금형 주조한 마그네슘 합금의 부식 거동에 미치는 Al 및 Sn의 영향
김병호·서재현·박경철†
국방기술품질원
The Effect of Al and Sn Additions on Corrosion Behavior of Permanent Mold Casting Magnesium Alloy
Byeong Ho Kim, Jae Hyun Seo and Kyung Chul Park†
Defence Agency for Technology and Quality, Jinju 660-031, Korea
Abstract
In this study, the influences of aluminum and tin additions (individual and combined) on corrosion behavior of magnesium alloy have been determined. The studied alloys were fabricated by permanent mold casting method to measure the corrosion properties, a potentiodynamic test, hydrogen evolution test and immersion test were carried out in a 3.5% NaCl solution at pH 7.2. From the results of microstructure analysis, the Mg-9Al-1Zn alloy was found to be composed of α-Mg and rod-like Mg
17Al
12phase and the Mg-5Sn-5Al-1Zn alloy was found to be composed of α-Mg, rod-like Mg
17Al
12and Mg
2Sn phases. In the case of the Mg-9Sn-1Zn alloy, the microstructure was composed of α-Mg and eutectic Mg
2Sn phase. With Sn addition (individual and combined), the cor- rosion resistance of the Mg alloys improved.
Key words: Permanent mold casting, Magnesium alloy, Corrosion properties.
1. 서 론
환경오염 문제의 심각성에 대한 전 세계적인 인식 증가로, 자동차 및 항공우주 산업에서는 SO2, CO2등의 배기가스의 배출 감소를 위한 노력이 지속적으로 수행되고 있다. 현재 전 기 또는 수소에너지와 같은 대체에너지의 사용과 차량 경량화 에 의한 연비 향상 연구를 통해 환경 부하를 최소화하는 연구 가 활발히 진행되고 있으며, 이 중 마그네슘이 차량 경량화에 대한 적합 소재로 많은 각광을 받고 있다.
마그네슘 합금은 구조용 금속재료 중에서 우수한 비강도, 뛰 어난 주조성, 우수한 절삭성 그리고 높은 진동 흡수능 등으로 인해 철강 및 알루미늄 합금을 대체할 수 있는 친환경 초경량 구조 재료로 주목 받고 있다[1-5]. 그러나 마그네슘은 전기 화 학적으로 전위가 낮은 활성적인 금속으로 해수 및 대기 분위
기에서 내식성이 좋지 않으며, 고온에서의 내열 특성이 낮은 이유로 자동차용 파워트레인 부품으로 사용하기에 아직 많은 제약이 있는 실정이다.
대표적인 상용 마그네슘 합금에는 AZ91, AM60 등의 Mg- Al계 합금이 있으며, 높은 주조성과 상온에서의 뛰어난 기계적 특성 때문에 자동차의 시트 프레임, 에어백 하우징, 스티어링 코어 등에 된다[6-10]. 그러나 Mg-Al계 합금은 주 정출상인 Mg17Al12의 낮은 열안정성으로 인해 내열강도가 매우 낮으므 로 자동차 파워트레인 부품과 같은 고온 환경의 동력 전달부 에 적용이 어려운 단점이 있다. 따라서 내열 특성이 요구되는 자동차용 파워트레인 부품에 적용하기 위해서는 새로운 신 합 금 설계가 요구된다. 내열 특성을 증가시키기 위한 방안에는 낮은 열안정성을 나타내는 Mg17Al12상의 형성을 억제하는 방 법과 고온 열안정성이 우수한 이차상을 형성하는 방법이 있으
Received: Mar. 4, 2015 ; Revised: Mar. 30, 2015 ; Accepted: Apr. 27, 2015
†
Corresponding author: Kyung Chul Park (DTaQ) Tel: +82-55-279-4127, Fax: +82-55-279-4780 E-mail: [email protected]
Journal of Korea Foundry Society 2015. Vol. 35 No. 2, pp. 036~043 http://dx.doi.org/10.7777/jkfs.2015.35.2.036 pISSN 1598-706X / eISSN 2288-8381
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며, 최근에는 Sn을 첨가하여 고온에서 안정한 상(Mg2Sn: 용 융점 770oC)을 형성하는 Mg-Sn계에 대한 연구가 활발하게 진행되고 있다[11-14].
