Fig. 4. 8. Micro Vickers hardness of the alloys after various schedule of solution heat treatment ; (a) hardness of general for load of 2kg, (b) hardness
Fig. 4. 9. Tensile properties of the alloys after various solution heat treatment.
제 2 절 중력주조합금과 열처리(T48 and DS4)
1. 미세조직
Fig. 4. 10은 중력주조(as-cast)시편의 표면 미세구조를 광학현미경으로 관찰한 사진이다. Fig. 4. 10에서 미세조직은 전형적 주조조직인 수지상정(Dendrite) 조직을 보였으며 이미지 분석기 (IMT, i-Solution)로 측정한 이차수지상간격(Secondary dendrite arm spacing, SDAS)은 40 um를 보였다. 또한 시편에서는 명암과 형태학 적으로 구분 가능한 여러 가지 상들이 Al 기지에서 관찰되었다. Al-Si-Cu 합금에 는 두 개의 주요한 Fe-Si 금속간 화합물이 존재하고 이들은 α-Fe 상으로 알려진 α-Al15(Fe,Mn)3Si2와 β-Fe 상으로 알려진 β-Al5FeSi이다. α-Al15(Fe,Mn)3Si2 상은 치밀한 형태를 보이며 주조공정에서 균열생성을 야기하지 않는다. 또한 고용화 조 건에 따라서 조성과 형태가 변화하기도 한다. 하지만 β-Al5FeSi 상은 형태학적으 로 판상으로 미세조직상 바늘모양으로 나타난다. β-Fe 상은 취성이 강해서 주조재 의 기계적 특성을 저하시키는 요인이 된다. 이러한 상들의 정성 분석을 위해 EDS 분석을 수행하였다. Fig. 4. 11은 중력주조(as-cast)시편과 T48A-DS4B에서 각각의 상들을 BSE 사진으로 관찰한 결과이다. Fig. 4. 11(a)와 Fig. 4. 11(c)에서 나타낸것 과 같이 명암과 형태를 차이로 표시된 4가지의 상들로 중국활자형상의 α -Al15(Fe,Mn)3Si2와 침상의 β-Al5FeSi 상, 판상의 θ-Al2Cu 그리고 공정 Si이 관찰 되었다. 각각의 상들의 EDS 분석을 수행하였고 그 결과는 Table 4. 3에 나타내었 다. 이는 Ceschini 등이 Al-10Si-2Cu 합금의 연구에서 보고한 α-Al15(Fe,Mn)3Si2과 β-Al5FeSi의 결과와 일치한다35). Fig. 4. 11(b)와 Fig. 4. 11(d)는 θ-Al2Cu 상을 확 대한 사진인데 중력주조(as-cast)시편에서 조대한 형태로 존재하였으나 고용화 열 처리 후 분절되고 고용되어진 흔적을 볼 수 있다. Fig. 4. 12는 중력주조(as-cast) 시편의 각각의 상을 EPMA를 통해 분석한 결과이다. 중국활자형상의 α -Al15(Fe,Mn)3Si2와 침상의 β-Al5FeSi 상, 판상의 θ-Al2Cu 상, 공정 Si 상 그리고 기지내에 각각의 원소(Al, Cu, Fe, Mg, Mn, Si)분포를 나타낸다. 중국활자형상의 α -Fe 상에는 Fe와 Mn이 집중적으로 분포하고 있음을 알 수 있다. 막대모양의 공정 Si상에는 Si만이 분석되었고 바늘모양의 β-Fe 상에는 Fe와 Si가 분포하고 있음을 알 수 있다.
Fig. 4. 10. Optical micrograph of as-cast Al-6Si-2Cu alloy showing typical dendrite microstructure and a various intermetallic phases.
Fig. 4. 11. Microstructural observation of AlSiCu alloy; (a) BSE micrograph showing various phases of as-cast, (b) BSE micrograph showing Al2Cu and primary Si phase of as-cast, (c) BSE micrograph showing various phases of
Fig. 4. 12. The EPMA element distribution of as-cast Al-6Si-2Cu sample.
Table 4. 3. Chemical compositions of the main intermetallic phases in as-cast Al-6Si-2Cu alloy (wt.%).
