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Abstract

1. 서 론

분말야금 공정에 의해 제조된 부품들은 높은 치수 정밀 도를 가지며, 연속 열처리가 가능하여 대량생산에 다양하 게 사용되고 있다[1, 2]. 높은 치수 정밀도로 값비싼 후가 공 공정도 줄일 수 있으며, 다양한 특성을 가지는 원소를 혼합하여 복합재료를 제조할 수 있어[1-4] 자동차, 항공, 전자분야에 다양하게 응용되고 있다[4, 5].

최근 자동차 및 수송용 운송기기의 경량화 추세에 의하 여 경량 부품소재의 수요가 크게 증가하고 있다. 여러 가 지 경량소재 중에서 알루미늄(Al)은 매우 높은 비강도를 가져 일부 자동차 부품에 적용되고 있다. 특히 아연(Zn)이 주로 첨가되고, 마그네슘(Mg)이 추가된 7XXX계 Al 합금 이 현재 많이 사용되고 있다. 이 합금은 고강도이나 낮은 내마모성의 단점을 가지고 있어, 갈수록 가혹한 조건, 특 히 강한 내마모성이 요구되는 부품소재로서 사용되기 어 렵다. 따라서 내마모성을 향상시키기 위하여 실리콘 카바 이드(SiC)와 같은 고내마모성 재료를 혼합하여 사용할 수 있다[6]. SiC가 강화된 Al 기지 복합재료는 높은 탄성계수 와 강도 및 열 안정성을 가져 현재 많은 주목을 받고 있 으며[7], 전자 방열판, 자동차용 드라이브 샤프트, 자동차 브레이크 로터, 제트전투기 핀, 엔진 등 다양한 분야에서 사용되고 있다[5, 8, 9].

기존의 SiC 강화상을 기지조직에 첨가하는 공정은 볼밀 링 또는 단순한 분말의 혼합에 의한 경우가 대부분이다. 이러한 공정으로 제조된 분말에서 SiC는 분말 내부에 위 치하기보다 표면에 존재하여 복합재료의 제조 후 결정립 계에 SiC가 응집되어 소결을 방해하여 소결체의 특성 저 하를 야기할 수 있다[10, 11]. 본 연구에서는 SiC가 Al계 분말 내부(intra-granular)에 미리 분산되어 있는 형태의 복 합분말을 가스 분무법으로 제조한 후[12], 다시 구조용 고 강도 Al-Zn-Mg 합금분말과 혼합하여 소결함으로서 기존 Al-Zn-Mg 합금소재의 고강도와 SiC에 의한 내마모성을 동시에 갖춘 복합소재를 제조하고자 하였다. Al계 분말의 비가압 소결에 대한 연구는 호주의 Schaffer 그룹을 중심 으로 유럽, 미국 등에서 다양하게 수행되고 있다. 특히 Mg의 첨가는 소결 방해물질인 Al 표면 산화막을 Mg-Al- O의 스피넬구조로 제거할 수 있어 무가압 분위기 소결만 으로 Al분말소재를 고밀도 소결할수있으며, 열처리후 석 출상 형성에 의한 기계적 강도 향상에도 지대한 영향을 미 치는 것으로 알려져 있다[5]. Al계 합금소재에서 용체화처리 와 시효처리로 이루어진 T6 열처리는 다양한 강화상의 석출 을 유도하여 기계적 특성을 향상시키는 공정이다[13].

본 연구에서는 기존 상용화된 Al-Zn-Mg계 고강도 합금 분말과 SiC가 Al 결정립 내부에 분산된 Al-Si-SiC 복합분 말을 혼합하여 비가압 분위기 소결만으로 치밀한 Al계 소 결체를 제조하기위한 소결거동을 연구하였다. 또한, 소결 후 복합재료의 기계적 특성을 평가함으로서 실제로 SiC의 첨가가 고강도와 내마모성을 동시에 확보하고자 하였다.

2. 실험방법

2.1. 원료분말

표 1에는 본 연구에서 사용된 원료분말의 성분이 나타 나있다. 기지 분말로 사용된 Al-Zn-Mg계 합금분말은 독일 Ecka사의 상용분말인 Alumix431이며 조성은 Zn, Mg, Cu가 합금화된 Al-Zn-Mg 합금분말이다. SiC가 첨가되어 분산된 복합분말은 Al-Si-SiC를 주괴를 녹인 액적 흐름에 고압의 가 스를 분사하여 분말을 제조하는 가스분무법을 이용하여 제 조하였으며, Al-Si 기지분말 내부에 분산 강화된 SiC의 크기 는 10 μm이며 약 20 vol.%가 함유되어 있다[12].

