< B9DABFEBC8A32E687770>

Size: px

Start display at page:

Download "< B9DABFEBC8A32E687770>"

설아 채
5 years ago
Views:

1 [Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 55, No. 12 (2017), pp.888~895 DOI: /KJMM Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의미세조직및기계적특성에미치는용체화및시효열처리의영향 조의제 정제기 박용호 * 부산대학교재료공학과 Effects of Solution and Aging Treatments on the Microstructure and Mechanical Properties of Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg Alloy Yi Je Cho, Jeki Jung, and Yong Ho Park * Department of Materials Science and Engineering, Pusan National University, Busan 46241, Republic of Korea Abstract: Since strength and ductility have a trade-off relationship in Al alloys, controlling these properties using heat treatments requires careful attention to the dissolution and evolution of the reinforcing phases. In this study, the effects of solution and aging treatments on the microstructure and mechanical properties of Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg alloy were investigated. 1-step and 2-step solution treatments were conducted at 495 and 520 with various holding times, which were determined by thermal analysis. At 495, the eutectic θ(al 2Cu) phases were quickly dissolved while block-shaped θ phases remained, even until 13 hours. During the 2-step treatment at 520, these remaining phases were melted both in the grains and boundaries. Although all of the Q(Al 5Cu 2Mg 8Si 6) phases were completely dissolved in the 2-step treatment, the hardness of the 2-step treated specimen was lower than the 1-step treated one. After solution treatments at 495 /9 hours, where the highest hardness was observed, artificial aging treatments were conducted at 160 and 200 with various times. Yield and ultimate tensile strengths showed similar values at the peak aging regardless of the temperature, while higher hardness (117%) and elongation (281%) were obtained at 160 than 200. Based on the observed results, the correlations between the microstructures and mechanical properties by the heat treatments were investigated. (Received July 5, 2017; Accepted September 18, 2017) Keywords: Al alloy, solution treatment, aging, microstructure, mechanical properties 1. 서론 낮은밀도, 고강도및우수한내부식성, 주조성을가지는 Al-Si 합금은자동차산업에광범위하게적용되고있다 [1]. Al-Si 합금의기계적특성을향상시키기위해 Mg와 Cu를첨 가하는데이에따른장단점이존재한다. Mg 의첨가는고용 및석출강화기구로기계적특성을향상시키지만, 주조결함 의발생가능성이증가하고고온에서 Mg 를함유한석출상의 조대화가일어난다 [2-4]. Cu 의경우, 미세한 θ (Al 2Cu) 상에 의한석출강화와취성의 Fe 화합물의개량처리 (modification) 가가능하지만, 내식성이감소하고열간균열 에대한민감성이증가한다 [5-9]. 이러한이유로요구되는 *Corresponding Author: Yong Ho Park [Tel: , yhpark@pusan.ac.kr] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 기계적특성을만족시키기위해, Cu와 Mg를적절한조합으로첨가한 Al-Si-Cu-Mg 합금의설계, 열처리조건변화등다양한연구가활발히진행되어왔다 [6,10-14]. Al-Si-Cu-Mg 합금의열처리는 에서용체화후 에서시효열처리를하는경로를따른다 [14-19]. 이러한열처리는 θ(al 2Cu) 상을고용시키고, 미세한 θ (Al 2Cu) 상을석출시키면서기지와부분정합을유지하도록유도하는것이특징이다. 한편, 추가적인고용및석출경화를일으키기위해, 505 이하에서용체화이후 520 이상에서다시용체화하여 Q(Al 5Mg 8Cu 2Si 6) 상을고용시키고, 시효시 θ (Al 2Cu), Q (Al 5Mg 8Cu 2Si 6) 상을석출시키려는연구도시도되었다 [13,20,21]. Al-Si-Cu-Mg 합금에서 Cu, Mg의첨가량 (Cu + Mg) 과 Cu/Mg의비에따라생성되는상이달라질뿐만아니라, T6

