KR101185837B1

KR101185837B1 - 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법

Info

Publication number: KR101185837B1
Application number: KR1020100100758A
Authority: KR
Inventors: 김창동
Original assignee: 주식회사 세림티앤디
Priority date: 2010-10-15
Filing date: 2010-10-15
Publication date: 2012-10-02
Also published as: KR20120039195A

Abstract

본 발명은 브레이크 캘리퍼 제조방법에 관한 것으로, 알루미늄 원소재를 이용하여 열간단조 공정과 냉간 단조 공정을 거쳐서 브레이크 캘리퍼 성형체를 제조한 후, 마무리 가공을 거쳐 최종적인 브레이크 캘리퍼를 제조하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 관한 것이다.

Description

알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법 { Brake Calliper Producing Method }

본 발명은 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 단조 기술을 이용한 자동차 디스크 브레이크용 알루미늄 캘리퍼의 개발을 목표로 중소기업기술혁신사업에 의해 과제명 자동차 경량화 및 안전성 향상을 위한 알루미늄합금 단조재 브레이크 캘리퍼 시스템 개발으로 진행된 사업의 결과물임을 밝힌다.

1. 자동차의 경량화 경향

날로 심각해지는 에너지고갈 및 환경오염 문제는 인류가 직면하고 있는 중대 문제로서, 이에 대한 대책이 전 세계적으로 다각도로 연구되어지고 있다. 자동차는 주요한 에너지 소비원일 뿐만 아니라, 이로 인한 환경오염도 날로 심각해지고 있는 실정이다. 자동차의 보유대수도 전 세계적으로 증가하는 추세이며, 2000년 기준으로 전 세계 자동차 보유대수는 약 7억대에서 2050년에는 약 20억대로 증가할 것으로 예상되어지고 있다(“21세기의 에너지자원과 자동차용 동력원의 전망”에서). 특히 최근의 급격한 유가상승으로 인한 연비향상에 대한 시장의 요구와 기후변화협약으로 인한 환경규제의 문제는 자동차업계가 시급히 해결해야 하는 당면과제로 다가오고 있으며, 앞으로 이러한 부문에서의 문제 해결 여부가 완성차 업체의 생존을 좌우할 것으로 생각되어지고 있다(“기후협약 대비 온실가스 감축“환경부 기고문).

자동차로 인한 에너지고갈 및 환경오염 문제를 해결하기 위한 노력은 크게 두 가지 방향으로 진행되어지고 있는데, 그중 하나는 대체에너지 및 그 이용 시스템의 개발이고 또 하나는 경량화 및 연비저감 시스템 개발을 통한 에너지 사용의 저감이다. 수소, 전기, 메탄올 등의 대체에너지와 그 이용 시스템의 개발이 에너지 및 환경 문제를 해결할 수 있는 근본적인 대책이 될 수 있으나, 기술적인 문제로 인해 근 시일에 실용화되기는 어려운 실정이다. 따라서 현실적인 대안으로 에너지 사용의 저감을 위해 에너지 효율을 높일 수 있는 시스템의 개발과 경량화가 시급히 필요한 실정인데, 이에 대한 연구는 많은 부분에서 성과를 거두고 있으며 앞으로도 많은 부분에서 개선이 이루어질 전망이다.

자동차의 에너지 효율을 향상시키는 측면에서는 에너지 효율이 높은 디젤엔진과 하이브리드 차량의 개발 등이 주종을 이루고 있으며, 경량화의 측면에서는 기존 자동차에 사용되어지고 있는 철강재료를 알루미늄 및 마그네슘 등의 경량재료로 변화시키는 연구가 진행되어지고 있다. 특히 알루미늄은 중량당 강도(비강도)가 철강재료에 비해 2/3?1/2이기 때문에 경량화에 크게 유리할 뿐만 아니라, 마그네슘에 비해 그 부품의 제조방법이 용이하기 때문에 쉽게 자동차의 경량화의 소재로 이용되어지고 있다.

2. 자동차 산업에 있어서 알루미늄 소재의 적용 경향

자동차 부품에 알루미늄을 적용하기 위해 연구/개발이 시작한 것은 1973년 오일쇼크 이후로부터이며, 특히 90년대 중반 이후에는 차체가 모두 Al합금으로 제조한 양산 차량이 생산되어지는 등 Al 합금의 적용에 대한 연구/개발이 활발하게 진행되어졌다. 현재에는 자동차용 재료로 적합한 Al합금 조성의 개발과 제조 프로세스 기술에 대한 연구도 활발하게 진행되어져 다양한 부품이 개발되어졌다. 기존의 철강 소재를 Al 합금소재로 변경 시에는 비용 상승으로 인해 완성차의 가격 상승을 야기하게 되는 단점을 가지고 있으나, 이러한 문제점에도 불구하고 최근에는 에너지의 가격이 지속적으로 상승하게 되고, 환경에 대한 규제가 자동차 제조판매에 직접적으로 영향을 미칠 수 있게 됨으로 인해, 다소의 비용 상승에도 불구하고 자동차의 경량화를 반드시 실현되어져야 하는 과제로 부각됨에 따라 Al 부품의 적용에 대한 필요성은 크게 증대되어지고 있다.

다음의 <표 1>은 승용차 부품에의 Al 합금 적용에 대해 나타내고 있는데, 기존에는 Al합금 적용은 단순히 경량화를 위해서뿐만 아니라 Al 합금이 가진 열전도성, 생산성 및 장식성 등을 적극적으로 이용하기 위해 많이 사용되어졌으나, 최근에는 경량화에 대한 요구가 급증함에 따라 경량화만의 목적을 위해서도 적용되어지는 부품이 증가하고 있다.

알루미늄 부품의 자동차 적용목적 및 그 예

	보통 알루미늄이 적용되고 있는 부품	알루미늄의 적용이 계속 진행 중에 있는 부품	최근에 사용되기 시작한 부품
전도성 + 경량화	Piston Cylinder Head Intake Manifold Heater Core	Radiator
생산성 + 경량화	Timing Chain Cover Oil Pump Fuel Pump Body Carburetter EGR Valve Water Pump Body Thermostat Cover Distributer Body Alternator Body Start Motor Transmission Case Clutch Housing Rear Cover Steering Gear Housing Wiper Ring Attached Hose Wiper Motor Casting Wiper Arm Hose Rock Arm	Cylinder Block	Clutch Pedal Pedal Bracket Air Conditioner Air Conditioner Bracket Body Seat

3. 브레이크 시스템의 종류 및 구조

브레이크 시스템은 자동차의 안전성을 확보하는 중요한 안전부품으로서, 브레이크 페달을 밟음으로 자동차를 감속 또는 정지하는 풋 브레이크(foot brake)는 크게 디스크 브레이크와 드럼 브레이크로 나뉘어 진다. 승용차를 위시하여 일반적인 차량의 브레이크 시스템으로는 주로 디스크 브레이크가 사용되고 있는데, 이는 디스크 브레이크가 드럼 브레이크에 비하여 효력이 안정되어져 있고, 방열성이 우수하여 페이드(fade)현상이 적으며, 편제동 현상이 적을 뿐만 아니라, 패드교환이 용이하기 때문이다. 보통의 승용차에는 전륜에만 디스크 브레이크를 장착하고 있으며, 최고 차속이 높은 스포츠카나 고급차에는 4륜에 디스크 브레이크를 채용하는 것이 일반적이다. <그림 1>에 일반적인 차량에 장착된 디스크 브레이크의 형상을 보여주고 있다.

(a) 타이어 장착 (b) 타이어 탈착

<그림 1> 일반적인 차량에 장착된 디스크 브레이크

이러한 디스크 브레이크는 휠 허브(wheel hub)와 같이 회전하는 디스크, 디스크에 밀착되어 마찰력을 발생시키는 패드, 유압이 작용하는 피스톤, 그리고 피스톤이 들어있는 캘리퍼(caliper) 등으로 구성되어져 있으며, 디스크를 압착하는 방식에 따라 크게 고정 캘리퍼형(fixed caliper type)과 부동 캘리퍼형(floatng caliper type)으로 나뉘어 지는데, 일반적인 승용차에 많이 사용되고 있는 구조는 부동 캘리퍼형으로서 <그림 2>에 그 구조를 나타내었다. 부동 캘리퍼형 디스크 브레이크는 <그림 3>에서 볼 수 있는 바와 같이 피스톤에 의해 캘리퍼 바디가 이동하면서 양쪽 패드에 디스크에 압착하면서 제동 작용을 얻는다.

<그림 2> 부동 캘리퍼형 디스크 브레이크의 구조

<그림 3> 부동 캘리퍼형 디스크 브레이크의 제동 구조 모식도

유압을 작용하는 피스톤의 개수는 차량에 따라 변화하게 되는데, 일반적인 차량에서는 1 피스톤이 사용되고 있으나, 고급차량으로 갈수록 제동력을 향상시키기 위해 2, 3, 4 피스톤이 사용되어지며, 스포츠카 등에서는 6 이나 8 피스톤이 사용되어지기도 한다.

4. 브레이크 캘리퍼의 개발 현황(알루미늄 캘리퍼의 우수성)

디스크 브레이크 시스템에서 브레이크 페드를 밀기 위한 피스톤과 실린더를 내장하고 있는 부품이 캘리퍼로서, 현재 캘리퍼는 일반 승용차에서는 대부분이 구상흑연주철(FCD 45~55) 주물소재가 사용되고 있으며, 국산 고급차종(에쿠스)과 스포츠형 카(투스카니)에서는 알루미늄 주조품이 사용하고 있다. 주철 캘리퍼에 비해 알루미늄 캘리퍼는 다음과 같은 장점을 가지고 있어 외산 고급차종에서는 선호되어지고 있다.

1) 주철(밀도 약 7 kg/cm³)에 비해 알루미늄합금(밀도 약 3 kg/cm³)은 비강도가 1.5?2배 높기 때문에 차량의 경량화가 가능하다.

2) 알루미늄의 내부식성이 높음으로 인해 뛰어난 내구성 및 장식성을 가지고 있다.

3) unsprung weight를 낮춤으로 인해 주행감각을 향상시키며 제동력을 향상시킬 수 있다.

(* unspung weight: 서스펜션에 의해 지지되어지지 않는 부품의 전체 중량으로서, 서스펜션에 연결되어져 있는 휠 스핀들, 휠 베어링, 타이어, 브레이크 시스템 등의 무게의 합이다. unsprung weight가 증가하게 되면 주행 중의 지면으로부터 전달되는 충격이 증가하기 때문에 주행감각이 나빠지게 되며, 조향능력이나 제동성능도 떨어지게 된다.)

5. 알루미늄 단조 브레이크 캘리퍼의 개발 현황 및 필요성

알루미늄 주조품은 기본적으로 주조공정 중에 기공 등의 주조결함이나 편석 등이 발생할 수 있기 때문에 기계적 특성이 저하하게 된다. 이와 반면 알루미늄 단조품은 주조결함이 단조공정 중에 제거되어지며 조직의 미세화를 가져올 수 있게 되어 <표 2>에서 볼 수 있는 바와 같이 주조품에 비해 기계적 특성이 향상되어질 뿐만 아니라 부품 특성의 산포를 줄임으로써 신뢰성도 향상되어질 수 있다. 또한 단조품은 표면의 장식성이 주물품에 비해 우수한 특성을 나타내고 있다.

단조품 및 주조품 알루미늄합금 자동차 로드휠의 기계적 특성 비교

	단조품	주조품
인장강도(MPa)	300	250
연신율(%)	12	5

(*한국주조공학회지, 제 20권, 제 4호, 2000년)

현재 외국을 중심으로 확대되어지는 A/S 및 튜닝카 부품 시장으로의 시장진입을 통한 수출증대와 향후 증가할 것으로 예상되어지는 국내 수입 부품에 대한 수입대체 뿐만 아니라, 양산 차종으로 적용에 대한 기술력을 확보하기 위해서는 알루미늄 단조 캘리퍼의 개발이 시급히 요구되어지고 있다.

한편 단조법은 주조법에 비하여 부품의 결함이 적어지고 재료의 특성을 향상시킬 수 있기 때문에 안전성 또는 내구성이 요구되어지는 부품에 주로 사용되어지고 있는데, 단조기술 및 생산성의 향상에 따라 그 수요는 확대되어지고 있는 경향이다. 따라서 자동차 산업에서의 단조 알루미늄 부품의 기술적인 동향은 크게 고품질화와 비용절감을 목표로 하고 있다고 할 수 있는데, 고품질화의 측면에서는 단조공정에 적합한 재료의 개발, 공정개선을 통한 결함의 감소, 특성 및 정밀도의 향상 등을 들 수 있으며, 비용절감의 측면에서는 공정의 단축, 금형수명의 향상, 재료비의 절감 등을 들 수 있다.

국내 완성차 업체에서도 경량화의 문제에 직면하고 있기 때문에 많은 부품에서 기존의 철강재료로 사용되던 부품을 알루미늄으로 대체하는 경향이 있으나, 아직 선진 외국 완성차업체에 비하면 그 적용비율이 낮은 형편이다. 디스크 브레이크 캘리퍼의 경우에도 국내 완성차업체는 재질을 대부분 구상흑연주철(FCD 45~55)으로 사용하여 양산에 적용하고 있어왔다. 하지만 최근에는 고급 차종인 에쿠스와 스포츠형 차량인 투스카니에 알루미늄 주물 캘리퍼를 사용하여 적용하기 시작하였으나, 그 적용범위는 아직 미비한 형편이다.

