1. 서 론
최근 환경 규제에 의해 이동·운송 수단의 전동화 파워트레인 적용에 대한 관심이 증가함에 따라, 운송 및 이동 수단의 경량화와 함께 모터와 배터리에서 발생할 수 있는 열을 효율적으로 방출할 수 있는 경량·고방열 소재의 필요성이 대두되고 있다[1-4]. 아공정 Al-10Si계 합금은 우수한 주조성, 높은 비강도 및 낮은 열팽창 특성 등의 장점을 가지고 있어[5-6], 새시 및 밸브 바디와 같은 다이 캐스팅용 부품으로 사용되고 있는 대표적 알루미늄 합금들 중 하나이다 (예를 들어 ADC12 와 Silafont 36 등) [7,8]. Al-10Si-Mg 합금에 첨가되는 Si 원소는 주조성과 인장 강도를 동시에 향상시킬 수 있고, Mg원소의 첨가는 고용 강화 및 Mg2Si 석출에 의한 강도 향상을 유도할 수 있다. 관련하여 생성되는 석출 상의 분율이 증가함에 따라 더 넓어지는 상 경계(phase boundary)에 의해 전자가 산란되어 열전도도는 감소될 수 있다고 보고되고 있다[8,9]. 따라서 석출 상의 크기 및 분율 제어는 강도와 열전도도를 동시에 제어하기 위하여 매우 중요하다.
한편 Al계 합금에서 Fe원소의 첨가는 알루미늄 기지 내 고용되어 열전도도를 증가시킬 수 있으나, 알루미늄 합금의 주조 시 금형 소착을 방지하기 위해 필수적으로 소량 첨가된다 (보통 0.2wt.% 이상 첨가) [10,11]. 첨가된 Fe 원소는 Al-Si 합금계에서 Si 함량에 비례하는 고용도를 나타내며 응고 시 수지상간 영역에 금속간 화합물을 형성하고 침상 형태의 β-AlFeSi 상으로 석출되는 것으로 보고되고 있다[12]. 이 β-AlFeSi 상은 적절히 제어될 시 강도를 향상시킬 수 있지만 인장 변형 중 선단에 응력이 집중되기 쉬워 연신율을 감소시키는 것으로 알려져 있다[10,13,14]. 즉, 열전도도와 기계적 특성의 동시 향상을 위해 β-AlFeSi 상의 크기 및 분율 제어를 위한 최적 Fe 함량 제어가 중요하다.
기존 연구들에서는 Al-Si 합금에서 기계적 특성을 개선하기 위하여 침상 형태의 β-AlFeSi 상을 제어하려는 연구가 수행되었다. 이와 관련하여 용탕 전처리를 이용한 β-AlFeSi 상의 미세화 방법과 합금 원소 첨가에 의한 Fe-rich 금속간 화합물(intermetallic, IMC) 제어 방법이 대표적으로 제시된 바 있다. 먼저 용탕 전처리와 관련하여 IMC의 크기를 미세화하는 방법으로 초음파 용탕 처리(ultrasonic melt treatment, UST)가 보고되었다. 이는 초음파로 용탕을 진동 시켜 생긴 cavitation bubbles의 성장과 폭발을 통해 형성된 충격파(shock wave)가 침상의 β-AlFeSi 상을 조각내어 미세화하는 방법이다[15]. 원소 첨가를 통한 IMC 미세화 및 석출 억제 방법과 관련해서는 Mn, Cr, Co, Be, La 을 첨가하여 β-AlFeSi 상의 형성을 억제하고 α-AlFeSi 상의 형상을 Chinese script 혹은 fish bone 모양으로 변환시키는 방안이 제안된 바 있다[16-19]. 이와 함께 중화 원소를 첨가하는 방법 또한 효과적인 것으로 알려져 있지만 합금의 조성이나 공정별로 첨가돼야 하는 중화 원소의 최적 첨가량이 명확히 규정되어 있지 않은 실정이다. Hwang 등[20]은 중화 원소로 첨가될 수 있는 Mn 원소와 관련하여, 과도한 Mn 첨가는 Fe-rich IMC의 총 분율을 증가시켜 기계적 특성을 저하시킬 수 있 으며 일반적으로 Mn의 첨가는 열전도도 하락에도 영향을 미칠 수 있다고 제시하였다. Mn의 열전도도(thermal conductivity)는 7.81 W/m·K로 Al의 열전도도 값인 234W/m·K 대비 약 3.3% 로 매우 낮은 수준이므로 열방출 특성 저하에 원인이 된다고 알려져 있다[9]. 이처럼 Mn의 첨가는 강도의 향상과 열전도도 하락의 상반되는 trade-off를 유발하기 때문에, 상기 상반 특성을 동시에 향상시키기 위해선 Mn이 첨가되지 않은 신 Al-Si 합금 설계하고 동시에 Fe-rich IMC를 제어할 수 있는 방안이 필요하다.
