1. Introduction

친환경시대가 도래함에 따라 국제 환경규제와 연비규제 가 강화되고 에너지 자원의 고갈 및 불안정한 가격 등으 로 인해 자동차 부품 소재의 경량화가 요구되고 있다. 알 루미늄(Al) 합금은 비강도와 내식성이 우수하며, 주조 및 가공이 용이하여, 자동차 부품용 경량 소재에 적용하기 위 한 연구가 활발히 진행되고 있다[1-3]. Al–Zn–Mg–Cu (7xxx계) 합금은 고강도용 전신재 합금으로 압연, 압출, 단 조 등 열간가공 공정을 통해 제조되며, 후속 용체화 및 시 효 열처리를 통해 η-MgZn₂, T-Mg₃₂(Al,Zn)₄₉, θ-Al₂Cu 등 다양한 종류의 나노 석출물을 생성시켜 우수한 강도를 얻 는다고 보고되고 있다[4-6].

최근, Al 합금의 고강도화 및 형상 자유도 향상을 위해 적층제조 공법을 활용하는 연구가 활발히 진행되고 있다 [7, 8]. 그러나, 고강도 Al–Zn–Mg–Cu 합금의 경우 높은 합금 원소량으로 인해 고액 공존 온도 영역이 넓어 합금 원소의 결정립계 편석이 심하고, 고온 균열 등의 주조 결 함에 취약하여 적층제조 공법 적용에 어려움이 있다[9]. 고강도 Al–Zn–Mg–Cu 합금에 적층제조 공정을 적용하기 위한 연구의 일환으로, Si 첨가는 결정립계 영역에 용융 Si을 침투시켜 고온 균열을 완화하는 등 주조 결함을 줄 여 적층제조 합금의 건전성을 높인다는 결과가 보고되었 다[10]. 이처럼 Si이 첨가된 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금은 적 층제조를 포함한 분말야금 공정에 활용 가능성이 높은 합 금이라 할 수 있다.

본 연구진은 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금의 활용성을 높이기 위해 고에너지 볼 밀링(High energy ball milling, HEBM) 및 방전 플라즈마 소결(Spark plasma sintering, SPS) 공정 을 적용하는 연구를 수행한 바 있다[11]. 고에너지 볼 밀 링은 Al–Zn–Mg–Cu–Si 분말 표면의 Al 산화물층을 분말 내부로 침투시키고, 후속 소결과정에서 MgO로의 변태를 유발하는데, 이는 Al 기지에 존재하는 Mg 고용 원소의 고 갈을 유발하여 Mg을 포함하는 상의 생성을 억제하는 결 과를 야기하였다[11].

Al–Zn–Mg–Cu–Si 분말야금 합금의 기계적 특성은 생성 상, 산화물, 결정립 크기 등 미세조직과 밀접한 관계를 갖 는다. 용체화 및 시효 열처리가 Al–Zn–Mg–Cu 합금의 미 세조직과 기계적 특성에 큰 영향을 주는 것으로 알려져 있으며[12], 이는 Al–Zn–Mg–Cu–Si 분말야금 합금의 열처 리 특성 연구의 필요성을 시사한다. 따라서 본 연구에서는 Al–Zn–Mg–Cu–Si 분말야금 합금의 미세조직과 기계적 특 성에 미치는 열처리의 영향을 조사하였다. 가스분무법을 통해 제조한 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금 분말과 이를 고에너 지 볼 밀링한 분말을 방전 플라즈마 소결한 뒤 소결체를 후속 열처리하였다. 후속 열처리가 밀링 여부가 다른 두 종류의 소결합금의 이차상, 산화물, 결정립 등 미세조직과 경도에 미치는 영향을 조사하였다.