한편, 마그네슘 합금은 희생양극으로 사용될 만큼 내식성이 낮기 때문에 범용으로 사용되기 위해서는 내열 특성뿐만 아니 라 화학적 안정성(내식성) 또한 요구된다. Sn은 마그네슘 합금 에 첨가되었을 때, 합금의 수소 과전압 및 기전력을 증가시켜 합금의 내식성을 향상시키는 결과가 보고되고 있으나[15], 현 재 Mg-Sn계 합금의 부식 거동에 관한 연구는 미미하며, 초기 부식 발생 및 정출상들이 부식거동에 미치는 영향에 관한 연 구는 전무한 실정이다.
따라서 본 연구에서는 금형 주조법을 통해 Mg-9Al-1Zn, Mg-5Sn-5Al-1Zn 및 Mg-9Sn-1Zn 합금을 제조하였고, 알루미 늄 및 주석 첨가에 따른 미세조직의 변화 및 부식 거동에 미 치는 비평형응고상의 영향을 검토하였다.
2. 실험 방법
2.1 마그네슘 합금의 용해 및 주조
합금 제조에 사용된 시료는 순금속 Mg(99.98%)와 Al (99.95%), Sn(99.9%) 및 Zn(99.9%)을 사용하였다. 마그네슘 용탕에서 합금 원소 첨가 시 균일한 조성의 확보 및 대기와의 산화 반응을 억제하기 위해 보호가스인 SF6+CO2혼합 가스 분위기의 무플럭스 용해 방법으로, 750oC에서 용해하였다.
Graphite 봉을 사용하여 용탕 교반을 실시하였으며, 고순도 Ar 가스를 용탕 내부에 취입하여 탈산 및 탈가스 처리한 후 용탕을 안정화하였다. 합금의 미세조직 관찰 및 내식성을 평가 하기 위해 봉상의 시편이 채취 가능한 금형을 사용하였으며,
주탕 불량 없이 내부로의 충분한 급탕이 이루어 질 수 있도록 200oC로 예열한 뒤 주입하였다. 시편 제조에 사용된 금형은 Fig. 1에 나타내었으며, 제조된 시험편의 화학 성분 및 합금명 은 Table 1에 나타내었다.
2.2 미세조직 관찰
본 연구에서는 마그네슘 주조 합금의 합금 원소에 따른 미 세 조직 관찰을 위해 제조된 합금의 주물의 길이 방향의 아래 5 cm 부분에서 시편을 채취하여 마운팅 후 SiC 연마지를 사 용하여 #2000로 연마한 후 최종 연마를 0.25 μm의 다이아몬 드 페이스트를 이용하여 경면으로 준비하여 3% nital 용액으 로(97 mlethanol + 3 ml nitric acid)을 부식하였다. 미세조직 관찰은 광학현미경(OM)과 주사전자현미경(SEM)을 사용하였으 며, X선 회절 분석(XRD)은 40 KV, 30 mA의 조건으로 회절 각(2θ) 20o~80o범위에서 상 분석을 실시하였으며, SED-EDS 분석을 통해 각 원소의 미세 조직 내에서의 분포를 통해 상 분포를 파악 할 수 있었다. 또한 상분율을 측정하기 위하여 image analyzer을 이용하였다.
