3.1 Strip cast Al 3003 합금의 미세조직 및 상분석결과

Strip casting 공정으로 제조된 Al 3003 합금의 ICP 분석 결과를 표 1에 제시하였다. 1.15 wt% Mn과 함께 Fe, Si, Cu 원소들이 소량 포함되어 있으며 대체적으로 일반 Al 3003 합금 조성에 준하는 결과를 보였다. 그러나 Si 함량의 경우 Al 3003 합금 규격 (0.600 wt%Si)에 비해 낮은 값(0.136 wt%Si)을 보였다.

Strip cast Al 3003 합금의 초기 미세조직 관찰결과를 그림 1에 나타냈다. 열처리 전 F 소재는 strip 중앙부에 회색의 석출상들이 strip casting 방향으로 뭉쳐진 띠 형태를 이루고 있었다. 그러나 열처리를 수행한 O 소재의 경우 F 소재와 다르게 이 석출상들이 고르게 분산되어 분포하였다.

그림 2는 polarized light microscopy(PLM) 관찰 결과이다. 사진에서 알 수 있듯 열 처리 유무에 상관없이 F, O 두 소재 모두 globular 형상의 급랭 응고 조직이 관찰되었다. 상기 독특한 미세조직은 일반 DC 공정으로 제조된 Al 합금에서 나타나지 않는 것이다. 이러한 급냉 응고 조직은 strip casting 공정 특성상 용탕에서 바로 판재로 제조되면서 부여되는 빠른 냉각 속도에 의해 생길 수 있다고 보고된 바 있다 [¹⁶,¹⁷]. 여기서 급냉 응고 조직이 O 열처리 후에도 거시적으로는 사라지지 않고 결정립 내부에서 여전히 존재한다는 점에 주목할 만하다. 그러나 열처리 후의 급랭 응고 조직들은 상대적으로 다소 조대해졌으며 희미하게 나타났다.

F 와 O 소재의 XRD 상 분석 결과를 그림 3에 제시하였다. F, O 두 소재 모두 Al 기지, Al₆(Mn,Fe) 그리고 α(AlMnFeSi) 상으로 구성되어 있었다. 일반적으로 Al₆(Mn,Fe) 상 및 α(AlMnFeSi) 상은 Al-Mn 계 합금에서 강화상 역할을 수행한다고 알려져 있다. 이러한 강화상들의 XRD 피크 강도(intensity) 비교에서, 열처리를 수행함에 따라 Al₆(Mn,Fe) 상은 피크 강도가 커지는 반면 α(AlMnFeSi) 상은 감소함을 알 수 있었다.

Strip 중앙부 영역을 중심으로 한 EPMA 원소 분석 결과를 그림 4에 제시하였다. 그 결과, 열처리 전 F 소재에서 Mn, Fe, Si 성분을 포함하는 상들이 뭉쳐있는 것으로 나타났다. 그러나 O 열처리 후에는 뭉쳐져 있던 Mn, Fe, Si 상들이 전반적으로 넓고 고르게 분포하였다. 즉 열처리를 수행함에 따라 strip 중앙부에 뭉쳐 있던 석출상들(Al₆(Mn,Fe), α(AlMnFeSi))이 Al 기지에 고루 분산됨을 다시 한번 확인할 수 있었다.

그림 5는 열처리 전 F 소재와 열처리 후 O 소재의 EBSD(electron back scatter diffraction) 분석 결과를 나타낸 것이다. IPF (inverse pole figure) map 결과에서 알 수 있듯이, 결정립 내부에서 결정 방위에 따라 여러 종류의 색들이 다양하게 나타나고 있다 [¹⁸]. 열처리 전 F 소재에 비해 열처리 후 O 소재의 결정립 내부 색 (color)들이 상대적으로 유사하게 변한 것을 알 수 있었다. 또한 결정립 내부의 IPF map에서 결정 방향이 조금씩 뒤틀어지는 경계선을 흰색 선(low angle boundary, 3 ~ 15°각)으로 결정 방향이 크게(완전히) 뒤틀어지는 경계선을 검은색 선(high angle boundary, 15 ~ 180°각)으로 나타냈다. 이를 바탕으로 그림 5(b,d) 에 두 소재의 misorientation angle 결과를 도시하였다. 여기에서 O 소재의 흰색 선(low angle boundary)은 F 소재에 비해 확연히 감소한 결과(a,c)를 볼 수 있으며, misorientation angle 분율 결과에서도 F(max 약 0.22)에 비해 감소(max 약0.16)하는 것을 알 수 있었다 (그림 5(b,d)). 일반적으로 low angle boundary의 분율은 전위 밀도와 관계가 있다. 즉 초기 F 소재에서 존재하던 전위들 및 low angle boundary들이 O 열처리로 의해 감소되며 그 결과 Al 기지의 연화가 일어나는 것을 유추할 수 있었다.

