KR100391573B1 - 알미늄 합금 및 그것을 이용한 봉형상 부품의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 알미늄 합금 및 그것을 이용한 봉형상의 부품을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명에 의한 알미늄 합금은, A2011합금에 Mg을 0.01 내지 0.06중량% 첨가한 것을 특징으로 한다. 그리고 이러한 Mg를 함유하는 알미늄 합금을 봉형상의 부품으로 제조하기 위한 방법에 있어서, 합금을 일정한 압력 및 온도 하에 압출하는 제1공정과; 상기 압출된 합금을 일정한 승온속도로 일정온도로 가열하여, 일정한 시간을 유지하는 용체화처리를 수행하는 제2공정; 상기 용체화처리된 합금을 일정한 온도 및 일정 시간 동안 시효처리하는 제3공정; 그리고 상기 시효처리된 합금을 봉형상의 부품으로 인발하는 제4공정을 포함하여 구성된다. 이러한 합금을 이용한 부품은, 적삭가공시 피삭성이 우수함과 동시에, 생산성을 향상시킬 수 있는 장점을 기대할 수 있게 된다.

Description

알미늄 합금 및 그것을 이용한 봉형상 부품의 제조방법{Alluminium alloy and method for manufacturing the rod type member using the same}

본 발명은 알미늄 합금 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 미량의 Mg를 첨가하는 것에 의하여, 피삭성이 우수한 특성을 가지는 알미늄 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근에는 환경 보존 및 에너지 절감을 위한 자동차 및 수송기계의 경량화가 요구됨에 따라서, 상대적으로 가벼우면서도 기계적 성이이 우수한 알미늄 합금의 재질의 부품 개발에 대한 중요성이 점차 증가하고 있는 실정이다. 자동차 및 수송기계의 부품 뿐만 아니라, 여러가지 기계분야의 일반적인 부품에도 동일한 요구가 절실하게 요청되고 있다.

그리고 일반적으로 기계부품은 자동화된 기계설비 또는 정밀가공에 의하여 제조디고 있으므로, 소재의 피삭성이 중요한 관점으로 대두되고 있다. 순수한 알미늄은 연성이 큰 반면 상대적으로 강도가 낮아서 연속적인 칩(chip)을 생성하게 되기 때문에, 여러가지 합금원소를 첨가하여 강도가 향상된 알미늄 합금을 제공하고 있다. 예를 들면 Cu, Si, Zn, Mg₂Si, Mg₂Zn 등을 첨가하는 것에 의하여 알미늄의 강도를 향상시키면서, 피삭성을 우수하게 하는 것이 일반적이다.

절삭 가공시 피삭성이 우수한 대표적인 알미늄 합금으로는 알미늄-구리계 합금인 A2011 합금과, 알미늄-마그네슘계 합금인 A6262 합금 등을 들 수 있다.

구리가 첨가된 A2011합금은 구리(Cu)의 첨가로 인하여 A6262합금에 비하여 강도가 커거 피삭성은 우수하나, 상대적으로 연속적인 칩의 배출로 인하여, 자동화 및 정밀가공용 NC기계의 바이트 및 주변장치에 여러가지 문제점을 제공하는 단점이 있다. 예를 들면 연속적인 칩의 배출로 인하여 소재 표면 부위에 표면손상을 일으키거나, 바이트의 절삭저항을 일으키기도 하기 때문에, 자동화 기계의 궁극적인 목적에 지장을 주기도 한다. 또한 Cu의 첨가로 인하여, 내식성이 떨어지는 단점도 지적되고 있다.

그리고 상기와 같은 종래의 알미늄 합금을 이용하여 봉형상(rod type)의 부품을 제조하는 공정에 있어서, 종래에는 압출-인발-열처리(Aging)의 과정을 거쳐서생산되는데, 이 경우 열처리 시간에 의하여 공정이 길어져서 생산성이 저하되고 열처리 도중 휨의 발생으로 인한 진직도의 변화가 일어나는 단점이 지적되기도 한다.

