 불리는 미세 침전물에 의한 정상적인 곡물 성장을 억제함으로써 달성되는 작고 균일한 일차적 곡물 크기다.^[1] 고스는 노먼 P를 기리기 위해 이름 지어졌다. 1934년 경 곡물 중심의 전기 강철의 발명가 고스.

재분배 법칙

재분배에는 크게 경험적인 몇 가지 법칙이 있다.

• 열로 활성화됨. 재분석된 곡물의 핵화와 성장을 제어하는 미세한 메커니즘의 속도는 어닐링 온도에 따라 달라진다. 아르헤니우스형 방정식은 지수 관계를 나타낸다.
• 임계 온도. 이전의 규칙에 따라 재분배는 필요한 원자 메커니즘이 발생하기 위해 최소 온도를 필요로 한다는 것을 알게 되었다. 이 재분산 온도는 어닐링 시간에 따라 감소한다.
• 임계 변형. 재료에 적용된 이전의 변형은 핵이 제공되고 핵의 성장을 촉진하기에 충분한 저장 에너지를 제공하기에 적합해야 한다.
• 변형은 임계 온도에 영향을 미친다. 이전 변형의 크기를 증가시키거나 변형 온도를 감소시키면 저장된 에너지와 잠재적 핵의 수가 증가할 것이다. 결과적으로, 재분배 온도는 변형이 증가하면서 감소할 것이다.
• 초기 곡물 크기는 임계 온도에 영향을 미친다. 곡물 경계는 핵이 형성하기에 좋은 장소다. 곡물 크기가 증가하면 경계가 줄어들기 때문에 핵분열 속도가 감소하고 따라서 재분할 온도가 증가한다.
• 변형은 최종 곡물 크기에 영향을 미친다. 변형을 증가시키거나 변형온도를 감소시키면 핵의 성장속도를 증가시키는 것보다 더 빨리 증가시킨다. 그 결과 변형이 증가하여 최종 곡물 크기가 감소한다.

추진력

소성변형 시 수행되는 작업은 소성변형체계의 응력과 변형률의 일체형이다. 이 작업의 대부분은 열로 변환되지만, 일부 부분(~1~5%)은 결점(특히 탈구)으로 재료에 보존된다. 이러한 탈구의 재배열 또는 제거는 시스템의 내부 에너지를 감소시킬 것이며, 따라서 그러한 과정에는 열역학적 추진력이 있다. 특히 알루미늄과 니켈과 같은 적층 에너지가 높은 재료의 경우, 중간에서 높은 온도에서 회복이 용이하게 이루어지며 자유 이탈은 쉽게 저각의 곡물 경계로 둘러싸인 아곡선으로 다시 배치될 것이다. 구동력은 탈구 밀도 또는 부곡 크기 및 경계 에너지에 의해 결정될 수 있는 변형 및 재분석된 상태 ΔE 사이의 에너지 차이다(Doherty, 2005).

${\displaystyle \Delta \E\cHB \;Gb^{2}\;{\rm {or}\;\cHB\cHB\\\cHB\\cHB_{s}\\\\}$

여기서 ρ은 탈구 밀도, G는 전단 계수, b는 탈구의 버거스 벡터, γ은_s 서브그레인 경계 에너지, d는_s 서브그레인 크기이다.

핵

역사적으로 새로운 재분석된 곡물의 핵률은 고체화 및 강수 현상에 성공적으로 사용되는 열변동 모델에 의해 결정된다고 가정되었다. 이 이론에서 (온도에 따라 증가하는) 원자의 자연적인 움직임의 결과로 작은 핵들이 행렬에서 자연적으로 발생할 것이라고 가정한다. 이러한 핵의 형성은 새로운 인터페이스의 형성과 낮은 에너지 물질의 새로운 부피 형성에 따른 에너지 해방으로 인한 에너지 요건과 연관될 것이다. 만약 핵이 어떤 임계 반지름보다 크다면 열역학적으로 안정적일 것이고 성장하기 시작할 수 있을 것이다. 이 이론의 가장 큰 문제는 탈구로 인한 저장된 에너지는 매우 낮은(0.1-1Jm⁻³) 반면 곡물 경계의 에너지는 상당히 높은(0.5Jm)이다⁻². 이러한 값을 바탕으로 계산한 결과 관측된 핵융합률이 불가능할 정도로 큰 요인(~10⁵⁰)에 의해 계산된 것보다 더 큰 것으로 나타났다.

