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ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.29 No.10 pp.647-655
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2019.29.10.647

Effects of Hot Asymmetric Rolling on Microstructure and Formability of Aluminum Alloys

Museob Jeong1, Jongbeom Lee2, Jun Hyun Han1
1Department of Materials Science and Engineering, Chungnam National University, Daejeon 34134, Republic of Korea
2Advanced Process and Materials Group, Korea Institute of Industrial Technology, Inchon 21999, Republic of Korea
Corresponding author E-Mail : jhhan@cnu.ac.kr (J. H. Han, Chungnam Nat’l Univ.)
September 6, 2019 September 20, 2019 September 20, 2019

Abstract


In order to analyze the effect of hot asymmetric rolling on the microstructure and texture of aluminum alloy and to investigate the effect of the texture on the formability and plastic anisotropy of aluminum alloy, aluminum 6061 alloy is asymmetrically rolled at room temperature, 200 °C, 350 °C, and 500 °C, and the results are compared with symmetrically rolled results. In the case of asymmetric rolling, the equivalent strain (εeq) is greatest in the upper roll part where the rotational speed of the roll is high and increases with increasing rolling temperature. The increase rate of the mean misorientation angle with increasing temperature is larger than that during symmetrical rolling, and dynamic recrystallization occurs the most when asymmetrical rolling is performed at 500 °C. In the case of hot symmetric rolling, the {001}<110> rotated cube orientation mainly develops, but in the case of hot asymmetric rolling, the {111}<110> orientation develops along with the {001}<100> cube orientation. The hot asymmetric rolling improves the formability (r) of the aluminum 6061 alloy to 0.9 and reduces the plastic anisotropy (Δr) to near zero due to the {111}<110> shear orientation that develops by asymmetric rolling.



고온 비대칭압연이 알루미늄 합금의 미세조직과 성형성에 미치는 영향

정 무섭1, 이 종범2, 한 준현1
1충남대학교 신소재공학과
2한국생산기술연구원 융합공정소재그룹

초록


    © Materials Research Society of Korea. All rights reserved.

    This is an Open-Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution Non-Commercial License (http://creativecommons.org/licenses/by-nc/3.0) which permits unrestricted non-commercial use, distribution, and reproduction in any medium, provided the original work is properly cited.

    1.서 론

    지구 온난화 현상이 가속화됨에 따라 온실가스인 이산 화탄소의 배출을 줄이기 위하여 자동차와 비행기같은 수 송기기의 연비향상이 절실히 요구된다. 연비의 향상은 수 송기기에 경량소재를 적용하여 무게를 감소시킴으로 인 하여 달성할 수 있는데 현재 적용되고 있거나 연구되고 있는 수송기기용 재료로는 고장력 강판, 알루미늄 혹은 마그네슘과 같은 경량 비철금속, 탄소섬유복합재 등이 있 는데 그 중에서 알루미늄 합금은 높은 비강도와 저렴한 가격으로 타 소재에 비해 경제적이다.1-4)

    한편 구조용 재료로 사용되는 알루미늄 합금에는 성형 성이 우수한 5xxx계 합금과 비교적 강도가 우수한 6xxx 계 합금이 있다. 알루미늄에 Mg와 Si가 첨가된 6xxx계 알루미늄 합금은 석출경화형 합금으로서 용체화처리 시 낮은 강도와 높은 연신율을 가진다.5-7)

    하지만 일반적으로 강도를 높이기 위하여 시효경화를 실시하는데 시효경화처리를 실시하면 성형성이 감소한다. 6xxx계 알루미늄 합금을 기존 강판과 비교할 때 강판의 60~70 %에 해당하는 낮은 연신율과 0.6~0.7의 낮은 소 성변형비로 인해 가공 시 한계드로잉비(limit drawing ratio)가 낮고 귀발생(earing)과 같은 성형결함이 발생한 다. 그래서 현재 6xxx계 알루미늄 합금은 상온에서의 낮 은 성형성으로 인해 대부분 열간가공을 통해 제품성형 이 이루어지게 된다.8,9)

    그런데 알루미늄합금을 열간가공 하게 되면 재결정이 발생하여 제품의 강도가 낮아지게 되므로 이를 해결하 기 위해 열간가공 후 후처리로서 인공시효처리를 실시 하여 합금내부에 석출물을 생성시킴에 의해 강도를 높 인다. 또한 높은 소성이방성에 의해 발생하는 귀발생을 해결하기 위해서는 성형 후 추가적인 기계적 가공이 요 구된다. 따라서 알루미늄의 낮은 성형성과 높은 소성이 방성을 해결하기 위해서는 추가적인 공정에 의한 생산 비용 상승을 피할 수 없다.

