KR101151563B1 - 알루미늄 합금 후판의 제조 방법 및 알루미늄 합금 후판 - Google Patents

알루미늄 합금 후판의 제조 방법 및 알루미늄 합금 후판 Download PDF

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Abstract

Mg를 소정량 함유하고, 또한 Si, Fe, Cu, Mn, Cr, Zn, Ti 및 Zr 중 1종 이상을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있는 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정(S1), 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정(S2), 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정(S3), 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정(S4), 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정(S5) 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정(S6)을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법이다.

Description

알루미늄 합금 후판의 제조 방법 및 알루미늄 합금 후판{METHOD FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOY THICK PLATE AND ALUMINUM ALLOY THICK PLATE}
본 발명은 알루미늄 합금 후판의 제조 방법 및 알루미늄 합금 후판에 관한 것이다.
일반적으로, 알루미늄 합금 후판 등의 알루미늄 합금재는 다양한 용도로 사용되고 있다. 예를 들면, 베이스 기판, 반송 장치, 진공 장치용 챔버 등의 반도체 관련 장치; 전기 전자 부품 및 그 제조 장치; 생활 용품; 기계 부품 등이다.
이러한 알루미늄 합금재는 일반적으로 다음과 같이 제조되고 있다. 즉, 원료인 알루미늄 합금을 용해하고 주조하여 주괴(鑄塊)를 제조하고, 필요에 따라 균질화 열처리하며, 그 후 이 주괴를 소정 두께까지 압연한다(예컨대 특허문헌 1의 단락 0037 내지 0045를 참조).
또한, 프레스용 금형에 이용하는 금형 소재로서는 다음 재료가 사용되고 있다. 즉, 양산(量産) 생산용으로서는 철강, 주강 등이 사용되고 있고, 시작용(試作用)으로서는 아연 합금 주물재, 알루미늄 합금 주물재 등이 사용되고 있다. 또한, 최근에는 다품종 소량화의 경향이 있기 때문에, 중소량 생산용으로서 알루미늄 합금의 압연재, 단조재 등의 전신재(展伸材)가 보급되고 있다.
특허문헌 1: 일본 특허공개 2005-344173호 공보
발명의 개시
발명이 해결하고자 하는 과제
그러나, 상기 압연에 의한 알루미늄 합금재의 제조 방법에서는 이하에 나타내는 문제가 있었다.
(1) 주조 후에 압연을 하는 방법에서는, 압연 판의 표면 상태 및 평탄도(특히 길이 방향의 평탄도)의 제어를 압연 롤만으로 하기 때문에, 또한 열간 압연에 의해 압연 판 표면에 두꺼운 산화 피막이 형성되기 때문에, 표면 상태 및 평탄도의 제어가 곤란하였다.
(2) 압연 롤로는 판 두께를 제어하기 어렵기 때문에, 판 두께 정밀도의 향상을 꾀하는 것이 곤란하였다. 또한, 판 두께 방향의 중앙부에서 금속간 화합물의 크기가 커지기 때문에, 아르마이트 처리하는 경우에는 판 두께 방향의 단면 및 표면에 불균일이 생기기 쉬웠다. 게다가, 주괴를 압연하는 경우에는, 압연 횟수의 증가에 의해서 작업 공정이 증가하기 때문에 비용이 증대하였다.
본 발명은 상기 과제에 비추어 이루어진 것으로, 우수한 생산성을 가지며, 표면 상태 및 평탄도를 용이하게 제어할 수 있고, 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법을 제공하는 것, 및 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 우수한 알루미늄 합금 후판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
과제를 해결하기 위한 수단
본원의 제 1 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.6질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 2 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.5질량% 이하, Mg: 1.5질량% 이하, Cr: 0.3질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어 져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 3 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하, Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하를 함유하고, 또한 Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 1.0질량% 이하, Mn: 0.6질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 4 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하, Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이하, Mn: 0.8질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.25질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 350℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
상기 제 1 내지 제 4 발명에 있어서는 다음 구성을 채용하는 것이 바람직하다.
(A) 상기 열처리 공정 후에 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 표면 평활화 처리 공정을 실시한다. 한편, 이러한 구성에 있어서는 상기 표면 평활화 처리를 절삭법, 연삭법 및 연마법 중에서 선택된 1종 이상의 방법으로 실시하는 것이 바람직하다.
(B) 상기 슬라이스 공정에 있어서, 두께 방향 중앙으로부터 두께 방향의 각각의 표면을 향하여 균등한 두께를 가지고, 또한 상기 주괴의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5의 두께를 가지는 두께 방향 중앙 부분을, 상기 주괴로 부터 제거한다.
본원의 제 5 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.6질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정, 및 열처리된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 6 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.5질량% 이하, Mg: 1.5질량% 이하, Cr: 0.3질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로 부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정, 및 열처리된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 7 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하, Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하를 함유하고, 또한 Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 1.0질량% 이하, Mn: 0.6질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정, 및 열처리된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 8 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하, Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이 하, Cu: 3.0질량% 이하, Mn: 0.8질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.25질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 200℃ 이상 350℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정, 및 열처리된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
상기 제 5 내지 제 8 발명에 있어서는 다음 구성을 채용하는 것이 바람직하다.
(C) 상기 슬라이스 공정 후에, 소정 두께의 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 표면 평활화 처리 공정을 실시한다. 한편, 이러한 구성에 있어서는, 상기 표면 평활화 처리를 절삭법, 연삭법 및 연마법 중에서 선택된 1종 이상의 방법으로 실시하는 것이 바람직하다.
(D) 상기 슬라이스 공정에서, 두께 방향 중앙으로부터 두께 방향의 각각의 표면을 향하여 균등한 두께를 가지고, 또한 상기 주괴의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5의 두께를 가지는 두께 방향 중앙 부분을, 상기 주괴로부터 제거한다.
본원의 제 9 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.6질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 10 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.5질량% 이하, Mg: 1.5질량% 이하, Cr: 0.3질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 11 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하, Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하를 함유하고, 또한, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 1.0질량% 이하, Mn: 0.6질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
본원의 제 12 발명은, 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 알루미늄 합금은 Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하, Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이하, Mn: 0.8질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.25질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정, 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정, 수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정, 개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정, 상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 200℃ 이상 350℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.
상기 제 9 내지 제 12 발명에 있어서는 다음 구성을 채용하는 것이 바람직하다.
(E) 상기 열처리 공정 후에, 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 표면 평활화 처리 공정을 실시한다. 한편, 이러한 구성에 있어서는, 상기 표면 평활화 처리를 절삭법, 연삭법 및 연마법 중에서 선택된 1종 이상의 방법으로 실시하는 것이 바람직하다.
(F) 상기 슬라이스 공정에 있어서, 두께 방향 중앙으로부터 두께 방향의 각각의 표면을 향하여 균등한 두께를 가지고, 또한 상기 주괴의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5의 두께를 가지는 두께 방향 중앙 부분을, 상기 주괴로부터 제거한다.
본원의 제 13 발명은, 상기 제 1 내지 제 12 발명 중 어느 하나에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법에 의해서 제조된 알루미늄 합금 후판으로서, 400μm 이하의 평균 결정 입경을 갖는 것을 특징으로 하고 있다.
발명의 효과
상기 제 1 내지 제 4 발명에 있어서는, 알루미늄 합금의 소정의 원소의 함유량이 소정 범위로 한정되어 있으므로 알루미늄 합금 후판의 금속간 화합물의 미세화 및 강도가 향상된다. 또한, 탈 수소가스 공정에 의해서 수소가스를 제거하므로 주괴 중의 수소 농도가 한정되고, 또한 주괴 중의 결정립이 조대화(粗大化)되더라도 주괴 표면 근방의 입계에 수소가 집적?농화(濃化)되지 않고, 주괴의 기포 및 기포에 기인하는 알루미늄 합금 후판의 벗겨짐이 억제되며, 또한 후판의 표면 결함으로서 나타나는 후판 표면의 잠재적 결함이 억제된다. 게다가, 알루미늄 합금 후판의 강도가 향상된다. 또한, 여과 공정에 의해 알루미늄 합금으로부터 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 그리고, 슬라이스 공정에서 주괴를 슬라이스하므로 산화 피막 두께가 감소함과 동시에, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 향상되며, 또한 생산성이 향상된다. 게다가, 열처리 공정에서 알루미늄 합금 후판을 열처리하므로 내부 응력이 제거되며, 또한 내부 조직이 균일화된다.
따라서, 상기 제 1 내지 제 4 발명에 의하면 알루미늄 합금 후판의 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 주괴를 슬라이스하여 알루미늄 합금 후판을 제조하므로, 종래와 같이 열간 압연에 의해서 두께를 감소시킬 필요가 없어져 작업 공정의 생략화를 도모할 수 있고, 그에 따라 생산성을 향상시킬 수 있다. 또한, 후판의 표면 및 단면에 있어서의 불균일(색조 불균일)을 해소할 수 있고, 평탄도, 아르마이트 처리 후의 외관 성상 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다. 게다가, 슬라이스 후 소정 두께의 알루미늄 합금 후판에 400℃(또는 350℃) 내지 융점 미만의 온도에서 열처리를 실시하므로, 내부 응력의 제거 및 내부 조직의 균일화를 도모할 수 있어 양호한 평탄도 및 판 두께 정밀도를 얻을 수 있고, 또한 강도를 유지할 수 있다.
상기 구성(A)에 의하면, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태 및 평탄도를 더욱 향상시킬 수 있다. 또한, 표면의 평활화에 의하여 후판 표면의 가스 잔류가 없어지므로, 알루미늄 합금 후판을 진공 장치용 챔버에 사용하는 경우에는, 챔버의 진공도를 향상시킬 수 있다.
상기 구성(B)에 의하면, 아르마이트 처리 후 알루미늄 합금 후판의 표면이나 단면에 있어서, 불균일이 생기기 쉬운 주괴의 중앙 부분이 제거되므로, 아르마이트 처리한 후에 있어서도 외관성이 우수한 알루미늄 합금 후판을 얻을 수 있다. 또한, 로트(lot) 내의 편차를 적게 할 수 있다.
상기 제 5 내지 제 8 발명에 있어서는, 알루미늄 합금의 소정의 원소의 함유량이 소정 범위로 한정되어 있으므로, 알루미늄 합금 후판의 금속간 화합물의 미세화 및 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 탈 수소가스 공정에 의해서 수소가스를 제거하므로 주괴 중의 수소 농도가 한정되고, 주괴 중의 결정립이 조대화되더라도 주괴 표면 근방의 입계에 수소가 집적?농화되지 않고, 주괴의 기포 및 기포에 기인하는 알루미늄 합금 후판의 벗겨짐이 억제되며, 또한 후판의 표면 결함으로서 나타나는 후판 표면의 잠재적 결함이 억제된다. 게다가, 알루미늄 합금 후판의 강도가 향상된다. 또한, 여과 공정에 의해서 알루미늄 합금으로부터 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 그리고, 열처리 공정에서 주괴를 열처리하므로 내부 응력이 제거되며, 또한 내부 조직이 균일화된다. 또한, 슬라이스 공정에서 주괴를 슬라이스하므로 산화 피막 두께가 감소함과 동시에, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 향상되며, 또한 생산성이 향상된다.