(wt%)
Point Si Cu Fe Mn Al Phase
Al15(Fe,Mn)3Si2 10.7 - 22.0 8.6 56.6 α
Al5FeSi 17.5 - 23.1 2.6 56.6 β
Si 93.6 - - - 6.3 Si
Al2Cu - 51.3 - - 48.6 θ
Fig. 4. 13는 as-cast와 각각 고용화 열처리 조건에 따른 미세 조직의 변화를 광 학현미경으로 관찰한 결과이다. 일반적으로 열처리 온도와 시간이 증가 하면서 Si 입자의 평균 면적은 감소하고 형상비는 증가한다. 고용화 열처리 후 θ-Al2Cu 상들 이 Al 기지내로 재용해 될 때 Si 입자들은 구상화되어진다. Table 4. 4는 고용화 열처리 후 Si 상을 이미지 분석기 (IMT, i-Solution)로 측정한 정량적인 평가 결과 를 나타내었다. 공정 Si 입자들의 형상비는 중력주조(as-cast)시편과 비교하면 T48 에서 대략 300% 증가하였다. 고용화 열처리가 DS4인 경우 단일 고용화 열처리보 다 약 12% 증가하였다. 고용화 열처리 조건이 T48인 경우 1차 고용화 열처리 시
간이 길어짐에 따라 Si의 구상화가 매우 진행되었고 DS4 고용화 열처리시 구상화 정도가 크게 증가하지 않는다. 따라서 열처리 조건이 T48인 경우 Si 상의 구상화 로 인한 연신율은 단일 단계 열처리 조건에서 확연히 증가할 것이라고 판단된다.
Fig. 4. 14는 T48A-DS4A의 조건의 시편을 BSE 사진으로 나타낸 것이다. Fig.
4. 14(a)는 DS4 열처리 후 θ-Al2Cu 상의 국부적인 용융현상을 나타내고 있다. Fig.
4. 14(b)는 θ-Al2Cu 상의 국부적인 용융현상을 확대해서 나타낸 사진인데 Fig. 4.
11에서 나타낸 조대한 θ-Al2Cu 상이 Fig. 4. 11(d)에서 나타낸 것처럼 분절되고 고 용되지 않고 용융된 모습을 나타낸다. 이러한 용융현상은 DS4 열처리시 국부적으 로 발생하고 있다. 따라서 T48-DS4 열처리 시 국부적인 용융현상은 기계적 특성 을 저하시키는 요인이 될 것으로 판단된다.
Table 4. 4. Silicon particle characteristic of the alloy after solution heat treatment.
Measurement As-cast T48A T48A DS4A
T48A
DS4B T48B T48B DS4A
T48B DS4B Mean
area(um2) 47.1 30.75 31.25 30.06 38.11 28.97 32.18 Aspect
Ratio* 0.16 0.64 0.70 0.77 0.63 0.73 0.74
*Where a value of 1 is a round particle
Fig. 4. 13. Microstructure of Al-6Si-2Cu alloys after different solution heat treatment; (a) as-cast, (b) T48A, (c) T48A-DS4A, (d) T48A-DS4B, (e) T48B, (f) T48B-DS4A and (g) T48B-DS4B.
Fig. 4. 14. Microstructure of Al-6Si-2Cu alloys after different solution heat treatment; (a) BSE micrograph showing melting of Al2Cu, (b) BSE micrograph showing magnification of Al2Cu melting.
2. 기계적 특성
Fig. 4. 15은 열처리된 Al-6Si-2Cu 합금의 마이크로 비이커스(Micro Vickers) 경도 시험 결과를 나타내었다. 열처리 후의 합금의 경도는 중력주조(as-cast)시편과 비교 할 때 약 24%가 증가하였다. 이는 잉곳 내에 석출된 조대한 θ-Al2Cu 입자들 이 석출 강화에 기여하지 못하고 고용화 열처리 후에 Cu 원자들이 기지내에 고용 됨에 따라 고용 강화 효과에 기여하여 경도 값이 증가된 것으로 판단된다. Fig. 4.
15(a)에서 금속간 화합물, 공정 Si상 그리고 Al 기지의 모든 부분을 한꺼번에 측정 한 결과 단일 단계 열처리 시편과 이중 열처리한 시편의 경도값은 중력주조 (as-cast)시편보다 증가하였고 단일 단계 열처리와 이중 고용화 열처리 후 경도값 은 비슷하다. 단일 단계에서 장시간 열처리 할 경우 Si 상의 구상화가 진행되어 경 도값이 크게 증가하지 않고 비슷할 것이라고 판단된다. Fig. 4. 15(b)에서는 Al 기 지내 경도값을 측정한 결과인데 단일 단계에서 재고용이 일어나 이중 열처리할수 록 기지내 경도값은 증가하는 것을 보여준다.