본 발명은 기존의 구리계 알미늄 합금의 단점을 보완하기 위한 것으로, 보다 피삭성이 우수하여 가공의 측면에서 유리하고, 내식성이 향상된 알미늄 합금을 제공하는 것을 기본적인 목적으로 하고 있다.

본 발명의 다른 목적은, 피삭성이 우수함과 동시에 열처리 시간을 단축시킬 수 있는 새로운 공정을 가지는 알미늄 합금의 제조방법을 제공하는 것이다.

도 1은 본 발명에 의한 합금의 자연시효곡선을 보인 그래프.

도 2는 본 발명에 의한 합금의 인공시효곡선을 보인 그래프.

도 3은 본 발명에 의한 합금의 진직도 양상을 보인 그래프.

도 4a는 본 발명에서 사용하는 인발 금형의 일실시예의 예시도.

도 4b는 본 발명에서 사용하는 인발 금형의 다른 실시예의 예시도.

도 5는 본 발명의 인발시 단면적 감소율을 보인 그래프.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 의하면, A2011 합금에 있어서, Mg을 0.01 내지 0.06중량% 첨가한 것을 특징으로 한다.이와 같이 Mg를 첨가하는 것에 의하여, 부품을 가공하기 위하여 수행되는 절삭을 위한 피삭성이 향상되는 효과를 얻을 수 있다.그리고 본 발명에 의하면, Mg를 0.01 내지 0.06중량% 함유하는 A2011 합금을 봉형상의 부품으로 제조하기 위한 방법에 있어서, 합금을 압출비 50, 빌렛온도 300~310℃, 컨테이너 온도 290~300℃의 범위에서 압출하는 제1공정과; 상기 압출된 합금을 8.8℃/min의 승온속도로 480~500℃의 온도로 가열하여, 1~2 시간을 유지하는 용체화처리를 수행하는 제2공정; 상기 용체화처리된 합금을 170 내지 180℃에서, 6 내지 8시간 동안 시효처리하는 제3공정; 그리고, 상기 시효처리된 합금을 봉형상의 부품으로 인발하는 제4공정을 포함하여 구성되는 것을 특징으로 한다.상기 제3공정은 전기로에서 수행되는 것을 특징으로 하며, 승온속도는 4 내지 6℃/min으로 하는 것을 특징으로 한다.

다음에는 도면을 참조하면서, 본 발명에 대하여 더욱 상세하게 설명하기로 한다.

본 발명에 의한 알미늄 합금은, Al_92-xCu_5.5Mg_x(여기서 0.01≤x≤0.06)으로 표시될 수 있으며, 그 화학적 조성은 다음의 표 1로 표시할 수 있다.

Si	Fe	Cu	Mg	Zn	Pb	Bi	Al
0.1	0.19	5.15	0.01~0.06	0.3	0.47	0.59	잔량

상기 표 1에서 단위는 중량%이다. 여기서 Mg를 제외한 다른 첨가합금의 비율은 일반적인 Al-Cu계 알미늄합금에서의 첨가비율과 동일한 것이다. 따라서 Mg를 제외한 다른 첨가 합금의 비율 및 그에 대한 성질등의 구체적인 설명은 생략하기로 한다.

본 발명에서는, Al-Cu계 알미늄 합금에서, 0.01 내지 0.06중량%의 Mg를 첨가하는 것에 의하여, Mg₃Bi₂화합물이 생성되어, 금속간 화합물을 미량 기재(matrix) 내에 미세하게 석출시키는 것에 의하여, 절삭가공시 발생하는 칩의 브레이킹 성능을 개선하고자 한다.

그리고 본 발명에서 Mg의 첨가량을 0.01~0.06중량% 범위로 하는 것은, 피삭성을 고려한 것이다. Mg의 첨가량이 그 이상을 초과하면, 알미늄 합금에서 쾌삭성을 위한 첨가 합금인 Pb 및 Bi의 양이 상대적으로 줄어들게 되기 때문에, 피삭성을 저하시키게 된다. 그리고 Mg의 첨가량이 그 미만으로 되면 본 발명에서 제안하고자 하는 피삭성이 나타나게 않게 된다.