그림 6에 열처리 전, 후의 FE-SEM(BSE mode)/EDS 분석 결과를 나타냈다. D.T.L. Alexander 등 [¹¹]은 EDS 분석 결과와 더불어 BSE 모드의 명암 대비 차이로 석출상들을 구분할 수 있다고 제시하였다. 본 연구에서도 상기 분석법을 이용하여 EDS 결과를 바탕으로 F 소재의 이미지에서 짙은 회색을 Al 기지로, 옅은 회색을 Al₆(Mn,Fe)상으로 그리고 흰색을 α(AlMnFeSi) 상으로 유추할 수 있었다. 또한 열처리 전 F 소재의 FE-SEM 미세조직 관찰 결과에서는 Al₆(Mn,Fe) 상 표면에 α(AlMnFeSi) 상이 형성되어 있고 두 상이 혼재되어 있는 특징을 도출할 수 있었다. 그러나 열처리 이후에는 이 혼재된 상들이 미세하고 고르게 분산되어 있었으며, 이는 앞선 EPMA 원소 분석결과(그림 4)와도 잘 상응하는 것이다.

그림 7 에 나타낸 TEM 관찰 결과에서, FE-SEM 미세 조직과 마찬가지로 O 열처리 이후 혼재되어 있던 Al₆(Mn,Fe) 상과 α(AlMnFeSi) 상이 분리되고 미세하고 고르게 분포하는 것을 알 수 있었다. 뿐만 아니라 FE-SEM 수준에서 관찰하지 못한 200 nm 수준의 미세한 α(AlMnFeSi) 상들이 TEM 분석에서 추가로 확인되었다. V. Hansen 등 [¹⁰]은 Al-Mn 계 합금에서 Si 함량이 낮은 경우 열처리 후 α(AlMnFeSi) 상의 크기가 100 ~ 500 nm 수준으로 미세해질 수 있다고 보고하였다.

열처리 후 상 분포 및 크기 등의 변화 이외에 강화상의 분율의 변화도 중요한 미세조직학적 인자이다. O 열처리 이후 변화하는 α(AlMnFeSi) 상 및 Al₆(Mn,Fe) 상의 상분율을 분석하여 그림 8 및 표 2에 제시하였다. 여기에서 FE-SEM 미세조직 이미지 및 Image analyze program을 통해 분석한 정량적인 상 분율을 함께 제시하였다. 열처리 이후 α(AlMnFeSi) 상의 분율은 감소하고 Al₆(Mn,Fe) 상분율은 다소 증가함을 알 수 있었다. 상기 결과는 앞서 XRD 분석(피크 강도) 결과를 통해 유추한 상 분율 결과(그림 3)와도 일치하는 것이다. 이와 관련하여 그림 8(b) Factsage phase simulation program을 이용하 상 분석 해석 결과에서도 온도가 증가함에 따라 α(AlMnFeSi) 상 분율은 감소하며 Al₆(Mn,Fe) 상 분율이 증가하는 동일한 경향을 얻을 수 있었다.

Y. F. Cheng 등 [⁸-¹⁰]에 의하면 Al-Mn계 합금에서는 Si 함량이 강화상 형성에 주요하게 영향을 미친다고 보고하였다. 즉, Si 함량에 따라 고온 안정상이 다르게 생성될 수 있다고 주장하였다. 여기서 Si 함량이 높을수록 α(AlMnFeSi) 상이, Si 함량이 낮을수록 Al₆(Mn,Fe) 상이 더 안정한 고온상이라고 제시하였다. 본 연구에서 사용된 소재의 Si 함량은 0.136 wt%로(표 1) 표준 Al 3003 합금의 Si 함량(0.600 wt%)보다 소폭 낮기 때문에 Al₆(Mn,Fe) 상이 고온에서 더 안정할 것으로 사료된다. 관련하여 Si 함량 차이에 의해 α(AlMnFeSi) 상 분율의 증가와 감소 관찰 결과가 보고된 바 있다 [¹⁹,²⁰]. 본 연구에서 열처리 후 주 강화상인 α(AlMnFeSi) 상의 경우 상 분율은 감소하지만 그 분포는 미세하고 고르게 분산되는 것을 알 수 있었다.

