Microstructure, High Temperature Deformation Behavior and Hot Formability of Modified Al-0.7Mn alloy

개량 Al-0.7Mn 합금의 미세조직, 고온 변형 거동 및 성형성

Abstract

The microstructure and high-temperature plastic deformation behavior of the modified Al-0.7Mn alloy were investigated and compared with the conventional Al-0.3Mn (Al3102) alloy. α-Al (matrix) and Al₆(Mn, Fe) phases were identified in both alloys. As a result of microstructure observation, both alloys showed equiaxed grains, and Al-0.7Mn alloy showed larger grain size and higher Al₆(Mn, Fe) fraction than Al-0.3Mn alloy. High temperature compressive tests, the deformation temperatures of 410℃, 450℃, 490℃, 530℃ and strain rats of 10^-2/s, 10^-1/s, 1/s, 10/s, were conducted using Gleeble equipment. The flow stress values of Al-0.7Mn alloy were higher than that of Al-0.3Mn alloy at all strain rates and temperature conditions. Constitutive equations were presented using the flow stresses obtained from experimental results and the Zener-Hollomon parameter. In the true stress-true strain curves of the two alloys, the experimental and predicted values were in good agreement with each other. Based on the dynamic material model, eutectic deformation maps of Al-0.7Mn and Al-0.3Mn alloys were suggested, and the plastic instability region was presented. The modified Al-0.7Mn alloy showed a wider plastic instability region than that Al-0.3Mn alloy. Based on the process deformation maps, the MPE tube parts could be manufactured through the actual extrusion process using the suggested conditions.

1. 서론

Al-Mn 합금계(3××× 시리즈)는 알루미늄에 망간이 최소 0.05wt.%에서 최대 1.82wt.%까지 첨가되어 있는 합금으로 우수한 가공성 및 내식성, 준수한 강도를 가지며, 이에 자동차 및 가전 제품의 열교환기(heat exchanger)용 소재로 널리 사용되고 있다[1-3]. 그 중에서 Al3102 합금의 경우 망간 함량은 0.05wt.% ~ 0.4wt.%의 범위에서 제어된다. Al3003 합금의 경우는 1.0wt.% ~ 1.5wt.%의 범위를 함유하고 Al3102 합금 대비 우수한 기계적 강도를 나타낸다. 하지만 Al-Mn계 합금의 강도가 증가하게 되면 열간 압출, 단조와 같은 성형 공정 시 더욱 더 높은 온도와 느린 변형률 속도를 요구한다는 단점도 나타난다. 이에 적절한 망간 함량 제어를 통해 소재의 강도와 열간 성형성을 동시에 확보하는 것이 중요하다.

Al3102 합금의 고온 소성 변형 연구 분야와 관련하여 소재의 우수한 성형성에 기반으로 multiport extrusion (MPE) 튜브 부품을 제조하고 후열처리에 따른 인장 특성이 제시된 바 있다 [3]. 한편 6×××계(Al-Mg-Si) 알루미늄 합금의 MPE 튜브 금형을 유한 요소 해석법을 적용하여 설계한 뒤 실제 부품을 제조하는 연구도 보고된 바 있다 [4]. 현재까지 Al2102 합금과 관련된 대부분의 연구는 부품 제조와 제조된 부품의 특성 향상을 위한 후열처리에 국한되어 왔다. 그러나 금속 소재의 경우 열간 가공 중 소재의 결함이 발생하지 않아야 열간 가공, 추가 가공 및 후열처리를 통해 최적의 기계적 특성을 나타내는 부품을 제조할 수 있다. 일반적으로 알루미늄 합금은 압출, 압연, 단조와 같은 고온 변형 중에 Al 원소의 높은 적층 결함 에너지(stacking fault energy, SFE)에 기인하여 동적 회복(dynamic recovery, DRV)가 나타나는 것으로 보고되고 있으며 [5], 이와 함께 동적 재결정(dynamic recrystallization, DRX) 그리고 변형에 의해 이동하던 전위가 정돈되어 아결정들(subgrains)을 형성한다고 보고되고 있다 [5-6].