따라서, 상기 제 5 내지 제 8 발명에 의하면, 알루미늄 합금 후판의 평탄도, 강도 및 절삭성의 밸런스를 향상시킬 수 있다. 즉, 주괴에 200℃ 이상 400℃(또는 350℃) 미만의 온도에서 열처리를 실시하므로 연성이 높아지는 것을 방지할 수 있고, 그에 따라 절삭성[절설 분단성(切屑分斷性)]을 저하시키는 일 없이 내부 응력의 제거 및 내부 조직의 균일화를 도모할 수 있으며, 따라서 양호한 평탄도 및 판 두께 정밀도를 실현하고, 또한 강도를 유지할 수 있다. 또한, 주괴를 슬라이스하여 알루미늄 합금 후판을 제조하므로, 종래와 같이 열간 압연에 의해서 두께를 감소시킬 필요가 없어져 작업 공정의 생략화를 도모할 수 있고, 생산성을 향상시킬 수 있다. 또한, 후판의 단면에 있어서의 표면의 불균일(색조 불균일)을 해소할 수 있고, 평탄도, 아르마이트 처리 후의 외관 성상 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다.
상기 구성(C)에 의하면, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태 및 평탄도를 더욱 향상시킬 수 있다. 또한, 표면의 평활화에 의하여 후판 표면의 가스 잔류가 없어지므로, 알루미늄 합금 후판을 진공 장치용 챔버에 사용하는 경우에는, 챔버의 진공도를 향상시킬 수 있다.
상기 구성(D)에 의하면, 아르마이트 처리 후 알루미늄 합금 후판의 표면이나 단면에서 불균일이 생기기 쉬운 주괴의 중앙 부분이 제거되므로, 아르마이트 처리한 후에도 외관성이 우수한 알루미늄 합금 후판을 얻을 수 있다. 또한, 로트 내의 편차를 적게 할 수 있다.
상기 제 9 내지 제 12 발명에 있어서는, 알루미늄 합금의 소정 원소 함유량이 소정 범위로 한정되어 있으므로 알루미늄 합금 후판의 금속간 화합물의 미세화 및 강도가 향상된다. 또한, 탈 수소가스 공정에 의해서 수소가스를 제거하므로 주괴 중의 수소 농도가 한정되며, 또한 주괴 중의 결정립이 조대화되더라도 주괴 표면 근방의 입계에 수소가 집적?농화되지 않고, 주괴의 기포 및 기포에 기인하는 알루미늄 합금 후판의 벗겨짐이 억제되며, 또한 후판의 표면 결함으로서 나타나는 후판 표면의 잠재적 결함이 억제된다. 게다가, 알루미늄 합금 후판의 강도가 향상된다. 또한, 여과 공정에 의해 알루미늄 합금으로부터 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 그리고, 슬라이스 공정에서 주괴를 슬라이스하므로 산화 피막 두께가 감소함과 동시에, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 향상되며, 또한 생산성이 향상된다. 게다가, 열처리 공정에서 알루미늄 합금 후판을 열처리하므로 내부 응력이 제거되고, 또한 내부 조직이 균일화한다.
따라서, 상기 제 9 내지 제 12 발명에 의하면 알루미늄 합금 후판의 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 주괴를 슬라이스하여 알루미늄 합금 후판을 제조하므로, 종래와 같이 열간 압연에 의해서 두께를 감소시킬 필요가 없어져 작업 공정의 생략화를 도모할 수 있고, 생산성을 향상시킬 수 있다. 또한, 후판의 표면 및 단면에 있어서의 불균일(색조 불균일)을 해소할 수 있고, 평탄도, 아르마이트 처리 후의 외관 성상 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다. 또한, 알루미늄 합금 후판의 평탄도, 강도 및 절삭성의 밸런스를 향상시킬 수 있다. 즉, 슬라이스 후의 소정 두께의 알루미늄 합금 후판에 200℃ 이상 400℃(또는 350℃) 미만의 온도에서 열처리를 실시하므로 연성이 높아지는 것을 방지할 수 있고, 그에 따라 절삭성(절설 분단성)을 저하시키는 일 없이 내부 응력의 제거 및 내부 조직의 균일화를 도모할 수 있으며, 양호한 평탄도 및 판 두께 정밀도를 실현할 수 있고, 또한 강도를 유지할 수 있다.
상기 구성(E)에 의하면, 알루미늄 합금 후판의 표면 상태 및 평탄도를 더욱 향상시킬 수 있다. 또한, 표면의 평활화에 의하여 후판 표면의 가스 잔류가 없어지므로, 알루미늄 합금 후판을 진공 장치용 챔버에 사용하는 경우에는, 챔버의 진공도를 향상시킬 수 있다.
상기 구성(F)에 의하면, 아르마이트 처리 후 알루미늄 합금 후판의 표면이나 단면에 있어서, 불균일이 생기기 쉬운 주괴의 중앙 부분이 제거되므로, 아르마이트 처리한 후에 있어서도 외관성이 우수한 알루미늄 합금 후판을 얻을 수 있다. 또한, 로트내의 편차를 적게 할 수 있다.
상기 제 13 발명에 의하면, 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 우수하다. 또한, 표면의 평활화에 의하여 가스 잔류가 없어지므로 고품질이다. 또한, 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 거의 생기지 않으므로 다종 다양한 용도에 사용할 수 있고, 또한 다른 용도로의 재활용도 가능하다.
도 1은 제 1 내지 제 4 발명 및 제 9 내지 제 12 발명에 따른 알루미늄 합금 후판 제조 방법의 흐름을 나타낸 도면이다.
도 2는 슬라이스 공정에서 제거하는 주괴의 두께 방향 중앙 부분을 나타낸 모식도이다.
도 3은 제 5 내지 제 8 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법의 순서를 나타낸 도면이다.
부호의 설명
S1 용해 공정
S2 탈 수소가스 공정
S3 여과 공정
S4 주조 공정
S5 슬라이스 공정 또는 열처리 공정
S6 열처리 공정 또는 슬라이스 공정
S7 표면 평활화 처리 공정
A 두께 방향 중앙
B 두께 방향 중앙 부분
T 두께
1 주괴
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
도면을 참조하면서, 본원 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법 및 알루미늄 합금 후판에 대하여 구체적으로 설명한다. 한편, 여기서는 본원 발명을 (A) 제 1 내지 제 4 발명, (B) 제 5 내지 제 8 발명, (C) 제 9 내지 제 12 발명 및 (D) 제 13 발명으로 나누어 설명한다.
(A) 제 1 내지 제 4 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법
(1) 제조 방법의 개요
제 1 내지 제 4 발명에 따른 알루미늄 합금 후판(이하, 적절히 「후판」으로 칭한다)의 제조 방법은, 도 1에 도시한 바와 같이, 용해 공정(S1), 탈 수소가스 공정(S2), 여과 공정(S3), 주조 공정(S4), 슬라이스 공정(S5) 및 열처리 공정(S6)을 순차적으로 실시하는 것이다. 또한, 필요에 따라 열처리 공정(S6) 후에 표면 평활화 처리 공정(S7)을 실시한다.
이 제조 방법에 있어서는, 우선 원료인 알루미늄 합금이 용해 공정(S1)에서 용해된다. 다음으로, 용해된 알루미늄 합금으로부터 탈 수소가스 공정(S2)에서 수소가스가 제거되고, 또한 여과 공정(S3)에서 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 다음으로, 이 알루미늄 합금은 주조 공정(S4)에서 주조되어 주괴가 된다. 다음으로, 이 주괴는 슬라이스 공정(S5)에서 슬라이스되어 소정 두께의 알루미늄 합금 후판이 된다. 그 후, 소정 두께의 알루미늄 합금 후판은 열처리 공정(S6)에서 열처리되고, 그 후 추가로 필요에 따라 표면 평활화 처리 공정(S7)에 의해서 표면 평활화 처리된다.
(2) 알루미늄 합금
제 1 내지 제 4 발명에 따른 제조 방법에서는, 원료인 알루미늄 합금으로서, 5000계의 Al-Mg계 합금, 3000계의 Al-Mn계 합금, 6000계의 Al-Mg-Si계 합금 및 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 각각 이용한다. 구체적으로는 다음과 같다.
(2-1) 제 1 발명
5000계의 Al-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금은 Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.6질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있다.
이하에서, 각 성분의 함유량을 수치 한정한 이유에 대하여 설명한다.
[Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하]
Mg는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Mg의 함유량이 1.5질량% 미만이면 상기 효과는 작다. 한편, Mg의 함유량이 12.0질량%를 초과하면 주조성이 현저히 저하되어 제품 제조가 불가능하게 된다. 따라서, Mg의 함유량은 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하로 한정된다.
[Si: 0.7질량% 이하]
Si는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Si는 보통 지금(地金) 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되고, 주조 공정(S4) 등에서 주괴 중에 Mn이나 Fe와 같이 Al-(Fe)-(Mn)-Si계 금속간 화합물을 생기게 한다. Si의 함유량이 0.7질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 주괴 중에 생기며, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Si의 함유량은 0.7질량% 이하로 한정된다.
[Fe: 0.8질량% 이하]
Fe는 알루미늄 합금의 결정립을 미세화시키고, 안정화시키며, 또한 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Fe는 보통 지금 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되고, 주조 공정(S4) 등에서 주괴 중에 Mn이나 Si와 같이 Al-Fe-(Mn)-(Si)계 금속간 화합물을 생기게 한다. Fe의 함유량이 0.8질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 주괴중에 생기며, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Fe의 함유량은 0.8질량% 이하로 한정된다.
[Cu: 0.6질량% 이하]
Cu는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. 단, 후판으로서의 사용에 견딜 수 있는 강도를 확보하기 위해서는, Cu의 함유량은 0.6질량%로 충분하다. 따라서, Cu의 함유량은 0.6질량% 이하로 한정된다.
[Mn: 1.0질량% 이하]
Mn은 알루미늄 합금 중에 고용되는 것에 의해서 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Mn의 함유량이 1.0질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.0질량% 이하로 한정된다.
[Cr: 0.5질량% 이하]
Cr은 주조 공정(S4) 및 열처리 공정(S6)에 있어서, 미세한 화합물로서 석출하여 결정립 성장을 억제하는 효과를 가진다. Cr의 함유량이 0.5질량%를 초과하면 초정(初晶)으로서 조대한 Al-Cr계 금속간 화합물이 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Cr의 함유량은 0.5질량% 이하로 한정된다.
