RRA Treatment of Semi-Solid Al-Zn-Mg-Cu Al Alloy Fabricated by Cooling Plate

(1)

냉각판으로 제조된 Al-Zn-Mg-Cu계 반응고 알루미늄 합금의 RRA 처리

김대환·심성용·김영화·임수근^† i-Cube Center, 공학연구원, 경상대학교

RRA Treatment of Semi-Solid Al-Zn-Mg-Cu Al Alloy Fabricated by Cooling Plate

Dae-Hwan Kim, Sung-Yong Shim, Young-Hwa Kim, and Su-Gun Lim

^†

i

-Cube Center, Engineering Research Institute, Gyeongsang National University, Jinju, 660-701 Korea

Abstract

The optimum RRA heat treating conditions and SCC (stress corrosion cracking) resistance of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy fab- ricated by inclined cooling plate were compared with those of conventional mould cast alloys. The non-stirring method char- acterized by using a cooling plate can effectively eliminate dendritic structure and form a fine globular semisolid microstructure in as-cast Al-Zn-Mg-Cu alloy and the SCC resistance of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy was higher than that of conventional mold cast alloy. Also, after retrogressed treatment at RRA heat treatment of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy, retrogressed treatment time has increased more than 10 minutes at 180

^o

C to recovery the T6 heat treatment strength.

Key words:

Al-Zn-Mg-Cu alloy, Semi-solid, RRA, Cooling plate, SCC.

(Received November 6, 2009 ; Accepted December 7, 2009)

1. 서 론

반응고 금속은고

/

액 공존영역에서반용융

/

반응고

(Thixo/

Rheo)

가공은 가공성을향상 시킬 수있으며

near-net-shape

가공이가능한장점이 있다

[1].

이러한반응고 금속가공에 적

용되는소재를제조하는방법에는용융합금에서성장하는수 지상이절단될수있도록용탕을기계적혹은전자기적으로 교반시킴으로써구형의초정을생성하는교반법

[2-3]

과성장하 는수지상의절단없이구형의초정을가지도록하는 무교반

법이있다

.[4-6]

무교반법을이용한방법중결정유리설에착

안한 냉각판법은

A. Ohno

와

T. Motegi[7-8]

에 의해 발표된 결정 유리설에의한 것으로

,

수냉된냉각판위에 용융금속을 흘려주어구형의초정을형성시켜아주간단한방법으로반응 고금속을제조하는방법이다

.

본연구에서는이방법을응용 하여하부로에서초정을성장시킴으로써구형의초정을가지 는 반응고 금속을 제조 하였다

.

반용융

/

반응고가공을위한빌렛의제조방법에서종래에는 고

/

액공존영역이 넓고

,

저융점주조용합금에대한연구가 진행되어왔으나

,

반용융

/

반응고금속가공에보다넓은반응고

합금의적용을위해서

Al-Zn-Mg

계등의고강도알루미늄 합

금에 대한연구가 필요한실정이다

.

그러나

Al-Zn-Mg-Cu

계

알루미늄 합금은

T6

처리를통하여높은 강도를확보할수 있어고강도합금으로서널리적용되고있으나

,

부식조건하에서 의낮은응력부식균열

(stress corrosion cracking)

저항성이문

제점으로 인식되고 있다

[9].

따라서

,

응력부식균열저항성을향상시키기위하여과시효

(T73, T76)

처리로

T6

처리시의 항복강도의

10~15%

정도의 강도를저하시켜사용되고있으며

,

이러한과시효로인한강도 감소 없이응력부식균열 저항성을향상시키기위한열처리 방법으로

RRA(Retrogression and re-aging)

처리는

Al-Zn-

Mg-Cu

계등의응력부식균열에민감한합금등에대하여효과

적으로

T6

강도의감소없이효과적으로응력부식균열저항성을

향상시킬 수있다

[10-11].

