[Research Paper] 대한금속･재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 55, No. 6 (2017), pp.386~395DOI: 10.3365/KJMM.2017.55.6.386

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전자기주조법으로 제조된 Al-12Si계 합금의 미세조직 및고온 소성변형 거동

전경수1･노흥렬1･김목순1,*･김종호2･박준표2

1인하대학교 신소재공학과2포항산업과학연구원 금속소재연구그룹

Microstructure and High Temperature Plastic Deformation Behavior of Al-12Si Based Alloy Fabricated by an Electromagnetic Casting and Stirring Process

Kyung-Soo Jeon1, Heung-Ryeol Roh1, Mok-Soon Kim1,*, Jong-Ho Kim2, and Joon-Pyo Park2

1Division of Materials Science and Engineering, Inha University, Incheon 22212, Republic of Korea2Avanced Metallic Materials Research Group, Research Institute of Industrial Science & Technology, Pohang 37655,

Republic of Korea

Abstract: An as-received EMC/S (electromagnetic casting and stirring)-processed Al-12Si based alloy billet was homogenized to examine its microstructure and high temperature plastic deformation behavior, using compressive tests over the temperature range from 623 to 743 K and a strain rate range from 1.0×10-3 to 1.0×100s-1. The results were compared with samples processed by the direct chill casting (DC) method. The fraction of equiaxed structure for the as-received EMC/S billet(41%) was much higher than that of the as-received DC billet(6%). All true stress – true strain curves acquired from the compressive tests exhibited a peak stress at the initial stage of plastic deformation. Flow stress showed a steady state region after the appearance of peak stress with increasing strain. The peak stress decreased with increasing temperature at a given strain rate and a decreasing strain rate at a given temperature. A constitutive equation was made for each alloy, which could be used to predict the peak stress. A recrystallized grain structure was observed in all the deformed specimens, indicating that dynamic recrystallization is the predominant mechanism during high temperature plastic deformation of both the homogenized EMC/S and DC-processed Al-12Si based alloys.

†(Received September 28, 2016; Accepted December 9, 2016)

Keywords: Al alloy, deformation, compression test, transmission electron microscopy (TEM), recrystallization

1. 서 론

공정 Al-Si계 합금은 낮은 열팽창계수, 우수한 내마모성

및 기계적 성질로 인해 자동차 엔진 부품용 소재로 널리 사용

되고 있으며 [1-3], 자동차용 엔진 부품의 성능을 향상시키기

위해 공정 Al-Si계 합금에 Mg 및 Ni등의 원소를 첨가하게 된

다. Mg을 공정 Al-Si계 합금에 첨가하면, Mg2Si석출상이 생

성되어 기계적 성질을 향상시키는 것으로 알려져 있다 [4].

또한, Ni을 공정 Al-Si계 합금에 첨가하면, Al3Ni상이 생성되

어 우수한 열적 안정성 및 기계적 성질을 가지게 됨이 알려져

있다 [5].

*Corresponding Author: Mok-Soon Kim[Tel: +82-32-860-7541, E-mail: mskim@inha.ac.kr]Copyright ⓒ The Korean Institute of Metals and Materials

일반적으로 공정 Al-Si계 합금의 고온 소성가공성을 향상

시키기 위해서는 미세조직이 균질해야 한다 [6]. 공정 Al-Si

계 합금을 DC주조법(direct chill casting)으로 제조하게 되면,

불충분한 응고 제어로 인해 불균질한 미세조직 및 계면편석

이 존재하게 되어 고온 소성가공성에 제한을 받게 된다 [7].

반면에, 고주파 전자기장을 이용하는 EMC(electromagnetic

casting)를 적용하면, 표면의 불균질성 및 계면편석의 생성을

억제할 수 있게 된다 [8]. 또한, 저주파 전자기장을 이용하는

EMS(electromagnetic stirring)를 적용하면, 미세조직의 등축

정 분율을 높일 수 있는 것으로 알려져 있다 [9]. 그러므로, 전

자기주조법(EMC/S : electromagnetic casting and electromagnetic

stirring)을 공정 Al-Si계 합금에 적용하면, 계면편석을 억제

하고 등축정의 분율을 높여 고온 소성가공성을 향상시키는

387 전경수･노흥렬･김목순･김종호･박준표

Table 1. Chemical composition of the alloy studied. Element Si Cu Mg Ni Fe Mn Zn Cr Ti Sr Al

wt% 12 1 0.9 0.8 0.3 0.3 0.25 0.1 0.1 0.01 Bal.

