WO2022124644A1 - 계면접합강도와 열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 접합재 및 그 제조방법 - Google Patents

계면접합강도와 열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 접합재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • B23K2103/10—Aluminium or alloys thereof

Definitions

  • the present invention relates to a technology for manufacturing a cast iron-aluminum bonding material, and more particularly, to a cast iron-aluminum bonding material having excellent interfacial bonding strength and heat transfer properties.
  • iron-based materials have excellent mechanical properties, they are the most widely used material for parts in the field of transportation equipment such as automobiles and heavy equipment.
  • ferrous-non-ferrous dissimilar metal parts that apply ferrous materials such as cast iron and non-ferrous materials such as aluminum and copper alloy together in a single part is rapidly increasing. .
  • the fusion welding process in which a ferrous material is used as an insert material, is placed inside the mold, and non-ferrous molten metal is injected to produce parts at the same time as bonding, is a forced press-fitting method, diffusion bonding method, friction bonding method, welding, etc.
  • parts with complex shapes can be directly manufactured into the final shape, and the process is relatively simple and the manufacturing cost is low.
  • cast iron which is a casting material, and has excellent connectivity with complex-shaped cast orthopedic parts, exhibits difficult-to-join properties with aluminum alloy, a representative non-ferrous material, so it can be used as a dissimilar metal part. It is the biggest obstacle to its utilization.
  • the causes of the cast iron-aluminum poor bonding properties include low wettability and bonding reactivity with the aluminum alloy molten metal due to the graphite grains on the surface of cast iron, high brittle reaction products generated in the bonding area, narrow bonding reaction process window, and defects generated at the bonding interface. etc.
  • the method mainly used to produce cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material parts showing the above-mentioned difficult bonding characteristics by the casting process is a mechanical fastening method in which molten aluminum enters and solidifies in a macro-scale pattern formed on the surface of the cast iron insert. .
  • a cast iron insert having a groove formed on the surface by machining or a cast iron insert manufactured by casting to have a protruding surface is used.
  • metallurgical bonding metal bonding
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. KR2019-0138021
  • An object of the present invention is to provide a cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material having excellent interfacial bonding strength and interfacial heat transfer characteristics, and a method for manufacturing the same.
  • the subject of this invention is not limited to the above-mentioned content.
  • the subject of the present invention will be understood from the overall content of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • One aspect of the present invention is
  • the insert cast iron may be at least one of FC cast iron (flaky graphite cast iron), DCI cast iron (spheroidal graphite cast iron), and CV cast iron (compact cast iron).
  • the cast iron structure of the surface portion forming the bonding interface in the insert cast iron is FC cast iron (flaky graphite cast iron).
  • the average desorption depth of the graphite grains is preferably 5 to 500 ⁇ m.
  • micro-scale grooves or protrusions are formed on the surface forming the bonding interface in the insert cast iron by machining.
  • the soft metal layer may be an Al metal layer.
  • the soft alloy layer may be an aluminum alloy layer including at least one of Fe, Mn, and Si in Al.
  • an Fe-Mn alloy layer having a higher Mn and Si composition than the surrounding cast iron matrix is formed in a predetermined depth region therein, and the Fe-Mn alloy layer is the soft metal layer or alloy layer It is preferable to be connected to
  • the average thickness of the bonding reaction layer according to the bonding reaction between the insert cast iron material and Al is 5 to 100 ⁇ m.
  • the process of bonding cast iron and aluminum by pouring aluminum molten metal After the heat-treated cast iron is charged into a mold, the process of bonding cast iron and aluminum by pouring aluminum molten metal; it relates to a cast iron-aluminum bonding material manufacturing method comprising a.
  • the cast iron material and the metal aluminum layer are connected by at least one soft metal or alloy layer penetrating the Fe-Al intermetallic compound layer vertically, so that there are cracks or microcavities inside the bonding reaction layer. It is possible to manufacture dissimilar metal materials without generation of defects such as
  • the dissimilar metal material of the present invention can reduce interfacial thermal resistance and improve interfacial heat transfer properties, and furthermore, solve various problems caused by the existence of a highly brittle bonding reaction layer in the prior art.
  • FIG. 1 is a schematic view showing a bonding cross-section of a cast iron-aluminum bonding material according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a schematic view showing a process of forming a cross-section of the cast iron-aluminum bonding material according to an embodiment of the present invention is formed.
  • FIG. 3 is a microstructure photograph of a cross-section of a junction part of a cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material manufactured by a conventional fusion bonding method.
  • FIG. 4 is a microstructure photograph of the cross-section of the junction of the cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material prepared in the present invention.
  • FIG. 5 is a diagram showing the interfacial bonding strength of the inventive material and the comparative material in comparison with each other in the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing the interfacial heat transfer coefficients of the invention material and the comparative material in comparison with each other in the embodiment of the present invention.
  • Cast iron-aluminum bonding material of the present invention insert material cast iron; an Fe-Al intermetallic compound layer formed on the cast iron; and a metallic aluminum layer formed on the Fe-Al intermetallic compound layer, wherein the cast iron and the metallic aluminum layer are at least one soft metal layer or alloy layer penetrating the Fe-Al intermetallic compound layer vertically. connected.
  • FIG. 1 is a schematic view showing a bonding cross-section of a cast iron-aluminum bonding material according to an embodiment of the present invention.
  • the structure of the cast iron (insert material)-aluminum (cast material) dissimilar metal bonding material of the present invention is the inside of the fusion bonding reaction layer composed of the thick intermetallic compound (1) in the normal direction of the bonding interface (i.e. , in the vertical direction) and a soft (or high toughness) metal layer or metal alloy layer 4 that connects the cast iron 2 and the aluminum 3 is formed.
