Change of Mechanical Properties During Heat Treatment of Diecast ADC12 Alloy

다이캐스팅 ADC12 합금의 열처리 전후의 기계적 특성변화

강신욱·박경섭·오은호·심정일 *·김희수^†

조선대학교 재료공학과, *동양금속

Change of Mechanical Properties During Heat Treatment of Diecast ADC12 Alloy

Shin-Wook Kang, Kyeong-Seob Park, Eun-Ho Oh, Jung-Il Shim* and Hee-Soo Kim^†

Department of Materials Science and Engineering, Chosun University, Gwangju 61452, Korea

*Dongyang Metal, Gwang-ju 62231, Korea

Abstract

We investigated the effect of heat treatment on an ADC12 alloy produced using diecasting. The heat treatment used in this study was a typical T6 process: a solid solution treatment followed by an artificial aging treatment. As-cast specimens were solid-solution- treated at 500

C and 530

C for 1-16 hr, and aged at 160

C and 180

C for 1-8 hr. Microstructural changes in the alloy during the heat treatment were observed. Changes in mechanical properties of the alloy were measured using a micro-Vickers hardness tester.

Finally, we determined the optimal heat treatment conditions for the diecast ADC12 alloy.

Key words: Diecasting, Aluminum alloys, Heat treatment, Solid solution heat treatment, Artificial aging

1. 서 론

최근 들어 세계적으로 환경 개선과 에너지 절감에 대한 요 구가 증가하고 있다. 단적인 예로서 지구온난화의 원인으로 언급되는 화석 연료의 사용에 의한 CO2 가스 배출량을 줄이 려고 하고 있다. 자동차에서 배출되는 배기 가스를 경감으로 써 환경을 개선함과 동시에, 자동차 연비 향상을 통한 에너 지 절감의 효과를 나타내고자 하는 노력이 계속되고 있다.

자동차 등 산업전반에 있어서, 각종 기계 부품의 경량화를 위한 소재로서의 알루미늄 합금 개발과 생산에 대한 연구가 활발히 진행되고 있다. 주조용 알루미늄 합금 중 일반적으로 가장 많이 사용되는 합금계는 Al-Si-Cu계이다. Si은 합금의 유동성과 내마모성을 향상시키는 역할을 한다. 또한 빈번하게 Si 초정상이 생성되는데, 그 형상과 크기는 주조시의 냉각속 도나 후속 열처리를 통하여 제어가 가능하다[1,2]. Cu는 Mg 등과 함께 주조재의 열처리에 의한 2차상의 석출을 일으키며,

이로 인하여 합금의 기계적 특성을 변화시킨다[3,4]. 대표적 인 Al-Si-Cu계 합금중의 하나인 ADC12 합금은 Si를 10 wt% 가량 함유하며, 가벼우면서도 고온특성과 부식저항성이 양호한 것으로 알려져 있다[5]. 추가적인 Cu의 첨가는 전체 적인 융점의 저하 효과가 있으며, 합금의 기계적 특성 등이 향상되나 주조성과 연성, 부식저항성이 감소된다[6,7]. 중력주 조와 다이캐스팅 등의 방법으로 주조된 ADC12는 응고시의 용질 재분배와 금속간 화합물의 생성, 잔류응력 등에 의하여 산업적으로 충분한 기계적 특성을 나타내기 어려울 가능성이 있으므로, 주조후 추가적인 열처리를 통하여 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.

기본적인 상용 ADC12 합금에 대한 열처리에 대한 기존 연구는 미비한 한편, SiC와의 복합재료의 열처리에 관한 연 구[8-11] 등이 주를 이루고 있다. 이에 본 연구에서는 대표 적인 주조용 알루미늄 합금인 상용 ADC12의 다이캐스팅 제 품을 열처리하고, 열처리 과정 동안의 미세조직 특성과 기계

Received: May. 3, 2016 ; Revised: May. 13, 2016 ; Accepted: May. 13, 2016

†

Corresponding author: Hee-Soo Kim (Chosun Univ.) Tel: +82-62-230-7194, Fax: +82-62-230-7017 E-mail: [email protected]

Journal of Korea Foundry Society 2016. Vol. 36 No. 3, pp. 88~94 http://dx.doi.org/10.7777/jkfs.2016.36.3.88 pISSN 1598-706X / eISSN 2288-8381

© Korea Foundry Society, All rights reserved.

