Changes on the Microstructure of an Al-Cu-Si Ternary Eutectic Alloy with Different Mold Preheating Temperatures

금형 예열온도에 따른 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 미세조직 변화

Abstract

In order to understand the solidification behavior and microstructural evolution of the Al-Cu-Si ternary eutectic alloy system, changes of the microstructure of the Al-Cu-Si ternary eutectic alloy with different cooling rates were investigated. When the mold preheating temperature is 500℃, primary Si and Al2Cu dendrites are observed, with (α-Al+Al2Cu) binary eutectic and needle-shaped Si subsequently observed. In addition, even when the mold preheating temperature is 300℃, primary Si and Al2Cu dendrites can be observed, and both (α-Al+Al2Cu+Si) areas observed and areas not observed earlier appear. When the mold preheating temperature is 150℃, bimodal structures of the binary eutectic (α-Al+Al2Cu) and ternary eutectic (α-Al+Al2Cu+Si) are observed. When the preheating temperature of the mold is changed to 500℃, 300℃, and 150℃, the greatest change is in the Si phase, and upon reaching the critical cooling rate, the ternary eutectic of (α-Al+Al2Cu+Si) forms. If the growth of the Si phase is suppressed upon the formation of (α-Al+Al2Cu+Si), the growth of both Al and Cu is also suppressed by a cooperative growth mechanism. As a result of analyzing the Al-27wt%Cu-5wt%Si ternary eutectic alloy with a different alloy design simulation programs, it was confirmed that different results arose depending on the program. A computer simulation of the alloy design is a useful tool to reduce the trial and error process in alloy design, but this effort must be accompanied by a task that increases reliability and allows a comparison to microstructural results derived through actual casting.

Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 응고거동과 미세조직 변화를 이해하기 위해서, 금형 예열온도를 달리하여 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 미세조직 변화를 관찰하였다. 금형 예열온도가 500℃일 때, 초정 Si과 덴드라이트 형상의 Al2Cu상이 관찰되며, 이후 (α-Al+Al2Cu)의 2원계 공정상이 관찰된다. 금형 예열온도가 300℃일 때 미제조직은 금형 예열온도가 500℃일 때와 유사하나 (α-Al+Al2Cu+Si)의 3원계 공정상이 관찰되는 영역과 관찰되지 않는 영역이 나타난다. 금형 예열온도가 150℃인 경우에는 미세조직이 (α-Al+Al2Cu)의 2원계 공정상과 (α-Al+Al2Cu+Si)의 3원계 공정상이 관찰되는 Bimodal 구조를 나타낸다. 금형 예열온도를 달리 하였을 때 가장 큰 변화를 나타내는 상은 Si상이며, 임계냉각속도를 지나면 (α-Al+Al2Cu+Si)의 3원계 공정상이 형성되는 순간에 빠른 냉각에 의한 Si의 성장이 억제되면 Cooperative 성장을 하기 때문에 Al, Cu의 성장도 함께 억제된다. 서로 다른 합금설계 전산모사 프로그램을 통해 Al-27wt%Cu-5wt%Si의 3원계 공정 합금을 분석한 결과, 합금설계 전산모사 프로그램에 따라 결과의 차이가 발생하며, 전산모사의 신뢰성을 높이기 위해서는 실제 주조를 통한 미세조직 분석이 수반되어야 한다.

1. 서론

온실가스 규제 강화 및 석유자원 고갈에 대비하여 각국은 친환경 정책과 에너지 다변화 정책을 펼치고 있으며, 친환경 모빌리티 산업 성장에 주력하고 있다. 친환경 모빌리티 관련산업의 성장에 발맞춰 연비개선을 위한 부품의 경량화 기술의 적용에 대한 중요성이 점차 증가하고 있다.