상기와 같은 화학적 조성물을 가지는 알미늄 합금이 주조에 의하여 형성되면, 균질화 처리를 하는 것이 일반적이다. 균질화처리를 수행하는 목적은, 주조시 형성된 조대석출물을 기재에 재고용하여 석출 시킴으로써, 결정입자를 기재(matrix) 내에 미세하게 분포시켜서 기계적 성질이 뛰어나며, 후에 수행되는 압출과정에 의한 압출품의 표면을 개선하기 위한 것이다. 또한 석출물의 미세한 분포로 인하여, 양극산화처리(Anodizing)시 우수한 표면 처리성을 얻을 수 있다.

이와 같은 균질화에 있어서, 적정한 석출물을 기재 내에 분포시키고 미세한 편석을 제거하기 위해서는 균질화 온도, 유지시간, 냉각방법, 온도편차가 매우 중요한 변수라고 할 수 있다. 하기의 표 2는 이와 같은 균질화 처리 조건을 보이고 있다.

합 금	승 온 속 도	균질화온도	유 지 시 간
Al92-xCu5.5Mgx	6~10℃/min	490~530℃	20~24 hr

상기의 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 의한 알미늄 합금은, 6~10℃/min의 승온속도와, 490~530℃의 균질화온도, 그리고 20~24 시간의 유지온도가 바람직하다. 그리고 더욱 바람직하기로는 승온속도는 8℃/min 전후이고, 균질화온도는 510℃ 전후, 그리고 유지시간은 22시간 전후가 가장 바람직함을 실험에 의하여 알 수 있었다.

그리고 균질화 온도에 있어서, 균질화 온도가 너무 낮으면 양극산화성이 떨어지며, 균질화온도가 너무 높으면 결정입자(Grain boundary)의 성장 또는 국부적인 용융이 일어나기 때문에, 소재의 기계적 성질을 저하시키게 되는 단점이 있다.

그리고 냉각은, 공냉에 의하여 22 내지 26℃, 바람직하기로는 24℃ 전후의 온도에서 냉각시키는 것이 가장 적합한 균질화 처리 조건이 될 수 있다.

다음에는 이상과 같은 조성물을 가지는 알미늄 합금을, 예를 들면 자동차용 부품 등에 적용할 수 있도록 봉형상의 제품으로 만드는 실시예에 대하여 살펴보기로 한다.

본 발명에 의하면, 종래의 봉형상의 제품을 만드는 공정인 압출, 인발, 시효처리의 과정과는 달리, 압출, 열처리(시효처리), 그리고 인발을 순차적으로 거치는 것을 특징으로 한다.

먼저 본 발명에 의한 압출에 대하여 살펴보기로 한다. Al-Cu계의 알미늄 합금인 A2011합금의 경우에는 Al-Mg-Si계의 알미늄 합금인 A6262합금에 비하여 압출성이 좋지 않다. 따라서 종래의 구리가 첨가된 알미늄 합금에 있어서는, 압출시 램(ram) 스피드를 1~2mm/sec로 하고 있었으나, 본 발명에 의하면 램 속도를 4mm/sec로 증가시키는 것에 의하여 생산성 향상을 도모하고자 한다. 여기서 램 속도가 너무 빠를 경우, 압출시 압출 금형에 있어서의 출구온도가 상승하게 되어 소재표면의 핫쇼트니스(hot shortness)를 유발시키게 되어 표면 결함이 발생하게 된다. 이와 같이 램스피드를 높일 수 있는 것은, 상술한 조성비를 가지는 알미늄 합금의 본 발명에 의한 균질화처리와 후술하는 바와 같은 빌렛의 가열조건 등에 의하여, 본 발명에서 특히 적합하게 처리하는 것에 의하여 위와 같이 높일 수 있게 된다.

그리고 본 발명에 의한 압출공정 전에, 일정한 형상을 가지는 빌렛(billet)의 가열이 필요하며, 이러한 빌렛의 가열조건은 다음의 표 3과 같다.