This is an Open-Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution Non-Commercial License (http://creative-

commons.org/licenses/by-nc/3.0) which permits unrestricted non-commercial use, distribution, and reproduction in any medium, provided the

original work is properly cited.

적 특성의 변화에 대하여 고찰하였다. 본 연구에서 사용한 ADC12 합금은 다이캐스팅 공정을 통하여 제조된 박육 주조 재로서 자동차와 가전용 부품으로 널리 사용되는 소재이다.

열처리 과정은 산업적으로 많이 사용되는 용체화처리와 인공 시효의 과정을 거치는 T6 공정을 사용하였다. 이에 각 열처 리 과정에서의 미세조직 변화와 경도 변화를 측정하여, ADC12의 주조후 열처리에 따른 기계적 특성의 향상에 대한 가능성을 타진하였다.

2. 실험 방법

본 연구에서는 900톤 급의 다이캐스팅 장비를 이용하여 제조한 ADC12의 소재를 사용하였다. 제품의 두께는 형상이 복잡하여, 부분적으로 그 두께가 모두 상이하지만 본 연구에 서는 3 mm로서 두께가 일정한 부분만을 채취하여 사용하였 다. ADC12의 화학적 조성은 Al-10wt%Si-1.9wt%Cu-0.2wt%

Mg-0.8wt%Zn-0.1wt%Mn-0.7wt%Fe 이었다. 주조후의 열처 리는 T6 공정으로, 용체화처리와 인공시효처리를 독립적으로 수행하였다. 용체화처리는 500^oC와 530^oC의 온도로 각각 열 처리로를 예열, 유지한 후 시편을 장입하고, 1~16시간 동안 열처리한 후 수냉하였다. 용체화처리 후에는 미세조직과 경도 등을 판단하여, 최적 용체화처리 조건을 수립한 후 인공시효 처리를 수행하였다. 인공시효처리는 160^oC와 180^oC의 온도로 각각 열처리로를 예열, 유지한 후 시편을 장입하고, 1~8시간 동안 열처리한 후에 공냉하였다.

미세조직의 변화는 광학현미경으로 관찰하였으며, 이때 사 용된 부식액은 켈러용액(Keller's reagent, H2O 95 ml, HNO₃ 2.5 ml, HCl 1.5 ml, HF 1 ml)을 사용하였다. 이후 미세조직 학적 구조와 상의 조성을 확인하기 위하여 X선회절분석 (XRD), 주사전자현미경(SEM), 에너지분산형 분광분석법 (EDS)를 사용하였다. 기계적 성질의 변화는 마이크로비이커스 경도측정기를 이용하여 HV2(19.614N), 10초 유지 조건으로 관찰 하였다.

3. 결과 및 고찰 3.1 주조 조직

Fig. 1은 본 연구에서 사용된 ACD12의 다이캐스팅 직후 의 미세 조직을 나타낸 광학현미경 사진이다. 사진에서 보는 바와 같이 시편 전체에 수지상정 형태의 Al 상이 분포되어 있다. 조대한 Si 초정상과 함께, 수지상정 사이에는 공정조직 과 더불어 여러 가지 정출물이 존재한다. Fig. 2는 열역학적 으로 상태도를 계산하는 소프트웨어인 PTherm으로 계산한, 온도에 따른 상의 질량 분율을 계산한 결과이다. 계산 조건 은 평형응고와 비평형응고 두 가지로 계산하였다. 평형응고시 에는 액상온도가 약 587^oC이고, 고상온도가 약 538^oC이다.

