Key words: Medium Mn TRIP steel, Advanced high strength steel, Heat-affected zone, Steel weldments

1. 서 론

전세계적으로 탄소중립 달성을 위한 노력이 요구되는 가운데, 자동차의 주요 소재인 철강 소재, 특히 차체 및 외장 판넬에 주로 사용되는 차량용 강판에 새로운 변화가 필요한 실정이다. 세계 주요 철강업체들은 차체의 고강도 및 경량화를 위해, 다양한 강종을 개발하여 차체에 적용해왔다. 특히 중망간강은 3세대 초고장력강으로서 강도와 연성의 조합이 우수하여 자동차 강판으로의 활용되어 내충격성을 보증하는 동시에 강판의 필요두께를 줄일 수 있을 것으로 기대되고 있다. 강의 뛰어난 연신율은 잔류 오스테나이트의 변태유기소성 (Transformation induced plasticity, TRIP) 현상에 의한 것으로 알려져있으며, 중망간강은 비교적 Mn 함량이 높아 기존의 일반 TRIP강에 비해 더 높은 오스테나이트 분율과 함께 상대적으로 우수한 연신율을 가질 수 있다^1-3). 예를 들어, 페라이트 기지에 잔류 오스테나이트가 약 40% 함유된 중망간강은 최대 인장강도 약 1193 MPa, 항복 강도에 대해 1060-1110MPa, 약 25% 이상의 우수한 연신율 값을 가지는 것으로 보고되었다¹⁾. 이러한 오스테나이트의 적절한 형태, 분율 및 안정성을 갖기 위해서, 일반적으로 강판의 제조과정 중 소둔조건 등이 가장 중요한 변수로서 제어되고 있다.

그러나 자동차 제조공정 중 강판을 조립하기 위해 필수적인 용접 공정에서, 강판은 높은 온도의 용접 열주기를 거쳐 미세구조 내에 불가피하게 상변태가 발생한다. 특히 중망간강에 대해서는 용융부(Fusion zone, FZ) 뿐만 아니라 인접한 열영향부(Heat-affected zone, HAZ)에서 잔류 오스테나이트의 분율 감소에 의한 기계적 특성 저하 현상이 보고되고 있다^4-7). 중망간강 저항점용접부의 조립열영향부(coarse-grained HAZ, CGHAZ)에서는 상온으로의 냉각 중에 극도의 취성을 가지는 마르텐사이트 기지가 형성되며, 이러한 취성파괴는 저항점용접부 인성 저하 현상의 핵심 원인으로 작용한다. 한편 용접 열이력(thermal cycle) 중 피크 온도가 낮은 세립열영향부(fine-grained HAZ, FGHAZ)에 이르면, 주변 대비 비교적 경도가 높음에도 불구하고 잔류 오스테나이트 분율이 일정 이상 유지되어 상대적으로 취성파괴에 대한 저항성이 높다. 즉, 열영향부의 위치별 기계적 특성 차이는 용접 열이력이 A₃ 임계온도 이상으로 얼마나 가열되어 유지되는지에 기인하며, 따라서 중망간강 용접열영향부에서의 열화 거동은 용접 방법에 관계없이 필연적으로 발생할 것으로 예상된다^8,9). 중망간강의 뛰어난 우수한 특성을 활용하기 위해서는 이러한 열영향부 내에 잔류 오스테나이트 분율 변화에 관한 연구가 선행될 필요가 있다. 본 연구에서는, 중망간 TRIP강 용접열영향부에서 모재 내에 함유된 잔류 오스테나이트의 용접 열이력에 따른 미세조직적 변화에 대해서 열영향부 재현 시험을 통해 일반 TRIP강과 비교하여 고찰하였다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 강판은 2종류로 제작되었으며, 이하 각각 M-TR(Medium Mn TRIP) 및 C-TR (Conventional TRIP)으로 표기하였다. 강은 연속 주조, 열간, 냉간 압연, 이상역 소둔 및 용융아연도금의 일반적인 자동차강판 제조 공정을 통해 준비(as-received state)되었다. 두께 약 7㎛로 조절된 도금층은 열영향부 재현시 영향을 배제하기 위해 강판을 20% HCl 용액에 산세하여 제거하였다. 두 산세 강판의 최종 두께는 약 1.2mm이며, 강의 화학 조성은 Table 1에 나타낸다. 용접공정 중 발생하는 상변화에 대해 분석하기 위해, Dilatometer를 사용하여 오스테나이트 체적 분율과 상변태 온도의 변화의 열팽창 곡선을 측정하였으며, 10 × 3 × 1.2mm³ 크기의 시편을 100°C/s의 가열속도로 피크 온도 1000°C 와 1300°C까지 각각 가열한 다음 헬륨을 사용하여 100°C/s의 냉각속도로 실온으로 급랭하였다. 측정된 상변태 온도는 ThermoCalc 상용 소프트웨어의 TCFE6 데이터베이스를 활용하여 계산된 평형임계온도와 비교하였다.

