Prediction of Solidification Path in Al-Si-Fe Ternary System and Experimental Verification

−

34

⁻ 한국주조공학회지 제

30

권 제

1

호

(2010. 2)

Al-Si-Fe 3원계 조성의 응고경로 예측 및 실험적 검증

이상환·이상목^† 한국생산기술연구원 주조공정연구부

Prediction of Solidification Path in Al-Si-Fe Ternary System and Experimental Verification

Sanghwan Lee and Sangmok Lee

^†

Liquid Processing & Casting Process R&D Division, Korea Institute of Industrial Technology, Incheon, 406-840 Korea

Abstract

The effects of alloy elements and cooling rate on the solidification path and the formation behavior of

β

phase in Fe-containing Al-Si alloys were studied based on the thermodynamic analysis and the pertinent experiments. The thermodynamic calculation was systematically performed by using Thermo-Calc program. For the thermodynamic analysis in high alloy region of Al-Si-Fe ternary system, a thermodynamic database for Thermo-Calc was correctly updated and revised by the collected up-to-date references. For the thermodynamic-based prediction of various solidification paths in Fe-containing Al-Si system, liquidus projection of Al-Si-Fe ternary system, including isotherms, invariant, monovariant, bivariant reactions and equilibrium temperatures, was calculated and analyzed as functions of composition and temperature. The calculated results were compared to the experimental results using var- ious casting specimens. In order to analyze various solidification sequences as functions of Si and Fe content, 4 representative alloy compositions, low Fe content in both low and high Si contents and high Fe content again in both low and high Si contents, were designed in this study. For better understanding of the influence of cooling rate on the formation behavior of

β

phase, 4 alloys were solidified under furnace and rapidly cooled conditions. Cooling curves of solidified alloys were recorded by thermal analysis. Var- ious important solidification events were evaluated using the first derivative-cooling curves. Microstructures of the casting samples were studied by the combined analysis of optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM).

Key words :

Al-Si-Fe system, Solidification path,

^β

phase, Fe content, Si content, Cooling rate.

(Received January 8, 2010 ; Accepted January 21, 2010)

1. 서 론

Al-Si

합금은높은 유동성

,

낮은열팽창성

, Si

팽창에의한 수

축공결함상쇄효과등우수한주조성으로인하여정밀한부품 주조에적합하기 때문에자동차및 정보전자부품을비롯한 다방면의제조분야에서활용되고있다

. Fe

는고온액상상태의

Al-Si

합금에대해고용도가높기때문에정련공정

,

용해주조공

정

,

철계재질부품및 설비와의고온접촉등의여러경로를 통하여쉽게유입된다

.

또한

,

연간

130

만톤정도발생하는 알 루미늄 스크랩의반복적인재활용으로인하여

Al-Si

합금 내

Fe

함량이누적상승하여기계적특성열화의큰원인으로작용

하고있다

. Al-Si

합금에포함된

Fe

는액상에대해높은고용도

를가지는반면에응고기지상에대해서는매우낮은고용도를 가지기때문에

, Al

8

Fe

2

Si(

α

)

상

, Al

5

FeSi(

β

)

상등과같은

3

원계 금속간화합물의형성경향이강하다

[1].

특히

,

침상형 β상은연 신율

,

충격에너지 등의기계적특성을저하시킬뿐만아니라 기공등의주조결함을발생시키기때문에합금및공정설계

시제어해야만하는유해한석출상으로알려져있다

[2,3].

한편

,

금형주조산업에서는금형의내소착성확보및내구수명증가를

위해

Fe

를

0.8wt%

범위까지 첨가시키기도 한다

.

한편

, Al-Si-Fe 3

원계의상평형에대한최초의체계적인연

구결과는

Takeda

와

Mutuzaki[4]

에의해발표되었다

. Gupta

와

Maitra[5,6]

는

Al-Si-Fe 3

원계의광범위한 조성범위에서형성 될수있는다양한금속간화합물들의미세조직연구를진행한 바 있다

.

최근에

Bosselet

등

[7]

과

Krendelsberger

등

[8]

은

Al-

Si-Fe 3

원계상평형실험을체계적으로수행하였고

, Liu

와

Du

등

[9,10]

은이들의 실험결과를토대로이론적으로상평형을예

측하기위한열역학데이터들을 도출한바있다

.

이러한기존 연구결과들에도불구하고

,

예측하기어려운수많은고상반응들 과준안정상들의존재로인하여

,

높은함량의

Si

과

Fe

가첨가된 조성 범위에서의응고경로를예측하는것은지금까지관심의 대상이아니었을뿐만아니라기초데이터가부족한실정이다

.

본연구에서는

Fe

로심하게오염된

Al-Si

주조용합금의재활 용을위해서열역학적이론에기반한응고거동을예측하고

,

예

†

E-mail : [email protected]

측된응고거동및미세조직형성과정을실험적으로검증하고자 한다

.