외국의 선진 자동차업체에서는 연비향상을 위한 경량화와 차량의 성능을 향상시키고자 알루미늄 주물 캘리퍼를 장착하는 경향이 급증하고 있는 추세이다. 이러한 알루미늄 주물 캘리퍼가 적용된 차량은 포르쉐, Audi, BMW, GM 캐딜락, 재규어 등으로, 최근에 개발되어진 고급차종에서는 4 피스톤 또는 6 피스톤이 장착된 알루미늄 주물 캘리퍼가 많이 적용되어지고 있다. 하지만 알루미늄 주물 캘리퍼의 제조공정으로 주로 사형주조를 적용하고 있기 때문에 부품의 기계적 특성에서는 단조품에 비해 부족한 형편이다.

현재 일반적인 알루미늄 단조는 국내 업체에서도 여러 가지 제품을 생산하고 있으나, 자동차 부품으로의 적용은 아직 제한되어져 있는 형편이며, 이는 생산 제품의 신뢰성 및 생산성 확보와 가격 경쟁력의 문제를 해결해야 하기 때문이다. 최근 점진적으로 자동차용 알루미늄 주물제품을 생산하기 시작하는 중국, 인도 등의 후발업체의 제조참여로 인한 납품단가 인하로 채산성이 급속도로 악화되고 있는 형편을 감안할 때, 국내 알루미늄 자동차 부품산업의 지속적인 발전을 위해서는 단조기술을 이용한 알루미늄 자동차 부품 제조기술의 확보가 매우 시급하다고 볼 수 있다.

제 3 절 시장동향

시장규모는 다음과 같다.

제 4 절 기술개발시 예상되는 파급효과 및 활용방안

1. 파급 효과는 다음과 같다.

가. 기술적인 측면

○ 알루미늄 단조 캘리퍼의 상업화 생산 기반 기술 확보

- 공정설계기술: 생산성을 향상시킬 수 있는 최적공정 설계기술 확립

- 금형 설계기술: 가공소재의 흐름성을 개선하여 복잡한 형상의 캘리퍼를 고정밀도로 생산하는 기술 개발

- 금형 윤활처리기술: 가공부품의 정밀도를 향상시키고 금형의 내구성을 향상시키는 최적 윤활처리 기술 확립

- 알루미늄 소재의 최적 열처리 기술: 1차 단조가공 후 용체화열처리 및 2차 단조가공 후 시효 열처리의 최적 조건 확립

○ 특성평가 데이터 확보를 통한 알루미늄 캘리퍼 제조공정 개선 및 특성의 지속적인 향상 시스템 구축

○ 알루미늄 캘리퍼의 특성 평가 기술 확보

○ 기타 대형 알루미늄 단조품 생산 적용 기반 기술 확보

- 기타 자동차 및 수송기계의 알루미늄 단조부품 생산에 적용할 수 있는 제조기술 확보

나. 경제적인 측면

○ 해외 A/S 및 튜닝차 업체로의 신규 시장 개척을 통한 수출 증대

○ 향후 국산 A/S 및 튜닝차 업체의 알루미늄 캘리퍼 부품 수입 대체

○ 향후 국산 양산차량 적용 시 안전성 및 주행성 향상을 통한 국산 양산차량의 이미지 제고

○ 기타 자동차 및 수송기계 알루미늄 단조품 제조를 통한 국내 부품소재 산업의 발전

2. 활용방안

○ 개발된 알루미늄 단조 캘리퍼의 해외 A/S 및 튜닝차 업체로의 수출

: 관련 특성 평가 결과의 첨부

: 현재 개발 완료하여 특성이 만족할 경우 해외 튜닝차 업체로 판매 예정

○ 국내 A/S 및 튜닝차 업체에 홍보를 통한 신규 판매 시도

○ 각 공정 기술 개발에 대한 D/B화(database)를 통한 생산기술력 확보

○ 본 과제에서 개발된 제조공정 기술을 기타 자동차 및 산업기계 알루미늄 단조 부품의 개발에 활용

본 발명은 단조법을 브레이크 캘리퍼에 적용함으로써 주조법에 비하여 부품의 결함이 적어지고 재료의 특성을 향상시킬 수 있기 때문에 안전성 또는 내구성이 있는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법을 제공하기 위함이다.

본 발명의 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법은,

브레이크 캘리퍼 제조방법에 있어서,

알루미늄 원소재를 이용하여 열간단조 공정과 냉간 단조 공정을 거쳐서 브레이크 캘리퍼 성형체를 제조한 후, 마무리 가공을 거쳐 최종적인 브레이크 캘리퍼를 제조하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법은,

단조 금형(100)을 이용하여 열간 단조에 의해 브레이크 캘리퍼 성형체를 제조하는 단계(S10)와;

트림 금형(100)을 이용하여 상기 성형체를 트림밍하는 단계(S12)와;

상기 트리밍 단계를 거친 성형체를 냉간 단조하는 단계(S14)와;

냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S16)와;

상기 냉간 단조 단계를 거친 성형체를 마무리 가공하는 단계(S18);를 포함하여 구성되는 것을 특징으로 한다.

a) 알루미늄 소재를 가열로에서 450~550℃로 1~3시간 동안 예열하는 단계(S51)와;

b) 단조 금형(100)을 가열수단으로 100~300℃까지 예열하는 단계(S53)와;

c) 상기 단조 금형(100)에 이형제와 윤활제를 분사하는 단계(S55)와;

d) 예열된 상기 알루미늄 소재를 가열로에서 꺼내어 상기 단조 금형(100)에 장착하여 1차 열간 단조한 후 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S57)와;

e) 1차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)에 장착하여 1차 트리밍하는 단계(S59)와;

f) 1차 트리밍된 성형체를 가열로에서 재가열한 후, 상기 단조 금형(100)으로 2차 열간 단조를 시행하고 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S61)와;

g) 2차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)으로 2차 트리밍하는 단계(S63)와;

h) 2차 트림밍된 성형체를 상기 단조 금형(100)에 장착화여 냉간 단조하는 단계(S65)와;

i) 냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S70);를 포함하여 구성되는 것을 징으로 한다.

본 발명에 따르는 경우 단조법을 브레이크 캘리퍼에 적용함으로써 주조법에 비하여 부품의 결함이 적어지고 재료의 특성을 향상시킬 수 있기 때문에 안전성 또는 내구성이 있는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법이 제공된다.

제 2절 기대 효과

1) 본 연구과제를 통해 우선적으로 기대되는 효과는 개발 제품의 해외시장 진출을 통한 수출 증대이다. 알루미늄 단조 캘리퍼는 해외 A/S 및 튜닝시장에서 고가로 판매되고 있는 제품으로서 부가가치가 높으며 향후 그 수요도 증가하리라 생각된다. 현재 개발된 시제품은 해외 업체와 수출을 위한 협상(1차분 4,000set, 알루미늄 단조품 캘리퍼 단품만의 가격이 약 1억원)을 진행시키고 있으며, 빠르면 올해 중으로 그 계약이 체결될 것으로 기대하고 있다. 전 세계의 시장은 1000억원을 상회하는 것으로 추산되고 있으며, 향후 그 수요는 증가하리라 예상되고 있어 수출량은 향후 계속적으로 증가하리라 기대된다.

2) 또한 본 연구과제를 통해 알루미늄 단조 캘리퍼의 제조에 대한 기술개발 과정 중에서 습득된 제반 기술들(금형설계 및 해석, 단조공정설계, 열처리, 윤활처리 및 특성평가 기술들)은 자동차 및 기타 산업의 여러 가지 알루미늄 단조 부품들의 개발에도 직접적으로 적용될 수 있는 기술들로서 향후 새로운 단조품 개발에 필요한 기본 제반 기술을 습득하는 효과를 보았다. 특히, 단조공정 상의 문제점을 해결하는 기술과 생산성과 기계적 특성 향상을 겸비한 열처리, 윤활처리 기술은 향후에 직접적으로 도움이 되리라 생각된다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법 흐름도.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법 흐름도.
도 3(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 금형의 단조용 다이 사시도 및 평면도.
도 4(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 금형의 단조용 펀치 사시도 및 평면도.
도 5(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형의 트리밍 다이 사시도 및 평면도.
도 6(a, b, c)는 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형의 트리밍 펀치 사시도 및 평면도.
도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형 결합도.
도 8은 트리밍 금형의 스트리퍼 사시도 및 평면도.

이하에서 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 대하여 첨부된 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법 흐름도, 도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법 흐름도, 도 3(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 금형의 단조용 다이 사시도 및 평면도, 도 4(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 금형의 단조용 펀치 사시도 및 평면도, 도 5(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형의 트리밍 다이 사시도 및 평면도, 도 6(a, b)는 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형의 트리밍 펀치 사시도 및 평면도, 도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 트리밍 금형 결합도이고, 도 8은 트리밍 금형의 스트리퍼 사시도 및 평면도이다.

도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법은, 단조 금형(100)을 이용하여 열간 단조에 의해 브레이크 캘리퍼 성형체를 제조하는 단계(S10)와, 트림 금형(100)을 이용하여 상기 성형체를 트림밍하는 단계(S12)와, 상기 트리밍 단계를 거친 성형체를 냉간 단조하는 단계(S14)와, 냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S16)와, 냉간 단조 단계를 거친 성형체를 마무리 가공하는 단계(S18)를 포함하여 구성된다.

도 2에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법은, 먼저 a) 알루미늄 소재를 가열로에서 450~550℃로 1~3시간 동안 예열하는 단계(S51)가 수행된다. 온도가 높은 경우 융점에 가까워지며 온도가 너무 낮은 경우 단조 작업이 어려워진다. 다음에 b) 단조 금형(100)을 가열수단으로 100~300℃까지 예열하는 단계(S53)가 수행된다. 바람직하게 금형 예열온도는 200℃가 바람직하다. 온도가 낮은 경우 단조 작업이 이루어지기 전에 부재가 냉각될 수 있으며, 온도가 높은 경우 개방된 공간에 위치한 금형 가열 작업이 어려워진다.

도 2에 도시된 바와 같이, 다음으로, c) 상기 단조 금형(100)에 이형제와 윤활제를 분사하는 단계(S55)와, d) 예열된 상기 알루미늄 소재를 가열로에서 꺼내어 상기 단조 금형(100)에 장착하여 1차 열간 단조한 후 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S57)와, e) 1차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)에 장착하여 1차 트리밍하는 단계(S59)가 수행된다.

도 2에 도시된 바와 같이, 다음으로, f) 1차 트리밍된 성형체를 가열로에서 재가열한 후, 상기 단조 금형(100)으로 2차 열간 단조를 시행하고 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S61)와, g) 2차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)으로 2차 트리밍하는 단계(S63)가 수행된다.

도 2에 도시된 바와 같이, 다음으로, h) 2차 트림밍된 성형체를 상기 단조 금형(100)에 장착화여 냉간 단조하는 단계(S65)와, i) 냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S70)가 수행된다.

후술하는 바와 같이, 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 있어서, 알루미늄 소재는 직경 60 ~ 65mm, 길이 250 ~ 280mm의 원형봉 형상이고, 알루미늄 소재를 예열하는 단계(51)는 가열로에서 500℃의 가열로에서 2시간 진행되며, 예열이 완료된 알루미늄 소재 내부 온도는 450℃ ~ 500℃인 것이 바람직하다.

후술하는 바와 같이, 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 있어서, 알루미늄 소재는 알루미늄(Al)과, 마그네슘(Mg) 0.8~1.2중량%와, 규소(Si) 0.4~0.8중량%와, 철(Fe) 0.7중량%와, 구리, 망간, 크롬, 아연, 티타늄 중에서 선택된 적어도 하나의 금속 0.5~1.2중량%로 구성되는 알루미늄 합금인 것이 바람직하다.

후술하는 바와 같이, 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 있어서, 알루미늄 소재는 마그네슘(Mg)( 바람직하게 0.8~1.2중량%), 규소(Si)(바람직하게 0.4~0.8중량%)가 함유된 Al-Si-Mg계 합금이며, 성형체를 열처리하는 단계(S70)는 515~550℃에서 용체화 처리한 후 수냉하고, 다시 160~180℃ 8~18시간 유지하여 시효경화처리하는 것이 바람직하다.

이하에서 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법에 대하여 더욱 상세하게 설명한다.