고온 재료 변형 거동에 대한 특성은 공정 변형 지도를 통해 정량화할 수 있으며 이를 이용하여 가공을 위한 최적 변형 조건 도출이 가능하다. 공정변형 지도는 고온 가공 변수들을 최적화하기 위해 Prasad에 의해 처음 제안되었다 [7]. 공정 변형 지도에서 다양한 조건에 따른 소성 안정 영역과 소성 불안정 지역을 구분하고 이를 바탕으로 최적 공정조건의 도출이 가능하다. 2×××계 [8-9], Al3003 [6, 10-11], 6×××계 [12-14] 및 7×××계 [15-16] 등의 알루미늄 합금들, 많은 종류의 강들(steels)[17-18], 타이타늄 합금들[19-24]과 같이 다양한 금속 재료들의 가공 가능성과 최적 공정 조건을 찾기 위해 공정 변형 지도를 적용한 연구들이 보고되고 있다. 그러나 Al3102 합금의 경우 공정 변형 지도 도출 및 공정 변수 최적화에 관한 연구는 현재까지 전무한 실정이다. 또한 Al3003 합금과의 Mn 함량 차이(약 1wt.%)가 있음에도 불구하고 그 중간 조성 범위(0.6wt.%Mn~0.8wt.%Mn) 내에서 Al 3×××계 합금 조성 개량화 시도는 진행된 바 없다. 상기 중간 조성의 Al 3××× 합금의 경우 Al3102 합금보다는 더 높은 강도와 우수한 부식성을 가질 것으로 예상되지만 그 성형성은 오히려 저하될 것으로 예상된다.

본 연구에서는 기존 Al3102(Al-0.3Mn) 합금과 망간 함량을 0.7wt.%로 증가시킨 개량 Al-0.7Mn계 합금의 고온 변형 거동과 성형성에 대하여 조사하였다. 다양한 온도 및 변형률 속도 조건하에서의 유동 응력들을 구하고 그 변형 거동 해석과 구성 방정식 제시 및 공정 변형 지도를 도출하였다. 이와 함께 제시된 적정 공정 조건을 바탕으로 실제 압출 부품을 제조하고 상기 변형 거동 해석에 대한 신뢰성을 확인하고자 하였다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 Al3102 합금(지금부터 “Al0.3Mn”으로 명명)과 개량(modified) 합금 (지금부터 “Al-0.7Mn”으로 명명)은 Φ 203 mm × h 320 mm 크기를 가지는 실린더 형상의 빌렛으로 주조하였으며, 제조된 빌렛은 520℃에서 10시간 동안 균질화 처리한 뒤 공냉하였다. 두 소재들의 화학 조성을 spark optical emission spectrometer (S-OES, SHIMADZU; PDA-7000)으로 분석하고 그 결과를 table 1에 제시하였다.

Table 1 Chemical compositions of Al-0.3Mn and Al0.7Mn alloys used in this study (wt.%).

X-ray diffraction(XRD, Pro MRD)를 이용하여 스텝 사이즈(step size) 0.02 deg., 스캔 속도 2deg. min-1 조건으로 상 분석을 수행하였다. 미세조직 관찰을 위해 Al-0.3Mn 과 Al-0.7Mn 빌렛의 동일한 부위에서 샘플을 채취한 뒤 #400~#4000까지 SiC 연마지를 이용하여 기계적 연마를 수행하고, 이 후 1μm diamond suspension과 0.04μm의 colloidal silica를 이용하여 미세 연마를 실시하였다. 미세조직 분석에는 field emission scanning electron microscopy (FE-SEM, MYRA 3 XMH, Tescan, Czech Republic)을 이용하였다. 또한 결정학적 방위 및 결정립 크기 분석에는 electron backscatter diffraction (EBSD, Nordlys-COMOS detector, binning: 2 × 2, Oxford, United Kingdom)를 사용하였다.