    지금까지의 연구에서 소성이방성은 결정학적 집합조직 과 응력상태에 의존한다고 알려져 있다.10-12)

    알루미늄 합금은 어닐링 시 {001}<100>의 cube 집합 조직이 발달하게 되는데, cube 집합조직은 압연방향에 평 행한 방향과 수직한 방향에서는 소성변형비가 높고 압 연방향에 45방향에서는 소성변형비가 낮아 가공방향에 따 른 높은 소성변형비의 차이에 기인한 높은 소성이방성 을 나타내게 된다. 이러한 알루미늄 합금의 소성이방성 은 전단변형에 기인한 <111>//ND 집합조직을 발달시킴 에 의해 완화할 수 있다.13) 알루미늄 합금의 일반적인 압 연 시 압축응력과 더불어 롤과 알루미늄 판재와의 마찰 에 의한 전단변형이 발생하지만 이러한 전단변형은 주 로 롤과 접촉하는 판재의 표면에 국한됨으로써 알루미 늄 판재 전체의 소성이방성 개선효과는 미미하다.14,15)

    알루미늄 합금을 냉간압연 하면 Bs, Cu, S방위와 같은 β-fiber 집합조직이 발달하는데 이 집합조직은 주로 압연 방향에 대해 45도 방향에서 귀발생이 발생하는 경향이 있 으므로 귀발생을 줄이기 위해 압연 후 어닐링에 의한 재 결정에 의해 cube 집합조직을 일부 형성시킴으로써 45도 귀발생을 줄여 소성이방성을 감소시킬 수 있다.11,16,17)

    또한 알루미늄 합금판재에 <111>//ND 집합조직 발달을 위한 전단변형의 한 방법으로써 비대칭압연이 연구된 바 있다.18-21) 하지만 지금까지는 주로 상온에서 비대칭압연 이 이루어져 변형에 많은 어려움이 있었으며 변형량이 적 어 큰 전단변형 효과를 얻기 어려운 실정이었다.

    만약 고온에서 비대칭압연을 할 경우 항복강도가 낮아 연신율을 증가시킬 수 있으며 압연롤 표면과 알루미늄 판재와의 마찰계수가 증가하여 전단변형이 더욱 용이할 수 있다. 따라서 본 연구에서는 6061 알루미늄 합금을 고온에서 열간 비대칭 압연하였으며 열간 비대칭압연에 의한 미세조직과 집합조직의 변화를 분석하고 미세조직 과 집합조직의 변화가 알루미늄 합금판재의 성형성과 이 방성에 미치는 영향에 대해 대칭압연과 비교하여 고찰 하였다.

    2. 실험방법

    2.1 비대칭압연과 대칭압연에 의한 시편 제조

    본 연구에서는 상용 6061 알루미늄 합금 판재를 사용 하였으며 합금의 조성은 Table 1과 같다. 구입된 6061 알루미늄 합금 판재는 절단 후 가공조직을 제거하고 이 미 존재하는 석출상을 재고용시키기 위하여 550 °C에서 5시간동안 용체화 처리 후 수냉 되었다. 비대칭압연 전 용체화 처리에 의해 석출상을 재고용함으로써 연신율이 낮은 상온압연 조건에서도 패스당 높은 압하율로 가공 이 가능하였다. 비대칭압연이 성형성에 미치는 효과를 비 교분석 하기 위해 동일한 조건에서 대칭압연도 함께 실 시하였다. 고온 압연 시 알루미늄 판재와 압연롤과의 접 착을 방지하기 위해 압연롤은 질화붕소(Boron nitride, BN)로 스프레이 코팅되었다.