대표적인 알루미늄 합금계인 Al-Cu계 합금은 내열 특성과 고온에서 기계적 특성이 우수한 합금이며 열처리를 통한 석출경화성 합금으로 기계적 특성 제어가 용이한 합금으로 산업계에서 널리 사용되고 있다. 하지만 Al 계열 합금과 같은 비철 계열 합금의 특성상 인장 및 압축강도, 충격특성 등의 기계적 특성에서 철계 합금과 비교 시 현격한 차이가 존재한다. 하지만 최근 Al 합금의 합금설계를 통해 공정합금의 특성을 강화하여 기존 Al 계열 합금과 비교하였을 때 기계적 특성이 대폭 향상된 연구가 보고되고 있다 [1].

Al-Cu-Si 3원계 공정합금은 3개의 합금 원소로 이뤄진 금속간 화합물이 형성되지는 않지만 순수 알루미늄 용탕에 26~31wt.%Cu, 5~6.5wt%Si 가량 합금 원소를 첨가할 경우에 520~525ºC에서 3원계 공정점 (L → α+β+γ)을 가지고 순금속과 유사한 응고거동을 나타낸다 [2,3]. Al-Cu-Si 3원계 공정 합금의 응고과정은 하나의 액상에서 2개 이상의 고상이 상호 협력하여 성장하고 합금의 조성 및 제조 공정에 따라 다양한 형상 (Lamellar, Fibrous, Rod 등)을 나타내며, 공정상의 성장 패턴, 크기, 분포를 통해 기계적 특성을 제어할 수 있는 장점이 있다.

Al-Cu-Si 3원계 공정합금은 Al-Cu계 합금보다 내식성 및 열간균열성이 우수하며, Al-Si계 합금보다는 비강도가 우수하다. 하지만, 기존의 Al-Cu-Si 3원계 공정합금은 취성이 강한 소재로서 구조재료로서 적용이 어려웠으나, 최근에는 합금설계를 통해 미세조직적 관점에서 서로 다른 스케일을 가진 공정상의 조합을 통하여 재료의 소성능 및 인성을 크게 개선한 Bimodal 구조의 미세조직 구현이 가능하게 되었다.

또한, 높은 냉각속도 (100K/s 이상)에서 Al-Cu-Si 3원계 공정 합금의 미세조직은 마이크로 크기의 (α-Al+Al₂Cu) 조직과 나노 크기의 (α-Al+Al₂Cu+Si) 조직으로 구성된 Bimodal 조직이 형성되며, 상온에서 11% 이상의 높은 연신율과 1GPa의 높은 압축강도를 구현한 연구결과가 보고된 바 있다[4-7].

하지만, 기 보고된 대부분의 선행 연구는 급속한 냉각을 통하여 응고조직의 미세화를 구현하는 방식 적용하고 있으며 최근에 연구된 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 경우에는 레이저를 이용한 국소 부위를 용해시킨 후 급냉을 통한 미소조직제어 연구가 진행되고 있다. 그러나 실제 주조산업에서 급속응고는 구현하기에는 어려우며, 상온에서 Al-Cu-Si 3원계 공정 합금의 Bimodal 조직을 구현하는 실질적인 방법이 필요하다.

최근 연구결과에 의하면 Al-26.6Cu-5.2Si 3원계 공정 합금에 Sr 원소를 첨가하여 Bimodal 조직을 구현하였으며, 상온 압축강도는 610MPa, 연신율 26%로 우수한 특성을 나타나는 Al-Cu-Si 3원계 공정합금에 대한 연구결과를 보고한 바 있다 [8]. 따라서 본 연구는 냉각속도 변화에 따른 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 미세조직 변화를 관찰하여 3원계 공정합금의 조직특성을 분석하고 미세조직 변화에 대한 기본 메커니즘을 밝히는 것을 연구목적으로 하였다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정 합금 제조를 위해 순 알루미늄 (99.7%), 순 구리 (99.9%) 메탈실리콘 (99.9%)을 흑연도가니에 장입한 후 750±5ºC로 고주파 유도용해로를 사용하여 용해작업을 실시하였으며, 완전히 용해된 후 용탕 표면의 산화피막을 제거한 후 준비된 하주식금형 [8]에 주입하였다.