2 조의제 정제기 박용호 889 Table 1. Chemical composition of the alloy (Cu + Mg = 3.68 wt% and Cu/Mg=12.1). Chemical composition (wt%) Element Al Si Cu Mg Fe Ti Bal 열처리시강도및연성을향상시키는기구도변화한다고알려져있다 [13]. 기존에보고된 Al-Si-Cu-Mg 합금들은 6 wt% 이상의 Si, 5 wt% 이하의 Cu + Mg 및 범위의 Cu/Mg 비의조성을가졌다 [11-16,20,22,23]. 높은 Cu, Mg 함량 (3.5 wt% 이상 ) 및 Cu/Mg비 (6.5 이상 ) 조성의 Al-Si- Cu-Mg 합금은 T6 열처리후 400 MPa 이상의높은인장강도 를가지지만, 1% 이하의낮은연신율을나타냈다 [10,12,16,20]. 낮은연신율의원인은높은 Si 첨가량 (1) 과높 은 Cu, Mg 첨가량에따른 β(mg 2Si) 상대신 θ 상의생성 (2), 높 은 Cu/Mg 비에따른조대한 Q (Al 5Mg 8Cu 2Si 6) 상의석출 (3) 이 다 [13,24,25]. 반면에, 낮은 Cu, Mg 함량 ( wt%) 및 Cu/Mg 비 (0.83 4) 조성의합금에서는연성이확보되지만강 도가저하되는문제점이존재했다 [13,22,23]. 매우낮은연성은제품의생산을위한재료의후가공작업에악영향을미치기때문에연성을필수적으로확보해야한다. 본연구에서는연성을증가시키고적절한강도를확보하 기위해, Si 첨가량을낮추고, 3.68 wt% 의 Cu + Mg, 12.1 의 Cu/Mg 비를가지는 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금에대해, 열 처리공정에따른미세조직및기계적특성의변화를조사하 고최적의열처리공정을제시하고자하였다. 용체화열처리 온도, 시간에따른미세조직및경도분석을통해열처리조 건을정하고, 시효열처리조건에따른기계적특성을평가하 여열처리조건을도출하였다. 2. 실험방법 순금속의 Al, Si, Cu, Mg 을흑연도가니를사용한전기로 를이용하여 750 에서용해하였다. 용탕의산화를최소화 하기위해환원성플럭스 (flux) 를용탕표면에도포하고, 780 까지승온한후용탕의가스함유량을낮추기위해 Ar 가 스를이용하여 GBF(gas bubbling filtration) 처리하였다. 200 로예열한금형의표면을이형제로도포하고, 용탕을주입 하여주조하였다. 제조된 as-cast 상태의 Al-5.2Si-3.4Cu- 0.28Mg 합금의조성을표 1에나타내었다. 합금의열적거동 을분석하기위해, 승온속도 10 /min로 Ar 분위기에서 범위에대해시차열분석기 (differential thermal Table 2. Conditions of solution and aging treatments. Heat-treatment Temperature ( ) Time (min) Solution treatment step solution treatment Aging treatment analysis, DTA; TG/DTA 7300, SEIKO, Japan) 를이용하여시 험을실시하였다. 표 2는열분석결과를바탕으로선정된열처리조건을나 타낸다. 열처리는대기분위기에서승온속도 10 /min 로실 시하였다. 용체화열처리는 495 에서 5 13 시간실시하고 수냉하였고, 2 단용체화열처리의경우 495 에서 1 단용체 화후즉시승온시켜 520 에서 1 5 시간유지하고수냉하 였다. 시효열처리는 온도구간에서 10분 20 시간시행후공냉하였다. 열처리조건에따른미세조직변화를분석하기위해 X선 회절기 (X-ray diffractometer, XRD; MiniFlex, Rigaku, Japan), 광학현미경 (optical microscope, OM; GX41, Olympus, Japan), 주사전자현미경 (field emission scanning electron micrscope, FE-SEM/EDS; MIRA III LMH; Tescan, Czech Republic) 을이용하였다. X선회절분석은 30 kv, 15 ma 조건의 Cu-K 선을사용하였으며 의 2theta 범 위에서실시하였다. 미세조직관찰을위해시편을기계연마 후 Keller reagent(h 2O 190 ml, HNO 3 5 ml, HCl 3 ml, HF 2 ml) 으로에칭하였다. 경도시험은비커스경도기 (HM-124, Mitutoyo, Japan) 를이용하여 9.8N의주하중으로 20회씩실 시하고평균값을사용하였다. 인장시험은미국재료시험학 회 (American society for testing and material, ASTM) E8 규 격으로가공한시편을사용했고, 만능재료시험기 (Keithley US/2400, R&B Korea, Korea) 를이용하여변형속도 1.3

890 대한금속 재료학회지 제55권 제12호 (2017년 12월) Table 3. EDS results of phases in the alloy. Chemical composition (at%) Point Al Si Cu Mg 1 67.09 0.10 28.90 0.42 2 17.98 34.18 9.54 37.02 3 1.83 97.50 0.14 0.