응고 중에 Al과 Si이 주로 생성되며, 이 그래프에서 나타난

Si은 초정상이거나 공정상에 포함된 Si상의 합으로 나타난다.

이외에 β (Al9Fe₂Si₂) 상과 τ9 (Al₉Mn₂Si) 상이 생성되었다.

비평형응고시에는 액상온도가 평형응고와 마찬가지로 약

Fig. 1. Microstructure of the as-cast ADC12 alloy used in this study.

Fig. 2. Phase fractions according to temperature calculated using

PTherm, with the condition of (a) equilibrium, and (b) non-

equilibrium solidification.

587^oC이고, 고상온도는 약 487^oC이다. 이때 생성되는 상들은 평형응고시와 유사하지만, 추가적으로 θ (Al2Cu) 상과 Q (Al₅Cu₂Mg₈Si₆) 상이 생성되었다. 실제 다이캐스팅 공정 중 응고는 완전한 평형응고도 아니고 완전한 비평형응고도 아니 기 때문에, 실제 고상온도는 487^oC와 538^oC의 중간 정도라 고 판단된다. 또한 Fig. 1에서 수지상정 사이에 존재하는 공 정상에는 Al-Si 공정뿐만 아니라, β (Al9Fe₂Si₂) 상과 τ9

(Al₉Mn₂Si) 상, θ (Al2Cu) 상, Q (Al5Cu₂Mg₈Si₆) 상이 모두 존재할 가능성이 크다.

3.2 용체화처리

앞 절에서 설명한 바와 같은 주조시편의 최적 용체화처리 조건을 얻기 위하여, 500^oC와 530^oC에서 각각 열처리로를 예열, 유지한 후 시편을 장입하고, 1~16시간 동안 열처리한 후에 수냉한 후 그 시편의 경도를 측정하였다. 그 결과는 Fig. 3에 나타내었다. 500^oC에서는 열처리 초기에 1시간 정 도까지 경도가 감소하였다. 그 이후에는 경도가 다시 증가하 고, 2시간의 열처리 이후로 비교적 일정한 경도를 나타내었 다. 열처리 초기에 주조 잔류응력의 해소로 인하여 1시간 정 도까지 경도가 감소한 것으로 판단된다. 이후 경도의 재증가 는 합금원소가 Al 상으로 고용되면서 고용강화효과에 기인한 것으로 판단된다. 530^oC에서는 시간에 따른 경도의 변화가 일정한 패턴을 나타내지 않고 불안정하였다. 이러한 현상은 Fig. 2로 설명할 수 있다. 평형응고시의 액상온도는 약 587^oC 이고, 고상온도가 약 538^oC이다. 용체화처리 온도는 500^oC와

530^oC로서 모두 고상온도보다 낮아 용체화처리 온도로서 적 당하다고 판단할 수 있다. 그러나 실제 다이캐스팅 응고시에 는 평형응고에서 벗어나 비평형응고에 접근하므로, 평형응고 로 계산한 고상온도를 완전히 신뢰할 수는 없다. 비평형응고 시의 고상온도는 약 487^oC로, 용체화처리 온도인 500^oC와 530^oC보다 낮다. 이때 공정 부분에서는 국부적인 재용융이 일어날 가능성이 있다. 530^oC에서의 용체화처리시에는 국부적 인 용융이 일어나, 경도값이 시간과 관계없이 불안정한 값을 나타내었다고 판단된다. 그러나, 500^oC에서의 용체화처리에서 는 비교적 안정된 경도 변화를 보이고 있어서, 본 연구에서 사용된 ADC12 합금의 고상온도는 500^oC보다 높은 것으로 판단된다. 그래프에서 나타낸 바와 같이 최적최단의 용체화처 리 조건은 500^oC에서 안정화 구간으로 진입하는 2시간으로 보는 것이 타당하다.