과열 처리는 금형 주입 전 용탕을 액상선 기준 약 150°C~200°C 이상의 온도로 승온 시켜 유지하는 용탕 전처리 공정이다. 이 과열 처리는 용탕의 정확한 주입 온도 제어가 상대적으로 용이하고, 대형 설비에도 손쉽게 적용 가능하다는 장점이 있다. Al-Si합금에 과열 처리를 적용한 연구와 관련하여, 그동안 주로 X 선 회절(X-ray diffraction)을 이용한 응고 거동 규명 연구가 수행되어 왔다. 여기에서 과열 처리는 액상 용탕 내 Al-Al, Si-Si의 결합을 끊어 원소의 분산도를 높이고 그 결과로 응고에 의해 생성되는 상이 미세화 된다고 제시된 바 있다[21]. 한편 Gan 등은 0.5wt% 미만의 함량 내에서 Fe 원소의 첨가는 Si의 함량에 따라 열전도도를 증가시킬 수 있다고 보고하였다[22]. 상기 결과들을 바탕으로 과열 처리와 적절한 Fe 원소 첨가를 함께 적용할 경우 Al-Si 합금의 상반 특성을 동시에 향상시킬 수 있다는 가능성이 제기되었다.
본 연구에서 알루미늄 주조 및 재활용 과정에서 불순물로 작용하는 Fe원소 함량을 적절히 제어하여 열전도도를 향상시키고, 추가 설비나 중화 원소의 추가 없이 용탕 과열 처리를 통해 Fe-rich IMC의 크기 및 형상을 제어해 열전도도와 강도를 동시에 향상시키고자 하였다. 이를 위해 Fe를 첨가한 Al-10Si-Mg 주조 합금을 새롭게 설계하였다. 또한 동일한 조성의 합금을 전통적인 주조 방법에 따라 주조한 합금과 용탕을 과열 처리한 합금으로 나누어 제조하였다. 이를 바탕으로 Fe 함유 Al-10Si-Mg 주조 합금의 미세조직, 기계적 특성과 열전도도에 미치는 과열 처리의 영향에 대해 조사하였다.
2. 실험 방법
본 연구에서 사용된 Fe를 첨가한 Al-10Si-Mg 주조 합금들은 과열 처리 수행 여부에 따라 두 소재들로 주조되었다. 먼저 과열 처리가 수행된 합금의 경우 용탕을 820 °C까지 과열 후 1시간 유지하였으며 주입 온도까지 급냉하였다. 과열 처리되지 않은 (일반적인 주조 공정으로 제조된) 합금의 경우 용탕을 720 °C까지 가열 후 1시간 유지하였다. 이 후 두 합금 모두 720 °C에서 15분간 gas bubble filtration 처리하여 모들에 주입 후 물 칭(water quenching) 하였다. 두 합금들의 주조 후 응고 시에는 200 mm (L) × 30 mm (W) × 70 mm (H) 크기의 구리 금형을 사용하였다 (그림 1(b)).