결과 및 고찰 그림 1과 표 3은 SEM으로 관찰한 Al-5.2Si-3.4Cu -0.28Mg 합금의 as-cast 미세조직의 후방산란전자(back scattered electron, BSE) 이미지와 각 상들의 EDS 분석 결과를 나타낸 다.

3 890 대한금속 재료학회지 제55권 제12호 (2017년 12월) Table 3. EDS results of phases in the alloy. Chemical composition (at%) Point Al Si Cu Mg Fe O Fig. 1. (a) BSE image of as-cast alloy, and (b) enlarged image with EDS results s 로 실시하였다. 3. 결과 및 고찰 그림 1과 표 3은 SEM으로 관찰한 Al-5.2Si-3.4Cu -0.28Mg 합금의 as-cast 미세조직의 후방산란전자(back scattered electron, BSE) 이미지와 각 상들의 EDS 분석 결과를 나타낸 다. 회백색 상들이 망상으로 분포되어 있고(그림 1(a)), 이 망 상 조직은 Al-Si 공정상 주위로 블록 형태 또는 공정의 θ (Al2Cu)상 및 Q(Al5Cu2Mg8Si6)상, 바늘 형태의 β-fe(al5fesi) 상으로 구성되는 것을 확인할 수 있었다(그림 1(b)). 냉각 중 Al-Si 공정 반응 후 에너지가 높은 공정상 계면에서 θ상, β-fe 상, Q상이 정출된 것으로 추측된다. β-fe상은 잉고트 주조 중 함유된 미량의 Fe에 의해 생성된 것으로, 높은 취성으로 인해 기계적 특성을 저하시킨다고 보고된다 [5]. 용체화 열처리 조건을 선정하기 위하여 DTA를 이용해 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의 승온 중 시차 열 분석을 실시 하였으며, 그 결과를 그림 2에 나타내었다 온도 Fig. 2. DTA curve and its corresponding reactions of the alloy during heating. 범위 내에서 4개의 흡열 반응이 존재하는 것을 확인할 수 있 다. 상온의 Al-Si-Cu-Mg 합금에 존재하는 초정 Al상, Al-Si 공정상, θ상, Q상, β-fe상이 504 까지 존재한다 및 구간에서는 각각 Cu 함유량이 높은 θ상, Fig. 3. Optical micrographs of the alloy (a) in as-cast, and solution-treated at 495 for (b) 5, (c) 7, (d) 9, (e) 11, and (f) 13 hours.

조 의 제 정 제 기 박 용 호 891 하였다. 또한 Q상의 추가적인 고용을 위한 2단 용체화 열처 리는 Q상의 용융 온도(524 )보다 낮은 520 에서 시도하 였다. 그림 3는 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의 495 용체화 열 처리 시간에 따른 미세조직 변화를 나타낸다. 용체화 열처리 시간이 증가함에 따라 2차 수지상 가지의 간격이 16.

