열간 압연된 AZMX1100 합금의 기계적물성에 미치는 열처리 영향
Effect of Heat Treatment on the Mechanical Properties of Hot-rolled AZMX1100 Alloy
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Trans Abstract
In this study, to investigate the evolution of microstructure and texture, as well as their effect on mechanical properties of AZMX1100 magnesium alloy, AZMX1100 plates were manufactured using the TRC (Twin roll casting) method, which is one of the continuous casting methods With TRC it is possible to reduce the segregation of magnesium alloys, improve the size and distribution of inclusions, and refine grain through rapid cooling. In the TRC-processed HR(0PASS) plate, coarse grains with an average size of 131.3 ± 80.68 μm were observed. Through hot rolling, the grain size was not only significantly refined to 8.58 ± 4.89 μm, primarily due to dynamic recrystallization (DRX) which not only reduced the average grain size, but also weakened the texture intensity. After either homogenization or aging heat treatment followed by hot rolling process, the grain size increased by over twofold. This occurred due to the combined effects of recrystallized grain growth and the high stored deformation energy during rolling. Although the mechanical strength improved progressively with hot rolling due to work hardening and grain refinement in the HR(8PASS) specimen, homogenization heat treatment led to grain growth, resulting in the lowest Vickers hardness and tensile strength in the HR(8PASS)-N specimen. The specimen HR(8PASS)-T6, processed using T6 heat treatment, demonstrated superior mechanical strength with the ultimate tensile strength of 268.3 MPa ± 3.7 and the yield strength of 184.3 MPa ± 2.2. This enhancement in ductility was attributed to the broad dispersion of texture along the transverse direction (TD) and rolling direction (RD) after heat treatment, which effectively reduced anisotropy during tensile deformation.
1. 서 론
현대에 들어 가벼우면서 높은 성능을 가지는 재료에 대한 요구는 점차 높아지고 있으며[1], 이에 따라 마그네슘 합금 소재에 관한 관심이 증가하고 있다[1]. 마그네슘 합금은 여러 장점들을 가지고 있으며, 특히 경량성 및 높은 진동감쇄능, 우수한 전자파 차폐능으로 운송 수단 및 우주항공재료로서 좋은 특성을 보인다[2-7]. 특히, 자동차 부품에서는 무게를 줄여 연비를 향상하기 위해, 전자기기 하우징에서는 가볍고 충격에 강한 케이스를 만드는 데 마그네슘 합금이 사용된다. 이와 같이, 마그네슘은 알루미늄에 비해 30% 정도, 철강에 비해 약 75% 정도 가벼우며, 이는 이동 수단의 연비 개선과 에너지 소비 절감에 직접적으로 기여한다. 이러한 높은 비강도 특성은 최근 주목받고 있는 환경보호 및 에너지 절약을 위한 재료로서 마그네슘 합금의 가치가 높다고 할 수 있다[2,8,9].
마그네슘 합금을 활용한 다수의 제품들은 다이캐스팅 등의 공정으로 제작되고 있는데, 주조 공정 중의 하나인 다이캐스팅 공정 과정에서는 기공과 같은 주조결함이 생길 수 있다. 따라서, 마그네슘 합금 적용한 제품의 대량생산 및 광범위한 적용, 그리고 합금의 기계적특성 향상을 위해서는 압연공정을 거치는 판재로 제작이 되어야 할 필요가 있다[4]. 이러한 판재에서 상온 소성변형능은 매우 중요한 인자인데, 이는 소성변형능이 높을 시 완제품 생산을 위한 성형 공정에서 변형될 때 균열이나 파손이 최소화되기 때문이다. 하지만 마그네슘 합금은 일반적으로 육방조밀격자(HCP)의 결정구조를 가지며, 면심입방정(FCC), 체심입방정(BCC)결정구조와 비교하여 슬립계의 수가 제한적 것으로 알려져 있다. 즉, 상온에서 3개의 독립적인 슬립계를 가진 기저면(Basal plane)에서만 나타나므로, 소성변형에 필요한 5개의 독립적인 슬립계를 갖추지 못하기 때문에 상온에서의 소성변형능이 제한된다[10]. 특히, 판재로의 가공 과정에서 마그네슘 합금은 ND 방향으로 (0002) 면이 배열되어 재결정 후 집합조직을 형성하며, 그 결과 마그네슘 합금 소재 내에 이방성 형성 및 성형성 감소 등으로 인하여의 기계적 성질이 감소된다. 따라서 마그네슘의 소성변형능 향상을 위해서는 필수적으로 집합조직을 약화시킬 필요가 있다[11].