고온 소성 변형을 조사하기 위해 동적 압축 시험편을 8 mm (Φ) × 12 mm (h) 크기의 실린더 형상으로 가공하였다. 두 종류 합금들에 대하여 Gleeble-3500 장비를 사용하여 4 가지의 온도(410℃, 450℃, 490℃, 530℃)와 4 가지의 변형률 속도(0.01s^-1, 0.1s^-1, 1s^-1, and 10s^-1) 조건들로 고온 압축 시험을 수행하였다. 모든 시험들은 신뢰성 확보를 위하여 동일 조건에서 세 번씩 수행한 후 그 대표 값들을 사용하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1 개량 Al-0.7Mn 합금과 Al-0.3 Mn 합금의 미세조직 분석 결과

Fig. 1에 두 Al-Mn 계 합금들(0.3 Mn과 0.7 Mn)의 XRD(X-ray diffraction) 분석 결과를 나타냈다. 여기에서 두 소재들 모두 α-Al 피크들이 나타났으며 Al₆(Mn, Fe) 피크들도 함께 검출되었다. Fig. 2에서는 Al-Mn 계 합금들에 대한 EBSD 분석 결과들 (IPF(inverse pole figure map)과 결정립 크기 분포)을 제시하였다. 두 소재들 모두에서 집합조직(texture)는 거의 나타나지 않았으며 결정립들은 주로 등축정(equiaxed) 형상으로 존재하였다. 여기에서 Al-0.7Mn의 평균 결정립 크기는 145.4μm로 Al-0.3Mn의 경우 209.9μm 로 얻어져 Mn 함량 증가에 따라 결정립 크기가 감소하였다. 이러한 경향은 높아진 망간 함량에 의해 석출물 분율이 증가하고 그 석출물들의 결정립 pinning 효과가 더 크게 나타나 결과적으로 결정립 크기가 감소하는 것으로 설명될 수 있다 [25-26].

Fig. 1 X-ray diffraction analysis results of Al-0.3Mn alloy and modified Al-0.7Mn alloy

Fig. 2 EBSD IPF map and grain size distribution analysis results of initial microstructure of (a₁-a₂) Al-0.3Mn and (b₁-b₂) Al-0.7Mn alloys.

두 합금들에서 석출물의 형상과 분율에 대해 조사하고자 SEM 및 EDS 점 분석을 수행하였으며 그 결과를 Fig. 3에 제시하였다. 상기 분석 결과 및 기존 문헌에서의 보고들을 바탕으로 두 Al-Mn 계 합금들 모두에서 Mn과 Fe이 높게 함유된 Al₆(Mn, Fe)가 생성된 것으로 유추되었다. 여기에서 합금들의 Al₆(Mn, Fe)의 평균 크기는 Al-0.3Mn 합금의 경우 1.93±1.07μm, Al-0.7Mn 합금의 경우 2.18±1.75μm로 측정되었으며, 그 분율은 Al-0.3Mn 합금이 10.12%, Al-0.7Mn 합금이 14.32%로 얻어져, 망간 함량이 증가함에 따라 석출상의 크기와 분율 모두 증가하는 경향을 나타냈다.

Fig. 3. SEM observation results and EDS point analysis results of 2nd phases in (a) Al-0.3Mn and (b) Al0.7Mn alloy

3.2 개량 Al-0.7Mn 합금과 Al-0.3Mn 합금의 고온 소성 변형 거동 및 구성 방정식

Fig. 4에 두 Al-Mn 계 합금들에서 다양한 온도와 변형률 속도 조건의 고온 압축 실험들을 통해 얻은 압축 진응력-진변형률 곡선들을 제시하였다. 두 합금들 모두에서 변형 초기에는 변형률이 증가함에 따라 유동 응력은 급격히 증가하였다. 이는 변형에 따라 전위가 형성되고 지속적인 가공 경화가 일어났기 때문으로 설명될 수 있다. 유동 응력은 최대 응력(peak stress)까지 점진적으로 증가하였고 이후 변형률이 증가함에 따라 감소하거나 유지하는 경향을 나타냈다. 이는 일반적으로 동적 재결정에 의한 가공 연화 현상에 기인하는 것으로 보고되고 있다. 이와 함께 두 합금들 모두에서 변형 온도가 증가함에 따라 또 변형률 속도가 감소함에 따라 유동 응력이 감소하는 일반적인 경향을 확인할 수 있었다. Fig. 4의 결과에서 얻어진 최대 응력(peak stress) 값들을 합금별로 변형 조건별로 table 2에 다시 정리하였다.

Fig. 4 True stress-strain curves of Al-0.3Mn ((a)-(d)) and Al-0.7Mn ((e)-(h)) alloys at various strain rates: ((a), (e)) 0.01 s^-1 , ((b), (f)) 0.1 s^-1 , ((c), (f)) 1 s^-1 , ((d), (h)) 10 s^-1 .