Fig. 4. 16은 인장 실험 결과를 최대인장강도와 항복강도를 연신율과 비교하기 위한 그래프이다. 고용화 열처리 후의 합금은 중력주조(as-cast)시편과 비교할 때, 최대인장강도가 185 MPa에서 최대 246 MPa(T48A-DS4B)으로 항복강도는 152 MPa에서 최대 191 MPa(T48A-DS4B)로 연신율은 1.36%에서 최대 2.51%(T48A)로 증가하였다. 이는 Si 상의 구상화가 T48에서 진행되어 연신율이 월등히 향상된 것 으로 판단되고 용체화 단계에서 국부적인 용융이 일어나 고용화 열처리 온도가 높 아지더라고 기계적 특성이 향상된다고 판단할 수 없다.
Fig. 4. 15. Micro Vickers hardness of the alloys after various schedule of solution heat treatment ; (a) hardness of general for load of 2kg, (b) hardness of Al matrix for load of 25g.
Fig. 4. 16. Tensile properties of the alloys after various solution heat treatment.
제 3 절 Al-6Si-2Cu-Xwt% 합금
1. 미세조직
Fig. 4. 17은 Sr이 첨가된 시험편의 미세조직을 함량에 따라 광학현미경으로 관 찰한 사진이다. 중력주조(as-cast)시편과 비교하면 Sr의 함량이 증가 할수록 더 어 두운 Si 상이 개량화되어 미세해진 모습을 관찰할 수 있다. Fig. 4. 18(a)와 Fig. 4.
18(b)에서 나타낸것과 같이 명암과 형태를 차이로 표시된 4가지의 상들로 중국활자 형상의 α-Al15(Fe,Mn)3Si2와 침상의 β-Al5FeSi 상, 판상의 θ-Al2Cu 그리고 공정 Si 이 관찰 되었다. 각각의 상들의 EDS 분석을 수행하였고 그 결과는 Table 4. 5에 나타내었다. Fig. 4. 19는 Sr이 0.01wt% 첨가된 시험편의 미세조직을 BSE 사진으 로 관찰한 결과이다. 중력주조(as-cast)시편과 비교하면 Sr의 함량이 증가 할수록 Si 상뿐만 아니라 각각의 상들도 분절되고 미세화 되어진 모습을 관찰할 수 있다.
Fig. 4. 20은 중력주조(as-cast)시편과 0.03wt%Sr 합금의 각각의 상을 EPMA를 통 해 분석한 결과이다. 중국활자형상의 α-Al15(Fe,Mn)3Si2와 침상의 β-Al5FeSi 상, 판 상의 θ-Al2Cu 상, 공정 Si 상 그리고 기지내에 각각의 원소(Al, Cu, Fe, Mg, Mn, Si)분포를 나타낸다. 중국활자형상의 α-Fe 상에는 Fe와 Mn이 집중적으로 분포하 고 있음을 알 수 있다. 막대모양의 공정 Si상에는 Si만이 분석되었고 바늘모양의 β -Fe 상에는 Fe와 Si가 분포하고 있음을 알 수 있다. 또한 중력주조(as-cast)시편과 비교하면 Si 상의 분포의 형태가 판형태에서 Sr의 첨가로인해 넓고 미세한 평태로 분포하는 형태를 관찰할 수 있었다. 이는 기계적 물성에서 연실율을 증가시킬 수 있다고 판단된다.
Fig. 4. 17. Microstructure of various Sr additive alloys; (a) as-cast, (b) 0.01wt%Sr, (c) 0.03wt%Sr, (d) 0.05wt%Sr.
Fig. 4. 18. Microstructural observation of AlSiCu alloy; (a) BSE micrograph
Table 4. 5. Chemical compositions of the main intermetallic phases in as-cast Al-6Si-2Cu alloy (wt.%).
(wt%)
Point Si Cu Fe Mn Al Phase
Al15(Fe,Mn)3Si2 10.37 - 19.62 6.27 72..48 α
Al5FeSi 22.90 - 16.15 - 60.95 β
Si 86.63 - - - 13.37 Si
Al2Cu - 48.16 - - 58.84 θ
Fig. 4. 19. Microstructural observation of AlSiCu alloy; (a) BSE micrograph showing various phases of 0.01wt%Sr, (b) BSE micrograph showing various phases of 0.03wt%Sr, (c) BSE micrograph showing various phases of 0.05wt%Sr.
Fig. 4. 20. The EPMA element distribution of as-cast Al-6Si-2Cu sample and Al-6Si-2Cu-0.03wt%Sr sample.