금형의 수분 제거 및 유동성 확보를 위해 금형 예열온도는 주입부 (FC25)의 경우 350±5ºC로 예열하였으며, 서로 다른 냉각속도를 얻기 위해 캐비티부 (Cu-Be) 금형의 예열온도는 150, 300, 500±5ºC로 각각 예열하였으며, 주조 조건은 Table 1에 나타내었다.

Table 1. Casting Conditions

본 연구에 사용된 합금의 조성은 Al-28wt%Cu-6wt%Si 표준시험편을 사용하여 발광분석기 (optical emission spectroscopy)를 통해 성분을 분석하였으며, Table 2 성분 분석 결과를 나타내었다. 캐비티부 금형의 예열온도에 따른 냉각속도 측정은 금형 측면의 중앙에 열전대 (K-type)를 삽입하여 연결된 데이터로거를 통해 시간에 따른 온도 자료를 수집하였다.

Table 2. Chemical composition of Al-27Cu-5Si ternary eutectic alloy used (wt.%)

Factsage v8.1 S/W의 알루미늄과 마그네슘 합금계에 대한 열역학적 수치해석에 필요한 Flite 데이터베이스를 기반으로 평형조건에서 1ºC 간격으로 온도 하강시에 나타나는 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 구성상 예측과 상분율을 도출하였다. 미세세조직 관찰을 위해서 Weck 부식액 (4g KMnO₄ + 1g NaOH + 100ml 증류수)을 사용하여 표면을 부식한 후 광학현미경 및 SEM-EDS 분석을 실시하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1. 3원계 공정합금의 성장기구

2원계 공정합금은 순금속의 응고와 유사하게 특정온도에서 응고가 진행되고 액상에서 두개의 고상이 형성되는 특징을 나타내며, 일반적인 공정반응은 아래와 같다.

L (Liquid) → α+β (eutectic, solid)

공정반응이 시작될 때의 온도를 공정온도라 하고 공정합금의 경우 고-액 공존구간이 존재하지 않거나 매우 짧아 구간에서 단시간에 합금 원소들의 확산에 의해 핵이 생성되며 성장이 진행된다. 이는 3원계 공정상에도 동일하게 적용되며, 대표적인 공정상의 성장기구는 Cooperative 성장이 있다.

공정합금을 구성하는 서로 다른 합금원소 A, B는 온도가 감소함에 따라 고용한계에 의해 서로의 용질을 고용하지 못하고 α상, β상의 계면으로 각각 방출된다. 그러므로 Fig. 1(a)에 나타낸 사진과 같이 용질 A는 β상의 계면에 용질 B는 α상의 계면에 축적된다. 결국 Fig. 1(b)에 나타낸 것과 같이 고-액 계면을 따라 용질 확산이 진행됨에 따라 α상, β상이 성장하게 된다. 용질 A, B의 농도구배에 의한 확산의 구동력이 일정하게 유지될 때 용질 축적이 적을수록 α상, β상 공정상 간격이 감소한다. 각 상이 성장함에 따라 고-액 계면의 용질의 불균일 분포로 인한 과냉으로 인해 α상과 α상 사이의 β상의 계면이 불안정 (interface instability)하게 변한다. 또한, Fig. 1 (b), (c)의 사진에 나타낸 것과 같이 α상, β상, 액상의 3개의 상에 의해 형성된 표면장력이 기계적 평형을 이루고 있으나 α상, β상 사이에 고정점이 형성되어 층상구조의 경우 α상과 α상의 간격이 클수록 β상 중심부의 계면 불안정성이 나타난다. 이러한 계면 불안정성은 α상, β상계면에서 모두 발생하게 되며, 결국 불안정 고-액 계면을 형성한다 [9-11].

Fig. 1. Interface morphology during solidification; where (a) boundary energy and accumulation of solutes at the interface are overlooked, (b) the excess energy at the grain boundary has been considered and (c) both accumulation of solute and boundary energy have been considered [14].

불안정 공정계면의 형성은 Fig. 2(a)에 나타낸 것과 같이 조성 (C₀)과 성장속도 (V)와 고-액 계면에서의 온도 기울기(G)의 비에 대한 1차 함수에 의해 나타낼 수 있다.