2. Experimental

본 연구에서는 가스분무법으로 제조한 Al–Zn–Mg–Cu– Si 합금 분말(Avention, Siheung, Korea)을 사용하였다. Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금 분말의 입도는 14.7 ± 5.6 μm이며 [11], 파장분산형 엑스선형광분석기(X-ray fluorescene, XRF; Malvern Panalytical, Zetium)를 이용해 분석한 화학 적 조성은 Al–7.8Zn–2.9Mg-2.1Cu–2.3Si–0.2Fe(wt.%)이었 다. 합금 분말 20 g과 2 wt.%의 공정 제어제(Stearic acid, CH₃ (CH₂)₁₆CO₂H)를 볼 밀링 용기(SKD-11)에 투입한 뒤 유성 볼 밀 장비(FRITSCH, Pulverisette-6)를 이용해 Ar 분 위기에서 2 0 0rpm의 속도로 12 h 볼 밀링을 수행하였다. 볼 밀링 시 크롬-스틸 볼(SUJ-2)을 사용했으며, 볼과 분말 비(Ball to powder ratio, BPR)는 30 :1이었다. 볼 밀링은 내 부 과열을 방지하기 위해 30분 밀링 후 90분의 휴식기를 가지며 총 24주기를 거쳐 수행되었다.

초기 분말과 밀링된 합금 분말을 외경 35mm, 내경 10 mm, 높이 40mm의 원통형 흑연 몰드에 장입한 후, 방전 플라즈마 소결 장치(SPS; ELTEK Korea Co.)를 이용하여 고 진공 분위기(<30m torr)에서 소결하였다. 방전 플라즈 마 소결 시 샘플(ø10× 4 mm)을 ~80MPa의 단축 가압 상 태에서 50°C/min의 승온 속도로 500°C까지 승온한 뒤 10 분간 유지하였고, 이후 챔버 내에서 냉각하였다. 볼밀링 적용 여부가 다른 두 종류의 소결 합금을 진공 관상로(SH scientific, SH-FU-100)를 이용해 500°C에서 1, 24, 168 h 열처리한 뒤 수냉하였다.

소결 및 열처리 합금의 미세조직 변화를 조사하기 위해 X선 회절(X-ray diffraction, XRD) 분석을 수행하였다. XRD 분석 시 Cu-Kα 타겟을 사용하는 X선 회절기(Shimadzu, XRD-6100)를 사용하였으며, 20~90°의 2θ 영역을 0 .02°의 스텝으로 스캔하였다. 소결 및 열처리 합금을 기계연마한 뒤 주사전자현미경(Scanning electron microscopy, SEM)과 에너지분광법(Energy dispersive X-ray spectroscopy, EDS) 을 이용해서 미세조직을 분석하였다. 미세조직 분석에는 두 종류의 SEM(HITACHI; SU-70, ZEISS; Gemini 500)이 사용되었다. 열처리가 소결합금의 결정립 크기에 미치는 영향을 조사하기 위해 후방산란 전자 회절(Electron back scattered diffraction, EBSD) 분석을 실시하였다. EBSD 분 석은 주사전자현미경(HITACHI, SU-70)의 5000, 20000 배 율에서 각각 0.10, 0.03 μm의 스텝 크기 조건에서 수행되 었고, 측정 데이터는 TSL OIM 소프트웨어를 이용하여 분 석되었다.

이차상 및 산화물 분석을 위해 투과전자현미경(Transmission electron microscopy, TEM) 분석을 실시하였다. 집 속 이온빔(Focused ion beam, FIB) 밀링을 이용해서 제작 한 샘플을 200 kV의 가속전압 조건에서 JEOL ARM 200F 을 이용해서 고각환형 암시야 스캐닝 투과전자현미경 (High-angle annular dark field scanning TEM, HAADFSTEM) 및 고해상도 투과전자현미경(High-resolution TEM, HRTEM) 분석을 실시하였다. 소결 및 후속 열처리 합금의 기계적 특성 분석을 위해 마이크로비커스 경도계(TIME, TH-715)를 이용하여 0 .01 kgf의 하중에서 각 시편마다 10 회씩 측정한 후 평균 내었다.

3. Result and Discussion

3.1 열역학 계산

그림 1(a)는 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금의 온도에 따른 평형 상분율의 변화를 나타낸다. 본 연구에서 사용한 Al–Zn– Mg–Cu–Si 합금은 Si 함량이 매우 낮은 7xxx계 상용 합금 과 달리 Si을 포함하는 이차상이 다량 생성되는 것을 알 수 있다. Si을 포함하는 Mg₂Si, β-AlFeSi, Q-AlCuMgSi, Si 상의 생성온도는 각각 554, 550, 510, 276°C이며, 이들의 총 분율은 ~10wt .%로 매우 높았다. 그 외 θ-Al₂Cu, τ- AlCuZn, η-MgZn₂ 상은 각각 370, 348, 150°C에서 생성되 는 것으로 계산되었다.