이러한 마그네슘 합금의 물성은 첨가되는 합금원소의 종류에 따라서 미치는 영향이 다르며, 각각의 합금 원소는 마그네슘의 물성을 향상시키는 데 중요한 역할을 한다. 일반적으로 가공용으로 가장 많이 사용되는 AZ계 합금에서 Al은 마그네슘 합금의 주조성과 내식성을 향상시키며, Zn과 함께 사용 시에는 고용경화 및 석출경화 효과로 강도와 경도를 향상시킨다[12]. 특히, Zn은 내식성과 주조성을 향상시키고 시효경화 효과와 함께 결정립을 미세화 시키며 극점도 형상을 TD 및 RD방향으로 분산시켜 집합조직을 약화시킨다. 따라서 기계적 물성 향상에 크게 기여한다[13,14]. 이외에도 Mn은 합금의 내식성을 향상시키고, Ca는 CaO로 구성된 밀집된 산화피막을 형성하여 용탕의 산화를 억제한다. 또한 Ca과 Al, Zn가 함께 포함된 마그네슘 합금에서는 입계에 Ca,Zn가 공동 편석 되며 결정립계의 에너지가 감소하고 결정립계의 이동도가 감소하여 재결정 중 결정립을 고정 시킨다. 따라서 기저면 결정립 성장을 억제시켜 집합강도를 약화시킨다[15]. Ce, Nd, Y 등의 희토류 원소를 첨가하면 마그네슘 합금의 집합조직은 약해지고 TD방향을 따라 극의 분포가 넓어진다[16,17]. 하지만 희토류 원소들을 포함한 마그네슘 합금은 최종 제품의 단가가 높아져 산업에 적용하기가 힘들다. 따라서 마그네슘 합금에 첨가 시 희토류 원소와 유사한 성질을 보이는 Ca 등의 원소를 활용하여 성형성 향상 및 기계적 특성 향상을 위한 연구는 계속 진행되어 왔다. Yasumasa Chino등은 Mg-1.52wt%Zn합금에 0.066wt%의 Ca를 첨가하여 상온에서 IE(에릭슨 값)을 3.4에서 8.2로 향상시켰으며[18], T. Nakata 등은 Mg-Al-Ca-Mn(AXM)합금계에 대한 연구를 진행하여 빠른 경화속도로 산업적으로 사용가능한 단조 마그네슘의 가능성을 확인하였으며 해당 AXM10304합금을 시효경화 시켜 Guinier Preston(G.P.)구역의 형성을 통한 높은 항복강도를 가짐을 확인하였다[19].
이와 같은 마그네슘 합금을 제조함에 있어서 TRC(Twin Roll Casting) 공정을 적용한다면 기존 주조 공정을 통해서 발생할 수 있는 이슈들을 최소화 할 수 있다[20]. 즉, 액체 상태의 마그네슘 용탕을 거푸집에 부어 굳히는 기존 주조 공정과 비교하여, 용탕을 수냉되고있는 2개의 롤 사이를 통과시킴과 동시에 압연하며 판재를 제조함으로써 상대적으로 얇은 두께의 판재를 생산해 낼 수 있으며, 최종 제품생산을 위한 공정 단계 및 시간이 줄어든다. 또한 연속 주조 방식으로 합금을 제조할 수 있기 때문에 생산성이 높으며, 기존 주조 공정 대비 빠른 냉각속도로 인하여 결정립 크기 감소에 따른 강도 향상, 편석 감소등의 효과를 추가적으로 유도할 수 있다[21,22]. 특히, Mn이 포함된 마그네슘의 경우에는 냉각 속도가 상대적으로 빠른 TRC 공정에 의해서 Mn 화합물의 편석이 줄어들고 기지내의 고용도를 높여 전체 합금의 내식성을 향상 시킬 수 있다[23]. 하지만, TRC 공정으로 제조된 판재에는 중심부 편석과 역편석이 발생할 수 있다. 중심부 편석은 판재가 응고되는 과정 중에 표면에서부터 냉각됨에 따라 중심부에 용질 원자의 분율이 높은 편석이 형성되는 것이며, 역 편석은 압연롤의 압축력으로 인해 중심부에 남아있는 높은 용질 원소의 액상이 표면에 응고된 주상정 사이 구역에 분포됨에 따라 형성된다. 이러한 편석은 TRC 공정으로 제조된 마그네슘 합금의 내식성 및 기계적특성에 악영향을 미치므로 균질화 열처리 과정을 거쳐 제거해야한다[20,24,25].
일반적으로 이렇게 제조된 마그네슘 합금은 상온 변형 시에 기저면(Basal plane)에서의 전위 슬립(slip)이 변형수용을 위해 작용한다. 상온에서 HCP결정구조의 임계분해전단응력(Critical resolved shear stress, CRSS)을 확인하면 기저면에서 약 1MPa, 비기저면(Non-basal plane)에서 약 40MPa, 인장 쌍정이 약 10MPa의 값을 가진다. 따라서 CRSS값이 작은 기저면에서 전위 이동이 대부분의 변형을 수용하고 그 다음으로 인장 쌍정이 변형을 수용할 수 있다. 이때 주요한 변형기구인 기저면에서의 슬립계는 {0001}<11
따라서, 본 연구에서는 기존 AZ합금계에서 Al의 함량을 줄이고 Ca와 Mn이 더해진 AZMX1100합금의 대표적인 조성으로 알려진 Mg-1.1Al-1.0Zn-0.15Mn-0.4Ca을 TRC 공정을 활용하여 판재로 제조하였다. TRC 공정으로 형성된 주조 결함, 주조 편석 등을 제거하기 위하여 열간 압연을 진행하였으며, 추가로 상온 성형성 향상을 위한 방안으로 집합조직 완화를 위하여 서로 다른 두 가지의 열처리를 수행하였다. 이를 통해서 각 공정을 통해 제조된 시험편의 미세조직 변화와 기계적 물성 사이의 상관 관계를 면밀히 분석하고자 하였다.