Table 2. The peak stress (σ_p, MPa) for Al-Mn alloys at each condition.

응력 거동에 대한 변형 속도와 온도의 관계는 다음 식 (1)의 Zener-Hollomon parameter (Z)를 이용하여 표현할 수 있다.

\(𝑍 = έ exp (\frac{Q}{RT}) = 𝐴𝑓(𝜎) \)       (1)

여기에서 Q는 활성화 에너지, R은 기체 상수, T는 절대온도, A는 구조 의존 함수, 𝑓(𝜎) 는 응력의 함수를 의미한다. Z 값이 높은 경우 가공 경화가 주도적임을 의미하며 낮은 경우 동적 회복과 동적 재결정이 나타날 수 있다. 이와 함께 식 (1)은 응력 범위에 따라 아래의 식 (2), (3), (4)로 구분되어 정의될 수 있다.

\(έ = 𝐴_1𝜎^{𝑛′}exp (−\frac{Q}{RT}) \)       (2)

\(έ = 𝐴_2 exp(𝛽𝜎) exp (−\frac{Q}{RT}) \)       (3)

\(έ = 𝐴[𝑠𝑖𝑛ℎ(𝛼𝜎)]^𝑛exp (−\frac{Q}{RT}) \)       (4)

위 식들에서 A₁, A₂, A, n',n, α, β는 재료 상수들(material constants)이며, 𝜎 는 유동 응력(flow stress)이다. 일반적으로 식 (2)는 응력이 낮은 경우( 𝛼𝜎<0.8), 식 (3)은 응력이 높은 경우( 𝛼𝜎>11.2), 그리고 식 (4)는 모든 응력 범위에 대해 적용 가능하다. 한편 식 (2)와 식 (3) 양변에 자연 로그를 취하면 식 (5)와 식 (6)과 같은 식들로 표현된다.

\(𝑙𝑛έ = 𝑙𝑛𝐴_1 + 𝑛′𝑙𝑛𝜎 −\frac{Q}{RT} ⁡⁡⁡⁡\)       (5)

\(𝑙𝑛έ = 𝑙𝑛𝐴_2 + 𝛽𝜎 −\frac{Q}{RT} ⁡\)       (6)

여기에서 𝑛'과 β는 식 (5)와 식 (6)에서 𝑙𝑛έ을 𝜎에 대해 그래프로 나타냈을 때 기울기를 의미한다. 식(4)의 양변에 자연 로그를 취하면 𝑛과 𝑄값을 계산할수 있다.

\(\frac{1}{n}=\frac{𝜕ln [sinh(𝛼𝜎)]}{𝜕𝑙𝑛έ}|_T\)       (7)

\(𝑄 = 𝑅𝑛\frac{𝜕ln[sinh(𝛼𝜎)]}{𝜕(\frac{1}{𝑇})}|_έ \)       (8)

식 (8)에서 Q값을 계산하면 식 (1) 양변에 자연 로그를 취해 Z 값 계산이 가능하다.

𝑙𝑛𝑍 = 𝑛𝑙𝑛[sinh(𝛼𝜎)] + 𝑙𝑛𝐴       (9)

Fig. 5는 두 합금들에서 실험을 통해 얻어진 유동 응력들을 식 (5)~(9)에 적용하여 도시한 그래프들이다. 여기에서는 진변형률 0.1 조건의 유동 응력들을 사용하여 대표적 결과들을 제시하였으며, 이와 같은 과정을 진변형률 0.05~0.7까지 0.05 단위로 반복, 수행하였다. 상기 과정을 통해 얻어진 두 Al-Mn 계 합금들의 평균 활성화 에너지들은 Al-0.3Mn 합금에서 159.747kJ/mol로 Al-0.7Mn 합금에서 192.328kJ/mol로 얻어졌다.

Fig. 5 Relations between ((a), (e)) σ and ln έ, ((b), (f)) ln σ and ln έ, ((c), (g)) ln [sinh(ασ)] and ln έ, ((d), (h)) ln [sinh(ασ)] and 1000/T.