    압연에 사용된 6061 알루미늄 합금 판재의 크기는 100 mm(L) × 100 mm(W) × 8 mm(T)이었으며 비대칭압연과 대 칭압연 시 상부롤과 하부롤의 롤 속도비는 각각 2:1, 1:1 이었다. 압연 시 패스 당 50 %의 압하율로 두번 압연하 여 최종 두께 2 mm까지 압연함으로써 전체 압하량은 75 %이었다. 압연온도에 따른 전단변형량과 집합조직의 변 화를 고찰하기 위해 압연온도를 25 ~ 500 °C로 변화시키 면서 압연을 실시하였다. 압연 후 결정립의 성장과 석출 물 형성을 최소화하기 위하여 시편은 수냉되었으며 자연 시효를 억제하기 위하여 -20 °C의 냉동고에 보관되었다.

    2.2 미세조직과 집합조직 분석

    비대칭압연에 의한 전단변형량을 분석하기 위해 압연 전에 시편의 횡방향(transverse direction; TD)에 수직한 면에 그리드(grid)를 표시하였으며 압연 후 그리드의 각 도변화를 측정하여 변형량을 분석하였다. 압연된 알루미 늄 판재의 미세조직과 집합조직을 분석하기 위해 EBSD (electron back scattered diffraction, ZEISS Merlin Compact)를 이용하여 시편의 TD방향을 분석하였으며 시 편표면은 다이아몬드 서스펜션 1.0 μm까지 기계적 연마 된 후 콜로이드 실리카(colloidal silica)을 사용하여 최종 연마되었다. 마지막으로 폴리싱에 의해 시편표면에 발생 한 잔류응력을 제거하기 위하여 20 % 과염소산(perchloric acid)과 80 % 에탄올의 혼합용액을 사용하여 20 V에서 10초간 전해연마 하였다.

    2.3 성형성 분석

    시편의 성형성은 식 (1)과 같은 소성변형비(r-value)를 이용하여 평가되었다. 식 (1)과 같이 소성변형비는 인장 변형 중 시편의 두께와 폭의 변화에 의해 결정되는데 측 정오차를 줄이기 위해 본 연구에서는 식 (1)과 같이 두 께 대신 길이와 폭을 이용하였다.

    r =  ε w ε t = ln ( w 0 w f ) ln ( t 0 t f ) = ln ( w 0 w f ) ln ( l f w f l 0 w 0 )
    (1)

    여기에서 εw, εt는 폭방향과 두께방향의 변형률, w0wf는 폭방향의 변형 전과 변형 후의 길이, t0tf는 두께방향 의 변형 전과 변형 후의 길이, l0lf는 길이방향의 변형 전과 변형 후의 길이를 의미한다. 소성변형비 측정을 위 해 ASTM E517-18규격으로 인장시험기(MTDI, MINOS UT-100F)를 사용하여 상온에서 10-3/s의 변형속도로 전체 연신율의 50%까지 인장하였으며 압연방향에 대해 각각 0, 45, 90도 방향에서 측정되었다. 이 때 측정 시편 표면의 거칠기 영향을 줄이기 위해 시편 표면을 사포(SiC paper) 로 #2400까지 기계적 연마하였다. 한편 시편 전체에 대한 평균적인 성형성과 이방성은 각각 식 (2)의 평균 r값 (r) 과 식 (3)의 소성이방성 (Δr)을 이용하여 평가되었다.

    r ¯ = r 0 + 2 r 45 + r 90 4
    (2)

    Δ r = r 0 2 r 45 + r 90 2
    (3)