Table 1

Chemical compositions of the M-TR and C-TR steels in weight%

Type	Fe	C	Mn	Si	S+P	Ti	Nb	Mo
M-TR	Bal.	0.12	7.56	-	<0.008	0.05	-	0.25
C-TR	Bal.	0.15	2.55	1.76	<0.012	0.02	-	-

미세구조 분석 및 상온인장시험을 위한 용접열영향부 시험편은 Gleeble Simulator를 이용하여 다양한 피크 온도를 재현(as-simulated state)하였다. Fig. 1a는 CGHAZ에서 FGHAZ 범위까지의 열영향부 재현을 위해서 1000-1300°C 범위의 피크 온도에 대해 50°C 간격으로 열이력을 나타낸다. 가열 및 냉각속도는 저항점용접 열이력 계산을 위한 SORPAS 프로그램 계산결과를 기반으로 CGHAZ에서 FGHAZ 영역 범위 내에서 형성되는 마르텐사이트의 Self-tempering을 방지하는 조건으로 선정하였다^4,10). 미세조직 분석용 시편은 기계적 연마 후 2% Nitric acid로 화학적으로 식각하여 준비하였다. As-received와 as-simulated 상태 모두에서 미세구조는 법선 방향(normal direction)에서 전계방출주사전자현미경(FE-SEM; Sigma, Carl Zeiss, Germany)을 이용하여 분석되었다. 결정구조 분석을 위해 전자후방산란회절(EBSD; TexSEM Laboratories Inc., USA) 장비를 사용하여 50nm 간격으로 15kV의 가속전압 하에서 측정하였다. 잔류 오스테나이트의 부피 분율은 Feriscope(MP30, Fischer, Germany)를 사용한 자기분석과 고해상도 X선 회절(HR-XRD; SmartLab, RIGAKU, Japan) 분석을 통해 비교하였다. XRD 시편은 10% Perchloric acid를 사용하여 전기 연마하여 준비하였고, 잔류 오스테나이트의 양은 분석 각도 40- 100° 사이에서 회절 피크 (200)α, (211)α, (220)γ, (113)γ의 Cu-Kα radiation의 integrated intensity를 비교 분석하였다. 인장시험편의 평행부는 Fig. 1b와 같이 단면적 5 × 1.2mm² 및 길이 5mm로 가공하였으며, 인장시험은 만능재료시험기(Z100, Zwick Roell Group, Germany)를 사용하여 2.4 mm/min의 변형속도에서 압연방향(RD)에 평행한 인장축으로 수행되었다. 인장강도와 연신율은 각각 파단점에서의 강도와 신율을 측정하여 비교하였다. 인장시험 후 FE-SEM을 사용하여 Fratographs를 조사하였다. 경도시험은 0.5kgf의 dwell time 10s로 10회 반복시험의 평균값으로 측정하였다.

Fig. 1

Illustration of (a) the simulated HAZ specimens for tensile test and (b) the thermal cycles for HAZ simulation with various peak temperatures ranging from 1000 to 1300°C

3. 연구 결과

3.1 모재 분석 결과

3.1 모재 분석 결과

M-TR강 및 C-TR강의 모재(base metal) 미세구조 분석 결과를 Fig. 2에 나타낸다. 두 강종은 모두 A_e1, A_e3 임계온도 내 이상역 소둔 후 냉각 과정을 통해 풍부한 함량의 미변태된 잔류 오스테나이트를 가질 수 있다. M-TR강은 페라이트와 오스테나이트의 2상 기지로 구성되며(Fig. 2a), C-TR 강은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트와 일부 마르텐사이트가 혼재된 미세조직을 가진다(Fig. 2b). EBSD phase map 분석 결과, 잔류 오스테나이트의 분율은 약 22%와 9%로 차이를 보였다. 또한 두 강재의 모재 모두 나노 크기의 석출물을 가지고 있는데, 이는 결정립 미세화 효과를 위해 첨가된 Ti, Mo 등에 의한 탄화물로서 열영향부의 특성에 영향을 주지 않는 것으로 알려져 있다⁵⁾. M-TR강은 비교적 연질의 상으로 구성되어 있으나 결정립도가 상대적으로 작기 때문에, M-TR강의 경도는 350Hv0.5로서 C-TR강의 경도 357Hv0.5와 유사하게 측정되었다.