  • a Fe-Mn alloy layer 5 having a higher Mn and Si composition than the surrounding cast iron matrix 2 is formed in a predetermined depth region therein, and the Fe-Mn alloy layer ( 5) is connected to the soft metal layer or alloy layer.
  • the cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material manufactured by the melt bonding process has a narrow bonding reaction process window, so it generally falls under the following two cases, which results in low interfacial bonding strength and poor interfacial heat transfer properties.
  • microcavities formed at the intermetallic compound-graphite grain and graphite grain-aluminum interface and cracks generated by impact all increase the thermal resistance between cast iron-aluminum, and the interfacial heat transfer properties are also greatly reduced.
  • graphite grains which are non-metallic particles that are highly brittle and cause fine cavities, are not present in the fusion bonding reaction layer composed of a highly brittle thick intermetallic compound, but in the normal direction of the bonding interface.
  • a soft (or high-toughness) metal layer or metal alloy layer that penetrates through the metal and connects cast iron and aluminum is formed.
  • the soft metal layer may be Al
  • the soft metal alloy layer may be an aluminum alloy layer in which Al contains at least one of Si, Fe, Mn, and the like.
  • the resistance to generation/propagation of cracks due to thermal and mechanical shock is increased by the soft metal layer or metal alloy layer formed in this way, and as a result, the interfacial bonding strength is greatly increased.
  • the interfacial thermal resistance is reduced and the interfacial heat transfer properties are greatly improved.
  • the intermetallic compound-metal It can be grown in a (alloy) layer composite structure.
  • the insert cast iron may be one or more of FC cast iron (flaky graphite cast iron), DCI cast iron (spheroidal graphite cast iron), and CV cast iron (compact cast iron).
  • the cast iron structure of the surface portion forming the bonding interface in the insert cast iron is FC cast iron (flaky graphite cast iron).
  • the present invention as a method of preventing the nucleation reaction of intermetallic compounds from occurring in an appropriate position in an appropriate shape on the surface of the cast iron insert material, it is preferable to desorb graphite grains. It is also necessary to detach the graphite grains from the surface of the cast iron insert in order to improve the wettability with the aluminum molten metal and to create a graphite free zone inside the bonding reaction layer. At this time, it is preferable that the average desorption depth of the graphite grains is 5 to 500 ⁇ m.
  • micro-scale grooves or protrusions are formed on the surface forming the bonding interface in the insert cast iron by machining.
  • Figure 2 is a schematic view showing a process of forming a cross-section of the cast iron-aluminum bonding material according to an embodiment of the present invention is formed.
  • a cast iron core material 2 suitable for operation characteristics and fusion bonding process is prepared according to the shape of the part, and graphite grains 6 are provided on the surface of the cast iron material exist.
  • FC cast iron flake graphite cast iron
  • DCI cast iron spheroidal graphite cast iron
  • CV cast iron compact cast iron
  • Flake graphite grains have superior heat transfer performance compared to other graphite-type cast irons such as spheroidal graphite grains, and the graphite grain desorption process before casting bonding and the heat treatment process for healing the cavities 7 from which the graphite grains are desorbed are easy
  • the flake form is vulnerable to thermal and mechanical shock, but in the case of a soft (or high toughness) material, the flake form is an effective form for absorbing and alleviating thermal and mechanical shock.
  • a specific method is not limited, but an example thereof may include a method of applying a spheroidizing treatment inhibitory element to the mold wall surface during casting.
  • the cast iron insert prepared as described above improves the wettability with the aluminum molten metal during the fusion bonding process, makes a graphite free zone inside the bonding reaction layer, and melts the inside of the fusion bonding layer composed of an Al-Fe-based intermetallic compound.
  • a metal (alloy) layer that penetrates and connects cast iron and aluminum, it is preferable to desorb (7) the graphite grains on the surface of the cast iron material in contact with the molten aluminum.
  • the average desorption depth of the graphite grains from the surface is 5 to 500 ⁇ m. If the average desorption depth of graphite grains is 5 ⁇ m or less, it is difficult to ensure that all graphite grains are desorbed on the entire bonding interface. Insert material pretreatment effect including simultaneous desorption may not be obtained. On the other hand, if the average desorption depth of graphite grains is 500 ⁇ m or more, the thermal conductivity of cast iron is lowered, and surface defects generated during desorption treatment are excessive, which may decrease bonding reactivity.
  • the present invention is not limited to a specific method for desorbing the graphite grains, and various dry or wet methods may be used without limitation.
  • the cast iron insert treated with graphite grain desorption as described above subsequently diffuses Fe, Mn, etc. from the surrounding cast iron base to the site where the graphite grains are desorbed, so that the void part disappears and a soft Fe-Mn alloy layer 5 is formed. It is desirable to heat-treat at a high temperature to make it possible. That is, as in FIG. 2, the flake graphite grains 6 present on the surface of the cast iron material for insert are desorbed, and the site 7 where the graphite grains are desorbed diffuses Fe, Mn, etc. from the surrounding cast iron base to the cavity ( Healing so that there is no void) wealth. This is because, if a large number of cavities exist at the bonding interface of the dissimilar metal bonding material, the interfacial bonding strength is lowered and the interfacial thermal resistance is increased, thereby greatly reducing the interfacial heat transfer properties.
  • the heat treatment is preferably performed at a temperature of 600 to 1150 °C. If the heat treatment temperature is 600 ° C or less, there is a problem in that the cavity healing process time achieved by the atomic diffusion process is excessively long. It can cause problems.