한편 상기 식들의 재료 상수들(material constants)를 도출하여 특정 변형률에 대한 유동 응력들을 예측하고자 하였다. 유동 응력과 Zener-Hollomon parameter에 의한 구성 방정식(constitutive equation)은 아래 식 (10)과 같은 관계로 표현될 수 있다.

\(𝜎=\frac{1}{𝛼}𝑙𝑛\{{ (\frac{Z}{A}) ^{\frac{1}{n}} + [(\frac{Z}{A}) ^{\frac{2}{𝑛}} +1] ^{\frac{1}{2}}} \}\)       (10)

반복된 계산을 통해 도출된 두 Al-Mn 계 합금들의 재료 상수들을 진변형률에 따라 구하고 이를 Fig. 6에 도시하였다. 이와 함께 7차 다항 피팅(7-order polynomial fitting) 과정을 통해 얻어진 구성 방정식에 사용된 파라메터들을 table 3에 정리하였다.

Fig. 6 Relationships between (a) α, (b) β, (c) n, (d) n’, (e) Q, (f) ln A and true strain using 7 order polynomial fitting (solid line).

Table 3 The polynomial fitting coefficients of α, β, n, n’, Q and lnA obtained in this study

Fig. 7에 실제 실험을 통해 얻어진 진응력진변형률 곡선들과 상기 재료 상수들을 식 (10)에 대입한 후 예측된 유동 응력(symbol) 곡선들을 함께 도시하였다. 그 결과 Al-0.7Mn 합금의 경우 모든 조건에서 실험값과 예측값 사이의 조정 R² 값이 평균 0.995로 얻어져 잘 일치하는 결과를 보였다.

Fig. 7 Comparison between the measured (solid line) and predicted (symbol) true stress-strain curves by the constitutive model with the Zener-Hollomon parameter under different strain rates: (a₁-a₂) 0.01 s^-1 , (b₁-b₂) 0.1 s^-1 , (c₁-c₂) 1 s^-1 , (d₁-d₂) 10 s^-1.

3.3 개량 Al-0.7Mn 합금과 Al-0.3Mn 합금의 공정 지도(processing map)

금속 합금의 열간 변형 시 유동 응력은 일정한 온도와 변형률에 대해 다음과 같은 변형률 속도 (έ)의 함수로 표현될 수 있다 [27].

𝜎 = 𝑘έ^𝑚       (11)

여기서 m은 변형률 속도 민감도(strain rate sensitivity)를 의미하며, k는 변형률, 온도 등에 의존하는 강도 상수이다. Prasad[7]에 의하면 소재가 받는 총 에너지(P)는 두 가지의 에너지로 구분될 수 있다. 즉 소성 변형에 의한 에너지(G)와 동적 회복, 재결정, 공공 생성, 상변태와 같은 미세조직 변화에 의한 내부 변화 에너지(J)로 나눌 수 있다. 따라서 총 에너지(P)는 G항과 J항의 합으로 아래와 같이 제시될 수 있다.

\(P = σέ = \int_{0}^{έ} \; σdέ+\int_{0}^{σ}\;έσd = G + J\)       (12)

따라서 식 (12)에서의 변형률 속도 민감도는 다음과 같은 식 (13)으로 표현된다.

\(m=\frac{dJ}{dG}=\frac{𝜕𝑙𝑛𝜎}{𝜕𝑙𝑛έ} \)       (13)

주어진 온도와 변형률 속도에서 J는 아래와 같이 표현 가능하다.

\(𝐽 = \int_{0}^{𝜎} έ𝑑𝜎 = \frac{m}{m+1}𝜎έ\)       (14)

M=1일 때 J값은 최대값을 나타내며, 𝐽_𝑚𝑎𝑥 = 𝜎 · έ / 2로 제시된다.

파워 분산 효율(efficiency of power dissipation)은 소재 내부의 미세조직 변화에 의해 에너지를 분산하는 상대적인 효율을 의미하며 아래와 같은식 (15)로 정의 가능하다.