Fig. 1

Variation in equilibrium phase fraction with temperature for (a) Al–7.8Zn–2.9Mg–2.1Cu–2.3Si–0.2Fe and (b) Mg-free Al–7.8Zn–2.1Cu–2.3Si–0.2Fe alloy calculated using FactSage software with FTlite database.

Mg이 포함된 Al 합금 분말을 소결하면 분말 표면 및 내 부에 존재하는 산화물이 Al 기지의 Mg가 반응하여 MgO 를 형성한다는 연구가 보고된 바 있다[11, 13]. 소결 시 MgO의 생성은 Al 기지의 Mg 원소의 고갈을 의미한다. 그림 1(b)는 Al–Zn–Cu–Si 합금의 온도에 따른 평형 상분 율의 변화를 나타내며, MgO 생성에 의한 Mg 고갈이 소 결 및 열처리 합금의 미세조직에 미치는 영향을 예측하는 데 활용 가능하다. Al–Zn–Cu–Si 합금에서는 Mg을 포함하 는 이차상이 생성되지 않으며, Si과 θ-Al₂Cu 상의 분율과 생성온도(540, 420°C)가 크게 증가하였다. 150°C 이하의 저온에서 생성되는 η-MgZn₂ 상은 Mg 고갈에 의해 hcp- Zn 상으로 변하는 것으로 예측되었다. 한편, τ-AlCuZn과 β-AlFeSi 상은 Mg 고갈에 영향을 크게 받지 않았다.

열처리 온도인 500 °C에서의 평형상은 Al–Zn–Mg–Cu– Si 합금의 경우 Q-AlCuMgSi, Mg₂Si, β-AlFeSi 상이며, 분 율은 각각 3.0, 2.3, 0.7 wt.%으로 계산되었다. 한편, Mg이 고갈된 Al–Zn–Cu–Si 합금에서의 500°C 평형상은 Si과 β- AlFeSi이며, 각 상의 분율은 1.6 wt.%와 0.7 wt.%이었다.

3.2 XRD 분석

그림 2(a)는 가스분무를 통해 제조한 원분말을 소결한 합금과 이를 500°C에서 1, 24, 168 h 후속 열처리한 합금의 XRD 결과를 나타낸다. 밀링 미적용 원분말의 소결 합금에 서는 Q-Al₅ Cu₂Mg₈Si₆(P6; a=1.039 nm, c=0.401 nm[14]), Si(Fd3 m; a=0.540 nm[15]), η-Mg(Zn,Al,Cu)²(P6₃/mmc; a= 0.523 nm, c=0.856 nm[16]), Mg₂Si(Fm3 m; a=0.635 nm[17]) 상의 XRD 피크가 확인되었다. 500°C의 후속 열처리 시간 이 증가함에 따라 Q-Al₅Cu₂Mg₈Si₆, η-Mg(Zn,Al,Cu)₂ 상의 XRD 피크의 강도가 감소하였는데, 이는 Q와 η 상이 500°C 열처리 시 재용해 되었음을 의미한다. 상기 XRD 결과는 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금의 Q상의 분율이 온도가 500°C로 증가함에 따라 감소하며, 저온 안정상인 η 상은 150°C 이상에서 재용해된다고 예측한 열역학 계산 결과 (그림 1(a))와 일치한다. 500°C에서 168 h 열처리한 샘플에 서는 α-Al(Fe,Mn)Si(Pm3 ; a=1.256 nm[18]) 상의 XRD 피 크가 뚜렷하게 관찰되었는데, 이는 β-AlFeSi 고온 안정상 의 생성을 예측한 열역학 계산 결과와 일맥상통한다.

Fig. 2

XRD patterns of sintered alloy and the alloys annealed at 500°C for various times: (a) without and (b) with mechanical milling.