4 조 의 제 정 제 기 박 용 호 891 하였다. 또한 Q상의 추가적인 고용을 위한 2단 용체화 열처 리는 Q상의 용융 온도(524 )보다 낮은 520 에서 시도하 였다. 그림 3는 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의 495 용체화 열 처리 시간에 따른 미세조직 변화를 나타낸다. 용체화 열처리 시간이 증가함에 따라 2차 수지상 가지의 간격이 16.6 m에 서 58.9 m로 증가하고, 수지상정에서 등축정으로 변하는 것을 볼 수 있다. 이러한 현상은 Si, Cu, Mg가 첨가된 Al 합금 의 용체화 열처리 거동에서 보고된 것과 유사하다. 그림 4는 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의 as-cast, 495 용체화 열처리 시간, 520 2단 용체화 열처리 시간에 따른 XRD 결과를 나타낸다. 495 에서 용체화 열처리가 실시됨 에 따라 θ상이 고용되어 피크 강도가 감소하며, 9시간까지 용 체화 처리한 α-al의 면간거리(d, d-spacing)는 증가한다. 반면 에 495 에서 11시간 이상 열처리한 합금에서 α-al의 반치 Fig. 4. X-ray diffraction patterns of the alloy before and after solution treatments. d denotes the interplanar spacing. 전폭(full width of half maximum, FWHM)과 면간거리는 감 소하는데, Scherrer 방정식 [29]을 통해 결정 성장이 발생한 것을 확인할 수 있었다. 이는 결정립 성장이 관찰된 그림 3의 Al, Si, Mg, Cu로 구성된 Q상의 용융이 발생한다 [26,27]. 결과와 일치한다. 520 에서 2단 용체화 열처리가 실시됨에 범위는 Al-Si 공정 반응 구간으로, 공정상의 용 따라 Q상의 피크 강도가 감소하며, Al상의 면간거리는 증가 융이 발생하여 Al-Si 액상이 형성된다 [28]. 585 는 초정 Al 하는데 이를 통해 Q상의 고용이 확인된다. 520 에서 3시간 상의 용융이 발생하는 온도로써 초정 Al상 액상이 형성된다. 이상 용체화 처리 시 Q상이 대부분 고용되었을 것이라고 추 이러한 결과를 바탕으로 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28 Mg 합금의 용 측된다. 체화 열처리 온도를 선정하였다. 용체화 열처리는 시효 열처 그림 5는 495 에서 용체화 열처리된 Al-5.2Si-3.4Cu- 리 시 미세하게 석출될 상들의 고용이 목적이기 때문에, θ상 0.28Mg 합금의 SEM으로 관찰한 미세조직 변화를 나타낸다. 의 용융 온도(504 )보다 낮은 495 를 열처리 온도로 선정 열처리 시간의 증가에 따른 미세조직 변화 거동은 세 부분으 Fig. 5. SEM images of the solution-treated alloys held at 495 for (a) 5, (b) 7, (c) 9, (d) 11, and (e) 13 hours. (f) An EDS result of Al7FeCu2 phase.

892 대한금속 재료학회지제 55 권제 12 호 (2017 년 12 월 ) Fig. 6. SEM images of the alloys after 2-step solution treatments held at 520 for (a) 1, (b) 3, and (c) 5 hours. 로설명할수있다. 첫번째로 Si 공정상의분해및구상화가일어난다.

5 892 대한금속 재료학회지제 55 권제 12 호 (2017 년 12 월 ) Fig. 6. SEM images of the alloys after 2-step solution treatments held at 520 for (a) 1, (b) 3, and (c) 5 hours. 로설명할수있다. 첫번째로 Si 공정상의분해및구상화가일어난다. 시간의증가에따라확산시간이충분하게확보되면서 Al-Si계면을통해 Si 원자가상호확산된결과이다 [30]. 11시간이상에서는 Si 공정상의조대화가발생하는데, 이러한현상은오스트발트숙성 (Ostwald ripening) 효과로설명할수있다. 두번째미세조직변화는 θ상의고용이다. 그림 1에나타난 as-cast 미세조직에서볼수있듯이, θ상은블록형태와공정형태로존재한다. 용체화열처리가진행됨에따라 as-cast에나타난공정 θ상은모두용해되어사라지지만, 블록형태의 θ상은 13시간동안완전히용해되지않고구상화되어존재한다. 이는공정상이블록상에비해표면적이커서높은에너지를가지기때문에, 공정상이더쉽게용해된것으로판단된다. 마지막미세조직변화는 β-fe상의 Al 7FeCu 2 상으로의변태이다. 용체화열처리온도와합금의 Cu, Mg 함유량에따라 Si 공정상에대한 β-fe와 Al 7FeCu 2 상의열적안정성이달라진다고알려져있다 [31]. 본합금은 3.4 wt% 의높은 Cu를함유하기때문에, 고용된 θ상에의해고용체내에존재하는충분한 Cu 원자가열처리중 β-fe상로확산하여, β -Fe상이 Al 7FeCu 2 상으로변태하면서 Si 공정상과평형을이루는것으로사료된다. 용체화열처리중 β-fe와 Al 7FeCu 2 상의중간상으로예상되는 AlSiFeCu상이나타난다고보고되었지만 [15], 본연구에서는긴열처리시간으로인한충분한확산으로인해존재하지않는것으로판단된다. XRD 결과에서나타나지않은 θ상이 SEM 미세조직에나타난이유는기지내낮은블록형태의 θ상분율로인한것으로추측된다. 495 에서용체화열처리후잔류하는 Q상을추가로고용시켜과포화고용체를형성하기위해, 520 로승온시켜 1 5시간동안 2단열처리를실시하였고, 그시편의미세조직사진은그림 6에나타내었다. 520 에서열처리한모든시편에서 Q상은완전히고용되어사라졌으나, Si 공정상의조대화가발생하였다. 주목할만한결과는 495 에서고용되지못하고잔류하던블록형태의 θ상이용융된흔적들이 Fig. 7. Vickers hardnesses of the as-cast, 1-step, and 2-step solution-treated alloys. 다. 1 시간에서는주로에너지가높은입계에서우선적으로 용융되고, 시간이증가할수록입계뿐만아니라입내에서액 적 (droplet) 을형성하며용융된것으로판단된다. 열처리온 도가증가함에도불구하고침상의 Al 7FeCu 2 은조대화되거나 고용되지않는것으로보아, 높은열적안정성을가지는것으 로사료된다. 최적의용체화열처리공정의선정을위해고용체의경도를측정하였고, 그결과를그림 7에나타내었다. 495 에서 용체화열처리를진행함에따라 9 시간까지경도가증가하였 으나, 11 시간이후부터급격히감소하였다. 이러한경도의변 화는그림 2에나타난 2차수지간격 (secondary dendrite and spacing, SDAS) 와그림 5에나타난 Si 공정상과 θ상의거동 을통해설명할수있다. 9 시간까지는열처리시간의증가에 따른결정립조대화에의한연화효과보다, Si 공정상의분해 및구상화에의한 Orowan 강화효과와 θ 상의용해에의한고 용강화효과가더크기때문에경도가증가하는것으로사료