\(𝜂 =\frac{𝐽}{𝐽𝑚𝑎𝑥}=\frac{2𝐽}{𝑃}=\frac{2𝑚}{𝑚+1}\)       (15)

일반적으로 𝜂 값이 클수록 구조적 변화에서 소비된 에너지 비율이 증가한다. 안정한 조건에서 𝜂 이 높을수록, 소재에 가해지는 에너지는 동적 회복과 동적 재결정에 사용된다. 변형률 속도 및 온도에 따른 파워 분산 효율의 변화로부터 파워 분산 지도(powder dissipation map)를 얻을 수 있다. 파워 분산 지도는 소성 변형 과정을 비가역 반응으로 간주한 열역학 적인 고려와 미세조직변화 등을 통해 특정 조건에서 일어나는 소성 변형의 안정성 여부를 파악하는데 활용된다. 이를 기반으로 공정 지도(processing map)가 제시될 수 있다 [27].

고온 소성 변형에 대한 안정성은 Zeigler가 제안한 소성 불안정 인자, 즉 Zeigler parameter( 𝜉 )를 통해 정량화 하였다 [27]. Zeigler parameter (𝜉 )는 아래 식 16으로 정의되었다.

\(𝜉(έ)=\frac{𝜕ln[\frac{𝑚}{𝑚+1}]}{𝜕𝑙𝑛έ}+ 𝑚\)       (16)

Zeigler는 이 소성 불안정 인자의 값이 음의 값을 가지는 변형 조건에서 불안정한 소성 변형이 나타난다고 제안하였다. 소성 불안정 인자는 주어진 온도와 변형률 속도에 따라 변화된다.

Fig. 8은 powder dissipation map과 instability map을 이용하여 변형률 변화에 따라 개량 Al-0.7Mn 과 기존 Al-0.3 Mn 합금들의 공정 변형 지도를 나타낸 것이다. 여기서 소성 불안정 인자 값이 음수인 영역(𝜉 < 0 )은 dashed region으로 표현하였다. 구역에 해당하는 변형 속도와 가공 온도 조건은 소성 변형 시 불안정한 소성 거동이 일어날 수 있음을 의미한다. 즉, 소성 불안정 영역에서 압축 변형이 진행될 경우 소재에서 flow localization, 크랙, 공공 등이 나타날 수 있다. 이에 일반적으로 소성 불안정 인자 값이 음수인 영역에 해당되는 조건에서는 소성 가공을 수행하지 않는 것이 권장된다. 전체적으로 온도가 낮을수록, 변형률 속도가 빠를수록 소성 불안정 영역이 나타날 확률이 높게 나타났다. 제시된 공정 변형 지도 결과에서 개량 Al-0.7Mn 합금이 기존 Al-0.3Mn 합금에 비하여 더 넓은 불안정 영역들이 나타나 상대적으로 더 낮은 성형성을 가지고 있음을 알 수 있었다.

Fig. 9에 변형률이 0.7일 때 공정 지도로부터 소성 불안정 영역에 해당하는 조건(동일 조건, 530ºC의 변형 온도 및 0.01s-1의 변형률 속도)에서 고온 변형한 두 합금들의 변형 후 분석한 단면 EBSD IPF map 결과들이다. 두 합금들 모두 소성 불안정 인자 값이 음수이고, 파워 분산 효율이 낮은 조건에 해당한다. 그 결과 두 합금들의 변형된 시편들 모두에서 변형 후 공공, 미세 균열 등 결함들이 관찰되었다 (검은 영역들). 또한 결정립 내부에는 아결정들(subgrains)이 형성되었다. 한편 제시된 변형 조건의 경우 개량된 Al-0.7Mn 합금이 기존 Al-0.3Mn 합금에 비하여 변형 후 더 많은 결함들이 생성됨을 확인할 수 있었다. 이는 개량 Al-0.7Mn 합금의 초기 미세조직에서 관찰된 기존 Al-0.3Mn 합금 대비 조대한 Al₆(Mn, Fe)의 크기와 높은 분율에 기인하여 더 많은 결함이 형성되었을 것으로 사료된다.

Fig. 8 Processing maps of (a) Al-0.3Mn and (b) Al-0.7Mn alloys with various true strains. The contour numbers represent the efficiency of powder dissipation (η). The dashed area indicates the negative value of parameter (ξ).

Fig. 9 Cross-sectional EBSD analysis results showing some defects in deformed Al-Mn alloys (0.3 Mn and 0.7 Mn) at the same hot deformation condition.