가 열 방 식	승 온 속 도	세 팅 온 도	가 열 방 식
고주파가열로(60Hz)	3.8℃/sec	300℃	4mm/sec

이 때 예열방식에 따라서 기계적 성질은 현저한 차이가 있는데, 중유로와 같이 가열시간이 긴 방식의 로를 사용하는 경우에는 가열도중에 석출이 일어나서 석출물들이 성장할 수 있는 시간을 제공하게 되어 기계적 성질이 현저하게 저하된다. 따라서 목표값까지의 도달시간이 1~2분 정도가 적당하고 할 수 있다.

이상과 같이 빌렛의 예열이 완료되면, 압출을 진행하게 되는데 압출조건은 다음의 표 4와 같다.

합 금 명	압 출 비	빌렛온도	컨테이너온도	초기압력	램스피드	출구온도	냉각방법
Al92-xCu5.5Mgx	50	300~310℃	290~300℃	220Kg/cm2	4mm/sec	380~390℃	출구수냉

이상과 같은 과정을 거쳐서 압출이 완료되면, 용체화처리(Solid solution heat treatment)를 수행하게 된다. 이와 같은 용체화처리는, 압출과정에서 출구온가 상대적으로 낮기 때문에 합금의 주된 성분이 Cu가 충분하게 내부에서 확산되지 않고 있어, Cu를 충분히 확산시킬 수 있도록 처리하는 것이다. 이와 같은 용체화처리의 조건은 하기의 표 5와 같다.

가열로형식	승온 속도	처리온도	유지시간	제품규격	release time	냉각방법
수직형전기로	8.8℃/min	480~500℃	1.5Hr	ψ23.4	5 초	수냉식20℃

용체화처리를 수행할 때 처리온도를 너무 고온으로 하면 공정융해가 일어나서 소입균열을 일으크고, 강도, 연성, 인성이 현저하게 저하된다. 그리고 처리온도가 너무 낮은 경우에는 석출물들의 충분한 과포화 고용(supersaturation)이 이루어지지 않기 때문에 상기와 같은 적절한 온도범위를 설정하는 것이 매우 중요하다. 그리고 이와 같은 적정한 온도가 설정되면, 제조하고자 하는 봉형상의 제품의 두께에 따라서 유지시간을 달리해주어야 한다. 이러한 유지시간의 결정은, 석출물들이 기지(matrix) 내에서 고용할 수 있는 확산시간을 충분히 부여하는 것을 의미한다.

이상과 같이 하여 용체화 처리가 수행된 다음에는, 본 발명에 의한 합금의 충분한 강도를 부여하기 위하여 시효처리(aging)가 행해진다.

본 발명에 의한 시효처리는, 자연시효(natural aging)과 인공시효 (artificial aging)으로 구분된다. 이와 같은 시효처리는 저온에서 석출물들을 균일하게 생성하여 더욱 높은 강도를 얻기 위한 것이다.

자연시효는, 상술한 용제화처리가 끝난 다음에 수행되는 것으로, 상온(24℃)에서 44 내지 52시간 정도, 더욱 바람직하기로는 48시간 정도 진행하는 것이 좋다. 그리고 상기 자연시효 과정이 완료된 다음에는, 인공시효과정이 진행된다. 인공시효과정은, 자연시효시 미세하게 생성된 Gp존(Zone)을 석출물의 평형상태로 이동하기 전의 중간상태로 석출물의 크기를 조절하여 강도를 향상시키는 공정으로, 본 발명에 있어서는 Al_92-xCu_5.5Mg_x(0.01≤x≤0.06) 합금의 특성상 기존의 알미늄합금에 Mg를 첨가함으로써 시효석출과정을 짧게 하여도 우수한 강도를 가지는 합금을 얻을 수 있을 것이다. 다음의 표 6은 본 발명에 의한 합금의 시효처리시간 및 기계적성질을 보이고 있다.