Fig. 2

Typical SEM micrographs and EBSD phase maps of (a) M-TR and (b) C-TR steels in as-received condition (green: austenite, red: ferrite and bainite)

Fig. 3는 온도에 대한 두 강종의 평형상 분율 변화를 나타낸다. 열역학 계산을 통해 얻어진 M-TR강과 C-TR강의 Ae₃ 평형임계온도는 각각 660°C 및 834°C이다. M-TR강은 상대적으로 오스테나이트를 안정화하는 합금 원소의 양이 많기 때문에, Ae₁, Ae₃ 임계온도가 C-TR강에 비해 더 낮다. 일반적으로 C-TR강은 시멘타이트 석출물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 양을 극대화하기 위해 Si 등의 합금원소를 첨가하나, M-TR강의 경우는 Mn 함량이 7% 이상으로 충분히 높아 냉각 중 시멘타이트 석출이 어렵다. 이에 더하여 200°C의 저온 영역에서부터 상온까지도 오스테나이트가 열역학적으로 안정상으로 존재 가능하다. 중망간강 생산 공정 중 이상역 소둔공정은 망간 등의 오스테나이트 안정화 합금원소의 재분배를 촉진하고, 따라서 상온으로 냉각 후 모재의 1㎛ 이하의 미세한 잔류 오스테나이트를 가지게 한다. 한편, M-TR강의 Ti, Mo계 탄화물의 평형상분율은 상온에서 0.061wt.%으로 C-TR강의 0.025wt.% 대비 높다.

Fig. 3

Equilibrium phase fraction of M-TR (straight line) and C-TR (dash line) steels as calculated by Thermo-calc software using TCFE6 database

Fig. 4는 M-TR강과 C-TR강의 모재에 대한 인장시험 결과이며, 두 강종 모두 기가급(GPa-grade)의 인장강도와 함께 비교적 높은 연신율을 가짐을 나타낸다. M-TR강은 더 높은 잔류 오스테나이트의 분율을 가져 인장강도와 연신율의 곱으로 표현되는 인장흡수 에너지가 31,330 MPa·%로써 C-TR강의 17,108 MPa·% 대비 1.8배 이상 높다. 이는 응력에 의해 변형이 발생하는 과정에서 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 강도와 연신율이 동시에 향상되는 변태유기소성의 결과이며, 특히 마르텐사이트로의 변태에 영향을 주는 인자로는 오스테나이트 안정도에 관련된 온도와 화학조성, 결정립도 등이 있는 것으로 알려져 있다^1,2). 한편, C-TR강은 연속항복(continuous yielding) 거동을 나타내는데에 반해, M-TR강은 국부변형(localized deformation) 거동을 보인다. 이는 일반적인 저탄소강과 유사하게 M-TR강에서 슬립 밴드 (Lüders band)를 형성시키며 갑작스런 응력 저하(sudden stress drop)가 발생하기 때문이다.

Fig. 4

Tensile test results of M-TR and C-TR steel base metals under room temperature

3.2 용접열영향부 분석 결과

3.2 용접열영향부 분석 결과

용접 열이력의 급격한 가열 및 냉각곡선 하에서, 용융부와 용접열영향부에서는 상변태가 필연적으로 수반된다. 즉, 모재의 제어된 미세구조는 부득이하게 변화하기 때문에, 합금 원소의 확산 거동의 이해를 기반으로 열영향부의 오스테나이트 안정성에 대해 재해석할 필요가 있다.