3.4. 개량 Al-0.7Mn 및 기존 Al-Mn 합금들의 공정 지도 결과를 활용한 부품 제조

이상에서 얻어진 적정 공정 조건을 활용하여 개량 Al-0.7Mn 합금 및 기존 Al-0.3Mn 합금을 이용한 압출 부품(MPE 튜브) 제조를 시도하였다. 이때 사용한 압출 금형은 슬리브의 외경이 298mm, MPE tube는 18개의 port를 가지는 flat pipe 형태로 디자인되었으며, 격막부 최소 간격은 0.24mm로 설정되었다. 두 Al-Mn 합금들의 공정 지도를 결과(Fig. 8)를 기반으로 파워 분산 효율이 높고, ξ 값이 양수를 나타내는 영역 중 최적 공정을 선정하여 압출 제조하고 제조된 부품의 모습을 Fig. 10에 제시하였다. 적정 변형 조건을 적용할 수 있었기에 압출된 MPE 튜브 부품들을 결함 없이 건전하게 제조할 수 있었다. 이와 함께 본 연구에서 제시된 변형 거동 및 공정 지도 해석 결과가 유효하고 신뢰성이 있음을 확인할 수 있었다.

Fig. 10 Al-Mn MPE tubes manufactured by extrusion process; (a) conventional Al-0.3Mn (3102) alloy and (b) modified Al-0.7Mn alloy.

4. 결론

본 연구에서는 새롭게 제시한 개량 Al-0.7Mn 합금과 기존 Al3102 합금(Al-0.3Mn) 합금의 고온 변형 거동을 조사하였고 다양한 온도와 변형률 조건에서 압축 시험을 수행하여 공정변형지도를 도출하였으며, 이를 기반으로 적정 조건을 선정하여 압출 부품을 제조하였다. 이상의 결과들을 바탕으로 아래의 결론을 얻을 수 있었다.

두 Al-Mn계 합금들의 초기 미세조직 관찰 결과, 알루미늄 기지에 Al₆(Mn, Fe) 상들이 생성되어 있었으며 그 상의 형상들은 rod 형상(Al-0.3Mn: ~7.2μm, Al-0.7Mn: ~8.1μm) 및 blocky 형상(Al-0.3Mn: ~3.1μm, Al-0.7Mn: ~4.5μm)를 두 가지로 구분되었다. 또한 생성상들의 분율은 Al-0.3Mn 합금에서 10.12%, Al-0.7Mn 합금에서 14.32%로 얻어져 망간 함량이 높아짐에 따라 증가하였다.

두 합금들에서 얻어진 다양한 변형 온도 및 변형률 속도에 따른 유동 응력들과 Zener-Hollomon parameter를 이용한 구성 방정식(constitutive equation)들을 제시하였다. 여기에서 두 Al-Mn 계 합금들의 Al-0.3Mn 합금에서 159.747kJ/mol, Al-0.7Mn 합금에서 192.328kJ/mol의 활성화 에너지를 얻을 수 있었다. 본 연구에서 예측된 유동 응력 곡선과 실제 실험을 통한 진응력-진변형률 곡선들의 비교에서 실험값 및 예측값 사이의 조정 R² 값이 평균 0.995로 얻어져 잘 일치함을 알 수 있었다.

동적 재료 모델을 기반으로 변형률 0.05~0.7의 범위에 대한 개량 Al-0.7Mn 합금 및 기존 Al-0.3Mn 합금의 공정 변형 지도를 도출할 수 있었으며, 온도, 변형률, 변형속도에 따른 파워분산효율과 불안정 상수를 계산하여 소성 불안정 영역을 제시하였다. 그 결과 개량 Al-0.7Mn 합금이 기존 Al-0.3Mn 합금에 비하여 더 넓은 소성 불안정 영역을 나타냈다. 두 소재의 공정변형지도에서 나타난 불안정 영역에서 변형 후 시편을 관찰한 결과 결함이 관찰되었다. 이와 함께 두 합금들의 공정 변형 지도를 기반으로 높은 파워분산효율을 나타내는 안정 영역 조건을 활용하여 실제 압출 공정을 통해 MPE 튜브 부품을 건전하게 제조할 수 있었다.

후기

본 연구는 산업통상자원부의 글로벌 주력산업 품질대응 뿌리기술 개발 사업 (20011767)의 지원으로 수행되었으며, 이에 감사드립니다.