[Zn: 0.4질량% 이하]
Zn은 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. 단, 후판으로서의 사용에 견딜 수 있는 강도를 확보하기 위해서는, Zn의 함유량은 0.4질량%로 충분하다. 따라서, Zn의 함유량은 0.4질량% 이하로 한정된다.
[Ti: 0.1질량% 이하]
Ti는 주괴의 결정립을 미세화시키는 효과를 가진다. Ti의 함유량이 0.1질량%를 초과하면 상기 효과는 포화된다. 따라서, Ti의 함유량은 0.1질량% 이하로 한정된다.
[Zr: 0.3질량% 이하]
Zr은 주괴의 결정립을 미세화시키는 효과를 가진다. Zr의 함유량이 0.3질량%를 초과하면 상기 효과는 포화된다. 따라서, Zr의 함유량은 0.3질량% 이하로 한정된다.
[Al 및 불가피적 불순물: 잔부]
알루미늄 합금은 상기 성분 외에 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있다. 불가피적 불순물로서는 예컨대 V, B 등이 생각될 수 있지만, 이들 불순물은 각각의 함유량이 0.01질량% 이하이면 본 발명의 알루미늄 합금 후판의 특성에 영향을 미치지 않는다.
(2-2) 제 2 발명
3000계의 Al-Mn계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금은 Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.5질량% 이하, Mg: 1.5질량% 이하, Cr: 0.3질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있다.
이하에서, 각 성분의 함유량을 수치 한정한 이유에 대하여 설명한다.
한편, Si, Fe, Cu, Cr, Zn, Ti 및 Zr의 한정 이유, 및 불가피적 불순물에 관해서는 상기 Al-Mg계 합금과 마찬가지이므로, 여기서는 설명을 생략한다.
[Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하]
Mn은 알루미늄 합금 중에 고용됨으로써 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Mn의 함유량이 0.3질량% 미만이면 상기 효과는 작다. 한편, Mn의 함유량이 1.6질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Mn 함유량은 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하로 한정된다.
[Mg: 1.5질량% 이하]
Mg는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. 단, 후판으로서의 사용에 견딜 수 있는 강도를 확보하기 위해서는, Mg의 함유량은 1.5질량%로 충분하다. 따라서, Mg의 함유량은 1.5질량% 이하로 한정된다.
(2-3) 제 3 발명
6000계의 Al-Mg-Si계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금은 Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하, Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하를 함유하고, 또한 Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 1.0질량% 이하, Mn: 0.6질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있다.
이하에서, 각 성분의 함유량을 수치 한정한 이유에 대하여 설명한다.
한편, Fe, Mn, Cr, Ti 및 Zr의 한정 이유, 및 불가피적 불순물에 관해서는 상기 Al-Mg계 합금과 마찬가지이므로, 여기서는 설명을 생략한다.
[Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하]
Si는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Si는 보통 지금 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되고, 주조 공정(S4) 등에서 주괴 중에 Al-(Fe)-Si계 금속간 화합물 및 Si계 금속간 화합물을 생기게 한다. Si의 함유량이 0.2질량% 미만이라면 상기 효과는 작다. 한편, Si의 함유량이 1.6질량%를 초과하면 조대한 Si계 금속간 화합물이 주괴 중에 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Si의 함유량은 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하로 한정된다.
[Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하]
Mg는 Si와 공존하여 Mg2Si를 형성함으로써 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Mg의 함유량이 0.3질량% 미만이라면 상기 효과는 작다. 한편, Mg의 함유량이 1.5질량%를 초과하면 상기 효과는 포화한다. 따라서, Mg의 함유량은 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하로 한정된다.
[Cu: 1.0질량% 이하]
Cu는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Cu의 함유량이 1.0질량%를 초과하면 내식성이 저하된다. 따라서, Cu의 함유량은 1.0질량% 이하로 한정된다.
[Zn: 0.4질량% 이하]
Zn은 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Zn의 함유량이 0.4질량%를 초과하면 내식성이 저하된다. 따라서, Zn의 함유량은 0.4질량% 이하로 한정된다.
(2-4) 제 4 발명
7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금은 Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하, Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이하, Mn: 0.8질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.25질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있다.
이하에서, 각 성분의 함유량을 수치 한정한 이유에 대하여 설명한다.
한편, Cr, Ti 및 Zr의 한정 이유, 및 불가피적 불순물에 관해서는 상기 Al-Mg계 합금과 마찬가지이므로, 여기서는 설명을 생략한다.
[Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하]
Mg는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Mg의 함유량이 0.4질량% 미만이라면 상기 효과는 작다. 한편, Mg의 함유량이 4.0질량%를 초과하면 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Mg의 함유량은 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하로 한정된다.
[Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하]
Zn은 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Zn의 함유량이 3.0질량% 미만이라면 상기 효과는 작다. 한편, Zn의 함유량이 9.0질량%를 초과하면 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Zn의 함유량은 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하로 한정된다.
[Si: 0.7질량% 이하]
Si는 보통 지금 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되고, 주조 공정(S4) 등에 있어서 주괴 중에 Al-(Fe)-Si계 금속간 화합물을 생기게 한다. Si의 함유량이 0.7질량%를 초과하면 조대한 Al-(Fe)-Si계 금속간 화합물이 주괴중에 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Si의 함유량은 0.7질량% 이하로 한정된다.
[Fe: 0.8질량% 이하]
Fe는 보통 지금 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되고, 주조 공정(S4) 등에 있어서 주괴 중에 Al-Fe계 금속간 화합물을 생기게 한다. Fe의 함유량이 0.8질량%를 초과하면 조대한 Al-Fe계 금속간 화합물이 주괴중에 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Fe의 함유량은 0.8질량% 이하로 한정된다.
[Cu: 3.0질량% 이하]
Cu는 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Cu의 함유량이 3.0질량%를 초과하면 내식성이 저하된다. 따라서, Cu의 함유량은 3.0질량% 이하로 한정된다.
[Mn: 0.8질량% 이하]
Mn은 결정 조직을 미세화시키는 효과를 가진다. Mn의 함유량이 0.8질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 그에 따라 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일이 생기기 쉽게 된다. 따라서, Mn 함유량은 0.8질량% 이하로 한정된다.
(3) 제조 방법의 상세
다음으로, 제 1 내지 제 4 발명에 따른 제조 방법에서의 각 공정에 대하여 설명한다.
(3-1) 용해 공정
용해 공정(S1)은 원료인 알루미늄 합금을 용해하는 공정이다.
(3-2) 탈 수소가스 공정
탈 수소가스 공정(S2)은 용해 공정(S1)에서 용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 공정이다.
수소가스는 연료 중의 수소나 지금(地金) 등에 부착되어 있는 수분 및 유기물 등으로부터 발생한다. 수소가스가 다량 포함되어 있으면 다음과 같은 불량이 있다.
[a] 핀홀이 발생한다.
[b] 제품의 강도가 약해진다.
[c] 주괴 표면 근방의 입계에 수소가 집적?농화된다. 그에 따라, 주괴의 기포 및 기포에 기인하는 후판의 벗겨짐이 발생한다. 또한, 후판의 표면 결함으로서 나타나는 후판 표면의 잠재적 결함이 생긴다.
그 때문에, 수소가스는 알루미늄 합금 100g 중 0.2ml 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.1ml 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 수소가스의 제거는 용탕에 대하여 플럭싱(fluxing), 염소 정련 또는 인라인 정련 등을 하는 것에 의해 적합하게 실행할 수 있고, 또한 탈 수소가스 장치에 있어서, 스니프(SNIFF)나 포러스 플러그(porous plug)(일본 특허공개 2002-146447호 공보 참조)를 이용하면 보다 적합하게 실행할 수 있다.
주괴의 수소가스의 농도는 예컨대 다음과 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 주조 공정 후의 주괴로부터 샘플을 잘라낸다. 다음으로, 샘플을 알코올 및 아세톤으로 초음파 세정한다. 그리고, 샘플을 예컨대 불활성 가스 기류 융해열 전도도법(LISAO6-1993)으로 처리한다.
알루미늄 합금 후판의 수소가스의 농도는 예컨대 다음과 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 알루미늄 합금 후판으로부터 샘플을 잘라낸다. 다음으로, 샘플을 NaOH 수용액에 침지한다. 다음으로, 샘플을 질산으로 처리함으로써 샘플 표면의 산화 피막을 제거한다. 다음으로, 샘플을 알코올 및 아세톤으로 초음파 세정한다. 그리고, 샘플을 예컨대 진공 가열 추출 용량법(LISAO6-1993)으로 처리한다.
(3-3) 여과 공정
여과 공정(S3)은 여과 장치에 의해 알루미늄 합금으로부터 주로 산화물이나 비금속의 개재물을 제거하는 공정이다. 여과 장치에는 예컨대 1mm 정도의 입자의 알루미나가 사용된 세라믹 튜브가 설치되어 있다. 상기 개재물은 상기 세라믹 튜브에 용탕을 통과시키는 것에 의해 제거된다.
상기 탈 수소가스 공정 및 여과 공정을 거치는 것에 의해, 다음의 주조 공정(S4)에서는 고도로 품질을 확보한 알루미늄 합금으로부터 주괴를 얻을 수 있다. 또한, 산화물의 퇴적물(드로스)의 생성을 억제할 수 있으므로 드로스 제거의 수고를 저감할 수 있다.
(3-4) 주조 공정
주조 공정(S4)은 알루미늄 합금의 용탕을 직방체 형상 등의 소정의 형상으로 형성하여 고화함으로써 주괴를 제조하는 공정이다. 예컨대 수냉 주형을 갖춘 주조 장치가 사용된다. 주조 방법으로서는 반연속 주조법을 채용할 수 있다. 반연속 주조법에서는 저부가 개방된 금속제의 수냉 주형에 상방으로부터 알루미늄 합금의 용탕이 주입되고, 수냉 주형의 저부에서 응고된 알루미늄 합금이 연속적으로 취출되며, 이에 의해 소정 두께의 주괴가 얻어진다. 한편, 반연속 주조법은 종 방향 및 횡 방향의 어느 쪽에서 행하더라도 좋다.
(3-5) 슬라이스 공정
슬라이스 공정(S5)은 주조 공정(S4)에서 제조된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 공정이다. 슬라이스 방법으로서는 슬라브 슬라이스법을 채용할 수 있다. 슬라브 슬라이스법에서는, 상기 반연속 주조법에 의해서 제조된 주괴가 띠톱 절단기 등에 의해서 슬라이스되는 것에 의해 주조 방향으로 취출되고, 이에 의해 소정 두께의 알루미늄 합금 후판이 얻어진다. 알루미늄 합금 후판의 두께는 15 내지 200mm가 바람직하지만, 특별히 한정되는 것이 아니라 후판의 용도에 따라 적절히 변경할 수 있다.