Fig. 1. Macro etching views(a, c) and OM micrographs(b, d) for cross section of the as-received EMC/S(a, b) and DC billet(c, d).

데 도움이 된다고 알려져 있다.

전자기 주조법으로 제조된 공정 Al-Si계 합금에 대하여 소

성가공 공정을 적용하기 위해서는 주조재에 대한 미세조직

의 규명 및 소성가공성에 관한 기초 데이터를 확보하는 것이

필수적이다. 현재까지 Al-Si계 합금의 소성가공성에 관한 기

초 연구를 행하여 후속의 소성가공 공정에 적용하기 위한 연

구들이 몇가지 진행되어 왔다. Orozco-Caballero 등은 등통로

각압축법(equal channel angular pressing)으로 제조된 Al–7Si

계 합금을 열간 소성가공 공정에 적용하기 위해 인장시험을

통한 고온 구성방정식을 도출하고 크립변형 거동을 연구하

였다 [10]. Yu와 Kim은 Al-12Si-3Cu-2Ni-1Mg 합금의 압출

재를 단조 피스톤에 적용하기 위하여 압축시험을 통해 고온

구성방정식을 구축하고 고온 소성변형 거동을 조사하였다

[11]. Lee 등은 분사주조법(spray forming)으로 제조된

Al-25Si- 3.6Ni-3.5Fe-1Cu계 합금을 단조공정에 적용하기 위

하여 압축시험에 의해 고온 구성방정식을 확립하고 고온변

형 기구를 조사하였다 [12].

본 연구는 EMC/S 공정으로 제조된 Al-12Si계 주조 합금

에 대해 균질화열처리를 실시한 후 고온 소성변형 거동을 규

명하여 후속의 소성가공 공정에 적용하기 위한 기초데이터

를 확보하는 것이 목적이다. 이를 위해 EMC/S법으로 제조된

Al-12Si계 주조 합금을 RIST (Research Institute of Industrial

Science & Technology)로부터 제공받아 미세조직을 관찰하

고 압축시험을 통해 고온 소성변형 양식을 조사하였으며, 그

결과를 DC재와 비교하였다. 압축시험은 다양한 온도와 변형

속도 범위에서 실시하였으며, 이를 통해 진응력-진변형률 선

도를 구하였다. 구성방정식은 진응력-진변형률 선도로부터

얻은 극대응력과 변형속도 및 온도와의 관계로부터 도출하

였다. 압축시험을 통해 얻은 진응력-진변형률 선도의 형태와

변형재의 미세조직 관찰을 통하여 고온 소성변형 거동을 고

찰하고자 하였다.

2. 실험방법

본 실험에서 사용된 주조재는 RIST (Research Institute of

Industrial Science & Technology)에서 EMC/S (electromagnetic

casting and electromagnetic stirring) 및 DC(direct chill

casting)공정으로 제조된 Al-12Si계 합금으로 그 조성을 표 1

에 나타내었다. 고온에서의 열적 안정성 및 기계적 성질을 향

상시키기 위해 Ni이 0.8% 첨가되었다. 주조재는 직경이 125

mm이고 높이가 200 mm인 원주 형상이다. 균질화열처리는

783 K에서 10시간 동안 행하였다. 주조재와 균질화열처리재

의 미세조직을 관찰하기 위해 SiC 페이퍼를 이용하여 #2000

까지 연마 후, 1 μm 다이아몬드 페이스트로 미세 연마한 다

음 개량한 Weck’s reagent (H2O (100ml) + KMnO4(2 g) +

KOH(0.5 g) + KF(1 g))로 에칭한 후 5000배까지 확대 가능한

광학현미경(OM : Optical Microscope, High-Resolution

Zoom Lens (VH-Z500R))과 전계방사형 주사전자현미경

대한금속･재료학회지 제55권 제6호 (2017년 6월) 388

Fig. 2. Comparison of the primary dendrite size between the as-received EMC/S and DC billet.