    3. 결과 및 고찰

    3.1 미세조직과 집합조직

    Fig. 1은 비대칭압연의 공정 모식도를 나타낸다. 압연 롤의 반경(R)은 150 mm이었으며, 압연은 상부롤의 속도 가 30 mm/s, 하부롤의 속도가 15 mm/s로 상부롤의 속도 (W1)가 하부롤의 속도(W2)보다 2배 높았으며, 대칭압연 의 경우는 상부롤의 속도와 하부롤의 속도는 15 mm/s로 동일하였다. 비대칭압연 시 Fig. 1에서 판재의 TD향에 표시한 수직 grid는 압연 후 θ만큼 각도가 변하게 되며 θ는 전단변형된 양을 의미한다. 본 연구에서는 각 시편 조건에서의 전단각(shear angle) θ를 측정하기 위해 시편 의 옆면을 디지털카메라로 촬영하였으며 그 결과를 Fig. 2에 나타내었다. 대칭압연의 경우 압축변형에 의해 θ가 거의 변화하지 않고 grid는 압연면에 수직한 방향(normal direction; ND)에 평행하게 나타났다. 하지만 압연롤과 접 촉한 표면 부위는 롤과의 마찰에 의해 전단변형을 받아 약간의 θ가 발생하였다. 한편 비대칭압연의 경우 판재의 표면부위 뿐만 아니라 판재의 내부에서도 전단변형을 받 아 큰 θ값을 갖게 되고 시편의 위치(상부롤 부분, 중간 부분, 하부롤 부분)에 따라 θ값은 변하였으며 압연 온도 가 증가함에 따라 θ값이 증가함을 알 수 있었다. 비대 칭압연 시 압연온도에 따른 시편의 각 위치에서의 θ값 을 측정하였으며 그 결과를 Fig. 3에 나타내었다. Fig. 3에서 알 수 있는 것과 같이 압연온도가 올라갈수록 θ 값이 증가하였는데 이 결과는 압연온도가 올라감에 따 라 판재의 항복강도가 감소하여 전단변형이 용이하게 발 생했기 때문이다. 또한 각 온도조건에서 상부롤 부분에 서의 θ값이 하부롤 부분에서의 θ값보다 더 큼을 알 수 있는데 이는 빠른 롤 회전속도에 기인하여 롤에 의한 마 찰력이 크게 작용했기 때문이며 이러한 마찰에 의한 상 부롤 부분과 하부롤 부분의 변형량 차이는 Utsunomiya 등22)의 결과와도 유사하다.

    한편 전단변형에 의해 생성된 전단각 θ를 이용하여 비 대칭압연 시 발생한 등가변형률(equivalent strain; εeq)을 계산하였다. εeq는 식 (4)와 같이 정의되며 비대칭압연 시 평면변형(plane strain)조건을 가정한다면 εx = −εy, εz= 0, γyz= 0, γzx= 0이므로 εeq는 식 (5)와 같이 표현될 수 있 다. 그런데 식 (5)에서 γxy = tanθ이며, εy = −ln(h1/h0)이 므로 압연 전 판재의 높이인 h0에 8 mm, 압연 후 판재 의 높이인 h1에 2 mm를 대입하고 각 조건에서 측정된 전단각 θ를 대입하여 εeq을 계산하였으며 그 결과를 Fig. 4에 나타내었다.

    ε e q = { 2 [ ε x 2 + ε y 2 + ε z 2 + γ x y 2 + γ y z 2 + y z x 2 2 ] 3 } 1 / 2
    (4)

    ε e q = { 2 [ ε x 2 + ε y 2 + γ x y 2 2 ] 3 } 1 / 2
    (5)

    Fig. 4에서 알 수 있는 것과 같이 하부롤에 의해 압 연되는 부분에서 상부롤에 의해 압연되는 부분으로 갈 수록, 판재의 동일 부분에서 압연온도가 높을수록 εeq은 증가함을 알 수 있다. 이 현상은 Fig. 3에 보여준 전단 각 (θ)의 변화 양상과 일치하는 것으로 전단변형률(εeq= tanθ)이 εeq을 좌우하기 때문이다.

    본 연구에서는 대칭압연과 비대칭압연 시 압연된 결정 립들의 모양과 각 결정립들의 결정방위를 분석하기 위 해 EBSD를 사용하여 시편의 TD방향에 수직인 면을 스 캔하여 분석하였다. Fig. 5는 각 압연조건에서 시편의 TD방향에 수직인 면에서의 결정립 모양과 결정립들의 ND방향의 결정방위를 색깔로 보여준다. 대칭압연된 시 편과 비대칭압연된 시편 모두에서 결정립들이 압연방향 (rolling direction; RD)으로 길게 늘어져 있는 것을 알 수 있으며 결정립 모양에서의 뚜렷한 차이는 관찰되지 않았다. 다만 대칭압연보다 비대칭압연된 시편에서 파란 색으로 표시되는 부분이 더 많은 것을 알 수 있는데 파 란색은 <111>방향을 나타내므로 비대칭압연한 시편에서 ND로 <111>방향을 갖는 결정립들이 더 많음을 의미한 다. 다시 말해 비대칭압연한 시편의 ND방향에 수직한 면 즉, 압연면에서 {111}면이 발달했음을 의미한다.