Fig. 4는 500^oC와 530^oC에서 각각 2시간동안 용체화처리 한 시편의 광학현미경 사진이다. Fig. 1의 주조조직과 비교해

Fig. 4. Optical micrographs of the specimens solid-solution-treated for 2 hr at (a) 500

C, and (b) 530

C. The eutectic phases were spheroidized and became smaller than in as-cast specimen.

The primary Si remained unchanged.

Fig. 3. Graph showing micro-Vickers hardness of the specimens solid-

solution-treated at 500

C and 530

C. The specimen annealed

at 530

C showed instable change of hardness with time. The

heat treatment at 500

C was reasonably stable.

볼 때, 수지상정간의 공정 조직 부분이 모두 구상화되어 수 지상정의 형태를 찾아보기 어렵다. Si 초정상은 주조조직과 비교하여, 거의 변화하지 않고 초기의 형상을 나타내고 있다.

주조조직과 용체화처리 조직의 XRD 결과는 Fig. 5에 나타 내었다. 모든 조직에서 주로 나타나는 상은 Al 상과 Si 상, 그리고 θ (Al2Cu) 상이 발견되었다. 주조재를 용체화처리하 여도 이 상들의 피크는 거의 변화가 없었는데, 이는 θ (Al₂Cu) 상이 용체화처리중 Al 상 쪽으로 재용해되지 않고 남아있어서 θ (Al2Cu) 상이 열적으로 안정하다고 할 수 있 다. PTherm으로 예측한 β (Al9Fe₂Si₂) 상과 τ9 (Al₉Mn₂Si) 상, Q (Al5Cu₂Mg₈Si₆)상 들은 찾아볼 수 없었는데, 이는 이 러한 상들의 분율이 매우 작기 때문이라고 판단된다. 그러나 Fig. 6과 Table 1의 SEM-EDS 결과를 보면 주조조직에서 Q (Al₅Cu₂Mg₈Si₆)상이 발견되었으며, 용체화처리 조직에서 β (Al₉Fe₂Si₂) 상이 발견되어, PTherm으로 예측한 상들이 모두

존재할 가능성이 있다.

3.3 인공 시효 처리

앞 절에서 서술한 바와 같이 최적의 용체화처리 조건은 500^oC에서 2시간 동안 열처리하는 것이다. 그러므로 이러한 조건으로 주조재를 용체화처리한 후 인공시효 실험을 실시하

Fig. 6. Scanning electron micrographs of (a) as-cast specimen, and (b) solid-solution-treated samples with a condition of 500

C

× 2 hr.

Fig. 5. XRD patterns of as-cast specimen, and solid-solution-treated samples with conditions of 500

C × 2 hr and 530

C × 2 hr, respectively.

Table 1. Chemical compositions of the phases numbered in the Fig. 6.

As-cast Solid-solution-treated (500

C × 2hr)

Element 1 2 3 4 5 6

Al Si Cu Mg Zn Mn Fe

78.65 10.57 3.48 - 2.27 1.21 3.82

53.39 16.63 20.37 7.27 1 - 1.34

54.28 28.04 1.47 1.35 - 2.62 11.94

96.13 1.65 1.75 0.47 - - -

55.69 42.66 1.03 0.22 - 0.4 -

60.98 14.7 3.3 - - 5.32 15.7

Expected Phase Al Q β Al Si β

였다. 시편을 160^oC와 180^oC에서 각각 1~8시간 동안 열처 리한 후에 공냉하였다. 이때 열처리 온도와 시간에 따른 경 도 변화를 Fig. 7에 나타내었다. 경도는 두 온도 모두에서 시간이 지남에 따라 증가하였으며, 4시간 시효처리 후 가장 높은 값을 나타내었다. 4시간 이후로는 경도가 약간 감소하나 안정상태에 진입한 것으로 판단된다. 시효 과정에서의 경도 증가는 미세 석출물의 생성에 의한 석출 경화에 기인한다. 전 반적으로는 160^oC에서 시효처리했을 때가 180^oC에서 시효처 리한 것보다 경도가 높았다. 가장 높은 수치를 나타낸 160^oC × 4 hr의 조건에서의 경도는 약 137 HV로서, 주조 직 후의 경도인 111 HV에 비하여 약 23% 향상된 것을 알 수 있다.