Fig. 3. OM micrographs for cross section of the homogenized EMC/S(a) and DC billet(b).

(FE-SEM: Field Emission-Scanning Electron Microscope)을

이용하였다. 상분석을 위해 EDS(Energy Dispersive

Spectroscope)를 활용하였으며, 결과를 JMatPro 시뮬레이션

데이터와 비교하였다. 평균 결정립 크기를 측정하기 위해 50

개 정도의 결정립들을 Image Analyzer를 사용하여 측정하였

다. 압축시험은 직경이 5 mm이고 표점거리가 7.5 mm인 봉

상시편에 대하여 만능재료시험기(Universal Testing

Machine)를 사용하여 623 ~ 743 K의 고온영역에서 1.0×10-3

~ 1.0×100s-1의 변형속도로 실시하였으며, 진변형률 100% 전

후까지 행하였다. 필요한 경우 변형률 20%까지 압축변형을

실시하였으며, 변형재의 수직 단면을 전계방사형 투과전자

현미경(FE-TEM: Field Emission-Transmission Electron

Microscope)을 이용하여 관찰하였다. TEM시편은 두께 20 μ

m 정도까지 기계적 연마를 실시한 후, ion milling법에 의해

제작하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1. 미세조직 및 상분석

RIST로부터 제공받은 EMC/S 및 DC 주조재의 단면을 연

마한 후 마크로 에칭을 실시하여 촬영한 사진을 그림 1-a 및 c

에 각각 나타내었으며, 주상정 영역과 등축정 영역을 구분하

기 위해 OM으로 관찰한 결과를 그림 1-b 및 d에 각각 나타내

었다. 등축정 영역은 Flemings가 제안한 바와 같이 [13], 길이

가 짧고 불규칙한 방위(random orientation)를 갖는 수지상 조

직으로 이루어진 경우로 정의하였다. 그림 1-a 및 c에서 보이

는 바와 같이 EMC/S재가 DC재에 비해 등축정 영역의 분율

이 더 높으며, 그림 1-b 및 d를 통해 주상정 영역과 등축정 영

역의 경계를 볼 수 있다.

또한, EMC/S 및 DC 주조재의 표면으로부터 중심부 방향

으로 수지상 길이를 측정하였으며, 그 결과를 그림 2에 나타

내었다. 그림 2에서 보듯이, 최외 표면부를 제외한다면,

EMC/S재의 경우 수지상 길이는 표면에서 약 2 cm 부근까지

는 800 μm 전후로 측정되어 주상정 영역임을 알 수 있으며,

약 2 cm부근부터 중심부까지는 300 μm 전후로 측정되어 등

축정 영역임을 알 수 있다. DC재의 경우 수지상 길이는 표면

에서 약 4.5 cm 부근까지는 약 800~1100 μm로 측정되어 주

상정 영역임을 알 수 있으며, 약 4.5 cm 부근부터 중심부까지

는 400 μm 전후로 측정되어 등축정 영역임을 알 수 있다. 수

지상 길이 측정 결과를 바탕으로 EMC/S재와 DC재의 등축

정 분율을 구해 본 결과, EMC/S재는 41%로, DC재는 6%로

나타났으며, EMC/S재가 DC재에 비해 등축정 분율이 월등

히 높은 것으로 나타났다. 용탕에 전자기장을 인가하면 교반

효과에 의하여 등축정 분율을 높일 수 있음이 Griffiths 등이

연구한 아공정 Al-2.5Si, Al-5.6Si 및 Al-8.5Si계 합금의 경우

에도 보고되어 있다 [9].

그림 3은 균질화열처리한 EMC/S 및 DC 빌렛의 수평 단면

에 대해 에칭을 실시한 미세조직 사진이며, 그림에서 보이는

바와 같이 등축립(ⓐ 및 ⓔ), 구상화된 공정 Si상(ⓑ 및 ⓕ) 및

389 전경수･노흥렬･김목순･김종호･박준표

Fig. 4. SEM micrographs for cross section of the homogenized EMC/S(a) and DC billet(b). (c): EDS analysis data for each point.

Fig. 5. JMatPro simulation data of the present alloy for equilibrium(a) and non-equilibrium(b) condition.