2.3 부식거동 평가
부식거동 평가를 위한 전기화학 시험은 전기화학 분석 장치 인 Electrochemical Interface Solartron 1287을 이용하여 측 정하였다. 이때, 기준 전극(reference electrode)은 Ag/AgCl전 극을, 상대전극(counter electrode)은 백금 전극(25 mm × 25 mm, 60 mesh)을 사용하였으며, 전해액(electrolyte)은 상온에서 3.5% NaCl 수용액(pH 7.2)을 사용하였다. 시편은 SiC연마지
#600까지 연마하였고, 분극 시험 시작 전 시편을 전해액에 침 지시켜 비교적 일정한 전위로 유지시킨 후 전위 범위 −0.3 V vs. OCP ~−1.0 vs. REF에서 scan rate 0.2 mV/sec로 인가 하여 시험을 실시하였다.
수소발생 실험은 25 × 12 × 10 mm 크기의 시편을 pH 7.2 의 3.5% NaCl 수용액에 완전히 침지 시킨 후 깔때기로 시편 을 덮고 그 위에 뷰렛을 연결하여, 부식 반응의 결과로 발생 되는 수소 기체의 양을 40시간 동안 뷰렛의 눈금으로 읽어 마그네슘 합금의 부식 속도(ml/cm2/day)를 측정 하였다. 또한, 동전위 분극 실험 및 수소 발생 실험에서 얻어진 결과에 신뢰 성을 부여하기 위해서 침지 실험을 수행하였다. 침지실험에 사 용된 시편은 20 × 15 × 10 (mm) 크기로 가공하여 냉간 마운 팅(cold mounting)한 후 한쪽 면만 반응이 일어나게 노출 시 켰다. 침지실험은 3.5 wt% NaCl수용액(초기 pH = 7.2)에서 50시간, 100시간, 150시간에서 각각 시행하였으며 탈 가스 처 리를 위해 1시간 동안 Ar 가스를 주입하였다. 침지실험 후 표면에 형성된 부식생성물은 끓는 크롬산 수용액(180 g CrO3+ 1 g AgNO3/ distilled water)에 1분간 침지시켜 제거 하여, 부식속도(mg/cm2/day)를 측정하였다. 여기서, 무게감량 (mg), 부피감량(ml), 노출 면적(cm2), 노출 시간(day)을 나타 낸다.
Fig. 1. The shape of mold.
Table 1. Metallurgical designation and chemical compositions of AZ91, TAZ551 and TZ91 alloy (wt.%)
Alloy Al Sn Zn Fe Ni Cu Co Mg
AZ91 8.9 - 0.9 0.01 0.01 0.01 - Bal.
TAZ551 4.8 4.9 0.9 0.02 0.01 0.01 - Bal.
TZ91 - 9.1 0.9 0.02 0.01 0.01 - Bal.
3. 결과 및 고찰 3.1 미세조직 관찰
Fig. 2는 AZ91, TAZ551 및 TZ91 합금을 광학 현미경 (OM)으로 관찰한 결과로, 세 합금 모두 주조 조직에서 관찰 되는 수지상정의 응고셀 구조가 잘 발달하였다. AZ91 합금에 서는 최종응고부에 흰색의 정출물이, TAZ551 합금은 흰색과 검은색의 정출물이, TZ91 합금은 검은색의 정출물들이 형성되 어 있었다. Fig. 3(a)~(d)는 TAZ551 합금의 SEM 사진과 EDS mapping 사진이다. 응고셀에는 Mg와 Sn 함량이 높은 입자들과 Mg와 Al 함량이 높은 입자들이 존재한다. 광학현미 경 조직에서 짙은 회색으로 나타나는 응고셀 영역(SEM 사진
에서는 옅은 회색 영역)은 Sn과 Al 함량이 높으므로, 이 응 고셀 영역은 Sn과 Al이 편석된 (Sn,Al)-rich 영역인 것을 알 수 있다. Fig. 4는 AZ91, TAZ551 및 TZ91 합금의 X-선 회절분석 결과이다. AZ91 합금에서 α-Mg와 Mg17Al12의 피 크(peak)들이 나타나며, TAZ551 합금에서는 이들 피크와 함께 Mg2Sn의 피크가 나타난다. 그리고 TZ91 합금에서는 α-Mg와 Mg2Sn의 피크만 나타난다. 따라서 AZ91 합금은 α-Mg와 Mg17Al12 입자로 이루어져 있고, Sn이 첨가 되면 Mg2Sn 입 자들이 추가적으로 석출되는 것을 알 수 있다. Fig. 3의 EDS mapping 분석결과와 연결하여 보면, Mg와 Al 함량이 높은 입자와 Mg와 Sn 함량이 높은 입자들은 각각 Mg17Al12 와 Mg2Sn이며, 이를 Fig. 3(a)에 화살표로 나타내었다. 각 시
Fig. 2. Optical micrographs of as-cast (a) AZ91 (b) TAZ551 and (c) TZ91 alloy.