2. 실험 방법
2.1 시편 제작
순 마그네슘금속에 모합금을 첨가하여 Mg-1.1Al-1.0Zn-0.15Mn-0.4Ca조성의 AZMX1100 마그네슘 합금을 제조하였으며, 합금 제조 중에는 용탕 보호 분위기를 형성하기 위하여 Ar과 SF6 가스를 사용하여 730°C의 온도로 용융을 진행하였다. 이후 수냉 중인 Twin roll을 25~35 mm/s 사이의 속도로 유동적으로 조절하며 두께 4 mm의 판재를 제조하였다. TRC로 제조된 두께 4 mm의 AZMX1100 합금 판재를 400°C에서 4시간 가열 후 공랭을 진행하여 균질화 열처리 과정을 진행하였다. 시편을 400°C에서40분 간 예열하고 각 PASS당 16% 압하율, 롤 속도 39.3 mm/s로 8 PASS 동안 열간 압연을 진행하여 최종 압하율 80%로 판재 초기두께 4 mm에서 1 mm까지 감소시켰다. 열간압연 후 판재에 남아있는 잔류응력 제거 및 판재에 대한 열처리의 영향분석을 위하여 두 가지 열처리 조건을 적용하였다. 첫 번째 조건(HR(8PASS)-N)은 400°에서 4시간 가열 후 공랭 하였고, 두 번째 조건(HR(8PASS)-T6)은 400°C에서 4시간 가열 후 칭 진행을 진행한 뒤, 200°C에서 2시간 가열 후 다시 칭을 진행하여 인공시효 열처리 시편을 제작하였다.
2.2 미세조직, 집합조직 및 기계적특성 분석
열간압연 전, 중, 후의 시편(HR(0PASS), HR(3PASS), HR(8PASS))과 열처리를 진행한 후의 시편(HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)을 SiC 연마지와 다이아몬드 서스펜션 연마액으로 0.25 μm까지 연마한 후 광학현미경(Optical Microscope, BX53M, Olympus, Tokyo Japan)을 이용해 미세조직을 관찰하였다. 미세조직 관측을 위하여 부식액은 증류수 100 ml, 에탄올 100 ml, 아세트산 6 ml, 피크르산(picric acid) 1.7 g을 사용하여 에칭을 진행하였다. 이후 결정립 크기는 선분법을 이용하여 측정하였으며, 표면 형상과 조성분석은 FE-SEM(MAIA 3 LM, TESCAN, Brno, Czechia)을 이용하여 수행하였다. 전자 후방 산란회절 검출기(EBSD, EDAX Velocity Ultra, EDAX, CA, U.S.A)를 이용하여 추가적인 미세조직 분석을 수행하였으며 가속전압은 15 kV, WD 17 mm에서 시편을 60° 기울여 분석하였다. 각 공정에서 집합조직의 변화를 분석하기 위해 XRD(X-ray Diffractometer, SmartLab, Rigaku, Tokyo, Japan)를 사용하여 (0002) 면에 대한 극점도(pole figure)를 측정하였으며 두 각에 대해 5° 단위로 측정한 값을 정규화하여 극점도 수치를 나타내었다.
HR(8PASS), HR(8PASS)-T6, HR(8PASS)-N 시편에 대한 기계적특성은 만능시험기(MINOS-100, MTDI, Korea)를 이용한 인장시험을 통해 평가하였다. 인장시편은 ASTM E8/E8M-08에서[31] subsize 규격에 따라 와이어 방전가공기를 이용하여 제작되었다. 인장시험의 속도는 0.001/s으로 진행하였으며 해당 시험을 통하여 시편의 항복강도, 인장강도, 연신율을 평가하였다. 또한 열간 압연과 열처리가 경도에 미치는 영향을 확인하기 위하여 전 시편(HR(0PASS), HR(3PASS), HR(8PASS), HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)에 대하여 비커스경도시험기(VMT-X7, MATSUZAWA CO, TOSIMA, Japan)을 사용하여 1 kgf의 하중을 10 s 동안 가하여 경도를 측정하였다. 측정 값은 5회 반복하여 최대/최소값을 제외한 평균값으로 계산하였다.