그림 2(b)는 밀링한 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금 분말에 대한 소결합금의 XRD 결과를 나타낸다. 밀링 미적용 소결합금 에서 관찰된 Mg을 포함하는 Q-AlCuMgSi, Mg₂Si, η-Mg (Zn,Cu,Al)₂ 상의 피크는 관찰되지 않았고, 대신 Si, θ- Al₂Cu(I4/mcm; a=0.605 nm, c=0.487 nm[19]), MgO(Fm3 m; a=0.421 nm[20]) 상의 피크가 관찰되었다. 이는 밀링 중에 분말 내부로 침투한 Al 산화물이 소결 공정 중에 MgO를 형성하면서 합금의 Mg이 고갈된 것을 나타내며, 그림 1(b)의 열역학 계산 결과에 상응한다. Mg이 고갈된 합금 은 열처리가 진행됨에 따라 24 h 후 열 안정성이 낮은 θ- Al₂Cu 상이 재용해되고, 168 h 장시간 열처리 시 α-AlFeSi 상이 생성되었다.

3.3 이차상 및 산화물 분석

그림 3(a)는 밀링 미적용 Al–Zn–Mg–Cu–Si 소결합금의 SEM 미세조직과 EDS 원소 매핑 결과로 1~2 μm 크기의 다양한 종류의 이차상이 존재함을 보여준다. 분말 경계를 따라 주로 분포하는 검정색 입자는 Si 상과 Mg₂Si 상이며, 분말 내부에 존재하는 회색 입자는 4원계 Q-AlCuMgSi 상 으로 확인되었다. 그림 3(a1)의 확대사진에서 볼 수 있듯 이 산화물이 존재하였는데, 이는 가스분무 분말에서부터 존재하던 표면 산화물이 소결 중에 Mg와 O를 포함하는 산화물로 형성된 것으로 생각된다.

Fig. 3

SEM images and corresponding EDS mapping of as-sintered alloys (a) without milling and (b) with milling. (1) Magnified SEM images showing morphology of oxide phases.

그림 3(b)는 볼 밀링 후 소결한 합금의 SEM 미세조직 으로 밀링 미적용 소결합금과 달리 미세한 산화물이 다수 줄지어 있음을 확인하였다(그림 3(b1)). 가스분무 원분말 의 형태는 더이상 관찰되지 않았고, 산화물이 밀집한 영역 에서는 O 이외에 Mg이 다수 존재하였다. 분말 표면의 산 화물층이 밀링 시 압접, 파쇄, 동적 균형 과정을 거치면서 분말 내부에 침투하였고, 이들이 소결 중에 기지내의 Mg을 다량 흡수하며 MgO 산화물을 형성한 것으로 생각된다[11]. 밀링 및 소결합금에서는 다량의 MgO 산화물의 형성으로 인해 기지 내의 존재하는 Mg 고용원소가 고갈됨에 따라 Mg을 포함하지 않는 Si 상과 θ-Al₂Cu 상이 다수 생성되었 다. 이는 Mg을 포함하는 S-Al₂CuMg 상과 T-Mg₃₂(Al_1-x Zn_x)₄₉ 상의 이차 상을 갖는 벌크 소재의 Al–Zn–Mg–Cu– Si 합금과는 대조적이다[21]. 밀링 적용 여부와 관계없이 모든 소결합금에서는 소량의 α-AlFeSi 상이 관찰되었다.