  • the atmosphere for performing the heat treatment is preferably a reducing atmosphere. This is because it is possible to improve the wettability and bonding reactivity with the aluminum molten metal by removing the oxides in the matrix.
  • various pretreatments such as sanding treatment may be performed on the surface of the cast iron insert if necessary to improve bonding properties.
  • a cast iron material with macro-scale grooves or protrusions formed on the surface may be used to perform a pretreatment process including the above-described graphite grain desorption treatment and high temperature heat treatment for healing the cavity due to graphite grain desorption.
  • the Al-Fe-based intermetallic compound (1) which is a cast iron-aluminum fusion junction reactant, is converted into a cast iron material.
  • Graphite grains on the surface are first selectively nucleated in parts that were not desorbed, and then are realized by consuming surrounding Fe atoms and growing.
  • the surface portion of the cast iron insert 2 is dissolved (Dissolution), so that the Fe solute concentration increases in the aluminum molten metal portion 9 in contact with the cast iron insert.
  • the degree of supercooling of the molten aluminum increases (compositional subcooling).
  • the core of the Al-Fe-based intermetallic compound (1) on the surface of the cast iron insert is created.
  • the Al-Fe-based intermetallic compound is generated by the crystallization reaction of the intermetallic or hypereutectic system, sub-segregation in which the Fe composition in the molten aluminum around the generated intermetallic compound decreases (segregation in which the solute concentration is lower than the initial concentration) ) is characteristic.
  • the Fe solute-depleted part is solidified into an aluminum alloy containing Si, Fe, Mn, etc. dissolved from aluminum or cast iron, and the inside of the intermetallic compound layer 1 is moved in the normal direction of the junction interface.
  • a penetrating soft (or high toughness) metal (alloy) layer 4 is formed.
  • the average thickness of the bonding reaction layer is preferably 5 to 100 ⁇ m. If the average thickness of the bonding reaction layer is 5 ⁇ m or less, it is difficult to ensure that the bonding reaction layer is formed over the entire bonding interface. On the other hand, if the average thickness of the bonding reaction layer is 100 ⁇ m or more, the intermetallic compound-metal (alloy) layer composite It is difficult to maintain the structure, and cracks easily occur inside the brittle intermetallic compound. Also, in the cast iron matrix adjacent to the junction interface, the Fe atom solid solution into the molten metal is excessive, and Kirkendall pores are formed, which lowers the interfacial bonding force. because it becomes
  • the fusion bonding reaction took place and an Al-Fe-based intermetallic compound layer with a thickness of about 50 ⁇ m was uniformly formed at the cast iron-aluminum junction interface. It can be seen that the inside of the bonding reaction layer is a graphite-free region in which graphite grains do not exist. In addition, a soft aluminum or aluminum alloy layer that penetrates the inside of the intermetallic compound layer in the normal direction of the bonding interface and connects cast iron and aluminum was formed.
  • a Fe-Mn alloy layer having a higher composition of Mn and Si than the surrounding cast iron matrix was formed in a predetermined depth region (that is, a region where graphite grains were desorbed and a void was formed).
  • this Fe-Mn alloy layer was connected to the soft aluminum or aluminum alloy layer.
  • no defects such as cracks or microcavities were observed inside the bonding reaction layer.
  • 4 is a microstructure photograph of the cross-section of the junction of the cast iron-aluminum dissimilar metal bonding material of the present invention.
  • FIG. 6 is a graph showing the evaluation of the interfacial heat transfer coefficient of the comparative material and the invention material prepared by the above method by laser scintillation method.
  • the interfacial heat transfer coefficient of the inventive material was more than 10 times higher than that of the comparative material.
  • a large number of defects such as cracks formed inside the highly brittle intermetallic layer, microcavities formed at the intermetallic compound-graphite grain and graphite grain-aluminum interface were generated at the bonding interface, but in the case of the invention material, the inside of the intermetallic compound layer was joined.
  • An aluminum alloy layer that penetrates in the normal direction of the interface and connects cast iron and aluminum was formed.
  • a Fe-Mn alloy layer having a higher composition of Mn and Si than the surrounding cast iron matrix was formed in a predetermined depth region (that is, a region where graphite grains were desorbed and a void was formed).
  • this Fe-Mn alloy layer was connected to the soft aluminum or aluminum alloy layer. Therefore, there was no generation of defects such as cracks or microcavities in the bonding reaction layer. As a result, the interfacial thermal resistance decreased and the interfacial heat transfer characteristics were improved.

Landscapes

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Abstract

계면접합강도와 열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 접합재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 주철-알루미늄 접합재는, 인써트재 주철; 상기 주철 상에 형성된 Fe-Al 금속간화합물층; 및 상기 Fe-Al 금속간화합물층상에 형성된 금속 알루미늄층;을 포함하고, 상기 주철과 상기 금속 알루미늄층은, 상기 Fe-Al 금속간화합물층을 수직으로 관통하는 적어도 하나 이상의 연질의 금속층 또는 합금층으로 연결되어 있다.

Description

계면접합강도와 열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 접합재 및 그 제조방법
본 발명은 주철-알루미늄 접합재 제조기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 계면접합강도와 열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 접합재에 관한 것이다.
철계 소재는 우수한 기계적 성질을 지니고 있어 자동차, 중장비 등 수송기기 분야의 부품소재로 가장 광범위하게 사용되고 있는 재료이다. 그런데 최근 부품 경량화나 성능 및 신뢰성 향상 등에 대한 니즈를 동시에 만족시키기 위해, 단일 부품에 주철 등 철계 소재와 알루미늄, 동합금 등 비철계 소재를 함께 적용하는 철-비철 이종금속 부품에 대한 수요가 급증하고 있다.