제 2 장 본론 (기술개발 내용 및 방법)

제 1 절 기술개발 목표

1. 최종목표

단조기술을 이용한 자동차 디스크 브레이크용 알루미늄 캘리퍼의 개발

가. 공정 설계기술 확립

: 생산 공정의 최적화를 통해 생산성을 향상시킬 수 있는 공정설계기술 확립

→ 생산효율 증대와 함께 제품의 특성 향상을 도모할 수 있는 공정 조건 확립

: 생산성 향상 및 비용절감을 위한 단조 공정의 설계

→ 열간단조+냉간단조의 2단계 단조 공정 도입을 통한 제품 불량률 제거 및 생산성향상 공정 확립

나. 최적 단조 성형 해석(시뮬레이션)

: FEM 해석을 이용한 캘리퍼의 성형 공정 변수 도출 및 영향 분석

: FEM 해석을 이용한 브레이크 캘리퍼 금형 응력 분석

: 금형의 내구성 향상 및 생산성 향상을 위한 최적 정밀 공정/금형 설계

다. 금형 설계기술 확립

: 가공소재의 흐름성을 개선하여 크고 복잡한 형상의 캘리퍼를 고정밀도로 생산하는 기술 개발

: 예비성형제 제조를 위한 열간단조용 금형 및 최종 net-shape 성형을 위한 냉간단조용 금형의 최적 설계

라. 열간/온간단조 조건의 최적화

: 예비성형체 성형을 위한 1차 열간단조 공정의 최적 조건 확립

: 결함발생으로 인한 불량률 감소 최적 조건 확립

마. 윤활처리기술 확립

: 금형의 표면처리를 통한 윤활특성 및 내마모 특성 개선 기술 확립

: 가공부품의 정밀도를 향상시키고 금형의 내구성을 향상시키는 최적 소재 윤활처리 기술 확립

→ 부품의 성형성 향상 및 금형의 수명 증대를 위한 최적 표면처리방법과 윤활제 선정 및 조건 확립

바. 최적 열처리 기술 확립

: 1차 열간가공 및 2차 냉간가공 후 시효경화 열처리의 최적 조건 확립

→ 열처리 변형의 감소 및 기계적 특성의 최적화 조건 확립

사. 브레이크 캘리퍼의 물성, 특성 및 내구성 평가

: 물성 평가(치수정밀도, 경도, 표면조도, 미세조직)

: 특성 평가(유압강도, 리크테스트, 기밀 및 변형테스트)

: 내구성 시험(High Fluid Pressure Durability Test)

제 2절 세부개발내용

1. 알루미늄 캘리퍼 생산성향상 단조공정기술 확립

가. 가공소재의 흐름성을 개선하여 크고 복잡한 형상의 캘리퍼를 단조하는 기술 개발

나. 거대 단조품(약 280㎜×80㎜)의 정밀단조가 가능한 공정설계

: 열간단조+냉간단조의 2단계 단조 공정 적용을 통한 복잡한 형상의 거대단조 부품의 성형

다. 비용절감을 위한 공정 설계

: 열간단조 직후 고온 상태의 예비성형체를 빠른 시간에 용체화처리함으로써 가열시간의 단축 및 비용 절감

: 열간단조의 단조 온도 최적화를 통한 금형수명 향상 조건 확립

2. 냉간 및 열간 단조 성형 해석

가. 금형/공정설계를 위한 핵심적인 기초자료 분석

: 캘리퍼 성형을 위한 금형 설계자료 분석

나. FEM해석을 이용한 캘리퍼의 성형공정변수 도출 및 영향 분석

: 해석결과의 실제공정 적용시 필요한 파리미터 도출 및 프리폼 분석

다. 단조품 결함발생방지 및 제품치수 정밀도 향상을 위한 Preform 설계

: 유동제어를 위한 Preform 형상 분석

3. 금형 최적 설계기술 확립

가. 예비성형제 제조를 위한 열간단조용 금형 및 최종 net-shape 성형을 위한 냉간단조용 금형의 최적 설계

나. 단조결함 억제를 위한 최적 금형 설계

: 단조가공 시 소재는 주로 압축응력을 받게 되지만 불균질변형으로 인해 2차응력인 인장응력이 발생할 수 있기 때문에 이러한 변형이 심해지면 표면에 균열이 발생하기도 하며, 금형 내에서의 소재 유동이 적절하지 못하면 겹침이 발생하여 내부결함으로 남게 되므로 이에 대한 적절한 금형설계가 요구

: 금형공동부 모서리의 반지름은 단조 결함의 생성에 매우 중요한 영향을 미치게 되는데, 모서리 반지름이 클 때 재료는 잘 유동하고 반지름이 작으면 재료가 겹쳐져서 콜드셧이라는 겹침결함을 형성하게 되므로 이에 대한 최적 설계가 필요

4. 생산성 및 금형내구성 향상을 위한 단조 금형 설계 해석

가. 금형의 내구성향상 및 생산 효율화를 위한 최적정밀 공정/금형 설계

: 해석결과의 실제공정 적용시 필요한 파라미터 도출

: 제품의 응력/변형률 상태, 결함, 하중, 금형응력 분석

: 소재의 형상 및 치수에 따른 금형응력 분석

: 금형의 응력집중부 감소를 위한 금형형상 보완

5. 열간단조 공정 조건 최적화

가. 예비성형체 성형을 위한 1차 열간단조 공정의 최적 조건 확립

: 열간 단조 온도 조건 최적화를 통한 가공재료의 성형성 확보

: 단조 속도 조절을 통한 단조품의 건전성 확보

: 금형의 수명을 향상시킬 수 있는 단조 조건 확립

나. 결함발생으로 인한 불량률 억제 조건 확립

6. 윤활처리기술 최적조건 확립

가. 열간단조 및 냉간단조의 각 공정에 적합한 윤활처리 조건의 확립

: 윤활특성 및 내마모특성 개선을 위한 윤활제선정 및 윤활처리기술의 확립

: 각 단조 공정에서 가공재료의 성형성 향상을 통한 정밀도 향상 및 내부결함 억제 조건 확립

: 비용절감을 위해 금형의 내구성을 향상시키는 최적 윤활처리기술 확립

7. 단조품 생산성향상 최적 열처리 기술 확립

가. 냉간가공 조건에 따른 시효경화 열처리의 최적 조건 확립

: 열처리 변형의 감소 및 기계적 특성의 최적화 조건 확립

나. 비용절감을 위한 시효경화 열처리 조건의 최적화

: 기계적특성 등을 만족하면서 열처리시간을 단축할 수 있는 최적조건의 확립

8. 시제품의 특성, 물성 및 내구성 평가

가. 치수정밀도, 단조 및 열처리 조건에 따른 단조부품의 경도 및 표면조도 평가

나. 단조품 미세 조직 분석

다. 시제품의 특성 및 내구성 평가

: 유압강도, 리크테스트, 기밀 및 변형테스트 실시

: 내구성 시험(High Fluid Pressure Durability Test) 실시

제 3 절 개발기술의 평가방법 및 평가항목(정량적 목표 항목)

제 4절 연구 개발 결과

1. 원소재의 특성 평가

가. 열팽창계수 측정 결과

금속은 고온으로 승온시 팽창하게 되며, 그 값은 재료고유의 상수값으로 정해지게 된다. 따라서 고온단조시 원소재는 고온으로 가열되기 때문에 냉각 후 재료는 수축하는 과정을 거치게 된다. 본 연구에서 사용하는 Al 6061 연속주조 원소재에 대하여 열팽창계수를 측정하여 시뮬레이션 시 데이터로 활용함으로써 고온단조 시 금형설계의 정밀도를 높이고자 하였다. 열팽창계수는 Dilatometer를 사용하여 선열팽창계수를 구하게 되는데, 본 연구에서 사용한 Dilatometer(<그림 4>) 및 측정조건은 다음과 같다.

- 장비 : NETZSCH DIL 402 PC

- 측정구간 : RT ~ 500℃

- 분위기 : Ar gas

- 승온속도 : 5℃/min

<그림 4> Dilatometer (NETZSCH DIL 402 PC)

열팽창계수의 측정위치는 원재료에서 <그림 5>와 같이 연속주조방향과 평행한 방향(시편 1)과 수직한 방향(시편 2)으로 각각 시편을 제조한 후, 열팽창계수를 측정한 결과 다음과 같은 결과를 얻었다.

<그림 5> 열팽창계수 측정 시편 채취 위치

(a) 시편 1 (b) 시편 2

<그림 6> 원소재 Al 6061의 선 열팽창계수 측정 결과

두 방향에서의 열팽창계수는 각각 27.5479×10^-6/℃ 및 26.9367×10^-6 /℃로서 비슷한 값을 나타내었으며, 고온단조 예상온도인 450℃에서는 열팽창율은 약 12×10^- ³ 임을 알 수 있었다.

나. 원소재 인장특성 평가

열간 및 냉간단조 시 금속의 강도는 열간단조 시 장비 및 금형에 부하되는 하중을 계산하기 위해서 특성평가가 요구된다. 따라서 상온 및 고온(430℃, 450℃, 480℃)에서 인장시험을 수행하였다. 고온의 결정은 Al 6061의 고온단조 온도 조건인 430℃에서 480℃ 사이의 3점을 선택하였다. 이때 원소재에서 가공한 인장시편의 형상은 <그림 7>과 같으며, 시편의 gauge length는 60mm로 가공하였다. 상온 및 고온 인장시험은 <그림 8>의 시험기를 사용하여 strain rate 10^-3 s^-1(stroke speed 0.06 mm/min)의 조건에서 수행하였으며, 시험 전후의 형상은 <그림 8>의 (b), (c)와 같다.

<그림 7> 평가 대상 Al 6061 시편

(a) 고온인장시험기 (b) 시험 전 (b) 시험 종료 후

<그림 8> 인장시험기 및 시험 전후 사진

Al 6061 원소재에 대하여 상온 및 고온에서 인장시험한 결과를 공칭응력-공칭변형율로 정리한 결과는 다음의 <그림 9>와 같다. 이 결과를 바탕으로 정리한 Al 6061 원소재의 항복강도, 인장강도 및 연신율을 <표 3>에 나타내었다. 본 사업에서 사용한 원소재는 연속주조 후 단조한 소재로서 기존의 단조재 6061 소재와는 다른 특성을 나타낼 것으로 예상되었는데, 본 연구결과에서 얻어진 결과(<표 3>)와 일반적인 Al 6061 단조재의 결과(<표 4>)를 비교한 결과, 본 사업의 원소재는 annealing처리를 한 일반적인 단조재와 유사한 상온 기계적 특성을 나타내었으나, 강도는 다소 낮은 값을 나타내었고, 연신율은 다소 높은 값을 나타내어 상온 및 열간단조에서 다소 유리한 특성을 가지고 있음을 알 수 있었다. 이러한 특성을 나타내는 원인은 본 사업의 원소재는 연속주조 후 용탕단조를 통해 제조되기 때문에 충분한 annealing처리가 행해진 상태로 제조되며, 결정립도 다소 조대해질 수 있기 때문으로 사료된다. 이러한 특성은 가공상에서는 매우 유리하나, 이후 열간단조, 냉간단조 및 열처리를 통해 완제품을 기계적 특성을 향상시키는 공정을 최적화시키는 기술 개발이 중요할 것으로 사료된다. 한편 고온조건에서는 15MPa 이하의 낮은 항복강도와 인장강도를 나타내었으며, 온도가 올라갈수록 강도는 다소 감소하나 연신율을 증가하는 양상을 보여주었다.

(a) 상온 (b) 430℃

(c) 450℃ (d) 480℃

<그림 9> 원소재의 상온 및 고온 응력-변형 곡선(stress-strain curve)

인장 시험 결과

시험온도	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	연신율(%)
상온	49.9	114.6	35.6
430℃	13.5	14.2	95.9
450℃	12.7	12.8	97.7
480℃	11.4	12.2	110.0

일반적인 Al 6061단조재의 상온 기계적 특성

열처리	인장특성				브리넬경도 (HB W 10/500)
	인장강도 (MPa)	항복강도 (MPa)	연성(%)
	인장강도 (MPa)	항복강도 (MPa)	두께1.6mm	직경12.5mm
6061-O	125	55	25	27	30
6061-T4(T451)	240	145	22	22	65
6061-T6(T651)	310	275	12	15	95

- O : Annealing 열처리를 행하여 가장 낮은 강도를 가지도록 함

- T451 : 용체화열처리 후 잔류응력을 제거하고 자연시효를 함

(용체화열처리 후 영구변형을 부여하는 인장가공에 의해 잔류응력을 제거하고, 그 후 자연시효를 함)

- T651 : 용체화열처리 후 잔류응력을 제거하고 인공시효를 함

(용체화열처리 후 영구변형을 부여하는 인장가공에 의해 잔류응력을 제거하고, 그 후 인공시효를 함)

<그림 10>은 상온인장 후의 시편 형상을 나타내고 있는데, 상온에서 시험한 시편은 일반적인 연성재료가 나타내는 cup and corn 형상을 보여주었으며, 고온에서 평가한 시편들은 necking후 파단이 일어나는 현상을 나타내었다.

<그림 10> 상온 및 고온 인장시험 후 시편 형상

다. 원소재의 단면 경도 측정

원소재는 직경 60 mm의 봉상으로서, 제조 공정에서 두께에 따른 기계적 특성의 변화가 존재할 수 있다. 두께에 따른 기계적 특성의 변화는 단조공정 시 불규칙한 재료흐름을 조장하여 결함 등을 야기시킬 수 있기 때문에 이러한 재료의 경우에는 열처리 등을 통해 균일하게 해 줄 필요가 있다. 따라서 본 사업에서 사용한 원재료의 두께에 따른 기계적 특성을 평가하여 기계적 특성의 균질 여부를 판단하였다. 두께의 따른 기계적 특성 평가는 원소재를 절단한 후 <그림 11>과 같이 단면 두께별의 마이크로 비커스 경도를 각각 3차례 측정한 평균값을 구하였다. 측정결과 <표 5>에서 볼 수 있는 바와 같이 두께에 따른 경도 변화는 표면으로 갈수록 약간 경도가 증가하는 양상을 나타내었으나, 모든 부분에서 38.0에서 41.3 Hv의 거의 유사한 값을 나타내었다. 이는 단조가공시 두께에 따른 기계적 특성 변화에 따른 결함발생 가능성은 무시할 수 있는 수준임을 알 수 있었다.

<그림 11> 원소재 단면의 경도 측정

원소재의 두께별 경도 변화

시험 회수	측정부위의 지름
시험 회수	1cm	2cm	3cm	4cm	5cm	5.5cm
1회	39.0	40.4	38.6	40.1	41.6	39.7
2회	38.8	37.1	39.3	38.4	41.6	40.3
3회	37.1	36.6	36.7	39.1	40.8	40.6
평균	38.3	38.0	38.2	39.2	41.3	40.2

2. 최적 단조 성형 해석

가. 외산제품의 실측을 통한 2차원 도면 작성

외산 제품을 입수하여 외형 치수의 3차원 측정을 통해 얻어진 결과를 바탕으로 다음과 같은 2차원 도면을 작성하였다.