합금/온도	로 사양	승온속도	가열온도	유지시간	T/SKg/mm2	Y/SKg/mm2	EL(%)	로크웰강도
Al92-xCu5.5Mgx-T6	전기로	4~6℃/min	170℃~180℃	6~8Hr	42.42	33.89	14.7	93.5~94

상기와 같이 작업조건에서 시효처리하는 이유는, 시효온도가 상기 온도보다 낮으면 석출물의 핵생성이 많고 성장시간이 짧아 최고경도값에 도달하는 시간이 많이 걸려 생산성이 떨어지나 최고 경도값은 높다. 그러나, 석출물의 크기가 너무 미세하게 되어 피삭성에는 적당하지 않다. 반면, 시효온도가 상기의 온도보다 높으면 석출물의 핵생성이 빨라 최고 경도값은 높이 도달하게 되나, 경도 값이 낮고 석출물의 크기가 너무 커서 피삭성에는 좋지 않다.참고로 다음과 같은 실험데이타를 살펴보면, 상기와 같은 작업조건의 선정이유는 보다 명확해진다.그리고 도 1 및 도 2는, 각각 본 발명에 의한 합금의 자연시효곡선을, 그리고 인공시효곡선을 도시하고 있다.

그리고 종래의 Cu계 알미늄합금은, 인발공정후 인공시효를 실시하기 때문에, 인발에 의하여 완성된 봉형상의 반제품이 인공시효시 직선 교정된 제품에 휨이 발생하게 되는 단점이 있었다. 즉, 인발공정시 가공성 및 재료의 강도를 향상시키기 위해서 냉간가공량을 증대시키면 냉간가공시 재료 내부에 잔류응력이 증가하게 되어 인공시효처리시 냉각가공된 잔류응력이 석출물의 석출 및 전위(dislocation)의 재배열(polygoneizatio)에 활성화에너지(activation energy)로 작용한다. 따라서 재료의 내부구조의 변화로 인하여 재료의 휨이 발생하게 된다. 이러한 단점으로 인하여, 정밀부품에 적용하기에는 무리가 있었다.

그리고 도 3에 도시하고, 상술한 바와 같이, 종래의 기술에 있어서는 시효처리 전후에 있어서 진직도의 양상에 많은 변화가 있음을 알 수 있다. 그리고 인발공정에서는 열처리(시효처리) 전 기계적 성질 향상을 위해서 단면적 감소율을 크게하기 때문에 다단계의 인발을 수행하게 된다. 단면적 감소율은 가공경화로 이어지기 때문에 한번에 단면적을 감소시키는데 한계가 있다. 뿐만 아니라 단면적 감소율 및 금형형상의 변수를 찾는데는 시행착오를 거쳐서 이루어지고 있다.

따라서 본 발명에서는 상술한 바와 같은 시효처리후 인발공정을 수행하게 된다.

인발가공이란, 봉재. 관재, 선재 등의 소재를 다이(Die)를 통하여 잡아당겨서, 단면적감소와 길이의 증가를 도모하는 기본적인 소성가공방법을 말한다. 외력으로는 인장력을 작용시키나 다이벽면과 소재간에는 압축력이 작용하게 된다.

인발공정에서 공정조건은, 단면적감소율, 다이각도, 마찰조건, 인발속도 등에 매우 밀접한 관계가 있다. 동일한 다이각도에 대하여 인발응력은 단면적 감소율에 비례하여 증대하고, 인발응력이 인장강도에 달하면 파단되어 인발이 불가능하게 된다. 또한 단면적 감소율이 너무 낮을 경우에는 표면층만 신선되어, 내외층의 조직차가 생길 뿐만 아니라 다이의 외경 보다 선의 치수가 크게 나타날 수도 있다. 이것은 소재가 다이를 통과한 후 탄성호복을 나타내기 때문이다.