Table 1.

Chemical compositions of Al-Zn-Mg and Al-Si-SiC powders

2.2. 혼합, 성형 및 소결공정

본 연구의 실험 공정 순서는 그림 1(a)에 나타내었으며, 주요 공정은 다음과 같다. Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si- SiC 복합분말을 3D-Mixer를 이용하여 15분간 혼합을 실 시하였다. 표 2와 같이 Al-Zn-Mg 합금분말에 Al-Si-SiC 복합분말을 5 wt.%(B 조성), 10 wt.%(C 조성) 첨가하고, 특성의 비교를 위하여 복합분말을 첨가하지 않은 Al-Zn- Mg 합금분말 (A 조성)을 사용하였다. EBS(Ethylene Bis Stearamide) 바인더는 분말의 성형성, 충진성을 향상을 위 하여 복합분말 대비 무게비로 1.5%를 첨가하였다. 혼합된 분말을 80 Ton 분말전용 성형 프레스에 지름 32 mm 원 통형 금형을 사용하여 700 MPa 압력으로 성형 한 후 연 속소결로에서 탈바인딩과 소결을 실시하였다. 최적의 소 결온도를 찾기 위하여 그림 1(b)와 같이 400°C에서 1시간 동안 탈지를 한 후 565-585°C 온도 구역에서 5°C 단위의 조건별로 1시간동안 소결하여 최적의 소결온도를 구하기 위한 실험을 실시하였다. 탈지, 소결, 그리고 냉각공정은 초고순도질소(99.999%)를 사용한 분위기에서 실시하였다. 소결된 시편을 기계적 특성을 향상시키기 위해서 T6 열처 리 공정을 실시하였다. T6 공정은 470°C의 로에서 1시간 유지 후 수냉하는 용체화처리, 이 후 125°C의 온도에서 24 시간 유지 후 공냉하는 시효처리로 구성되어있다.

Fig. 1.

Experimental flowchart (a) and sintering condition (b).

Table 2.

Mixing rate between Al-Zn-Mg and Al-Si-SiC powders for sintering process

3. 결과 및 고찰

그림 2(a, b)에는 주사전자현미경으로 관찰된 Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si-SiC 복합분말의 표면과 단면사진이 나 타나있다. 그림에서 볼 수 있듯이 Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si-SiC 복합분말의 형상이 매우 불규칙하고 표면도 매 우 거칠어, 둥글고 깨끗한 분말보다 비표면적이 넓게 나타 나 입자간의 결합 및 반응이 쉽게 일어나 소결성에 우수 한 특성을 가질 것으로 판단된다[14]. 가스분무법으로 제 조된 Al-Si-SiC 복합분말은 그림 2(b)에 삽입된 단면사진 에서 볼 수 있듯이 약 10 μm의 SiC입자가 Al 분말내부에 고르게 분산되어 우수한 내마모 특성을 가질 것으로 판단 된다[12].

Fig. 2.

SEM Microstructure of (a) Al-Zn-Mg alloy and (b) Al-Si-SiC composite powders. TG-DTA data of (c) Al-Zn-Mg alloy and (d) Al-Si-SiC composite powders.

Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si-SiC 복합분말의 최적 소결 온도를 구하기 위하여 열중량-시차열분석기로 분석한 결 과를 각각 그림 2(c, d)에 나타내었다. Al-Zn-Mg 합금분말 은 450&C에서 Al-Mg 공정반응, 630°C에서 용융됨을 2(c) 와 같이 알 수 있었다. 또한 Al-Si-SiC 복합분말에서는 430°C에서 Al-Cu 공정반응, 450°C에서 Al-Mg 공정반응, 570°C에서 Al-Si 공정반응이 나타났다(그림 2(d)). Al-Zn- Mg 합금분말과 Al-Si-SiC 복합분말의 열중량분석 결과 400°C 부근의 온도에서 무게가 급격하게 감소하였다. 이 는 바인더로 사용된 EBS가 기화되면서 무게가 감소된 것 으로 판단된다. 두 분말 모두 바인더의 제거는 400°C부근 에서 일어남을 확인하였다. Al-Zn-Mg 합금분말의 경우 450°C에서 630°C 온도 범위에서 그리고 Al-Si-SiC 복합분말 에서는 570°C정도의 온도에서 이상적인 소결이 된다고 예상 하고 최적 소결온도를 구하기 위한 실험을 실시하였다.