6 조의제 정제기 박용호 893 Fig. 8. Mechanical properties of the artificial aged Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg alloy at 160 and 200 for various holding times: (a) hardness, (b) yield strength, (c) ultimate tensile strength, and (d) elongation. 된다. Orowan 강화효과는경한상들이균일하게분산되어각상들간의거리가짧을수록크게나타난다. 하지만 11시간이후에는블록형태의 θ상의느린고용속도와결정립및 Si 공정상의조대화로인해급격한경도감소가발생하는것으로판단된다. 520 에서 2단용체화열처리한시편의경우, 495 에서 1단열처리한시편보다낮은경도값을나타내었다. 이현상은그림 6에서나타난두가지조직변화로설명할수있다. 첫번째는결정립, Si 공정상의조대화로, 결정립과 Si 공정상이조대해지면 Orowan 및 Hall-Petch 강화기구에의한전위이동방해효과가감소한다. 두번째는잔류 θ상의입계및입내에서의용융현상으로, 용융부위에국부적인기공을형성시킨다 [19,20]. 이러한원인들로인해 2단용체화열처리를시행하면경도가감소된것으로사료된다. 열처리시간이증가함에따라나타나는미세한경도감소는입내에서추가적인 θ상의용융이발생하여입계, 입내모두기공이 형성되기때문이다. Si, Cu, Mg를첨가원소로함유하는 Al 합금의용체화공정은주고용상인 θ상을최대한용해시키고, 결정립성장과제 2상들의용융을억제할수있는온도와시간에서실시되어야한다. 따라서앞서언급한결과들을토대로, 용체화열처리조건을 495, 9시간으로선정하였다. 앞서언급한바와같이 Al-Si-Cu-Mg계합금은 에서시효열처리를실시하는데, 170 이하에서열처리를실시하면최대경화에도달하기위한시간은증가하지만높은강도및경도가얻어진다고보고된다. 반면, 200 이상에서는상대적으로짧은시간에서최대경화에도달하지만, 170 이하에비해최대강도및경도가낮다 [12,15]. 하지만짧은열처리시간은제조공정의경제성과직결되기때문에, 기계적강도의감소가크지않다면공정에서고려할수있는선택지가될수있다. 따라서본연구에서는 495 에서 9시간동안

