마그네슘합금(AZ31)의 압출 및 상온 등통로각 압축 성형공정 연구

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4 Ⅰ. 마그네슘합금의개요 1 Ⅰ-1. 마그네슘합금의연구배경 1 Ⅰ-2. 마그네슘합금재료의거동 3 Ⅰ-2-1. Mg-Al-Zn 합금계의특성및재결정 3 Ⅰ-2-2. HCP 재료의슬립계와쌍정 7 Ⅰ-2-3. 가공용마그네슘합금의열처리 11 Ⅰ-2-4. HCP 재료의집합조직 14 Ⅱ. 마그네슘합금의열간압출공정 16 Ⅱ-1. 서론 16 Ⅱ-2. 유한요소해석 17 Ⅱ-2-1. 유한요소법의역사적배경 17 Ⅱ-2-2. 유한요소법의이론 19 Ⅱ-2-3. 경계조건및 mesh generation 23 Ⅱ-3. 실험방법 31 Ⅱ-4. 결과및고찰 33 Ⅲ. 마그네슘합금의상온등통로각압축성형 58 Ⅲ-1. 서론 58 Ⅲ-2. 등통로각압축성형공정 59 Ⅲ-2-1. 등통로각압축성형의역사적배경및이론 59 Ⅲ-2-2. 유한요소해석의경계조건및 mesh generation 60 Ⅲ-3. 실험방법 63 Ⅲ-4. 결과및고찰 64 Ⅳ. 결론 71 Ⅳ-1. 마그네슘합금의열간압출 71 Ⅳ-2 마그네슘합금의상온등통로각압축성형 72 Ⅴ. 참고문헌 74

5 마그네슘합금은금속중가장가벼운중량을지니고있으며진동흡수성, 치수안정성, 절삭성, 전자파차폐능이우수한금속이다. 이러한장점으로최근, 다양한산업분야인자동차와전자산업및정보통신의응용부품으로사용량은증가하고있는추세이다. 그러나제품에적용되는제조기술은대부분 die casting 법에이루어져있고, 그제품의두께가 1mm로한정되어있어기계적특성이우수한박육제품을성형하는마그네슘합금의소성가공에의한제조공정의확립이필요하다. 또한제품을성형하기위한 2차가공재의판재는압출및압연공정의수많은공정단계를소요하고있어서제품의수율과공정단가를낮추는문제해결방안이당장시급한실정이다. 따라서, 본연구에서는마그네슘합금판재를얻기위한소성가공특성을알고자낮은두께의판재를제조하는압출을실행하였다. 그리고마그네슘합금의압출재의상온가공성을알고자상온등통로각압축성형을시행하였다. 또한, 마그네슘합금가공재성형을위한기초공정수립및공정도중재료의변형이력을예측하기위하여유한요소해석을도입하였다. 대상합금은 3wt.% Al, 1wt.%Zn으로주조되었고균질화처리가된 AZ31 마그네슘합금주괴를사용하였다. 열간압출은 200ton급수평형직접식압출기를사용하였으며, 압출속도는 0.83mm/s, 압출비는 6.5, 16, 24.5, 49 로변화하였고, 압출온도는 6.5의마그네슘합금다이개선을위한평금형다이를사용한경우 300 로설정하였으며개선된다이를사용하여압출비변화에따른열간압출은 340 로설정하여시행하였다. 압출재를위한상온가공성을알아보고자시행된상온등통로각압출다이는교차각 135, 만곡각 45 를지니고있으며시편의단면적은 5 5mm2, 길이는 40mm의재료를이용하였다. ECAP 공정은상온에서시행하였으며, 압축속도는 0.86mm/s로설정하였다. 각재료의이력에따른상온등통로각압축을시행하였다. 미세조직의관찰은광학현미경과 SEM을이용하였다. 제조된판재와가공된재료의기계적특성을평가하기위해상온에서인장시험과압축시험을실시하였다. 압출비 6.5의마그네슘합금압출재를제조하기위하여일반평금형을사용하였으나, 시편의표면가장자리에서균열및크랙이발생하였고, 이를

6 유한요소법을이용하여다이개선을하였다. 개선된다이는 5 의다이반각과 2.5mm의다이랜드부길이를지니고있다. 개선된마그네슘합금용다이를이용하여압출비증가에따른압출재는유한요소해석에서나타난하중과는달리 1mm 두께의판재를제외하고 2mm 두께 ( 압출비 24.5) 와 3mm 두께 ( 압출비 16) 의압출비에서건전한판재를얻을수있었다. 열간압출의소성가공법과 400, 불활성기체분위기에서 24시간동안의열처리에의해서상온등통로각압축성형은성공적으로수행되어졌으며, homogeneous한결정립형태와상온에서쌍정재결정현상에의하여결정립계는미세화되었다. 또한이와같은이유로상온등통로각압축을수행한재료의압축항복강도는주조재와공정적용재료에비하여 2배이상증가하였다.

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9 Ⅰ-1. 마그네슘합금의연구배경 마그네슘합금은경량성, 진동흡수성, 전자파차폐능력이우수하여수송기기, 전자기기등에적용하기에매우유리한장점을가지고있다. 또한알루미늄의 2/3 정도로적은열량으로도용해가가능하며, 응고잠열이작아알루미늄에비하여빨리응고하고열전도율은알루미늄의약 70% 정도의장점을지니고있다. 또한마그네슘합금은실용합금중에서비중이가장작으며석출경화로높은강도를얻을수있어주조, 압출및판재등의형태로선박, 항공기, 건축구조물등에널리사용하고자노력하고있다. 최근수송수단의경량화와에너지절약의요구가증대되면서고기능경량마그네슘합금의개발에대한관심이증대되고있는추세이다. 이와같이마그네슘합금의중요성에대한인식은높지만상용화정도는알루미늄합금등기타경량소재에비교하여매우낮은편이다. 이처럼상용화가본격적으로이루어지지못했던이유는마그네슘합금의친산화성으로인하여용해가곤란하고상온에서의연성과내식성이낮기때문이었다. 또한결정구조가조밀육방격자 (HCP) 이기때문에상온에서의소성가공은매우어려운단점을지니고있다. 상온에서마그네슘합금은 HCP 금속의특성상변형 mode 의제한으로인하여큰변형을수용할수없다. 따라서부가적인변형 mode의인가를위하여일반적으로고온에서의열간가공이행하여진다. 따라서 300 정도의고온에서는연성이급격하게증가하므로열간압출이나열간압연등의소성가공이가능하다. 지금까지의마그네슘합금부품은주로다이캐스팅공정을위주로한일반적인주조공정에의하여제조되어왔으며, 그적용분야도하중이비교적덜받는케이스나하우징 (housing) 류에국한되었다. 따라서마그네슘합금의구조용재료로의적용범위를확대하기위해서는가공용마그네슘합금을적용하는부품제조에대한연구가이루어져야한다. 가공용마그네슘합금은압출, 압연, 단조등의가공공정에모두용이하게적용할수있어다양한형태의압출재, 압연판재, 단조품

10 들이발전되어왔다. AZ31 마그네슘합금은우수한성형성과강도그리고내식성이뛰어나주로압출재나압연재등으로가공되어사용된다. 합금은가공상태나열처리에따라 as-fabricated(f), annealed(o) 그리고 hard rolled (H24) 의조건으로나뉘어사용된다. 상온에서의가공제한은대부분가공용마그네슘합금에대한압출, 압연, 단조등의가공공정을실제로 300~500 의온도범위에서적용하게하며, 현재상용으로쓰이는 AZ31 마그네슘합금의성형공정은 230~425 의온도범위에서이루어지고있다.

11 Ⅰ-2. 마그네슘합금재료의거동 Ⅰ-2-1. Mg-Al-Zn 합금계의특성및재결정거동 Mg-Al-Zn계합금은비강도가높고석출경화에의하여더욱강도를높일수있으며가공성이좋으며 damping capacity가우수하다. 1,2) Mg-Al-Zn 합금계 (AZ합금) 는마그네슘합금에서대부분을차지하는주요실용합금으로 AZ91, 92, 82, 63, 61, 31등이있는데특히 AZ91이다이캐스팅용으로널리사용되고있다. AZ합금에서 Al은 Mg 17 Al 12 상의 β상을석출하며, Zn은고용강화원소로, 미량의 Mn은 Fe와안정한화합물을형성하여내식성을증대시키는원소로첨가된다. 3,4) Al과 Zn의함량은기계적성질뿐만아니라주조성에도큰영향을미치고 Al의양이많을수록유동성이증가하여치밀하고정밀한제품을만들수있으며, Zn의양이 2~ 8wt.% 일때는액상선과고상선의범위가넓어열간균열의위험이있다. Mg-Al 2원계상태도에서 Al의양이많을수록많은 β상을석출하여강도는증가하나 β상의용융점이 437 에불과하여쉽게연화되고조대화되어고온성질이낮아 100 이하에서만사용가능한단점이있다. 5,6,7,8,9) 금속재료에변형이일어나면전위가발생하게되며내부에너지가증가하게된다. 특정온도이상에서는확산에필요한충분한내부에너지를갖는다. 이러한불안정한상태에서는새로운핵이생성된다. 새로이생성된핵은무변형 (strain-free) 상태로서전위밀도가매우낮은상태이다. 이와같이생성된핵이재결정핵으로서재결정핵이생성된후에는표면에너지가구동력이되어결정이성장한다. 높은온도에서전위밀도차가구동력이되어일어나는상변태로는회복과재결정이있다. 재결정은일반적으로재결정핵의생성시기에따라동적재결정과정적재결정으로분류된다. 동적재결정은변형중높은전위밀도및내부마찰열에의해재결정핵이생성될때발생하고, 변형후잔류에너지에의해재결정핵이생성될때정적재결정이라고한다. 10) 재료가소성변형을하게되면가공경화가일어나유동응력이증가한다. 이때동정재결정이일어나게되면연화가일어나변형률-응력곡선에서정점에도달하고이후응력이감소하는경향이나타난다. 정적재결정은보통동적재결정이일어나지않은변형된부분에서일어날확률이높다. 이미동적