<그림 12> 외산제품 실측을 통해 작성한 2차원 설계도면(기초설계)

상기의 2차원 도면을 기초로 하여 3차원 형상 도면을 작성하였다.

<그림 13> 3차원 도면 형상(기초설계)

상기의 <그림 13>은 캘리퍼 상?하 Die의 형상으로서, 형상의 정확도는 충분히 확보되어 있지 않으며, 제품의 이젝션을 위한 빼기구배도 주어지지 않은 캘리퍼의 기초적인 형상이다.

나. 수요업체와의 협의를 통한 수정도면 작성

수요업체와의 협의를 통해 단조공정을 고려하여 도면을 수정하였으며, 이에 따라 수정된 도면은 <그림 14> 및 <그림 15>와 같다.

<그림 14> 수요업체와의 협의를 통해 수정된 설계 도면

<그림 15> 수정된 3차원 도면 형상

다. 시뮬레이션 해석

수정도면을 바탕으로 단조 시뮬레이션 설계를 수행하였다.

1) 1차 성형 해석 결과

D=60mm L=270mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

등온 변화로 해석함.

mesh:30000,

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

상부의 윗부분의 미충진으로 인한 성형결함이 보이고 하부의 경우에도 성형 결함이 보임.

2) 2차 성형 해석 결과

D=63mm L=270mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

등온 변화로 해석함.

mesh:30000,

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

상부의 윗부분의 미충진으로 인한 성형결함이 보이고 캘리퍼를 부착시 지지하는 옆면의 홈 부분도 성형결함이 보이나, 하부의 성형성은 양호함.

3) 3차 성형 해석 결과

D=64mm L=240mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

등온 변화로 해석함.

mesh:30000,

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

상부의 윗부분의 미충진으로 인한 성형결함이 심하게 보이고 캘리퍼를 부착시 지지하는 옆면의 홈 부분은 성형이 안됨. 하부의 성형성은 양호함.

4) 4차 성형 해석 결과

D=65m L=250mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

등온 변화로 해석함.

mesh:30000,

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

상부의 윗부분의 미충진으로 인한 성형결함이 보이고 캘리퍼를 부착시 지지하는 옆면의 홈 부분은 성형이 안됨. 하부의 성형성은 양호함.

5) 5차 성형 해석 결과

D=65m L=270mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

등온 변화로 해석함.

mesh:30000,

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

상?하부에 미충진이 발생하는 부분이 없지만 높은 하중과 많은 Flash양이 생성됨.

6) 6차 성형 해석 결과

D=63m L=237mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

mesh:30000, 최고하중: 2720ton

마찰계수0.3, 열전도도: 5

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

플래쉬면(b=111.5, h=153.78, t=3)

소재의 위치는 x축방향 -2만큼 평행이동

하부에 소량의 미충진이 나타남. 상부에는 심각할 정도로 미충진이 나타남. 캘리퍼를 부착시 지지하는 옆면의 홈 부분은 성형이 안됨.

7) 7차 성형 해석 결과

D=64m L=242mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

mesh:30000, 최고하중: 3280ton

마찰계수0.3, 열전도도: 5

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

플래쉬면(b=111.5, h=153.78, t=3)

소재의 위치는 x축방향 -2만큼 평행이동

8) 8차 성형 해석 결과

D=65m L=270mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

mesh:30000, 최고하중: 3280ton

마찰계수0.3, 열전도도: 5

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

플래쉬면(상부 b=111.5, h=153.78, t=1

하부 b=101.5, h=143.78, t=2

b=111.5, h=153.78, t=2)

소재의 위치는 x축방향 -2만큼 평행이동

9) 9차 성형 해석 결과(성형 해석 완성)

D=65m L=263mm 온도:450℃

프레스 속도:250mm/s

mesh:30000, 최고하중: 647ton

마찰계수0.3, 열전도도: 5

제품성형 시 완전 밀폐로 함.

플래쉬면(상부 b=111.5, h=153.78, t=1

하부 b=101.5, h=143.78, t=2

b=111.5, h=153.78, t=2)

소재의 위치는 x축방향 -2만큼 평행이동

성형성이 매우 양호함. 현조건으로 금형 하중 검토하기로함

ㄴ. 단조 중간단계에서의 성형해석도

ㄷ. 원자재 크기 확정 (65X263mm)

ㄹ. 금형 응력도

(상형 금형응력도)

(하형 금형응력도)

3. 최적 금형 설계

성형해석을 기초로 하여 수행한 금형설계는 다음과 같다.

가. 제품 추출 용이를 위한 빼기구배 설정 설계

성형해석을 토대로 <그림16>과 같이 빼기 구배량을 5~7°으로 설정하여 금형으로부터의 단조재 ejection이 원활하도록 설계하였다.

<그림 16> 빼기 구배 설정 설계도면

나. 단조 흐름성 개선을 위한 모서리부 R처리 설계

모서리부에서는 단조시 원소재의 흐름성이 저하되기 때문에 결함이 발생할 가능성이 높아진다. 따라서 각 모서리부를 <그림 17>과 같이 MAX R25 ~ MIN R1의 범위에서 R처리를 설계함으로써 원소재의 단조 흐름성을 확보하고자 하였다.

<그림 17> 모서리부 R처리 설계도면

다. 이젝터 작동부 설계

이젝터의 설정이 오류가 있으며 후가공에 영향을 미칠 수 있으며, burr 생성 및 외관불량을 초래할 수 있다. 따라서 이러한 영향을 최소화할 수 있는 이젝터의 설계가 요구된다. 본 제품에서는 <그림 18>과 같이 Bolt 조립부, 하부 유압 유니트 조립부에 이젝터를 설치함으로써 이러한 문제발생을 방지할 수 있도록 설계하였다.

<그림 18> 이젝터부 위치 설정 설계도면

라. 단조형상 설계 변경

시뮬레이션을 수행한 결과 외측 끝단부에서 단차 발생으로 인해 흐름성이 저하되는 현상을 보여주었다. 이러한 문제점을 해결하기 위해서 단조가 원활하도록 좌우측부 하단부에 덧살을 붙이는 설계 변경을 통해 문제점을 해결하고자 하였다.

<그림 19> 단조 흐름성 향상을 위한 설계 변경

마. 설계 변경

수요업체인 (주)성업기계의 요청에 의해 유압 조립부 위치 변경 및 유압유니트 설치부의 삭제를 수행하였다.

<그림 20> 유압 조립부 위치변경 및 유압유니트 설치부 삭제 변경 도면

바. 금형 내구성 향상을 위한 단조금형 설계

열간 단조시 거대한 단조하중(800Ton)에 부하에 따라 금형 파손의 발생 위험이 존재하게 된다. 따라서 금형 내구성 향상을 위해 펀치 성형부 외측과 다이 성형부 외측을 열간압입 방식으로 조립하도록 설계하였다.

- Die부

치수:360, 재질:SNCM440, 경도값:HRC40, 압입율:0.3%

- Punch부

치수:320, 재질:SNCM440, 경도값:HRC40, 압입율:0.3%

<그림 21> 펀치 및 다이 열간압입 설계 도면

사. 금형 조립 설계도면

상기의 설계 및 시뮬레이션 결과를 반영한 금형 조립도는 다음의 <그림 22>와 같다. 각 금형의 재질은 <표 6>에 나타내었다.

<그림 22> 금형 조립도

금형부품의 부위별 재질

No.	품명	재질	경도값
1	PUNCH	SKD61	HRC48
2	P-보강링	SNCM440	HRC40
3	P-HOLDERr	SCM415	HRC40
4	P-CLAMP	SCM415	HRC40
5	DIE	SKD61	HRC48
6	D-보강링	SNCM440	HRC40
7	EJECTOR	SKD11	HRC58
8	수압판1	SKD11	HRC58
9	수압판2	SKD11	HRC58
10	수압판3	SKD11	HRC58
11	E-BLOCK	SKD11	HRC58
12	D-CLAMP	SCM415	HRC40

4. 열간단조 공정의 최적화

가. 1차 테스트 결과

(1) 소재 준비

(2) 소재의 예열

- 가열로에서 500℃에서 2시간 유지

(3) 금형의 예열

- 1000TON 유압 프레스에 punch와 die를 셋팅하고 작업 전에 LPG 가스와 토치로 예열하여 금형 온도를 약 200℃로 가열함.

(4) 단조 준비 작업

- 소재와 금형이 충분히 가열이 된 후, 단조 작업 이전 금형(punch, die)에 에어스프레이를 사용하여 이형제 및 윤활제(MoS₂)를 분사함.

(5) 단조

- 원통형 소재를 가열로에서 꺼내어, 바로 die의 제품 형상부에 장입하고 단조 실시함.

(6) 결과 및 문제점

(가) 작업된 제품이 이젝팅 된 후, punch 측에 달라붙는 현상 발생.

(나) 제품의 미충진 부위 발생

- 아래 그림과 같이 제품 코너 부위에서 일부 미충진이 발생.

<그림 23> 미충진 부위

(다) 단조 전 준비 과정에서 많은 시간 소요

- 소재의 예열, 금형의 예열, 단조 전 금형에 이형제 분사에 많은 시간이 소요됨

나. 2차 테스트 결과

(1) 1차 테스트에서의 문제점에 대한 대책

(가) 단조 후 제품의 이젝팅시 Punch측에 달라붙는 현상

- 과잉의 금속이 금형 속으로부터 밀려나서 발생하는 flash가 약 10mm정도의 두께로 발생하였는데, 이에 의해 punch측에 달라붙은 것으로 사료되었음.

- flash의 양을 줄이기 위해 일차적으로 소재의 직경을 축소하여 보기로 함.

(나) 제품의 미충진 발생에 대한 대책

- 소재의 직경이 과도하게 큼으로 인해 단조작업 시 금형의 제품 형상부 보다는 외부로 유출되어 Flash로 빠져나가는 양이 많다고 판단되어 아래와 같이 소재의 직경을 줄임으로써 금형의 제품 형상부에 들어가는 양을 증가할 수 있을 것으로 사료됨. 다만 원소재 직경 감소시 전체 부피는 필요한 양보다 감소하게 되므로 원소의 길이을 1차 테스트보다 20mm 증가시킴.

(다) 작업 전 준비과정에서 많은 시간이 소요되는 문제

- 소재의 예열과 금형의 예열은 커다란 알루미늄 제품의 원활한 성형을 위해 필요한 과정이므로 그대로 진행하기로 함

(2) 소재의 준비

(3) 소재의 예열

- 가열로에서 500℃에서 2시간 유지

(4) 금형의 예열

(5) 단조 준비 작업

(6) 단조

- 원통형 소재를 가열로에서 꺼내어, 1차 열간단조를 수행하고 이를 다시 500℃ 가열로에 장입하여 다시 가열한 후 2차 열간단조 실시함.

(7) 결과 및 문제점

- 2차 단조를 실시하였으나, flash의 면적이 넓어 1000ton 프레스 설비 용량을 초과하여 최종 형상까지 단조가 되지 못함.

- 1차 테스트에서 발생하였던 미충진 문제는 2차 단조에서 충분하게 성형이 이루어지지 못함으로 인해 개선되지 않음.

다. 3차 테스트 결과

(1) 2차 테스트에서의 문제점에 대한 대책

- 1차 열간단조 되어진 제품을 다시 가열로에 넣고 2차 단조를 실시하였으나, 원하는 두께의 flash를 얻지 못한 이유는 flash의 면적과 양이 과도함으로 인해 현재 보유하고 있는 최대 하중의 프레스 용량을 초과하였기 때문으로 사료됨. 따라서 flash의 면적과 양을 감소시키기 위해 1차 단조된 제품을 사용하여 1차 trimming을 실시한 후 2차 열간단조를 수행하는 것이 필요하다고 판단됨.

(2) 1차 trimming 금형 제작

- 과도한 flash로 인한 미충진 및 불건전 성형을 해소하기 위해 trimming 금형을 제작

- <그림 24>에 설계되어진 trimming 금형 조립도를 나타내었으며, <그림 25>에 설계에 의해 제조되어진 trimming 금형을 나타내었다.

(3) 소재의 예열

- 가열로에서 500℃에서 2시간 유지

(4) 금형의 예열

(5) 단조 준비 작업

<그림 24> Trimming 금형 조립도

<그림 25> Trimming 금형

(6) 1차 열간단조

- 원통형 소재를 가열로에서 꺼내어, 1차 열간단조를 수행한 후, 핸들링이 가능한 온도까지 공랭시킴.

(7) 1차 trimming 공정

- 충분히 냉각된 1차 단조 제품을 <그림 26>과 같이 trimming금형에 장착하고 trimming을 실시

<그림 26> Trimming 금형에 장착된 1차 단조품

(8) 결과 및 문제점

(가) Trimming이 이루어지고 나서 제품이 금형에서 분리되지 않는 현상 발생

<그림 27> Trimming 후 단조품이 금형에서 분리되지 않음

(나) 제품 외관에 균열, 긁힘 또는 겹침 등이 발생

<그림 28> 균열 <그림 29> 긁힘 및 밀림

(다) 단조품이 길이방향으로 전반적으로 굽어지는 bending 발생

<그림 30> 길이방향으로의 전반적인 bending

라. 4차 테스트 결과

(1) 3차 테스트에서의 문제점에 대한 대책

(가) Trimming 후 제품이 금형에서 분리되지 않는 현상

- 이러한 현상이 발생하는 이유는 단조품의 좌, 우 flash의 두께가 달라 같은 하중 또는 슬라이드 양으로 trimming을 하였을 때, 두께가 얇은 측의 flash는 절단되어지나 두께가 두꺼운 측은 완전하게 절단이 되지 않아서 나타나는 현상으로 판단됨.