    대칭압연과 비대칭압연 시 압연온도의 변화가 동적재 결정에 미치는 영향을 알아보기 위해 Fig. 5의 EBSD 결 과로부터 방위차 각도(misorientation angle) 분포를 분석 하였으며 그 결과를 Fig 6에 나타내었다. 각 그래프에 표시된 삼각형은 방위차 각도의 평균값을 의미한다. 대 칭압연과 비대칭압연된 시편 모두에서 압연온도가 증가 할수록 저각입계(low angle grain boundary)의 분율이 줄 어들고 고각입계(high angle grain boundary)의 분율이 증가함을 알 수 있다. Fig 6의 방위차 각도 분포로부터 방위차 각도의 평균값과 고각입계의 분율을 분석하였으 며 그 결과를 Fig. 7에 나타내었다. 그림에서 알 수 있 는 것과 같이 고각입계 분율의 변화양상은 방위차 각도 의 평균값의 변화양상과 비슷하였다. 대칭압연에서 방위 차 각도의 평균값은 온도증가에 따라 350 °C까지는 완 만하게 증가하다가 그 이후에는 급격하게 증가하였으며 이 결과로부터 350 °C 이후에 동적재결정이 활발히 일 어났음을 예측할 수 있다. 한편 비대칭압연에서는 온도 증가에 따른 방위차 각도의 평균값이 대칭압연보다 저 온에서부터 빠르게 증가하였는데, 이 결과로부터 대칭압 연보다 비대칭압연의 경우 동적재결정이 더 활발히 일 어남을 예측할 수 있다. Gourdet 등23)은 변형률이 높아 짐에 따라서 적층 결함 에너지(stacking fault energy)가 높은 알루미늄에서는 연속동적재결정(continuous dynamic recrystallization)이 점진적으로 증가한다고 하였으며, 본 연구에서도 유사하게 500 °C의 고온에서 비대칭압연함에 따라 Fig. 4에서 보여준 것과 같은 높은 변형률로 인하 여 동적재결정이 활발하게 일어나 대칭압연보다 더 큰 방위차 각도의 평균값과 더 높은 고각입계 분율이 얻어 진 것으로 판단된다.

    상온과 고온에서 대칭압연과 비대칭압연에 따른 집합 조직의 변화를 분석하기 위해 EBSD를 이용하여 각각 상 온과 500 °C에서 대칭압연과 비대칭압연한 시편의 집합 조직을 분석하였으며 그 결과를 Fig. 89에 나타내었 다. Fig. 8은 대칭압연한 시편의 {111}극점도와 RD, ND 방향에서의 역극점도(inverse pole figure)를 보여준다. 상 온에서 압연된 시편에서는 상부롤과 하부롤 부분에서는 {001}<110> rotated cube 방위가 발달하였으며, 중심부 에는 {110}<112> Bs 방위가 발달하였다. 일반적으로 알 루미늄을 상온에서 압연할 때 Bs, Cu ({112}<111>), S ({123}<634>)방위가 발달하므로 중심부에서 Bs방위가 발 달한 것으로부터 중심부에서는 압연에 의한 평면변형압 축(plane strain compression) 변형거동이 일어났음을 알 수 있다. 이에 반하여 Tsuji24)와 Choi25)의 결과에서 잘 알려진 것과 같이 {001}<110> 방위는 일반적으로 전단 변형을 받을 때 발달하는 방위이므로 상부롤과 하부롤 부분에서 {001}<110> 방위가 발달한 것으로 보아 롤과 의 접촉에 의한 마찰로 인해 전단변형이 일어났음을 알 수 있다. 한편 고온에서 압연한 시편에서는 상부롤과 하 부롤 부분에서 상온압연과 마찬가지로 주로 {001}<110> 방위가 발달하지만 상부롤부분에서는 재결정 집합조직인 {001}<100> cube방위도 함께 발달하는데 이 결과로부터 동적재결정이 일부 일어났음을 알 수 있다.