열영향부에서의 원자확산 거동을 비교하기 위해 팽창계를 이용한 상변태 온도 분석을 수행하였다. Fig. 5는 M-TR 및 C-TR강 두 강종의 CGHAZ와 FGHAZ의 각 피크 온도로 가열 후 상온으로 냉각되는 과정에서의 팽창곡선을 나타낸다. M-TR강의 열팽창계수는 1.66×10^-5/°C로 C-TR강의 열팽창계수(1.37×10^-5/°C)보다 높으며(Fig. 5a), 이는 상대적으로 높은 열팽창계수를 가진 FCC 구조의 잔류 오스테나이트를 많이 함유하기 때문이다. 측정된 M-TR강의 Ac₁과 Ac₃ 임계온도는 C-TR강보다 낮고 그 범위가 좁다. M-TR강의 두 팽창곡선(피크 온도 1300°C와 1000°C)이 완전히 중첩되어 나타난다는 사실은, M-TR강 모재 내에 존재하던 페라이트가 FGHAZ의 용접 열이력의 가열구간 내에서 완전히 오스테나이트로 변태되었음을 의미한다. 즉, 1000°C의 낮은 피크 온도임에도 불구하고 상대적으로 확산속도가 빠른 탄소 원자의 확산에 의해 비교적 빠른 속도로 상변태가 진행된다. 한편, 두 시편은 같은 냉각 주기동안 서로 다른 형태의 팽창곡선을 가지는데(Fig. 5b, 빨간색 점선과 실선), 이는 페라이트나 마르텐사이트로의 변태가 일부만 이뤄지기 때문이다. 즉, Mn 등의 오스테나이트 안정화 합금원소들은 모재 내 잔류 오스테나이트에 분배되어 치환형 원자형태로 존재하다가, 용접과정에서의 급랭 중에 충분히 확산될 수 없어 그대로 남게되는 것이다. 따라서 M-TR강은 C-TR강에 비해 마르텐사이트 변태가 더 낮은 M_s 온도에서 발생하고, M_f 변태 종료 온도 또한 상온 이하로 낮다.

Fig. 5

Dilatation curves of the MT and CT steels measured during (a) heating to the peak temperature under a heating rate of 100°C/s and (b) cooling to room temperature under a cooling rate of 100°C/s

중망간강 CGHAZ 기계적 특성에 미치는 열이력의 영향에 관한 지난 연구결과에 따르면^5-7), 냉각속도 50°C/s 이하의 범위내에서는 (1) 냉각속도 차이에 의한 M_s 마르텐사이트 변태 시작 온도 변화가 나타나고, (2) Self- tempering 효과에 의한 템퍼드 마르텐사이트 형성이 발생한다. 즉, M-TR강은 C-TR강에 비해 M_s 온도가 낮으나, 그 이하의 온도에서도 충분히 탄소 원자의 확산이 발생할 수 있으므로 이를 적절히 제어하는 것이 필요할 것으로 보인다.

Fig. 6는 두 강종 CG, FGHAZ의 SEM 미세조직을 나타낸다. M-TR강 CGHAZ는 Ac₃ 온도 이상으로 충분히 가열되어, 모재의 Sub-micron 크기의 오스테나이트 결정립이 prior austenite grain size(PAGS) ~10㎛ 수준으로 성장하고, 냉각 중 대체로 래스 마르텐사이트로의 변태가 이뤄진 결과를 보인다(Fig. 6a). 유사하게, FGHAZ는 일부 석출상과 함께 기지상에 마르텐사이트를 함유하나, 피크 온도가 Ac₃ 임계온도에 대해 약간 높기 때문에 잔류 오스테나이트의 분율이 상대적으로 높다(Fig. 6b). 또한 결정립 미세화를 위해 첨가된 Ti, Mo 등의 합금원소는 모재 내에서 탄화물을 형성시키고, 열영향부에서도 일부 남아있다. 이전 연구의 M-TR CGHAZ 내 석출물에 대한 carbon-replica 투과전자현미경과 3D 원자탐침분광 분석 결과^4,5), 이러한 탄화물들은 결정립계에 일부 용해될 수는 있으나 열영향부 기계적특성에 영향을 줄 만큼 충분히 용해되지는 않으므로, CGHAZ나 FGHAZ에서 pinning 효과를 일으켜 결정립 성장을 억제한다는 측면에서 열영향부의 인장특성에 대해 간접적인 요소로 작용한다고 볼 수 있다. 한편, C-TR강 CGHAZ와 FGHAZ에서는 초기 오스테나이트 결정립에서 마르텐사이트 및 베이나이트 변태가 발생하였다(Fig. 6c-d). 또한 열영향부 위치별로 PAGS 차이는 있으나, 유사한 미세조직 형태를 보였다. C-TR강의 열영향부에 존재하는 베이나이트는 coalesced bainite 형태로, 이는 주로 용접부와 열영향부에서 관찰되는 미세조직으로써 일반적인 베이나이트 변태와는 다르게 supersaturated plate의 합체가 선행되어 bulky한 형태를 보이는 것이 특징이다. 즉, 일반적으로 오스테나이트에서 탄화물이 석출되는 upper 혹은 lower 베이나이트와는 다르게 페라이트내에서 탄화물이 형성되면서 dilatometry에 검출되지 않는 것으로 추정된다. 두 강종의 CGHAZ 경도는 480- 490Hv0.5 수준으로 유사하게 측정되었는데, 이는 탄소당량과 마르텐사이트 등 경한 상의 분포와 잔류 오스테나이트 함량, 탄소당량 등이 복합적으로 영향을 주었기 때문으로 판단된다. Fig. 7의 XRD 분석 결과는 두 강종의 잔류 오스테나이트 함량 차이를 나타낸다. 즉, C-TR강은 FGHAZ와 더불어 CGHAZ에서 FCC의 피크가 거의 나타나지 않는 반면, M-TR강은 일부 피크가 관찰되는 등 잔류 오스테나이트를 일부 함유하기 때문에 높은 경화능을 상쇄하는 효과를 가졌을 가능성이 있다.