그림 4(a, b)는 밀링 미적용 소결합금을 500 °C에서 1, 24 h 열처리한 샘플의 SEM 미세조직이다. 열처리 시간이 증가함에 따라 Q-AlCuMgSi 상과 Mg₂Si 상의 분율이 감 소하고, 크기는 증가하였다. 500°C에서 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금의 Q-AlCuMgSi 상과 Mg₂Si 상의 평형 분율이 각각 ~3 wt.%와 2 wt.%로 계산되었는데(그림 1(a)), 이는 두 상 이 500°C에서 완전히 재용해되지 않음을 가리킨다. 이를 통해 500°C에서 열처리 시 Q-AlCuMgSi 상과 Mg₂Si 상의 일부 재용해 및 조대화가 발생한 것으로 생각된다. 그림 5(a)는 밀링 미적용 소결합금을 168 h 장시간 열처리한 합 금의 SEM 사진과 EDS 원소매핑 결과로 Q-AlCuMgSi 상 과 Mg₂Si 상의 조대화 현상을 잘 보여준다. Al–Zn–Mg– Cu–Si 합금의 Si 상의 재용해온도는 276°C로 매우 낮아 500°C 열처리 시 재용해되거나 Si을 포함하는 Q-AlCuMgSi 및 Mg₂Si 상으로 변태할 것으로 예상된다. 그러나, 장시간 열처리한 샘플에서 Si 상이 일부 관찰되었는데, 이는 Si 상의 Q 및 Mg₂Si 상으로의 변태가 아직 완료되지 않았거 나, 원소 편차가 큰 분말의 특성으로 인해 Si 원소가 다량 함유된 분말이 관찰되었기 때문으로 생각된다. 고온에서 안정한 α-AlFeSi 상은 장시간 열처리한 샘플에서도 관찰 되었으며, 이는 XRD 결과(그림 2(a))와 일치한다.

Fig. 4

SEM images of the alloys annealed at 500°C for (a, c) 1 h and (b, d) 24 h (a, b) without milling and (c, d) with milling.

Fig. 5

SEM image and EDS element mapping of the alloys annealed at 500°C for 168 h (a) without milling and (b) with milling.

그림 4(c, d)는 밀링 분말의 소결합금을 500 °C에서 1, 24 h 열처리한 샘플의 미세조직으로 소결합금에 다수 존 재하던 ~1 μm 크기의 미세한 θ-Al₂Cu 상이 잘 관찰되지 않았다. 이는 밀링 및 소결합금의 θ-Al₂Cu 상이 재용해온 도가 420°C도로 열안정성이 낮아(그림 1(b)) 500°C 열처리 시 재용해되었음을 의미한다. 한편, 재용해온도가 540°C로 열안정성이 높은 Si 상은 24 h 열처리하더라도 존재하였고, 분율 및 크기 변화가 미비하였다. 소결합금에 존재하는 배 열된 MgO 산화물 또한 분율 및 크기 변화가 미비하여 열 처리의 영향이 크지 않은 것으로 보인다. 그림 5(b)는 밀 링 및 소결합금을 500°C에서 168 h 열처리한 샘플의 SEM 사진 및 EDS 원소 매핑으로 장시간 열처리한 샘플의 주 요 이차상은 Si 상과 α-AlFeSi 상임을 나타낸다.

미세한 이차상 및 MgO 산화물을 보다 자세히 관찰하기 위해 TEM 관찰을 실시하였다. 그림 6(a, b)는 밀링 및 소 결합금을 500°C에서 1 h 열처리한 샘플의 HAADF-STEM 사진 및 EDS 원소 매핑 결과이다. 1 h 열처리한 샘플에서 수백 nm 크기의 θ-Al₂Cu 상과 α-AlFeSi 상이 관찰되었는 데, 이는 SEM 및 XRD 결과와 잘 일치한다. 열처리한 샘 플에서 미량의 Zn 상이 기공과 함께 관찰되었는데, 아마 도 분말 제조 시 발생할 수 있는 Zn의 편석과 관련이 있 을 것으로 생각된다. 한편, TEM 및 EDS 결과는 Al 결정 립을 따라 존재하는 MgO 산화물의 존재를 잘 보여준다. 그림 6(c, d)는 Al 결정립에 확대한 TEM 사진으로 10nm 내외의 MgO 산화물이 Al 결정립을 따라 다량 존재하는 것을 보여준다. 고속 푸리에 변환(Fast fourier transform, FFT)을 활용한 결정구조 및 격자상수 분석(그림 6(e))을 통해 결정립계에 존재하는 나노결정 산화물이 MgO (Fm3 m; a=0.421 nm)임을 거듭 확인하였다. 상기 결과는 500°C의 열처리가 소결 시 생성된 MgO 입자에 미치는 영 향이 미비하다는 것을 의미한다.

Fig. 6

(a) HAADF-STEM image and (b) EDS element mapping of milled, sintered, and 1 h annealed alloy. (c) BF-TEM, (d) HRTEM, and (f) FFT analyses showing the presence of MgO particles along the grain boundaries.