슬라이스 방법으로서는 띠톱을 이용하는 것이 바람직하지만, 특별히 한정되는 것이 아니라 둥근톱 절단기를 이용해도 좋고, 또한 레이저, 수압 등을 이용해도 좋다.
주괴를 슬라이스하면 압연재와 비교하여 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도 등이 우수한 알루미늄 합금 후판을 얻을 수 있다. 예컨대, 주조 방향 1m 당 평탄도(휨량)가 0.4mm 이하／1m 길이이며, 또한 판 두께 정밀도가 ± 100μm 이하인 알루미늄 합금 후판을 얻을 수 있다.
또한, 도 2에 도시한 바와 같이, 슬라이스 공정(S5)에 있어서는 사선으로 표시된 중앙 부분(B)을 제거하는 것이 바람직하다. 중앙 부분(B)은 두께 방향 중앙(A)에서 두께 방향의 각각의 표면을 향하여 균등한 두께를 가지고, 또한 주괴(1)의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5 두께를 가지고 있다. 한편, 도 2에서는 중앙 부분(B)은 약 T／5 두께를 가지고 있다. 여기서, 주괴(1)의 중앙 부분(B)에서의 상하의 두께(b1), (b2)는 같은 것이 바람직하지만, 30% 정도의 차이는 허용된다. 한편, 상기 두께 방향 중앙(A)이란, 주괴(1)의 두께 방향의 중앙이고, 또한 주괴(1)의 두께(T)의 약 1／2, 즉 약 T／2인 곳이다.
그런데, 주괴(1)의 중앙 부분(B)에서는 아르마이트 처리 후의 후판 표면이나 단면에 불균일이 생기기 쉽다. 그러나, 슬라이스 공정(S5)에서는 이 중앙 부분(B)을 제거하기 때문에 아르마이트 처리 후의 외관성이 우수한 후판을 얻을 수 있고, 또한 로트 내의 편차를 적게 할 수 있다. 제거하는 두께가 T／30 미만이면 아르마이트 처리 후의 표면 외관에 불균일을 갖는 후판이 발생하기 쉽고, 또한 로트 내의 편차가 발생하기 쉽다. 한편, 제거하는 두께가 T／5를 초과하면 제거량이 많아져, 그에 따라 생산성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 주괴(1)의 중앙 부분(B)의 제거량은 두께 방향 중앙(A)에서 두께 방향의 각각의 표면을 향하여 균등한 두께이고, 주괴(1)의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5 두께로 한정되는 것이 바람직하다.
상기 슬라이스 공정(S5)에서 주괴를 슬라이스 한 후에, 다음의 열처리 공정(S6)에서 내부 응력의 제거 및 내부 조직의 균일화를 목적으로 한 열처리를 실시한다. 열처리를 실시하는 것에 따라 평탄도, 판 두께 정밀도 및 아르마이트 처리 후의 외관 성상이 향상된다.
(3-6) 열처리 공정
열처리 공정(S6)은 슬라이스 공정(S5)에서 수득된 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 열처리(균질화 열처리)하는 공정이다. 열처리는 통상적인 방법에 따라서 실시한다. 즉, 알루미늄 합금이 5000계의 Al-Mg계 합금(제 1 발명), 3000계의 Al-Mn계 합금(제 2 발명) 및 6000계의 Al-Mg-Si계 합금(제 3 발명)인 경우에는, 열처리는 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여야 한다. 알루미늄 합금이 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금(제 4 발명)인 경우에는, 열처리는 350℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여야 한다.
그런데, 주조 공정(S4)에서 수득된 주괴를 슬라이스 가공하면 내부 잔류 응력이 해방되기 때문에 휨이 발생하기 쉽게 된다. 그러나, 본 발명에서는 슬라이스 가공 후의 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 예컨대 정반(定盤) 등의 위에 두고 열처리하므로 평탄도가 향상된다.
제 1 내지 제 3 발명에 있어서, 처리 온도가 400℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 주조 중에 편석한 용질 원소의 균질화도 불충분해져, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 400℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 융점 이상이면 내부에서의 부분 용융이 생겨 내부 결함이 발생하고, 또한 강도?연성이 저하된다. 따라서, 처리 온도는 융점 미만으로 한정된다.
제 4 발명에 있어서, 처리 온도가 350℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 주조 중에 편석한 용질 원소의 균질화도 불충분해져, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 350℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 융점 이상이면 내부에서의 부분 용융이 생겨 내부 결함이 발생하고, 또한 강도?연성이 저하된다. 따라서, 처리 온도는 융점 미만으로 한정된다.
처리 시간이 1시간 미만이면 금속간 화합물의 고용이 불충분해져, 금속간 화합물이 석출되기 쉽다. 따라서, 처리 시간은 1시간 이상으로 한정된다. 또한, 처리 시간이 8시간 정도를 초과하면 열처리의 효과가 포화하기 때문에 에너지 손실이 된다. 따라서, 처리 시간은 8시간 이하로 한정되는 것이 바람직하다.
상기 열처리 공정(S6)에서 열처리된 알루미늄 합금 후판은 후판 표면에 형성된 정출물(晶出物)이나 산화물을 제거하기 위해서, 또는 후판 표면의 가스 잔류를 없애기 위해서, 필요에 따라 표면 평활화 처리할 수도 있다.
(3-7) 표면 평활화 처리 공정
표면 평활화 처리 공정(S7)은 열처리 공정(S6)에서 수득된 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 공정이다. 표면 평활화 처리법으로서는, 엔드 밀(end mill) 절삭, 다이아몬드 바이트 절삭 등의 절삭법; 표면을 숫돌 등으로 깎는 연삭법; 버프 연마 등의 연마법 등을 채용할 수 있지만 이들로 한정되지 않는다.
알루미늄 합금 후판을 진공 장치용 챔버에 이용하는 경우에는, 표면 평활화 처리를 실시하는 것이 특히 유효하다. 그 이유는 다음과 같다. 즉, 진공 장치용 챔버는 고 진공으로 감압하는 경우에는, 챔버의 내측 표면으로부터의 흡착 가스의 방출에 기인하거나, 또는 후판에 고용되어 있는 가스 원자 표면에의 방출에 기인하여, 진공도가 저하된다. 그에 따라, 목표한 진공도에 도달하기까지의 시간이 길어져 생산 효율이 저하된다. 따라서, 챔버에 이용하는 알루미늄 합금 후판은 챔버의 내측에 위치하는 후판 표면에 흡착하는 가스가 적을 것, 및 고 진공으로 되어도 후판에 고용되어 있는 가스 원자가 방출되지 않을 것이 요구된다. 표면 평활화 처리는 이 요구를 만족시킨다.
(B) 제 5 내지 제 8 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법
(1) 제조 방법의 개요
제 5 내지 제 8 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법은, 도 3에 도시한 바와 같이, 용해 공정(S1), 탈 수소가스 공정(S2), 여과 공정(S3), 주조 공정(S4), 열처리 공정(S5) 및 슬라이스 공정(S6)을 순차적으로 실시하는 것이다. 또한, 필요에 따라 슬라이스 공정(S6) 후에 표면 평활화 처리 공정(S7)을 실시한다.
상기 제조 방법에 있어서는, 우선 원료인 알루미늄 합금이 용해 공정(S1)에서 용해된다. 다음으로, 용해된 알루미늄 합금으로부터 탈 수소가스 공정(S2)에서 수소가스가 제거되고, 또한 여과 공정(S3)에서 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 다음으로, 이 알루미늄 합금은 주조 공정(S4)에서 주조되어 주괴가 된다. 다음으로, 이 주괴는 열처리 공정(S5)에서 열처리된 후, 슬라이스 공정(S6)에서 슬라이스되어 소정 두께의 알루미늄 합금 후판이 된다. 그 후, 소정 두께의 알루미늄 합금 후판은 추가로 필요에 따라 표면 평활화 처리 공정(S7)에 의해서 표면 평활화 처리된다.
(2) 알루미늄 합금
제 5 내지 제 8 발명에 따른 제조 방법에서는, 원료인 알루미늄 합금으로서, 5000계의 Al-Mg계 합금, 3000계의 Al-Mn계 합금, 6000계의 Al-Mg-Si계 합금 및 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 각각 이용한다. 구체적으로는 다음과 같다.
(2-1) 제 5 발명
제 1 발명과 같은 5000계의 Al-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 1 발명과 같다.
(2-2) 제 6 발명
제 2 발명과 같은 3000계의 Al-Mn계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 2 발명과 같다.
(2-3) 제 7 발명
제 3 발명과 같은 6000계의 Al-Mg-Si계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 3 발명과 같다.
(2-4) 제 8 발명
제 4 발명과 같은 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 4 발명과 같다.
(3) 제조 방법의 상세
다음으로, 제 5 내지 제 8 발명에 따른 제조 방법에 있어서의 각 공정에 대하여 설명한다.
(3-1) 용해 공정
제 1 내지 제 4 발명의 용해 공정(S1)과 같다.
(3-2) 탈 수소가스 공정
제 1 내지 제 4 발명의 탈 수소가스 공정(S2)과 같다.
(3-3) 여과 공정
제 1 내지 제 4 발명의 여과 공정(S3)과 같다.
(3-4) 주조 공정
제 1 내지 제 4 발명의 주조 공정(S4)과 같다.
주조 공정(S4)에서 수득된 주괴를 슬라이스하기 전에, 다음의 열처리 공정(S5)에서 내부 응력의 제거 및 내부 조직의 균일화를 목적으로 한 열처리를 실시한다. 상기 주괴에 열처리를 실시하는 것에 따라 평탄도, 판 두께 정밀도 및 아르마이트 처리 후의 외관 성상이 향상된다.
(3-5) 열처리 공정
열처리 공정(S5)은 주조 공정(S4)에서 수득된 주괴를 열처리(균질화 열처리)하는 공정이다. 열처리는 통상적 방법에 따라서 실시한다. 즉, 알루미늄 합금이 5000계의 Al-Mg계 합금(제 5 발명), 3000계의 Al-Mn계 합금(제 6 발명) 및 6000계의 Al-Mg-Si계 합금(제 7 발명)인 경우에는, 열처리는 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여 실시한다. 알루미늄 합금이 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금(제 8 발명)인 경우에는, 열처리는 200℃ 이상 350℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여 실시한다.
제 5 내지 제 7 발명에 있어서, 처리 온도가 200℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 200℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 400℃ 이상이면 연성이 높아져 강도나 절삭성이 저하된다. 한편, 절삭성이란 절설 분단성을 의미한다. 절설은 세밀하게 분단되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 절설이 길면, 절설이 가공 도구(칼)에 얽혀 함께 회전하며, 그에 따라서 후판 표면을 손상시키고, 또한 도구를 파손시키기 때문이다. 따라서, 처리 온도는 400℃ 미만으로 한정된다. 이러한 온도조건에서 열처리함으로써 강도나 절삭성을 저하시키는 일 없이 평탄도 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다.