Fig. 6

Typical SEM micrographs of the (a) simulated M-TR CGHAZ subjected to the peak temperature of 1300°C, (b) simulated M-TR FGHAZ subjected to the peak temperature of 1000°C, (c) simulated C-TR CGHAZ subjected to the peak temperature of 1300°C, and (d) simulated C-TR FGHAZ subjected to the peak temperature of 1000°C

Fig. 7

Comparison of X-ray diffraction patterns between M-TR and C-TR steels indicating the difference in phase fraction of ferrite and austenite

Fig. 8은 두 강종의 다양한 피크 온도로 재현된 열영향부 내에 PAGS를 비교한 것이다. M-TR강은 모재에서의 초기 결정립이 작아 열영향부 모든 영역에서 C-TR강 열영향부 대비 PAGS가 작다. CGHAZ 영역인 1200°C 이상의 피크 온도에서는 결정립 성장의 차이가 급격히 증가하였고, FGHAZ의 피크 온도인 1000°C로 가열된 경우에는 임계온도 대비 가열된 온도가 낮아 전반적인 확산속도가 느려 결정립 성장이 거의 이뤄지지 않았다. 다만, M-TR강이 C-TR강에 비해 Ac₃ 임계온도가 낮아 피크 온도와의 온도 차이, 즉, 상변태와 결정립 성장의 구동력이 높을 수 있음에도 불구하고, PAGS 변화가 크지 않은 점에 대해 주목할 만하다. 이는 전술한 바와 같이 Ti, Mo계 탄화물의 pinning에 의한 결정립 성장 억제 효과와 합금원소의 재분배 확산시간 등이 복합적으로 작용했을 것이다.

Fig. 8

Variations of prior austenitic grain size in M-TR and C-TR HAZs according to subjected peak temperatures