3.2 Strip cast Al 3003 (F and O) 합금의 인장 특성 및 변형거동

열처리 전, 후의 상온 인장 실험 결과를 그림 9에 나타냈으며, 측정된 경도 및 상온 인장 물성을 표 3에 정리하였다. 경도 값은 열처리 전 59.7 Hv에서 열처리 후 53.4 Hv로 6.3 Hv (10.6%) 감소하였고, 항복강도는 124.8 MPa에서 112.2 MPa로 12.6 MPa (10.1%) 감소하였다. 일반적으로 어닐링 열처리 이후 항복 강도가 감소하는 것은 잘 알려져 있다. 이와 관련하여 V. Hansen et. al. [¹⁰]은 strip casting 공정으로 제조한 Al 3003 합금을 400 °C 온도에서 열처리할 경우 항복 강도를 조사하였으며 Si 함량에 따라 강도 값이 변화함을 보고하였다. 여기에서 Si 함량이 0.240 wt% Si 보다 낮은 경우 열처리 후 항복 강도가 감소함을 제시하였으며, 이는 본 연구에서의 결과(0.136 wt% Si)와 상응하는 것이다. 연신율의 경우 열처리 전 19.6% (F 소재), 열처리 후 23.0% (O 소재)로 나타났으며, 이는 열처리에 의한 기지 연화에 기인하는 것으로 판단된다. 한편 그림 9의 결과에서 열처리 후 항복 강도는 감소하는 반면 가공 경화 거동이 더 크게 나타나 인장 강도는 열처리 전과 유사한 특징을 나타냈다. 이러한 특징은 열처리 이후 미세하게 석출 분산된 강화상들에 기인하는 것으로 생각된다 [²¹,²²]. 그림 9(b,c)에서 두 소재의 변형률에 따른 가공 경화 지수(work hardening exponent)를 계산하여 도시하였다. O 열처리 합금에서 가공 경화지수 값이 ~0.128 수준으로 얻어져 열처리 전 소재(F, ~0.119 수준)에 비해 더 높은 값을 나타냈다. 즉 열처리(O) 소재의 가공 경화 거동이 더 크게 나타남을 정량적으로 제시할 수 있었다.

두 소재의 인장 파단면 관찰 결과를 그림 10에 제시하였다. 두 소재 모두에서 연성 파괴일 때 나타나는 전형적인 dimple들이 관찰되었다. 상기 dimple 들의 크기를 측정하였으며, 그 결과 열처리 전 평균 ~4.35 μm(F 소재)에서 열처리 후 평균 ~3.6 μm(O 소재)로 미세해진 것을 알 수 있었다. 이는 열처리 전, 후 초기 미세조직 결과에서 언급한 바와 같이 열처리에 따른 강화 상들의 미세화에 의한 것으로 판단된다. 한편 두 소재의 인장 파단면에서도 관찰되는 강화상의 분포 특징에서도 차이를 보였다. 열처리 전(F) 소재는 dimple들 사이에 강화상들이 뭉쳐있는 반면, 열처리 후(O) 소재의 강화상들은 파단면에서 뭉침 현상 없이 고루 분포하였다. 이처럼 열처리에 의한 Al₆(Mn,Fe) 강화상 분율 증가 및 주 강화상들(Al₆(Mn,Fe), α(AlMnFeSi))의 미세화는 변형이 진행됨에 따라 더 많은 가공 경화를 유도하고 결과적으로 최대 인장 강도(UTS)의 증가를 가져오는 것으로 사료된다.