그 결과 1949년 칸이 제안한 대체 이론은 현재 보편적으로 받아들여지고 있다. 재분배된 알갱이는 고전적인 방식으로 핵이 아니라 오히려 기존의 아곡류와 세포에서 자란다. '삽입 시간'은 낮은 각도의 경계가 있는 하위 그레이(<1-2°)가 발생하는 회복 기간이다. 탈구가 쌓이기 시작하고 이웃에 대한 인식이 점점 흐려지기 시작한다. 오방향이 증가하면 경계의 기동성이 높아져 하위곡선의 성장률이 높아진다. 지역 내 한 서브그레이드가 인접 지역(예: 국지적으로 높은 탈구 밀도, 더 큰 크기 또는 유리한 방향)보다 우위에 있다면, 이 서브그레이드는 경쟁사보다 더 빠르게 성장할 수 있을 것이다. 그것이 자라면서 그 경계는 완전히 새로운 변형 없는 곡물로 인식될 때까지 주변 물질과 관련하여 점점 더 잘못된 방향으로 향하게 된다.

키네틱스

재분배 동역학은 일반적으로 표시된 프로파일을 따르는 것으로 관찰된다. 핵이 형성되는 초기 '핵화 기간' t이₀ 있고, 그 다음 기형 행렬을 소비하는 일정한 속도로 성장하기 시작한다. 비록 그 과정이 고전적인 핵 이론에 엄격하게 따르지 않지만, 그러한 수학적인 서술은 적어도 가까운 근사치를 제공한다는 것이 종종 발견된다. 구면 입자 배열의 경우 한 번에 평균 반지름 R은 다음과 같다(Humphreys 및 Hatherly 2004).

$[\displaystyle R=G\left(t-t_{0}\오른쪽)\,\!}$

여기서 t는₀ 핵 시간이고 G는 증가율 dR/dt이다. 시간 증가 dt의 N핵 형태와 곡물이 구형이라고 가정할 경우 부피 비율은 다음과 같다.

${\displaystyle f={\frac {4}{3}}\pi \{\dot{N}G^{3}\int_{0}^{0}{0}^{0}}}\,dt={\frac {\t_}{3}}}}}{\n}G^{3},\!}$

이 방정식은 f<1과 자라나는 곡물이 서로에게 영향을 주지 않을 때 재분배 초기 단계에서 유효하다. 일단 곡물이 접촉하면 성장 속도가 느려지고 Johnson-Mehl 방정식에 의해 형성되지 않은 재료(1-f)의 분율과 관련이 있다.

${\displaystyle f=1-\exp \left(-{\frac {\pi \}{3}}{{N}}G^{3}t^{4}\오른쪽)\,\!}$

이 방정식은 공정에 대한 더 나은 설명을 제공하지만, 여전히 곡물이 구형이고, 핵과 성장률이 일정하며, 핵은 무작위로 분포하고 핵 시간은 t가₀ 작다고 가정한다. 실제로 이들 중 일부는 거의 유효하지 않으며 대체 모델을 사용해야 한다.

일반적으로 어떤 유용한 모델은 물질의 초기 조건뿐만 아니라 자라는 곡물, 기형 행렬, 그리고 어떤 2상이나 다른 미세구조적 요인들 사이의 끊임없이 변화하는 관계도 설명해야 한다. 변형과 재분산이 동시에 발생하는 동적 시스템에서는 상황이 더욱 복잡하다. 그 결과, 광범위한 경험적 시험에 의존하지 않고서는 산업 프로세스에 대한 정확한 예측 모델을 생산하는 것이 일반적으로 불가능하다는 것이 입증되었다. 이를 위해서는 실제로 건설되지 않은 산업용 장비를 사용해야 할 수 있기 때문에 이 접근방식에 분명한 어려움이 있다.

비율에 영향을 미치는 요인

어닐링 온도는 위의 방정식에 반영된 재분배 속도에 극적인 영향을 미친다. 그러나 특정 온도의 경우 속도에 영향을 미치는 몇 가지 추가 요인이 있다.