3.4 EBSD 활용 결정립 분석

그림 7은 소결합금 및 500 °C에서 열처리한 샘플의 EBSD inverse pole figure(IPF) 사진이다. 밀링 미적용 소 결합금에는 다양한 이차상(Q-AlCuMgSi, Mg₂Si, Si)이 다 수 존재함에 따라 IPF 사진에 수백 nm 크기의 Al 기지상 으로 확인되지 않는 영역이 다수 존재하였다. 열처리한 샘 플의 IPF 사진에는 이차상의 분율이 감소하였는데, 이는 열처리시 발생하는 이차상의 재용해 현상 때문이다. 밀링 미적용 소결합금의 결정립 크기는 2.9 ± 1.3 μm이었고, 1, 24, 168 h 열처리한 샘플의 결정립 크기는 4.1 ± 1.8, 4.2 ± 1.8, 6.3 ± 3.4 μm이었다. 이는 장시간의 열처리가 소결합 금의 Al 결정립의 조대화를 야기함을 의미한다.

Fig. 7

EBSD IPF map of as-sintered alloy and annealed alloys for different times.

밀링 및 소결합금의 Al 결정립은 한방향으로 배열된 형 태를 띄고 결정립 크기는 0.5 ± 0.2 μm로 매우 작아, 고에 너지 볼 밀링에 의한 결정립 미세화 효과를 잘 보여준다. 밀링 및 소결합금을 1, 24, 168 h 열처리한 샘플의 경우 결 정립 크기가 0.5 ± 0.2, 0.5 ± 0.3, 1.0 ± 0.5 μm로 측정되었 다. 흥미로운 점은 500°C에서 24 h 열처리하더라도 결정 립의 크기 변화가 미비하다는 점이다. 이는 소결 중 결정 립계를 따라 생성된 MgO 나노입자가 고온 열처리 시 결 정립 성장을 억제한 것으로 판단된다[22]. 168 h의 장시간 고온 열처리는 밀링 및 소결합금의 결정립 조대화를 야기 했는데, 이는 아마도 MgO의 성장에 의한 결정립 성장억 제 효과 감소 때문인 것으로 생각된다.

3.5 기계적 특성

그림 8은 500°C의 후속 열처리가 소결합금의 경도에 미 치는 영향을 나타낸다. 소결합금의 경도는 밀링 미적용 및 적용 합금의 경우 각각 93.8 ± 3.7 및 134.3 ± 4.5 HV이었 다[11]. 고에너지 볼 밀링은 소결합금의 경도를 약 40HV 향상시켰는데, 이는 결정립 및 이차상의 미세화 때문으로 보고된 바 있다[11].

Fig. 8

Effect of annealing time on microhardness of sintered alloy with and without mechanical milling.

500°C에서의 1 h 열처리는 밀링 미적용/적용 소결합금 의 경도를 각각 116.2 ± 3.8 및 152.1 ± 9.5 HV으로 약 20 HV 증가시켰다. 이는 Q-AlCuMgSi 및 θ-Al₂Cu 상이 Al 기지에 재용해됨에 따른 고용강화 효과 증가 및 이차상의 크기 감소로 인한 분산강화 효과 증가 때문인 것으로 생 각된다. 한편, 24 h 고온 열처리한 샘플의 경도는 밀링 미 적용 및 적용 합금이 97.5 ± 2.4, 124.5 ± 5.1 HV으로 1 h 열처리한 샘플 대비 각각 19 HV, 28 HV 감소하였다. 특히 밀링 후 소결한 합금에서 경도 감소폭이 컸는데, 미세한 θ-Al₂Cu 상이 모두 재용해됨에 따른(그림 2(b)) 분산강화 효과의 부재에 의한 것으로 생각된다.