3. 결과 및 고찰
3.1 미세조직 분석
OM으로 분석한 각 시편의 미세조직을 그림 1에 나타내었다. 그림 1(a)는 TRC 공정으로 제작된 판재의 미세조직을 보여주며, 시편의 모든 부분에서 수지상이 관찰된다. 해당 수지상은 용탕이 TRC 과정에서 수냉되는 롤과 만나 액상에서 급격히 응고하는 과정에서의 고체상의 핵 생성 및 성장 따른 결과임을 알 수 있다. 수지상 주변으로 서브 마이크로미터 크기의 석출물이 관찰되었으며, 그림 2에서 해당 석출물에 대해 EDS 분석을 진행한 결과를 나타내었다. 해당 석출물은 합금조성과 비교하여 Al, Zn, Ca의 함량이 약1.5배정도 높았으며, Mn의 함량은 동일한 수준으로 확인되었다. 이는 TRC 공정에서 판재 표면부부터 용탕이 빠르게 냉각되며 일부 합금원소들이 편석된 것으로 판단된다[20]. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 그림 1(b)와 (c)에서 확인할 수 있듯이, 결정립의 크기는 3 PASS에서 15.71±3.89 μm, 8 PASS 에서 14.40±0.59 μm로 감소하며, 열간압연 공정 수가 증가함에 따라 더 미세화 되는 것을 확인할 수 있다. 그림 1(d)와 (e)에서는 균질화 열처리 이후 각각 공랭 및 시효 열처리를 진행한 후, 열간압연 시편보다 결정립이 상대적으로 일정하고 균일하게 재결정 된것을 확인할 수 있다. 결정립 크기는 HR(8PASS)-N에서 16.48±1.00 μm, HR(8PASS)-T6 에서19.58±1.52 μm으로 측정되었다. HR(8PASS)-T6 시편의 경우 시효 열처리를 진행하였는데 공랭 열처리에 비해 열처리 과정에서 200°C에서 2시간 가열하는 과정이 추가되어 시험편이 고온 분위기에 오래 노출됨에 따라 재결정 단계 후 결정립 성장단계에서 결정립 크기가 증가한 것으로 판단된다. 또한, TRC 공정 및 열간압연 과정에서 생긴 쌍정도 열처리 과정을 거치며 그림 1(d)-(f)에서 대부분 소멸한 것을 확인할 수 있다. OM 상에서 그림 1(e)에 미세한 석출물이 관찰되었으며, 이를 1000배율로 확대하여 관찰한 이미지를 그림 1(f)에 나타내었다. 해당 석출물은 입내와 입계에 모두 존재하는 것을 확인하였으며, 해당 석출물을 EDS로 분석한 결과를 그림 3에 나타내었다. EDS를 이용한 합금 원소를 분석한 결과 Al과 Ca의 함량이 주변의 기지부 보다 높게 존재하였으며, Al과 Ca의 평균 조성이 각각 30.6±7.7at%, 13.0±4.3at%로 측정된 것으로 보아 해당 입자는 Al2Ca 상인 것으로 판단된다.
OM images on AZMX1100 magnesium alloy: (a) HR(0PASS), (b) HR(3PASS), (c) HR(8PASS), (d) HR(8PASS)-N, (e) HR(8PASS)-T6 [x500], and (f) HR(8PASS)-T6 [x1000]
EDS analysis on submicro-size precipitates of HR(0PASS) specimen.
SEM image and EDS analysis result on submicro-size precipitates of HR(8PASS)-T6 specimen.
TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 판재의 열간 압연과 열처리에 따른 미세조직 변화를 분석하기 위하여 EBSD 분석을 진행하였으며, 그 결과를 그림 4-6에 나타내었다. 그림 4(a)-(e)는 TRC 공정으로 제조된 판재(HR(0PASS)), 열간압연 3PASS 후의 판재(HR(3PASS)), 열간압연 8PASS 후의 판재(HR(8PASS))와 열간압연 8PASS 후의 균질화 열처리(HR(8PASS)-N) 및 시효열처리 된 시편(HR(8PASS)-T6)의 ND방향에 대한 역극점도 지도(inverse pole figure map, IPF map) 결과를 각각 나타내며, 그림 4(f)는 각 시험편에서의 평균 결정립 크기를 보여준다. 데이터 결과의 정확도를 높이기 위하여 측정한 Kikuchi 회절 패턴으로부터 계산된 방위의 신뢰도를 나타내는 CI 지수(confidence index)가 0.1보다 작은 값은 제거하고 IPF map을 나타내었다[8]. 일반적으로 압연된 마그네슘 합금 판재는 (0002) 기저면이 판재 표면에 평행하게 배열되는 강한 집합조직을 형성하는데[8,32], TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 판재는 그림 4(a)에 나타난 바와 같이 기저면의 집합 조직이 약화된 것을 확인할 수 있다. 게다가 그림 4(b)와 (c)에서와 같이, 400°C에서의 열간 압연 과정을 통해서 압연 횟수가 3PASS에서 8PASS로 증가함에 따라 (0002) 기저면에 판재 표면에 평행하게 배열되는 비율이 점점 감소하는 것을 확인할 수 있으며, 집합 조직의 발달과 관련해서는 3.3절에서 다루고자 한다.
IPF image of AZMX1100 magnesium alloy: (a) HR(0PASS), (b) HR(3PASS), (c) HR(8PASS), (d) HR(8PASS)-N, (e) HR(8PASS)T6, (f) Grain size graph
Mechanical properties of AZMX 1100 magnesium alloy: (a) micro-Vickers hardness, (b) Vickers hardness vs. (grain size)-0.5 plot, and (c) tensile stress-strain curves.