Fig. 3. Energy dispersive spectroscopy (EDS) results of the TAZ551 alloy. (a) Is an SEM micrograph and (b) through (d) are color mappings of
Mg, Sn, and Al, respectively.
편에서 석출 입자의 크기와 부피분율을 영상분석기로 측정하였 으며, 그 결과를 Table 2에 정리하였다. Table 2는 AZ91, TAZ551 및 TZ91 합금의 미세조직에 대한 정량적인 분석 결 과로, 각각 전체적인 정출상의 분율은 7.1 ± 1.8%, 7.6 ± 2.1%, 8.2± 1.4%로 측정 되었으며, 정출상의 크기는 동시에 5 wt% Al 및 Sn 첨가 된 것에 비해 각각 9 wt% 단독으로 첨가된 Mg17Al12상 및 Mg2Sn상의 크기가 2배 이상 큰 것을 확인 할 수 있었다. 이는 Mg에 대한 Al의 고용도와 다르게 Sn 고용도는 상온에서 거의 0에 가까우며, 응고과정 중에서 온도의 감소에 따라 Sn의 고용도는 급격하게 감소하고 대부분 이 비평형응고상 Mg2Sn으로 정출되어, AZ91 합금의 비해 TZ91 합금의 정출상 분율이 증가된 것으로 판단된다. 또한, Al 및 Sn이 동시에 첨가되면 응고 과정 중 고액 전방에 높은 농도로 축적 되어 조성적 과냉을 일으킴과 동시에 Al 및 Sn 이 최종응고부에서 Mg과 반응하여 경쟁적으로 정출상을 형성 하기 때문에 단독으로 첨가한 합금에 비해 Mg17Al12상 및 Mg2Sn상의 크기가 작은 것으로 판단된다.
3.2 부식거동평가 3.2.1 동전위 분극 실험
Fig. 5는 부식 특성을 평가하기 위해 탈기 처리된 3.5%
NaCl 용액(pH = 7.2)에서 행한 이들 합금의 동전위 분극 실험
결과를 나타내었고, Table 3에 전기화학적 데이터를 나타내었다.
Fig 5에서 보는 바와 같이, 양극 분극 곡선과 음극 분극 곡선을 대칭을 이루지 않았으며 부식 전위를 지난 후 부동태 영역 없이 양극 분극 곡선의 전류 밀도 값은 급격히 증가하였 다. 이는 마그네슘 합금에서 발생하는 음차효과(NDE, negative difference effect)에 의한 것으로, 부식 전위 이상에서 양극 및 음극 부분 반응 속도가 급격히 증가하여 전류 밀도 값 역 시 급격히 증가한다고 보고되고 있다[16,17].
일반적으로 마그네슘 동전위 분극 곡선에서 음극 분극 곡선 은 수용액의 감소를 통한 음극 수소 발생에 대해서 나타내고, 양극 분극 곡선은 마그네슘 용해 반응을 나타내며, 아래의 식 은 이에 따른 반응식을 나타낸다.
전체 반응: Mg(s) + 2H2O→ Mg(OH)2(s) + H2 (1) 양극 부분 반응: Mg → Mg2+(aq) + 2e− (2) 음극 부분 반응: 2H2O + 2e− → H2+ 2OH−(aq) (3)
Fig. 4. X-ray diffraction profiles of the (a) AZ91 (b) TAZ551 and
(c) TZ91 alloy.