Fig. 2. Instability of the eutectic interface(after Kurz and Fisher 1998); (a) Instability of one phase resulting in dendrites + interdendritic eutectic and (b) Instability of both phases resulting in two phase eutectic cells or dendrites [14].

Fig. 2(b)에 합금원소의 첨가량이 적고 낮은 G/V비의 값을 가진 경우, 응고 초기에 덴드라이트가 우선적으로 형성되고 응고 후반부에 공정조직이 형성된다.

Fig. 2(c)는 합금원소의 첨가량이 많고 높은 G/V비의 값을 가진 경우, 불규칙 공정이 형성되는 것을 볼 수 있다. 이는 액상에서 핵이 생성되어 성장할 때, 결정학적 방위에 따라 표면에너지의 값이 달라지고 표면에너지가 낮은 방향으로 결정이 우선적으로 성장한다. 이 때 합금 원소간 표면에너지 차이는 응고 시 형성되는 상의 성장속도 및 성장 방향에 영향을 미쳐 불규칙 공정상을 형성하게 된다. 또한, 제 3의 합금원소 첨가는 고-액 계면에 영향을 미쳐 불안정 공정 계면형성에 기여한다 [12-14].

3.2. 냉각속도에 따른 미세조직 관찰

Fig. 3에 500ºC의 금형 예열온도에서 주조한 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 기본 구성상에 대한 조직사진과 SEM-EDS 분석 결과를 나타내었다. 괴상의 초정 Si상과 Al₂Cu 덴드라이트와 (α-Al+Al₂Cu)의 2원계 공정상, 침상의 Si상이 관찰되었으나, (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정상은 관찰되지 않았다.

Fig. 3. Analysis of a constituent phases on Al-27wt%-5wt%Si ternary eutectic alloy.

Factsage를 활용한 전산모사를 통해 예측한 상태도 (Fig. 6)를 본 바 본 연구에 사용된 합금의 응고 시 초정 Si상이 먼저 정출되고 이후 Al₂Cu 덴드라이트가 형성되며 응고 후 반부에 α-Al상이 형성된다.

전산모사에 사용된 합금은 공정합금이므로, 응고 후반부에는 (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정상이 형성될 것으로 추정되나, Fig. 3(a)에 나타낸 미세조직 사진에는 초정 Si상과 Al₂Cu 덴드라이트가 관찰되었고, 이후 형성된 공정반응은 (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정상이 아닌 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상과 침상의 Si상이 관찰되었다.

Al-Al₂Cu 공정 합금은 대표적인 2원계 규칙공정 합금이며, α-Al와 Al₂Cu 금속간 화합물의 층상조직이 관찰되나 Al-Al₂Cu 공정 합금에 Si을 첨가하여 Al-Cu-Si 3원계 공정합금을 제조할 시 층상 구조의 공정상이 Si 원소 첨가에 의해 불규칙하게 성장하는 공정상을 형성하는 것을 볼 수 있다.

Al₂Cu 덴드라이트의 경우 초정 Si상이 정출된 후 곧바로 핵생성하여 성장하며 금형 예열온도가 감소함에 따라 Al₂Cu 덴드라이트가 관찰되지 않고 임계 냉각속도가 지나면 미세한 셀(cell) 형상의 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상 및 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상으로 존재한다.

Al-Cu-Si 3원계 공정합금에서 관찰되는 Si은 과공정 알루미늄 합금에서 관찰되는 초정 Si 및 아공정 알루미늄 합금에서 나타나는 침상 Si으로 관찰된다. 알루미늄 용탕 내에서 Si원자의 확산이 Cu 원자 확산보다 8배 빠른 속도로 진행된다는 연구결과 [15]에 의하면 비금속인 Si은 액상 상태에서 금속 원자들보다 확산속도가 빨라 다른 상들보다 우선적으로 핵생성 되어 TPRE (Twining Plane Re-entrant Edge) 성장을 한다 [14]. 이는 앞서 말한 바와 같이 상이 생성되고 성장할 때 표면에너지를 낮추는 특정 방향으로 성장했다고 볼 수 있고 Al, Cu, Si 원소가 모여 화합물을 형성하지 않기 때문에 나타나는 특징으로 판단된다. 또한, 순수 알루미늄 용탕에 Si을 4~5wt% 가량 첨가하면 대기 중의 용탕의 표면에너지가 감소하는 연구결과가 발표되었으며 표면에너지의 감소는 알루미늄 용탕 내의 원자 이동을 용이하게 하여 핵생성에 영향을 미칠 것으로 사료된다 [16].