2. 응고경로 예측방법

본연구에서는열역학이론 및계산을바탕으로 하여

Fe

가

포함된

Al-Si

합금의응고경로와 β상형성거동을예측하고

,

그

예측된결과를실험적으로확인하기위해

Fig. 1

과같은과정을 수행하였다

. Al-Si-Fe 3

원계 합금의 열역학 평형 계산은

Thermo-Calc

을 사용하였다

. Si

과

Fe

함량에 따른응고경로와

β상 형성반응 및 온도를 분석하기위해 다양한 불변반응

(invariant reaction),

일변수반응

(monovariant reaction),

이변수 반응

(bivariant reaction),

평형온도및조성등을포함한 액상 투영도

(liquidus projection)

및 등온 액상선

(isotherm)

을계산

하였다

. Fig. 2(a)

는

Thermo-Calc

의기존데이터베이스를수정 보완없이그대로이용하여액상투영도를계산한결과이다

.

계산결과의정합성검증을위해문헌들

[9~13]

로부터수집된실 험및 계산결과와 비교분석한 결과

,

본연구에서분석하고 자하는높은함량의

Si

과

Fe

가첨가된조성범위에서는엄밀

한 결과를얻을 수 없었다

.

따라서순수

Gibbs

자유에너지

(Gibbs free energy for pure standard state,

^°

G

i

),

상호작용인자

(interaction parameter, L

ij

)

등의최신열역학데이터를수집한

후

[9~13],

문헌에서측정된실험결과와도출된열역학데이터

들의 타당성을검토하여적합한데이터를선별하였다

.

선별된 데이터로데이터베이스를업데이트한후

, Fig. 2(b)

와같이액 상투영도등을재계산하였다

.

이결과는최신의검증된결과 와잘일치함을확인할수있었고

,

이후업데이트된데이터베 이스를본연구의계산과정에적용하였다

.

재계산된액상투영

Fig. 1.

Flowchart of prediction of solidification path based on the thermodynamic analysis.

−

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⁻

Journal of the Korean Foundrymen

’

s Society Vol. 30, No. 1, 2010

도로부터 β상의형성이특징적으로다양하게나타날수있는 응고경로들을 예측한후

,

낮은함량의

Fe

가포함된아공정및

공정

Al-Si

합금과높은함량의

Fe

가포함된아공정및 공정

Al-Si

합금등

4

종의합금조성을결정하였다

.

결정된

4

개합금 의응고경로는모든원자들의확산및재분배가종료된완전한 열역학적 평형 상태를 가정하여예측하였다

.

3. 실험 방법

순도

99.8%

의

Al

합금과

Al-15wt%Si, Al-75wt%Fe

모합금을 사용하여

4

개조성의

Al-Si

합금을제조하였다

.

아르곤

(Ar)

분위 기 하의 전기 저항가열로 속에서흑연 도가니를 이용하여

900

^o

C

까지승온하며정확한조성으로용해한 후

,

탈가스 및

드로스처리를거쳐

Y-

공시재금형에주입하였다

.

주조시편의

화학조성분석은

ICP-ES(Inductively Coupled Plasma - Emission Spectroscopy)

를이용하였고

,

분석된 화학 조성을

Table 1

에 정리하였다

.

주조된공시재시편을적당크기로절단하여재용 해하여 로냉및급랭응고실험을 수행하였다

.

이 때로냉응 고실험은 열역학기반응고경로예측결과의실험적확인을 위해수행하였고

,

급랭응고실험은냉각속도증가에따른 β상 형성거동변화를관찰하기위해실시하였다

.

응고중냉각곡선 은열전대를이용하여측정하였고

,

응고거동분석을위해측정 된냉각곡선을시간에대해

1

차미분하였다

.

로냉한경우의측 정된냉각속도는약

0.05~0.1

^o

C/sec

이었고

,

급랭한경우의냉

각속도는약

250~300

^o

C/sec

이었다

.

응고미세조직관찰을위

해광학현미경

(OM)

과주사전자현미경

(SEM)

을상호보완적으로 이용하였다

.

Fig. 2.

Liquidus projections of Al-Si-Fe ternary system calculated by (a) default database and (b) correctly updated database of Thermo-Calc.

Table 1.

The analyzed chemical compositions (wt%) of the casting alloys.

Specimen Index Al Si Fe Others

No. 1 LSiLFe 92.48 7.25 0.23 0.03

No. 2 LSiHFe 82.24 6.97 10.64 0.14

No. 3 HSiLFe 87.22 12.40 0.34 0.05

No. 4 HSiHFe 79.08 12.35 8.17 0.39

Table 2.