두 소재들의 화학 조성들은 spark optical emission spectrometer (S-OES, SHIMADZU; PDA-7000)를 통해 분석되었으며 그 조성들을 표 1에 나타냈다.
이후부터 과열 처리하지 않은 합금을 Conventional-F로, 과열 처리를 실시한 합금은 Superheated-F로 명명하고자 한다.
미세조직 관찰을 위해 그림 1 (b)에 표시된 위치에서 샘플들을 채취하고 합금의 표면을 SiC 연마지로 #800~#4000까지 연마한 후 1 μm diamond suspension과 0.04 μm colloidal silica를 이용해 미세 연마를 진행하였다. 이후 optical microscope (OM, Olympus BX53M), field emission scanning electron microscopy (FE-SEM, TESCAN MRIA3XMH) 및 electron probe micro-analysis (FEEPMA, JXA-8530F Plus) 장비들을 사용하여 미세조직을 분석하였다. 공정 Si (eutectic Si)의 크기 및 구상화 정도를 측정하기 위해 Keller’s reagent (5% HCl, 5% HNO3, 5%HF, 85% H2O)를 이용해 90초간 에칭을 수행하였다. 이후 Image-pro plus program을 이용하여 합금별 수십곳의 공정 Si의 길이와 종횡비(aspect ratio)를 측정하여 정량화하였다. 상분석을 위해 X-ray diffraction (XRD, PANalytical) 장비를 사용하였으며, 이 때 측정 구간은 2θ : 20°~90°로 스캔 속도는 분당 1°로 실시하였다.
기계적 특성 평가를 위하여 인장 시험을 수행하였으며, 이때 소재들을 ASTM E8M 규격에 따라 미세조직 채취 위치와 동일한 부위에서 게이지 길이 25 mm, 두께 2 mm 그리고 폭은 6 mm로 가공하여 인장 시편들을 제조하였다. 인장 시험을 수행하기 전에 표면 거칠기의 영향을 줄이기 위하여 게이지 영역을 SiC 연마지를 사용하여 #400~#4000까지 연마하였다. 인장 시험은 Instron 8501 장비를 사용하여 상온에서 10-3/s의 변형률 속도로 진행하였으며 신뢰성 확보를 위해 소재별로 3회씩 실시하고 그 평균 값을 제시하였다. 또한 인장 시험 후 파단면을 FE-SEM을 이용해 관찰하였다.
열전도도(thermal conductivity) 측정을 위하여 제조된 소재들에서 ASTM E1461에 따라 미세조직 채취 부위와 동일한 위치에서 Ф12.7 mm and 2.5 mm 크기의 디스크 타입으로 열전도도 시편을 가공하였다. 이 후 준비된 시편에 대하여 그래파이트 코팅을 수행하고 LFA447 (NETZSCH, LFA447 NanoFlash) 장비를 이용하여 상온에서 열전도도를 측정하였다. 열 전도도 측정과 관련하여 소재별로 10회의 실험을 실시한 후 그 평균 값을 사용하였다.
3. 결과 및 고찰
3.1. Fe 함유 Al-10Si-Mg 주조 합금들의 초기 미세 조직
본 연구에 사용된 두 소재들의 XRD 분석 결과를 그림 2에 도시하였다.
두 합금들에서는 모두 공통적으로 Al과 Si의 피크들이 검출되었다. 그러나 Fe 가 포함된 IMC(Fe-rich intermetallic compounds)의 피크는 미미하여 XRD 분석 결과에서 확연한 검출이 어려웠다. 그림 3은 두 합금들의 대표적인 초기 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 결과들이다.