12 재결정이일어난부분은상대적으로안정된상태이기때문이다. 재료가변형을받아가공경화가일어나면응력이집중되는결정립계에서균열이발생하고연성이감소한다. 11) 적당한온도구간에서변형이계속되어내부에너지가충분히높아재결정이일어나면새로운결정핵은균열을고립시켜이들의전파를방지한다. 결국재료의유동을원활히이루어지게하여연성의증가를가져온다. 결정립크기가작을수록전체결정립의표면적이넓어진다. 재결정핵은변형에의한내부에너지의집중이많은결정립계에서주로생성되므로전체결정립계면적이넓을수록재결정핵이생성될확률이높고이로인해단위부피당재결정핵의면적이넓어진다. 이러한이유로인해초기결정립크기가작을수록핵생성속도가빨라진다. 가공중의변형유동곡선의모양은다음과같은 Zener-Holloman 변수에의존한다. 12,13) Q d R T Z = exp ( Q d RT ) 이때 Z값이작을수록즉, 온도가높고변형속도가느릴수록동적재결정이일어날확률이높아진다. 재료를열간가공시동적재결정, 동적회복, 정적연화, 고온연성, 균열전파등의현상이발생한다. 동적회복과동적재결정현상은고온가공조건하에서유동응력 (σ ) 곡선의형태를결정한다. 동적회복과동적재결정을변형량-응력곡선으로나타낸것이그림 1이다. 동적회복이빨리진행되면유동응력은가공응력에의한전위축적과회복에의한전위소멸의균형으로결정되는정상상태값 (σ s ) 까지점진적으로증가하여계속그상태를유지하다가파괴에이르는데여기서는동적재결정이존재하지않는다. 14) 마그네슘을열간압출할때높은소성변형량으로인하여동적재결정현상이발생하여결정입도는매우미세화되고균일한등축정조직을이루고있는데, 이러한동적재결정은 Cu, Ni, γ-fe등에자주관찰되고 15,16,17) 결정립

13 계또는쌍정입계와변형띠 (deformation band) 에서임계변형량이상의변형에서핵생성을통하여새로운결정으로나타난다. 용질원자와적층결함에너지를감소시키거나전위이동을감소시키는분위기를만들거나공공들이결합하여전위상승을저지하여회복정도를감소시킬수있다. 18) 동적재결정은정상상태의응력에도달하기전에어떤임계전위밀도의하부조직을갖는데유동곡선상의최대응력전에서관찰할수있으며최대유동응력부근에서새로운동적재결정립이형성된다. 따라서동적재결정의유동곡선은응력이점차로증가하다가최대응력을보인후동적재결정에의한연화로가공경화정도와연화정도가균형을이루는새로운정상상태응력을보이는데크기가거의일정한결정립을가진다. 또한동적재결정된결정립의하부조직은정적재결정된재료보다상온기계적특성이우수하다. 19,20) 그림2와같이동적재결정이발생하기위해서는임계변형 ( c ) 이필요하며, c 는최대응력발생시변형률 ( p ) 보다작다. 또한임계응력은최대응력 (σ p ) 보다작은값을갖게되나최대응력부근에서낮은가공경화속도를가지면사실상최대응력과같게된다. 그림 2(a) 와같이고온ㆍ저변형속도에서 c > x 이고, 재결정사이클은계속되는변형에의해재결정에서다시얻어지기전에완결될수있다. 그러므로 σ 곡선은재결정과경화의반복주기로나누어져진동하게된다. 시편의여러부분에서발생하는다른상태의재결정들은변형이진행됨에따라점점더중첩되어몇사이클후에는전체적으로다수의정점이사라지게된다. 그러나그림 2(b) 와같이저온ㆍ고변형속도에서는재결정의여러사이클이중첩되고, σ 곡선은사실상단일정점을갖는다. 단일정점을갖는유동곡선의경우유동응력의저하는주로첫번째재결정과관련된다. 고온ㆍ고변형상태에서의동적재결정발생시핵생성은입계뿐만아니라입내에서도많이생성되어완벽한동적재결정이발생하고미세한등축정의조직이얻어진다. 또한변형속도가같을경우, 높은가공온도에서는가공응력에의한전위의축적과회복에의한전위소멸이균형을이루어전위밀도가낮아져동적회복현상이발생하고, 결정립이성장하여조대한등축정의조직이얻어진다.

14 Recovery True Stress Dynamic recrystallization Single peak Multi peak True Strain c > x c < x

15 Ⅰ-2-2. HCP 재료의슬립계와쌍정 대부분의주조마그네슘합금은매우작은인장연신율을갖으며, 그와같은작은연신율은다른합금에비해구조적인적용에많은제약을받게된다. 마그네슘합금의낮은연성은높은이방성을지닌전위슬립의거동에기인한다. 마그네슘의단결정에서연구된임계분해전단응력 (CRSS) 은 3가지의다른 slip system을갖는다고보고되고있다. 보고된자료에의하면상온에서기저면슬립계의임계분해전단응력은다른 prismatic 이나 pyramidal 같은비기저면슬립계에대하여약 1/100의값을갖는다. 그러므로단결정마그네슘합금의소성변형은거의전부기저면슬립에의하여일어난다고볼수있다. 이경우기저면슬립계는균질변형을위한 5개의독립적인슬립계보다훨씬적은 2개의독립적인슬립계를제공한다. 21) 표 1에 HCP 금속재료에서작용하는 6가지의 slip system을나타내었다. 29) 각각의슬립에대해서독립적인 1과 2의슬립계는동시에작용할수있으며나머지슬립계들을구동시키는역할을한다. 온도에의존하는마그네슘의소성변형거동은상온에서 1012 < 1011 > twinning과 (0001 ) < 1020 > 슬립을통해일어난다. 연속적인과정으로다결정금속의변형관점에서설명되는결정립계전단및일반적으로불균일한변형이이뤄진다. 이후진행되는변형은새롭게생겨나는슬립및쌍정메카니즘에의해일어나게된다. 모든 HCP 금속에서가장중요한슬립모드는버거스백터 1 / 3 < 1012 > 또는 a를갖는다. 가장조밀한기저면상에서 < 1012 > 방향의 a 벡터가형성되며, 변형에의한기저면상에서의전위분리를통해 a는 a/3 < 1010 > 의슬립벡터를갖는부분전위로나눠진다. 분리된부분전위는 SF(Stacking Fault) 를형성함으로써전위이동을통해형성된 dislocation strain field를부분적으로평형상태에이르게한다. 온도가증가됨에따라전위의움직임이활발해져서기저면상을벗어난전위가생성되며, 새로운비기저면슬립이발생하게된다. 22) 대표적인기저면계는 0001 < 1120 > 이고, prismatic slip은 (1010)< 1120 > 이며, pyramidal slip은 {hkl}< 1123 > 이다. 알려져있듯이많은 HCP 금속은각각주요한 slip system이다르다. Basal slip 이주요한금속은 Mg, Be, Cd, Zn이며, prismatic이주요한금속은 Ti, Y, Hf, Zr이다. 23) basal slip과 prismatic의작용에서의우선성은안정된 SFE(Stacking fault energy) 의관계에의해설명되어진다.

16 1020 < 1020 > (0001 ) < 1020 > < 1020 > 1022 < 1123 > < 1020 > basal slip system에만의존하는변형은큰연성을지닐수없으므로다른여러공정을통해다른 slip system을이용하는가공공정들이개발되고있다. ECAE 공정이적용된 AZ31B 합금의경우그결정립크기는 1μm까지감소하였으며, 어닐링후상온에서행하여진인장실험의결과에서는 40% 가넘는연신율을보여주고있다. 이와같은큰연신율은소성변형에이용된 slip mechanism에서 basal slip system이단독으로작용하였다는분석은하기어려우며, 게다가인장연신율에대한결정립크기의의존성은결정립계가상온변형에큰역할을했을것으로분석되고있다. 24) 많은 HCP 금속중에서압축변형시마그네슘은결정립의 c축에대하여변형저항을나타낸다. 압축에대한변형을수용할수있는 slip system은위에서언급한 non-basal slip system인 <c+a> slip은다결정재료의기본적인전위 mechanism에대한이해뿐만아니라경량구조용합금의개발에있어서합

17 금및 process 선정시에중요한역할을한다. 위에서언급한결정립의 c 축에대하여변형의 stress axis가평행하게위치하는경우를 hard orientation이라부르며, 이런경우 HCP 금속의변형은주위의결정립들과상호연계성을유지하기위해서 non-basal <c+a> pyramidal slip과 deformation twin의작용이필요하게되는것이다. 25) Pyramidal slip은 5 개의독립적인변형방법을제시하여 homogeneous한소성변형에대하나 <c+a>slip의중요성이매우강조될뿐만아니라 basal <a> slip에의해서제안되어진 prismatic <a> 과 <c+a> slip 기구또한마그네슘소성변형에대한중요한 slip 기구이다. Pyramidal slip의생성은두가지방법에의해서이뤄진다고보고된다. 결정립계또는 Matrix와 incoherent한관계를지닌 twin boundary에서생성되거나, 결정립내부에존재하는 heterogeneous site인 <a>slip과전위의접점에서생성된다고보고된다. 금속의소성변형에있어서가장중요한변형기구는 slip 변형이며, slip 다음으로중요한변형기구는 twin이다. G. Friedel의이론에따르면, twin은잘정의된관계에따라비록모결정과다른방위를가지지만동일한결정구조를구성하는방식으로 transformation을겪은결정의한부분이라고정의했다. 26) twin은결정의일부분의방위가모결정에대하여경상의관계로대칭성을이루고있는것인데, 경면에해당하는경계면을쌍정면이라고한다. twin은변형에의해형성된표면높이의변화와변형된부분과변형되지않은부분과의결정방위차이때문에, 연마된표면에서관찰될수있다. twin 변형은여러가지점에서 slip 변형과다르다. slip에서는슬립면상하의결정방위가변형전ㆍ후에있어서같지만, twin 변형에서는쌍정면양쪽의결정방위가서로다르다. slip은원자간거리의여러배수의거리만큼일어나는것이보통이지만, 쌍정면에서는원자의이동거리가한원자간거리보다훨씬작다. slip은비교적넓은간격으로떨어져있는슬립면에서일어나지만, twin 변형은 twin 중의모든원자면이변형에참여한다. 표 1 에각결정구조에서보이는대표적인 twin system을나타내었다. twin은기계적변형에의해서생길수도있고, 소성변형후에어닐링할때도생길수있다. 전자에의해서생긴것을기계적쌍정 (mechanical twin) 이라하며 deformation twin에속한다. 후자에의해생긴 twin을어닐링쌍정 (annealing twin) 이라하며, 재결정또는집합조직에의해생긴다. 금속에서높은온도또는느린속도로변형하였을때 twin이생성되며, 두상의