Fig. 4에는 금형 예열온도에 따른 3원계 공정합금의 미세조직 사진을 나타내었다. 금형 예열온도가 500℃인 경우에는 초정 Si, 침상의 Si 및 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상이 관찰되나 (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정상은 관찰되지 않았다. 금형 예열온도가 300ºC인 경우, 부분적으로 (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정조직이 관찰되며, 3원계 공정조직이 관찰되는 영역과 관찰되지 않는 영역이 동시에 관찰된다. 이 때, Si상은 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상의 콜로니 인근에서 침상으로 관찰되다가 임계 냉각속도에 도달하면 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상을 형성하며, Fig. 5(a)에 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정과 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정의 Bimodal 구조의 SEM 사진을 나타내었다.

Fig. 4. Microstructures of Al-27wt%-5wt%Si ternary eutectic alloy with different cooling rate; (a) optical image of pre-heated mold temperature 500ºC, (b) 300ºC, (c) 150ºC, (e) SEM image of pre-heated mold temperature 500ºC, (f) 300ºC and (g) 150ºC (Bimodal structure).

금형 예열온도가 150ºC인 경우에는 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상과 (α-Al+Al₂Cu+Si)으로 구성된 3원계 공정 (Fully eutectic)이 관찰되며 Bimodal 구조를 나타낸다. Bimodal 구조는 서로 다른 길이 스케일을 가진 상들으로 형성된 미세조직을 의미하며, Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 Bimodal 구조는 높은 냉각속도 (100K/s 이상)에서 구현된다는 연구결과도 보고되었으나 [6], 본 연구에서는 100K/s 이하의 냉각속도에서 형성된 것으로 추정된다.

금형 예열온도가 감소할수록 용질이 확산할 수 있는 시간이 감소하며, 응고 시 형성된 α-Al의 용질원소 고용한계와 형성된 상 내에서 Al, Cu, Si 원소의 확산속도의 차이에 의해 미세조직의 변화가 나타난 것으로 사료된다. 한 가지 흥미로운 사실은 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 경우 미세조직상에서는 Si상은 독립적으로 성장하는 것 같으나, 최종 응고단계에서 남아있는 잔류 액상의 냉각율이 클수록 Si의 형상에 변화가 나타나며, Si의 성장이 억제됨에 따라 때 주변의 Al, Cu 원소도 성장이 함께 억제되는 것으로 보아 Cooperative 성장을 통해 Al-Cu-Si 3원계 공정상이 형성되는 것을 확인할 수 있다.

또한, Fig. 5(b)에는 불규칙 공정상의 Coupled zone을 나타내었다. Coupled zone은 α, β상의 덴드라이트 성장보다 공정상이 우선적으로 성장하는 영역을 나타낸 것이며 냉각속도와 합금의 조성에 따라 영역의 크기가 달라진다. Fig. 6에 나타낸 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 상태도에서 Si 함량은 공정 조성을 지나 과공정으로 볼 수 있으며, 금형 예열온도가 낮을수록 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상이 형성된 후 잔류액상이 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상으로 형성되는 것으로 보아 낮은 금형온도로 인한 빠른 냉각에 의한 것으로 추정되며, 본 합금의 완전 공정 구조를 얻기 위해서는 추가적인 연구가 필요하다.

Fig. 5. Microstructure of Al-Cu-Si ternary eutectic alloy; (a) Bimodal structure of (α-Al+Al₂Cu) binary eutectic and (α-Al+Al₂Cu+Si) ternary eutectic and (b) coupled eutectic zone (irregular eutectics) [14].