- Flash 두께의 좌, 우가 상이한 이유는 단조 초기 공정에서 원소재를 금형에 안착하는 단계에서 발생한 것으로 사료됨. 따라서 원소재의 금형 안착이 한쪽으로 치우치게 되면 그 쪽의 flash가 증가하게 되어 이러한 현상이 발생할 수 있음.

- 이러한 원소재의 금형 안착의 불균일성은 금형을 일부 수정하여 원소재의 안착자리를 도입하여 해결 가능할 것으로 판단되어져, 일부 금형의 설계 변경을 수행함.

(나) 제품 외관에 균열, 긁힘 및 밀림

- 금형으로부터 단조품을 ejecting시 균일하게 힘이 작용하지 않음으로 인해 발생한 것으로 보여짐.

- Trimming 금형의 punch부의 위치와 형상을 재 고찰한 결과, punch가 단조품의 중안 부위 만에 힘을 가하도록 설계가 되어 있음을 발견함.

- 단조품을 균일하게 ejecting할 수 있도록 punch부의 형상 설계변경을 실시함.

(다) 단조품의 bending

- 단조품의 균열 및 긁힘이 발생한 원인과 동일하게 단조품의 중앙부위만을 국부적으로 ejecting하는 punch의 형상에 의해 기인한 것으로 판단됨.

- 상기와 동일하게 균일하게 ejecting할 수 있도록 punch부의 형상 설계변경을 실시함으로써 동시에 해결될 것으로 판단됨.

(2) 소재의 예열

- 가열로에서 500℃에서 2시간 유지

(3) 금형의 예열

(4) 단조 준비 작업

(5) 1차 열간단조

(6) 1차 trimming 공정

- 충분히 냉각된 1차 단조 제품을 개선되어진 trimming금형에 장착하고 trimming을 실시

(7) 2차 열간단조

- 1차 trimming 되어진 중간 단조품을 가열로에서 재가열한 후, 2차 열간단조를 수행한 후, 핸들링이 가능한 온도까지 공랭시킴.

- 1차 trimming 작업이 된 중간 단조품을 사용함으로 인해 flash의 두께가 기존의 10 mm에서 2 mm로 감소하였으며, flash의 두께가 감소함으로 인해 <그림 31>과 같이 미충진 부분도 없어짐.

(8) 2차 trimming 공정

- 충분히 냉각된 2차 단조 제품을 개선되어진 trimming금형에 장착하고 trimming을 실시

<그림 31> 2차 열간단조 및 2차 trimming 공정 후 충진되어진 2차 단조품

(9) 결과 및 문제점

- 미충진 문제는 해결되었으나, 단조품의 두께가 얇은 측면 부위(박육부)에서 <그림 32>와 같이 균열 및 휨 현상이 발생

<그림 32> 단조품 측면 박육부에서의 균열 및 휨

- 단조품 양 측면에서 긁힘과 밀림 현상 발생

<그림 33> 단조품 양측면에서의 긁힘과 밀림

마. 5차 테스트 결과

(1) 4차 테스트에서의 문제점에 대한 대책

(가) 2차 trimming 시 단조품 측면 박육부에서 발생한 균열 및 휨

- 균열 및 휨이 발생한 박육부는 주위의 flash 두께보다 얇은 곳으로서, trimming 시 단조품의 박육부가 금형과의 마찰에 의해 밀려 올려가면서 변형되어 균열과 휨이 발생한 것으로 사료됨.

- 따라서 ejecting 시 단조품의 중앙 부위뿐만 아니라, 단조품 양 측면의 박육부도 함께 부하를 할 수 있도록 punch를 설계함으로서 해결이 가능할 것으로 사료됨.

- <그림 34>와 같이 trimming 금형을 설계 변경하여, 이러한 punch가 금형의 좌, 우 양쪽에 위하하여, ejecting 작업시 기존의 중앙부 punch와 함께 단조품에 부하를 가하도록 설치함.

<그림 34> 양 측면을 함께 ejecting하도록 설계 변경된 측면 punch

<그림 35> Trimming 수정 금형 조립도

(나) 단조품 양측면에서의 긁힘과 밀림

- 이 현상은 trimming 금형의 수정 시 가공의 실수에 의해 잘못된 치수로 가공되어짐에 기인된 것으로 판단되어짐

- 금형의 해당부위를 원 치수에 적합하게 그라인더 등의 공구로 연마하여 0.1 mm 확장함

(2) 소재의 예열

- 가열로에서 500℃에서 2시간 유지

(3) 금형의 예열

(4) 단조 준비 작업

(5) 1차 열간단조

(6) 1차 trimming 공정

(7) 2차 열간단조

(8) 2차 trimming 공정

- 결함 및 미충진 부위가 없는 최종 단조품의 형상은 <그림 36>과 같다.

<그림 36> 개발 완료되어진 알루미늄 단조 캘리퍼

5. 윤활처리 기술의 확립열간 및 냉간단조 공정의 최적화

가. 윤활처리 기술의 개요

1970년대 이후 진공증착기술을 이용한 진공표면개질법의 발전이 괄목할만하게 이루어 졌으며, 이들 기술은 각종 부품소재의 내구성 향상을 위한 방안으로 적극 이용되기 시작하였다. 특히 이온플레이팅에 의한 고경도 화합물(TiN, TiAlN, TiCN, 등)의 코팅은 부품ㆍ소재의 내마모성과 윤활성 등을 향상시키는 것으로 밝혀져 각종 금형 및 공구류에 광범위하게 사용되고 있다. 이들 중 TiN계 코팅은 공구나 금형 등에 가장 널리 적용되었던 세라믹 코팅이었다. 그러나 근래에 들어서 CrN 코팅에 대한 관심이 고조되고 있는데, 이는 CrN 코팅층이 높은 온도에서의 화학적 안정성이 뛰어나고, 모재와의 우수한 밀착성을 나타내며, 내소착성이 있는 등 TiN 코팅층보다 내산화성, 내식성 등이 보다 우수하기 때문이다. 또한 CrN 코팅층은 낮은 마찰계수와 높은 인성으로 인해 TiN 코팅층 보다도 트라이볼로지적 특성이 우수한 것으로 알려져 있다. 따라서 부식성 가스가 발생하는 플라스틱 사출용 금형이나, 고온의 산화 분위기에서 이용되는 금형 등에서 이러한 CrN 코팅층의 적용이 시도되고 있다. 한편 공업적으로 이용되는 이온플레이팅법으로는 AIP(Arc Ion Plating)법이 주로 사용되고 있다. 이는 AIP공정에서 발생되는 금속 증기 중의 이온비율이 80%를 넘어 코팅층의 치밀성 및 모재와의 밀찰력이 우수한 코팅층을 얻을 수 있기 때문이다. 그러나 AIP공정은 타겟 표면위의 국부적인 용융 풀(micro molten pool)로부터 micro droplet이 방출되어 코팅층에 micro droplet이 부착된다. 이러한 micro droplet 형성으로 인해 표면거칠기가 증가하고 마찰계수가 상승하며, 이러한 micro droplet에서 응착 및 파괴가 시작하므로써 코팅층 파괴의 원인으로 작용하는 단점이 있다. 따라서 micro-droplet의 형성을 최소화하고 높은 밀착력을 얻을 수 있는 glow discharge/Arc Ion Plating법이 코팅층의 특성을 향상시킬 수 있는 대안으로 제시되고 있다. 또한 코팅 공정 중에 반응가스인 질소가스의 흐름을 조절하는 것에 의해 CrN 단일층 뿐 아니라 Cr/CrN multi layer나 Cr에서부터 CrN으로의 연속적인 조성변화를 갖는 gradient layer의 코팅을 할 수 있다. Multi layer의 경우 Cr과 CrN을 반복적 코팅하는 것에 의해 핀 홀의 발생을 복합적으로 형성시켜 내식성이 향상되며, gradient layer의 경우 표면의 경도가 순차적으로 높아지는 경사기능층이 형성되므로 전단응력이 작용하는 경우에 적용될 수 있는 코팅방법으로 생각되어진다. 따라서 본 연구에서는 glow discharge multi-Arc Ion Plating법을 이용하여 Cr/CrN multi layer, Cr-CrN gradient layer의 2가지 코팅층을 일반적인 Q/T처리만을 적용한 열간공구강의 표면에 형성시키는 것과 Q/T처리 후 코팅층의 형성 이전에 이온질화를 통하여 표면의 경도를 상승시킨 경우에 대하여, 각 코팅층의 기계적 성질과 마찰특성을 비교 평가하여 단조금형의 사용 조건에 따른 최적의 마찰특성을 나타내는 코팅층을 얻기 위한 데이터를 구축하고자 하였다.

나. 실험방법

(1) 시편의 제작 및 코팅

Al합금의 본 사업에서도 사용하며 열간단조를 위한 금형재료에 널리 적용되고 있는 내히트체킹성이 우수한 STD 61 강종을 모재로 사용하였다. 코팅층의 마찰특성을 평가하기 위해서 시편은 직경 62mm, 두께 5mm의 디스크형으로 가공하였으며, 담금질-템퍼링의 열처리 및 담금질-템퍼링-이온질화처리를 행하였다. 각 각의 열처리조건과 이온질화조건은 <표 7>과 <표 8>에 나타낸 바와 같다.

STD 61 강의 열처리 조건과 질화조건

강 종	담금질(Quenching)	템퍼링
STD 61	1020℃ ×30min, 유냉	550℃×2hr×2회

이온질화 조건

step	Parameters
	gas(ℓ/hr)	pressure voltage temperature time
	Ar H₂ N₂	(mbar) (V) (℃) (hr)
진공승온		500
sputtering	0 70 5	0.9 620 500 1
nitriding	0 115 35	3.2 510 520 12
glowing	0 100 0	3.5 520 525 20
진공냉각

열처리 및 이온질화처리가 끝난 모든 시편은 정밀 연마를 통하여 표면의 백층을 제거하였으며, 연마 후의 표면조도가 Ra = 0.065㎛ 정도가 되도록 하였다. 또한 코팅 공정 전에 모든 시편을 아세톤으로 약 20분간 초음파세척을 실시하였다. 코팅층은 Multi Arc Glow Discharge PVD장비를 이용하여 Cr층과 CrN층을 각 각 16층씩 반복적으로 코팅하여 Cr/CrN multi layer를 형성시켰으며, 또한 Cr에서부터 CrN까지 점진적으로 질소의 농도가 증가하는 Cr-CrN gradient layer를 형성시켰다. 이 때 코팅의 처음에는 스퍼터크리닝을 실시하여 기지층과 코팅층사이의 밀착력을 높이도록 하였다. 중요한 코팅조건은 <표 9>에 나타낸 바와 같다.

각 코팅층의 형성조건

	Coating Total Pressure current A.h (×10^-3mbar)	Remarks
Cr-CrN gradient layer	50 880 8.0 ~ 12.0	Near Cr₂N layer but outer surface is high "N" concentration.
Cr/CrN multi layer	50 840 8.0 ~ 12.0	2 ×16 layer. Outer surface is CrN

(2) 시편의 분석

(가) 열처리 및 이온처리한 시편의 조직과 기계적 성질

열처리 및 이온질화처리한 시편은 연마지를 이용하여 기계적 연마를 행한 후 0.05㎛의 Al₂O₃를 이용하여 경면 연마를 한 다음 나이탈 부식액을 이용하여 에칭한 후 조직을 관찰하였다. 조직의 관찰은 광학현미경을 이용하였다. 한편 시편의 경도는 마이크로 비커스 경도기를 이용하여 50g의 하중으로 경도시험을 하였다. 또한 코팅 전의 표면조도를 일정하게 유지하기 위하여 정밀 래핑을 실시한 후 Taylor-Hobson사의 Surtonic 3+의 조도측정기를 이용하여 표면조도를 측정하였다.

(나) 코팅층의 조직과 기계적 성질

코팅층의 상 분석에는 XRD를 이용하였으며, 코팅층의 조직은 SEM을 이용하여 관찰하였다. XRD분석은 Cu target을 이용하고, sampling width = 0.02 deg, scanning speed = 4.00 deg/min의 조건으로 행하였다. 코팅층의 단면조직을 관찰하기 위해 시편을 액체질소 속에서 취성파괴를 일으킨 후 SEM으로 관찰하였다. 한편 코팅층의 경도는 마이크로 비커스 경도기를 이용하여 분석하였다.

(3) 마모시험

코팅층의 마찰특성을 평가하기 위하여 실시한 마모시험은 ball-on-disc type의 마모시험기를 이용하여 실온, 무윤활 조건에서 행하였다. 마모시험 시 상대재로는 직경 6mm의 원통형 핀의 선단을 반경을 2.5mm로 한 반구형상의 Al 6061합금을 이용하였다. 이 때 Al 6061합금은 단조가공재의 기계적 특성과 동일하게 하기 위해 500℃에서 2시간 어닐링을 실시하였다. 마모시험의 조건으로 무윤활 조건을 선택한 이유는 단조시의 윤활성과 단조금형의 손상을 최소화 할 수 있는 코팅조건을 확립하기 위하여, 윤활코팅이 존재하지 않는 극한 조건의 실험을 통하여 극한 조건에서의 단조성과 금형수명의 연장을 기대할 수 있는 금형코팅의 조건을 찾고자 하였기 때문이다. 이는 Al 합금의 단조를 위해 Al 합금의 표면에 윤활피막을 코팅하지만 단조가공을 할 때에는 Al 합금 표면의 윤활피막이 부분적으로 깨지게 되므로 윤활피막이 형성되지 않은 Al 합금과 금형의 접촉이 생기게 된다. 실제로 윤활피막이 존재하는 경우에는 윤활성이나 금형 표면의 손상이 최소화되어 큰 문제가 되지 않지만, 윤활피막이 더 이상 존재하지 않을 경우에는 윤활성과 금형의 손상이 문제가 된다. 따라서 이러한 극한 조건 하에서의 윤활성과 내마모성을 평가하고자 하였으며, 단조가공시 윤활막이 깨지는 극한조건을 모사하여 시험하기 위해 Al 합금의 표면을 20%의 NaOH 용액으로 10분간 알카리 세정한 후 증류수로 세척한 후 건조시켰고 디스크 표면도 아세톤을 이용하여 초음파 세정하였다. 마모시험의 조건은 <표 10>에 나타낸 바와 같으며, 마찰속도는 단조를 행할 때 프레스의 운동속도와 같은 0.1m/s로 결정하였다. 마모시험이 끝난 후 마찰면에 대한 profile을 측정하여 마모면의 수직단면적을 구하였고, 이 마모면적에 마모트랙의 직경과 원주율을 곱하는 Habig의 이론에 의해 마모량을 구하고 이를 마찰거리와 하중으로 나누어 디스크의 마모율을 구하였다. 또한 마찰면과 마모입자를 주사전자현미경과 EDS를 이용하여 분석하여 마모기구에 대하여 규명하고자 하였다.