7 894 대한금속 재료학회지제 55 권제 12 호 (2017 년 12 월 ) 용체화열처리후, 시효열처리에따른기계적특성변화를관찰하기위해 160, 200 에서시효를실시하였다. 495 에서 9시간동안용체화열처리후, 시효열처리에따른기계적특성변화를관찰하기위해 160, 200 에서시효를실시하였다. 열처리된시편들의시효열처리시간에따른경도, 항복강도, 인장강도및연신율시험결과를그림 8에나타내었다. 경도와항복강도, 인장강도는각시효열처리온도에서시간에따라같은변화양상을나타냈다. 160 에서연신율은경도, 강도와반비례하는반면, 200 열처리는경도, 강도가증가함에따라연신율도증가하였다. 200 에서는짧은시간동안시효처리로높은강도를얻을수있었으나, 낮은연신율을나타냈다. 최대경도및강도는 160 /12 시간조건에서얻을수있었고, 160 /4시간조건에서가장높은연신율을얻을수있었다. 160 에서 12시간이후, 200 에서 1시간이후의경도감소는 θ 상또는 θ 상의부정합 θ 상으로의변태와 θ상의조대화로인한과시효현상에기인한것이다 [6]. 적절한강도와연신율을얻기위한시효열처리조건은 160 /4시간인것으로확인되었다. 본연구의 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금은기존에보고된 Al-Si-Cu-Mg계합금보다 Si 첨가량을낮추고, 중간정도의 Cu+Mg 첨가량및 Cu/Mg비의조성으로 400 MPa 수준의강도또는 5% 이상의연신율을나타내는열처리조건을도출하였다. Al-Si-Cu-Mg계합금의파괴의기점은조대한공정 Si입자또는 Fe를함유하는취성의화합물에서주로일어난다고보고된다 [32]. 본합금에서 Si 첨가량의감소는 Si 공정상의분율을저하시켜강도를감소시키지만, 이에따른파괴의기점이감소되어상대적인연성의증가가발생한것으로사료된다. 그리고연성의증가는 495 /9시간용체화열처리를통해얻은미세하게분포된 Si 공정상또한전위의이동을방해하기때문이다. Si 첨가량감소에의한강도감소분은중간정도의 Cu + Mg 첨가량및 Cu/Mg비로조대한 β상의생성을억제하고 θ상을생성시켜, 열처리후 θ 또는 θ 상의미세한석출을통해보상된것으로생각된다. 또한연신율을저하시킨다고보고된취성의 β-fe를 Al 7FeCu 2 로치환하여연성을확보한것으로판단된다 [6,15,31]. 4. 결론 본연구에서는 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의미세조직및기계적특성에미치는용체화및시효열처리효과에대해서고찰한결과다음과같은결론을도출하였다. 1. As-cast 상태의 Al-5.2Si-3.4Cu-0.28Mg 합금의미세조 직은 α-al, Si 공정상, θ 상, Q 상, β-fe 상으로구성됨을 확인하였다. 2. 여러온도 (495, 520 ) 에서용체화열처리한결과, 495 /9시간조건에서가장높은경도를얻을수있었 다 단용체화열처리는 Q 상의고용을도모할 수있었지만, 잔류 θ 상의용융으로인해경도가감소하 였다 , 200 에서시효처리한결과, 160 /12시간시효 에서가장높은경도및강도를얻을수있었고, 160 /4시간시효에서 5% 이상의연신율을나타냈다. 연성 의증가는미세하게분포된 Si 공정상, β 상의생성억 제, β-fe 의 Al 7FeCu 2 로의치환으로설명된다. 200 에 서는짧은시간동안시효처리로높은강도를얻을수 있었으나, 낮은연신율을나타냈다 /9시간용체화열처리후 160 /4시간시효열 처리가적절한강도및연신율을얻기위한최적조건 으로판단된다. 감사의글 이논문은 2017 년도정부 ( 교육부 ) 의재원으로한국연구재 단의지원을받아수행된기초연구사업임 (No. NRF-2016R1 D1A3B ). REFERENCES 1. M. Javidani and D. Larouche, Int. Mater. Rev. 59, 132 (2014). 2. H. Zandbergen, S. Andersen, and J. Jansen, Science 277, 1221 (1997). 3. C. Caceres, C. Davidson, J. Griffiths, and Q. Wang, Metall. Mater. Trans. A 30, 2611 (1999). 4. M. Yıldırım and D. Özyürek, Mater. Design 51, 767 (2013). 5. Z. Ma, A. Samuel, F. Samuel, H. Doty, and S. Valtierra, Mater. Sci. Eng. A 490, 36 (2008). 6. E. Sjölander and S. Seifeddine, J. Mater. Process. Tech. 210, 1249 (2010). 7. F. Paray, B. Kulunk, and J. Gruzleski, Int. J. Cast Metal. Res. 13, 147 (2000). 8. S. Zor, M. Zeren, H. Ozkazanc, and E. Karakulak, Anti-Corros. Method. M. 57, 185 (2010). 9. F. Grosselle, G. Timelli, and F. Bonollo, Mater. Sci. Eng. A 527, 3536 (2010). 10. B.-R. Jin and C.-Y. Jeong, Korean J. Met. Mater. 54, 626