그리고 그림 1의 OM으로 관측한 미세조직 결과와 유사하게 HR(0PASS)에서 131.3±80.68 μm의 큰 결정립이 관찰이 되었으며, 열간압연 시편에서는 3PASS와 8PASS 시험편에서 각각 9.01±5.51 μm, 8.58±4.89 μm 로 결정립이 미세화 된 것을 확인할 수 있다. 일반적으로 열간압연 중 가해진 변형으로 높아진 전위 밀도가 재결정의 동력으로 작용하여 더 쉽게 재결정이 일어나는 동적재결정(Dynamic recrystallization, DRX)으로 인한 것으로 알려져 있다[23,33]. 따라서 TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 합금에 대한 열간압연 중에 발생한 DRX로 인한 재결정 과정에서 결정핵이 더 많이 형성되기 때문에 평균 결정립의 크기가 더 줄어든 것으로 보인다. 특히, 마그네슘 합금이 300°C 이상의 열간 변형될 때의 주요한 재결정 기구는 결정립계의 국부적인 이동에 의해 새로운 결정립 핵 생성과 결정립계의 점진적인 이동으로 성장하는 불연속 동적 재결정(Discontinuous dynamic recrystallization, DDRX) 으로 알려져 있다[34,35,36]. 이후 8PASS의 열간 압연을 거친 판재에 대한 균질화 및 시효 열처리를 통해서 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시험편에서 압연과정에서 형성된 재결정들이 성장한 것을 그림 4(d)와 (e)를 통해서 확인할 수 있다. 그림 4(d)에서와 같이, 400°C에서의 균질화 후에는 결정립의 크기가 12.03±4.25 μm로 열간압연 후보다 2배 이상 증가하였으며, 이후 200°C에서의 시효처리 후에는 결정립의 크기가 12.74±4.19 μm로 균질화 후의 시험편과는 큰 차이를 보이지 않았다. 전반적으로 EBSD로 관측한 결정립 크기 변화 경향은 OM에서 관찰했던 결정립 크기의 경향과 동일 하였으나 절대값은 전체적으로 작게 확인되었으며, 압연 중에 발생하는 재결정 및 쌍정으로 인한 영향이 OM을 활용한 선분법에서 정확하게 반영되지 않은 결과이다.
그림 5 좌측 열의 IQ 지도(image quality map)에서 적색선, 청색선, 초록선들은 각각 저각입계(low angle grain boundary, LAGB), 고각입계(high angle grain boundary, HAGB), 인장 쌍정(tensile twin)을 보여준다. TRC 공정으로 주조된 HR(0PASS) 시험편에서는 결정립의 크기가 131.3±80.68 μm로 커서 HAGB의 비율이 낮게 측정되었다. 또한 TRC 공정으로 제조된 AZ31 [37] 및 ZK60 [38] 마그네슘 합금에서와 유사하게 HR(0PASS) 시험편에서는 각 결정립 내부에서 {10
Image quality (IQ) map (with a blue line for high-angle grain boundary, a red line for low-angle grain boundary, and a green line for twin boundary), kernal average misorientation (KAM) map, and geometrically necessary dislocations (GNDs) map of AZMX1100 magnesium alloy.
3.2 기계적특성 분석
열간압연 및 열처리 시편들에 대하여 비커스 경도시험 결과와 열처리 시편들에 대한 인장시험 결과를 그림 6에 나타내었다. 그림 6(a)와 같이, 비커스 경도는 열간압연이 진행됨에 따라 점차 증가하여 마지막 8PASS 열간압연 후 시편의 경도는 가장 높은 62.1HV를 보였다. 이는 열간압연 과정 중 발생한 가공경화 효과로 인해 경도가 증가한 것으로 판단된다. 열간압연 과정에서 각 PASS 사이에 재가열을 진행하더라도 가공과정에서 전위밀도가 높아지고[39] PASS사이 재가열 시간이 모든 전위가 해소될만큼 충분한 시간동안 가열하지 않기에 가공경화의 영향이 남아 열간압연이 진행되면서 경도값이 증가한 것으로 판단된다. 열처리 시편 중에서는 8PASS 이후 공랭을 한 시편(HR(8PASS)-N)이 가장 낮은 비커스 경도값을 보였는데, 이는 균질화 열처리 과정 및 재가열 과정을 거치며 상온에서 천천히 재결정이 진행되고, 내부의 잔류응력이 제거되었기 때문으로 판단된다. 측정된 비커스 경도값은 대체로 결정립 크기와 반비례 관계를 만족하여 Hall-Petch 관계식에 따라 결정립 크기가 감소할수록 경도가 증가하는 것을 확인할 수 있었다. 하지만, 앞서 언급한 바와 같이 인공시효를 진행한 HR(8PASS)-T6 시편 의 경우 추가적인 시효를 진행하기 위해 더 오래 열처리를 진행하였기에 재결정 과정 이후 결정립 성장단계에서 결정립 크기가 증가하여 Hall-Petch Equation에 따른 결정립 크기로 인한 경도 증가 효과는 타 시편들에 비해 가장 적으나 비커스 경도로 측정한 경도값은 상대적으로 높았다. 이에 대하여 그림 6(b)에 HR(8PASS)-T6 시편을 제외한 세 시편의 Hall-Petch Equation의 추세선을 나타내었다. 상대적으로 HR(8PASS)-T6 만 추세선과 비교해 우측으로 편향되어 높은 경도 값을 나태내는 것을 확인할 수 있다. 일반적으로 AXM계 마그네슘 합금 또는 AZMX계 마그네슘 합금은 시효경화형 합금으로 시효경화 시 단원자층의 G.P. zone이 형성된다고 알려져 있으며, 이 때 형성된 G.P. zone은 변형 시 전위의 이동을 막아 항복강도를 효과적으로 증가시킨다[19,30,40,41]. 따라서 HR(8PASS)-T6 에서 결정립의 크기는 증가하였지만 시효열처리에 의한 석출물 형성에 따른 석출강화효과가 반영되었다고 판단된다.