제 8 발명에 있어서, 처리 온도가 200℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 200℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 350℃ 이상이면 연성이 높아져 강도나 절삭성이 저하된다. 한편, 절삭성이란 절설 분단성을 의미한다. 절설은 세밀하게 분단되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 절설이 길면 절설이 가공 도구(칼)에 얽혀 함께 회전하며, 그에 따라서 후판 표면을 손상시키고, 또한 도구를 파손시키기 때문이다. 따라서, 처리 온도는 350℃ 미만으로 한정된다. 이러한 온도조건에서 열처리함으로써 강도나 절삭성을 저하시키는 일 없이 평탄도 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다.
처리 시간이 1시간 미만이면 금속간 화합물의 고용이 불충분해져, 금속간 화합물이 석출되기 쉽다. 따라서, 처리 시간은 1시간 이상으로 한정된다. 또한, 처리 시간이 8시간 정도를 초과하면 열처리의 효과가 포화하기 때문에 에너지 손실이 된다. 따라서, 처리 시간은 8시간 이하로 한정되는 것이 바람직하다.
(3-6) 슬라이스 공정
슬라이스 공정(S6)은 열처리 공정(S5)에서 수득된 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 공정이다. 상세한 것은 제 1 내지 제 4 발명의 슬라이스 공정(S5)과 같다.
상기 슬라이스 공정(S6)에서 수득된 알루미늄 합금 후판은 후판 표면에 형성된 정출물이나 산화물을 제거하기 위해서, 또는 후판 표면의 가스 잔류를 없애기 위해서, 필요에 따라 표면 평활화 처리할 수도 있다.
(3-7) 표면 평활화 처리 공정
표면 평활화 처리 공정(S7)은 슬라이스 공정(S6)에서 수득된 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 공정이다. 상세한 것은 제 1 내지 제 4 발명의 표면 평활화 처리 공정(S7)과 같다.
(C) 제 9 내지 제 12 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법
(1) 제조 방법의 개요
제 9 내지 제 12 발명에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법은, 도 1에 도시한 바와 같이, 용해 공정(S1), 탈 수소가스 공정(S2), 여과 공정(S3), 주조 공정(S4), 슬라이스 공정(S5) 및 열처리 공정(S6)을 순차적으로 실시하는 것이다. 또한, 필요에 따라 열처리 공정(S6) 후에 표면 평활화 처리 공정(S7)을 실시한다.
이러한 제조 방법에 있어서는, 우선 원료인 알루미늄 합금이 용해 공정(S1)에서 용해된다. 다음으로, 용해된 알루미늄 합금으로부터 탈 수소가스 공정(S2)에서 수소가스가 제거되고, 또한 여과 공정(S3)에서 산화물이나 비금속 등의 개재물이 제거된다. 다음으로, 이 알루미늄 합금은 주조 공정(S4)에서 주조되어 주괴가 된다. 다음으로, 이 주괴는 슬라이스 공정(S5)에서 슬라이스되어 소정 두께의 알루미늄 합금 후판이 된다. 그 후, 소정 두께의 알루미늄 합금 후판은 열처리 공정(S6)에서 열처리되고, 그 후 추가로 필요에 따라 표면 평활화 처리 공정(S7)에 의해서 표면 평활화 처리된다.
(2) 알루미늄 합금
제 9 내지 제 12 발명에 따른 제조 방법에서는, 원료인 알루미늄 합금으로서, 5000계의 Al-Mg계 합금, 3000계의 Al-Mn계 합금, 6000계의 Al-Mg-Si계 합금 및 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 각각 이용한다. 구체적으로는 다음과 같다.
(2-1) 제 9 발명
제 1 발명과 같은 5000계의 Al-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 1 발명과 같다.
(2-2) 제 10 발명
제 2 발명과 같은 3000계의 Al-Mn계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 2 발명과 같다.
(2-3) 제 11 발명
제 3 발명과 같은 6000계의 Al-Mg-Si계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 3 발명과 같다.
(2-4) 제 12 발명
제 4 발명과 같은 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금을 이용한다. 이 알루미늄 합금의 조성, 성분 함유량 및 함유량의 수치 한정의 이유는 제 4 발명과 같다.
(3) 제조 방법의 상세
다음으로, 제 9 내지 제 12 발명에 따른 제조 방법에 있어서의 각 공정에 대하여 설명한다.
(3-1) 용해 공정
제 1 내지 제 4 발명의 용해 공정(S1)과 같다.
(3-2) 탈 수소가스 공정
제 1 내지 제 4 발명의 탈 수소가스 공정(S2)과 같다.
(3-3) 여과 공정
제 1 내지 제 4 발명의 여과 공정(S3)과 같다.
(3-4) 주조 공정
제 1 내지 제 4 발명의 주조 공정(S4)과 같다.
(3-5) 슬라이스 공정
제 1 내지 제 4 발명의 슬라이스 공정(S5)과 같다.
(3-6) 열처리 공정
열처리 공정(S6)은 슬라이스 공정(S5)에서 수득된 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 열처리(균질화 열처리)하는 공정이다. 열처리는 통상적 방법에 따라서 실시한다. 즉, 알루미늄 합금이 5000계의 Al-Mg계 합금(제 9 발명), 3000계의 Al-Mn계 합금(제 10 발명) 및 6000계의 Al-Mg-Si계 합금(제 11 발명)인 경우에는, 열처리는 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여 실시한다. 알루미늄 합금이 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금(제 12 발명)인 경우에는, 열처리는 200℃ 이상 350℃ 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하여 실시한다. 그 밖의 상세한 것은 제 1 내지 제 4 발명의 열처리 공정(S6)과 같다.
제 9 내지 제 11 발명에 있어서, 처리 온도가 200℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 200℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 400℃ 이상이면 연성이 높아져 강도나 절삭성이 저하된다. 한편, 절삭성이란 절설 분단성을 의미한다. 절설은 세밀하게 분단되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 절설이 길면, 절설이 가공 도구(칼)에 얽혀 함께 회전하며, 그에 따라서 후판 표면을 손상시키고, 또한 도구를 파손시키기 때문이다. 따라서, 처리 온도는 400℃ 미만으로 한정된다. 이러한 온도조건에서 열처리함으로써, 강도나 절삭성을 저하시키는 일 없이 평탄도 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다.
제 12 발명에 있어서, 처리 온도가 200℃ 미만이면 내부 응력의 제거량이 작고, 그에 따라 열처리를 실시하는 효과는 작다. 따라서, 처리 온도는 200℃ 이상으로 한정된다. 또한, 처리 온도가 350℃ 이상이면 연성이 높아져 강도나 절삭성이 저하된다. 한편, 절삭성이란 절설 분단성을 의미한다. 절설은 세밀하게 분단되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 절설이 길면, 절설이 가공 도구(칼)에 얽혀 함께 회전하며, 그에 따라서 후판 표면을 손상시키고, 또한 도구를 파손시키기 때문이다. 따라서, 처리 온도는 350℃ 미만으로 한정된다. 이러한 온도조건으로 열처리함으로써, 강도나 절삭성을 저하시키는 일 없이 평탄도 및 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있다.
처리 시간이 1시간 미만이면 금속간 화합물의 고용이 불충분해져, 금속간 화합물이 석출되기 쉽다. 따라서, 처리 시간은 1시간 이상으로 한정된다. 또한, 처리 시간이 8시간 정도를 초과하면 열처리의 효과가 포화되기 때문에 에너지 손실이 된다. 따라서, 처리 시간은 8시간 이하로 한정되는 것이 바람직하다.
(3-7) 표면 평활화 처리 공정
제 1 내지 제 4 발명의 표면 평활화 처리 공정(S7)과 같다.
(D) 제 13 발명
다음으로, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 후판에 대하여 설명한다.
이 알루미늄 합금 후판은 상술한 제 1 내지 제 12 발명 중 어느 하나에 따른 제조 방법에 의해서 제조된 것이며, 400μm 이하의 평균 결정 입경을 갖고 있다.
본 발명의 알루미늄 합금 후판에 의하면, 평균 결정 입경이 400μm 이하이므로 아르마이트 처리 후의 외관성을 향상시킬 수 있고, 또한 로트내의 편차를 적게 할 수 있다.
또한, 후판에서의 금속간 화합물의 크기가 커지면 아르마이트 처리했을 때에 후판의 단면 및 표면에 불균일(색조 불균일)이 생긴다. 그러나, 본 발명의 알루미늄 합금 후판에 의하면 금속간 화합물의 크기가 작기 때문에 불균일이 생기기 어렵다.
상기 결정 입경의 측정은 예컨대 다음과 같이 한다. 즉, 주괴의 두께를 T로 한 경우에, 주괴의 한 쪽 표면에서 다른 쪽의 표면으로 향하여 T／5, 2T／5, 3T／5 및 4T／5의 4개소의 두께 단면에서 측정치를 구하고, 그 평균을 구한다. 이러한 측정치를 구하는 방법으로서는 예컨대 절단법을 채용할 수 있다. 절단법에서는 알루미늄 합금 후판의 단면을 바커법에 의해서 에칭한 후에 광학 현미경 관찰에 의해서 관찰한다.
평균 결정 입경을 400μm 이하로 제어하는 방법으로서는 예컨대 다음 방법을 채용할 수 있다. 즉, 주조시의 냉각 속도(액상선온도로부터 고상선온도까지의 평균냉각 속도)를 0.2℃／초 이상으로 한다. 또한, 제 1 내지 제 3 발명, 제 5 내지 제 7 발명 및 제 9 내지 제 11 발명의 제조 방법을 실시하는 경우에는, 알루미늄 합금이 0.1질량% 이하의 Ti 또는 0.3질량% 이하의 Zr를 함유함으로써 결정 입경을 보다 미세화할 수 있고, 또한 제 4 발명, 제 8 발명 및 제 12 발명의 제조 방법을 실시하는 경우에는, 알루미늄 합금이 0.1질량% 이하의 Ti 또는 0.25질량% 이하의 Zr을 함유함으로써 결정 입경을 보다 미세화할 수 있다.
전술한 제 1 내지 제 12 발명에 따른 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판은 전술한 것 같이 표면 상태, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 양호하기 때문에 베이스 기판, 반송 장치, 진공 장치용 챔버 등의 반도체 관련 장치; 전기 전자 부품이나 그 제조 장치; 생활 용품; 기계 부품 등의 다양한 용도로 사용할 수 있고, 또한 다른 용도로의 재활용도 가능하다.
