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가설 설정
- 그러나 모든 경우에서 FCC-Alo] 초정 으로 정출했다. 실제 응고과정에서는 Sr과 Ti 등의 첨가와 빠른 냉각속도로 인해 공정 Si의 생성온도가 낮아질 수 있고, a-Al(Mn, Fe)Si상의 형상과 생성온도에도 영향을 미칠 수 있다는 보고가 있으나[2, 8], 본 실험에서 모든 합금에 대하여 같은 정도로 영향이 미치는 것으로 가정하여, 본 시뮬레이션에서는 비평형 응고를 유발시키는 인자에 대한 고려는 무시하였다. 그 럼에도 불구하고 비평형 응고를 고려한 Fig.
제안 방법
- 0.20wt%Fe불순물을 함유하고 있는 A356 합금에 동일한 양의 0.07, 0.20wt%Mn 및 0.07wt%Cr을 각각 첨가한 후 응고과정에서 발생하는 상들의 변화를 조사한 결과 다음과 같은 결론을 얻었다.
- A356(Al-7.0Si-0.38Mg-0.12Ti-0.02Sr in wt%)-0.20wt%Fe 합금을 기본합금으로 하고, 0.07, 0.20wt%Mn 및 0.07wt%Cr 이 되도록 기본합금에 첨가 하였다. 합금 첨가는 Fe의 경우 Al-50wt%Fe, Mn과 Cr의 경우는 Al-20wt%Mn, Al-20wt%Cr 의 모합금을 사용하여 740˚(2에서 첨가하였다.
- 모든 합금은 전기 저 항로를 사용하여 750~76(TC에서 용해하였다. Ar을 이용한 탈 가스는 약 15분간 행하였으며, 용탕의 냉각속도를 일정하게 하기 위해서 280P로 예열된 금형에 용 탕을 주입하여 합금의 화학조성 이외의 다른 인자의 영향을 최소화하였으며 냉각속도는 약 kC/sec로 측정되었다. 합금의 미세조직은 T6처 리 이후에 관찰하였으며, 열처리는 535˚(2에서 10시간 용체화 한 후 16VC에서 6시간 시효처리를 하였다.
- Thermo Calc 프로그램과 Al data base를 사용하여 합금의 평형 및 비 평형 응고에서 얻어진 상변화를 실험 결과와 비교하였다. p- AJFeSi상, a-Al(Mn, Fe)Si상 및 a-Al(Cr, Fe)Si상의 형상과 조성 및 결정구조에 대한 정보는 주사전자현미경(SEM, scanning electron microscope)과 EDS (energy dispersed X-ray spectrometer) 및 투과전자현미경 (TEM, transmission electron microscope)을 이용하여 얻었다.
- 지금까지의 연구 결과는 주로 MiQ]나 Cr 등의 함금을 첨가한 후 얻어진 미세조직 인자에 대한 성분조사들을 통해 상의 존재 여부 등을 밝히는 데 중점을 두었으며, Mn과 Cr의 첨가량에 따른 상태도의 변화와 a-Al(Mn, Fe)Si 등의 응고 esquence 및 결정 구조 등을 설명하는 것에는 미진하였다. 따라서 본 연구에서는 A356.2 합금에 0.20 wt%Fe> 첨가하고, 이때 생성되는 침상의 B-A^FeSi을 개량화하기 위해 Mn과 Cr을 미량으로 첨가하고, a-Al(Mn, Fe)Si 및 a-Al(Cr, Fe)Si의 정출 현상을 thermo-calc. 시뮬레이션 프로그램을 사용하여 예상한 후 실제 미세조직과 비교하였으며 a-Al(Mn, Fe)Si의 결정구조를 조사하였다.
- 합금의 미세조직은 T6처 리 이후에 관찰하였으며, 열처리는 535˚(2에서 10시간 용체화 한 후 16VC에서 6시간 시효처리를 하였다. 미세조직 관찰을 위해 시험편을 cold mounting 한 후 2400 grid까지 polishing 하였으며 최종적으로 0.1 |imAl2O3 suspension을 사용하여 경 면 연마하였다. 조직관찰을 위한 시편의 부식은 0.
- 20 wt%Fe> 첨가하고, 이때 생성되는 침상의 B-A^FeSi을 개량화하기 위해 Mn과 Cr을 미량으로 첨가하고, a-Al(Mn, Fe)Si 및 a-Al(Cr, Fe)Si의 정출 현상을 thermo-calc. 시뮬레이션 프로그램을 사용하여 예상한 후 실제 미세조직과 비교하였으며 a-Al(Mn, Fe)Si의 결정구조를 조사하였다.