    Fig. 9는 비대칭압연한 시편의 {111} 극점도와 RD, ND방향에서의 역극점도를 보여준다. 상온압연한 시편의 경우 주로 하부롤 부분에서 전단변형에 의한 {001}<110> 방위가 발달하였으며, 고온압연한 시편의 경우 중심부와 하부롤 부분에서는 Cu와 S의 압연집합조직 이외에도 {001}<100> cube 방위도 함께 발달하였다. 따라서 고온 에서는 동적재결정이 일부 일어났음을 알 수 있다. 한 편 상부롤 부분에서는 {111}<110> 방위가 발달하였는데 {111}<110>방위는 {001}<110> 방위와 더불어 전단변형 시 발달하는 전단집합조직 중 하나로서 {001}<110> 방 위와는 다르게 알루미늄의 성형성을 향상시키고 소성이 방성을 크게 줄일 수 있는 방위로 잘 알려져 있다.26)

    따라서 이러한 결과로부터 고온에서 비대칭압연함으로 써 {111}<110>방위를 발달시킬 수 있었으며 {111}<110> 방위를 발달에 의해 알루미늄 판재의 성형성 향상과 소 성이방성 감소가 예상된다.

    3.2 성형성과 소성이방성

    대칭압연과 비대칭압연에 의한 집합조직의 변화가 성 형성과 소성이방성에 미치는 영향을 분석하게 위하여 압 연방향에 대해 0, 45, 90도 방향에서 인장시험을 통해 소성변형비(r-value)를 측정하였으며 그 결과를 Fig. 10에 나타내었다. 일반적으로 재결정처리된 알루미늄의 경우 {001}<100> 방위의 발달에 의해 압연방향에 대한 45도 방향에서 낮은 r값을 가지게 되고, 대칭압연을 실시할 경 우 Bs, Cu, S방위의 발달로 45도 방향에서 높은 r값을 가지게 된다. 한편 전단변형에 의해 발달하는 {001}<110> rotated cube방위는 45방향에서 높은 r값을, {111}<110> 방위는 0, 45, 90도 모든 방향에서 높고 비슷한 r값을 가지는 것으로 알려져 있다.26)

    Fig. 10(a)에서 알 수 있는 것과 같이 대칭압연한 경우 45도 방향에서 높은 r값을 보이는데 이는 {110}<112> Bs방위와 더불어 {001}<110> rotated cube 방위가 발달 했기 때문이다. 또한 압연온도 변화에 따른 r값의 변화 는 매우 작게 나타났다. 하지만 Fig. 10(b)와 같이 비대 칭압연한 경우 전반적으로 대칭압연보다 r값이 상승하였 으며 압연온도가 증가함에 따라서도 r값이 상승하였는 데, 이 결과는 모든 방향에서 높은 r값을 갖는 {111}<110> 방위 발달에 기인한다.

    Fig. 10의 결과로부터 식 (2), (3)을 이용하여 성형성 의 척도인 평균소성변형비 (r)와 이방성의 척도인 Δr값 을 계산하였으며 그 결과를 Fig. 11에 나타내었다. Fig. 11(a)에서 알 수 있는 것과 같이 대칭압연의 경우 전반 적으로 평균소성비인 r값이 0.55~0.59로서 낮아 성형성 이 낮았으며 압연온도에 따른 r값의 변화가 거의 없는 것으로부터 압연온도변화에 따른 성형성의 변화는 거의 없는 것으로 생각된다. 하지만 비대칭압연한 경우 온도 가 증가함에 따라 r값이 상승하였으며 350 °C, 500 °C에 서 압연한 경우 대칭압연보다 큰 r값을 가지게 되며 500 °C에서 압연한 경우 0.9의 높은 r값을 가지고 있음 을 알 수 있다. 따라서 고온에서 비대칭압연을 함에 따 라 성형성이 크게 향상됨을 알 수 있다. 한편 Fig. 11(b) 는 Δr값 즉, 소성이방성의 변화를 보여주고 있는데 대 칭압연, 비대칭압연 모두 전반적으로 온도가 증가함에 따 라 소성이방성이 감소하였으며, 500 °C에서 비대칭압연한 경우 Δr값이 0.1로서 매우 작은 소성이방성을 갖고 있 음을 보여준다. 이 결과는 이론적으로 0에 가까운 매우 작은 Δr값을 갖는 {111}<110>방위 발달에 기인한다. 따 라서 이러한 결과들로부터 비대칭압연에 의해 성형성이 향상되고 소성이방성이 감소되었으며 압연온도가 높아질 수록 이러한 경향은 더욱 두드러지는 것을 알 수 있었다.