분산물(ⓒ, ⓓ, ⓖ 및 ⓗ)로 구성되어 있다. 등축립의 평균 결

정립경을 측정한 결과 EMC/S재에서는 7.2 μm로, DC재에서

는 7.9 μm로 측정되어, EMC/S재가 DC재에 비해 결정립이

미세한 것으로 나타났다.

분산물의 상세한 조사를 위하여 SEM 관찰 및 EDS 분석을

행하였으며, 그림 4에 그 결과를 나타내었다. 먼저 EMC/S재

인 그림 4-a를 보면, ⓐ 부위에서 Al(29.1 at%), Cu(7.37 at%),

Mg(33.1 at%) 및 Si(29.2 at%)성분이 검출되었으며, 이는

Al5Cu2Mg8Si6상의 화학양론조성 Al(23.8 at%), Cu(9.52 at%),

Mg(38.1 at%) 및 Si(28.6 at%)에 대응한다고 볼 수 있다. 또한,

ⓑ 부위에서 Al(75.5 at%) 및 Ni(18.5 at%)성분이 검출되었으

며, 이는 Al3Ni상의 화학양론조성 Al(75.0 at%) 및 Ni(25.0

at%)에 대응하는 것으로 볼 수 있다. DC재인 그림 4-b에서는,

ⓒ 부위에서 Al(39.3 at%), Cu(6.36 at%), Mg(23.4 at%) 및

Si(29.9 at%)성분이 검출되었으며, 이는 앞에서 언급한

Al5Cu2Mg8Si6상의 화학양론조성에 대응한다고 할 수 있고,

ⓓ 부위에서 검출된 Al(73.9 at%) 및 Ni(21.1 at%)성분은

Al3Ni상의 화학양론조성에 대응한다고 할 수 있다.

그림 5는 본 합금 조성에 있어서의 평형상태 및 비평형상

태에서의 JMatPro 시뮬레이션 결과이며, 응고과정 중에 정출

하는 상 및 분율을 나타낸다. 평형상태에서의 데이터는

Gibbs 자유에너지를 활용하여 구하였으며(그림 5-a), 비평형

상태에서의 데이터는 Scheil의 식을 통해 구하였다(그림 5-b)

[14]. 그림 5-a를 보면, β-AlFeSi, 공정 Si 및 Mg2Si상은 각각

876, 841 및 814 K에서 정출된다. 816 K에서는 β-AlFeSi상의

분율이 감소하고 Al9FeNi상이 정출하기 시작한다. 777 K에

서는 Mg2Si상의 분율이 감소하고 Al5Cu2Mg8Si6상이 정출하

기 시작한다. 741 K에서는 Al9FeNi상의 분율이 감소하고

Al3Ni상이 정출하기 시작한다. 727 K에서는 Mg2Si상의 분율

이 0이 된다. 응고과정이 끝나게 되면, 공정 Si은 대략 11%의

분율을 가지며, 대부분의 금속간화합물은 3% 이하의 분율을

가진다. 그림 5-b를 보면, 비평형 응고 시에 각 상들은 특정

분율로 수렴하는 것으로 나타나며, Al3Ni2, β-AlFeSi, Al3Ni,

Mg2Si 및 Al9FeNi상들이 상대적으로 높은 분율을 갖는다.

JMatPro 시뮬레이션 결과에서 Al5Cu2Mg8Si6 및 Al3Ni상들이

높은 분율로 존재한다고 예측되었는데, 이는 앞에서 언급한

실제 합금에서 관찰되는 분산물의 분석 결과와(그림 3 및 4)

잘 대응하는 것이다.

대한금속･재료학회지 제55권 제6호 (2017년 6월) 390

Fig. 6. True stress - true strain curves of the EMC/S specimens deformed at different temperatures with the strain rate of (a) 1.0×10-3s-1, (b) 3.5×10-3s-1, (c) 3.5×10-1s-1 and (d) 1.0×100s-1.

3.2. 압축시험

균질화 처리 된 EMC/S재 및 DC재에 대하여 압축시험을

실시하였다. 시험조건은 623 ~ 743 K의 온도영역에서, 변형

속도를 1.0×10-3, 3.5×10-3, 3.5×10-1 및 1.0×100s-1의 4가지로

선정하여 실시하였으며, 압축시험에 의해 얻어진 진응력-진

변형률 선도를 그림 6(EMC/S재) 및 7(DC재)에 나타내었다.