168 h의 고온 열처리는 밀링 미적용 합금의 경도를 110± 4.7 HV로 증가시켰으나, 밀링 적용 합금의 경도 (126.1 ± 3.3 HV)에는 거의 영향을 주지 않았다. 밀링 적용 여부와 관계없이 168 h 장시간 열처리하면 ~ 20 0nm의 미 세한 α-AlFeSi 상이 생성되어 분산강화 효과를 제공한다. 반면 Al 결정립이 조대화됨에 따라 결정립 강화 효과가 감소하는데, 그 감소폭은 밀링 적용 여부에 따라 매우 상 이하다. 168 h 열처리한 샘플의 결정립 크기는 24 h 열처 리한 샘플 대비 밀링 미적용 합금은 4.2 μm에서 6.3 μm로 증가했으며, 밀링 적용 합금은 0 .5 μm에서 1.0 μm으로 증 가시켰다(그림 7). 결정립 강화 효과(σ_gb)는 Hall-Petch 이 론(σ_gb=k·d^−1/2[23])에 의해 계산 가능하며, 여기에서 k는 7075 합금의 Hall-Petch 상수(0.12 MPa·m^−1/2[24]), d는 결 정립 크기이다. 결정립 조대화에 의한 강도 감소폭은 밀링 미적용 합금과 밀링 적용 합금에서 각각 11MPa와 50 MPa로 계산되었다. 서브 μm의 결정립을 갖는 밀링 적용 합금에서 발생한 결정립 조대화가 합금을 크게 연화시켜 α-AlFeSi 상의 분산강화 효과를 상쇄한 것으로 판단된다.

4. Conclusion

본 연구에서는 고에너지 볼 밀링 및 방전플라즈마 소결 법을 통해 제조한 Al–Zn–Mg–Cu–Si 합금의 미세조직과 기계적 특성에 미치는 열처리의 영향을 조사하기 위해 XRD, SEM, EBSD, TEM, 비커스경도 분석을 실시하였다. 본 연구의 핵심 결과는 다음과 같다.

1. 밀링 미적용 소결합금의 주요 이차상은 Q-AlCuMgSi, Mg₂Si, Si 상이었고, 분말 경계에 Al 산화물이 존재했 다. 고에너지 볼 밀링에 의해 분말 표면의 산화물이 분말 내부로 침투하였고, 소결 시 MgO 산화물을 형 성하며 Al 기지의 Mg 고용량을 감소시켰다. 이로 인 해 볼 밀링 후 소결한 합금에서는 Mg을 포함하지 않 는 Si과 θ-Al₂Cu 상이 주로 존재했다. 볼 밀링은 소결 합금의 결정립 크기를 2.9 μm에서 0 .5 μm로 매우 감 소시켰다.

2. 500°C의 고온 열처리는 밀링 미적용 소결합금의 QAlCuMgSi 및 Mg₂Si 상의 부분 재용해 및 조대화를, 밀링 후 소결한 합금의 θ-Al₂Cu 상의 완전 재용해를 야기했다. 두 소결합금 모두 장시간 열처리 시 고온 생성상인 α-AlFeSi 상이 생성되었다. 500°C에서 168 h 열처리 시 결정립 크기는 밀링 미적용 합금은 2.9 μm 에서 6.3 μm으로, 밀링 적용 합금은 0 .5 μm에서 1.0 μm으로 조대화되었다.

3. 500°C에서 1 h 열처리하면 Q-AlCuMgSi/Mg₂Si 및 θ- Al₂Cu 상의 재용해에 의한 고용강화 및 분산강화 효 과 증가로 인해 소결합금의 경도가 증가하였다. 24 h 열처리는 분산강화 효과가 있는 미세한 이차상의 재 용해를 일으켜 합금의 경도 감소를 야기하였다. 168 h 장시간 열처리하면 수백 nm의 α-AlFeSi 상에 의한 분산강화 효과로 인해 밀링 미적용 합금의 경도는 증 가했다. 그러나, 밀링 및 소결합금은 서브 μm 결정립 조대화에 의한 연화 효과가 α-AlFeSi 상의 분산강화 를 상쇄시킴에 따라 경도의 변화는 미비하였다.

Acknowledgements

Acknowledgement

이 성과는 정부(과학기술정보통신부)의 재원으로 한국 연구재단의 지원을 받아 수행된 연구임(No. RS-2023- 00217415). 전자현미경 분석에 도움을 주신 전북대학교 공동실험실습관(Center for University-wide Research Facilities, CURF)에 감사드립니다.f

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References

Citations

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