Table 2. Quantitative analysis data of microstructure in AZ91, TAZ551 and TZ91 alloy
Alloy Size of Mg
17Al
12( µm) Volume fraction of
Mg
17Al
12(%) Size of Mg
2Sn ( µm) Volume fraction of Mg
2Sn (%)
Volume fraction of total precipitates (%)
AZ91 21.5 ± 7.9 7.1 ± 1.8 - - 7.1 ± 1.8
TAZ551 9.8 ± 4.2 3.8 ± 0.5 10.5 ± 4.1 4.8 ± 1.5 7.6 ± 2.1
TZ91 - - 25.5 ± 8.7 8.2 ± 1.4 8.2 ± 1.4
Fig. 5. Potentiodynamic polarization curves for the AZ91, TAZ551 and TZ91 alloy in 3.5%NaCl solution.
Table 3. Potentiodynamic polarization data of the AZ91, TAZ551 and AZ91 alloys
Alloy E
corr(V), Ag/AgCl I
corr(Acm
−2)
AZ91 −1.49 6.21E-04
TAZ551 −1.45 7.16E-05
TZ91 −1.39 4.59E-05
보호 피막 형성 반응: Mg2+(aq) + 2OH−(aq)→ Mg(OH)2(s) (4)
Table 3의 전기화학 데이터로부터, AZ91, TAZ551 및 TZ91 합금의 부식 전위(Ecorr)는 각각 −1.49, −1.45, −1.39 V로 측 정 되었고, 교환전류밀도(Icorr)는 6.21E-04, 7.16E-05, 4.59E- 05으로 나타내었다. 세 합금 중 TZ91 합금이 가장 높은 부식 전위를 나타내고, AZ91 합금이 가장 낮은 부식 전위 값을 나타내었다. 그리고 부식 속도라고 일컬어지는 교환전류밀도 값은 세 합금 중 TZ91 합금이 가장 낮은 값을 나타내었고, AZ91 합금이 가장 높은 값을 나타내었다.
3.2.2 수소 발생 및 침지실험
초기 부식속도를 계산하기 위해서 세 합금을 3.5 wt%
NaCl 용액에서 40시간동안 침지하여 발생하는 수소기체 발생 량 측정 및 부식속도로 환산한 결과를 Fig. 6에 나타내었다.
마그네슘은 부식의 진행과 동시에 수소기체를 발생하게 되는 데, Fig. 6(a)에서 보는 바와 같이 세 합금의 초기 수소 발생 량은 거의 비슷하였으나 침지 시간이 증가할수록 TZ91 합금 의 수소 기체 발생량이 가장 적었고, AZ91 합금의 수소 기 체 발생량이 가장 많았다.
이 때, 침지 시간이 증가할수록 세 합금의 수소 발생량은 선형적으로 증가하였다. 한편, Fig. 6(b) 에서는 수소 발생 속 도를 나타내고 있는데 침지 초기(~5시간)에는 세 합금 모두 수소 발생 속도가 선형적으로 증가하다가 5시간 이후에는 비 교적 안정화되는 것을 관찰하였다.
초기 부식속도 분석 후 비교적 장시간 부식속도를 계산하기 위해 50시간, 100시간, 150시간 침지 실험 후 침지 시간에 따른 각 시편의 부식 속도를 Fig. 7에 나타내었다. 시험 결과, TZ91 합금이 침지 시간에 따른 무게 감량이 가장 적었고, AZ91 합금의 침지 전후 무게 감량이 가장 많았다. 무게 감량 속도를 계산해보면 AZ91 합금이 가장 빨랐으며, TZ91 합금 이 가장 늦은 부식 속도를 나타내었다. 이는 Fig. 6의 수소 발생 실험과 일치한 결과를 나타내었다.