3.3. Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 열역학적 분석 결과 비교

Fig. 6에 Factsage S/W를 통해 Cu 원소의 함량을 27wt%로 고정한 후 Si 원소의 함량과 온도의 상태도를 계산한 후 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 상태도 및 Table 3에 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 응고단계와 각 구성상의 질량분율을 나타내었다. 열역학적 계산을 통해 도출된 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금의 공정온도는 528.1ºC이며, 응고 시 가장 먼저 정출되는 상은 530ºC에서 정출되는 초정 Si상이다. 공정온도에 도달하면 Al₂Cu상이 형성되며 곧바로 3원계 공정상이 형성된다. 공정온도에 응고가 완료되며 이때 체적분율은 Si상의 경우 4.13%, Al₂Cu상의 경우 48.32%, α-Al상의 경우 47.54%로 형성된다.

Fig. 6. Phase diagrams on Al-27wt%Cu-5wt%Si ternary eutectic alloy with the Factsage8.1 S/W.​​​​​​​

Table 3. Computed reaction and parameter of Al-27wt%Cu-5wt%Si ternary eutectic alloy in equilibrium solidification​​​​​​​

Fig. 7에 본 연구에서 사용한 Factsage S/W를 통해 계산한 결과와 Samuel A. Awe의 연구에서 사용된 ThermoCalc을 통해 계산한 결과를 비교하였다. 동일한 합금 조성일지라도 열역학 계산에 사용된 S/W에 따라 다른 결과가 도출됨을 확인할 수 있다. ThermoCalc S/W에 의하면 평형 응고조건에서 공정온도는 521.1ºC [17]로 Factsage S/W보다 7ºC 낮은 결과를 나타낸다. 또한, 응고 과정에서 초정으로 형성되는 상이 ThermoCalc S/W의 경우에는 Al₂Cu상이며 [17] Factsage S/W의 경우 Si상으로 서로 다른 결과를 도출하였다.

Fig. 7. Comparison of Isopleth diagrams on Al-27wt%Cu-5wt%Si ternary eutectic alloy with a different alloy design simulation S/Ws [17].​​​​​​​

미세조직 관찰 시 초정 Si과 Al₂Cu 덴드라이트가 관찰되는 것을 보아 응고 초기 Si상이 정출된 후 Al₂Cu 덴드라이트가 형성되고 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상이 형성된다. 공정온도에서 형성되는 상의 체적분율 또한 ThermoCalc S/W와 Factsage S/W의 결과의 차이를 Table 4에 나타내었다. 따라서 열역학 계산을 통해 도출한 결과와 실제 실험결과를 비교하여 도출된 결과의 신뢰성을 높이는 과정이 필요할 것으로 사료된다.

Table 4. Comparison of calculated results of Al-27wt%Cu-5wt%Si ternary eutectic alloy in equilibrium solidification by different S/Ws​​​​​​​

본 연구의 저자는 느린 냉각속도에서도 Bimodal 구조를 구현하기 위한 일환으로 Al-Cu-Si 3원계 공정합금에 Sr을 첨가하여 미세조직을 개량하는 연구를 선행하였으며, Sr을 일정량 첨가하면 느린 냉각속도에서 제조된 Al-Cu-Si 3원계 공정합금에서 침상의 Si이 관찰되지 않으며, (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상과 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상이 Bimodal 구조를 형성하는 것을 실험적으로 확인하였다 [8].

Fig. 8(a)에는 동일 주조조건에서 Al-Cu-Si 3원계 공정합금에 Sr 첨가량을 달리하여 측정한 냉각곡선을 나타내었다. 냉각속도는 모두 약 8ºC/s의 냉각속도를 나타내지만, Sr 첨가가 공정상의 핵생성을 억제하여 핵생성 온도의 감소를 관찰할 수 있으며, 500ºC의 금형 예열온도에서 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상을 구현할 수 있다. 이는 Si 개량화제로 널리 사용되는 Sr을 첨가하면 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상이 형성된 후 잔류 액상에 존재하는 Si의 성장을 억제하지만 공정상은 Cooperative 성장을 하기 때문에 잔류 액상에 존재하는 Al, Cu의 핵생성도 함께 억제가 되므로 약 8ºC/s의 냉각속도에서도 Bimodal 구조가 형성된다.