Symbols, compositional and temperature ranges of various ternary intermetallic compounds reported to form in Al-rich corner of Al-Si-Fe system.

Symbol Compositional range (at%) Temp. (

^o

C) Experiment [7] Experiment

Al Fe Si [8]

ζ

[14] 64 ~ 66.5 24 ~ 25 9.5 ~ 11 < 997

γ

[15] 53.9 ~ 65.3 19.5 ~ 20.5 15.2 ~ 25.6 < 900 ~ 934

δ

[14] 45.5 ~ 54 15.5 ~ 16.5 30.5 ~ 38 < 875

α

[16] 68 ~ 72 18 ~ 19.5 10 ~ 12.5 < 766

β

[16] 64.5 ~ 67.5 15.5 ~ 16.5 17 ~ 19 < 665

Table 3.

Invariant reactions in Al-rich corner of Al-Si-Fe system.

Point Reaction Temperature (

^o

C)

Calculation Experiment [8]

P

¹

L +

θ

+

γ → α

751 766 P

²

L +

^{γ → α}

+

^β

656 648

U

1

L +

θ →

(Al) +

α

628 636

U

²

L +

^{α →}

(Al) +

^β

612 609

E

¹

L

→

(Al) + (Si) +

β

579 576

P = peritectic, U = quasi-peritectic, and E = eutectic.

Table 4.

Monovariant reactions in Al-rich corner of Al-Si-Fe system.

Line Reaction Calculated

temperature range (

^o

C)

P

¹

-P

²

L

→ γ

+

α

656 ~ 751

P

¹

-U

¹

L

^{→ θ}

+

^α

628 ~ 751

P

²

-U

²

L

→ α

+

β

612 ~ 656

U

¹

-U

²

L

^→

(Al) +

^α

612 ~ 628

U

²

-E

¹

L

→

(Al) +

β

579 ~ 612

4. 결 과

4.1 평형 응고경로

Fe

가포함된

3

원계

Al-Si

합금의다양한반응과해당반응의

평형온도및조성등을포함한액상투영도및등온액상선을

계산하여

,

아공정및 공정

Al-Si

합금의

Fe

첨가함량에 따른

열역학적평형응고경로를예측분석하였다

.

본연구에서사용 된합금 조성에서형성가능한것으로알려진주요

3

원계 금 속간화합물들의기호

,

형성온도및조성범위를문헌의연구결 과들로부터수집정리하여

Table 2

에나타내었다

.

한편

,

발생 가능한다양한불변반응

,

일변수반응및평형온도를계산하여

Table 3

과

4

에나타내었다

.

계산된

Al-Si-Fe 3

원계액상투영

도에

4

개합금의응고중액상조성변화를 예측하여

Fig. 3

과같이나타내었다

.

그리고해당합금의응고동안에발생하는

여러반응들과 반응순서및온도를예측하여

Fig. 4

와같이

도식화하였다

.

합금

1

의응고경로분석결과에서최초의응고상은

617

^o

C

에

서 응고가시작되는

(Al)

상이며

,

온도가낮아짐에 따라

L

→

(Al)

반응에 의해

(Al)

상이계속해서형성되고

,

이로 인하여

액상내

Al

함량은감소하고상대적으로

Si

과

Fe

함량은늘어나 기때문에액상조성은

L

→

(Al)

반응곡면을따라서

L

→

(Al)

+

(Si)

반응곡선으로이동한다

.

액상조성이

L

→

(Al)

+

(Si)

반응

곡선에 도달한후에공정

(Al)

상과공정

(Si)

상이형성되기시

작하고

,

액상 조성은

L

→

(Al)

+

(Si)

+ β

(579

^o

C)

공정반응 점

(E

1

)

으로이동한다

. E

1공정반응에의해 잔류액상이모두

고갈될 때까지공정

(Al)

상

,

공정

(Si)

상 및공정 β상이형성

된다

.

합금

2

의경우에

Al

3

Fe(

θ

)

상이

825

^o

C

에서최초로응고되 기시작하며

,

온도가낮아짐에따라서

L

→ θ반응에의해 초 정 θ상이계속해서형성되고

,

이로인하여액상조성은

L

→ θ 반응곡면을따라서

L

→ θ + γ반응곡선으로이동한다

.

온도가 더욱낮아지면서

L

→ θ + γ 반응에의해초정 θ상과 초정 γ 상이 형성되고

,

액상 조성은

L

+ θ + γ → α

(751

^o

C)

포정반응 점

(P

1

)

으로이동한다

. P

1포정반응에서는금속간화합물인초정 α상이형성되기시작한다

.