철-비철 이종금속 부품 제조기술 중 철계 소재를 인서트재로 하여 금형 내부에 거치하고 비철계 용탕을 주입하여 접합과 동시에 부품을 제조하는 용융접합 공정은 강제압입법, 확산접합법, 마찰접합법, 용접 등 다른 이종금속 부품 접합 공정에 비교하여 복잡한 형상의 부품을 최종형상으로 직접 제조할 수 있으며 공정이 비교적 단순하고 제조원가가 저렴하다는 장점이 있다.
하지만 용융접합 부품의 철계 코어재료로 쓰이는 소재 중 주조재로서 복잡형상 주조 정형부품과의 연계성이 뛰어난 주철재는 대표적인 비철계 소재인 알루미늄 합금과 난(難)접합 특성을 보이기 때문에 이종금속 부품으로의 활용에 최대 걸림돌로 작용하고 있다. 주철-알루미늄 난접합 특성의 원인으로는 주철재 표면 흑연립들로 인한 알루미늄 합금 용탕과의 낮은 젖음성과 접합반응성, 접합부에 생성되는 고취성 반응 생성물과 좁은 접합반응 프로세스 윈도우, 접합계면에 생성되는 결함 등이 있다.
지금까지 상기 난접합 특성을 보이는 주철-알루미늄 이종금속 접합재 부품을 주조공정에 의해 생산하기 위해 주로 쓰이는 방식은 주철재 인서트 표면에 형성된 마크로 스케일의 패턴에 알루미늄 용탕이 들어가 응고하면서 형성되는 기계적 체결 방식이다. 이를 위해서는 기계가공하여 표면에 그루브를 형성시킨 주철재 인서트나 돌기형 표면을 갖도록 주조하여 제조한 주철재 인서트가 사용되고 있다. 하지만 이러한 종래의 방식으로 제조되는 주철-알루미늄 이종금속 부품은 이종재질간 야금학적 결합(금속결합)이 일어나지 않기 때문에 계면결합력이 낮고 계면열전달이 감소하여 품질에 문제를 발생시키게 된다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 한국 공개특허 KR2019-0138021호
본 발명은 계면접합강도와 계면열전달특성이 우수한 주철-알루미늄 이종금속 접합재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면은,
인써트재 주철;
상기 주철 상에 형성된 Fe-Al 금속간화합물층; 및
상기 Fe-Al 금속간화합물층상에 형성된 금속 알루미늄층;을 포함하고,
상기 주철과 상기 금속 알루미늄층은, 상기 Fe-Al 금속간화합물층을 수직으로 관통하는 적어도 하나 이상의 연질의 금속층 또는 합금층으로 연결되어 있는 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재 제조에 관한 것이다.
상기 인써트 주철은 FC주철(편상흑연주철), DCI주철(구상흑연주철) 및 CV주철(콤팩트주철) 중 하나 이상일 수 있다.
상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면부의 주철조직은 FC주철(편상흑연주철)인 것이 바람직하다.
상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면은 흑연립이 탈착된 것이 바람직하다.
상기 흑연립 평균 탈착 깊이는 5~500 ㎛인 것이 바람직하다.
상기 상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면은 기계가공에 의해 마이크로 스케일의 그루브나 돌기가 형성되어 있는 것이 바람직하다.
상기 연질의 금속층은 Al 금속층일 수 있다.
상기 연질의 합금층은 Al에 Fe, Mn, Si 중 1종 이상이 포함된 알루미늄 합금층일 수 있다.
상기 주철재의 접합계면에서 그 내부 소정의 깊이 영역에 주변의 주철 기지보다 Mn 및 Si의 조성이 높은 Fe-Mn 합금층이 형성되어 있으며, 상기 Fe-Mn 합금층은 상기 연질의 금속층 또는 합금층에 연결되어 있는 것이 바람직하다.
상기 인써트 주철재와 Al과의 접합반응에 따른 접합반응층 평균두께가 5~100 ㎛인 것이 바람직하다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
인써트 주철을 마련한 후, 그 표면의 흑연을 탈착하는 공정;
상기 흑연이 탈착된 주철을 600~1150℃의 온도에서 열처리함으로써 상기 흑연이 탈착된 공동(void)에 주철기지 보다 Mn 및 Si 함량이 높은 Fe-Mn합금층을 형성하여 채우는 공정;
상기 열처리된 주철을 주형에 장입한 후, 알루미늄 용탕을 주입함으로써 주철과 알루미늄을 접합시키는 공정;을 포함하는 주철-알루미늄 접합재 제조방법에 관한 것이다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 주철재와 금속 알루미늄층이 Fe-Al 금속간화합물층을 수직으로 관통하는 적어도 하나 이상의 연질의 금속 또는 합금층으로 연결됨으로써, 접합반응층 내부에는 균열이나 미세 공동 등 결함의 생성이 없는 이종금속재를 제조할 수 있다.
따라서 본 발명의 이종금속재는 계면열저항이 감소하고 계면열전달특성이 향상될 수 있으며, 나아가, 종래기술에서의 고취성의 접합반응층 존재에 기인하는 제반 문제점을 해소할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 의한 주철-알루미늄 접합재의 접합단면을 보이는 개략도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 주철-알루미늄 접합재의 접합단면이 형성되는 과정을 보이는 개략도이다.
도 3은 통상의 용융접합 방법으로 제조된 주철-알루미늄 이종금속 접합재의 접합부 단면에 대한 미세조직 사진이다.
도 4는 본 발명에서 제조된 주철-알루미늄 이종금속 접합재의 접합부 단면에 대한 미세조직 사진이다.