A 조성, B 조성 및 C 조성의 소결온도에 따른 소결밀도 변화는 그림 3과 같이 나타났다. A 조성의 경우 580°C까 지 밀도가 96%로 증가하다가 585°C에서 91.5%로 감소하 였다. B 조성은 575°C에서 97.9%, C 조성은 570°C에서 98.2%의 최대 밀도를 가지며 그 이상의 온도에서는 다시 밀도가 감소하였다. 시편이 최대밀도 이상의 온도에 도달 하면 MgO로 인한 액상이 시편외부로 정출되고, 시편내부 에는 기공이 생겨 밀도가 감소되는 것으로 판단된다. 각 조성별 최적화된 소결온도는 최대밀도를 나타내는 온도와 동일한 A 조성에서는 580°C, B 조성에서는 575°C, C 조 성에서는 570°C에서 최적 소결이 일어남을 확인하였다. 낮아지는데, 이는 복합분말이 증가함에 따라 추가적인 Mg 의 첨가량이 증가하게 되며 소결온도가 낮아지는 것으로 판단된다.

Fig. 3.

Sintering densities of composition A, B and C dependant on the sintering temperature.

광학현미경(OM)을 이용하여 관찰한 Al-Zn-Mg 합금분 말시편인 A 조성의 단면조직을 그림 4(a)에 나타내었다. 기공율이 570°C에서 7.9%이며, 580°C에서는 4%로 대부 분의 기공이 사라진 것을 확인하였다. 585°C의 기공의 양 이 8.5%로 다시 증가하였으며, 이는 소결온도별 밀도변화 결과와 일치함을 알 수 있었다. 최적 소결온도 이상에서는 시편 외부에 액상이 정출되어 내부에 다시 기공이 형성됨 을 알 수 있었다. 그림 4(b)는 A, B, C 조성별로 최적화된 온도에서 소결한 시편의 단면을 광학현미경으로 관찰한 결과이다. Al-Si-SiC 복합분말의 양이 증가함에 따라 단면 에 SiC양이 증가하는 것을 알 수 있었으며, B 조성에서는 SiC의 양이 적고 응집되어 있는데, 이는 Al-Si-SiC 복합분 말의 첨가량이 적어 SiC 입자가 부분적으로 응집된 것으 로 확인되었다.

Fig. 4.

(a) Optical Microstructure images of sintered composition A at various temperature, (b) Optical Microstructure images of sintered composition A, B and C at the temperature of 580°C, 575°C and 570°C.

Al-Zn-Mg 합금분말에 Al-Si-SiC 복합분말의 첨가에 따 른 소결공정 이후의 측정된 경도를 그림 5(a)에 나타냈으 며, T6 공정 이후의 경도를 그림 5(b)에 나타내었다. 소결 공정 이후에는 A 조성, B 조성, C 조성은 각 각 63 HRB (100 Kg/f), 65 HRB, 60 HRB로 비슷한 경도 값을 보였다. T6공정 이후 A 조성, B 조성, C 조성의 경도는 각 각 87 HRB, 81 HRB, 63 HRB이었다. T6 공정 이후의 경도는 A 조성과 B 조성의 경우에는 각 각 63 HRB에서 87 HRB, 65 HRB에서 81 HRB로 경도가 증가하였으나, C 조성은 60 HRB에서 63 HRB로 큰 증가를 보이지 않아 T6 처리 효과가 나타나지 않는 것으로 판단된다. Al-Zn-Mg 합금분 말의 용체화 온도는 470°C, 시효처리 온도는 125°C이고 Al-Si-SiC 복합분말의 용체화 온도는 500°C, 시효처리 온 도는 170°C로 그 조건이 서로 다르다. 즉, 기지 분말인 Al- Zn-Mg 합금분말의 용체화와 시효처리 온도에 따라서 T6 공정을 실시하였기 때문에 Al-Si-SiC 복합분말이 함량이 증가할수록 용체화가 완전하지 않기 때문에 전체적으로 T6 열처리 효과가 감소한 것으로 판단된다.

Fig. 5.

Hardness of composition A, B and C after (a) sintering and (b) T6.

마모시험 결과 Al-Zn-Mg 합금분말에 Al-Si-SiC 복합분말 을 0 wt.%, 5 wt.% 및 10 wt.% 첨가함에 따라 내마모성 (Specific Wear Rate 10⁻¹⁵ m³/Nm)이 그림 6(a)와 같이 각 각 0.75, 0.65, 0.30으로 향상되었다. Al-Si-SiC 첨가량이 10 wt.%가 되면서 내마모성은 원래의 Al-Zn-Mg 합금소재 에 비하여 150% 향상됨을 알 수 있었다. 5 wt.%의 Al-Si- SiC 복합분말의 첨가가 내마모성에 크게 영향을 주지 못 하는 이유는 그림 4(b)의 조성별 단면조직사진에서 볼 수 있듯이 SiC particle이 적고 서로 뭉쳐져 분산 강화효과를 크 게 작용하지 못한 것으로 판단된다. 그러나 복합분말의 함량 이 증가함에 따라 거시적으로 SiC particle이 분산되어져 있 는 것으로 나타나 있어 이 결과 내마모성의 증가를 가져오 는 것으로 판단된다. 마모시험 후 마모트랙은 그림 6(b)와 같 이 관찰되었으며 마모율은 0.00002804 g/m(0.00001023 mm³/m)이었다.