재분배 속도는 변형량과 적용 방식에 의해 크게 영향을 받는다. 심하게 변형된 물질은 덜 변형된 물질보다 더 빨리 재생될 것이다. 실제로 특정 변형 재결정화 이하에서는 절대 발생하지 않을 수 있다. 높은 온도에서의 변형은 동시 회수를 가능하게 할 것이며, 따라서 그러한 재료는 상온에서 변형된 것보다 더 느리게 재분배될 것이다. 예를 들어, 고온과 냉간 압연. 어떤 경우에는 변형이 비정상적으로 균일하거나 특정 결정 평면에서만 발생할 수 있다. 방향 구배와 다른 이질성이 없는 것은 실행 가능한 핵의 형성을 방해할 수 있다. 1970년대 실험 결과, 몰리브덴이 0.3의 실제 변종으로 변형되어 장력을 가했을 때 가장 빠르게 재분산되었으며 와이어 그리기, 롤링 및 압축 속도가 감소하는 것으로 나타났다(Barto & Ebert 1971).

곡물의 방향과 변형 중 방향이 어떻게 변하는지는 저장된 에너지의 축적과 그에 따른 재분배 속도에 영향을 미친다. 곡물 경계의 이동성은 그 방향의 영향을 받기 때문에 어떤 결정학적 질감은 다른 것들보다 더 빨리 성장하게 될 것이다.

용융 원자는 의도적인 추가와 불순물 둘 다 재분배 운동학에 지대한 영향을 미친다. 사소한 농도라도 상당한 영향을 미칠 수 있다. 예를 들어 0.004% Fe는 재분배 온도를 약 100°C 상승시킨다(Humphreys 및 Hatherly 2004). 이러한 영향이 주로 핵의 지연에 의한 것인지, 또는 곡물 경계의 이동성 감소(즉, 성장)에 의한 것인지는 현재 알려져 있지 않다.

2단계의 영향

산업적으로 중요한 많은 합금은 불순물 또는 고의적인 합금 첨가물의 결과로 2상 입자의 부피 분율을 가진다. 그 크기와 분포에 따라 그러한 입자들은 재분산을 장려하거나 지연시키는 작용을 할 수 있다.

작은 입자

저각 및 고각의 곡물 경계 둘 다에 제너 핀팅으로 인해 작고 밀접하게 간격을 두고 있는 입자의 분산에 의해 재분산을 방지하거나 현저하게 느려진다. 이 압력은 탈구 밀도에서 발생하는 추진력에 직접적으로 반대하며 핵 및 성장 동력학 모두에 영향을 미칠 것이다. 이 효과는 입자 분산 레벨 $F{\displaystyle {}_{}}$ v${\displaystyle {}_{}}$/ ${\displaystyle r_{}}$ ${\displaystyle F_{v}/r}$에 대해 합리화할 수 있으며, 여기서$$ ${\displaystyle F_{}}$ v ${\$는 2상의$$ 볼륨 비율이고 r은 반지름이다. 낮은 $F{\displaystyle {}_{}}$ ${\displaystyle v_{}}$/ ${\displaystyle r}$ ${\displaystyle F_{v}/r}$에서 입자$$ 크기는 핵의 수에 따라 결정되므로 처음에는 매우 작을 수 있다. 그러나 곡물의 성장과 관련하여 곡물이 불안정하므로 입자가 이를 멈추기 위해 충분한 핀링 압력을 행사할 때까지 곡물 처리 중에 곡물이 자랄 것이다. 중간 F ${\displaystyle v_{}}$ /${\displaystyle {}_{}r}$ ${\displaystyle F_{v}/r}$에서 낟알$$ 크기는 핵의 수에 의해 결정되지만, 이제 낟알은 정상 성장에 대해 안정적이다(이상적인 성장이 여전히 가능하다). 높은 $F{\displaystyle {}_{}}$ ${\displaystyle v_{}}$/ ${\displaystyle r}$ ${\displaystyle F_{v}/r}$에서 결정되지 않은 변형$$ 구조가 안정적이고 재분산이 억제된다.