한편, 알루미늄 합금 후판의 내식성에 관해서는 문제로 할 필요는 없다. 왜냐하면, 베이스 기판용 후판이나 반송 장치용 후판은 클린 룸 내에서 사용되므로 일반적인 내식성을 필요로 하지 않는다. 또한, 진공 장치용 챔버에 사용되는 후판은 부식성 가스의 폭로가 적은 환경에서 사용되므로 엄격한 내식성을 필요로 하지 않는다.
이상, 본원 발명의 바람직한 실시 형태에 대하여 설명했지만, 본 발명은 상기 실시 형태로 한정되는 것이 아니다.
이하, 본원 발명의 실시예에 대하여 설명한다.
(1) 제 1 실시예
본 실시예는 제 1 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 5000계의 Al-Mg계 합금이다.
표 1에 나타낸 합금 1A 내지 12A를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 13A 내지 22A를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00001
(처리)
우선, 합금 1A 내지 22A를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 500℃에서 4시간 유지했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 1 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 1A 내지 22A를 이용한 슬라이스재만이 제 1 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 이하의 시험을 했다.
<평탄성 평가 시험>
평탄성 평가는, 슬라이스재에 관해서는 주조 방향 1m 당 휨량(평탄도)을 측정하여 실시하고, 열간 압연재에 관해서는 압연 방향 1m 당 휨량(평탄도)을 측정하여 실시했다. 평탄도가 0.4mm／1m 길이 이하인 경우를 합격(○)으로 하고, 0.4mm／1m 길이를 초과하는 경우를 불합격(×)으로 했다.
<판 두께 정밀도 평가 시험>
판 두께 정밀도 평가는 6개소 부위의 두께를 마이크로미터를 이용하여 측정해서 실시했다. 6개소 부위는 후판의 4 모퉁이 및 후판 장변의 길이 방향을 반분한 부위로부터 폭 방향 안쪽으로 20mm인 부위이다. 6개소 부위 모두가 19.94mm 이상 20.06mm 이하인 경우를 양호(◎)로 하고, 19.90mm 이상 20.10mm 이하인 경우를 합격(○)으로 했다.
<강도 시험>
강도 시험은 다음과 같이 실시했다. 즉, 알루미늄 합금 후판으로부터 JIS5호 시험편을 제작하고, 그 시험편에 대하여 인장 시험을 실시하여 인장 강도 및 0.2% 내력을 측정했다. 인장 강도가 180N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 180N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
<아르마이트성 평가 시험>
아르마이트성 평가는 다음과 같이 실시했다. 알루미늄 합금 후판의 표면 및 단면에 황산 아르마이트 처리에 의해서, 두께 10μm의 아르마이트 피막을 형성했다. 처리 조건은 15% 황산, 20℃, 전류밀도 2A／dm2이다. 그리고, 후판의 표면 및 단면의 외관을 관찰했다. 외관에 불균일(색조 불균일)이 없는 경우를 합격(○)으로 하고, 불균일이 있는 경우를 불합격(×)으로 했다.
한편, 후판의 결정 입경이 아르마이트성에 영향을 주기 때문에 후판의 평균 결정 입경을 구했다. 평균 결정 입경의 측정은 다음과 같이 실시했다. 즉, 알루미늄 합금 후판의 두께를 T로 하는 경우에, 후판의 한 쪽 표면에서 다른 쪽 표면으로 향하여 T／5, 2T／5, 3T／5 및 4T／5의 4개소의 두께 단면에 있어서 측정치를 구하고, 그 평균을 구했다. 또한, 이러한 측정치를 구하는 방법으로서는 절단법을 채용했다. 즉, 알루미늄 합금 후판의 단면을 바커법에 의해서 에칭한 후에 광학 현미경 관찰에 의해서 관찰했다.
시험 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00002
Figure 112009059941157-pct00003
표 2는 슬라이스재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 2에서 합금 1A 내지 12A는 실시예에 해당하고, 합금 13A 내지 22A는 비교예에 해당한다. 표 3은 열간 압연재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 3에서 합금 1A 내지 22A의 모두는 비교예에 해당한다.
(슬라이스재에 대하여)
표 2에 도시한 바와 같이, 합금 1A 내지 13A 및 15A 내지 22A의 경우에는, 가공 변형이 적고 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 14A의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 주조 균열이 발생하고 제조가 불가능했다. 합금 13A의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 1A 내지 13A, 17A 및 20A 내지 22A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 생기지 않았다. 합금 15A, 16A, 18A 및 19A의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1A 내지 13A 및 15A 내지 22A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
한편, 합금 17A, 20A, 21A 및 22A의 경우에는, 각각 Cu, Zn, Ti, Zr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 그들에 근거한 효과가 포화되어 있어 경제성이 뒤떨어졌다.
(열간 압연재에 대하여)
표 3에 도시한 바와 같이, 합금 1A 내지 13A 및 15A 내지 22A의 경우에는, 가공 변형이 축적되고 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 14A의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 주조 균열이 발생하여 제조가 불가능했다. 합금 13A의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 15A, 16A, 18A 및 19A의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생겨 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1A 내지 13A 및 15A 내지 22A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(2) 제 2 실시예
본 실시예는 제 1 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서는 표 1에 나타내는 합금 3A를 이용했다.
(처리)
우선, 합금 3A를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 슬라이스재를 수득했다. 슬라이스재는 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 표 4에 나타내는 조건에서 열처리했다.
Figure 112009059941157-pct00004
따라서, 열처리 조건이 제 1 발명을 만족시키고 있는 A1 및 A2가 제 1 발명의 실시예에 해당하고, 열처리 조건이 제 1 발명을 만족시키고 있지 않은 A3 내지 A5가 비교예에 해당한다.
상기 처리 후의 슬라이스재에 대하여 평탄성 평가 시험 및 판 두께 정밀도 평가 시험을 실시했다.
<평탄성 평가 시험>
평탄성 평가는 주조 방향 1m 당 휨량(평탄도)를 측정하여 실시했다. 평탄도가 0.4mm／1m 길이 이하인 경우를 합격(○)으로 하고, 0.25mm／1m 길이 이하인 경우를 양호(◎)로 했다.
<판 두께 정밀도 평가 시험>
판 두께 정밀도 평가 시험에 관해서는 제 1 실시예의 경우와 같다.
시험 결과를 표 4에 나타낸다.
표 4에 도시한 바와 같이, 실시예 A1, A2에서는 열처리 조건이 제 1 발명을 만족시키므로, 평탄도 및 판 두께 정밀도가 양호했다. 비교예 A3에서는 열처리를 하고 있지 않기 때문에, 실시예 A1, A2와 비교하여 평탄도 및 판 두께 정밀도가 약간 뒤떨어졌다. 비교예 A4에서는 처리 온도가 제 1 발명의 범위보다 낮기(400℃ 미만이기) 때문에, 실시예 A1, A2와 비교하여 평탄도가 약간 뒤떨어졌다. 비교예 A5에서는 처리 온도가 제 1 발명의 범위보다 높기(융점을 초과하고 있기) 때문에, 내부에서의 부분 용융이 생겨서 내부 결함이 될 수 있고, 그에 따라 제품으로 될 수 없었다.
(3) 제 3 실시예
본 실시예는 제 2 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 3000계의 Al-Mn계 합금이다.
표 5에 나타낸 합금 23A, 24A를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 25A, 26A를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00005
(처리)
우선, 합금 23A 내지 26A를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 500℃에서 4시간 유지했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 2 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 23A, 24A를 이용한 슬라이스재만이 제 2 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여, 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 하였다. 즉, 강도는 인장 강도가 90N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 90N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 6에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00006
(슬라이스재에 대하여)
표 6에 도시한 바와 같이, 합금 23A 내지 26A의 경우에는, 가공 변형이 적고, 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 25A의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 26A의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 생기게 했다. 합금 23A 내지 26A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 6에 도시한 바와 같이, 합금 23A 내지 26A의 경우에는, 가공 변형이 축적되고, 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 25A의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에, 다른 열간 압연재에 비하여 강도가 약간 뒤떨어졌다. 합금 26A의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 발생하고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 발생시켰다. 합금 23A 내지 26A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(4) 제 4 실시예
본 실시예는 제 3 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 6000계의 Al-Mg-Si계 합금이다.
표 7에 나타낸 합금 27A, 28A를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 29A 내지 32A를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00007
(처리)
우선, 합금 27A 내지 32A를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 500℃에서 4시간 유지했다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 520℃에서 용체화 처리하고, 또한 175℃에서 8시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 3 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 27A, 28A를 이용한 슬라이스재만이 제 3 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에, 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 200N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 200N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 8에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00008
(슬라이스재에 대하여)
표 8에 도시한 바와 같이, 합금 29A, 31A의 경우에는, 각각 Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30A의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32A의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27A 내지 32A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 8에 도시한 바와 같이, 합금 29A, 31A의 경우에는, 각각 Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30A의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32A의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27A 내지 32A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(5) 제 5 실시예
본 실시예는 제 4 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금이다.
표 9에 나타낸 합금 33A, 34A를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 35A 내지 38A를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00009
(처리)
우선, 합금 33A 내지 38A를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 500℃에서 4시간 유지했다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 470℃에서 용체화 처리하고, 또한 120℃에서 48시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 4 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 33A, 34A를 이용한 슬라이스재만이 제 4 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 250N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 250N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 10에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00010
(슬라이스재에 대하여)
표 10에 도시한 바와 같이, 합금 35A, 37A의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36A, 38A의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33A 내지 38A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 10에 도시한 바와 같이, 합금 35A, 37A의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36A, 38A의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33A 내지 38A의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(6) 제 6 실시예
본 실시예는 제 5 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 5000계의 Al-Mg계 합금이다.
표 11에 나타낸 합금 1B 내지 12B를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 13B 내지 22B를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00011
(처리)
우선, 합금 1B 내지 22B를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 주괴를 350℃에서 4시간 유지했다.
그리고, 열처리 후의 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 주괴를 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 5 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 1B 내지 22B를 이용한 슬라이스재만이 제 5 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다. 각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
시험 결과를 표 12 및 표 13에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00012
Figure 112009059941157-pct00013
표 12는 슬라이스재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 12에 있어서, 합금 1B 내지 12B는 제 5 발명의 실시예에 해당하고, 합금 13B 내지 22B는 비교예에 해당한다. 표 13은 열간 압연재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 13에 있어서, 합금 1B 내지 22B의 모두는 비교예에 해당한다.
(슬라이스재에 대하여)
표 12에 도시한 바와 같이, 합금 1B 내지 13B 및 15B 내지 22B의 경우에는, 가공 변형이 적고 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 14B의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 주조 균열이 발생하여 제조가 불가능했다. 합금 13B의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 1B 내지 13B, 17B 및 20B 내지 22B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 생기지 않았다. 합금 15B, 16B, 18B 및 19B의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1B 내지 13B 및 15B 내지 22B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
한편, 합금 17B, 20B, 21B 및 22B의 경우에는, 각각 Cu, Zn, Ti, Zr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 그들에 근거한 효과가 포화되어 있어 경제성이 뒤떨어졌다.