이들 그림에서 보이는 바와 같이, 모든 진응력-진변형률 선도

에서 변형초기에 극대응력이 나타났으며, 극대응력은 온도

가 증가할수록, 변형속도가 감소할수록 감소하였다.

3.3. 구성방정식

금속재료의 고온 소성변형에 있어, 극대응력(σp), 변형속

도 (έ) 및 온도 (T)와의 관계를 다음과 같은 아레니우스

(Arrhenius) 타입의 구성방정식인 하이퍼볼릭 사인법칙

(hyperbolic sine law)으로 나타낼 수 있음이 알려져 있다

[15-17].

έsinhβσ exp (1)

Q는 활성화에너지, R은 기체상수, 그리고 A, β 및 n은 상

수이다. β는 식 (2)를 이용하여 구할 수 있다.

β α ′ (2)

α 및 ′은 식 (3) 및 (4)와 같이 정의된다.

α ∂lnέ∂σ (3)

′ ∂lnέ∂lnσ (4)

이에 따라, α 및 ′은 lnέ vs. σ 선도(그림 8-a 및 9-a) 및 ln

έ vs. lnσ 선도(그림 8-b 및 9-b)의 기울기로부터 각각 얻을

수 있다.

식 (1)의 n 및 Q는 다음과 같은 식으로부터 구할 수 있다.

∂lnέ∂lnsinhβσ (5)

∂lnsinhβσ ∂έ (6)

따라서 n 및 Q는 lnέ vs. ln[sinhβσ ] 선도(그림 8-c 및

9-c) 및 ln[sinhβσ ] vs. 1/T 선도(그림 8-d 및 9-d)의 기울기

로부터 각각 구할 수 있다.

391 전경수･노흥렬･김목순･김종호･박준표

Fig. 7. True stress - true strain curves of the DC specimens deformed at different temperatures with the strain rate of (a) 1.0×10-3s-1, (b) 3.5×10-3s-1, (c) 3.5×10-1s-1 and (d) 1.0×100s-1.

Fig. 8. Relationship between peak stress(σ), strain rate(έ) and temperature(T) for deformed EMC/S specimens: (a) ln(έ) vs. σ, (b) ln(έ) vs. ln(σp), (c) ln(έ) vs. ln{sinh(βσ)}, (d) ln{sinh(βσ)} vs. 1000/T.

대한금속･재료학회지 제55권 제6호 (2017년 6월) 392

Fig. 9. Relationship between peak stress(σ), strain rate(έ) and temperature(T) for deformed DC specimens: (a) ln(έ) vs. σ, (b) ln(έ) vs. ln(σ), (c) ln(έ) vs. ln{sinh(βσ)}, (d) ln{sinh(βσ)} vs. 1000/T.

Fig. 10. Comparison between the experimental and calculated values for the EMC/S(a) and DC(b).

식 (2) ~ (6)으로부터 구한 β, n, Q의 값을 식 (1)에 적용하

면, EMC/S 및 DC재에 대한 구성방정식은 다음 식 (7) 및 (8)

과 같이 된다.

έ×sinhσ exp (7)

έ×sinhσ exp (8)

고온 소성변형에 있어서의 활성화에너지는 고온 소성변형

에 대한 저항을 나타내는 중요한 지표이다. EMC/S 및 DC재

의 활성화에너지는 271 kJ/mol 및 281 kJ/mol로 각각 얻어졌

으며, Al 기지의 자기확산 활성화에너지인 142 kJ/mol[18]보

다 월등히 높은 값을 나타내었다. 이는 Al-Si계 합금에서 Si

입자의 존재에 의해 전위 이동이 방해 받게 되어 변형저항이

증가되기 때문에 활성화 에너지가 높아지는 것으로 설명할

수 있다 [19]. 또한, EMC/S재가 DC재에 비해 활성화에너지

가 낮다는 것은 EMC/S재가 DC재에 비해 전위 이동에 대한

에너지 장벽이 낮아 고온 소성가공에 더 유리하다는 것을 의

미하는데, 이는 EMC/S재가 DC재에 비해 등축정 분율이 더

높다는 조직 특성에 기인하는 것으로 판단되며 [6,20], 향후

미세조직 특성과 전위이동과의 관계를 상세히 고찰하여 규

393 전경수･노흥렬･김목순･김종호･박준표

Fig. 11. OM micrographs of the cross section for the EMC/S specimens deformed at (a) 623 K, (b) 683 K and (c) 743 K with the strain rate of 1.0×100s-1, and at (d) 623 K, (e) 683 K and (f) 743 K with the strain rate of 1.0×10-3s-1.