다. 결과 및 고찰

(1) 열처리 및 이온질화처리한 STD 61 강재의 조직과 기계적 성질 (가) 열처리 및 이온질화처리한 시편의 조직

<그림 37>은 열처리 및 이온질화처리를 한 시편의 조직을 나타낸 것이다. 그림에서 알 수 있듯이 STD 61 강재를 Q/T처리한 미세조직은 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 되어 있으며, (b)는 이를 이온질화한 경우로 표면에 약 40㎛의 질화 확산층이 형성된 것을 알 수 있다. 그림에서 흰색 화살표로 나타낸 구간이 질화 확산층이다.

(a) STD 61 + Q/T (b) STD 61 + Q/T + PN

<그림 37> Q/T처리 및 이온질화처리한 STD 61강의 미세조직

또한 <그림 38>은 이온질화처리한 후 표면의 백층[ε(Fe₃N~Fe₂N)상 또는 γ′(Fe₄N)상 혹은 이들의 혼합상]을 제거한 다음 STD 61강의 표면에 형성된 확산층에 대한 XRD시험결과를 나타낸 것이다. 이 때 표면의 백층을 제거하는 이유는 표면에 주로 형성되는 백층은 매우 취약하고 단단한 성질을 지니고 있어 코팅에 의한 표면개질을 할 경우 코팅층과 기지층 사이에 제거되지 않고 남아 있게 되면 결함의 원인이 되어 파괴를 일으키는 기점으로 작용하기 때문이다. 그러나 확산층은 기지조직을 강화시키며 높은 하중에서도 코팅층을 효과적으로 지지해주므로써 코팅층의 변형을 최소화하여 코팅층의 파손을 방지하는 역할을 한다. <그림 38>에서 알 수 있듯이 이온질화처리에 의해 표면에 형성된 확산층은 주로 CrN상, ε상, γ′상이 혼합되어 형성된 것으로 나타났다.

<그림 38> 이온질화(PN)처리한 STD 61강의 확산층의 XRD 시험결과

(나) 열처리 및 이온처리한 시편의 기계적 성질

<표 10>에는 Q/T처리 및 이온질화처리한 STD 61강의 경도시험 결과를 나타냈다. 표에서 알 수 있듯이 Q/T처리 후 이온질화처리를 한 경우에서 경도가 더욱 높게 측정되었다. 이 같은 결과는 Q/T를 한 시편의 조직사진에서 알 수 있듯이 열처리한 강의 조직이 템퍼링 마르텐사이트와 약간의 잔류 오스테나이트로 되었던 것이 이온질화에 의해 표면에 경도가 높은 CrN상, ε상, γ′상이 혼합되어 형성되었기 때문이다.

Q/T처리 및 이온질화처리한 STD 61강의 표면경도

Specimen Condition	STD + Q/T	STD + Q/T+PN
Hv (50g)	723.0	1173.7

(2) 코팅층 조직과 기계적 성질

(가) 코팅층의 조직

<그림 39>에는 코팅조건에 따른 코팅층의 조직과 XRD분석결과를 나타냈다. multi layer 코팅층은 Cr과 CrN이 반복하여 16층씩 총 32층의 코팅층으로 구성되었으며, Cr-CrN 코팅층은 Cr에서부터 CrN으로의 점진적인 조성 변화로 코팅층 전체의 조성은 Cr₂N의 조성으로 코팅되었다. 그림과 XRD의 결과로부터 각 코팅조건별 원하는 코팅층이 형성된 것을 알 수 있으나 모든 코팅층에서 Cr의 피크가 나타나는 것은 코팅층에 상당량의 micro droplet(사진에 화살표로 나타낸 부분이 micro droplet이 있었던 부위거나 micro droplet을 나타냄)이 포함되어 있음을 나타내는 것이다. 그런데 일반적으로 micro droplet의 크기가 2~3㎛ 이상의 경우에는 micro droplet이 앞서 언급한 바와 같이 표면조도를 높이고 응착을 증가시킴으로 마찰계수의 상승을 초래하고, 피막파괴의 기점으로 작용할 수 있다. 그러나 대부분의 micro droplet은 1㎛ 내외의 크기를 갖는 것으로 보이며, 가끔씩은 5㎛에 가까운 micro droplet도 보인다. 이러한 조대한 micro droplet은 당연히 코팅층의 기계적 특성을 저해하기 때문에 조대한 micro droplet이 생기지 않도록 조절하는 것이 중요하다.

(나) 코팅층의 기계적 성질

<표 11>에는 각 시편에 코팅한 코팅층의 nano-indentor 분석 결과를 나타냈다. 코팅층의 경도는 gradient layer가 multi layer 보다 더 높은 경도값을 나타났으며, 이온질화 후 코팅할 때의 경도상승은 multi layer의 경우가 크게 나타났으나 gradient layer의 경우에는 이온질화의 효과는 크지 않았다.

각 조건별 코팅층의 마이크로 비커스 경도시험 결과

Specimen Condition	Coating layer on Q/T		Coating layer on Q/T + PN
Specimen Condition	Cr/CrN multilayer	Cr-CrN gradient layer	Cr/CrN multilayer	Cr-CrN gradient layer
Hv	1788.0	2017.3	2014.5	2160.0

(a) Cr/CrN multi layer의 단면조직

(b) Cr-CrN gradient layer의 단면조직

(c) Cr/CrN multi layer에 존재하는 (d) Cr-CrN gradient layer에

Cr droplet 존재하는 Cr droplet

<그림 39> 코팅 조건별 코팅층의 단면 SEM조직과 XRD시험 결과

(검은 화살표는 micro droplet이나 micro droplet이 있었던 자리를 나타낸다.)

(3) 코팅층의 마모시험 결과

<표 12>는 마모시험을 한 결과 각 조건에 따른 평균 마찰계수와 마모율을 비교하여 나타낸 것이다.

각 시편 조건에 따른 평균 마찰계수와 마모율의 변화

	STD 61 Q/T	Q/T+ Cr-CrN gradient layer	Q/T+PN+ Cr-CrN gradient	Q/T+ Cr/CrN multilayer	Q/T+PN+ Cr/CrN multilayer
Mean value of coefficient of friction	0.644	0.567	0.579	0.548	0.521
Wear Rate of disc (×10^-4 ㎣/ kgfㆍm)	4.36	1.11	1.38	1.22	1.12
Wear Test Condition	Applied Load : 2 kgf, Leaner Velocity : 1.0 m/s, Air, Unlubrication

<표 12>에서 볼 수 있듯이 코팅을 한 경우가 코팅하지 않은 경우보다 마찰계수가 낮게 나타났으며, 특히 강재에 이온질화처리를 한 다음 Cr/CrN multi layer를 코팅한 경우 가장 낮은 마찰계수를 보였다. <그림 40>에 나타낸 STD 61 강재의 Q/T 조건과 multi layer를 코팅한 조건의 마찰계수의 비교에서 알 수 있듯이 마모시험의 초기인 수 초 동안에는 코팅하지 시편의 마찰계수가 낮게 나타났지만, 곧바로 코팅한 시료의 마찰계수가 더 낮게 나타났다.

<그림 40> STD 61 Q/T+PN 강재 디스크와 STD 61 Q/T+PN 강재에 Cr/CrN을 16층 씩 반복 코팅한 디스크에 대하여 Al 6061을 상대재로 하여 마찰 시험을 한 경우의 동 마찰계수의 변화

이는 마모시험의 초기에는 코팅한 시편에서는 코팅시에 형성된 micro droplet의 존재로 인해 기계적인 맞물림(mechanical interlocking)이 생기기 때문에 마찰계수가 약간 높게 나타나는 것으로 사료된다. 그러나 마모가 진행되어 초기의 micro droplet의 존재로 인한 기계적인 맞물림의 효과가 없어지면 코팅한 시료는 금속-세라믹의 조합이 되기 때문에 금속-금속의 조합보다는 응착이 적어지게 되므로 마찰계수는 감소하게 된다.

(a) Q/T STD 61 강재 시료의 마모단면

(b) 이온질화 후 Cr/CrN multi layer 코팅한 시료의 마모단면

<그림 41> 마모시험 후 마모면 단면적을 구하기 위한 마모면의 단면 profile

(마찰속도: 0.1m/s, 시험하중: 2kgf, 마찰거리: 4000m, 무윤활 조건)

또한 <표 12>에 나타낸 마모율은 <그림 41>에 나타낸 마모면의 단면적을 구하여 Habig의 이론에 따라 구한 마모량을 마찰거리와 하중으로 나누어 구한 값이다.

주사전자현미경을 이용하여 마모면을 관찰한 결과, <그림 42>에서 나타낸 바와 같이 STD 61 강재 시료의 경우는 응착에 의한 전이부착층이 많이 보인다. 이 같이 응착현상이 주로 일어나는 경우, 코팅하지 않은 시료는 금속-금속의 접촉으로 인해 응착이 쉽게 일어나고 이 같은 응착에 의해 마찰계수는 연속적으로 상승한 후 안정되는 것으로 보인다. 그러나 <그림 43 ~ 46>에 나타낸 바와 같이 전반적으로 코팅한 시료의 경우는 세라믹-금속의 접촉이 되므로 금속에서 세라믹으로의 응착이 쉽지 않고, 형성된 응착층의 응착강도가 금속-금속의 접촉에서 형성되는 응착층의 응착강도보다 낮아 상대적으로 더 낮은 전단저항에 의해 응착층의 분리가 일어나기 때문에 마찰계수가 STD 61 강재 시료보다 더 낮게 나타나는 것으로 사료된다. 이 같은 고찰은 마모시험 후 디스크표면을 20% NaOH 용액으로 세척하지 않은 경우와 20% NaOH 용액으로 세척한 후의 디스크 표면을 보여주는 <그림 42>에서 볼 수 있듯이 코팅하지 않은 디스크의 표면에는 코팅한 디스크의 표면보다도 많은 양의 응착부위를 관찰할 수 있다.

(a) 20% NaOH 용액으로 세척하기 전 (b) 20% NaOH 용액으로 세척한 후

<그림 42> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 세척하기 전, 후의 STD 61 강재의 마모표면

<그림 43> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 세척하기 전, 후의 multi layer 코팅 시료의 마모표면

<그림 44> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 세척하기 전, 후의 이온질화 + multi layer 코팅을 한 시료의 마모표면

<그림 45> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 세척하기 전, 후의 gradient layer 코팅시료의 마모표면

<그림 46> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 세척하기 전, 후의 이온질화 + gradient layer 코팅시료의 마모표면

<그림 47 ~ 49>은 STD 61 강재 시료의 마모기구를 규명하기 위해 마모면과 마모입자를 관찰한 결과를 나타낸 것이다. <그림 47>은 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 12시간 세척한 후의 마모면을 나타낸 것이다. 그림에서 알 수 있듯이 STD 61 강재 디스크의 마모는 Al 6061 합금이 강재 디스크의 표면으로 응착되고, 반복되는 전단응력에 의해 전이부착층이 떨어져 나올 때 취약해진 강재의 표면에서 마모입자가 함께 떨어져 나오는 것으로 생각되어진다. <그림 48>은 채집된 마모입자를 반사전자에 의한 이미지로 관찰한 것으로, 밝게 빛나는 부분이 강재에서 떨어져 나온 마모입자를 보여주는 것이다. 미세하게 형성된 마모입자 중에는 STD 61 강재 디스크로부터 떨어져 나온 마모입자가 상당히 존재하는 것으로 보인다. 또한 <그림 49>는 응착에 의해 형성된 마모입자가 뭉쳐진 것을 보여주며, 반사전자에 의한 이미지와 2차전자에 의한 이미지를 비교하면 뭉쳐진 마모입자에는 강재로부터 떨어져나온 마모입자도 함께 존재하는 것을 확인할 수 있다.