18 계면, 결정립계, 그리고면결함이존재하는곳은 twin의핵생성이유력한곳이다. 슬립계가많은금속에서는 twin 변형이지배적변형기구는아니다. 슬립계가제한을받거나, 또는어떤이유로 slip에필요한응력보다작을때 twin 변형이일어나는것이일반적이다. 이때문에 BCC와 HCP 금속이저온에서고속으로변형될때나, HCP 금속의저면이슬립하기용이하지않은방향으로놓여있을때 twin 변형이일어나기쉽다. 소성변형에서 twin 형성의중요한역할은 twin 변형으로생기는변형그자체가아니고, twin 형성으로인한결정방위의변화때문에새로운슬립계가작동할수있게되어 slip이더많이일어날수있다는데있다. 그러므로 twin 변형은 HCP 금속과같이슬립계의수가적은금속의전체변형에중요한역할을한다. 그러나결정전체체적의비교적작은체적분율만이 twin 형성으로인해방위가변하기때문에 HCP 금속은일반적으로슬립계가많은금속보다연성이작다. twin의계면은입계와비슷한속도로부식되므로결정립계와동등한정도의고에너지를가지고있음을알수있다. 23) HCP 금속인마그네슘의주요한 twin system은 (1012)[1011] 이다. 현재알려진바로부가적인 twin mode로 {1 011 } {1013 } twinning이생성될수있으며, {1012 } 면에대한 second-order twin이라고할수있다. 27) 마그네슘단결정을이용한실험에서 mechanical twin은온도가증가할수록느린변형속도에서쉽게발달하는특징을보이고있으며, 압축변형시에는 basal 면에평행한방향으로인장변형시에는 basal면에수직으로형성된다. 일반적으로다결정인마그네슘에서 {1012 } twinning은균질하게발생되지않고, 국부적인지역또는 stress axis에대해약 45 기울어진 band 내에집중되는경향을보인다. 이 twin band들은여러가지면에서 mild steel 또는 Al-Mg 합금의 Luders band와유사한경향을보인다. 28) Band 내에서생성되는 twin의 volume fraction은거의 100% 에가까우며 band 외부에서는 twin이일어나기힘들다. 또한심하게 twin이형성된시편을 annealing 하면초기의재료에서발견되는집합조직과는현저하게다른재결정집합조직이형성된다. D. J. P. Adenis의연구논문에따르면압연면에평행한 basal 면을가지는판재는냉간압연이나인장변형시에 {1012 } 에의한결정립의변형은주요하지않을수도있으며, 반면에판재의면에평행한압축변형시에는 twin 이쉽게형성될수있다고하였다. 27) Mg+1.5wt.% Mn의압연재를통한 Barret와 Haller의압축실험의결과를살펴보면, 판재를 transverse axis으

19 로압축변형하였을때, 압축면에대해 transverse 방향의 band가형성되었고, 판재의 longitudinal section에서는압연방향으로기울어진 wedge-shaped band가형성되었음을나타낸다. 27) 또한 D. J. P. Adenis와 S. L. Couling의압축실험에서심하게변형된 tension side에있는결정립에서는압연재의초기결정립의방위대로재결정되었으며, 반대면의 compression side의결정립은 {1012 } twinning이형성된방위관계를나타내고있다. 8) HCP 금속에서 twin은 basal slip의우선성을극복하는결정립내에서발생하며, 그런 slip을이용하기위한결정내의 lattice를재조정하는역할을한다. 마그네슘합금에서발생하는 twin의역할에대한많은연구가이뤄지고있으나, 최근의연구에따르면 twinning은소성변형의초기단계에서 DRX 현상을일으킨다고보고되었다. O. sitdikov의연구에따르면고온변형시발생하는 twin과연관된 DRX 현상에대해서술하고있는데, twin 과연관된 DRX mechanism은다음의 3가지과정을거친다고보고하였다. 첫째로 twin boundary는변형중에발생하는부분적인입계의이동에의해서만들어진 random 입계로의 transformation 과정을거친후, 2차적인 twin boundary의생성및 sub-boundary에의해 twin lamella로나누어진다. 이 twin lamella 내에서재배열된 lattice의전위들혹은여러가지 system의 twin들이상호겹침으로써재결정핵이생성된다. 두번째단계로방위관계가일치되지않은전위들이형성됨에따라 twin boundary는불규칙한고각경계로변화하게되고, 결론적으로핵은 tetragonal 모양에근접한 non-equilibrium 상태의재결정립으로변태가이뤄진다. 21) Ⅰ-2-3. 가공용마그네슘합금의열처리 마그네슘합금은일반적으로그합금의기계적인특성을향상시키기위해서나특정한성형공정을위한조건으로써열처리를행하게된다. 선정된열처리의조건은합금의조성이나형태 (cast or wrought) 그리고사용온도등에의존하게된다. 대부분의가공용마그네슘합금에서최대한의기계적특성 ( 항복및인장강도 ) 은 strain hardening에의해서얻어질수있다. 이러한합금은이후의추가적인열처리없이사용되거나단지시효처리를한후사용되어진다. 때때로용체화처리또는 strain hardening과시효처리가추가된열처리공정을거치게된다. 열처리를통해강화될수있는가공용

20 마그네슘합금은그조성에따라일반적으로 Mg-Al-Zn, Mg-Zn-Zr, Mg-Zn-Cu의 3가지부류로나눌수있다. Mg-Al 합금계에서나타날수있는석출상은 Mg 17 Al 12, Mg 2 Al 3 이다. 30) 그림 3에 Mg-Al계상태도를나타내었다. 상태도에서보듯이 Al 함량이 10% 보다작은 AZ31과 AZ61 합금에있어서 Mg 17 Al 12 이주석출상이되며, 온도의감소에따른 Al의용해도는급격히가소하는양상을보여준다. 이는용체화처리후시효처리를통해석출상을형성시켜재료의강도를증가시키는강화기구를이용할수있는합금계라는것을말해준다. 위의두가공용마그네슘합금에서는추가적인열처리에따른석출상에의한강화보다는 Al 성분원소에의한고용강화효과를나타내는것으로알려져있다. 성형시의많은연성이요구되는가공용합금으로석출상에의한강화효과는그기여도가작다. ASM Hand book에나타난가공용마그네슘합금의 annealing 조건을표 2에나타내었다. 여러가지 strain hardening 및 temper 상태에있는가공용마그네슘합금은위의조건으로한시간또는

21 그이상열처리를시행할경우 annealing의효과를얻을수있다. 그러나일반적으로가공용마그네슘의성형공정이높은온도에서이뤄지기때문에추가적인 full annealing 열처리는다른금속에비하여적은편이다. 성형공정을시행하기전압출및압연공정을통해재료내부에축적된 residual stress를경감시키기위해가공용마그네슘합금은 stress relief 열처리를한다. 또는 sharping, strain hardening, welding 후에도동일한 stress relief 열처리를한다. 표 3에최대의 stress relieving 상태를얻기위한각합금및상태에따른열처리조건을나타내었다. AZ31B 마그네슘합금 sheet 와 plate는열처리에의해 as-fabricated (F), annealed (O) 그리고 hard-rolled (H24) 의조건으로나뉘어쓰인다. (O) 는 full annealing 조건으로 345 에서 12시간유지하는것이며 H24는 strain hardening 이후부분적인 annealing 열처리를거치는것이다. AZ61A 압출재는일반적으로 as-fabricated (F) 상태로많이사용된다. 31)

22 Ⅰ-2-4. HCP 재료의집합조직 일반적으로대부분의금속은가공공정의소성변형에의해서결정학적인우선방위를생성하게된다. 우선방위에의해판재나압출재등은재료의가공방향에따라기계적인특성이다른이방성을지니게된다. 서론에서언급했듯이마그네슘은 HCP 결정구조를지니며, 이결정구조에인해 BCC 또는 FCC 와는다른변형메카니즘을갖는다. 열정학적인대칭성및존재하는 Slip 계사이의대칭성이상대적으로낮은 HCP 금속은소성변형에의해집합조직을형성하려는경향이강할뿐만아니라형성된집합조직에의하여가공재의기계적특성도방향성을갖는다. 이런형상의원인은집합조직의형성이소성변형중발생하는 slip과 twinning의상호작용에기인하는것인데, cubic의결정구조를갖는금속에서는 twinning의영향이상대적으로낮은데비하여 HCP 금속에서는그역할이중요하기때문이다. 금속학적으로 HCP 금속의경우에는그재료및주어진가공공정에따라작용하는 slip 계의종류및 twinning의작용메카니즘이다르며, 이는가공재의집합조직에큰영향을미치게된다. HCP 결정구조를지닌금속은일방향변형을할때 basal 면이회전하여결론적으로는 basal 면상의 <1 010 > 방향이축방향으로배열하게되며, 이러한 <1 010 > 집합조직이 HCP 금속에서는이상적인집합조직에해당한다. 이런이상적인집합조직의발달정도는변형량의증가에따라증가되며가공재의표면부와중심부사이의불균일변형으로인하여집합조직의편차를보일수있다. 또한마그네슘합금은단지적은양의재결정조직으로인해주요집합조직의변화를발전시킬수있다는연구결과가있다. 22) HCP 금속에서는압축응력이 slip 면을판재면에평행한방향으로회전시키려는경향이있다. c/a가이상적인값에가깝고 basal slip이주된마그네슘은 (0001) basal 면치판재면에평행하고 <1120 > 방향이압연방향과평행한집합조직을갖게된다. 실제적으로모든마그네슘압출, 압연재의집합조직은그이상적인집합조직에서벗어난 deviation을기본으로하여다음의 4가지 Type으로정리되어있다. Type I은이상적인집합조직의중심이 ND축을중심으로축대칭적으로퍼지는형상을나타낸다. Type II는 single-pole peak에대한확장으로중심이 TD에대한회전으로이상적인형태에서벗어나있는형상을나타낸다. Type III는 double peak의 pole이형성되고 Type II와비슷하게 TD에대