도 5는 본 발명의 실시예에서 발명재와 비교재의 계면접합강도를 대비하여 나타낸 그림이다.
도 6은 본 발명의 실시예에서 발명재와 비교재의 계면열전달계수를 대비하여 나타낸 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명의 주철-알루미늄 접합재는, 인써트재 주철; 상기 주철 상에 형성된 Fe-Al 금속간화합물층; 및 상기 Fe-Al 금속간화합물층상에 형성된 금속 알루미늄층;을 포함하고, 상기 주철과 상기 금속 알루미늄층은, 상기 Fe-Al 금속간화합물층을 수직으로 관통하는 적어도 하나 이상의 연질의 금속층 또는 합금층으로 연결되어 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 의한 주철-알루미늄 접합재의 접합단면을 보이는 개략도이다.
도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 주철(인서트재)-알루미늄(주조재) 이종금속 접합재의 구조는, 두꺼운 금속간화합물(1)로 구성된 용융접합 반응층 내부를 접합계면의 법선방향(즉, 수직방향으로)으로 관통하며 주철(2)과 알루미늄(3)을 연결해주는 연질(또는 고인성)의 금속층 내지 금속합금층(4)이 형성되어 있다. 그리고 상기 주철재의 접합계면에서 그 내부 소정의 깊이 영역에 주변의 주철 기지(2) 보다 Mn 및 Si의 조성이 높은 Fe-Mn 합금층(5)이 형성되어 있으며, 상기 Fe-Mn 합금층(5)은 상기 연질의 금속층 또는 합금층에 연결되어 있다.
일반적으로, 용융접합 공정에 의해 제조되는 주철-알루미늄 이종금속 접합재는 좁은 접합반응 프로세스 윈도우를 갖기 때문에 일반적으로 다음의 두 가지 경우에 해당되며 그로 인해 계면접합강도가 낮고 계면열전달특성이 떨어진다.
첫째, 주철재 표면에 존재하는 흑연립 및 산화물 등으로 인해 알루미늄 용탕과의 젖음성이 낮고 접합반응이 잘 일어나지 않아 주철과 알루미늄 사이에 큰 계면 공극(Gap)이 존재하는 경우로서, 이종금속간 화학적인 결합(금속결합)이 일어나지 않아 계면접합강도가 낮고 큰 계면 열저항이 존재하게 된다.
둘째, 상기의 접합반응을 방해하는 요인들이 제거된 경우로서, 이때에는 주철재 인서트로부터 알루미늄 용탕으로 Fe 원자가 고용되며 취성이 매우 큰 Al-Fe계 금속간화합물이 빠른 속도로 두껍게 형성되게 된다.
두 번째의 경우에는 비록 이종금속 사이에 화학적 결합이 일어났지만, i) 접합계면에 두껍게 형성된 고취성의 금속간화합물 층, ii) 금속간화합물 층 사이에 존재하는 취성이 큰 비금속 입자인 흑연립들, iii) 금속간화합물-흑연립 및 흑연립-알루미늄 계면에 형성된 미세 공동 등으로 인해 이종금속 접합재의 제조, 가공, 또는 사용 중의 열 및 기계적 충격에 의해 접합계면에서 매우 쉽게 균열이 발생하여 낮은 계면접합강도 값을 보이게 된다. 또한 금속간화합물-흑연립 및 흑연립-알루미늄 계면에 형성된 미세 공동들과 충격에 의해 생성된 균열들은 모두 주철-알루미늄 사이의 열저항을 높이게 되어 계면열전달특성 역시 크게 떨어뜨리게 된다.　　　　　　
반면에 본 발명은 전술한 바와 같이, 고취성의 두꺼운 금속간화합물로 구성되는 용융접합 반응층 내부에 취성이 크며 미세 공동 생성을 유발하는 비금속 입자인 흑연립이 존재하는 것이 아니라, 접합계면의 법선방향으로 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해주는 연질(또는 고인성)의 금속층 내지 금속합금층이 형성되어 있다. 본 발명에서 상기 연질의 금속층은 Al일 수 있으며, 상기 연질의 금속합금층은 Al에 Si, Fe, Mn 등에서 1종 이상이 포함된 알루미늄 합금층일 수 있다.
따라서 이렇게 형성된 연질의 금속층 내지 금속합금층에 의해 열 및 기계적 충격으로 인한 균열의 생성/전파에 대한 저항이 커지고, 그 결과 계면접합강도가 크게 증가하게 된다. 또한 계면 접합반응층에 공극, 미세 공동, 균열 등의 결함 없이 주철-알루미늄 이종금속 사이에 화학적 결합이 형성됨에 따라 계면 열저항은 감소하여 계면열전달특성이 크게 향상되는 효과를 얻을 수 있다. 따라서 전술한 특징을 이용하여 주철재 인서트재 표면에서 금속간화합물의 핵 생성 반응을 적정 위치에서 적절한 형상으로 일어나지 않게 하거나 지연시킬 수 있다면, 용융접합 반응층이 일정 두께에 이르도록 금속간화합물-금속(합금)층 복합 구조로 성장시킬 수 있다.
본 발명에서 상기 인써트 주철은 FC주철(편상흑연주철), DCI주철(구상흑연주철) 및 CV주철(콤팩트주철) 중 하나 이상일 수 있다.