    4.결 론

    열간 비대칭압연된 6061 알루미늄 합금 판재의 미세 조직과 집합조직의 변화를 분석하고 집합조직의 변화가 알루미늄 합금 판재의 성형성과 이방성에 미치는 영향 에 대해 고찰한 결과 다음과 같은 결론을 얻었다.

    • 1) 비대칭압연 시 하부롤에 의해 압연되는 부분에서 가 장 낮은 변형률(εeq)을 보였으며 상부롤에 의해 압연되는 부분으로 갈수록, 판재의 동일 부분에서 압연온도가 높 을수록 변형률은 증가하였다.

    • 2) 비대칭압연의 경우 대칭압연에 비해 온도증가에 따 른 방위차 각도 평균값의 증가속도가 더 컸으며 500 °C 비대칭압연 시 가장 많은 동적재결정이 발생하였다.

    • 3) 고온 대칭압연 시 전단집합조직 중 {001}<110> rotated cube방위가 주로 발달하였지만 고온 비대칭압연 시 변형률이 높은 상부롤 부분에서 성형성을 증가시키 고 소성이방성을 감소시키는 {111}<110> 방위와 동적재 결정에 의한 {001}<100> cube방위가 동시에 발달하였다.

    • 4) 비대칭 압연온도가 높아질수록 성형성은 향상되고 소성이방성은 감소하였으며, 고온 비대칭압연에 의해 성 형성의 척도인 평균소성변형비 (r)가 0.9로 우수한 성형 성을 보였으며 소성이방성의 척도인 Δr값은 0.1로 매우 작은 소성이방성을 나타냈다.

    Acknowledgement

    This work was supported by Korea Institute for Advancement of Technology (KIAT) grant funded by the Korea Government (MOTIE) (P0002019, The Competency Development Program for Industry Specialist).

    Figure

    MRSK-29-10-647_F1.gif

    Schematic illustration of asymmetric rolling.

    MRSK-29-10-647_F2.gif

    Digital images showing the shear deformation pattern observed on the plane perpendicular to the transverse direction of the symmetric or asymmetric rolled specimen.

    MRSK-29-10-647_F3.gif

    Variations in shear angle depending on the position (upper roll side, center, lower roll side) of the specimen asymmetric-rolled at room temperature, 200 °C, 350 °C, and 500 °C.

    MRSK-29-10-647_F4.gif

    Variations in equivalent strain depending on the position (upper roll side, center, lower roll side) of the asymmetric-rolled specimen at room temperature, 200 °C, 350 °C, and 500 °C.

    MRSK-29-10-647_F5.gif

    EBSD orientation maps of normal direction obtained on the plane perpendicular to the transverse direction of the symmetric- (ad) or asymmetric- (e-h) rolled specimen at RT (a, e), 200 °C (b, f), 350 °C (c, g), and 500 °C (d, h).

    MRSK-29-10-647_F6.gif

    Misorientation distribution of the symmetric- (a-d) or asymmetric- (e-h) rolled specimen at RT (a, e), 200 °C (b, f), 350 °C (c, g), and 500 °C (d, f).

    MRSK-29-10-647_F7.gif

    Variations in average misorientation angle (a) and high angle boundary fraction (b) as a function of rolling temperature in symmetric- or asymmetric-rolled specimen.