Fig. 8은 160^oC와 180^oC에서 4시간 동안 시효처리한 후 의 광학현미경상의 미세조직이다. 시효가 진행됨에 따라 Al

상내에 고용되었던 용질 원자가 점차적으로 석출될 것으로 예상하였으나, 용체화처리 후의 미세조직을 나타낸 Fig. 4와 비교하였을 때 미세조직의 변화는 미미하였다. Fig. 9와 Table 2에서 나타낸 SEM-EDS 분석결과에서도 용체화처리 후의 분석결과와 크게 다르지 않은 결과를 나타내었다. 이는

Fig. 7. Graph showing micro-Vickers hardness of the specimens

artificially aged at 160

C and 180

C.

Fig. 8. Optical micrographs of the specimens artificially aged for 4 hr at (a) 160

C, and (b) 180

C.

Table 2. Chemical compositions of the phases numbered in the Fig. 9.

Aged (160

C × 4hr) Aged (180

C × 4hr)

Element 1 2 3 4 5 6

Al Si Cu Mg Zn Mn Fe

97.58 1.54 0.88 - - - -

20.17 79.41 0.42 - - - -

79.62 8.19 3.29 - - 1.22 7.68

97.67 1.45 0.88 - - - -

34.82 64.46 0.42 - - 0.3 -

63.78 15.01 2.77 - - 3.93 14.51

Expected Phase Al Si β Al Si β

광학현미경이나 SEM 등으로 관찰하기에는 석출물의 크기가 매우 작고, 그 양도 XRD 등에 검출될 만큼 많지 않다는 사실에 기인한다. Al-Si-Cu-Mg 계 합금의 시효과정에서는 θ (Al₂Cu) 상과 Q (Al5Cu₂Mg₈Si₆) 상이 석출된다고는 보고되 는 한편[11], 추가적으로 Mg2Si 상이 석출된다는 연구도 있 다[12]. 본 연구에서는 Fig. 5에서 나타난 바와 같이, 주조상 태와 용체화처리 상태에서는 θ (Al2Cu) 상이 발견되므로, 시 효 과정중 석출되는 θ (Al2Cu) 상이 없거나, 추가적으로 미 량 석출된다고 판단된다.

또한 160^oC의 시효온도는 180^oC보다 효과적인 것으로 나 타났다. 과거의 연구에서 보면, 시효온도가 높으면 최고 시효 효과를 나타내는 시간이 단축되는 것으로 알려져 있다[13,14].

이는 금속간 화합물의 석출이 고온에서 활발히 일어나기 때 문인데, 본 연구에서는 최고 시효 효과를 나타내는 시간이 160^oC와 180^oC에서 동일하게 4시간 정도였다. 저온에서의 시효 효과가 더 강한 원인인, 온도가 높아질수록, Al 기지상 에 합금 원소의 고용한계가 높아져서 석출될 수 있는 금속간 화합물의 양이 적어지기 때문이라고 판단된다.

4. 결 론

본 연구에서는 상용 다이캐스팅용 합금인 ADC12를 사용 한 주조 제품의 용체화처리와 시효처리를 포함하는 T6 열처 리를 통하여 최종제품의 기계적 특성을 향상시키는 연구를 수행하였으며, 다음과 같은 결론을 얻었다.

1) 용체화처리는 500^oC와 530^oC에서 수행하였다. 530^oC에 서는 국부용융 등의 발생하여 안정된 용체화처리 조건을 얻 을 수 없었다. 한편 500^oC에서는 안정된 용체화처리가 진행 되었으며, 2시간의 열처리가 최적 조건으로 판명되었다.

2) 인공시효처리는 160^oC와 180^oC에서 수행하였다. 두 온 도에서 모두 최적 시효 시간은 4시간이었으나, 160^oC에서 열처리한 경우가 180^oC에서 열처리한 경우보다 높은 경도를 나타내었다.