이후 초정 θ상과 초정 α상이형성 되면서액상내

Si

과

Fe

함량이감소하기때문에

,

액상조성은

L

→ θ + α

(628~751

^o

C)

반응곡선

(P

1

-U

1

)

을 따라서

L

+ θ →

(Al)

+ α

(628

^o

C)

준포정반응

(quasi-peritectic reaction)

점

(U

1

)

으로이동한다

. U

1준포정반응에서는초정

(Al)

상이형성되기

시작한다

.

이후초정 α상과초정

(Al)

상이형성되고

,

액상조성

은

L

→

(Al)

+ α

(612~628

^o

C)

반응곡선

(U

1

-U

2

)

을따라서

L

+ α

→

(Al)

+ β

(612

^o

C)

준포정반응점

(U

2

)

으로이동한다

. U

2준 포정반응에의해초정 β상이형성되기시작하며

,

이후액상조 성은

L

→

(Al)

+ β

(579~612

^o

C)

반응곡선

(U

2

-E

1

)

을 따라서

E

1공정반응점으로이동한다

. E

1공정반응에서는합금

1

과마

Fig. 3.

Liquidus projection and isotherms calculated in the Al-Si-Fe system and predicted solidification paths of various alloys with assumption

of full equilibrium; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d) alloy 4, respectively.

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호

(2010. 2)

찬가지로 잔류액상이고갈될 때까지공정

(Al)

상

,

공정

(Si)

상 및공정 β상이형성된다

.

합금

3

의응고경로는합금

1

과 유사하며

,

β상은

E

1공정반응에의해서만형성된다

.

합금

3

의 경우초정

(Al)

상이

583

^o

C

에서응고되기 시작하며

,

합금

1

과

달리 초정

(Al)

이형성될수있는온도 범위가매우 좁다

.

합

금

4

의 경우에 γ상이

782

^o

C

에서 최초로응고되기시작하며

,

L

→ γ반응에의해초정 γ상이계속해서형성되고

,

이로인하

여액상조성은

L

→ γ + α반응곡선

(P

1

-P

2

)

으로이동한다

.

온 Fig. 4.

Predicted reaction schemes of various alloys with assumption of equilibrium solidification; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d)

alloy 4, respectively.

도가 낮아지면서초정 γ상과초정 α상이형성됨에따라액상 조성은

P

1

-P

2곡선을따라서

L

+ γ → α + β

(656

^o

C)

포정반응 점

(P

2

)

으로이동한다

. P

2포정반응에서는초정 β상이형성되기 시작한다

.

이후초정 α상과초정 β상이형성되면서

,

액상조 성은

L

→ α + β

(612~628

^o

C)

반응곡선

(P

2

-U

2

)

을 따라서

U

2

준포정반응으로이동한다

.

이후응고경로는합금

2

와동일하다

.

4.2 미세조직

4

개의주조시편에대해로냉응고한

OM

사진과

SEM

사진

(

후방산란 모드

)

을각각

Fig. 5

와

6

에나타내었다

.

합금

1

의 미세조직

(Fig. 5(a))

은주로초정

(Al)

수지상과 층상형

(Al)

+

(Si)

공정조직으로구성되어나타났다

. Fig. 5(a)

의좌측하단고

배율

OM

사진과

Fig. 6(a)

의

SEM

사진에서

10~100

µ

m

의 길

이를가진침상형공정 β상이초정

(Al)

수지상간영역에서관

찰되었다

.

합금

2

의미세조직

(Fig. 5(b))

에서 초정

(Al)

상 등 모상의미세조직은합금

1

과유사하였으나

,

괴상의석출물들이 상당량관찰되었다

.

괴상의석출물들은침상의석출물들과혼재

되어 나타났다

. Fig. 6(b)

에확대되어 관찰된괴상의 석출물

중심부와 외부는

EDS

로분석결과각각 θ상과 α상이었고

,

침 상형석출물은 β상이었다

.

따라서

Fig. 5(b)

에서관찰된미세

조직은대부분 θ + α + β과같이여러 가지금속간화합물들이 순차적으로형성된것으로확인되었다

.

한편

,

중심부에 θ상이 없는경우

(

α + β

)

와 β상이없는경우

(

θ + α

)

가일부관찰되었 다

.

합금

3

의 미세조직

(Fig. 5(c))

은 전형적인층상형

(Al)

+

(Si)

공정조직으로나타났다

. Fig. 5(c)

의좌측하단고배율

OM

사진과

Fig. 6(c)

의

SEM

사진에서합금

1

과 유사한형태의

공정 β상이미세조직전영역에걸쳐서관찰되었다

.

합금

4

의 미세조직

(Fig. 5(d))

에서모상의구성은합금

3

과유사하였으나

, Fig. 7(a)

의 거시조직 사진과

Fig. 6(d)

와

7(b)

의

SEM

사진

에서 육안관찰이가능한

1~10 mm

의길이를가진조대한침

상형 금속간화합물이 상당량 관찰되었다

.