두 합금들에서 공통적으로 주상정 조직과 함께 공정 Si(eutectic Si) 및 Fe-rich IMC로 예상되는 밝은 회색상들이 관찰되었다. 고배율로 관찰한 그림 3(a2), (b2)를 보면 과열 처리를 실시한 합금(Superheated-F)에서의 공정 Si의 크기가 Conventional-F 합금과 대비하여 더 미세하게 형성되어 있었다. 이와 함께 Superheated-F 합금의 밝은 회색상(Fe-rich IMC 예상) 또한 Conventional-F에 비하여 더 미세 한 크기로 관찰되었다. 이차 수지상 간격 (Secondary Dendrite Arm Spacing) (SDAS) 측정 결과 Conventional-F : 32.4 μm, Superheated-F : 28.6 μm로 측정되었으며, 과열 처리를 실시한 합금이 더 미세한 SDAS를 나타냈다. 일반적으로 알루미늄 주조 합금에서 SDAS가 감소할수록 강도가 향상된다고 알려져 있다[23].
그림 4에 두 합금들의 공정 Si(eutectic Si) 형상을 관찰한 SEM 미세조직 분석 결과를 제시하였다.
Superheated-F의 경우 Conventional-F 대비 공정 Si 크기가 더 미세한 것을 다시 한번 명확하게 확인할 수 있었다. 관찰된 공정 Si들의 크기를 측정한 결과, Conventional-F: 10.3 μm, Superheated-F: 7.7 μm 로 얻어졌다 (그림 4(b)). 한편 공정 Si 상은 그 크기뿐만 아니라 구상화 등 형상 특징 또한 Al-Si 합금계의 기계적 특성에 영향을 미친다고 알려져 있다. Ogris 등을 비롯한 여러 보고 결과에 따르면 공정 Si이 구상화 됨에 따라 Al-Si 합금의 강도와 연신율이 동시에 향상될 수 있다고 제시되었다[23-27]. 본 연구에서 두 합금들에 대한 공정 Si의 종횡비(aspect ratio) 측정 결과(그림 4(c)), Superheated-F의 경우 1.5의 값을 나타냈고 Conventional-F의 경우 3.9로 측정되어 과열 처리를 실시한 합금의 구상화 경향이 더 높은 것으로 확인되었다 (그림 5).
Li 등은 과열 처리에 의해 용탕이 더욱 높은 온도에서부터 냉각되는 경우, 온도에 비례하여 과냉각도(undercooling degree)가 증가하여 조직이 미세해진다고 보고하였다[26]. 또한 과열 처리를 통해 용탕의 과열이 유지되는 동안 용탕 내부의 Si-Si cluster의 결합이 끊어지고 새로운 Al-Si cluster가 형성될 수 있다고 제시하였다. 이와 같은 용탕 내 Si-Si cluster의 수의 감소는 이후 이어지는 응고 과정에서 공정 Si이 형성될 수 있는 핵생성 사이트 감소를 야기해 결과적으로 공정 Si 분율의 감소를 유도할 수 있다[21]. 상기 보고된 결과들과 본 연구의 연구 결과를 함께 고려해 보았을 때, 적용된 과열 처리에 의해 공정 Si이 더 미세하고 구상화될 수 있으며, 더 적은 분율로 형성 가능한 것으로 이해될 수 있다.
초기 미세조직에서 확인된 밝은 회색상을 보다 명확하게 분석하고자 저배율 FE-EPMA mapping을 실시하였고 그 결과들을 그림 6 (a1), (b1)에 제시하였다.