Table 2. Mean grain size (μm) of the EMC/S and DC specimens deformed under different test conditions.

Strain rate (s-1)EMC/S DC

Temperature (K) Temperature (K)623 683 743 623 683 743

1.0×100 2.2 3.9 8.9 2.0 4.3 8.23.5×10-1 2.8 4.0 9.1 2.5 4.5 8.83.5×10-3 3.0 9.4 13.6 3.1 8.9 10.01.0×10-3 3.1 9.6 14.3 2.9 9.1 12.5

명할 필요가 있다.

Zener-Hollomon parameter (Z-parameter)는 온도와 변형

속도의 호환성을 나타내는 온도 보상 변형속도 함수로서 식

(9)와 같이 표현되는 것으로 잘 알려져 있다.

έexp (9)

식 (9)와 식 (1)을 조합하여 Z-parameter와 σp의 관계를 식

(10)으로 나타낼 수 있다.

sinhβσ (10)

식 (10) 양변에 상용로그를 취하게 되면 다음과 같이 σp와

Z-parameter의 관계를 식 (11)로 나타낼 수 있다.

logsinhβσ loglog (11)

EMC/S재 및 DC재에 있어서의 β값과 n값을 식 (11)에 적용

하면, 각각의 재료에 대해 식 (12) 및 (13)으로 나타낼 수 있다.

logsinhσ loglog× (12)

logsinhσ loglog× (13)

식 (12) 및 (13)을 이용하여, log[sinhβσ ] vs. logZ에 대

하여 도시한 것이 그림 10의 직선(이론값)이며, 실험값도 함

께 병기하였다. 그림에서와 같이 극대응력의 실험값이 계산

값과 상당히 잘 맞는 것을 볼 수 있다. 따라서, 식 (12) 및 (13)

은 본 실험에서 사용된 EMC/S재 및 DC재에 대하여 Z값에

따른 극대응력을 예측할 수 있는 이론식으로 활용하기에 적

합함을 알 수 있다.

3.4. 변형재의 미세조직

623 ~ 743K의 온도범위에서 1.0×10-3 및 1.0×100s-1의 변형

속도로 압축한 변형재의 수직 단면에 있어서의 미세조직을

EMC/S 및 DC재에 대해 각각 그림 11 및 12에 나타내었다. 이

들 그림으로부터 볼 수 있듯이, 압축변형 후에는 모든 시편에

서 등축정의 결정립이 지배적이며, 평균결정립경을 표 2에 나

타내었다. 평균결정립경은 변형속도가 일정한 경우에는 변형

온도가 높아질수록 증가하고, 변형온도가 일정한 경우에는

대한금속･재료학회지 제55권 제6호 (2017년 6월) 394

Fig. 12. OM micrographs of the cross section for the DC specimens deformed at (a) 623 K, (b) 683 K and (c) 743 K with the strain rate of 1.0×100s-1, and at (d) 623 K, (e) 683 K and (f) 743 K with the strain rate of 1.0×10-3s-1.

Fig. 13. TEM bright field images of the EMC/S specimens to deformed 20% of the true strain at (a) 623 K and (b) 743 K with the strain rate of 1.0×100s-1. (c): EDS analysis data for each point.

변형속도가 감소할수록 증가함을 표 2로부터 알 수 있다.

그림 13 및 14는 EMC/S재 및 DC재에 대해 각각 623 K(그

림 13-a 및 14) 및 743 K(그림 13-b)에서 변형률 20%까지

1.0×100s-1의 변형속도로 압축시험을 행한 후에 수직 단면을

TEM으로 관찰한 명시야상의 결과이다. 그림 13-a, b 및 14를

보면, 등축정의 결정립이 공정 Si 입자 주변에서 관찰되며,

결정립 내에 존재하는 전위 및 아결정립을 볼 수 있다. 앞에

서 언급한 대로 고온 압축시험 시 변형 초기에 극대응력이 나

타난 점(그림 6), 변형재 내에 등축의 결정립이 지배적이고

이들 결정립 내부에 전위 및 아결정립이 존재하는 것으로 보

아 두 재료 모두 소성변형 중에 동적재결정이 발생하는 것으

로 유추할 수 있다.