한편

, Fig. 7(c)

와

7(d)

의

SEM

사진처럼 α상과 β상이순차적으로형성된경우가

일부 관찰되었다

.

급랭 응고한

OM

사진과

SEM

사진을 각각

Fig. 8

와

9

에 나타내었다

.

합금

1

의미세조직

(Fig. 8(a))

은미세한크기의초 정

(Al)

수지상과

(Al)

+

(Si)

공정조직으로구성되어나타났다

. Fig. 8(a)

의좌측 하단고배율

OM

사진에서

1~10

µ

m

의길이

를가진미세한침상형공정 β상이초정

(Al)

수지상간영역

에서소량관찰되었다

.

합금

2

의미세조직

(Fig. 8(b))

에서초정

(Al)

상등모상의구성은합금

1

과유사하였으나

,

초정

(Al)

상 Fig. 5.

Optical micrographs of furnace-cooled alloys; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d) alloy 4, respectively (Each inlet in Figs. 5(a)

and (c) shows the ten-times magnified view of each micrograph to distinguish the eutectic

β

phase from the eutectic Si).

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40

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Journal of the Korean Foundrymen

’

s Society Vol. 30, No. 1, 2010

의양이상대적으로적었고

,

활

(bow)

형태의금속간화합물들이 상당량관찰되었다

. Fig. 8(b)

의 좌측하단고배율

OM

사진 과

Fig. 9(a)

의

SEM

사진에서

10~100

µ

m

의 길이를가진 초 정 β상과공정 β상이관찰되었다

.

특히

,

조대한초정 β상의 경우에대부분직선적으로길이방향으로성장하지못하고휘어 지는 것으로나타났다

.

합금

3

의미세조직

(Fig. 8(c))

은

12.4

wt%Si

의공정조성에도 불구하고상당량의초정

(Al)

수지상

이 미세한

(Al)

+

(Si)

공정 조직과 함께 나타났다

. Fig. 9(c)

의좌측하단고배율

OM

사진에서합금

1

과유사한길이의

미세한공정 β상이초정

(Al)

수지상간영역에서미량관찰되

었다

.

합금

4

의미세조직

(Fig. 8(d))

에서미세한

(Al)

+

(Si)

공 정조직과함께조대한침상형금속간화합물들이상당량관찰되 었다

. Fig. 8(d)

의 좌측하단고배율

OM

사진과

Fig. 9(b)

의

SEM

사진에서

10~1,000

µ

m

의다양한길이를가진 초정 β상

과 공정 β상이 관찰되었다

.

5. 고 찰

5.1 응고경로에 따른 β상 형성거동

Al-Si-Fe 3

원계에서 β상을형성하는불변반응은

5

개가존재

한다

.

본연구에서사용된아공정

Al-Si

합금에서의 β상형성은

U

2준포정반응

, E

1공정반응을포함한

2

개의불변반응과연관 성이있으며

,

공정

Al-Si

합금에서의 β상 형성은

P

2포정반응

, U

2준포정반응

, E

1공정반응을포함한

3

개의불변반응과연관 성이있다

.

여기서언급하지않은나머지

2

개의불변반응은과

공정

Al-Si

합금에서발생한다

.

β상을

E

1공정반응에의해서만

형성되도록조성을결정한다면

5

개의 β상형성불변반응들중 에서

E

1공정반응온도가

579

^o

C

로가장낮고

(Al)

+

(Si)

공정 조직에의해성장이제한적이기때문에 β상의길이를최소화할

수있다

. (Al)

초정영역내조성을가진합금에서

E

1공정반

응이전의 초정 β상형성여부는

Fig. 3(a)

과

3(c)

의액상투

Fig. 6.

Back-scattered scanning electron micrographs of furnace-cooled alloys; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d) alloy 4, respectively.

영도에 나타낸임계

Fe

함량

(critical Fe content, F

CR

)[1]

에 의

해결정되는것으로알려져있다

.

초기조성이

(Al)

초정영역

내에있더라도

F

CR 보다높고냉각속도가느린경우에초정

(Al)

상의형성으로인하여액상조성이

U

2

-E

1반응곡선으로이 동할 수있고

,

결과적으로

E

1공정반응이전에초정

(Al)

상과 함께 초정 β상이형성될 수 있다

.

합금

1

과

3

의 경우초기 조성이

F

CR보다낮기때문에 β상이 형성가능한 반응은 냉 각속도와무관하게

E

1공정반응뿐이며

,

결과적으로미세한공정 β상만이 형성될 수 있다

.

Al-Si-Fe 3

원계에서 α상을형성하는불변반응은모두

3

개가

존재한다

.

본연구에서사용된아공정

Al-Si

합금에서의 α상형

성은

P

1포정반응

, U

1준포정반응을포함한

2

개의불변반응과

관련이있으며

,

공정

Al-Si

합금에서의 α상형성은

P

2포정반응

과관련이있다

.