이러한

RRA

처리는최고강도시

효조건

(T6)

으로시효처리된

Al-Zn-Mg-Cu

합금을

T6

시효 온도 보다높은온도에서짧은시간동안 유지하는퇴화처리

(Retrogression)

와이를다시

T6

시효조건으로재시효하는공 정으로 이루어진다

. Ohinishi[10]

와

Rajan[12]

은이러한

RRA

처리를행하여열처리된

Al7075

합금의응력부식균열저항성

이크게향상된다고보고하였다

.

또한

,

최근에는짧은퇴화처리 시간을요구하는문제점을해결하기위하여천이원소를첨가하 여퇴화처리공정시간을확보하는연구가진행되었다

[13-14].

따라서본연구에서는

Al-Zn-Mg-Cu

합금에대하여반용융

/

†

E-mail : suglim@gnu.ac.kr

(2)

−

266

⁻ 냉각판으로제조된

Al-Zn-Mg-Cu

계반응고 알루미늄합금의

RRA

처리

-

김대환·심성용·김영화·임수근

반응고잉곳의구형의초정을가지는제조조건을설정하고

RRA

처리를실시하여

RRA

처리거동과그에따른응력부식

균열저항성을합금의전기전항변화로서알아보고자하였다

. 2. 실험 방법

본연구에서는

Al-5.6Zn-2.6Mg-1.4Cu

의조성을 가지는시

효경화성 알루미늄 합금을 이용하여 지름

50 mm

×길이

300 mm

크기의반응고잉곳을제조하였다

.

반응고잉곳의제

조조건은

660

^o

C, 680

^o

C, 700

^o

C, 720

^o

C

의주조온도에서제조 하였고구형을초정을가지는주입온도를설정하도록 하였다

[1].

제조된합금은미세조직관찰을위하여하부에서

10 mm

부분을채취하여 미세연마를행한 후광학현미경으로관찰 하였고

,

빌렛의중심부로부터외각까지의미세조직관찰결과를 바탕으로화상분석장치를이용하여결정립크기와구상화도

(F)

를구하였다

.

열처리조건은

T6

처리는

480

^o

C

에서

2

시간 용체화처리후

120

^o

C 24

시간조건으로인공시효를수행하였

다

[13]. T6

처리된시험편은

T6

강도를회복할수있는퇴화

처리 시간을알아보기위하여

180

^o

C, 200

^o

C, 220

^o

C

로유지된 염욕로에서일정시간유지한후수냉하여

T6

조건으로재시효 처리 하였다

.

각열처리공정에서의강도변화를알아보기위 하여 미세경도기

(Vickers hardness tester)

를이용하여

5

회 측 정후산술평균하였다

.

응력부식균열저항성의경우합금내의 석출과밀접한관계를가지고있어전기저항측정함으로서간

접적으로 확인할 수 있어

[15]

본 연구에서는

KEITHLEY

2182 Nanometer

와

224 Programmable Current Source

를 이

용하여 전기저항을 측정하였다

. 3. 실험 결과 및 고찰

3.1 냉각판법으로 제조된 반응고 금속의 조직

Fig. 1

은일반주조와냉각판으로제조된반응고금속의미세

조직을 나타내는것으로

, Fig. 1(a)

에서확인할 수있듯이일

반주조재의경우수지상조직을가지는일반적인응고조직을 관찰할 수있는반면에냉각판을사용하여제조된 합금에서는 수지상조직이없어지고등축정으로 이루어진조직을볼수 있다

. Fig. 1

의

(b), (c)

그리고

(d)

에서

,

주조온도가증가함에 따라 등축정의크기는증가되었으며 그분포또한낮은주조 온도에서보다 불균일한 분포를 나타내었다

.

Fig. 2

는각주조온도에따른 초정의크기와구상도를나타

낸것으로결정립크기

(D)

는

2(A/

π

)

^1/2식을이용하였으며구상 화도

(F)

는

4

π

A/P

²으로구하였다

.