23 한회전으로각각의 pole이이상적인형태에서벗어나있는형상을나타낸다. Type IV는 Type III와동일하게형성된 pole이 ED/RD 방향에대하여회전된형상을보여준다. 이경우는압연재나압출재의경우에서만관찰된다. 그림 4에 AZ31B 및마그네슘합금에서측정된 pole figure를 Type별로나타내었다. Type IV는 Mg-4.6wt%Li 압출재에서관찰되며냉간압연을통한 AZ31B 압연재의집합조직은 Type III를나타낸다고알려져있다. 32,33) HCP 금속의경우에는같은기지재료에서도합금원소의첨가여부및종류, 가공온도, 변형속도, 변형량등의가공공정변수및이에따른 twinning 의존재와변형에의기여도, 그리고 basal slip 이외의 prismatic slip과 pyramidal slip의작동여부에따라보다복잡한변형집합조직의양상을보인다. 지금까지언급한 HCP 변형집합조직이외에, 가공후열처리시에고려되는재결정집합조직은그연구가상대적으로미흡하다고알려져있다. 몇몇보고된재결정집합조직의양상을살펴보면, 가공재를열처리할때집합조직상에두가지의변화가나타난다고알려져있다. 가공에의해서그룹 II와그룹 III에서보이는이상적인집합조직에서벗어나존재하던 [0002] pole이그강도가약해지거나완전 annealing 조건에서는그룹 I로접근하는변화가일어나며, [1 010 ]pole이 [0002]pole을기준으로회전하는변화가관찰된다고하였다. 34)

24 Ⅱ-1. 서론 마그네슘합금은실용합금중에서비중이가장작으며석출경화로높은강도를얻을수있어주조, 압출및판재등의형태로선박, 항공기, 건축구조물등에근래널리사용하고자노력하고있다. 현재마그네슘합금의제조기술은대부분다이캐스팅법에의해이루어져있고주조가능한제품두께의한계가약 1mm이나, 기계적특성이우수한두께 1mm이하의판재를제조하기위해서는압연에의한마그네슘합금판재제조기술의연구가필요하다. 따라서본연구에서는마그네슘합금을이용한판재제조의소성가공시재료의이력분포및미세조직의분포를나타내기위하여유한요소법을적용한상용코드인 DEFORM 3D를이용하여실제 3차원소성가공공정의해석을수행하였다. 3차원해석을위한 DEFORM 3D는압출공정에강열점소성재료의모델을적용하였다. 3차원해석시해의정확성을확보하기위해실험을통한조건을대입하였다. 비교적단순형상인마그네슘합금의판재제조를위한압출공정해석을두께변화, 즉압출비변화에따라수행하고소성가공시재료의변형이력과기계량을예측한다. 또한예측된정성적인분포의기계량을토대로미세조직의전개를관찰하였다. 3차원유한요소법을이용하고대상재료를마그네슘합금으로적용하여소성가공공정의해석시, 각공정의적정조건을제시하였다.

25 Ⅱ-2. 유한요소해석 Ⅱ-2-1. 유한요소해석의역사적배경 금속의소성가공공정은비교적간단한형상의재료를복잡한형상의최종제품으로가공하는공정이다. 성형압력을가하는프레스와금형을이용해재료를원하는형상으로가공하고, 가공중의재료유동으로인한재료의성질개선이가능해진다. 재료내부의결함을제거하고내부조직의개선을통한재질개선의효과를이루게된다. 이와같이가공제품은적절한가격에강도, 인성, 충격저항도가뛰어나므로자동차등의산업계에널리이용되고있다. 일반적으로소성가공공정은다음과같은조건을가지는부품의생산공정으로적당한다. ㆍ부품형상이비교적복잡하고대량생산으로단위생산에대한금형가격이작아지는공정 - 자동차용부품등ㆍ특정부분에서우수한기계적성질및적절한금속분포가요구되는경우 - 제트엔진용터빈부품등소성가공공정은성형온도에따라열간, 온간및냉간으로구분된다. 대부분의금속은성형온도에따라다른물성을가지게되고일반적으로항복응력은냉간의경우변형량의증가에따라, 열간의경우변형률속도의증가에따라커지게된다. 소성가공공정의설계및해석을통한최적화를위해서는 ⅰ) 금속의유동양상, 유동중의응력분포, 열전달문제등의해석적자료 ⅱ) 재료의윤활조건가열및냉각조건, 금형설계및가공, 공정의설비등의기술적인문제등의지식이필요하게된다. 과거가공공정의설계는전문가에의해수회의실험을통한시행착오법으로이루어졌다. 그러므로적절한금형등의공정설계를위해서는고가의금형제작비는물론많은시간과비용, 노력이소모되는작업이었다. 최근컴퓨터의발달과더불어 FEM을이용한금속의성형공정해석이빠른속도로적용하고있다. FEM을이용한공정해석을통해실험을통하지않고재료의유동양상및결함발생문제, 재료의미충전문제등의예측이가능해진다. 이로인해공정설계정에서공정조건및금형설계등의최적화가가능해지므로저비용, 고품질의공정설계가가능하게되었다.

26 1980년대초 Oh등은강점소성이론 (Rigid-viscoplastic formulation) 을바탕으로등온과정에대한성형공정의해석을소개하고 35), 열전달문제등을고려한 2차원해석프로그램인 ALPID를개발하였다. 36,37)) 강점소성이론에서의유동응력은변형률, 변형률속도, 온도의함수이고탄성변형은무시된다. 실제공정에서의큰변형으로인해탄성변형은무시할수있으므로이와같은가정을통해계산시간단축이가능해지고비교적정확한유동응력, 변형률, 변형률속도및온도의예측이가능하게되었다. 이후 ALPID로축적된자료와자동요소망생성 (Automated Mesh Generating) 기능등의보충으로인해상용코드로발전하였다. 38) 현재많은 2차원해석을위한상용코드가개발되었고, DEFORM은여러업계에서널리사용되고있다. 이와같이 2차원공정의성공적인해석을통해금형의충전, 결함발생, 유동해석이가능해지고재료물성의개선등이가능하게되었다. 그러나대부분의성형공정은 3차원의문제이다. Park 39) 등은 ALPID의개발과비슷한시기에강소성유한요소법에근거한 3차원해석용프로그램인 ALPID3을개발하였고간단한형상에대해 6면체의요소를사용하여등온과정의해석을성공적으로수행하였다. 정확한 3차원문제의해석을위해서는수만개의요소를필요로한다. 그러나 Park등의시도는컴퓨터용량및계산시간의문제와자동요소망구성기능등의문제로실제공정에대한적용으로는발전하지못하였다. 그러므로현재까지의 3차원실제공정의해석을위해서는적절한단면에대한단순화과정을통해 2차원문제로근사화하여해석되었고상당한오차를가지게되었다. 최근들어고성능컴퓨터의발달과기억용량의증가와더불어많은시간을필요로하는 3차원실제문제의해석이가능하게되었다. 기존의강소성유한요소법을이용하여사면체자동요소망구성기능이강화된상용코드 -DEFORM3D 41) 로발전하였고수만개의요소를가지는 3차원실제문제의해석이가능하게되었다

27 성형해석을위해서는일반적으로강점소성유한요소법이론을이용한다. 강점소성이론의정식화는 S.Kobayashi 40) 와 C.H.Lee에의해이어졌고이후다양한공정의해석에적용되었다. 강점소성이론에의해공정과정에서발생하는재료의유동응력은유효변형률과유효변형률속도의함수로가정하고변형중의탄성변형은무시한다. 성형공정의해석과정에서만족시켜야하는기본방정식은다음과같다. 평형방정식 변형률속도 구성방정식 경계조건 σ ij, ij,v i 는각각응력, 변형률속도, 속도성분이고편차응력 (deviatoric stress) 은다음과같이정의된다. σ ij = σ ij ij σ kk /3 Kronecker delta 이다 위의식 (Ⅱ-1)~(Ⅱ-5) 식을변분법의형태로표현하면다음과같다. 식에서 V와 S는재료의체적과표면적을나타내고, K는체적변형률속도에대한벌칙상수로비교적큰양수가된다. 3차원해석시에는일반적으로요소망구성이용이한사면체 (tetrahedral) 요소를사용하는데위의식을적용하기위해서는다음과같은혼합이론을사용한다. 식 (Ⅱ-5) 에서압력항이독립변수 (p = K v) 가되고이는다음과같이정리된다.

28 φ p = v p (epslion p K )dv =0 식 (Ⅱ-8) 은유한요소법을이용해비선형식으로변환된다. 비선형식의해는 direct iteration 혹은 Newton-Rapson 방법으로수렴시켜얻을수있다. 접촉조건은다음과같이표현된다. [u ] n =0 [f ]=0 u와 f는각각속도와트랙션벡터이며 n은접촉면과수직한단위벡터이다. 접선방향의트랙션은마찰법칙을만족해야한다. 식 (Ⅱ-7) 을변분법의형태로표현하면다음과같다. φ S = Sf K i un U n ds + Sf f s U s ds 위의식에서 Sf는접촉면적, U n 은수직방향의속도성분, U s 는접선방향의미끄러지는속도, f s 는마찰에의한응력, K i 는큰값을가지는양수로침투 ( 관통 ) 을막기위한벌칙상수이다. 소성가공공정에서재료는대변형을수반하므로전과정의해석을위해서는수차례의요소망재구성을필요로한다. 요소망구성은많은시간을필요로하는작업이므로효과적인해석을위해서는효율적인자동요소망생성기가필요하게된다. DEFORM3D는사면체요소를이용하고이를위한요소망자동구성 (Automated Mesh Generator) 가개발되었다. 이를통해서요소망의최적밀도를결정하고주어진밀도에대해요소망을구성한다. 요소망의재구성과정은두단계로이루어진다. 첫단계는요소망의기하학적인재구성단계이고두번째단계는재구성전단계의변형률등의데이터를재구성된새로운요소망으로보간 (interpolating) 하는과정이다. 요소망재구성은요소에네거티브자코비안 (negaive jacobian) 이발생하거나펀치하강거리및금형과의간섭깊이등의사용자정의에의한인자가일정한값에이를경우시작한다. 3차원해석의경우컴퓨터용량의한계로한정된요소수를가지게되므로재구성과정에서해가부정확해지고상당량의체적변화등의문제가발생하게된다. 이는해석된결과의정밀