Fig. 6.

Specific Wear rate of composition A, B and C (a) and wear track image of composition B (b).

그림 7(a)는 Al-Si-SiC 첨가에 따른 T6 처리 이후의 하 중-변형률 그래프로 Al-Si-SiC 복합분말 첨가량이 0 wt.%, 5 wt.%, 10 wt.%일 때 인장강도는 각 각 480 MPa, 385 MPa, 223 MPa로 나타났으며 연신율은 4.5%, 3.9%, 4.0%임을 알 수 있었다. 소결과 T6 처리에 따른 인장강도의 변화는 그림 7(b)와 같이 나타났다. T6 공정 전 후로 강도를 관찰 해보면 A 조성과 B 조성은 각 각 310 MPa에서 480 MPa 로 55%, 250 MPa에서 385 MPa로 54% 인장강도가 증가 하였다. C 조성의 경우는 196 MPa에서 223 MPa로 14% 인장강도가 향상되었으나, A 조성과 B 조성에 비하여 크 지 않아, T6 처리 효과가 적었으며, 이는 경도와 같은 이 유인 용체화가 완전하지 않아 나타난 것으로 판단된다. B 조성의 인장시편 파면을 주사전자현미경으로 관찰한 결과 를 그림 7(c, d)에 나타내었다. 확대된 파면사진인 그림 7(d)에서 볼 수 있듯이 기지조직과 강화상의 결합력이 우 수하여 강화재가 입내파괴를 일으킨 것과 파면에 작은 석 출강화상 입자들이 pull-out된 것과 같은 다양한 인장강도 향상 기구들의 증거를 확인할 수 있었다. B 조성의 경우 Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si-SiC 복합분말의 소결과 T6 처리 효과가 가장 우수하여 강도와 내마모성 향상을 위한 최적조성으로 판단된다.

Fig. 7.

Tensile Strength of composition A, B and C (a, b) and fracture surface images of composition B (c, d).

4. 결 론

본 연구에서는 내마모성이 우수한 Al-Si-SiC 복합분말 을 가스분무법으로 제조하였으며, 이 분말을 고강도용 Al- Zn-Mg 합금분말과 혼합한 후 비가압 분위기소결을 통해 고밀도로 소결 가능함을 확인하였다. 이를 통해 제조된 복 합재료의 기계적 특성을 평가한 결과, 복합분말의 분율제 어를 통해 강도와 내마모성을 제어 가능함을 확인하였다. 보다 구체적으로 요약하면, Al-Zn-Mg 합금분말과 Al-Si- SiC 복합분말의 혼합비에 따라 A 조성은 580³C에서 96%, B 조성은 575³C에서 97.9%, C 조성은 570³C에서 98.2% 의 소결 상대밀도로 최적의 소결온도를 나타내었다. 소결 온도에 따른 Al-Zn-Mg 합금분말 소결체의 단면을 관찰한 결과 최적의 소결온도인 580³C까지는 조직이 기공율 4% 로 치밀화 되었으나, 585³C에서는 액상이 외부로 정출되 어 내부에 기공이 발생하여 밀도가 감소하고 기공이 8.5% 로 증가하였다. 소결체의 경도는 T6 처리 이후 A 조성, B 조 성, C 조성 별로 따라 각각 87 HRB. 81 HRB 및 63 HRB이 었으며, 인장강도는 각각 480 MPa, 385 MPa 및 223 MPa 로 나타났다. Al-Zn-Mg 합금분말에 Al-Si-SiC 복합분말이 5 wt.% 첨가되었을 때 인장강도는 385Mpa로 Al-Zn-Mg 합금분말에 비하여 20% 감소하였지만 내마모성은 15% 증가하여 두 분말의 최적 혼합조성임을 알 수 있었다. SiC 를 따로 혼합하지 않고, SiC 입자가 Al 결정립 내부에 분 산 강화된 Al-Si-SiC 복합분말로 Al-Zn-Mg 합금소재와 혼 합하여 소결한 결과 강도를 유지하면서 내마모성이 향상 된 결과를 확보할 수 있음을 확인하였다.

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