열처리 전, 후 시편들에 대한 인장시험 결과를 그림 6(c)와 Table 1에 정리하였다. HR(8PASS)-T6 시편에서 가장 높은 263.8 MPa의 최대인장강도를 보였으며, 특히 HR(8PASS)-N 시편에 비해서 항복강도가 약 20 MPa 높았다. 따라서 시효열처리를 진행한HR(8PASS)-T6에서 G.P. zone이 형성되었음을 알 수 있다. 항복강도는 마그네슘 합금의 장점인 비강도를 더욱 올려줄 수 있는 수치로 합금의 기계적특성에 중요한 요소이다. HR(8PASS)-N 시편에서는 가장 높은 23.1%의 연신율을 확인할 수 있었고, 이는 HR(8PASS)-T6 기준 5.5% 더 높은 수치이다. 열처리 시편 간의 연신율 값의 차이를 다음 절인 3.3 집합조직 분석에서 극점도를 이용하여 분석해 보았다.
Tensile properties of AZMX 1100 magnesium alloy
3.3 집합조직 분석
모든 시편에 대하여 XRD와 EBSD를 이용한 극점도 분석을 진행하였으며, 그 결과를 그림 7에 나타내었다. HR(0PASS)의 경우 다른 시편들과 달리 극점도의 형상이 동심원 형태를 보이지 않았다. 연속주조공정으로 마그네슘 합금을 제조할 때 판재의 내부 및 외부의 집합조직의 형상이 동심원 모양이 아닌 불규칙한 형상을 나타내는 경우가 있다[42]. TRC 공정으로 제조된 판재는 액상의 마그네슘 합금이 응고하며 수지상이 형성되는데, TRC 공정이 진행되는 동안 가해지는 압하력으로 인해 일부 변형 영역이 형성되고 이러한 변형영역이 우선적 핵생성 자리로 작용한다[43]. 이를 통해 형성된 수지상은 일반적인 등축의 결정립 형상을 띠지 않기 때문에 위와 같은 결과가 나온 것으로 판단된다. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 (0002) 면에 대한 집합조직의 강도는 점진적으로 감소하였다. 이는 압연 과정에서 가해지는 변형이 구동력으로 작용하여 DRX가 일어난 결과로, DRX과정에서 여러 무작위 핵생성 자리가 형성된다. 따라서 동적 재결정 후 집합조직 강도가 감소한다[44]. 열처리 이후 집합조직 강도는 감소하여 HR(8PASS)-N의 경우 3.855, HR(8PASS)-T6의 경우 4.631의 극점도 강도 값을 가진다. 집합조직 강도 약화의 원인은 첫 번째로 열간압연 이후 균질화 열처리 과정 및 각각 추가적인 열처리 공정을 거치며 내부의 결정립들이 재결정되었기 때문이다. 두 번째로 포함된 합금 원소인 Zn의 영향이다. 선행 연구에 따르면 Mg-Zn-Ca 합금계에서 Zn의 첨가는 극점도 형상을 TD 및 RD 방향으로 넓게 분산시켜 집합조직을 약화시키는 효과가 있다[45]. 따라서 열처리 이후 재 결정된 결정립은 집합조직 강도가 낮게 형성된 것으로 판단된다. 특히 HR(8PASS)-N 시편의 경우 냉각을 대기 중에서 실시하여 냉각 속도가 빠르지 않아 집합조직 강도가 가장 낮게 형성된 것으로 보인다. 마그네슘합금 에서 냉각 속도의 감소는 쌍정 감소, 석출물 형성 증가 및 집합조직을 약화시킨다[46]. 냉각속도가 빠를 때 조직에 변형이 일어나고 잔류응력이 증가한다. 또한 LAGB의 형성으로 인해 형성되는데 에너지와 이동도가 낮은 LAGB가 핵생성 자리로 작용하여 [0002]면의 결정립의 분율이 증가한다. 따라서 집합조직 강도가 증가한다[47]. 그림 7의 EBSD를 통한 극점도 분석결과에서도 XRD의 극점도 결과분석 결과와 유사하였다. 열간압연 과정이 진행됨에 따라 극점도 강도가 낮아졌으며, 열처리 이후 추가적으로 극점도 강도가 낮아졌다. 열처리 시편 중에서도 HR(8PASS)-N 시편이 가장 낮은 극점도 값을 보였다. HR(0PASS) 시편에서 동심원 형상이 아닌 무작위한 위치에 피크가 높게 형성되어 있는데 이는 XRD와는 다르게 EBSD는 국소부위의 영역에 대하여 분석하는데, 특히 HR(0PASS) 시편의 경우 평균 결정립 크기가 131.3±80.68 μm으로 조대함에 따른 결과로 판단된다.