29 도에영향을미치므로재구성과정에서는필요한부분에원하는요소밀도를가지도록해야한다. 요소의밀도를최적화하기위해사용되는인자는다음과같다. ㆍ변형률속도의분포ㆍ온도분포ㆍ변형률분포위의인자를고려해요소망재구성과정에서요소밀도를결정하기위한식은다음과같이정의된다. ρ 2 = W ρ ( ) 2 + W ( ) ρ 2 + W T ρ (T ) 2 위의식에서 W,W W, T 는변형률, 변형률속도, 온도에대한가중치로서사용자가정의하고, ρ ( ), ρ ( ) 는각각변형률, 변형률속도의 1차미분값으로정의된요소밀도항이고, ρ(t) 는재구성시의온도에대한 2차미분값으로정의되는요소밀도항이다. 요소망의기하학적구성은식 (Ⅱ-10) 에의해요소망의밀도를정의한후이에따라재료의경계면에 3각형의평명요소를생성하고이를바탕으로사면체의입체요소를생성하는과정으로이루어진다. 요소망재구성은요소망을기하학적으로재구성한후재구성전의데이터를새로운요소망으로보간함으로써완결된다. 데이터보간은요소망재구성전, 후의해석결과데이터의분포가일치하도록하는과정이다. 보간과정은다음과같은단계를통해이루어진다. ⅰ) 재구성전단계의각요소데이터를이용하여요소망의절점데이터값을결정 ⅱ) 결정된절점데이터를새로운요소망의절점으로보간 ⅲ) 새로운요소망의절점데이터로부터각각의요소에상응하는데이터분포결정재구성전단계의요소데이터로부터각각의절점에대응하는값을결정하는방법으로는 area weight averaging scheme, leaat square fit scheme, hybrid scheme 등의세가지를이용한다. 절점데이터를결정하는과정에서의오차는각각의방법에따라양상을달리한다. 오차발생은재료의내부데이터를보간과정에서는 area weight

30 averaging을이용한방법에서, 경계부분을보간하는과정에서는 least square fit을이용한방법에서작아진다. hybrid 방법은위의두방법을조합한것으로재료의내부에서는 area weight averaging 방법을, 경계부분에서는 least square fit 방법을이용하여보간과정에서의오차를최소화한다. 요소망의재구성은데이터보간에의해완료되고새로운요소망에전단계의경계조건등을대입함으로써해석을위한입력데이터가완성된다. 성형공정의효과적이고실제적인해석을위해서는정확한 FEM 알고리즘만이아니라효율적인입력자료구성을위한전처리과정및해석결과를효과적으로표현하기위한후처리장치가필요하다. 성형공정의유한요소해석을위해서는다음과같은입력자료를필요로한다. ㆍ금형및가공재료의형상데이터 - PATRAN이나 IDEAS등의 CAD 데이터등을입력ㆍ자동요소망구성 - CAD 데이터로입력된형상데이터로부터사면체의요소망생성ㆍ재료및금형의물성결정 - 유동응력의결정방법, 열전달계수, 열팽창계수등ㆍ접촉조건결정 - Master-Slave 관계, 마찰계수및접촉면의열전달계수, 재료의위치결정등ㆍ경계조건 - 속도, 힘, 열교환, 온도, 변위등의조건결정ㆍ금형이동양상 - 속도, 하중, 에너지등의금형이동조건결정ㆍ초기온도및 porosity 등의초기조건해석결과를효과적으로표현하기위한 DEFORM3D의후처리장치는해석결과의화상출력뿐아니라기존의 CAD/CAM 시스템과호환이가능하다. 후처리장치를통해다음과같은해석결과의출력이가능하다. ㆍFEM의요소망구성ㆍ변형률, 변형률속도, 응력, damage 및온도분포ㆍ속도분포ㆍ하중-변위곡선ㆍ3차원곡면의동적회전및확대기능

31 본연구에서마그네슘합금판재의열간압출시기계량 ( 변형량및평균응력 ) 계산에사용되어진 6.5 압출비에따른컨테이너빌렛및다이의형상을그림 5와 6에나타내었다. 마그네슘합금을열간압출하기위한다이형상의선행연구로서, 다이의형상을변형시켜마그네슘합금을열간압출에의해성형다이조건을확인하고자하는것이본연구의목적이다. 연구의대상인빌렛과압출된판재의기계량을표현하여해석할수있는상용유한요소해석프로그램인 DEFORM 3D 프로그램은 FEM (Finite Element Method) 를사용하여복잡한형상에대한고체의대변형성형시기계량을예측할수있으며주위와의열교환조건에의한열전달해석도가능하다. 공정조건과수치해석에사용된재료물성을표 4와 5에나타내었다. 컨테이너와빌렛은 CATIA V5에서설계를한후, DEFORM에서요소및메쉬작업을시행하였으며, 그림 7과 8에따른다이형상을 Die I, Die II로변경을시킴으로그결과를비교하였다

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35 50Φ의빌렛을사용하여 10mm 두께와 30mm의넓이를갖는압출바를제조하기위한열간압출의공정을전산모사하기위하여그림 9와같은재료의메쉬를형성하였다. 빌렛의길이는 70mm이며, 다이부근에서급격한변형을요하는부분에서는메쉬의크기를줄이고밀도를높여서밀집메쉬를형성하였다. 메쉬의형상은대변형시자동요소망기능이활성화되기때문에 4면체요소를사용하였다. 사용된절점과요소의수는 10499, 이다.

36 마그네슘합금의 6.5 압출비에서기초연구로서다이의형상을변화시킨수치해석결과를토대로, 3mm에서 1mm의얇은판재를제조하기위한열간압출공정의수치해석을실시하였다. 수치해석을시행하였던공정인자와재료의물성을표에나타내었으며, 16, 24.5, 49 각압출비에따른다이도면을그림 10~12에나타내었다. 표 6과 7은수치해석에사용되었던공정인자와재료의물성을나타내었다. 50Φ의빌렛을사용하여 1, 2, 3mm두께와 40mm 넓이를갖는압출판재를제조하는열간압출공정을전산모사하기위하여그림 13과같은빌렛의메쉬를형성하였다. 빌렛의길이는합금바압출을위한빌렛과동일하게 70mm이며, 이역시국부적인밀집메쉬를 4면체요소를사용하여형성하였다. 사용된절점과요소의수는판재의얇은두께를고려하여표 8에나타낸듯이압출비에따라많은수를생성시켰다. Figure 10. A schematic drawing in used extrusion ratio of 16

37 Figure 11. A schematic drawing in used extrusion ratio of 24.5 Figure 12. A schematic drawing in used extrusion ratio of 49

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39 주조상태에서의편석등에의한조직의불균일성이압출재의특성에미치는영향을알아보기위하여두원산업 ( 주 ) 에서제공받은주조재를대상으로 420 에서 12시간동안균질화처리를행한주괴를압출대상으로시행하였다. 압출은 200톤용랴의수평식직접압출기를이용하여압출하였으며, 그림 14는압출시사용된압출기의사진이다. 마그네슘합금을압출하기위한선행연구로서 6.5의압출비로일반평금형을사용한마그네슘합금바압출의공정온도는 300 이고, 압출속도는약 2mm/s이었다. 또한마그네슘합금용압출다이를제조한뒤, 판재압출을 340 의공정온도와 0.83mm/s의압출속도로시행하였다. 미세조직의관찰을위해서는각합금별로주조된시편을일정부위와방향에따라절단하고, #2000의연마지를이용하여연마한후 0.03μm크기의알루미나입자를이용하여미세연마하였다. 미세조직의관찰을위한 Acetic picral(10ml acetic acid + 4.2g picric acid + 10ml H2O + 70ml 95% ethanol) 부식액을이용하여 3~5초동안상온에서부식을행한후, 광학현미경및 SEM으로미세조직을관찰하였으며압출비의변화에따른 grain size 변화의측정은 ASTM E Linear Intercept Method 를이용하였으며 10회측정하여평균값을취하였다.

40 표 9 는모든압출공정에대한실험적인조건을나타내었다. 소재의기계적성질중인장강도와연신율을측정하기위해서상온및고온인장시험을행하였으며인장시험시편은 KS0801 비례시험편 sub-size 기준을따랐으며, 시험방법은 KSB0820으로하였다. 그림 15에인장시험편의치수를나타내었다. 각압출재는압출판재의이방성을알아보기위하여압출방향에 0, 45, 90 의방향을지닌판상시험편으로기계가공하였고, 인장시험기 (Model No. Instron 8481) 를사용하여각압출재를상온및고온에서인장시험을실시하여인장강도및연신율을측정하였으며, 이때의 cross head speed는 10-3 ~10-1 /s이었다. 1.9 (*) R (*)

41 마그네슘합금바를압출시일반평금형다이 (Die I) 를사용한수치해석결과는다이반각을 5 로변경하고금형랜드부길이를 2.5mm로개선된마그네슘합금압출용다이 (Die II) 를사용한해석결과보다표면가장자리에서건전한최종형상을나타냈다. 이는다이형상변경에따른변형량의상대적차이가아닌금형랜드부에서의온도상승이제품의결함에영향을미치는것으로추정된다 Flat Die Upgrade Die Load, N Stroke, mm 그림 16은압출용평금형 (Flat die) 과개선된마그네슘합금압출용평금형 (Upgrade die) 의수치해석결과, 변위에따른적용하중을나타낸곡선이다. 압출용평금형 (Flat die) 은 Die I으로마그네슘합금압출용평금형 (Upgrade die) 은 Die II로지칭한다. 압출비 6.5의마그네슘합금바를압출한경우, 소요하중은약 125kN이었다. 실제마그네슘합금을 6.5로압출한시험의결과압출력은약 120ton이었다.