Mapping분석 결과, 광학 현미경 이미지에서 확인되었던 밝은 회색상들은 수지상 근처에 존재하고 있었다. 본 연구에서 얻어진 이 상들의 성분 분석 결과들과 현재까지 보고된 문헌들을 고려해 보았을 때 관찰된 상들은 AlFeSi 및 AlFeSiMg 로 구성된 Fe-rich 금속간 화합물들(intermetallic compounds, IMCs)로 판단된다 (그림 6에서의 하얀 사각형). 두 합금들에서 Fe 원소 맵 분석 결과를 살펴보면 superheated-F 합금에서 Fe 원소가 더 고르고 미세하게 분포하였다. 관련하여 관찰된 Fe-rich IMCs를 더 확대하여 추가로 맵핑을 실시하였다 (그림 6(a2), (b2)). 여기에서 Superheated-F 합금의 Fe-rich IMC의 크기가 Conventional-F 합금에 비해 더 미세한 것을 명확히 확인할 수 있었다. 이는 과열 처리를 통하여 용탕을 과열하면 원자의 열 운동이 강화되어 균질성이 높아지기 때문으로 알려져 있으며, 이후 일어나는 응고 과정에서 더 미세하고 균일한 Fe-rich IMC의 생성을 유도하기 때문으로 설명될 수 있다[29]. 이처럼 본 연구에서는 과열 처리를 이용하여 생성되는 합금에서 Fe-rich IMCs의 크기를 제어할 수 있었다.
3.2 Fe 함유 Al-10Si-Mg 주조 합금들의 인장 특성
여기에서 Conventional-F 합금의 항복 강도(yield strength) 및 최대 인장 강도(ultimate tensile strength)가 93.4 MPa과 183.2 MPa로 얻어졌다. 과열 처리를 실시한 합금의 경우(Superheated-F)는 115.4 MPa(YS)와 218.2MPa(UTS)로 측정되어 기존 공정으로 제조된 합금의 강도보다 더 높게 나타났다. 전술한 기계적 특성을 다른 Al-Si계열 합금들의 인장 강도와 비교하여 그림 8에 도시하였다[28-30].
그 결과 F소재 기준에서 더 적은 Si 함량을 가지고, 추가적인 합금 원소가 첨가된 기존의 Al 합금들과 비교하여 더 우수하거나 유사한 최고 수준으로 나타났다. 그동안 보고된 연구 결과에 따르면 Al-Si 주조 합금에 Fe가 존재하면 바늘 형상을 가지는 Fe-rich IMC의 취성으로 인해 기계적 특성이 저하되는 것으로 알려져 있었다[31,32]. 또한 Fe 함량이 증가할수록 Fe-rich IMC의 분율이 증가하기 때문에 그 첨가를 제한하는 것이 권고되었다[33]. 하지만 본 연구에서 과열 처리를 실시한 결과, 기계적 특성에 악영향을 주는 Fe가 첨가되었음에도 불구하고 비슷한 강도를 나타내거나 오히려 그보다 더 우수한 강도 특성을 나타냈다. 연신율의 경우 Conventional-F 소재는 6.4%, Superheated-F 소재는 5.1%를 나타내며 일반적으로 강도 상승하면 연신율이 감소하는 strength-ductility trade-off 특징을 보였다.
그림 9은 두 합금들의 인장 시험 후 관찰되는 대표적인 인장 파면들을 제시한 것이다.
상온 인장 후 파단 표면 관찰 결과, 파단은 주상정 계면을 따라 파단이 발생한 것으로 관찰되었으며 파단면에선 주상정과 유사한 크기의 연성 딤플들(dimples)이 관찰되었다. 또한, Conventional-F 합금에 비해 Superheated-F 합금의 딤플들이 더욱 미세하게 형성되어 있었으며, 이는 과열 처리로 인해 생성된 eutectic Si의 크기가 감소하는데 기인한다.
두 합금들의 인장 파단면들을 광학 현미경(OM)으로 관찰한 결과(그림 10), 전술한 것과 같이 주상정 계면을 따라 균열이 전파되어 파단이 발생한 것으로 다시 확인되었다.
또한 초기 미세조직에서 확인한 바와 유사하게 과열 처리를 실시한 합금(그림 10(b)) 파단면에서의 공정(eutectic) Si의 크기가 실시하지 않은 합금(그림 10(a))의 파단면에 비하여 확연하게 줄어든 것을 알 수 있었다. 공정 Si의 미세화는 Al-Si계 주조 합금에서 강도를 개선하는 효과적인 방안들 중 하나이다. 고배율로 확대한 그림 10(c), (d)를 보면 두 소재들에서 공통적으로 파단된 Fe-rich IMCs와 응력이 전파되어 균열이 생긴 Fe-rich IMC를 관찰할 수 있다. 같이 과열 처리를 하지 않은 Conventional-F 합금 그림 6(c), (d)의 EPMA 결과에서 확인한 바와에서 나타나는 상대적으로 조대한 크기의 Fe-rich IMC는 그 선단에 응력을 집중시켜 기계적 특성 저하를 야기한 것으로 사료된다[11.13.34].