(열간 압연재에 대하여)
표 13에 도시한 바와 같이, 합금 1B 내지 13B 및 15B 내지 22B의 경우에는, 가공 변형이 축적되고, 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 14B의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 주조 균열이 발생하고, 제조가 불가능했다. 합금 13B의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 15B, 16B, 18B 및 19B의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1B 내지 13B 및 15B 내지 22B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(7) 제 7 실시예
본 실시예는 제 5 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서는 표 11에 나타낸 합금 3B를 이용한다.
(처리)
우선, 합금 3B를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 주괴를 표 14에 나타낸 조건으로 열처리했다.
그리고, 열처리 후의 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하고 슬라이스재를 수득했다. 슬라이스재는 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
Figure 112009059941157-pct00014
따라서, 열처리 조건이 제 5 발명을 만족시키고 있는 B1 및 B2가 제 5 발명의 실시예에 해당하고, 열처리 조건이 제 5 발명을 만족시키고 있지 않은 B3 내지 B5가 비교예에 해당한다.
상기 처리 후의 슬라이스재에 대하여, 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험 및 절삭성 평가 시험을 실시했다.
<평탄성 평가 시험>
평탄성 평가는 주조 방향 1m 당 휨량(평탄도)를 측정하여 실시했다. 평탄도가 0.4mm／1m 길이 이하인 경우를 합격(○)으로 하고, 0.4mm／1m 길이를 초과하는 경우를 불합격(×)으로 했다.
<판 두께 정밀도 평가 시험>
판 두께 정밀도 평가 시험에 관해서는 제 1 실시예의 경우와 같다.
<절삭성 평가 시험>
절삭성, 즉 절설 분단성의 평가는 드릴로 천공 가공을 행할 때의 절설의 단위 질량당 개수를 측정하여 실시했다. 구체적으로는, 직경 5mmφ의 드릴을 이용하여 회전수 7,000rpm 및 이송 속도 300mm／분으로 천공 가공을 하고, 발생한 절설 10g 당 개수를 측정했다. 1,000개／10g 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 1,000개／10g 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 14에 나타낸다.
표 14에 도시한 바와 같이, 실시예 B1, B2에서는, 열처리 조건이 제 5 발명을 만족시키고 있으므로, 평탄도, 판 두께 정밀도 및 절삭성이 양호했다. 비교예 B3에서는, 열처리를 하고 있지 않기 때문에 평탄도가 불량하며, 판 두께 정밀도가 실시예 B1, B2와 비교하여 약간 뒤떨어졌다. 비교예 B4에서는, 처리 온도가 제 5 발명의 범위보다 높기 때문에 절삭성이 뒤떨어졌다. 비교예 B5에서는, 처리 온도가 제 5 발명의 범위보다 낮기 때문에 평탄도가 불량하며, 판 두께 정밀도가 실시예 B1, B2와 비교하여 약간 뒤떨어졌다.
(8) 제 8 실시예
본 실시예는 제 6 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 3000계의 Al-Mn계 합금이다.
표 15에 나타낸 합금 23B, 24B를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 25B, 26B를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00015
(처리)
우선, 합금 23B 내지 26B를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 주괴를 350℃에서 4시간 유지했다.
그리고, 열처리 후의 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 주괴를 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 6 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 23B, 24B를 이용한 슬라이스재만이 제 6 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 90N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 90N／mm2미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 16에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00016
(슬라이스재에 대하여)
표 16에 도시한 바와 같이, 합금 23B 내지 26B의 경우에는, 가공 변형이 적고, 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 25B의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 26B의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 발생시켰다. 합금 23B 내지 26B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 16에 도시한 바와 같이, 합금 23B 내지 26B의 경우에는, 가공 변형이 축적되고, 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 25B의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에, 다른 열간 압연재에 비하여 강도가 약간 뒤떨어졌다. 합금 26B의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 발생시켰다. 합금 23B 내지 26B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(9) 제 9 실시예
본 실시예는 제 7 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 6000계의 Al-Mg-Si계 합금이다.
표 17에 나타낸 합금 27B, 28B를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 29B 내지 32B를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00017
(처리)
우선, 합금 27B 내지 32B를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 주괴를 350℃에서 4시간 유지했다.
그리고, 열처리 후의 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 주괴를 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 520℃에서 용체화 처리하고, 또한 175℃에서 8시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 7 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 27B, 28B를 이용한 슬라이스재만이 제 7 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 200N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 200N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 18에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00018
(슬라이스재에 대하여)
표 18에 도시한 바와 같이, 합금 29B, 31B의 경우에는, 각각 Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30B의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32B의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27B 내지 32B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 18에 도시한 바와 같이, 합금 29B, 31B의 경우에는, 각각 Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30B의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32B의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27B 내지 32B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(10) 제 10 실시예
본 실시예는 제 8 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금이다.
표 19에 나타낸 합금 33B, 34B를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 35B 내지 38B를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00019
우선, 합금 33B 내지 38B를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 주괴를 300℃에서 4시간 유지했다.
그리고, 열처리 후의 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 주괴를 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 470℃에서 용체화 처리하고, 또한 120℃에서 48시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 8 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 33B, 34B를 이용한 슬라이스재만이 제 8 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 250N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 250N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 20에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00020
(슬라이스재에 대하여)
표 20에 도시한 바와 같이, 합금 35B, 37B의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36B, 38B의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33B 내지 38B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 20에 도시한 바와 같이, 합금 35B, 37B의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36B, 38B의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33B 내지 38B의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(11) 제 11 실시예
본 실시예는 제 9 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 5000계의 Al-Mg계 합금이다.
표 21에 나타낸 합금 1C 내지 12C를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 13C 내지 22C를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00021
(처리)
우선, 합금 1C 내지 22C를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 350℃에서 4시간 유지했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 9 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 1C 내지 22C를 이용한 슬라이스재만이 제 9 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다. 각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
한편, 후판의 결정 입경이 아르마이트성에 영향을 주기 때문에 후판의 평균 결정 입경을 제 1 실시예의 경우와 같이 구했다.
시험 결과를 표 22 및 표 23에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00022
Figure 112009059941157-pct00023
표 22는 슬라이스재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 22에 있어서, 합금 1C 내지 12C는 제 9 발명의 실시예에 해당하고, 합금 13C 내지 22C는 비교예에 해당한다. 표 23은 열간 압연재에 대한 시험 결과를 나타내고 있다. 표 23에 있어서, 합금 1C 내지 22C의 모두는 비교예에 해당한다.
(슬라이스재에 대하여)
표 22에 도시한 바와 같이, 합금 1C 내지 13C 및 15C 내지 22C의 경우에는, 가공 변형이 적고, 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 14C의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 주조 균열이 발생하고, 제조가 불가능했다. 합금 13C의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 1C 내지 13C, 17C 및 20C 내지 22C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 생기지 않았다. 합금 15C, 16C, 18C 및 19C의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1C 내지 13C 및 15C 내지 22C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
한편, 합금 17C, 20C, 21C 및 22C의 경우에는, 각각 Cu, Zn, Ti, Zr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 그들에 근거한 효과가 포화되어 있어 경제성이 뒤떨어졌다.
(열간 압연재에 대하여)
표 23에 도시한 바와 같이 합금 1C 내지 13C 및 15C 내지 22C의 경우에는, 가공 변형이 축적되고, 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 14C의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에 주조 균열이 발생하고, 제조가 불가능했다. 합금 13C의 경우에는, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다.
합금 15C, 16C, 18C 및 19C의 경우에는, 각각 Si, Fe, Mn, Cr의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 1C 내지 13C 및 15C 내지 22C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(12) 제 12 실시예
본 실시예는 제 9 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서는 표 21에 나타낸 합금 3C를 이용한다.
(처리)
우선, 합금 3C를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 슬라이스재를 수득했다. 슬라이스재는 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 표 24에 나타낸 조건으로 열처리했다.
Figure 112009059941157-pct00024
따라서, 열처리 조건이 제 9 발명을 만족시키고 있는 C1 및 C2가 제 9 발명의 실시예에 해당하고, 열처리 조건이 제 9 발명을 만족시키고 있지 않은 C3 내지 C5가 비교예에 해당한다.
상기 처리 후의 슬라이스재에 대하여 평탄성 평가 시험 및 판 두께 정밀도 평가 시험을 실시했다.
<평탄성 평가 시험>
평탄성 평가는 주조 방향 1m 당 휨량(평탄도)을 측정하여 실시했다. 평탄도가 0.4mm／1m 길이 이하인 경우를 합격(○)으로 하고, 0.4mm／1m 길이를 초과하는 경우를 불합격(×)으로 했다.
<판 두께 정밀도 평가 시험>
판 두께 정밀도 평가 시험에 관해서는 제 1 실시예의 경우와 같다.
<절삭성 평가 시험>
절삭성 평가 시험에 관해서는 제 7 실시예의 경우와 같다.
시험 결과를 표 24에 나타낸다.
표 24에 도시한 바와 같이, 실시예 C1, C2에서는, 열처리 조건이 제 9 발명을 만족시키고 있으므로, 평탄도, 판 두께 정밀도 및 절삭성이 양호했다. 비교예 C3에서는, 열처리를 하고 있지 않기 때문에 평탄도가 불량하며, 판 두께 정밀도가 실시예 C1, C2와 비교하여 약간 뒤떨어졌다. 비교예 C4에서는, 처리 온도가 제 9 발명의 범위보다 높기 때문에 절삭성이 뒤떨어졌다. 비교예 C5에서는, 처리 온도가 제 9 발명의 범위보다 낮기 때문에, 평탄도가 불량하며, 판 두께 정밀도가 실시예 C1, C2와 비교하여 약간 뒤떨어졌다.
(13) 제 13 실시예
본 실시예는 제 10 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 3000계의 Al-Mn계 합금이다.
표 25에 나타낸 합금 23C, 24C를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 25C, 26C를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00025
(처리)
우선, 합금 23C 내지 26C를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 350℃에서 4시간 유지했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 10 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 23C, 24C를 이용한 슬라이스재만이 제 10 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 평탄성 평가 시험, 판 두께 정밀도 평가 시험, 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 90N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 90N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 26에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00026
(슬라이스재에 대하여)
표 26에 도시한 바와 같이, 합금 23C 내지 26C의 경우에는, 가공 변형이 적고, 휨이 작았다. 즉, 평탄도가 양호했다. 또한, 판 두께 정밀도도 우수했다.