3) 용체화처리 중 Si은 급격하게 구상화 되었으며, 여타 금속간 화합물은 극소수로 발견되었다. 그러나 인공시효과정 중 석출경화로 예상되는 기구에 의하여 경도가 증가하는 현 상이 나타났으나, 광학현미경이나 SEM으로는 미세조직의 변 화를 판단할 수 없었다. 그러므로, 인공시효과정 중 석출되는 금속간 화합물은 그 양이 매우 적고, 크기가 미세한 것으로 판단된다.

감사의 글

이 논문은 2013학년도 조선대학교 학술연구비의 지원을 받 아 연구되었습니다. 또한 PTherm 소프트웨어의 사용을 허가 해주신 한국생산기술연구원 조인성 박사님께 감사를 드립니다.

References

[1] Beumler H, Hammerstad A, Wieting B and DasGupta R, AFS Transactions, “Analysis of Modified 319 Aluminum Alloy”, 54 (1988) 1-12.

[2] Roy N, Samuel A and Samuel F, Metallurgical and Materials Transactions A, “Porosity Formation in Al-9 Wt pct Si-3 Wt pct Cu Alloy Systems: Metallographic Observations”, 27 (1996) 415-429.

[3] Kim SM, Woo KD, Kim JY, Kim SH, Park SH, Kang HJ and Park CS, J. Korea Foundry Society, “Effect of Heat Treatment on the Mechanical Properties of Investment Casting Turbo Charger Wheel Using A356 Alloy”, 31 (2011) 262-266.

[4] Kim OS, Kim YH, Lee KW and Kim HS, J. Korea Foundry Society, “A Study on Defect Control of Al-12%Si Alloy by Partial Squeeze Die Casting Method”,15 (1995) 377-387.

[5] Davis JR, Aluminum and Aluminum Alloys, ASM Inter- national (1993).

[6] Polmear IJ, Light Alloys: Metallurgy of the Light Metals, Wiley (1995).

[7] Seo HS, Gu JH, Park KM, Lee JS, Lee JH and Chung WS, Korean Journal of Metals and Materials, “A Study on Microstructure Formation During Directional Solidification of Fig. 9. Scanning electron micrographs of the specimens artificially

aged for 4 hr at (a) 160

C, and (b) 180

C.

a Hypoeutectic Al-11.3Si-3.5Cu alloy”, 50 (2012) 897-905.

[8] Soni, S, Das S and Dixit G, International Journal of Advanced Engineering Technology, “Effect of Aging on the Mechanical Properties of Al-Si-SiC Particulate Composite”, 2 (2011) 63- 72.

[9] Soni S and Pandey A, International Journal of Advanced Mechanical Engineering, “Effect of Heat Treatment on Mechanical Behavior and Structural Response of Al-Si Composite”, 7 (2014) 767-782.

[10] Telang A, Rehman A, Dixit G and Das S, Archives of Applied Science Research, “Effect of Reinforcement and Heat Treatment on the Friction Performance of Al Si Alloy and Brake Pad Pair”, 2 (2010) 95-102.

[11] Wang G, Sun Q, Feng L, Hui L and Jing C, Materials &

Design, “Influence of Cu Content on Ageing Behavior of AlSiMgCu Cast Alloys”, 28 (2007) 1001-1005.

[12] Li Y, Brusethaug S and Olsen A, Scripta Materialia, “In- fluence of Cu on the Mechanical Properties and Precipitation Behavior of AlSi7Mg0.5 Alloy During Aging Treatment”, 54 (2006) 99-103.

[13] Sjolander E and Seifeddine S, Journal of Materials Processing Technology, “The heat treatment of Al-Si-Cu-Mg casting alloys”, 210 (2010) 1249-1259.

[14] Sjolander E and Seifeddine S, Materials Science and

Engineering A, “Artificial ageing of Al-Si-Cu-Mg casting

alloys”, 528 (2011) 7402-7409.