XRD pole figures on (0002) plane and EBSD pole figures of AZMX 1100 alloy.
앞선 3.2 기계적특성 분석에서 HR(8PASS)-N 시편에 대한 인장시험 결과 가장 높은 연신율을 보인 것도 이와 연관이 있다. 본 연구에서 집합조직 분석 결과 HR(8PASS)-N 시편의 집합조직 강도가 가장 낮게 형성된 것이 확인되었다. 일반적으로 마그네슘 판재의 집합조직은 압연 면에 대하여 (0002)면으로 배열되는데 이때 c-축으로의 변형이 어려운 특성을 가진다[10]. 따라서 집합조직의 강도가 낮게 형성되었다는 것은 여러 방향으로 결정립들이 배열됨을 의미하며, 재료 변형 시 이러한 변형 수용이 집합조직의 강도가 높은 조직에서보다 집합조직의 강도가 낮은 조직에서 더 쉽다는 것을 의미한다. 따라서 HR(8PASS)-N 시편의 연신율이 높은 결과를 보인 것으로 판단된다. 앞서 언급한 바와 같이, 상온에서 HCP결정구조를 가지는 마그네슘 합금에 대한 상온에서의 CRSS는 기저면에서 약 1 MPa로 가장 낮은 값을 가지고 다음으로 인장 쌍정이 약 10 MPa이며, 비기저면에서 가장 높은 약 40MPa 의 값을 가진다. 즉, CRSS값이 작은 기저면에서의 슬립이 대부분의 소성 변형을 수용할 수 있다[48]. 프리즘(prismatic) 및 피라미드(pyramidal) 슬립도 발생은 가능하지만 300°C 이상의 고온에서만 주로 관측되며, {10
인장 시험을 진행한 HR(8PASS), HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6 시편의 파단 부위에서 EBSD 분석을 진행한 결과를 그림8에 나타내었다. HR(8PASS) 시편의 경우 인장시험결과에서도 알 수 있듯이 인장시험이 잘 진행되지 못하고 빠르게 파단에 이르렀다. 이는 열간 압연과정에서 가해지는 변형에 의해 미세한 결정립이 형성되어 항복 강도와 인장 강도 증가에 영향을 주었지만, 열간 압연 중에 재결정된 결정립에서의 지속적인 소성 변형으로 인해 내부에 축적된 많은 전위들이 인장 시험 시에 가해지는 변형을 추가적으로 수용하는 것을 방해한 결과이다. 그리고 그림 7과 그림 8의 IPF 지도와 극점도에서의 강도값에서 인장 전과 후에 큰 차이를 보이지 않은 것으로 보았을 때, 인장 시험 후에 결정립의 방향은 크게 변화되지 않은 것으로 판단된다. 그리고 인장 시험 전의 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시편과는 달리, 인장 시험 이후의 HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시편들에서 결정립계에서 zero solution 영역이 빈번하게 관측되었다. 이는 인장 시험 동안 결정립계에 응력이 집중되어 국부적인 변형이 발생함에 따른 결과로써, EBSD를 통해 정확한 데이터를 얻을 수 없는 구간이 형성되었기 때문이며, 인장 변형에 의해서 그림 8의 KAM 지도와 GNDs 지도에서 전위밀도가 높아진 결과로 나타난 것임을 알 수 있다. 비록 인장 시험 후의 HR(8PASS)-T6시편에서 LAGB 비중이 인장 시험 전인 62.6%(그림 5 참조)보다 감소한 60.7%(그림 8 참조)를 보여주고 있지만, LAGB와 HAGB의 절대적인 수는 동시에 증가한 결과로 반영된 것으로 보인다.
IPF map, pole figure, IQ map (with a blue line for high-angle grain boundary, a red line for low-angle grain boundary, and a green line for twin boundary), KAM map, and GNDs map of AZMX1100 magnesium alloy after tensile test.