로냉한합금

2

의경우에

Fig. 10(a)

의냉각곡 선

1

차 미분결과에서관찰된응고잠열을수반한반응들은 열역학적으로예측한응고경로에서발생하는반응들과상당히 일치하는것으로나타났다

.

특히

P

1

-U

1반응과

U

1준포정반응 에대응되는응고잠열반응들이두드러지게나타났는데

,

이는 응고중초정 α상의형성반응이주로발생하였음을의미한다

.

Fig. 5(b)

의저배율

OM

사진에서주로관찰된금속간화합물은

초정 α상이었는데

,

이는응고경로가

4

개의 α상형성불변반응 중에서 가장온도가 높은

P

1포정반응

(751

^o

C)

을지나며

,

α상 의형성 경로가

Fig. 3(b)

의

P

1

-U

1

-U

2반응곡선

(612~751

^o

C)

과 같이 길기때문이다

.

이와같이초정 α상의형성이극대화되 고초정 β상이 주로

U

2준포정반응에의해형성되는경우에 괴상의 초정α상으로부터 초정β상이 침상형태로 성장하여 Fig. 7.

Macrographs and back-scattered scanning electron micrographs of furnace-cooled alloy 4 showing; (a) macrograph of specimen, (b)

representative microstructure of

^β

phase, (c) typical example of the incomplete quasi-peritectic reaction U

²

, and (d) another example of

the incomplete reaction (The corresponding regions of each micrographs are denoted in both Figs. 7(a) and (b)).

−

42

⁻ 한국주조공학회지 제

30

권 제

1

호

(2010. 2)

마치 ‘밤송이’와같은 형태로관찰되는 것이 지배적이었다

. Fig. 6(b)

의

SEM

사진에서관찰된초정 θ상

,

초정 α상

,

초정 β상은각각

U

1준포정반응

, U

2준포정반응

, E

1공정반응에도 달하기전에형성된것이며

,

초정 θ상과초정 α상의존재는 각각

U

1준포정반응과

U

2준포정반응이불완전하게반응한결 과로 판단된다

.

본연구의 계산결과에의하면공정

Al-Si

합금에서 β상의

형성온도는

E

1공정반응에서의

Fe

함량

(

≒

0.67wt%)

보다낮은 함량의

Fe

첨가에의해최소화되며

, P

2포정반응에서의

Fe

함량

(

≒

2.8wt%)

보다높은함량의

Fe

첨가에의해최대화되는 것

으로판단된다

.

β상의형성온도는

Si

과

Fe

의확산속도와밀접 한관계가있기때문에 β상의형성길이에큰영향을미친다

.

한편

, 2.8wt%

이상의

Fe

함량첨가는 β상의최대 형성온도에

미치는영향은 없으나

,

β상의형성시

Fe

원자의공급을원활 하게하여성장을촉진할것으로 예상된다

.

로냉한합금

4

의 경우에

P

2포정반응

, U

2준포정반응

, E

1공정반응을포함한

3

개의 β상형성불변반응들은

Fig. 10(b)

의냉각곡선

1

차미분 결과에서관찰된응고잠열을수반한반응들과일치하였으며

,

이 는응고중 β상의형성반응이지배적으로발생하였음을의미한 다

. Fig. 5(d)

의 저배율

OM

사진과

Fig. 7(b)

의

SEM

사진

에서주로관찰된금속간화합물은조대한초정 β상이었다

.

β상 의 형성이

P

2포정반응에의해주로형성되는 경우에

5

개의 β상형성불변반응들중에서

P

2포정반응온도가

656

^o

C

로가장 높아서

Si

과

Fe

의확산이용이하며

,

초정 β상의길이방향성 장이응고기지상에의한제약없이액상중에서쉽게이루어 질뿐만아니라초정 β상의형성경로가

Fig. 3(d)

의

P

2

-U

2

-E

1

반응곡선

(579~656

^o

C)

과같이매우길기때문에

Al-Si-Fe 3

원 계합금 중에서형성 가능한가장 조대한길이의 β상이나타

나는 것으로판단된다

. Fig. 7(a)

의거시조직사진에서는초정

(Al)

상이 형성되기전에

P

2

-U

2반응동안에주로성장한것으

로예측되는

10 mm

이상의길이를가진조대한침상형초정

β상도 관찰되었다

. Fig. 7(c)

와

7(d)

의

SEM

사진에서관찰된 초정 α상

,

초정 β상은 각각

U

2준포정반응

, E

1 공정반응에 도달하기전에 형성된것이며

,

초정 α상의존재는

U

2준포정 반응이불완전하게반응한결과로판단된다

.