- 3(a~b)에 나타내었다. 즉 primaiy FCC-A1, a-Al(Cr, Fe)Si 및 공정 Si의 순서로 각 상들 이 정출하였다. Fig.
- Ar을 이용한 탈 가스는 약 15분간 행하였으며, 용탕의 냉각속도를 일정하게 하기 위해서 280P로 예열된 금형에 용 탕을 주입하여 합금의 화학조성 이외의 다른 인자의 영향을 최소화하였으며 냉각속도는 약 kC/sec로 측정되었다. 합금의 미세조직은 T6처 리 이후에 관찰하였으며, 열처리는 535˚(2에서 10시간 용체화 한 후 16VC에서 6시간 시효처리를 하였다. 미세조직 관찰을 위해 시험편을 cold mounting 한 후 2400 grid까지 polishing 하였으며 최종적으로 0.
대상 데이터
- 2(a)에서 Mn의 양의 감소와 함께 a- Al(Mn, Fe)Si 의 정출온도가 감소하며, 이것은 a-Mir상의 생성 온도와 생성구간이 Mil의 첨가량이 감소와 더불어 상승한다는 Backerud 등의 결과와 일치한다[10]. 본 연구에서 첨가한 0.07wt%Mn 조성에서는 primary FCC-A1 가 가장 먼저 생성된 후 공정 Si과 a-Al(Mn, Fe)Si 순서로 정출한다. a-Al(Mn, Fe)Si 가 Si 생성을 위한 공정반응 후 생성된다면 많은 분률의 a- Al(Mn, Fe)Si는 공정 Si 영역 내에서 정출되어 편석되기 용이하다.
- Anne Lisa Dons는 2XXX계 합금에서 Mn이 유발한 a-Al(Mn, Fe)Si 석출 상이 BCC와 SC의 이중 구 조를 가지는 현상을 보고하였으며, 석출 상에서는 TEM시편 제 조시 부식용액에 대한 반응도의 차이에 따라 줄무늬나 domain이 나타난다고 보고한 적이 있었다[15]. 본연구결과에는 정출 상인 a-Al(Mn, Fe)Si에서 방향성을 가지는 줄무늬가 관찰되었다. 따라서 a-Al(Mn, Fe)Si에 대한 SADP 및 줄무늬 형상의 결과를 종합해 볼 때, 0.
- 07wt%Cr 이 되도록 기본합금에 첨가 하였다. 합금 첨가는 Fe의 경우 Al-50wt%Fe, Mn과 Cr의 경우는 Al-20wt%Mn, Al-20wt%Cr 의 모합금을 사용하여 740˚(2에서 첨가하였다. 모든 합금은 전기 저 항로를 사용하여 750~76(TC에서 용해하였다.
데이터처리
- 5% HF 수용액을 사용하였고 부식 시간은 10초로 유지하였다. Thermo Calc 프로그램과 Al data base를 사용하여 합금의 평형 및 비 평형 응고에서 얻어진 상변화를 실험 결과와 비교하였다. p- AJFeSi상, a-Al(Mn, Fe)Si상 및 a-Al(Cr, Fe)Si상의 형상과 조성 및 결정구조에 대한 정보는 주사전자현미경(SEM, scanning electron microscope)과 EDS (energy dispersed X-ray spectrometer) 및 투과전자현미경 (TEM, transmission electron microscope)을 이용하여 얻었다.
이론/모형
- Al-Si-Mg 주조함 금에서 가장 해로운 원소 중 하나인 Fe는 공정 중에 사용하는 steel 도구나 secondary 합금의 혼용 또는 낮은 품질의 원료 합금을 사용하는 과정에서 알루미늄합금에 불순물로 함유된다. A1 합금에서 천이 원소는 재결정 억제, 부식 방지, 용접성 향상, 석출상 형성 등의 목적으로 첨가되어 왔으나, 본 연구에서는 B-A^FeSi의 형상을 개량하기 위하여 사용하였다.
성능/효과
- 11 wt%이상에서는 a-Al(Cr, Fe)Si이 초정으로 되며, 그 이하에서는 FCC-A1이 초정이 된 후 공정 Si 생성온도 부근까지 a-Al(Cr, Fe)Si이 생성된다. 0.07wt%Mn을 첨가한 경우 a- Al(Mn, Fe)Si 내에서 Mn은 0.58at%, Mn/Fe 원자 비는 0.11 이었으나, 동일한 양의 0.07wt%Cr을 첨가한 경우는 각각 1.03at%과 3.6으로 동일한 첨가량에서 a-Al(Cr, Fe)Si은 상대적으로 많은 양의 Cr을 함유하고 있는 것으로 나타났다. Mn의 경우 첨가량에 따라, 예를 들면 0.