이상의 결과들을 바탕으로 본 연구에서는 과열 처리를 통해 eutectic Si의 미세화를 구현할 수 있었으며 그로 인한 강도 향상도 얻을 수 있었다. 또한 기계적 특성 저하의 추가 원인이 될 수 있는 Fe-rich IMCs를 Mn 등 중화제 역할을 하는 추가적인 원소를 첨가하는 방법을 사용하지 않고서도, 그 크기를 제어함으로써 원소 첨가로 인한 추가 비용을 들이지 않고 기계적 물성 향상을 유도할 수 있었다.
3.3 Fe 함유 Al-10Si-Mg 주조 합금들의 열전도도 특성
Fe 첨가가 Al-10Si-Mg 합금의 열전도도에 미치는 영향을 확인하기 위해 상용재인 silafont-36과 본 연구에서 새롭게 설계한 Fe 함유 합금의 열전도도 측정 실험을 함께 진행하였으며, 그 외 ADC12는 문헌에 나온 값을 참조하여 그림 11에 도시하였다.
열전도도는 각각 Superheated-F는 153.7 [W/m·k], Conventional-F는 144.9 [W/m·k]로 측정되었으며, 비교재인 silafont-36는 135.1 [W/m·k] 값으로 얻어졌다. 그림에서 알 수 있듯이 Fe 함유 Al-10Si-Mg 합금들이 과열 처리 유무에 상관없이 다른 비교재들보다 더 우수한 열전도도 특성을 나타냈다.
Gan 등은 아공정 Al-Si계 합금에서 Fe의 첨가량이 증가함에 따라 열전도도가 향상될 수 있다고 보고한 바 있다[20]. 또한 Fe가 0.3wt.% 함유되어 있을 때 아공정 Al-Si 합금에서 열전도도가 증가하였으며, 열전도도 증가량은 Si의 함량이 높은 아공정 Al-Si계 합금일수록 더 높아진다고 주장하였다. Silafont-36의 Fe 함량이 최대 0.15 wt.%인 점을 고려할 때 본 연구 소재의 높은 Fe 함량이 열전도도 증가에 영향을 주었을 것으로 판단되며, ADC12의 경우 열전도도를 감소시킬 수 있는 Mn을 함유하고 있기 때문에 본 연구 소재의 열전도도가 더 우수한 것으로 사료된다.
한편 superheated-F 소재가 conventional-F 대비 9.4% 향상된 열전도도를 나타냈다. 아공정 Al-Si계 합금의 열전도도를 좌우하는 미세조직학적 인자는 공정 Si 및 Fe-rich IMC의 분율이다[35]. 두 상의 분율이 감소할수록 기지 내 자유 전자의 이동 경로가 많아져 열전도도는 증가하게 된다. 그림 12에 두 소재들의 Al 기지, Fe-IMC 및 eutectic Si의 분율 측정 결과를 나타냈다.
그 결과 과열 처리를 실시한 합금의 Fe-rich intermetallic 분율은 10.2%로 얻어졌고 실시하지 않은 합금의 경우 11.7%의 분율을 나타냈다. Superheateed-F 합금의 분율이 감소한 원인은 높은 온도에서 과열 처리된 용탕이 몰드에 주입됨에 따라 증가한 과냉각도에 기인한 것으로 판단된다.