42 마그네슘합금의 6.5의압출비에열간압출을시행한시편의최종형상및유한요소해석의결과를그림 17에나타내었다. 그림 17(c) 의유한요소해석최종형상은전체적으로압출된수치해석결과의 1/2로표현되었다. 유한요소해석결과, 요소의접힘현상 (folding) 은그림 17(a) 및 17(c) 에서재료의윤곽선 (out line) 에해당하는소멸로구분된다. 이는재료의균열을나타내고있다. 그림 17(b) 과 17(d) 에해당하는압출시편표면의모서리부분의주름 (wrinkle) 현상과압축방향수평횡단면에서의균열전파현상은예측된수치해석결과와유사한형상을보이고있다.

43 그림 18(b) 는개선된마그네슘합금용평금형 (Die II) 의수치해석결과로서, 일반평금형 (Die I) 을사용한수치해석결과보다매우건전한마그네슘합금압출바를예측하고있다.

44 그림 20과 21은그림 19에나타나있는위치의각각컨테이너와다이부근에서각금형에따른온도와유효변형량의분포를나타내고있다. 압출시험을통한최종시편의형상은모서리부분에서주름현상과균열형상을나타내었다. 따라서슬라브형태의판재가압출되기시작하는컨테이너와다이사이의시작점부터 10mm의거리만큼소성가공의정도와온도분포를확인하고자그림 20과그림 21에그위치에따른온도와유효변형량의프로파일을나타내었다. 개선된마그네슘합금용평금형 (Die II) 을사용했을경우의수치해석결과, 압출재의유효변형량의분포는다이를빠져나오는금형랜드부에서부터일반평금형 (Die I) 을사용하여수치해석을시행한결과보다높은분포를나타내고있다. 개선된마그네슘합금용평금형 (Die II) 은일반평금형 (Die I) 보다소성가공량이높은것을나타내고있으나, 최종적으로나오는압출재의상태는일반평금형 (Die I) 보다건전하였다.

45 그러나, 압출을시행하는평금형다이의금형랜드부에서온도상승은피할수없는부분이며개선된마그네슘합금압출용평금형 (Die II) 보다일반평금형 (Die I) 을사용하여수치해석을시행한결과, 약 0.5~1 의온도가높은분포를나타내고있다. 금형랜드부의설계는마그네슘합금압출시중요고려인자로서온도상승으로인한압출재의불량을고려해야한다는것을말해주고있다. Container Die Effective Strain Die I Die II Distance, mm ContainerDie Die I Die II Temperature, Distance, mm

46 일반평금형 (Die I) 을사용하여마그네슘합금의압출바를제조시재료의금속미세조직관찰결과, 주조재로부터압축응력상태의빌렛과압출재를형성하기시작하는다이주변의평균결정립크기는감소하였다. 이는압축응력이인장응력으로전환되면서, 다이주변에서압출재를형성하는부분이 45 의온도상승과더불어금형랜드부길이방향으로높은변형률분포를토대로온도상승에따른동적재결정현상에기인된것이다. 그림 22는 6.5 압출비의일반평금형 (Die I) 을사용하여수치해석을시행한결과를나타내고있다. 다이주변에서압축응력을받은빌렛은인장응력으로전환된다.( 그림 22(b)) 그림 22(a) 의온도분포는다이주변전ㆍ후에대하여 300 에서 345 로상승하는부위를보여주고있으며온도분포에따라유효변형량은금형랜드부의길이방향에따라높은분포를나타내고있다. 이는위치에따른정성적인관계를나타낸다. 그림 23은압출을시행한빌렛과최종적으로압출된압출재의연결부위를관찰한금속미세조직이다. 초기주조재로부터그림 22(c) 에서예측된유효변형률분포에서상대적인유효변형량차이에따른부위를압출적용하중으로부터압축응력이가해진빌렛의 A부위, 판재로형성되기직전의컨테이너와접촉부위 B 그리고형성되기시작하는판재의횡단면 C에대하여미세조직을전개하였다. 균질화처리가시행된주조조직과압축응력이적용되어유효변형량의위치 A의금속조직은미세화되며균일한등축정의형상을나타내고있다. 변형이심하게되기시작하는 B 지역의금속조직은 metal flow를형성하고있으며최종적으로형성되기시작하는압출재부위의 C는온도상승에의한동적재결정현상에의해등축정형태의미세한결정립계를보여주고있다. 초기주조재의결정립계의크기는 91.2μm이고, A 부위의결정립계는 200MPa의압축응력을받아 28.7μm로미세화되며최종적으로압출재를형성하는 C 부위의평균결정립계는동적재결정현상에의하여 7μm로미세화되었다.

47 (a) Temperature contour (b) Mean stress contour (c) The effective strain contour and distribution Figure 22. Contour and distribution of the simulation parameters

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49 Grain size, d/ μm A B C Materials

50 그림 25와표 10은열간압출을시행하기전상온에서주조재의변형속도에따른인장특성을나타내었다. 상온에서높은변형속도에서의인장특성은최대인장강도, 항복강도, 연신율모두변형속도가낮아질수록감소하였다. 주조재의변형속도에대한민감도를나타내고있다. 낮은변형속도에서높은변형속도로변형속도가증가할수록인장특성은모두증가한다. 기계적특성인항복강도는큰차이를나타내지않지만작은증가폭을지닌채변형속도가증가할수록증가한다. HCP 금속인마그네슘합금의인장시험시변형모드는 twin과 slip system에의한것이지만, 재료에하중을인가함에소성가공시재료의변형이후기계적물성의향상을제시하고있다. Nominal Strain, σ /MPa Yield Strength UTS Elongation Elongation 0 1 x 10-2 /s 1 x 10-3 /s Strain rate, ε 1 x 10-4 /s 0

51 그림 26은주조재의변형속도에따른인장특성에대한진응력-진변형률곡선이다. 탄성영역의항복강도는차이를나타내지않지만인장시험시소성영역에도달하여파괴에이르기까지변형속도에민감한마그네슘합금주조재의특성을나타내고있다. 300 True Stress, MPa/σ X10-2 /s Room temperature 1 X10-3 /s 1 X10-4 /s True Strain, ε

52 그림 27은열간압출을실시한이후상온에서압출재의변형속도에따른인장특성을비교한그림이다. 상온에서높은변형속도에서의인장특성은최대인장강도, 항복강도, 연신율모두변형속도가낮아질수록감소하였다. 압출재역시낮은변형속도에서높은변형속도로변형속도가증가할수록최대인장강도는증가하나항복강도와연신에대해서는큰특징을나타내지않는다. Nominal Strain, σ /MPa Yield Strength UTS Elongation Elongation 0 1 x 10-2 /s 1 x 10-3 /s Strain rate, ε 1 x 10-4 /s 0

53 그림 28은압출재의변형속도에따른인장특성에대한진응력-진변형률곡선이다. 압출을시행하기이전, 주조재의변형속도에따른인장특성보다는다른양상을나타내고있다. 열간압출가공을받은재료역시높은변형속도에서일반적으로높은기계적특성을나타낸다. 그러나연신은감소하고최대인장강도와항복강도가다소높은특징을나타내고있다. 350 True Stress, MPa/σ X 10-3 /s 1 X 10-2 /s 1 X 10-2 /s Room Temperature True Strain, ε

54 마그네슘합금판재를압출시다이반각을 5 로변경하고금형랜드부길이를 2.5mm로개선된마그네슘합금압출용다이를사용한수치해석결과는 16, 24.5, 49의압출비에따른성형압출력을예측하였다. 1mm, 2mm, 3mm 두께판재의압출을위한 49, 24.5와 16의압출비에서, 압출력은각각 251kN, 239kN 그리고 213kN을나타내었다. 그러나실제적인압출실험을위한압출기의성형한계는 200Ton급이었고압출비 49를제외한 24.5와 16의압출비의열간압출판재는건전한최종형태를지니며성공적으로수행되었다. 그림 29는 340 에서 0.83mm/s의압출속도로압출비에따라열간압출을시행한압출판재의형상이다. 1mm 두께의압출판재는초기비정상상태에서하중이증가하는동안, 판재가형성되었으나정상상태에도달하기까지성형압출력한계에이르러건전한형태의압출재를형성하지못하였다 Average N Average N Load, N Average N Extrusion ratio of Extrusion ratio of Extrusion ratio of Ram displacement, mm

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56 그림 31에서 33까지는압출비 49, 24,5 그리고 16의마그네슘열간압출공정을유한요소해석으로예측한그림이다. 각각동일한램이동에따른공정의온도, 평균응력그리고유효변형량을도시하였다. 압출비가증가함에따라다이주변의온도는증가하여압출비 49의열간압출공정시다이주변에서 50 이상의온도상승을나타내고있다.

57 압출비가증가할수록압출용빌렛에높은압축압력이가해졌다. 다음그림 32는각압출비에따른평균응력분포를나타내고있다. 압출비가증가할수록다이주변에낮은압출비와는달리국부적으로밀집된응력해방과더불어판재에높은잔류인장응력을나타내고있었다. 평균응력이압축응력에서인장응력으로의전환은소성가공시소성파괴의가능성을제시한다.

58 그림 33은압출비변화에따른유효변형량분포를나타낸것이다. 다이주변의유효변형량은압출비가증가할수록높은유효변형량을나타내지않았으며다이주변에서의최고유효변형량은 2mm 두께 24.5의압출비에서더욱높게나타났다. 이는수치해석시, 온도증가에따른고온에서의재료의응력곡선으로기인된것으로사료된다.