2. 기계적 특성
Fig. 4. 21은 Sr이 첨가된 Al-6Si-2Cu 합금의 마이크로 비이커스(Micro Vickers) 경도 시험 결과를 나타내었다. Sr 첨가 후의 합금의 경도는 as-cast와 비교 할 때 107Hv에서 약 15%∼20%가 감소하였다. 이는 잉곳 내에 석출된 조대한 Si 입자들 이 개량화 되어 조대한 판상에 비해 연신율이 증가할 것이라고 판단된다.
Fig. 4. 21. Micro Vickers hardness of various Sr additive alloys.
제 4 절 고찰
Fig. 4. 22는 기존 연구와 본 연구를 비교한 결과를 나타내었다. 최적의 고용화 열처리 조건은 T44B-DS8B 조건이 최대 인장강도와 최대인장강도와 연신율이 각 각 34% 그리고 95% 향상된 기계적 특성을 나타내었다. T48-DS4 고용화 열처리 조건은 1차 고용화 열처리 시간이 길어 Al2Cu의 충분한 고용으로 인해 강도와 연 신율의 증가 효과가 클것으로 예상 했으나 Si 상의 구상화가 1차 고용화 열처리에 서 충분히 진행되었고 2차 고용화 열처리시 θ-Al2Cu 상의 초기용융으로 인해 기 계적 물성은 감소되어 기계적 물성치가 최적화 되지 않았다. Si 구상화는 1차 고용 화 열처리 시간이 길어질수록 평균값이 높게 측정되었다. 이는 1차 고용화 열처리 시간이 길었을 때 Si의 충분한 구상화로인해 연신율의 증가를 나타낸다. 1차 고용 화 열처리와 2차 고용화 열처리시 Al2Cu와 Si 상을 도식적으로 나타낸 그림을 Fig. 4. 23에 나타내었다. 1차 고용화 열처리를 진행했을 때 Al2Cu 상은 Cu원자가 확산되어 일부 고용되고 분절된다. 그 효과를 증가시키기위해 2차 고용화 열처리를 진행하면 나머지 Al2Cu 상의 일부는 Cu원자가 재확산을 하여 일부 고용되어 고용 강화 효과가 커진다. 이때 Si상은 분절되고 구상화 되어 고용강화 효과와 구상화 효과가 동시에 증가하여 강도와 연신율이 동시에 향상되어지는 최적의 고용화 열 처리 조건이 된다.
Fig. 4. 22. Mechanical properties and spheroidization of the alloys after various solution heat treatment.
Fig. 4. 23. Schematic drawing of microstructural change of Al-6Si-2Cu alloys during solidification.
제 5 장 결 론
주조용 Al-6Si-2Cu 합금의 주조 공정과 열처리에 따른 미세조직 및 기계적 특성 을 평가 한 결과, 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.
1) 중력 주조 시 Al-6Si-2Cu 합금의 미세 조직은 Al 기지에 chinese script 형상의 α-Al15(Fe,Mn)3Si2 상과 침상의 β-Al5FeSi상의 Fe-rich 상, 판상의 θ-상(Al2Cu) 그 리고 공정 Si 상 이 관찰 되었다. 이는 열역학적으로 계산한 평형상 결과와 일치하 였다.
2) XRD에 의한 기지내 상분석 결과 2θ = 42.18에서 회절 피크의 경우 중력주조 (as-cast)상태에서 나타나는 회절피크는 고용화가 진행되면서 피크가 관찰되지 않 아 기지로 재고용되고 있음을 알 수 있고 재고용의 형태학적 현상을 BSE 사진으 로 관찰하였다.
3) 중력주조합금의 기계적 특성은 고용화 열처리 후에 증가 하였으며 T44B-DS8B 시험편이 실험 합금 중에서 최대인장강도와 연신율이 각각 34% 그리고 95% 향상 된 기계적 특성을 나타내었다. T48-DS4 고용화 열처리 조건은 1차 고용화 열처리 시간이 길어 Si 상의 구상화는 진행되었고 2차 고용화 열처리시 θ-Al2Cu 상의 초 기용융으로 인해 기계적 물성은 감소된다.
4) Sr 첨가시 Al 기지에 chinese script 형상의 α-Al15(Fe,Mn)3Si2 상과 침상의 β -Al5FeSi상의 Fe-rich 상, 판상의 θ-Al2Cu 상은 분절되고 미세해졌다. 특히 Si 상 은 개량화되어 매우 미세해졌다.