3.2.3 부식면 관찰
세 합금의 부식 초기 거동을 관찰하기 위해서 3.5% NaCl 수용액에 시편을 10분, 1시간 침지 한 후 주사전자현미경으로 동일한 부분의 부식 표면을 관찰한 사진을 Fig. 8에 나타내었 다. Fig. 8(a)는 AZ91 합금의 침지 전 사진으로 최종응고부 에는 α-Mg와 rod 형태의 비평형 응고상인 Mg17Al12이 정출 되어 있으며, Fig. 8(d)는 TAZ551 합금으로 rod 형태의 비 평형 응고상인 Mg2Sn상이 Mg17Al12상 주변에 형성되어 있었 으며, Fig. 8(g)는 TZ91 합금으로 최종응고부에 층상조직의 공정 α-Mg와 Mg2Sn상이 형성되어 있었다. 10분 침지 후 Fig. 8(b), (e), (h)와 같이 세 합금 모두 최종응고부에서 부식 이 일부 시작되는 것을 확인하였다. 1시간 침지 후 부식면을 관찰한 결과, AZ91 합금은 초정 α-Mg 및 Mg17Al12상 모두 부식이 진행되었으며, TAZ551 및 TZ91 합금에서는 초정 α- Mg 보다 최종응고부의 정출상이 먼저 falling out 된 것으로 관찰되었다. 일반적으로 α-Mg의 부식전위는 −1.65 V vs.
SCE, Mg17Al12상은 −1.20 V vs. SCE로 보고되고 있으며, Mg17Al12상은 마그네슘 기지에 대해 양극 역할을 한다고 알려
Fig. 7. Corrosion rate of AZ91, TAZ551 and TZ91 alloy immersed
in a 3.5% NaCl solution for 50h, 100h and 150h.
Fig. 6. Hydrogen evolution volume (a) and hydrogen evolution rate
(b) of AZ91, TAZ551 and TZ91 alloy.
져 있다[18]. 반면에, Mg2Sn상에 대한 부식전위는 알려져 있 지 않지만, Mg17Al12상 근처에서 정출되고 형상도 유사한 것 으로 보아 Mg17Al12상과 마찬가지로 마그네슘 기지에 대해 양 극 역할을 할 것으로 여겨지나, 이에 대한 추가적인 연구가 필요하다.
Fig. 9~11는 세 합금을 1시간 침지한 후의 표면을 주사전 자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. Fig. 9에서, AZ91 합금
은 갈바닉 전위차에 의해 초정 α-Mg/Mg17Al12상 계면에서 부식이 시작되었으며, 기전력이 낮은 α-Mg기지가 우선적으로 부식되었다. 반면, Fig. 10의 TAZ551 합금은 최종응고부에 정출된 Mg2Sn/Mg17Al12상 계면에서 부식이 시작되었으며, 초 정 α-Mg 기지의 부식은 거의 관찰되지 않았다. 또한, Fig.
11의 TZ91 합금의 경우, 초기 부식은 최종응고부의 공정 α- Mg/Mg2Sn상 계면에서 시작되었으며, 공정 α-Mg와 공정
Fig. 8. SEM micrographs of (a) before immersing AZ91, (b) after immersing 10min and (c) 1h, (d) before immersing TAZ551, (e) after
immersing 10min and (f) 1h TAZ551 and (g) before immersing TZ91, (h) after immersing 10min and (i) 1h.
Fig. 9. SEM micrographs of corroded surface in 3.5% NaCl solution: (a) before AZ91 alloy and (b) after 1h.
Mg2Sn간의 국부적인 갈바닉 전위차에 의해 우선적으로 부식되 는 것을 관찰하였다.