일정한 단면적 감소율에 의하여 다이각도가 특정한 값일 때 인발응력을 최소로 하고, 이를 최적다이각도라고 한다. 일반적으로 단면적 감소율의 증가와 더불어 최적다이각도는 커지게 된다. 그리고 마찰조건은 인발력 뿐만 아니라, 제품의 품질에도 관계가 있고, 다이의 마멸에도 큰 영향이 미치게 되어 가능하면 작은 것이 좋다. 인발공정은 금형에 작용하는 압력은 낮은 반면 비교적 가공속도가 빠르며 작업이 연속적으로 이루어지므로 금형에는 국부적으로 높은 열이 발생하게 되어, 이로 인하여 금형의 경도가 저하되어 금형의 국부적인 마멸이 생기게 된다.

또한 인발공정에서 냉간에서 작업이 이루어지고 소재의 소성영역에 비하여탄성영역이 미약하기 때문에, 강소성 유한요소해석법이 주로 이용되고 있다. 이러한 방법에 의하여 해석을 수행하게 되면, 성형공정중의 변형거동은 물론 단면적 감소율, 다이각도, 마찰조건, 인발속도 등에 대한 영향을 예측할 수 있고, 2차원 축대칭 및 평면 변형률 해석에 그치지 않고 임의형상의 인발공정을 해석할 수 있는 유한요소해석프로그램을 이용하여 시뮬레이션이 행해지고 있다. 그리고 도 4a 및 도 4b는, 이러한 유한요소해석프로그램을 이용한 인발금형형상의 예가 도시되어 있다.

그리고 하기의 표 7은 유한요소해석 프로그램에 의한 시뮬레이션 조건을 보이고 있다.

단면적 감소율(RA)	5, 8, 11, 13%
다 이 가 도 (α)	3, 6, 9, 12°
베 어 링 길 이	3.0mm
마 찰 상 수	0.07	윤활제 D-0300의 링 데스트결과
인 발 속 도	24 M/MIN	생산성을 고려하여 가변 가능

본 발명에 의하면, 압출-열처리(시효처리)-인발공정을 거침으로서 한계 단면적 감소율이 낮으면, 더욱이 낮은 단면적 감소율로도 인발시 요구하는 기계적 성질을 만족시킬 수 있기 때문에, 상기 표 7에 나타난 바와 같은 낮은 단면적감소율로 시뮬레이션을 수행하였고, 그 결과는 도 5에 도시한 바와 같다.

이상에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명에 있어서는 미량의 Mg을 첨가한 알미늄 합금과, 그것을 이용한 봉형상의 소재를 만드는 방법을 기본적인 기술적 요지로 하고 있음을 알 수 있다.

이와 같은 본 발명이 속하는 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이다.

이상에서 살펴본 바와 같은 본 발명에 의한 알미늄 합금은 피삭성이 우수하여 제품의 가공이 매우 편리하게 되는 잇점이 있음과 동시에, 이를 이용하여 인발로 제조되는 봉형상의 부품은 생산성이 우수한 장점을 기대할 수 있는 장점이 있다.

Claims (5)

1. A2011 합금에 있어서, Mg을 0.01 내지 0.06중량% 첨가한 것을 특징으로 하는 알미늄 합금.
2. Mg를 0.01 내지 0.06중량% 함유하는 A2011 합금을 봉형상의 부품으로 제조하기 위한 방법에 있어서,

   합금을 압출비 50, 빌렛온도 300~310℃, 컨테이너 온도 290~300℃의 범위에서 압출하는 제1공정과;

   상기 압출된 합금을 8.8℃/min의 승온속도로 480~500℃의 온도로 가열하여, 1~2 시간을 유지하는 용체화처리를 수행하는 제2공정;

   상기 용체화처리된 합금을 170 내지 180℃에서, 6 내지 8시간 동안 시효처리하는 제3공정; 그리고

   상기 시효처리된 합금을 봉형상의 부품으로 인발하는 제4공정을 포함하여 구성되는 것을 특징으로 하는 봉형상의 부품 제조방법.
3. 제2항에 있어서, 상기 제3공정은 전기로에서 수행되는 것을 특징으로 하는 봉형상의 부품 제조방법.
4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 제3공정을 위한 승온속도는 4 내지 6℃/min으로 하는 것을 특징으로 하는 봉형상의 부품 제조방법.
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