- 07M%Mn이 첨가된 합금의 응고 말기에 Si의 공정점 부근에서 생성된 a-Al(Mn, Fe)Si은 BCC/SC의 이중 구조를 가지고 있다고 판단된다. a-Al(Mn, Fe)Si가 Fig. 5에 나타낸 것처럼 모두 막대형의 형상을 가지는 것은 아니며, 입상도 상당수 존재하였으며 입상도 이중결정구조를 갖는 것으로 확인되었다. 3원 계 금속간화합물인 p-AljFeSi0] a- Al(Mn, Fe)Si로 정출되면서 그 결정구조가 좀 더 복잡한 BCC/ SC 이중구조로 된 것은 결국 Mn의 유입으로 인해 발생한 것이다.
- 1X10-3로 m血의 첨가량의 증가와 함께 증가하였다. 따라서 a-Al(Mn, Fe)Si가 공정 Si보다 높은 온도에서 정출할 때 Mn/Fe 및 그 상분률은 증가하는 것으로 나타났다.
- 본연구결과에는 정출 상인 a-Al(Mn, Fe)Si에서 방향성을 가지는 줄무늬가 관찰되었다. 따라서 a-Al(Mn, Fe)Si에 대한 SADP 및 줄무늬 형상의 결과를 종합해 볼 때, 0.07M%Mn이 첨가된 합금의 응고 말기에 Si의 공정점 부근에서 생성된 a-Al(Mn, Fe)Si은 BCC/SC의 이중 구조를 가지고 있다고 판단된다. a-Al(Mn, Fe)Si가 Fig.
- 조대하고 침상의 (B-A^FeSi은 Mn과 (上의 첨가에 의하여 각각 봉상과 입상의 以-Al(Mn, Fe)Si과 a-Al(Cr, Fe)Si로 개량되었으며, g-A^FeSi을 개량하는 효과는 Mr厘다 Ci이 우수하다. Cr의 낮은 확산속도로 인해 a-Al(Cr, Fe)Si의 상분률은 a- Al(Mn, Fe)Si의 상분률의 1/20 정도에 불과하며, a-Al(Cr, Fe)Si 는 a-Al(Mn, Fe)Si 에 비해 미세하고 균질하게 분포한다.
- 94X1CJT6)가 Mn의 확산계수(약 10-14)의 8%에 불과할 만큼 작다는 것을 감안하면[4], 각 상의 미세화도는 핵생성 이후에 일어나는 확산에 의한 성장속도 의 차이에 기인한 것이라 생각된다. 즉, Mn과 Cr을 포함하는 합금에서 a상의 초기생성 후 낮은 확산계수로 인하여 성장하지 못하여 미세한 상으로 남으며, 확산계수가 가장 낮은 a- Al(Cr, Fe)Si에서 이런 현상이 심화되어 더욱 미세화되는 것으로 판단된다. 즉, Cr이나 Mn이 Fe보다 월등이 느린 확산속도를 갖는다는 것은, 다수의 a상의 핵생성 후 성장에 필요한 원자를 a 상 주위의 기지나 이웃하는 다른 a상으로부터 받아들이는 속도가 느리다는 것을 의미하며, Fig.
- 또한 thermo-calc. 프로그램을 사용하여 예측한 결과 0.07 및 0.20wt%Mn을 첨가할 때 a-Al(Mn, Fe)Si의 정출온도 구간에서 최대 상분률은 각각 2.4 및 7.1X10-3로 m血의 첨가량의 증가와 함께 증가하였다. 따라서 a-Al(Mn, Fe)Si가 공정 Si보다 높은 온도에서 정출할 때 Mn/Fe 및 그 상분률은 증가하는 것으로 나타났다.
후속연구
- 3원 계 금속간화합물인 p-AljFeSi0] a- Al(Mn, Fe)Si로 정출되면서 그 결정구조가 좀 더 복잡한 BCC/ SC 이중구조로 된 것은 결국 Mn의 유입으로 인해 발생한 것이다. 한편, a-Al(Cr, Mn, Fe)Si 및 a-Al(Cr, Fe)Si 등의 결정구 조는 a-Al(Mn, Fe)Si보다 더욱 복잡한 결정구조를 가지고 있어 그 해석이 난해하였으며, a-Al(Cr, Fe)Si이 a-Al(Mn, Fe)Si보 다 미세화된 형상이라는 결과와 연관하여 그 결정구조는 차 후로 연구되어야 할 것이다.
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