합금 25C의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 26C의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 발생시켰다. 합금 23C 내지 26C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 26에 도시한 바와 같이, 합금 23C 내지 26C의 경우에는, 가공 변형이 축적되고, 압연 방향의 휨이 컸다. 즉, 평탄도가 불량하였다. 또한, 판 두께 정밀도는 슬라이스재에 비하여 약간 뒤떨어지는 것이 많았다.
합금 25C의 경우에는, Mn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에, 다른 열간 압연재에 비하여 강도가 약간 뒤떨어졌다. 합금 26C의 경우에는, Mn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일을 발생시켰다. 합금 23C 내지 26C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(14) 제 14 실시예
본 실시예는 제 11 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 6000계의 Al-Mg-Si계 합금이다.
표 27에 나타낸 합금 27C, 28C를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 29C 내지 32C를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00027
(처리)
우선, 합금 27C 내지 32C를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정으로 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 350℃에서 4시간 유지했다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 520℃에서 용체화 처리하고, 또한 175℃에서 8시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 11 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 27C, 28C를 이용한 슬라이스재만이 제 11 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에, 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 200N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 200N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 28에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00028
(슬라이스재에 대하여)
표 28에 도시한 바와 같이, 합금 29C, 31C의 경우에는, 각각, Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30C의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32C의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27C 내지 32C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 28에 도시한 바와 같이, 합금 29C, 31C의 경우에는, 각각 Si, Mg의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 30C의 경우에는, Si의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생기고, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 32C의 경우에는, Mg의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, Mg에 근거한 효과가 포화되어 경제성이 뒤떨어졌다. 합금 27C 내지 32C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
(15) 제 15 실시예
본 실시예는 제 12 발명에 관한 것이다. 본 실시예에서 이용하는 알루미늄 합금은 7000계의 Al-Zn-Mg계 합금이다.
표 29에 나타낸 합금 33C, 34C를 실시예 합금으로서 이용하고, 합금 35C 내지 38C를 비교예 합금으로서 이용했다.
Figure 112009059941157-pct00029
(처리)
우선, 합금 33C 내지 38C를 용해 공정, 탈 수소가스 공정, 여과 공정 및 주조 공정에서 순차적으로 처리하여 판 두께 500mm의 주괴를 제작했다.
다음으로, 상기 주괴로부터 슬라이스재와 열간 압연재를 제작했다. 슬라이스재는 상기 주괴를 슬라이스 공정에서 처리하여 수득했다. 열간 압연재는 상기 주괴를 열처리한 후에 열간 압연하여 수득했다. 슬라이스재 및 열간 압연재는 각각 두께 20mm×폭 1,000mm×길이 2,000mm의 알루미늄 합금 후판이다.
그리고, 상기 슬라이스재를 열처리 공정에서 처리했다. 즉, 상기 슬라이스재를 300℃에서 4시간 유지했다.
또한, 수득된 슬라이스재 및 열간 압연재를 470℃에서 용체화 처리하고, 또한 120℃에서 48시간 시효 처리했다.
따라서, 상기 처리 후의 슬라이스재는 제 12 발명의 제조 방법에 의해서 수득된 알루미늄 합금 후판이지만, 상기 처리 후의 열간 압연재는 그렇지 않다. 그리고, 합금 33C, 34C를 이용한 슬라이스재만이 제 12 발명의 실시예에 해당한다.
다음으로, 상기 처리 후의 슬라이스재 및 열간 압연재에 대하여 강도 시험 및 아르마이트성 평가 시험을 실시했다.
각 시험의 방법 및 평가 기준은 제 1 실시예의 경우와 같다.
단, 합금종에 따라서 후판의 특성이 다르기 때문에 강도의 평가 기준은 다음과 같이 했다. 즉, 강도는 인장 강도가 250N／mm2 이상인 경우를 합격(○)으로 하고, 인장 강도가 250N／mm2 미만인 경우를 불합격(×)으로 했다.
시험 결과를 표 30에 나타낸다.
Figure 112009059941157-pct00030
(슬라이스재에 대하여)
표 30에 도시한 바와 같이, 합금 35C, 37C의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36C, 38C의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33C 내지 38C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 생기지 않았다.
(열간 압연재에 대하여)
표 30에 도시한 바와 같이, 합금 35C, 37C의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 하한치 미만이기 때문에 강도가 부족하였다. 합금 36C, 38C의 경우에는, 각각 Mg, Zn의 함유량이 상한치를 초과하고 있기 때문에, 아르마이트 처리 후의 표면의 외관에 불균일이 발생했다. 합금 33C 내지 38C의 경우에는, 아르마이트 처리 후의 단면의 외관에 불균일이 발생했다.
본원 발명의 알루미늄 합금 후판의 제조 방법은 우수한 생산성을 가지며, 표면 상태 및 평탄도를 용이하게 제어할 수 있고, 판 두께 정밀도를 향상시킬 수 있으므로, 산업상의 이용가치가 크다.

Claims (22)

  1. 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 Mg: 1.5질량% 이상 12.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.6질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고,
    상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정,
    용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정,
    수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정,
    개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정,
    상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및
    소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을
    순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  2. 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 Mn: 0.3질량% 이상 1.6질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 0.5질량% 이하, Mg: 1.5질량% 이하, Cr: 0.3질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고,
    상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정,
    용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정,
    수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정,
    개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정,
    상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및
    소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을
    순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  3. 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 Si: 0.2질량% 이상 1.6질량% 이하, Mg: 0.3질량% 이상 1.5질량% 이하를 함유하고, 또한, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 1.0질량% 이하, Mn: 0.6질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Zn: 0.4질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.3질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고,
    상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정,
    용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정,
    수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정,
    개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정,
    상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및
    소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 400℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을
    순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  4. 알루미늄 합금으로부터 알루미늄 합금 후판을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 Mg: 0.4질량% 이상 4.0질량% 이하, Zn: 3.0질량% 이상 9.0질량% 이하를 함유하고, 또한 Si: 0.7질량% 이하, Fe: 0.8질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이하, Mn: 0.8질량% 이하, Cr: 0.5질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.25질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있고,
    상기 알루미늄 합금을 용해하는 용해 공정,
    용해된 알루미늄 합금으로부터 수소가스를 제거하는 탈 수소가스 공정,
    수소가스가 제거된 알루미늄 합금으로부터 개재물을 제거하는 여과 공정,
    개재물이 제거된 알루미늄 합금을 주조하여 주괴를 제조하는 주조 공정,
    상기 주괴를 슬라이스하여 소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 제조하는 슬라이스 공정, 및
    소정 두께의 알루미늄 합금 후판을 350℃ 이상 융점 미만의 온도에서 1시간 이상 유지하는 것에 의해 열처리하는 열처리 공정을
    순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열처리 공정 후에, 알루미늄 합금 후판의 표면에 표면 평활화 처리를 실시하는 표면 평활화 처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 표면 평활화 처리를 절삭법, 연삭법 및 연마법 중에서 선택된 1종 이상의 방법으로 실시하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  7. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 슬라이스 공정에서, 두께 방향 중앙으로부터 두께 방향의 각각의 표면으로 향하여 균등한 두께를 가지고, 또한 상기 주괴의 두께를 T로 하는 경우에 합계 T／30 내지 T／5의 두께를 가지는 두께 방향 중앙 부분을, 상기 주괴로부터 제거하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판의 제조 방법.
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 삭제
  15. 삭제
  16. 삭제
  17. 삭제
  18. 삭제
  19. 삭제
  20. 삭제
  21. 삭제
  22. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 따른 알루미늄 합금 후판의 제조 방법에 의해서 제조된 알루미늄 합금 후판으로서, 400μm 이하의 평균 결정 입경을 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 후판.
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4410835B2 (ja) * 2008-03-28 2010-02-03 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金厚板およびその製造方法
JP6792618B2 (ja) 2015-12-18 2020-11-25 ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法
CA2981329C (en) 2015-12-18 2021-04-20 Novelis Inc. High-strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same
KR102302492B1 (ko) * 2017-03-03 2021-09-15 가부시키가이샤 유에이씨제이 알루미늄 합금 후판
EP3794155A1 (en) 2018-05-15 2021-03-24 Novelis, Inc. High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same
CN114574737B (zh) * 2020-12-01 2022-11-22 中国科学院金属研究所 一种高强高塑性抗应力腐蚀纳米结构铝合金及其制备方法
TWI830452B (zh) 2022-10-21 2024-01-21 財團法人工業技術研究院 鋁合金材料與鋁合金物件及其形成方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000265232A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Nippon Light Metal Co Ltd 高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法
JP2004306139A (ja) 2003-03-26 2004-11-04 Showa Denko Kk アルミニウム合金水平連続鋳造棒の製造方法、アルミニウム合金水平連続鋳造棒の製造設備およびアルミニウム合金水平連続鋳造棒
JP2007077486A (ja) 2005-09-16 2007-03-29 Kobe Steel Ltd 成形用アルミニウム合金板

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0639664B2 (ja) * 1989-08-24 1994-05-25 日本軽金属株式会社 レーザー鏡用アルミニウム合金素材の製造法
US5489363A (en) † 1993-05-04 1996-02-06 Kamyr, Inc. Pulping with low dissolved solids for improved pulp strength
JP2002146447A (ja) 2000-11-01 2002-05-22 Daido Steel Co Ltd 非鉄金属用脱ガス装置
US20050006010A1 (en) † 2002-06-24 2005-01-13 Rinze Benedictus Method for producing a high strength Al-Zn-Mg-Cu alloy
WO2004085096A1 (en) * 2003-03-26 2004-10-07 Showa Denko K.K. Horizontally continuously cast rod of aluminum alloy and method and equipment for producing the rod.
JP4214840B2 (ja) * 2003-06-06 2009-01-28 住友金属工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2005344173A (ja) 2004-06-03 2005-12-15 Kobe Steel Ltd 磁気ディスク用アルミニウム合金基板およびその製造方法
JP2007051310A (ja) * 2005-08-15 2007-03-01 Furukawa Sky Kk アルミニウムボトル缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP4515363B2 (ja) * 2005-09-15 2010-07-28 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
WO2007135838A1 (ja) * 2006-05-18 2007-11-29 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho アルミニウム合金厚板の製造方法およびアルミニウム合金厚板
CN100478476C (zh) * 2006-07-14 2009-04-15 中国铝业股份有限公司 一种高强度铝合金线杆及其制备工艺

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000265232A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Nippon Light Metal Co Ltd 高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法
JP2004306139A (ja) 2003-03-26 2004-11-04 Showa Denko Kk アルミニウム合金水平連続鋳造棒の製造方法、アルミニウム合金水平連続鋳造棒の製造設備およびアルミニウム合金水平連続鋳造棒
JP2007077486A (ja) 2005-09-16 2007-03-29 Kobe Steel Ltd 成形用アルミニウム合金板

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