여기서

, A

는미세조직상의초 정의평균면적이며

, P

는초정의원둘레를나타내며

,

구상화도는

1

에가까울수록구형임을의미한다

. Fig. 1

에서확인하였듯이 주조온도가증가함에따라초정의크기는증가하였으며

, 680

^o

C

에서주조된잉곳의평균결정립크기는약

58

µ

m

크기로나 타났다

.

이는용탕의과냉도가낮을때

,

즉낮은주입온도에서 는 상대적으로낮은주형의벽에서초정이생성되고 응고가 진행됨에따라주형벽과생성된초정의접촉부분에서용질편석 에의해성장이억제되어결과적으로주형벽과초정의접촉부 위가잘록해져불안정 하게되고그결과용탕의대류에의해 주형벽으로부터분리되어등축정을형성한다는결정유리설

[7]

을

Fig. 1.

Microstructures of conventional mould cast and Semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy fabricated by cooling plate. (a) conventional mold cast,

(b) pouring at 680

^o

C, (c) pouring at 700

^o

C, (d) pouring at 720

^o

C.

(3)

기초로하여

,

주형벽에서의등축정의생성을촉진하는냉각판을 사용함으로써

,

냉각판과용탕의접촉면에서다수의등축정이형 성되고낮은주조온도로인하여생성된초정이주형내에서 재용해 되지 않고잔존

,

성장한 결과라할 수 있다

.

따라서 낮은주조온도가 구형의미세한초정을가지는반응고금속 제조에 유리할것으로 본다

.

그러나본연구에서는주조온도

660

^o

C

에서미세한 초정을얻을수있으나

,

주입시에냉각판

위에서의응고를방지하기위하여본연구에서는주입온도를

680

^o

C

로 설정하였다

.

3.2 퇴화처리 및 재시효 처리 효과

주조온도

680

^o

C

에서 제조된 빌렛에서 채취한 시험편은

RRA

열처리에 따른 경도 변화를 알아보았다

. T6

처리 후

180

^o

C, 200

^o

C, 220

^o

C

의 퇴화처리온도에서유지시간에따른 경도변화와각 퇴화처리시간에서 수냉한다음

,

곧바로

T6

시효조건으로재시효한시험편의경도값의변화를

Fig. 3, 4, 5

에각각나타내었다

.

세온도에서모두퇴화처리시의경도변

화는 퇴화처리초기에경도 감소가발생하는것을확인할수 있으며

,

그 후에최고 경도값을 나타내는것을 알 수있다

.

이는

T6

처리시에생성된잔존

G.P zone

이퇴화처리초기에

재고용됨에따라경도감소가발생하고

,

퇴화처리시간이증가 할수록다시강화 석출상인준안정상의 η'

(MgZn

2

)

으로석출 로경도가증가하는것으로보인다

[16]. Fig. 3

의

180

^o

C

의경 우에는퇴화처리후

T6

강도를회복할수있는 최대퇴화처 리 시간은

10

분으로 나타났고

, Fig. 4

와

Fig. 5

의

200

^o

C

와

220

^o

C

에서는각각

5

분으로나타났다

.

퇴화처리온도가증가함

에따라재석출속도가석출물성장속도보다낮게 되어

T6

강도로회복할수 있는시간은단축된다

[11-12].

선행연구결

과에서는일반주조 후가공된

Al-Zn-Mg-Cu

계알루미늄합금

의경우일반적으로

T6

처리시의경도로회복가능한퇴화처 리시간은

~1

분로보고된것과 달리

,

본연구에서는

180

^o

C

에 서는최대

10

분일반적인퇴화처리온도인

200

^o

C

에서는

5

분 으로나타났다

.

이는반응고주조재의경우에는비평형응고로 인한입계와입내의고용원자의 농도차이가발생하고

,

그결 Fig. 3.