Fig. 9은 두 강종의 열영향부 피크 온도별 인장특성 변화를 보여준다. 모든 시편은 열영향부 재현 전 모재 상태에서의 강도보다 높은 인장강도를 갖고, 연신율은 감소하였다. M-TR강에서 1100°C 이상으로 피크 온도가 증가함에 따라 인장강도와 연신율의 급격한 하락이 나타난다. 1300°C 피크 온도의 CGHAZ에서는 연신율이 1-2% 이하로 극도의 취성파괴가 발생하였다. 반면 C-TR강 열영향부에서는 전반적으로 인장특성 변화가 크지 않고, 모재 대비 70-80% 정도의 연신율을 나타내었다. Fig. 10은 서로 다른 피크 온도에 노출된 두 강종의 인장시험 후 파면 분석결과를 나타낸다. M-TR강 CGHAZ는 균열이 결정립계를 따라 성장하여 파단된 취성파괴, fisheye 형태를 보인다(Fig. 10a). 일부 벽개파면을 나타내는 영역은 CGHAZ 내에 미량의 잔류 오스테나이트가 존재하였거나 비정상 입자성장(abnormal grain growth)의 영향일 것으로 판단된다. 이에 반해 FGHAZ는 dimple이 잘 발달된 연성파면을 나타내었다(Fig. 10b). 한편, C-TR강 CGHAZ와 FGHAZ에서는 dimple 크기 분포의 차이는 있으나 모두 연성파면을 보였다(Fig. 10c-d). 상대적으로 PAGS가 큰 C-TR강 CGHAZ에서 micro-void의 형성 및 합체에 의한 연성파단이 발생 가능한 이유는 CGHAZ 내에 잔류 오스테나이트 함량이 작더라도¹¹⁾ 베이나이트 조직이 잘 발달해있기 때문이다. Fig. 11은 각 피크 온도별 열영향부의 연신율과 자기 유도 방식으로 측정된 페라이트 함량 분석 결과를 종합하여 나타낸 것이다. 그림에서 의미하는 것은, M-TR강 열영향부에서는 피크 온도가 낮아질수록, 자성체인 페라이트계 상 감소가 크게 나타나며, 연신율 증가에 영향을 준다는 점이다. 반면 C-TR강은 구성상의 변화가 크게 나타나지 않으며, 따라서 연신율에도 큰 변화가 없다. 또한, M-TR CGHAZ는 상대적으로 작은 PAGS를 가지나 마르텐사이트 기지를 가져 취성파괴가 쉽게 일어나 인장특성이 급격히 저하되고, FGHAZ는 비교적 높은 경도에도 불구하고 연성파단이 일어난다. 이를 종합해보면, FGHAZ에서는 합금원소 재분배가 이뤄질 만큼 충분한 확산온도 및 시간이 부여되어 잔류 오스테나이트가 풍부하게 존재할 수 있고 따라서 연신율이 일부 저하되는 반면, 1100-1150°C의 FG-CGHAZ 천이 구간에서 급격히 페라이트분율이 증가하고, 결정립 성장이 이뤄지기 때문에 인장특성의 저하가 나타난다.

Fig. 9

Variations of tensile properties with various peak temperatures for simulated HAZ of both M-TR and C-TR steels

Fig. 10

Typical SEM fractographs of simulated HAZs after tensile test at room temperature: (a) CGHAZ subjected to peak temperature of 1300°C and (b) FGHAZ subjected to peak temperature of 1000°C of M-TR steel; (c) CGHAZ subjected to peak temperature of 1300°C and (d) FGHAZ subjected to peak temperature of 1000°C of C-TR steel

Fig. 11

Comparison of relationships between tensile elongation and the phase fraction obtained from magnetic property in M-TR and C-TR steel HAZs

4. 결 론

본 연구는 중망간 TRIP강 용접열영향부의 인장특성에 미치는 미세조직적 요인에 대해 고찰하기 위해 일반 TRIP강 열영향부와 비교 분석하였다. 중망간 TRIP강의 다양한 피크 온도를 갖는 열영향부의 미세구조 분석과 인장시험을 통해 얻어진 주요 결론은 다음과 같다.

• 1) 중망간 TRIP강은 일반 TRIP강에 비해 높은 망간 함량을 가져 평형임계온도를 낮추고 상온에서 안정적인 오스테나이트의 형성시킨다. 중망간 TRIP강의 모재는 페라이트와 오스테나이트의 이상조직을 가지고, 잔류 오스테나이트의 분율이 약 22%로 높아 비교적 높은 연신율을 나타낸다. 초기 결정립도 차이가 존재하나 두 강종 모두 1GPa 이상의 인장강도를 가지며, 이는 잔류 오스테나이트가 응력에 의해 마르텐사이트로 변태되는 소성의 결과로 강도와 연신율을 동시에 높일 수 있기 때문이다.

• 2) 중망간 TRIP강의 CGHAZ는 일반 TRIP강 대비 M_s, M_f 마르텐사이트 변태 온도가 낮아 잔류 오스테나이트가 미량 존재하나, 탄소당량과 경화능이 높아 극도의 취성과 낮은 연신율을 나타낸다. FGHAZ에서는 비교적 높은 오스테나이트 함량으로 인한 연성파괴거동을 보이고, 천이되는 온도 범위에서 상당한 연신율 향상이 나타난다. 이는 망간 등의 치환형 원자가 확산되어 합금원소 재분배가 발생할 정도의 충분한 온도가 주어지는지에 따라 CG, FGHAZ 내에 잔류 오스테나이트 함량이 결정되기 때문이다. 따라서, CGHAZ를 포함한 중망간 TRIP강 용접열영향부 인장특성 향상을 위해서는 합금원소 재분배의 억제가 필수적이다.

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