현재까지 몇몇의 Al-Si계 합금에서, 고온 소성변형 중에 Si

의 존재에 의해 전위의 이동이 방해 받아 동적재결정이 발생

하는 것으로 밝혀진 바 있다. SPS(spark plasma sintering)법에

의해 제조된 Al-10Si-5Fe-1Zr 합금[2] 및 Al−17Si−5Fe−2Cu−

1Mg−1Ni−1Zr 합금[21]에서는 고온 압축시험 시 변형 초기에

극대응력이 나타나고 전위조직이 포함된 등축정의 결정립이

관찰된 결과로부터 동적재결정이 발생한다고 결론지었으며,

Al-12Si-3Cu-2Ni-1Mg 주조재를 압출한 경우에 있어서는 등

축정의 재결정립이 공정 Si 주위에서 발생한다고 보고되어 있

다 [11]. 또한 분사주조법으로 제조된 Al-25Si-3.6Ni-3.5Fe-1

Cu계 합금에서는 미세한 분산물들이 결정립의 성장을 방해하

는 Zener pinning 효과로 인해 미세한 재결정립이 형성된다고

보고되어 있다 [12].

그림 13-a 및 b에서는 미세한 분산물들이 관찰되는데, 그

395 전경수･노흥렬･김목순･김종호･박준표

Fig. 14. TEM bright field images of the DC specimens to deformed 20% of the true strain at 623 K with the strain rate of 1.0×100s-1.

림 13-c는 그림 13-a의 ⓐ 부위 및 그림 13-b의 ⓑ와 ⓒ 부위

의 EDS 분석 데이터이다. EDS 분석결과, ⓐ 및 ⓑ 부위에서

Al(73.2 at%) 및 Ni(16.0 at%)성분이 주로 검출되며, 이는

Al3Ni상의 화학양론조성에 대응하는 것으로 볼 수 있다. ⓒ 부위에서 Mg(64.7 at%) 및 Si(32.2 at%)성분이 주로 검출되

었으며, 이는 Mg2Si상의 화학양론조성 성분과 유사하다. 이

러한 결과는 앞에서 언급한 JMatPro 시뮬레이션 데이터(그

림 5) 결과와 잘 일치하는 것이다.

4. 결 론

(1) 등축정 분율을 측정한 결과, EMC/S(electromagnetic

casting and stirring) 주조재(41%)가 DC(direct chill casting)

주조재(6%)에 비해 월등히 높게 나타났으며, 이는 용탕에 전

자기장을 인가할 시에 발생하는 교반 효과에 의한 것으로 판

단된다.

(2) EMC/S 및 DC 균질화열처리재에 대한 미세조직 관찰

결과, 두 재료 모두 등축정의 결정립, 구상화된 공정 Si상 및

Al5Cu2Mg8Si6상, Al3Ni상등의 분산물로 구성되어 있음이 밝

혀졌다.

(3) 압축시험에 의해 얻어진 진응력-진변형률 선도에서,

변형초기에 극대응력이 나타났으며, 극대응력은 온도가 증

가하거나 변형속도가 감소할수록 감소하였다.

(4) 주어진 온도 및 변형속도로부터 극대응력을 예측할 수

있는 고온 구성방정식을 도출하였다.

(5) 변형재의 TEM 관찰 결과, 등축정의 결정립이 지배적이

고, 이들 결정립내에 전위 및 아결정립이 관찰되는 사실로부터,

소성변형 중에 동적재결정이 발생한 것으로 추정하였으며, 결

정립경은 온도가 증가할수록, 변형속도가 감소할수록 증가하였

다. 또한 변형재에서 미세한 Al3Ni와 Mg2Si 상도 관찰되었다.

감사의 글

본 연구는 민군기술협력사업(14-CM-MP-17) 지원에 의해

수행되었으며, 이에 감사드립니다.

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