Fig. 8. Effect of Sr additions on the Al-26.6Cu-5.2Si-xSr (x=0%, 0.01%, 0.03%, 0.05%, and 0.07%); (a) cooling curve and (b) stress-strain curve. [8].​​​​​​​

Fig. 9에는 Sr 첨가에 따른 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상의 변화를 나타내었다. Al-Cu-Si 3원계 공정합금에 Sr 첨가량을 달리하여 미세조직을 관찰한 결과, Sr을 첨가한 모든 합금에서 Bimodal 구조가 관찰된다. Sr 첨가량이 증가할수록(α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상의Si 형상이 미세해지며 주변의 Al, Cu도 함께 미세해진다. Fig. 8(b)에 압축특성 평가 결과를 나타내었으며, Sr 첨가량이 300ppm일 때, 압축강도 611MPa, 연신율 28%로 우수한 압축특성이 나타났다.

Fig. 9. SEM images of the Al-26.6Cu-5.2Si alloy with different amount of Sr: (a, b, c) 0.01%, (d, e, f) 0.03%, (g, h, i) 0.05%, and (j, k, l) 0.07%.; and different observation direction: (a, d, g, and j) lateral direction, horizon direction (b, c, e, f, h, i, k, and l) [8].​​​​​​​

냉각속도를 높이는 공정제어를 통해 Al-Cu-Si 3원계 공정합금을 주조하면 미세조직의 개량을 통해 우수한 기계적 특성을 구현할 수 있으나, 본 연구에서 도출한 냉각속도 (약 8ºC/s)는 선행연구에서 보고된 100K/s 이하의 냉각속도와 비교하여 보다 현실적인 주조조건에 가까우며, 일반적인 주조공정에서도 우수한 기계적 특성을 가지는 Al-Cu-Si 3원계 공정합금의 Bimodal 미세조직을 구현할 수 있는 가능성을 도출하였다.

4. 결론

Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금 주조시 금형의 예열온도를 변화시켰을 때 나타나는 미세조직의 변화를 관찰한 결과 다음과 같은 결론을 도출하였다.

(1) 금형 예열온도가 500ºC 경우 초정 Si 및 Al₂Cu 덴드라이트가 관찰되며, 이후 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정과 침상의 Si이 관찰되었다. 또한, 금형 예열온도가 300ºC인 경우에도 초정 Si 및 Al₂Cu 덴드라이트가 관찰되며, (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상이 관찰되는 영역과 관찰되지 않는 영역이 나타난다. 금형 예열온도가 150ºC일 때 (α-Al+Al₂Cu) 2원계 공정상과 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상의 Bimodal 구조의 미세조직이 관찰된다.

(2) 금형 예열온도를 500ºC, 300ºC, 150ºC로 변화하였을 때, 가장 큰 변화를 나타내는 조직은 Si상이며, 임계냉각속도를 지나는 순간 (α-Al+Al₂Cu+Si) 3원계 공정상이 형성되며 이 때, 빠른 냉각속도로 인해 Si상의 성장이 억제되면 Cooperative 성장을 하는 Al, Cu 원소의 성장도동시에 억제된다.

(3) 서로 다른 전산모사 프로그램을 통해 Al-27wt%Cu-5wt%Si 3원계 공정합금을 분석한 결과, 프로그램에 따라 다른 결과를 도출함을 확인하였다. 합금설계 전산모사는 합금설계시 시행착오를 줄일 수 있는 유용한 도구이지만, 실제 주조를 통해 나타나는 미세조직의 결과와 비교하여 신뢰성을 높이는 작업이 반드시 수반되어야 한다.

감사의 글

본 논문은 기획재정부 뿌리핵심기술연구사업 “2022년 제품 생산 유연성 확보를 위한 뿌리공정기술개발(3/6) (KITECH-EO220006)“의 지원으로 수행한 연구입니다.