5) Sr 첨가 후의 합금의 경도는 as-cast와 비교 할 때 107Hv에서 약 15%∼20%가 감소하였다. 이는 Si 상의 개량화로인한 연신율의 증가로 표면경도는 감소되어진 것이라 판단된다.
참 고 문 헌
(1) B. M. A. Alawi and T. H. Bradley, Appl. Energ., 113, (2014) 1323.
(2) K. T. Kim, J. Korea Foundry Soc., 31, (2011) 101.
(3) K. Sasaki and T. Takahashi, Int. J. Fatigue, 28, (2006) 203.
(4) L. Ceschini, A. Morri, A. Morri and G. Pivetti, Mater. Design, 32, (2011) 1367.
(5) M. Zeren, E. Karakulak and S. Gumus, T. Nonferr. Metal. Soc., 21, (2011) 1698.
(6) E. H. Samuel, A. M. Samuel and H. W. Doty, AFS Trans., 30, (1996) 839.
(7) Z. Li, A. M. Samuel, F. H. Samuel, C. Ravindran and S. Valtierra, J. Mater.
Sci., 116, (2003) 1203.
(8) L. Ceschini, I. Boromei, A. Morri, S. Seifeddine and I. L. Svensson, Mater.
Design, 36, (2012) 522.
(9) E. Sjőlander and S. Seifeddine, Mater. Design, 31, (2010) 44.
(10) T. Nishimura, H. Toda, M. Kobayashi, T. Kobayashi, K. Uesugi and Y.
Suzuki, Int. J. Cast Metal. Res., 21 (2008) 114.
(11) Y. J. Li, S. Brusethaug and A. Olsen, Scripta Mater., 54, (2006) 99.
(12) S. K. Cheong, S. H. Lee and S. C. Chung, "Effect of the Peening intensity by Shot Peening", Transations of the KSME A, Vol. 25, No. 10, (2001) 1509
(13) X. Wu, N. Tao, Y. Hong, B. Xu, J. Lu : Acta Mater., 50, (2002) 2075.
(14) L.F. Mondolfo; Aluminium alloys, structure and properties Butterworth, London (1976), 369, 678.
(15) 유진호; effect of the the simultaneous addition of refiner and modifier on the microstructure and mechanical properties of Al-12 wt%Si cast alloys, (2009), 7
(16) Kim heon-joo; Technology of heat-treatment in Aluminum Alloys, pukyong national university, (2001) 37.
(18) Hong sung-kil, Melting and Casting of Aluminum Alloys, Journal of the Korean Foundrymen's Society, 28, (2008), 10.
(19) 나경환; 다이캐스팅 산업 경쟁력 강화를 위한 제언, 한국다이캐스트공업협동조 합 49, P. 14~15
(20) 이영규; 다이캐스팅 KISTI_224, (2004), P. 1~8 (21) 김광회; 다이캐스팅 KISTI, (2007), P. 1~10
(22) 김영우, 정호석; 다이캐스팅 기술 동향분석, RIST_59
(23) M. C. Sharma, "Assesment of Over Peening by time on Fatigue behavior of Spring Steel," Proc. of 6th International Fatique Congress, (1996) 1397.
(24) K. Iida, "Dent and Affected Layer Produced by Shot Peening", Proc. of the 2nd International Conference on Shot Peening, Chicago, (1984) 283.
(25) W. Koehler and Dr.-Ing., "Influence of Shot Peening with Different Peening Materials on the Stress corrosion and Corrosion Fatigue Behavior of a Weled AlZnMg-Alloy“, Proc. of the 2th International Conference on Shot Peening, Chicago, (1984) 126.
(26) L. Bertini, V. Fontanari and G. Straffelini, "Influence of post weld treatments on the fatigue behavior of Al-alloy welded joints", Int. J.
Fatigue Vol. 20, No. 10, (1998) 749.
(27) J. S. Ecketsley, "Shot Peening Process Controls Ensure Repeatable Results", Shot Peening Theory and Application, Institute for Industrial Technology Transfer International, France, (1991) 133.
(28) Al-Hassani, S.T.S., "Mechanical Aspects of Residual Stress Development in Shot Peening," Proc. of the 4th International Conference on Shot Peening, Tokyo, (1990) 583.
(29) Hertzberg RW. Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials 3rd ed. Wiley Publishing, 1989.
(30) G. E. Dieter, "Mechanical Metallurgy", McGraw-Hill Book Co., New York(1976).
(31) I. A. Luna, H. M. Molinar, M. J. C. Roman, J. C. E. Bocardo and M. H.