상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면부의 주철조직은 FC주철(편상흑연주철)인 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 상기 주철재 인서트재 표면에서 금속간화합물의 핵 생성 반응을 적정 위치에서 적절한 형상으로 일어나지 않게 하는 방법으로서는 흑연립을 탈착하는 것이 바람직하다. 알루미늄 용탕과의 젖음성 개선과 접합 반응층 내부의 무흑연영역(Graphite Free Zone)화를 위해서도 주철재 인서트 표면부 흑연립을 탈착해 줄 필요가 있다. 이때, 상기 흑연립 평균 탈착 깊이는 5~500 ㎛인 것이 바람직하다.
나아가, 본 발명에서 상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면은 기계가공에 의해 마이크로 스케일의 그루브나 돌기가 형성되어 있는 것이 바람직하다.
이하, 금속간화합물-금속(합금)층 복합 구조의 접합반응층을 갖는 주철-알루미늄 이종금속 접합재의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 주철-알루미늄 접합재의 접합단면이 형성되는 과정을 보이는 개략도이다.
먼저, 본 발명에서는 용융접합용 인서트를 준비하기 위해 우선 동작특성과 용융접합공정에 적합한 주철재 코어 소재(2)를 부품의 형태에 맞게 마련하는데, 주철재의 표면에는 흑연립이(6)이 존재한다.
인서트용 주철재 소재로서는 FC주철(편상흑연주철), DCI주철(구상흑연주철), CV주철(콤팩트주철) 등 부품의 특성에 따라 다양한 주철재가 쓰일 수 있으나, 알루미늄 용탕과 접하여 용융접합계면을 형성하게 될 표면부의 흑연립 조직은 편상흑연인 것이 바람직하다. 편상흑연립은 구상흑연립 등 다른 흑연 형태의 주철들과 비교하여 열전달 성능이 우수하고, 주조접합 전 행해지는 흑연립 탈착 공정 및 흑연립이 탈착된 공동부(7)를 힐링하는 열처리 공정이 용이하고, 또한 용융접합층 내부를 접합계면의 법선방향으로 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해 주는 금속 내지 금속합금이 편상(=층상)으로 형성되게 해주기 때문이다. 고취성의 물질인 경우에는 편상 형태일 경우가 열 및 기계적 충격에 취약하지만, 연질(또는 고인성)의 물질인 경우에는 편상 형태일 경우가 열 및 기계적 충격을 흡수하고 완화시키는데 효과적인 형태이다. DCI주철이나 CV주철의 표면 흑연립 조직을 편상으로 하기 위해서는 구체적인 방법에 제한되는 것은 아니나, 그 일예로 주조시 주형벽면에 구상화처리 저해 원소를 도포하는 방법을 들 수도 있다.
상기와 같이 마련된 주철재 인서트는 용융접합 공정시 알루미늄 용탕과의 젖음성 개선, 접합 반응층 내부의 무흑연영역(Graphite Free Zone)화, 그리고 Al-Fe계 금속간화합물로 구성되는 용융접합층 내부를 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해 주는 금속(합금)층의 형성을 위해 알루미늄 용탕과 접하는 주철재 표면의 흑연립들은 탈착(7)하는 것이 바람직하다.
이 때 표면으로부터 흑연립 평균 탈착 깊이는 5~500㎛인 것이 좋다. 흑연립의 평균 탈착 깊이가 5㎛ 이하면, 접합계면 전체의 흑연립들을 모두 탈착하는 것을 보증하기 어렵고, 또한 용융접합 공정에서 용융 알루미늄으로 고용되며 사라지는 주철 인서트재의 두께가 더 커지는 경우가 발생하여 흑연립 탈착을 포함하는 인서트재 전처리 효과를 얻을 수 없게 될 수 있다. 한편 흑연립의 평균 탈착 깊이가 500㎛ 이상이면, 주철의 열전도도를 떨어뜨리게 되며 탈착 처리 시 생성되는 표면결함이 과도하여 오히려 접합반응성을 떨어뜨릴 수 있다.
본 발명에서는 상기 흑연립을 탈착시키는 구체적인 방법에 제한되지 않으며, 다양한 건식법 또는 습식법을 제한 없이 이용할 수 있다.
상기와 같이 흑연립 탈착처리한 주철재 인서트는 후속하여 흑연립들이 탈착된 자리를 주변 주철 기지로부터 Fe, Mn 등을 확산시켜 공동(void)부가 사라지고 연질의 Fe-Mn합금층(5)이 형성될 수 있도록 고온에서 열처리를 하는 것이 바람직하다. 즉, 도 2에서와 같이 인서트용 주철재 표면부에 존재하는 편상흑연립들(6)을 탈착하고, 흑연립들이 탈착된 자리(7)는 주변 주철 기지로부터 Fe, Mn 등을 확산시켜 공동(void)부가 없도록 힐링시킨다. 이종금속 접합재의 접합계면에 다수의 공동부가 존재하면 계면접합강도를 떨어뜨리고 또한 계면 열저항을 증가시켜 계면열전달특성 역시 크게 떨어뜨리게 되기 때문이다.
상기 열처리는 600~1150℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 열처리 온도가 600℃ 이하이면, 원자의 확산 공정에 의해 달성되는 공동부 힐링 공정 시간이 과도하게 길어지는 문제점이 있으며, 열처리 온도가 1150℃ 이상이면 주철의 용융점과 가까워 물성 및 부품의 치수변화 등의 문제를 야기할 수 있다. 상기의 열처리를 수행하는 분위기는 환원성 분위기인 것이 바람직하다. 기지조직의 산화물들을 제거함으로써 알루미늄 용탕과의 젖음성 및 접합반응성을 향상시킬 수 있기 때문이다.
그리고 접합특성 향상을 위해 필요에 따라 주철재 인서트의 표면에 추가적으로 샌딩처리 등의 다양한 전처리를 행할 수도 있다.