59 그림 34는 압출비 변화에 따른 금속미세조직을 SEM을 통해 나타낸 것이 다. 열간압출의 대변형을 통한 판재의 열처리를 행하지 않은 금속조직은 수 치해석을 통한 다이부근의 C의 온도 상승에 따라 동적재결정 현 상으로 인하여 구상화되었다. 3mm, 2mm, 1mm 두께의 압출 판재를 각각 6,000배, 2,000배, 2,000배 의 배율로 SEM image를 얻었다. 세 압출비의 평균 결정립계의 크기는 모 두 10 이하의 크기를 나타내고 있으며, 압출비 24.5와 49에서의 평균 결 정립계 크기는 각각 5.7 와 4.1 이었다. 압출비의 증가에 따른 결정립크 기는 감소하였다. (a) Extrusion ratio of 16 (b) Extrusion ratio of 24.5 (c) Extrusion ratio of 49 Figure 34. SEM photographs of as extruded with different extrusion ratios

60 판상으로압출된압출재는방향에따라기계적성질이다른이방성을나타낸다. 이와같은이방성을실험적으로확인하기위해압출비 16과 24.5의경우압출판재의인장실험을 0, 45, 90 의세방향으로시행하였다. 다음표 12와 13은압출비 16과 24.5에따른압출판재의상온인장특성을나타내고있으며, 그림 35과 36에압출비에따른압출재의압출방향, 압출방향의 45 방향그리고압출수직방향으로의진응력-진변형률곡선을나타내었다. ASM Handbook의 AZ31-F extrusions의항복강도, 최대인장강도그리고연신율은각각 200MPa, 263MPa 그리고 15% 이다. 그러나본연구에서압출된각압출비에따른판재의기계적특성은기존 AZ31-F extrusion과는달리항복강도는 200MPa에도달하지않지만최대인장강도와연신에서매우향상된기계적특성을나타내고있다. 항복강도의차이는압출시의공정조건차이및압출재내부에분포하는불순물의영향에서발생하며인장변형시재료내부의변형양상에따라차이가있다고사료된다.

61 /s /s /s /s /s /s /s /s /s /s /s /s

62 그림 37, 38은압출비 16에서인장시험시고변형속도의방향에따른인장특성을나타내었다. 압출방향은항복강도가압출수직방향과 45 방향보다가장낮은특성을나타내었다. Nominal Strain, σ /MPa Elongation Yield Strength UTS Elongation Direction

63 그림 38은압출비 16, 10-3 /s의변형속도에서인장특성을나타내었다. 압출방향이연신이가장높았으며, 압출수직방향과 45 방향의강도보다낮은수치를나타내었다. Nominal Strain, σ /MPa Yield Strength UTS Elongation Elongation Direction

64 그림 39와 40에나타난, 압출비 24.5, 모든변형속도에서인장특성역시압출비 16, 10-3 /s와유사한인장특성을나타내고있다. Nominal Strain, σ /MPa Yield Strength UTS Elongation Elongation Direction Nominal Strain, σ /MPa Yield Strength UTS Elongation Elongation Direction

65 그림 41은압출비변화에따른집합조직의분포를나타내는극점도이다. 각압출비변화에따른집합조직은 (0002) 기저면상에서 c축이약 10~15 가량기울어진전형적인압출재의극점도를나타내고있다. 또한그림 41은 prismatic 과 pyramidal plane상의집합조직을도시하고있다. 단결정마그네슘합금의소성변형은거의전부기저면슬립에의하여일어난다고볼수있으며알려져있듯이많은 HCP 금속은각각주요한슬립계가다르다. 마그네슘합금은기저면슬립이주요하다. 물론기저면슬립계에만의존하는변형은큰연성을지닐수없어서다른여러공정을통해여타슬립계를이용하는가공공정들이개발되고있다. 압축변형시마그네슘은결정립의 c축에대하여변형저항을나타낸다. 2mm 두께 ( 압출비 24.5) 의압출판재는판재의수직방향에대한 c축의경사도가 3mm 두께보다 5 가량압출방향으로기울어져있다. 상온에서기계적특성은높은변형률에서압출비가증가할수록최대인장강도및항복강도는증가하나연신은감소하고낮은변형률에서압출비가증가할수록최대인장강도및항복강도는감소하고연신은뚜렷한차이를나타내지않았다. 이는마그네슘금속의상온인장시험시변형에있어서가장중요한변형기구인슬립변형다음의변형쌍정에의한영향으로사료된다. ( 0002) ( 1010 ) ( 1011 ) (1120 ) 2T T

66 산업적인목적으로가공하여사용하는재료들은거의대부분이다결정 (polycrystalline) 이라불리는결정의덩어리상태이다. 이들의결정학적방위배열은가공공정에따라변화하며, 대부분의경우무질서하지않고특정한방위의배열이강하게나타난다. 무질서하지않는결정방위를갖는재료를우선방위, 다시말해집합조직 (texture) 을갖고있다고말한다. 따라서대부분의재료는자화방향, 탄성계수등의물리적특성들이이방성을가지고있다. 1960년대에소성변형에의한집합조직의변화에대한연구가본격적으로시작하게되고기계적가공후재료의재결정과이와관련하여일어나는여러현상들은결정배열을갖고있는대부분의재료에서나타나는것으로기술적으로나학문적으로중요하다. 즉집합조직을포함한미세조직제어를통한최종생산재의물성향상을시키기위한금속학적인연구는산업적인요구에의해가속화되었다. 마그네슘합금은수송기기의경량화를위하여산업적으로대두되고있는실정이다. 제한된슬립계를활성시키기위한낮은온도에서의성형역시초미세결정립계구현을위하여현재활발히연구중이다. 상온에서제한된슬립계로인한취약한가공성은마그네슘합금가공재의물성향상을위한최종적인해결문제이다. 유한요소법을이용한기존의등틍로각압축공정에대한연구에서는마그네슘합금 (AZ31) 에대해서연구가거의이루어지지못하였고단순한판재의성형에대하여 2차원평면변형률요소로단순화하여재료의변형거동및변형률등의분석을실시하여왔다. 이에따라실제등통로각압축공정실험에서발생하는시편재료의측면과금형간의측면마찰에의한영향등에대한연구역시거의이루어지지못했다. 본연구에서는마그네슘합금을이용하여구조재의역할을완수하기위하여상온에서마그네슘합금의전단변형을통한등통로각압축성형을실시하고초미세결정립계를구현하는것이목적이다. 또한유한요소해석을실시하여공정도중재료에적용되는실제적인기계량을예측하고이를정성적으로해석하고자한다.

67 Segal 등에의해개발된 ECAP는같은단면을가지는두개의통로가임의의각도로교차하도록금형을구성하고프레스로재료를통로의교차부로통과시켜윗면과아랫면의경로차에의해전단변형을재료에가하는방법이다. 투입구와출구의단면적이같아서가공재료의단면의형상이나크기의변화가없기때문에반복적인가공이가능하여재료에큰전단변형을줄수있다. 따라서금속계재료의초미세결정립을만들어기계적성질을향상시키거나전단집합조직을얻어성형성을향상시키는데응용되고있다. ECAP에의한재료에가해지는전단량은금형의형상에따라이론적으로도출할수있다. Segal 과 Iwahashi 등은소재의변형거동을단순전단변형으로가정하고금형의기하학적형상에서전단변형량 (γ ) 과유효변형량 ( ) 에대해각각식 (Ⅲ-1~Ⅲ-3) 을유도하였다. γ =2cot ( φ 2 + ψ 2 )+ψcosec ( φ 2 + ψ 2 ) 이식에서알수있는바와같이 2개통로의교차각이작을수록, 만곡부의각이작을수록변형량이증가한다.2개각의합이 180 일때즉, ψ πφ인조건에서전단변형량을나타내는식은다음과같이간단하게된다. γ = ψ (Ⅲ-1) 식으로정의되는전단변형량을전체변형량으로나타내면아래의 (Ⅲ-3) 식과같이된다. = 1 (2cot( φ ψ 2 )+ψcosec( φ 2 + ψ )) 2 위의식으로부터 φ 및 ψ를알면어떤조건에서 ECAP법에의한가공량을알수있다. 본연구에해당하는 φ 와 ψ의조건에서전단변형량은 0.577이다.

68 마그네슘합금 (AZ31) 의압출공정및등통로각압축공정에서마찰에따른재료의변형거동을 3차원유한요소법을이용하여해석하였다. 이를위해상용유한요소해석프로그램인 DEFORM TM 3D를사용하였다. 금형은교차각 (φ) 135, 만곡각 (ψ) 45 를사용하였다. 마찰에의한해석에서의재료의변형거동을효율적으로연구하기위해금형은강체로가정하였다. DEFORM을이용한유한요소해석에서는마그네슘합금재료의기계적특성을탄소성거동을하는단일재료로서취급하였다. 그림 42과 43은상온등통로각압축공정의수치해석을위하여 AutoCAD에서본연구에사용된 ECAP 다이를도시하였고 CATIA V5를이용하여 3차원의공정모형을나타내었다.

69 마찰계수 0.12로탄소성거동의재료로서수치해석을실행하였다. 표 14와 15는유한요소해석에사용된공정인자들이다. 금형과대기주위의온도는 25 로일정하였으며, 소재의초기온도는 25 로설정하였다.

70 마그네슘합금 (AZ31) 의해석에사용된온도및소재의관련물성치들은표 10에제시하였다. 본연구에서사용된시편은폭 5mm, 두께 5mm, 길이 40mm이고, 모델의형상이대칭인점을고려하여시편의두께방향 (z- 방향 ) 으로 1/2를모델링하였다. 요소의형상은 8-절점육면체형태의요소를사용하였다. 요소수는 1596개 (4 7 57) 를사용하였다. 그림 44는상온등통로각압축공정전산모사에사용된요소의형상과크기를나타내었다.

71 각재료에대하여상온에서 ECAP를수행하였다. 그림 45는본연구에사용된 20Ton 급 PRESS기이다. 전단변형을받을시편의양호한표면을확보하기위해X2000의기계적연마를마치고 MoS 2 의윤활제를사용하여 ECAP을실시하였다. PRESS기의 Plunger 속도는 0.86mm/sec이다. ECAP은모든시편에대하여각각 1회의 pass를수행하였다.