한편

,

초정 γ상은

P

2포정반응에의해완전히사라졌기때문에미세조직사진에서 관찰되지 않은 것으로 판단된다

.

급랭한경우에초정상의형성과용질원자의확산이제한적 이기때문에초정상의형성에따른액상조성의변화가잘이 루어지지못한다

.

따라서이경우의응고반응은액상투영도 Fig. 8.

Optical micrographs of rapidly-solidified alloys; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d) alloy 4, respectively (Each inlet shows the

ten-times magnified view of each micrograph).

계산결과로부터예측하기보다는온도에따른각상의평형 분율계산결과로부터예측하는것이바람직하다

.

본연구에서 사용된

4

개합금의평형분율계산결과를

Fig. 11

에나타내었다

.

합금

1

과

3

을급랭한경우에로냉한경우와마찬가지로미세

한공정 β상이

(Al)

+

(Si)

공정조직과함께형성되었다

.

공정

온도에서 초정

(Al)

상의 평형 분율은합금

1

과

3

에서 각각

50wt%(Fig. 11(a))

와

4wt%(Fig. 11(c))

인데 비하여

, Fig. 8(a)

와

8(c)

의미세조직에서관찰된초정

(Al)

상의형성분율은두

경우에서모두훨씬 크게나타났다

.

이는빠른냉각속도하에

서초정

(Al)

상의형성에 비하여

(Al)

+

(Si)

공정조직의 형성

이더욱지연되었기때문인것으로판단된다

.

합금

2

를급랭한

경우에로냉한경우와달리

Fig. 8(b)

의

OM

사진에서와같이

초정 α상이관찰되지않았다

.

빠른냉각속도에의해초정α상의 형성이억제되었기때문에

Fig. 11(b)

의

L

→

(Al)

+ β

(612

^o

C)

반응에의해초정 β상이초정

(Al)

상과함께형성되기전까지

액상 조성의변화는없었을것으로예상된다

.

이경우에형성

된초정 β상은초정

(Al)

상에의해성장이방해받았을것으로

예상되며

, Fig. 9(a)

의

SEM

사진에서와같이직선적으로길이

방향성장하다가초정

(Al)

상을만나는경우에

Si

및

Fe

원자

를공급받기위해초정

(Al)

상을피하여휘어져서성장하였을

것으로판단된다

.

합금

4

를급랭한경우에도마찬가지로초정

α상의형성이억제되는것으로나타났다

.

따라서

, Fig. 11(d)

의

L

→ β

(649

^o

C)

반응에의해초정 β상이액상중에서형성되

기전까지액상조성의변화는없었을것으로예상된다

. Fig.

9(b)

의

SEM

사진에서와같이 응고기지상에의한방해없이

직선적으로 쉽게 성장하였을것으로 판단된다

.

5.2 β상 형성에 미치는 Fe함량의 영향

로냉한아공정

Al-Si

합금에서

Fe

함량이

0.2wt%

에서

10wt%

로증가함에따라

E

1공정반응에의해 형성된공정 β상대신

U

2준포정반응에의해형성된초정 β상이주로나타났다

.

이 때 β상의길이는약

1

차수

(order of magnitude)

가 증가하였

Fig. 10.

First derivative cooling curves of furnace-cooled alloys; (a) alloy 2 and (b) alloy 4, respectively.

Fig. 9.

Back-scattered scanning electron micrographs of rapidly solidified alloys; (a) alloy 2 and (b) alloy 4, respectively.

−

44

⁻

Journal of the Korean Foundrymen

’

s Society Vol. 30, No. 1, 2010

다

.

로냉한공정

Al-Si

합금에서

Fe

함량이

0.3wt%

에서

8wt%

로증가함에따라

E

1공정반응에의해 형성된공정 β상대신

P

2포정반응에 의해형성된초정 β상이주로 나타났다

.

이때 β상의길이는약

2

차수가증가하였다

.

급랭한아공정

Al-Si

합 금에서

Fe

함량이

0.2wt%

에서

10wt%

로증가함에따라

E

1공 정반응에 의해 형성된공정 β상 대신

L

→

(Al)

+ β 반응에 의해형성된초정 β상이주로나타났다

.

이때 β상의길이는 약

1

차수가증가하였다

.

급랭한공정

Al-Si

합금에서

Fe

함량이

0.3wt%

에서

8wt%

로증가함에따라

E

1공정반응에의해형성

된 공정 β상 대신

L

→ β에의해 형성된 초정 β상이 주로 나타났다

.

이때 β상의길이는약

2

차수가증가하였다

. Fe

함 량증가는β상의길이와형성량을증가시키는것으로나타났다

.