또한 상기의 용융접합공정용 주철재 인서트를 준비하는데 있어 기계적결속 효과에 의해 계면접합강도를 더욱 향상시키면서 이종금속 접합재의 신뢰성을 더욱 제고하기 위해서는, 표면에 마크로 스케일의 그루브나 돌기를 형성시킨 주철재 인서트를 이용하여 전술한 흑연립 탈착처리, 흑연립 탈착으로 인한 공동부 힐링을 위한 고온 열처리 등을 포함하는 전처리 공정을 행할 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기와 같이 준비된 주철 인서트(2)를 주형 내에 장착한 후 용융 알루미늄 합금(8)을 주입하면, 주철-알루미늄 용융접합 반응물인 Al-Fe계 금속간화합물(1)이 주철재 표면 중 흑연립들이 탈착되지 않았던 부분들에서 선택적으로 먼저 핵 생성된 후 주변의 Fe 원자를 소비하며 성장됨에 따라 구현된다.
구체적으로, 주철-알루미늄 용융접합 공정에서는 주철재 인서트(2) 표면부가 용해(Dissolution)되어 주철재 인서트와 접한 알루미늄 용탕부(9)에서는 Fe 용질 농도가 증가하게 된다. Fe 조성이 증가함에 따라 알루미늄 용탕의 과냉도는 증가하게 되는데 (조성적 과냉), 과냉도가 일정 값 이상에 도달하게 되면 주철재 인서트 표면부에서 Al-Fe계 금속간화합물(1)의 핵이 생성된다. 그런데 Al-Fe계 금속간화합물은 포정계 또는 과공정계 시스템의 정출반응에 의해 생성되기 때문에, 생성되는 금속간화합물 주변 용융 알루미늄 내 Fe 조성이 감소하는 부편석(용질 농도가 초기 농도보다 낮아지는 편석)의 특징이 있다. 그 결과 Fe 용질 농도의 구배가 발생함에 따라 Fe 용질들은 핵 생성이 일어나지 않은 고 농도 영역(10)에서 핵 생성이 일어난 저 농도 영역(11)으로 확산하게 되고, 이로 인해 핵 생성이 일어나지 않은 영역의 과냉도는 감소하게 되어 핵 생성이 일어날 조건에는 도달하지 못하게 된다. 또한 계속하여 금속간화합물이 성장하는 동안에도 Fe 용질을 소비하기 때문에 핵 생성이 일어나지 않았던 고 농도 영역으로부터의 Fe 용질 확산 이동은 당분간 지속되게 될 것이고, 결국 핵 생성이 일어나지 않은 주철재 표면부 전방 영역은 시간이 지나고 냉각이 일어남에 따라 Fe 용질이 고갈된 알루미늄 용탕(12)이 남게 된다. 이러한 상황에서 온도가 더욱 낮아져 응고반응이 일어나게 되면 Fe 용질 고갈부는 알루미늄 내지는 주철로부터 고용된 Si, Fe, Mn 등을 포함하는 알루미늄 합금으로 응고되어 금속간화합물층(1) 내부를 접합계면의 법선 방향으로 관통하는 연질(또는 고인성)의 금속(합금)층(4)을 형성하게 되는 것이다.
상기의 같이 전처리하여 준비된 주철재 인서트를 이용하여 용융접합공정에 의해 주철-알루미늄 이종금속 접합재를 제조하는 경우, 접합반응층의 평균두께는 5~100 ㎛로 형성시키는 것이 바람직하다. 접합반응층의 평균두께가 5 ㎛ 이하면, 접합계면 전체에 접합반응층이 형성되는 것을 보증하기 어려우며, 한편 접합반응층의 평균두께가 100 ㎛ 이상이면, 금속간화합물-금속(합금)층 복합 구조를 유지하기 어렵고, 취성이 큰 금속간화합물 내부에 균열이 발생하기 쉽고, 또한 접합계면에 인접한 주철재 기지에서는 용탕으로의 Fe 원자 고용이 과도하게 되어 Kirkendall 기공 등이 형성되어 계면결합력을 떨어뜨리게 되기 때문이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
*인서트재로 편상흑연 주철을 준비한 후, 인서트 표면을 샌딩처리하여 산화물이나 이물질을 제거한 후 주형에 장착하고, 충분한 과열도를 갖는 알루미늄 합금 용탕을 주입하여 용융접합하여 비교재인 주철-알루미늄 접합재를 제작하였다. 그 결과, 용융접합 반응이 일어나 주철-알루미늄 접합계면에 30~50㎛ 두께의 Al-Fe계 금속간화합물 층이 형성되었으며, 접합반응층 내부에는 흑연립들이 존재하였다. 또한 금속간화합물층 내부에 형성된 균열과 금속간화합물-흑연립 및 흑연립-알루미늄 계면에 형성된 미세 공동들을 관찰할 수 있었다. 도 3은 통상의 용융접합 방법에 제조된 비교재인 주철-알루미늄 이종금속 접합재의 접합부 단면에 대한 미세조직 사진이다. 　　