72 Ⅲ-4. 결과 및 고찰 마그네슘 합금의 상온 등통로각 압축 성형을 유한요소법을 이용하여 점탄 소성 재료모델로 수치해석을 시행한 결과, 재료와 다이 사이의 표면 부위에 서 균일전단 변형대를 형성하였다. 균일전단 변형대가 형성된 곳의 유효변 형량은 0.533으로 Iwahashi가 교차각과 만곡각 크기에 따른 재료 변형량 예측 관계식에 대한 0.577과 유사하였으며 실제 재료에 따른 실험 결과 균 일전단 변형대의 위차가 유사하게 나타났다. (a) effective strain of surface plane (b) effective strain of central plane Figure 46. Line contour of the effective strain by finite element analysis (a) mean stress of surface plane (b) mean stress of central plane Figure 47. Line contour of the effective strain by finite element analysis

73 압출비 20의마그네슘합금 (AZ31) 압출재를대상으로불활성기체분위기의 415 에서 24시간동안열처리를시행한후, 교차각 135 와만곡각 45 의등통로각압축성형다이를통하여상온에서전단변형을 1회실시한결과, 시편은파단과균열이없이균일한전단변형대를형성하며통과되었다. 압출가공을통한재결정된등축정형태의가공미세조직과적정열처리를통한어닐링조직이상온등통로각압축성형을가능하게하였다. 전단변형을가한결과, 1회의패스가시행된시편은재료전체에기계적쌍정을나타내고있었으며, 평균결정립은미세화되었다. 표 16은상온등통로각압축성형에적용되었던시편의가공및열처리조건을나타내었다. 또한등통로각압축성형에적용한뒤성공여부를그림 48에나타내었다. 압출비 20의열간압출을시행한뒤 415 에서 24시간동안열처리를시행하고, 노냉을시킨뒤상온에서전단변형을가한시편만이균열과파단없이통과되었다. 그림 49는상온에서전단변형을받아등통로각압축성형이성공적으로수행된압출비 20의열간압출가공후열처리를시행한시편의집합조직을나타낸극점도이다. 이는압출성형되어나온판재의수직면을관찰한결과로서, (0002) 기저면에서전형적인압출공정의집합조직양상을나타내고있다. 그러나압출방향으로 20~ 25 의각도로 c축이기울어진집합조직의방향을나타내고있으며조밀육방격자구조의마그네슘합금 (AZ31) 의열간압출공정후열처리를행한집합조직의방향을그림 50에도식적으로나타내었다.

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75 상온에서등통로각압축성형을실시한이후초기주조재, 20의압출비로열간압출하여열처리를실시한압출재그리고최종적으로성공적인등통로각압축성형이된재료의금속미세조직을그림 51에나타내었다. 실제적인상온에서열간과는달리동적재결정이나타나지않는마그네슘합금의금속미세조직은시편전체에걸쳐기계적쌍정을나타내고있다. 또한최종적으로 0.6μm의미세화되고등축정형태의결정립계를그림 52에나타내고있다. O.Sitdikovi가언급한바와같이상온에서소성변형은다중계상의광범위한쌍정을산출해내고초기결정립내에전위를형성시킨다. 초기결정립내에집적된전위가 pile up되어내부탄성변형을도출해내고쌍정영역의체적률증가가변형도중에발생한다는것을나타내었다. 또한쌍정입계에의해둘러싸여진결정들은 2차쌍정이 1차쌍정의 lamellas 내에발생하고결과적으로 2차쌍정에의한 1차쌍정의세분화가발생한다. 이러한결정들이핵으로성장하게되고앞선쌍정들의자리에서재결정된결정형성이전개되며쌍정입계내부에서반복적인재결정이발생하여새로운결정립을형성시킨다고하였다. 21)

76 (a) as cast ( 200) (b) as extruded and annealed ( 200) (c) as ECAPed ( 500) Figure 51. Optical microscopy with the different materials

77 결론적으로, 본연구에사용된 AZ31 마그네슘합금은열간공정조건에서온도상승에의한동적재결정이아닌상온에서전단변형에의한쌍정재결정현상 (twin dynamic crystallization) 에의하여미세화되었다. 또한상온에서마그네슘합금의등통로각압축을실시한이후압축항복강도는주조재, 역간압출을시행한후열처리를시행한압출재그리고상온등통로각압축을시행재료는각각 63.2MPa, 65MPa그리고 132.7MPas로상승하였다. 이는상온에서전단변형에의한기계적쌍정의형성과쌍정재결정현상에의한결정립미세화의영향으로사료된다.

78 Grain size, d/ μm A B C Materials D Compressive yield strength,σ y /MPa Strain rate =10-3 /s A B Materials C

79 가공용마그네슘합금의적용에서상온에서의제한된성형성의문제이다. 마그네슘압출재의성형성을증가시키기위한연구는기본적으로 slip과재결정및 twinning의생성및작용원리를이해하고, 이에따른 HCP 금속의변형 mechanism을이해함으로써이루어진다. 판재를이용하여제품을성형하는프레스공정및 stamping 공정에적용되는최적의가공용마그네슘합금판재를만드는것이연구의목적이다. 본연구에서는마그네슘합금판재를얻기위한소성가공특성을알고자마그네슘합금 AZ31 주조재를이용하여 3mm, 2mm, 1mm 두께의판재를제조하는열간압출을실행하였다. 그리고마그네슘합금의압출재의상온가공성을알고자상온등통로각압축성형을시행하였다. 또한, 마그네슘합금가공재성형을위한기초공정수립및공정도중재료의변형이력을예측하기위하여유한요소법을이용한수치해석을시도하였다. 다음은마그네슘판재의제조및이를이용한상온에서의공정실험과수치해석을통해얻은결과이다. 1) 마그네슘합금바를압출시일반평금형다이를사용한수치해석결과는다이반각을 5 로변경하고금형랜드부길이를 2.5mm로개선된마그네슘합금압출용다이를사용한해석결과보다표면가장자리에서건전한최종형상을나타냈다. 이는다이형상변경에따른변형량의상대적차이가아닌금형랜드부에서의온도상승이제품의결함에영향을미치는것으로추정된다. 2) 일반평금형을사용하여마그네슘합금의압출바를제조시재료의금속미세조직관찰결과, 주조재로부터압축응력상태의빌렛과압출재를형성하기시작하는다이주변의평균결정립크기는감소하였다. 이는압축응력이인장응력으로전환되면서, 다이주변에서압출재를형성하는부분이 45 의온도상승과더불어금형랜드부길이방향으로높은변형률분포를토대로온도상승에따른동적재결정현상에기인된것이다. 3) 다이반각을 5 로변경하고금형랜드부길이를 2.5mm로개선된마

80 그네슘합금압출용다이를사용하여 16, 24.5 그리고 49의압출비에따른판재를제조하였다. 2mm와 3mm 두께의마그네슘합금판재는성공적으로압출되었으나 1mm 두께의마그네슘합금판재는 200Ton의한계성형압출력으로인하여실현되지못하였다. 4) 마그네슘합금판재제조시, 성공적으로수행된판재의경우인장특성은항복강도를제외하고기존 ASTM의 as fabricated(f) 보다높은특성을나타내었다. 또한압출비 24.5의인장특성은압출비 16과비교하여높은변형률 ( ) 에서는최대인장강도와항복강도가증가하고연성은감소하였으며낮은변형률 ( ) 에서는큰차이를나타내지않았다. 5) 마그네슘합금의판재를 2mm, 3mm 두께변화에따른제조시, 제조된판재의방향에따른인장특성은압출비변화에는뚜렷한차이를나타내지않았으며압출방향으로인장시전반적으로연신이가장높은특성을나타내었다. 1) 마그네슘합금의상온등통로각압축성형을유한요소법을이용하여점탄소성재료모델로수치해석을시행한결과, 재료와다이사이의표면부위에서균일전단변형대를형성하였다. 균일전단변형대가형성된곳의유효변형량은 0.533으로 Iwahashi가교차각과만곡각크기에따른재료변형량예측관계식에대한 0.577과유사하였으며실제재료에따른실험결과균일전단변형대의위치가유사하게나타났다. 2) 압출비 20의마그네슘합금 (AZ31) 압출재를대상으로불활성기체분위기의 415 에서 24시간동안열처리를시행한후, 교차각 135 와만곡각 45 의등통로각압축성형다이를통하여상온에서전단변형을 1회실시한결과, 시편은파단과균열이없이균일한전단변형대를형성하며통과되었다. 압출가공을통한재결정된등축정형태의가공미세조직과적정열처리를통한어닐링조직이상온등통로각압축성형을가능하게하였다. 전단변형을가한결과, 1회의패스가시행된시편은재료전체에변형쌍정을나타내고있었으며, 쌍정재결정에의해평균결정립은미세화되었다 3) 실험결과, 상온등통로각압축성형이된재료의압축항복강도가주조재, 압출후열처리시편의압축항복강도보다두배높은기계적특

81 성을나타내었다. 이는상온전단변형시, 변형쌍정이발생한 TwinDRX 현상으로인한결정립미세화에서기인한것이다.

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86 먼저석사과정동안학업에몰두할수있도록물심양면으로지원해주신지도교수한정환교수님께깊은감사의마음을전합니다. 그리고논문심사를위하여수고해주신황선근교수님, 김목순교수님, 그리고금속공학과교수님께도감사드립니다. 실제석사과정보다긴 3년동안연구를도와주신합금설계연구실일원들 ( 영범이형, 상윤이형, 승호군, 영준이등 ), 복합재료연구실일원들 ( 영섭형, 장훈형, 철호형, 경원이 ) 그리고동기이자경합금연구실일원 ( 준경, 윤석, 시준 ) 들에게졸업후밝은앞날이펼쳐지기를기원합니다. 2년동안동기이자후배들인창원, 의혁에게는연구실선임으로서잘챙겨주지도못한것에대한미안함과항상많은도움을주고잘따라준점에대해고마움을느낍니다. 또한대학동기이자대학원후배가된희택이와성환이가남은기간잘마무리하고좀더멋진모습으로사회에서만나기를기대합니다. 항상야무진자세로저를곤란하게하는연구실의막내성호역시앞날에좋은일만있기를기도드립니다. 동시에사회로뛰어드는 14인의대학원동기들이현재사회의주축으로서역할을다하기를바라며현재사회의일원으로써지칠때힘이되어준병주, 용일, 종만, 성민, 성관그들에게감사의글을기회로고마움을전합니다. 2년남짓짧으면짧고길다면긴시간을같은장소에서서로배려해주며도와주고생활해온룸메이트남호에게너무나고마운마음을전합니다. 글로남기기엔너무나고맙고이외에많은도움을주신제주변의사랑하는사람들에게진심으로감사드립니다. 인생의선배이자형으로써참된자세와성실한자세를가르쳐준세상에서하나밖에없는훈이형과형의반려자인형수님께누구보다진한혈육의정과함께사랑과고마움을전하며, 마지막으로못난자식에게전적인신뢰를보내주시고애를쓰셨던부모님께감사의마음과함께이논문을바칩니다.