이는 β상의형성온도증가

,

액상내고용된

Fe

함량증가

, Fe

원자의 확산속도증가등으로인하여 β상의성장을 위한

Fe

원자의공급이원활해질뿐만아니라 β상의형성온도에서응고 기지상의분율감소때문인것으로판단된다

. Fe

함량증가에 의한 β상의길이증가효과는

Si

함량이공정조성에가까울수 록더욱크게나타났다

.

이는

Fe

함량증가에의한 β상의최대 형성온도가

Si

함량이공정조성에 가까워짐에따라

Fig. 3

의

U

2

-P

2곡선과같이증가하고

, Fe

함량증가에의한초정

(Al)

상 의 최대형성온도가

Si

함량이공정조성에가까워짐에따라

Fig. 3

의

U

2

-E

1곡선과같이감소하기때문인것으로판단된다

.

5.3 β상 형성에 미치는 Si함량의 영향

Fe

함량이낮은합금

1

과

3

의경우에

Si

함량증가가 β상의

길이에는영향을미치지않았으나

,

β상의분포에는영향을미 치는것으로나타났다

.

합금

1

의경우에는 공정 β상이최종

응고부로판단되는초정

(Al)

수지상간영역에국한되어나타

났으나

,

합금

3

의경우에는공정 β상이전영역에걸쳐서나타 났다

.

초기

Si

및

Fe

함량이

(Al)

초정영역내

F

CR보다낮은 경우에 β상은

E

1공정반응에의해서만형성되기때문에

Si

함 량이 β상의길이에 미치는영향이 없었다

.

한편

,

공정 β상은

초정

(Al)

상이형성된후에

(Al)

+

(Si)

공정조직과함께형성

되기 때문에

Si

함량이높을수록초정

(Al)

의형성량이적어서

공정 β상의분포범위가넓어지는것으로판단된다

. Fe

함량이 높은 합금

2

와

4

의경우에

Si

함량 증가에따라 β상의길이는 약

1

차수가증가하는것으로나타났다

.

이는앞서설명한

Fe

함량증가에의한조대한 β상의형성촉진효과가

Si

함량이 Fig. 11.

Calculated equilibrium phase fractions of various alloys depending on temperature; (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3, and (d) alloy 4,

respectively.

공정 조성에 가까울수록 크게 나타나는이유와 동일하다

.

5.4 β상 형성에 미치는 냉각속도의 영향

본연구에서사용된모든합금의경우에냉각속도가증가함 에따라 β상의길이는약

1

차수가감소하는것으로나타났다

.

냉각속도가 증가함에따라핵생성잠복기소모를위한시간 부족과 β상이길이방향 성장을하기 위한시간부족으로 인 하여 β상의길이가감소하는것으로판단된다

.

합금

4

를급랭

한경우에

10~1,000

µ

m

와같이

2

차수에걸친다양한길이를

가진 β상이관찰되었다

.

이는넓은온도범위에걸쳐서β상이 형성되었음을의미하며

,

높은

Si

과

Fe

함량으로인하여높은온 도에서부터초정 β상이형성되기시작하였으나빠른냉각속도 에의해성장이억제되어 초정β상의형성분율이평형분율 에도달하지못하고낮은온도에서공정 β상이형성되었기때 문이다

.

합금

2

를급랭한 경우에초정 θ상과초정 α상은빠 른냉각속도로인하여형성되지않았고

,

이로인하여 β상의형 성량은 로냉한경우에 비하여더욱증가하였다

.

높은함량의

Fe

가 첨가된 합금

2

와

4

의 경우에 β상의길이와 형성량은

250~300

^o

C/sec

의빠른냉각속도에의해서도완전히제어되지

않았다

.

6. 결 론

Fe

가포함된

Al-Si

합금에서응고경로및 β상형성거동을예

측하기위해열역학분석을수행하였고

,

예측된결과는실험을 통해검증하였다

.

본연구의결과를다음과같이요약하였다

.

1) Fe

함량이 임계값이하로낮은경우에

Si

의 함량은공정

β상의길이에미치는영향이미미하였고

,

석출분포에만영향 을 미쳤다

.

2) Fe

함량 증가에 의한 β상의 길이 증가 효과는 아공정

Al-Si

합금에 비하여공정

Al-Si

합금에서더욱크게나타났다

.

3)

공정

Al-Si

합금의경우조대한초정 β상의형성을억제하

기위한

Fe

함량은공정반응에서의

Fe

함량인약

0.67wt%

까지 허용 가능하다

.

4)

공정

Al-Si

합금의경우초정 β상의길이는

2.8wt%

보다

높은 함량의

Fe

첨가에 의해 최대화될 수 있다

.

5) Fe

함량이높은아공정

Al-Si

합금을급랭한경우에 β상의

길이는 감소하였으나

,

형성량은 오히려 증가하였다

.

6) Fe

함량이높은 공정

Al-Si

합금을급랭한경우에매우 다

양한 길이의 β상이 형성되었다

.

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