큰 입자

큰(1μm 이상) 비변형 입자 주위의 변형장은 높은 탈구 밀도와 큰 방향 구배율로 특징지어지며, 따라서 재분산 핵 개발에 이상적인 현장이다. 입자 자극핵(PSN)이라 불리는 이 현상은 입자 분포를 조절해 재분산을 조절하는 몇 안 되는 방법 중 하나를 제공한다는 점에서 주목할 만하다.

변형 영역의 크기와 방향의 오차는 입자 크기와 관련이 있으므로 핵분열을 시작하는 데 필요한 최소 입자 크기가 있다. 변형 범위를 늘리면 최소 입자 크기가 감소하여 크기 변형 공간에 PSN 체계가 생긴다. PSN의 효율이 1개(즉, 각 입자가 하나의 핵을 자극함)라면 최종 입자 크기는 단순히 입자의 수에 의해 결정된다. 때로는 각 입자마다 복수의 핵이 형성되는 경우 효율이 1보다 클 수 있지만 이는 드물다. 입자가 임계 크기에 가깝고 작은 입자의 큰 분수가 시작되기보다는 재분산을 실제로 방해할 경우 효율은 1보다 작을 것이다(위 참조).

2모달 입자 분포

입자 크기의 광범위한 분포를 포함하는 물질의 재분산 거동은 예측하기 어려울 수 있다. 이것은 입자가 열적으로 고정되지 않고 시간에 따라 자라거나 용해될 수 있는 합금에 복합적으로 사용된다. 다양한 시스템에서 비정상적인 곡물 성장이 일어나면서 비정상적으로 큰 결정체가 작은 결정체를 희생하여 자랄 수 있다. 상황은 두 개의 뚜렷한 입자 집단을 가진 이원 합금에서 더 단순하다. 매우 큰 (<5μm) 입자가 있는 경우에도 재결정 동작이 작은 입자에 의해 지배된다는 것이 밝혀진 Al-Si 합금(Chan & Humphreys 1984)이 그 예다. 이러한 경우, 그 결과로 생기는 미세구조는 작은 입자만을 가진 합금에서 나온 것과 유사한 경향이 있다.

재분배 온도

재분산 온도는 주어진 재료와 가공 조건에 대해 재분산이 발생할 수 있는 온도다. 이는 설정된 온도가 아니며 다음을 포함한 요인에 따라 달라진다.^[2]

• 어닐링 시간이 증가하면 재분배 온도가 감소함
• 합금은 순수 금속보다 재결정 온도가 더 높다.
• 냉간 작업량이 증가하여 재분배 온도가 감소함
• 냉간 가공 곡물 크기가 작을수록 재분배 온도를 낮춤

선택된 금속의^[3] 공통 재분할 온도

금속	재분석 온도(${\displaystyle {}^{}}$ ${\displaystyle ^{o}C$	용해 온도(${\displaystyle {}^{}}$ C ${\displaystyle ^{o}C}$)
PB	-4	327
알	150	660
MG	200	650
CU	200	1085
Fe	450	1538
W	1200	3410

참고 항목

• 위상도

참조

• RL Barto; LJ Ebert (1971). "Deformation stress state effects on the recrystallization kinetics of molybdenum". Metallurgical Transactions. 2 (6): 1643–1649. Bibcode:1971MT......2.1643B. doi:10.1007/BF02913888 (inactive 31 October 2021).{{cite journal}}: CS1 maint : 2021년 10월 현재 DOI 비활성화(링크)
• HM Chan; FJ Humphreys (1984). "The recrystallisation of aluminium-silicon alloys containing a bimodal particle distribution". Acta Metallurgica. 32 (2): 235–243. doi:10.1016/0001-6160(84)90052-X.
• RD Doherty (2005). "Primary Recrystallization". In RW Cahn; et al. (eds.). Encyclopedia of Materials: Science and Technology. Elsevier. pp. 7847–7850.
• RD Doherty; DA Hughes; FJ Humphreys; JJ Jonas; D Juul Jenson; ME Kassner; WE King; TR McNelley; HJ McQueen; AD Rollett (1997). "Current Issues In Recrystallisation: A Review". Materials Science and Engineering. A238: 219–274.
• FJ Humphreys; M Hatherly (2004). Recrystallisation and related annealing phenomena. Elsevier.