Hardness variation of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy retro-

gressed at 180

^o

C and re-aged at 120

^o

C.

Fig. 2.

Primary

α

size and aspect ratio of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu

alloy with various pouring temperature.

^{Fig. 4.}

Hardness variation of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu Al alloy retrogressed at 200

^o

C and re-aged at 120

^o

C.

Fig. 5.

Hardness variation of semi-solid Al-Zn-Mg-Cu alloy retro-

gressed at 220

^o

C and re-aged at 120

^o

C.

(4)

−

268

⁻ 냉각판으로제조된

Al-Zn-Mg-Cu

계반응고 알루미늄합금의

RRA

처리

-

김대환·심성용·김영화·임수근

과

T6

처리및퇴화처리시에 고용원자의농도가 상대적으로 높은입계에서 입내로의확산과고용이일반주조재에 대해 활발하게일어났기때문에 재시효시

T6

강도를 회복할 수 있는 퇴화 처리 시간이 증가한 것으로 생각된다

.

Fig. 6

은각 시험편의용체화처리직후

, T6

처리

,

그리고

퇴화처리와재시효조건에서의전기저항을측정한결과를보여 준다

.

일반적으로전기저항은용체화처리시용질원자의고용에 따라기지내의전기저항이증가하고

,

시효가 진행됨에따라 석출상형성으로용질원자의농도가감소하게되어전기저항 은감소하게되고

,

과시효시석출물의조대화로인하여기지와 의정합성을잃게되면더욱급격한전기저항의감소를나타

내게된다

. Fig. 6

에서보면

,

열처리공정를거치면서퇴화 처

리까지는일련의재고용과석출로인하여용질원자의농도차이

에의하여일반주조재와반응고

Al-Zn-Mg

합금의전기저항

은지속적으로감소하고 있음을알수 있다

.

일반적으로

T73

열처리시전기저항은

4.8

×

10

^-8Ω인것을감안할때 재시효 시 일반 주조재와 냉각판으로제조된 반응고

Al-Zn-Mg-Cu

합금은모두응력부식균열저항성이향상된것을알수있다

.

그러나제조방법이다른두합금의비교에서는냉각판으로

제조된 반응고합금의경우에

RRA

처리 후의전기 저항은

T6

처리시와비교및일반주조재의 전기저항보다현저하게 감소하였음을알수있다

.

따라서

,

전기저항을통한내응력부식

균열 저항성관점에서

,

냉각판을통한반응고

Al-Zn-Mg-Cu

합금은일반주조재보다현저히작은미세한구형의초정으로 이루어져있고

,

이는상대적으로 작은입계석출물을형성에 기여함으로써응력부식균열저항성을향상시키는것으로본다

[17].

4. 결 론

냉각판법으로제조된

Al-Zn-Mg-Cu

합금을이용하여

RRA

처리를 행한 결과

,

다음과 같은 결론을 얻었다

.

1.

냉각판법에의해제조된반응고

Al-Zn-Mg-Cu

합금은 낮 은주조온도에서냉각판을통과시켜비교적간단하게반응고

금속을제조할수있었으며

,

이때의결정립크기는약

58

µ

m

이고

,

구상화도는 약

1.35

이었다

.

2.

반응고

Al-Zn-Mg-Cu

합금의

RRA

시 퇴화처리 후

T6

강도를 회복할수있는퇴화처리시간은

180

^o

C

에서

10

분이 상으로증가하였고

,

이는

RRA

처리의문제점인퇴화처리시 간의연장을해결함으로써상용열처리방법으로 적용할수 있을 것으로 본다

.

3. RRA

처리된반응고

Al-Zn-Mg-Cu

합금에서일반주조

재보다낮은전기저항값을나타내었으며

,

이는 응력부식균열 저항성이 향상됨을 의미한다

.

감사의 글

본연구는교육과학기술부와한국산업기술재단의지역혁신인 력양성사업으로 수행된 연구결과임

.

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