한편, Mg-Al계 마그네슘 부식에 영향을 미치는 요인은 마 그네슘의 순도, 마그네슘 표면 보호피막(MgOH), 이차상(β- phase)의 분포로 구분된다[19]. 마그네슘의 불순물 원소인 Fe, Ni, Cu, Co 함유량이 적어야 하고, 마그네슘 표면에 생성되는 보호피막(MgOH)이 α-Mg 표면에 균일하게 분포해야 하며, α-Mg 기지와 갈바닉 쌍을 이루는 이차상의 분포는 결정입계 에 연속적으로 형성되어야 내식성이 향상된다. 즉, 마그네슘 합금에서는 양극 역할을 하거나 부식을 억제하는 이차상의 형 상 및 분포가 가장 중요한 영향을 미치며, 마그네슘 합금 주 조는 주로 T4 및 T6 열처리를 통해 이차상을 전량 고용하여 α-Mg 부식전위를 높이거나, 기지 전체로 균일하게 석출시켜 부식의 전파를 효과적으로 억제하여 내부식성을 향상시킬 수 있다.
금형 주조와 같이 응고 속도가 느린 Mg-Al 합금계의 경우, 최종응고부에 정출된 불연속적인 Mg17Al12상은 초정 α-Mg에 서 부식이 시작되면, 부식을 억제하는 장애물 역할이 아닌 양 극으로 작용하여 α-Mg 기지를 통해 빠르게 전파된다. 하지만, Sn 첨가에 의해 α-Mg 부식전위가 증가하고, 최종응고부에 rod 형태의 Mg2Sn상이 Mg17Al12상 주변에 형성되거나 공정 α-Mg+Mg2Sn상이 연속적으로 형성되면, 초정 α-Mg가 우선적
으로 부식되지 않고 rod 형태의 Mg2Sn상 또는 공정 α-Mg이 부식의 기점이 되어 초정 α-Mg의 부식을 효과적으로 방해함 으로써 합금의 내식성이 향상된 것으로 판단된다.
4. 결 론
CO2+SF6 분위기하에서 금형주조 방법으로 제조된 AZ91 (Mg-9Al-1Zn), TAZ551 (Mg-5Al-5Sn-1Zn) 및 TZ91 (Mg- 9Sn-1Zn) 합금의 미세조직 관찰 및 부식 특성을 평가하면서 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.
1) AZ91, TAZ551 및 TZ91 합금들은 응고셀이 잘 발달되 어 있는 전형적인 주조 조직으로 이루어져 있으며, AZ91 합 금은 α-Mg상과 rod형태의 Mg17Al12상으로 구성되어 있었으 며, Sn 첨가된 TAZ551은 Mg2Sn상이 추가적으로 응고셀 경 계에 형성되었다. Al이 첨가되지 않은 TZ91 합금은 α-Mg상 과 층상형태의 공정 Mg2Sn이 관찰되었다. 정출상의 부피분율 은 세 합금이 7.1~8.2%로 비슷하였고, 크기는 Sn과 Al을 동 시에 첨가된 합금이 단독으로 첨가된 합금에 비해 Mg17Al12상 및 Mg2Sn상이 각각 50% 이상 작은 것으로 관찰되었다.
2) 동전위 분극 실험, 수소 발생 실험 및 침지실험을 통해 Al 함량이 줄어들고, Sn이 첨가된 TAZ551, TZ91 합금의 내 식성은 증가하였다. 이는 Sn첨가에 의해, Mg 기지의 부식전
Fig. 10. SEM micrographs of corroded surface of TAZ551 alloy after 1h in 3.5% NaCl solution: (a) 500 × and (b) 3000 ×.
Fig. 11. SEM micrographs of corroded surface of TZ91 alloy after 1h in 3.5% NaCl solution: (a) 500 × and (b) 3000 ×.
위가 증가하였고, 초기 부식 시발점이 초정 α-Mg에서 rod 형 태의 Mg2Sn상 또는 공정 α-Mg로 변화됨으로 인해 마그네슘 합금 기지를 통한 부식 전파를 효율적으로 방해하여 합금의 내식성이 증가한 것으로 판단되었다.
감사의 글
이 논문은 부산대학교 자유과제 학술연구비(2년)에 의해 연 구되었음.
References