3.3 Strip cast Al 3003 합금의 고주기 피로 특성 및 피로 변형거동

Strip cast Al 3003 합금 열처리 전(F), 후(O) 소재들의 고주기 피로 특성 결과 (S-N curve)를 그림 11에 나타냈다. 열처리 전 소재의 피로한도는 145 MPa, 열처리 후 소재는 135 MPa로 측정되었으며, 모든 피로 응력 (fatigue stress) 조건에서 열처리 전 소재가 우수한 피로 수명을 보였다. 일반적으로 피로 저항성은 항복 강도와 비례하여 항복강도가 우수한 F 소재가 O 소재에 비해 우수한 피로 특성을 나타낸 것으로 생각된다. 이는 인장 특성에서 확인된 것과 같이 열처리 후 소재의 Al 기지 연화에 기인하는 것으로 설명될 수 있다 [²³]. 또한 S-N 곡선들을 보다 상세히 살펴보면 두 소재 모두 각각 2개의 run out 들이 나타나는 것에 주목할 만하다 (점선과 실선). 그림 11에 나타난 2개의 run out은 피로 수명(fatigue life)이 불균일 하다는 것을 의미한다. 즉, 점선으로 나타낸 S-N 곡선은 동일 응력당 우수한 피로 수명을 보인 결과이며 실선으로 나타낸 곡선은 동일 응력당 낮은 피로 수명을 제시한 결과이다. F 소재의 run out 들은 155 MPa, 145 MPa의 응력에서 확인되었다. O 소재의 경우 run out 들은 137.5 MPa, 135 MPa의 응력에서 나타났으며, 열처리 후 run out 폭이 확연히 줄어든 것을 알 수 있었다. 이와 함께 피로 수명의 변동 폭(deviation)은 O 소재가 F 소재에 비해 좁은 것으로 나타나 피로 수명에 대한 신뢰성이 높아졌음을 알 수 있었다.

두 소재 모두 피로 파면 시작점에서 기공 및 개재물(inclusion)과 같은 결함(defects)들은 관찰되지 않았다 (그림 12). 그러나 거시적인 피로 균열 전파(fatigue crack propagation) 영역에서 F 소재와 O소재는 서로 다른 피로 파면 특징을 나타냈다. 즉 F 소재는 O 소재에 비해 상대적으로 조대하고 불균일한 피로 파면을 보였다. 이는 F 소재 내부의 중앙부에서 존재하는 조대한 석출상들의 영향으로 생각된다.

고 배율로 피로 파단 시편들의 피로 균열 전파 영역을 관찰하였으며, 이를 그림 13에 제시하였다. 먼저 그림 13(a)를 살펴보면, F 소재는 조대한 피로 균열 그리고 조밀하고 균일한 피로 균열 두 가지의 피로 파면 영역들이 관찰되었다 (노란색 점선). 일반적으로 반복 응력이 가해지는 고주기 피로 시험의 경우 불균일하게 뭉쳐있는 상들은 피로 균열을 촉진시킬 수 있다. F 소재에 나타난 조대한 피로 파면은 불균일하게 혼재된 Al₆(Mn,Fe) 상 α(AlMnFeSi) 상에 의해 피로 균열 전파 저항이 균일하게 이루어지지 못하였기 때문으로 생각된다 [²⁴,²⁵]. 이에 반해 O 소재는 피로 균열 전파 거동이 모두 조밀하고 균일한 것으로 관찰되었다 (그림 13(b)). 즉, O 소재는 F 소재와 달리 두 가지 형태의 피로 파면이 아니며, 모든 영역이 균일한 피로 파면으로 나타났다. 이는 열처리 이후 강화상들의 균일한 분포 및 미세화 (약 200 nm 수준) 때문으로 해석될 수 있다. 강화상들의 균일한 분포는 피로 균열 전파 저항성을 높이고 피로 파괴(fatigue fracture)를 더 효과적으로 지연시킨다[²⁶,²⁷]. 그 결과로, 열처리 후(O) 소재는 열처리 전(F) 소재에 비해 run out 폭 및 피로 수명 변동 폭을 더 좁게 나타내는 것으로 판단된다. 일반적으로 피로 수명의 변동 폭은 피로 수명에 대한 신뢰성과 연관된다. 또한 고주기 피로에서 피로 수명에 대한 신뢰성은 매우 중요하다. 결과적으로 O 소재는 열처리 이후 Al 기지의 연화로 인해 고주기 피로 특성은 다소 낮아졌지만 피로 응력에 대한 신뢰도가 높아지는 것을 확인할 수 있었다. 즉 strip casting 공정으로 제조된 Al 3003 합금의 경우 후 열처리를 통해 불균일한 상들의 분포를 제어하고 기계적 특성을 개선시킬 수 있었다.