    MRSK-29-10-647_F8.gif

    {111} Pole figures and inverse pole figures of RD and ND obtained on upper surface, center, and lower surface in symmetric rolledspecimen at RT and 500 °C.

    MRSK-29-10-647_F9.gif

    {111} Pole figures and inverse pole figures of RD and ND obtained on upper surface, center, and lower surface in asymmetric rolled-specimen at RT and 500 °C.

    MRSK-29-10-647_F10.gif

    Variations in plastic strain ratio (r-value) as a function of the angle to the rolling direction in symmetric- (a) or asymmetric- (b) rolled specimen at RT, 200 °C, 350 °C, and 500 °C.

    MRSK-29-10-647_F11.gif

    Variations in average r-value (a) and Δr-value (b) as a function of rolling temperature in symmetric- or asymmetric-rolled specimen.

    Table

    Chemical composition of 6061 aluminum alloy.

    Reference

    1. G. Burger, A. Gupta, P. Jeffrey and D. Lloyd, Mater. Charact., 35, 23 (1995).
    2. A. Heinz, A. Haszler, C. Keidel, S. Moldenhauer, R. Benedictus and W. Miller, Mater. Sci. Eng., A, 280, 102 (2000).
    3. K. Ito and H. Kobayashi, Adv. Eng. Mater., 8, 828 (2006).
    4. A. Alhamidi and M. Dewi, Int. J. Mech. Eng. Educ., 3, 10 (2018).
    5. V. K. Barnwal, R. Raghavan, A. Tewari, K. Narasimhan and S. K. Mishra, Mater. Sci. Eng., A, 679, 56 (2017).
    6. I. S. Kim, S. K. Nam and D. N. Lee, Appl. Mech. Mater., 873, 60 (2017).
    7. S. H. Lee, Y. Saito, T. Sakai and H. Utsunomiya, Mater. Sci. Eng., A, 325, 228 (2002).
    8. P. Ratchev, B. Verlinden, P. D. Smet and P. V. Houtte, Acta Mater., 46, 3523 (1998).
    9. J. Hirsch, Mater. Sci. Forum, 242, 33 (1997).
    10. H. Takahashi, H. Motohashi and S. Tsuchida, Int. J. Plast., 12, 935 (1996).
    11. S. K. Nam, H. B. Jeong and I. Kim, Mater. Res. Innovations, 15, 454 (2011).
    12. J. Hu, K. Ikeda and T. Murakami, Mater. Trans., 36, 1363 (1995).
    13. J. H. Han, K. H. Oh, J. C. Lee, Mater. Sci. Eng., A, 387, 240 (2004).
    14. J. Sidor, A. Miroux, R. Petrov and L. Kestens, Philos. Mag., 88, 3779 (2008).
    15. M. Tajally and E. Emadoddin, Mater. Des., 32, 1594 (2011).
    16. H. Inoue and T. Takasugi, Mater. Trans., 48, 2014 (2007).
    17. O. Engler, H. Kim and M. Y. Huh, Mater. Sci. Technol., 17, 75 (2001).
    18. C. H. Choi, K. H. Kim and D. N. Lee, Mater. Sci. Forum, 273, 391 (1998).
    19. J. Hu, K. Ikeda and T. Murakami, J. Mater. Process Thech., 73, 49 (1998).
    20. J. Sidor, A. Miroux, R. Petrov and L. Kestens, Philos. Mag., 99, 30 (2008).
    21. S. Tamimi, J. P. Correia, A. B. Lopes, S. Ahzi, F. Barlat and J. J. Gracio, Mater. Sci. Eng., A, 603, 150 (2014).
    22. H. Utsunomiya, T. Ueno and T. Sakai, Scr. Mater., 57, 1109 (2007).
    23. S. Gourdet and F. Montheillet, Acta Mater., 51, 2685 (2003).
    24. N. Tsuji, Y. Nagai, T. Sakai and Y. Saito, Mater. Trans., 39, 252 (1998).
    25. C. H. Choi, J. W. Kwon, K. H. Oh and D. N. Lee, Acta Mater., 45, 5119 (1997).
    26. G. I. Taylor and H. Quinney, Phil. Trans. Roy. Soc. Lond. Math. Phys. Sci., 230, 323 (1931).