초기 미세조직에서 eutectic Si의 분율은 Superheated-F : 6.4%, Conventional-F : 10.3%로 측정되어 약 3.9%의 차이를 보이며 상대적으로 낮은 값으로 측정되었으며, 그림 5 (b)에서 측정된 eutectic Si의 길이와 그림 5 (c)에서 측정된 aspect ratio를 보면 Superheated-F의 eutectic Si의 크기가 상대적으로 구형화된 것을 알 수 있다. 이에 따라 과열 처리를 통해 eutectic Si의 분율 감소와 구형화로 열전도도 상승에 기여한 것으로 예상된다[36].
본 연구에서 설계한 Fe 함유 합금의 열전도도는 과열 처리 여부에 상관없이 상용재와 비교할 때 우수한 열전도도를 나타냈다. 이 차이는 Fe-rich IMCs를 제어하기 위해 첨가되는 Mn의 첨가 유무에 따른 것으로도 해석될 수 있다. Kim 등의 연구진들은 알루미늄 합금에 첨가 원소에 따른 열전도도의 변화에 대해 보고한 바 있다[9]. 즉 알루미늄 합금에 합금 원소의 첨가량이 증가할수록 열전도도는 점차 감소하는 경향을 나타냈으며, 그에 비례하여 열방출 특성 또한 감소된다고 고찰하였다. 여기에서 타 원소 대비 Mn 첨가에 의한 열 방출 특성 저하가 가장 크다고 알려져 있으며, Al의 열전도도 값인 234W/m·k 대비 Mn의 열전도도는 7.81 W/m·k로써 알루미늄에 비해 현저히 낮은 열전도도를 가져 알루미늄 합금의 열전도도를 크게 저하시키기 때문에 Mn의 함량을 최소한으로 낮게 유지해야 한다. 또한 Mn은 첨가 시 α-Al 기지에 용해 시 격자가 왜곡되고 격자 전위장의 주기성이 파괴되어 전자 산란 확률을 증가시키기 때문에 열전도도 감소의 원인이 될 수 있다[37]. 따라서 Mn을 첨가하지 않고 설계한 본 Fe 함유 합금의 열전도도가 상용재보다 더 높은 열전도도를 나타내는 것으로 설명될 수 있다.
4. 결 론
본 연구에서는 Fe를 함유한 Al-10Si-Mg 주조합금의 미세조직, 인장특성 및 열전도도에 미치는 과열 처리의 영향에 대하여 연구하였으며 그 결과 다음과 같은 결론을 도출할 수 있었다.
1. Fe 함유 Al-10Si-Mg 주조 합금의 미세조직 관찰 결과 두 주조 합금들 모두 전형적인 주조 조직을 나타냈다. 과열 처리가 수행된 Superheated-F는 Conventional-F 대비 미세한 SDAS를 보였다. Superheated-F 합금의 eutectic Si 또한 미세한 크기를 가지고 있었으며 Conventional-F 대비 구상화 되어있는 것으로 확인되었다. Fe-rich IMC는 Al, Fe 및 Si로 구성되어 있었다. Fe-rich IMC의 크기 또한 Superheated-F가 더 미세하게 측정되었다.
2. 과열 처리를 실시한 합금의 인장 강도는 183.2 MPa에서 218.2 MPa로 더 높게 나타났으며, 연신율은 6.4 %에서 5.1 %로 감소하여 strength-ductility trade-off 특성을 나타냈다. 본 연구 소재의 인장 특성은 다른 Al-Si계 합금들과 비교하여 유사하거나 우수한 특성을 나타냈다. 본 연구에서 과열 처리를 통해 Mn과 같은 추가적인 원소를 첨가하지 않고 Fe-rich IMCs를 제어함으로써 기계적 특성을 향상시킬 수 있었다.
3. Fe함유 Al-10Si-Mg 합금들은 아공정 Al-10Si계 상용재 대비 우수한 열전도도를 나타냈다. 이는 본 연구 소재의 Mn-free 및 Fe 첨가 효과와 동시에 과열 처리에 의해 감소된 석출상의 분율에 기인하는 것으로 해석되었다.
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