비교를 위하여, 인서트재로 편상흑연 주철을 준비한 후, 건식법에 의해 인서트 표면으로부터 150~200㎛ 깊이에 존재하는 흑연립들을 제거하였다. 후속하여 흑연립들이 탈착되어 생성된 공동부를 Fe, Mn 등을 확산시켜 힐링하기 위한 환원성 분위기에서의 고온열처리를 1100℃에서 추가적으로 수행한 후, 인서트 표면을 샌딩처리하여 산화물이나 이물질을 제거한 후 주형에 장착하고, 충분한 과열도를 갖는 알루미늄 합금 용탕을 주입하여 용융접합하여 발명재인 주철-알루미늄 접합재를 제작하였다. 그 결과, 용융접합 반응이 일어나 주철-알루미늄 접합계면에 50㎛ 두께 내외의 Al-Fe계 금속간화합물 층이 균일하게 형성되었다. 접합반응층 내부에는 흑연립들이 존재하지 않는 무흑연영역임을 알 수 있다. 또한 금속간화합물층 내부를 접합계면의 법선방향으로 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해주는 연질의 알루미늄 내지 알루미늄 합금층이 형성되어 있었다. 그리고 상기 주철재의 접합계면에서 내부 소정의 깊이 영역(즉, 흑연립이 탈착되어 공동(void)이 형성된 영역)에 주변의 주철 기지보다 Mn 및 Si의 조성이 높은 Fe-Mn 합금층이 형성되었으며, 이러한 Fe-Mn 합금층 상기 연질의 알루미늄 또는 알루미늄 합금층에 연결되어 있었다. 또한 금속간화합물이 두껍게 생성되었음에도 불구하고 접합반응층 내부에는 균열이나 미세 공동 등 결함들이 관찰되지 않는다. 도 4는 상기 본 발명재의 주철-알루미늄 이종금속 접합재의 접합부 단면에 대한 미세조직 사진이다.
한편 도 5에는 상기의 방법으로 제조한 비교재와 발명재의 계면접합강도를 전단법에 의해 평가하여 나타내었다.
발명재의 경우 비교재보다 취성이 큰 금속간화합물이 더 두껍게 형성되었음에도 불구하고, 금속간화합물층 내부를 접합계면의 법선방향으로 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해주는 연질의 알루미늄 합금층이 형성되었고, 접합반응층 내부에는 흑연립들이 존재하지 않았으며, 균열이나 미세 공동 등 결함 생성 경향 또한 낮았기 때문에, 그 결과 비교재보다 계면접합강도가 90% 향상되었다.
도 6은 상기의 방법으로 제조한 비교재와 발명재의 계면열전달계수를 레이저 섬광법에 의해 평가하여 나타낸 것이다.
발명재의 계면열전달계수가 비교재의 계면열전달계수보다 10배 이상 높은 결과를 보였다. 비교재의 경우 고취성의 금속간화합물층 내부에 형성된 균열, 금속간화합물-흑연립 및 흑연립-알루미늄 계면에 형성된 미세 공동과 같은 다량의 결함이 접합계면에 생성되었지만, 발명재의 경우 금속간화합물층 내부를 접합계면의 법선방향으로 관통하며 주철과 알루미늄을 연결해주는 알루미늄 합금층이 형성되어 있었다. 그리고 상기 주철재의 접합계면에서 내부 소정의 깊이 영역(즉, 흑연립이 탈착되어 공동(void)이 형성된 영역)에 주변의 주철 기지보다 Mn 및 Si의 조성이 높은 Fe-Mn 합금층이 형성되었으며, 이러한 Fe-Mn 합금층 상기 연질의 알루미늄 또는 알루미늄 합금층에 연결되어 있었다. 따라서 접합반응층 내부에는 균열이나 미세 공동 등 결함의 생성이 없었기 때문에, 그 결과 계면열저항이 감소하고 계면열전달특성이 향상되었다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (11)

  1. 인써트재 주철;
    상기 주철 상에 형성된 Fe-Al 금속간화합물층; 및
    상기 Fe-Al 금속간화합물층상에 형성된 금속 알루미늄층;을 포함하고,
    상기 주철과 상기 금속 알루미늄층은, 상기 Fe-Al 금속간화합물층을 수직으로 관통하는 적어도 하나 이상의 연질의 금속층 또는 합금층으로 연결되어 있는 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 인써트 주철은 FC주철(편상흑연주철), DCI주철(구상흑연주철) 및 CV주철(콤팩트주철) 중 하나 이상인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면부의 주철조직은 FC주철(편상흑연주철)인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면은 흑연립이 탈착된 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  5. 제 4항에 있어서, 상기 흑연립 평균 탈착 깊이는 5~500 ㎛인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 상기 인써트 주철에서 접합계면을 이루는 표면은 기계가공에 의해 마이크로 스케일의 그루브나 돌기가 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 연질의 금속층은 Al 금속층인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  8. 제 1항에 있어서, 상기 연질의 합금층은 Al에 Si, Fe 및 Mn 중 1종 이상이 포함된 알루미늄 합금층인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재. .
  9. 제 1항에 있어서, 상기 주철재의 접합계면에서 그 내부 소정의 깊이 영역에 주변의 주철 기지보다 Mn 및 Si의 조성이 높은 Fe-Mn 합금층이 형성되어 있으며, 상기 Fe-Mn 합금층은 상기 연질의 금속층 또는 합금층에 연결되어 있는 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  10. 제 1항에 있어서, 상기 인써트 주철재와 Al과의 접합반응에 따른 접합반응층 평균두께가 5~100 ㎛인 것을 특징으로 하는 주철-알루미늄 접합재.
  11. 인써트 주철을 마련한 후, 그 표면의 흑연을 탈착하는 공정;
    상기 흑연이 탈착된 주철을 600~1150℃의 온도에서 열처리함으로써 상기 흑연이 탈착된 공동(void)에 주철기지 보다 Mn 및 Si 함량이 높은 연질의 Fe-Mn합금층을 형성하여 채우는 공정;
    상기 열처리된 주철을 주형에 장입한 후, 알루미늄 용탕을 주입함으로써 주철과 알루미늄을 접합시키는 공정;을 포함하는 주철-알루미늄 접합재 제조방법.
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