<그림 47> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 12시간 세척한 후의 STD 61 강재의 마모면

<그림 48> SEM으로 관찰한 STD 61 강재와 AL 6061합금의 마모시험에서 발생한 마모입자

(반사전자에 의한 이미지로 밝게 빛나는 부분이 강재에서 떨어져 나온 마모입자이다. 마찰속도: 0.1m/s시험하중: 2kgf, 마찰거리: 4000m, 무윤활 조건)

(a) 2차전자에 의한 이미지 (b) 반사전자에 의한 이미지

<그림 49> 응착에 의해 생성된 작은 마모입자가 조대하게 뭉쳐진 마모입자의 2차전자에 의한 이미지와 반사전자에 의한 이미지

(백색 원 안을 비교해 보면 차이를 알 수 있음. 마찰속도: 0.1m/s, 시험하중: 2kgf, 마찰거리: 4000m, 무윤활 조건)

<그림 50>에는 조대하게 뭉쳐진 마모입자의 대부분은 AL 6061합금이 디스크로 전이부착했다가 떨어져 나오는 것에 의해 형성되고 있음을 보여주는 SEM과 EDS 분석결과를 나타냈다. 또한 <그림 51>에는 마모시험 중에 STD 61 강재 디스크에서 떨어져 나온 마모입자를 확인할 수 있는 반사전자에 의한 이미지와 EDS mapping 결과를 나타냈다. <그림 51>에서 밝게 나타나는 마모입자 외에도 <그림 48>에서 밝게 나타나고 있는 마모입자들도 STD 61 강재로부터 떨어져 나온 마모입자인 것을 확인할 수 있었다.

한편 <그림 52 ~ 56>은 Cr-CrN gradient layer와 Cr/CrN multi layer를 코팅한 시료의 마모면과 마모입자를 관찰한 결과를 보여주는 것이다. <그림 52>는 Cr-CrN gradient layer와 Cr/CrN multi layer의 코팅면과 마모면을 나타낸 것이다. 마모시험 전의 코팅면에는 <그림 39>의 코팅층 단면사진에 나타낸 바와 같이 micro droplet이 존재하는 것을 확인할 수 있으며, 마모시험 후의 코팅면에서는 매우 작은 크기로 떨어져나간 코팅층의 흔적과 균열의 발생 및 반복되는 응력에 의한 균열의 전파로 인한 파괴의 흔적도 나타나고 있다.

<그림 53>은 <그림 44>의 (b)를 보다 고배율로 관찰한 것이다. 그림에 화살표로 나타낸 것은 micro droplet이 존재했던 자리를 보여주는 것으로 마모시험 동안에 우선적으로 응착에 의해 떨어져 나가는 것으로 생각되어지며, 이런 곳이 코팅층의 파괴가 일어나는 기점으로 작용하는 것으로 생각되어진다.

<그림 50> STD 61 강재 디스크와 Al 6061합금의 마모시험결과 조대하게 뭉쳐진 마모입자에 대한 SEM과 EDS 분석결과

<그림 51> STD 61강재 디스크에서 떨어져 나온 마모입자를 확인할 수 있는 반사전자에 의한 이미지와 EDS mapping 결과

<그림 52> Q/T처리한 STD 61 강재 및 Q/T처리 후 이온질화(PN)처리한 STD 강재위에 코팅한 Cr-CrN gradient layer와 Cr/CrN multi layer의 표면형상과 마모시험 후 관찰한 마모면

또한 <그림 53>에 흰색 원으로 표시한 부분은 얇고 넓적한 모양으로 떨어져 나오는 코팅층 마모입자의 모습을 보여주는 것이며, 검은 색 원으로 나타낸 것은 마찰이 일어나는 표면에서 상대재와 접촉할 때 앞 방향인 leading edge에는 압축응력이 걸리고 뒤쪽 방향인 trailing edge에는 인장응력이 걸림에 따라 마찰방향에 수직한 균열이 발생하는 것으로 사료되어진다. 이같은 관찰결과는 이온질화를 한 경우와 이온질화를 하지 않은 경우를 비교할 때 마모율이나 마찰계수가 큰 차이가 나타나지 않는 이유를 추론할 수 있게 해준다. 즉 이온질화의 영향은 모재와 코팅층의 밀착력을 향상시키고, 코팅층의 경도를 어느 정도 향상시키는 효과가 있지만 코팅층의 마모가 고찰한 바와 같이 코팅층 내의 균열발생과 전파에 의하고, 코팅층과 모재 사이의 밀착력에는 크게 영향을 받지 않게 된다면 밀착력을 크게 향상시키는 이온질화의 효과가 마모특성에서는 경도의 향상효과 외에는 크게 나타나지는 않게 될 것이라 생각되어진다. 그러나 마찰거리가 본 연구에서 행한 4000m보다 더 길어지고, 코팅층의 마모가 진행되어 코팅층과 모재와의 접합강도가 영향을 미치는 경우가 된다면, 이온질화의 효과는 크게 나타날 것이라 생각된다.

<그림 53> 마모시험 후 20% NaOH 용액으로 12시간 세척한 이온질화+Cr/CrN multi layer 코팅 시료의 마모면

(화살표는 micro droplet이 있던 위치를 나타내고 있으며 화살표의 방향이 마찰방향임)

<그림 54>에는 이온질화+Cr/CrN multi layer 코팅을 한 시료의 마모시험 후 채집한 마모입자들의 반사전자에 의한 이미지를 나타낸 것이다. 사진에서 밝게 나타나는 입자들이 코팅층의 파괴로 인해 발생한 마모입자라고 생각되어지며, 이를 EDS로 분석한 결과를 <그림 55>에 나타냈다. <그림 56>에는 STD 61 강재를 Q/T처리 한 후 이온질화를 하지 않고 Cr/CrN multi layer 코팅을 한 시료의 마모사험 후 마모면과 마모입자의 SEM과 EDS 분석결과를 나타낸 것이다. 그림 21에 나타낸 이온질화+Cr/CrN multi layer 코팅을 한 시료의 마모면과 마모입자의 분석결과와 매우 비슷한 양상으로 나타나고 있어 본 연구에서 행한 마모조건 하에서는 이온질화가 코팅층의 마찰, 마모에 미치는 영향은 그리 크지 않은 것으로 나타났다.

<그림 57>에는 Cr-CrN gradient layer 코팅을 한 시료의 마모면과 마모입자의 분석결과를 나타냈다. 코팅층이 넓게 파이면서 떨어져 나간 마모면을 볼 수 있고, 떨어져 나온 마모입자의 분석에서는 Cr-CrN 코팅층의 아래에는 Al 합금이 응착되어 있음을 알 수 있다.

이는 코팅층으로 Al 합금의 응착이 일어나고 반복되는 응력에 의해 코팅층에서의 균열의 생성 및 전파가 일어나며, Al 합금의 응착부위가 전단응력에 의해 떨어져 나올 때 코팅층이 함께 떨어져 나오는 응착마모와 피로마모가 복합적으로 작용하여 생성된 마모입자라고 생각되어진다.

<그림 54> 이온질화+Cr/CrN multi layer 코팅 시료의 마모시험 후 채집한 마모입자들의 반사전자에 의한 이미지

<그림 55> 층간 파괴로 넓게 떨어져 나온 이온질화+Cr/CrN multi layer 코팅층 마모입자의 2차전자 이미지 및 EDS 분석결과

<그림 56> 층간 파괴로 넓게 떨어져 나온 Cr/CrN multi layer 코팅층 마모입자의 2차전자 이미지와 반사전자 이미지 및 EDS 분석결과

<그림 57> Cr-CrN gradient layer 코팅을 한 시료의 마모면과 마모입자의 분석결과

이상의 결과를 통해 STD 61 강재의 경우는 응착마모가 주된 마모기구로 밝혀졌으며 코팅층의 마모는 코팅층에 응착된 AL 6061합금이 반복적인 전단응력을 받음에 따라 코팅층에서 미세한 균열의 발생 및 이의 전파에 의해 코팅층이 깨지고, 반복되는 전단응력에 의해 응착층이 떨어져 나올 때 응착층과 함께 떨어져 나오는 응착마모와 피로마모의 복합적인 마모기구가 주된 마모기구인 것으로 사료된다. 또한 이 때 Cr/CrN multi layer의 경우 층간의 균열전파에 의해 작고 얇게 떨어져 나오는데 반하여 Cr-CrN gradient layer의 경우는 균열의 발생과 전파가 불규칙하므로 덩어리로 떨어져 나옴으로써 상대적으로 높은 경도임에도 불구하고 마모량이 좀 더 많은 것으로 생각되어진다.

표면의 윤활피막이 깨진다는 극한 조건을 모사하는 마모시험으로부터 다음과 같은 결과를 확인할 수 있었다. 코팅하지 않은 시료에 비하여 코팅한 모든 시료의 마찰계수가 낮고 마모율도 적게 나타났으며, 특히 이온질화 후 multi-layer를 코팅한 시료의 경우가 평균 마찰계수는 약 20% 정도가 감소함에 따라 윤활성이 20% 정도 향상된 것으로 평가할 수 있다. 또한 이온질화 후 multi-layer를 코팅한 시료의 내마모성은 마모율의 비교에 의해서도 금형의 수명이 약 440% 정도 향상될 수 있음을 알 수 있으므로 이온질화 후 multi-layer를 코팅하는 것은 윤활성의 향상과 금형 수명의 향상이란 두 가지의 효과를 동시에 추구할 수 있는 표면개질법으로 판단된다.

라. 윤활처리 기술 연구에 대한 요약

(1) 본 연구에서 행한 실험조건 하에서는 모재에 이온질화처리를 한 경우가 이온질화를 하지 않고 코팅을 항 경우에 비해 코팅층의 경도를 상승시키는 효과를 나타냈으나, 경도의 상승과 내마모성의 향상이 직접적으로 비례하지는 않았고, 마찰계수의 감소가 나타났다.

(2) STD 61 강재는 응착마모가 주된 마모기구로 나타났으며, 코팅층의 경우는 모든 코팅층에서 응착마모와 피로마모의 복합적인 마모기구가 주된 것으로 나타났으며, 코팅층의 파괴는 코팅층 내에서 균열의 발생 및 균열의 전파에 의한 것으로 나타나 코팅층과 모재의 계면의 접합강도는 충분히 유지된 것으로 생각된다.

(3) 본 연구의 실험조건 하에서는 Cr/CrN multi layer 코팅을 적용하는 것이 마찰계수를 감소시키고 내마모성을 향상시켜 윤활성과 금형의 수명을 연장할 수 있는 하드코팅의 적용방법으로 판단된다.

6. 최적 열처리조건 확립

본 사업에서 사용한 Al 6061합금의 조성은 <표 13>과 같은데, 일반적으로 6061합금은 성형성이 좋고, 인성이 클 뿐만 아니라, 특히 용체화처리 후에는 상온 가공성이 매우 우수하게 된다. Al 6061합금은 Al에 Mg과 Si을 동시에 첨가한 함금으로서 용체화처리 후 시효열처리에 의해 급격하게 경화되는 합금이며, 내식성 Al 합금 중 유일하게 열처리형 합금이다. Al 6061합금에서 경화상으로 작용하는 것은 Mg₂Si인데, Al에 대한 Mg₂Si의 최대고용도는 595℃에서 1.85% (1.14%Mg, 0.66%Si, Mg/Si=1.73)에 이르지만, 온도강하와 함께 Mg₂Si의 고용도는 급격하게 감소하여 실온에서는 거의 0에 가깝다. 따라서 6061합금을 비롯한 Al-Si-Mg계 합금에서는 열처리를 통해 다량의 Mg₂Si상을 석출시킴으로써 기계적 강도를 현격하게 향상시킬 수 있다. 일반적으로 6061합금은 515~550℃에서 용체화처리한 후 수냉하고, 다시 160℃에서 18시간 또는 170~180℃에서 8시간 유지하여 시효경화처리를 함으로써 우수한 기계적 특성을 보유하게 된다.

Al 6061합금의 조성

합금 원소	Mg	Si	Fe	Cu	Mn	Cr	Zn	Ti	Al
함량(wt%)	0.8-1.2	0.4-0.8	0.70	0.15-0.4	0.15	0.04-0.3	0.20	0.15	Remain

Al 6061합금은 상기에서도 언급한 바와 같이 열처리형 합금이므로 적절한 열처리에 의해 기계적 특성이 최적화될 수 있다. 열처리 과정은 용체화 처리와 시효처리 과정으로 분리되어질 수 있는데, 각각의 조건이 적절할 필요가 있다. 각 열처리 과정에서의 조건에 따른 영향을 살펴보면 다음과 같다.

먼저 용체화처리는 Al합금의 기지에 분산되어 있는 석출물이 충분히 확산에 의해 기지 조직 내로 용해되도록 단상조직 내로 온도를 높여 일정시간 유지한 후, 석출물이 석출되지 못하도록 급속하게 냉각시키는 열처리이다. 이를 위해서는 석출물을 구성하는 원소들이 충분히 고용될 수 있는 충분히 높은 온도를 선택하여야 하는데, 이 때 온도가 과도하게 높아져서 공정점(eutectic point)이상의 온도까지 올라가게 되면 도리어 기계적 특성을 저하하게 된다. 일반적으로 공정점 근방에서 일어나는 grain boundary melting은 외형적인 관찰이나, 비파괴 검사로도 알 수 없기 때문에 주의를 요한다. 또한 합금원소의 첨가에 따라 공정점은 저하될 수 있기 때문에 이에 대한 부분도 고려가 되야 한다. 한편 용체화처리 온도가 너무 낮게 되면, 석출물이 Al 기지 내로 충분히 용해가 되지 않아서 그 후의 시효열처리 후에 원하는 만큼의 강도가 충분히 나오지 않을 수가 있다. Al 6061의 경우에 석출물로 존재하는 Mg₂Si상의 Al 내의 고용도는 <그림 58>과 같다. 그림에서 알 수 있는 바와 같이 Al 6061의 용체화처리 온도 영역은 solvus line 보다는 크고 공정점보다는 낮아야 하므로, 500 ~ 595℃ 영역이라고 할 수 있다. 일반적으로 채택하고 있는 Al 6061의 용체화처리 온도는 515 ~ 550℃이다.