8 조의제 정제기 박용호 895 (2016). 11. C. Caceres, I. L. Svensson, and J. Taylor, Int. J. Cast Metal. Res. 15, 531 (2003). 12. E. Sjölander and S. Seifeddine, Mater. Sci. Eng. A 528, 7402 (2011). 13. Y. Zheng, W. Xiao, S. Ge, W. Zhao, S. Hanada, and C. Ma, J. Alloy. Compd. 649, 291 (2015). 14. F. Tavitas-Medrano, A. M. Mohamed, J. Gruzleski, F. Samuel, and H. Doty, J. Mater. Sci. 45, 641 (2010). 15. E. Cerri, E. Evangelista, S. Spigarelli, P. Cavaliere, and F. DeRiccardis, Mater. Sci. Eng. A 284, 254 (2000). 16. F. Tavitas-Medrano, J. Gruzleski, F. Samuel, S. Valtierra, and H. Doty, Mater. Sci. Eng. A 480, 356 (2008). 17. Y. J. Li, S. Brusethaug, and A. Olsen, Scripta Mater. 54, 99 (2006). 18. G. Wang, Q. Sun, L. Feng, L. Hui, and C. Jing, Mater. Design 28, 1001 (2007). 19. P. Ouellet and F. H. Samuel, J. Mater. Sci. 34, 4671 (1999). 20. F. H. Samuel, J. Mater. Sci. 33, 2283 (1998). 21. J. H. Sokolowski, X. C. Sun, G. Byczynski, D. O. Northwood, D. E. Penrod, R. Thomas, and A. Esseltine, J. Mater. Process. Technol. 53, 385 (1995). 22. A. Mohamed and F. Samuel, Mat. Sci. Eng. A 577, 64 (2013). 23. A. Farkoosh, X. G. Chen, and M. Pekguleryuz, Mater. Sci. Eng. A 627, 127 (2015). 24. D. A. Lados, D. Apelian, and L. Wang, Metall. Mater. Trans. B 42, 171 (2011). 25. R. Li, AFS Trans. 104, 777 (1996). 26. J. Zhao and S. Wu, Trans. Nonferrous Met. Soc. China 20, s754 (2010). 27. P. Kapranos, D. H. Kirkwood, H. V. Atkinson, J. T. Rheinlander, J. J. Bentzen, P. T. Toft, C. P. Debel, G. Laslaz, L. Maenner, S. Blais, J. M. Rodriguez-Ibabe, L. Lasa, P. Giordano, G. Chiarmetta, and A. Giese, J. Mater. Process. Tech. 135, 271 (2003). 28. K. M. Sree Manu, K. Sreeraj, T. P. D. Rajan, R. M. Shereema, B. C. Pai, and B. Arun, Mater. Design 88, 294 (2015). 29. P. Scherrer, Göttinger Nachrichten Math. Phys. 2, 98 (1918). 30. E. Ogris, A. Wahlen, H. Lüchinger, and P. J. Uggowitzer, J. Light Met. 2, 263 (2002). 31. A. Lise Dons, J. Light Met. 1, 133 (2001). 32. A. M. Samuel and F. H. Samuel, Metall. Mater. Trans. A 26, 2359 (1995).

untitled

untitled [ ] œwz, 21«6y(2008) J. of the Korean Society for Heat Treatment, Vol. 21, No. 6, (2008) pp. 300~306 š y w p x*, **Á **Áy y* * ** w œ w œw, w» gœ Solid State Diffusion Brazing of the Aluminum Alloy Castings