3.4 인장시험 파단면 분석
인장시험 후, HR(8PASS) 시편과 열처리 시편(HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6)에 대해 파단면 분석을 진행하였다. 마그네슘 합금은 HCP 결정구조로 슬립계가 제한적이며, 외부 힘과 동일한 방향으로 기울어진 결정립에서만 슬립이 발생할 수 있다. 이로 인해 마그네슘 합금은 취성파괴 형태인 벽개파괴(cleavage fracture)와 연성파괴 형태인 딤플(dimples)이 공존하는 복합파괴 형태를 띤다[2]. 그림 9에서 HR(8PASS) 시편의 경우 취성파괴 형태인 벽개파괴가 열처리 시편에 비해 많이 관찰되었으며 이는 열간압연과정에서의 가공경화로 인해 전위밀도가 증가하여 변형과정에서 전위의 이동을 방해해 추가적인 변형 수용이 어려워지기 때문이다[26]. 열간압연 시편의 경우 그림 7, 그림 8의 극점도에서 알 수 있듯이 집합조직의 강도가 높다. 이는 c-축의 변형수용을 어렵게한다. 또한 높은 전위밀도는 국부적인 응력집중을 유발하여 재료가 취성파괴 되게한다. 인장시험 결과에서도 HR(8PASS)시편은 약 1% 미만의 연신율을 나타내었다. 따라서 벽개파괴의 분율이 높을 때 연신율은 급격히 감소함을 확인할 수 있다. 열간압연 시편 및 열처리 시편의 인장시험 후 파면을 관찰한 SEM 이미지 및 벽개파괴의 형태로 관찰되는 부분에 대한 표시를 그림 9에 나타내었다. 해당 이미지를 확인 하였을 때, 열처리 시편들도 SEM 이미지 상에서 일부 벽개파괴 형태가 관찰되었다. 하지만 열간압연 시편에 비해 벽개파괴의 비중이 적어 전체 파괴에서 주요한 역할을 수행하지 못했다고 판단된다. 앞선 극점도 결과에서 열처리 시편의 경우 집합조직의 강도가 열간압연 시편에 비해 감소하였다. 따라서 열간 압연 시편과 비교하여 추가적인 변형의 수용이 가능하다고 판단할 수 있다. 따라서 위의 인장시험 결과와 연관지어볼 때, 열처리시편의 파괴 형태에서 벽개파괴의 분율감소로 인하여 연성파괴형태인 딤플의 분율이 증가하였고 따라서 열 처리 시편인 HR(8PASS)-N, HR(8PASS)-T6시편 모두 연신율이 증가하였다고 판단된다.
Morphology of fracture surface after tensile test: (a) HR(8PASS), (b) HR(8PASS)-N, and (c) HR(8PASS)-T6.
4. 결 론
본 연구에서는 기존 AZ합금계에서 Al의 함량을 줄이고 Ca와 Mn이 추가된 Mg-1.1Al-1.0Zn-0.15Mn-0.4Ca 조성의 AZMX1100 마그네슘 합금을 TRC 공정을 활용하여 판재로 제조하였다. 열간 압연을 통해 TRC 공정에서 형성되는 주조 결함을 제거하였으며, 추가로 상온에서의 소성 변형능을 향상시키기 위해 집합조직 완화를 위하여 균질화열처리와 시효 처리를 진행하였다. 이를 통해서 각 공정을 통해 제조된 시험편의 미세조직과 기계적 물성 변화를 분석하였다.
TRC 공정으로 제조된 판재인 HR(0PASS)에서 131.3±80.68 μm의 조대한 결정립이 관찰이 되었으며, 열간 압연을 통해 결정립의 크기는 8.58±4.89 μm까지 결정립이 미세화 되었다. 이는 TRC 공정으로 제조된 AZMX1100 합금에 대한 열간압연 중에 발생한 DRX로 인한 재결정 과정에서 결정핵이 더 많이 형성되기 때문에 평균 결정립의 크기가 더 감소하였으며, 무작위 핵생성 자리가 형성되어 집합조직 강도도 감소한 것으로 판단된다.
HR(8PASS)-N과 HR(8PASS)-T6 시험편에서는 DRX를 통해 형성된 재결정들의 성장과 압연과정에서 내부에 축적된 높은 변형 에너지에서 기인한 재결정과 같은 복합적인 영향으로 인하여 결정립의 크기가 2배 이상 증가하였다. 게다가 열간압연 이후의 추가적인 열처리 공정으로 인하여 에너지가 높은 내부의 결정립들의 재결정과 합금 원소로 첨가된 Zn이 극점도를 TD 및 RD 방향으로 넓게 분산시켜 집합조직을 약화시키는 결과를 초래한 것으로 보인다.
TRC 공정으로 제조된 판재에 대한 열간 압연이 진행됨에 따른 가공경화와 결정립 미세화 현상으로 인해 점차 증가하여 HR(8PASS) 시험편에서는 가장 높은 기계적 강도값을 나타내었다. 이와 달리, 균질화 열처리 과정 및 재가열 과정에 따른 재결정의 형성 및 성장으로 인하여 HR(8PASS)-N에서 가장 낮은 비커스 경도와 인장 강도값을 보였지만, 연신율은 상대적으로 높게 측정되었다. 인공 시효를 진행한 HR(8PASS)-T6 시편에서는 HR(8PASS)-N과 비교하였을 때에 결정립의 큰 변화는 없었지만 기계적 강도 값이 증가하였으며, 이는 시효열처리에 의한 석출물 형성에 따른 석출강화효과가 반영되었다고 판단된다.
Notes
감사의 글
본 연구는 한국연구재단(NRF) 이공분야기초연구사업(RS-2022-NR075673, RS-2018-NR031071)의 연구지원으로 수행되었으며, 이에 감사드립니다.