<그림 58> Al 내에서의 Mg₂Si의 고용도 상태도

용체화처리에 의해 석출물이 완전히 용해된 Al 6061을 급냉한 후, 적당한 온도에서 열처리를 하게 되면 강화상인 Mg₂Si이 석출하게 되어 재료의 기계적강도는 향상되어진다. 일반적으로 석출물에 의한 기계적 강도 증가는 같은 양의 석출물이 생성되어진다고 가정할 때, 작은 석출물이 균일하게 분포할수록 그 기계적 강도는 증하하게 된다. 석출물이 균일하면서도 미세하게 석출하기 위해서는 시효처리 온도가 낮을수록 유리하나, 온도가 너무 낮으면 석출물의 성장이 과도하게 느림으로 말미암아 충분한 양의 석출물이 석출되지 못하게 된다. 한편 온도가 너무 높게 되면 석출물의 크기는 급속하게 증가하게 되나, 그 수는 감소하게 되어 기계적강도 증가에 불리하게 된다. 또한 경제적인 관점에는 긴 시간의 열처리로 인해 생산성이 저하되게 될 수 있기 때문에, 적절하게 온도를 높여서 다소 강도를 희생하더라도 생산성을 향상시키기도 한다. 이와 같이 시효열처리에서는 최적의 특성을 나타내는 적절한 시효열처리 온도의 설정이 중요하게 된다.

일반적으로 Al 6061합금에서 최적의 기계적강도를 얻기 위해서 행하는 시효 열처리는 T6 열처리로서 용체화처리 후 160℃에서 18시간 또는 170~180℃에서 8시간 열처리하게 된다. 또한 알루미늄 합금은 용체화처리 후 상온에 방치해 놓더라도 시효현상이 일어나므로(자연시효, T4 열처리 : 용체화처리 후 상온에서 96시간 이상 방치) 커다란 강도가 요하지 않는 경우에는 경제적인 측면에서 자연시효를 택하기도 한다. 단조품의 경우에는 가공도 등에 따라 열처리 조건이 변화하게 되므로 각각의 가공조건에 따른 최적 열처리 조건을 선택할 필요가 있다.

본 연구에서는 최적의 용체화처리 및 시효열처리 조건을 탐색하고자 용체화처리 온도 조건 3개에 대해 각각 5가지의 시효열처리 조건을 정하여 열처리를 행한 후 경도를 측정하였다. 용체화처리 조건은 515 ~ 550℃ 조건 가운데에서 515, 530, 550℃를 선택하였으며, 시효열처리 조건은 기존의 T6 열처리 조건인 160℃에서 18시간 유지하는 조건과 175℃에서 8시간 유지하는 조건을 선택하였으며, 열처리 시간을 줄임으로써 경제성 및 생산성을 확보할 수 있기 때문에 열처리 온도를 올리고 대신 열처리 시간을 줄이는 두 조건(185℃에서 4시간 또는 190℃에서 3시간)을 선택하였다. 참고로 비교하기 위해서 자연시효 시료에 대해서도 평가를 수행하였다. 각각의 조건을 표로 나타내면 다음의 <표 14>와 같다. 시편은 열간단조시험에서 최적의 단조조건을 나타내어 양호한 단조품을 나타낸 제품을 <그림 59>와 같이 절단하여 사용하였으며, 열처리 후의 기계적 평가는 Brinell 경도계를 사용하여 <표 15>의 조건에서 경도를 측정하였다.

열처리 시험 조건

No.	용체화 처리 조건		시효처리 조건		비고
No.	온도	시간	온도	시간	비고
1	515℃	2시간	160℃	18시간	T6
2			175℃	8시간	T6
3			185℃	4시간	본 연구 조건
4			190℃	3시간	본 연구 조건
5			상온	96시간	T4(자연시효)
6	530℃	2시간	160℃	18시간	T6
7			175℃	8시간	T6
8			185℃	4시간	본 연구 조건
9			190℃	3시간	본 연구 조건
10			상온	96시간	T4(자연시효)
11	550℃	2시간	160℃	18시간	T6
12			175℃	8시간	T6
13			185℃	4시간	본 연구 조건
14			190℃	3시간	본 연구 조건
15			상온	96시간	T4(자연시효)

<그림 59> 절단한 시편 형상

Brinell 시험 조건

Test Load	Metal ball diameter	Time
500Kg	5mm	15 Sec

각각의 열처리 조건에 따라 열처리를 행한 후 경도를 측정한 시험 결과는 <표 16> 및 <그림 60>과 같다.

각각의 열처리 시험 후 경도 측정 결과 데이터

H.T. Temp			1st	2nd	3rd	4th	5th	6th	Average Hardness
515℃	160℃	18h	69.1	69.1	66.8	69.1	71.5	-	69.12
	175℃	8h	71.5	66.8	69.1	66.8	69.1	-	68.66
	185℃	4h	69.1	69.1	66.8	69.1	69.1	-	68.64
	190℃	3h	69.1	71.5	71.5	71.5	69.1	-	70.54
	상온	96h	43.5	46.1	48.9	48.9	46.1	46.1	46.60
530℃	160℃	18h	74.1	79.6	76.8	79.6	74.1	-	76.84
	175℃	8h	76.8	74.1	74.1	74.1	76.8	-	75.18
	185℃	4h	74.1	82.6	79.6	74.1	76.8	71.5	76.45
	190℃	3h	79.6	82.6	79.6	74.1	76.8	76.8	78.25
	상온	96h	56.8	50.3	50.3	50.3	50.3	50.3	51.60
550℃	160℃	18h	76.8	76.8	74.1	76.8	74.1	-	75.72
	175℃	8h	56.8	74.1	71.5	74.1	74.1	-	70.12
	185℃	4h	74.1	74.1	76.8	74.1	74.1	-	74.64
	190℃	3h	89	85.7	82.6	85.7	85.7	-	85.74
	상온	96h	51.8	50.3	50.3	50.3	48.9	51.8	50.57

<그림 60> 각각의 열처리 후 경도시험 결과 그래프

열처리 시험 결과에서 알 수 있듯이 용체화온도처리 조건에서 515℃는 다른 조건에 비해 다소 낮은 경도값을 보여주고 있다. 이는 용체화온도가 다소 낮음으로 인해 Al 기지내의 석출물이 충분히 용해되지 못하여 낮은 경도에 영향을 미친 것으로 사료된다. 530℃와 550℃의 결과는 다소 비슷한 값을 보여주었다. 한편 시효 열처리 조건에서는 용체화처리 온도 조건과 상관없이 190℃에서 3시간 유지한 열처리 조건이 가장 높은 경도값을 나타내었다. 특히 550℃에서 용체화 열처리를 한 후, 190℃에서 3시간 열처리를 행한 시편은 HB 85를 상회하는 경도치를 나타내었다. 한편 상온에서 96시간 이상 유지한 자연시효 시편은 다른 열처리 조건보다 매우 낮은 HB 50 전후의 값을 나타내어 인공시효가 필요함을 알 수 있었다.

이상의 결과로부터 기존의 T6열처리에서 소요되는 18시간 또는 8시간의 열처리조건보다 매우 감소한 3시간의 열처리로서 최적의 경도값을 얻음으로써 경제성 및 생산성에서도 우수하며 기계적 특성도 향상된 제품을 개발할 수 있었다.

7. 알루미늄 단조 캘리퍼의 물성, 특성 및 내구성 평가

가. 알루미늄 단조 캘리퍼의 물성

(1) 치수 정밀도

열간단조 후 완성된 캘리퍼를 사용하여 중요치수 부위에 대하여 치수 정밀도를 측정하였다. 중요치수 부위는 수요업체와의 협의에 의해 설정하였으며, 그 측정 부위는 <그림 61>과 같다. 중요치수 부위 A, B, C, D에 대한 치수 측정 결과는 다음의 <표 17>과 같다. 측정결과 +0.4% 이내의 우수한 정밀도를 보여주고 있음을 알 수 있다.

<그림 61> 단조 캘리퍼의 치수 정밀도 측정 부위

알루미늄 단조 캘리퍼의 치수정밀도

측정부위	설계도면 치수 (mm)	실제 측정치수 (mm)	편차 (mm)
A	171.00	170.45	-0.55
B	132.00	131.50	-0.50
C	40.00	40.60	+0.60
D	61.00	61.45	+0.45

(2) 경도

열간단조 후 완성된 캘리퍼에 대하여 상기에서 얻어진 최적 열처리 조건으로 열처리를 수행한 후, 경도를 측정하였다. 경도는 열처리시험에서와 동일하게 Brinell Hardness로 측정하였으며, 그 때의 시험하중은 500 kg, 강구는 5 mm, 유지시간은 15초이었다. 비교를 하고자 원 소재의 단면 경도와 열간단조 후 열처리를 행하지 않은 캘리퍼의 단면 경도도 측정하여 그 결과를 <표 18>에 나타내었다. 결과에서 알 수 있는 바와 같이 완성된 알루미늄 단조 캘리퍼는 HB 95의 높은 경도값을 나타내었다. 실제 상기의 열처리 시험 조건보다 약간 높은 값을 나타낸 이유는 명확하지 않지만, 실제 열처리 공정 상에서는 예비 테스트에서 사용한 열처리 장비와 다른 장비를 사용하였는데, 장비에서 발생하는 온도 편차로 인해 발생한 것으로 사료된다. 한편 원 소재 및 단조 후 열처리 전의 캘리퍼의 경도는 현격하게 낮은 값을 나타내었는데, 이는 단조 시에는 낮은 강도를 유지하여 충분히 가공성을 부여할 수 있음을 의미하며, 열처리에 의해 충분히 놓은 경도값으로 향상됨을 알 수 있었다.

완성 알루미늄 단조 캘리퍼의 경도

시편	Hardness(HB)					평균
시편	1st	2nd	3rd	4th	5th	평균
단조 + 열처리 후	96.3	100.0	92.6	96.3	92.6	95.6
단조 후(열처리 전)	39.1	37.1	40.2	38.1	36.2	38.1
원소재	24.8	23.8	23.8	23.8	23.8	24.0

(3) 인장강도

완성된 단조 캘리퍼의 인장특성을 알아보기 위해서 인장강도를 측정하였다. 이 때 시편의 gauge length는 28 mm 이었으며, 평행부 직경은 6 mm, 시험속도(strain rate) 10^-2 s^-1(stroke speed 0.28 mm/min)의 조건에서 수행하였다. 그 시험 결과는 다음의 <표 19>와 같다.

완성된 알루미늄 단조 캘리퍼의 인장 특성

Sample No.	Tensile Strength (MPa)	Yield Strength) (MPa)	Elongation (%)
1	302.5	270.2	16.3
2	307.0	271.3	14.9

(4) 표면조도

열간단조 후 완성된 캘리퍼에 대하여 표면 조도를 측정하여 보았다. 일반적으로 단조 후 표면경도는 매우 우수한 값을 나타내는데, 열간단조의 경우에는 단조 공정시 도포하는 이형제 및 윤활제로 인해 다소 경도가 떨어지는 현상을 보여준다. 실제 열간 단조가 완료된 시편에 대해 표면조도를 측정한 결과 <표 20>과 같이 약 Ra=1.22의 양호한 표면조도를 나타냄을 알 수 있었다.

<그림 62> 표면조도 측정 부위

캘리퍼의 표면조도

측정횟수	조도 (Ra)
1	1.36
2	1.54
3	1.07
4	0.89
평균	1.22

(5) 단류선 관찰

일반적으로 단조 시에 발생하는 결함의 종류는 <그림 63>과 같다. 단조가공 시 소재는 주로 압축응력을 받게 되지만 불균질 변형으로 인해 부위에 따라서는 2차 응력인 인장응력이 발생할 수 있으며, 이러한 응력이 커지면 표면에 균열이 발생하기도 한다. 표면균열 외에도 금형 내에서의 소재 유동이 적절하게 이루어지지 못함으로 인해 다른 종류의 결함이 발생할 수 있다. <그림 63>의 (a)에서와 같이 웨브(Web)에서 재료가 두께 방향으로는 부족하고 길이방향으로 늘어나 있으면 단조 중에 좌굴이 생겨 겹침(Fold)으로 남게 된다. 이와는 반대로 <그림 63>의 (b)와 같이 웨브 부분이 너무 두꺼우면 여분의 재료가 이미 단조된 부분으로 이동하게 되어 단조품 내부의 겹침 결함(Lap)이 될 수 있다. 이와 같이 재료를 적절하게 분배하여 금형 공동부(Cavity)에서 유동을 조절하는 것이 중요함을 알 수 있다. 또한 금형 공동부 모서리의 반지름은 이러한 결함의 생성에 매우 중요한 영향을 미치게 되는데, <그림 63>의 (c)에서 볼 수 있는 바와 같이 모서리 반지름이 클 때 재료는 잘 유동하고 반지름이 작으면 재료가 겹쳐져서 콜드 셧(Cold Shut)이라는 겹침 결함을 형성하게 된다. 단조결함은 제품의 사용 시 피로파괴나 부식과 같은 치명적인 문제로 이어지므로 단조품을 사용하기 전에는 반드시 제품의 검사를 행하는 것이 필요하며, 특히 중요한 부품은 필수적으로 단면검사를 해야만 한다.

한편 단조품의 품질에 중요한 것이 유성선 양상(Grain Flow Pattern)이다. 유동선(또는 단류선)이 표면과 수직으로 만나면 결정립계가 외부에 직접 노출되게 되는데 이러한 결정립을 종단 결정립(End Grain)이라고 하며, 사용 중에 외부의 영향을 받아서 표면이 거칠어지고 응력이 높아진다. 중요한 부품은 금형 공동부에 소재를 위치시킬 때 재료 유동 방향을 고려하여 단조품의 응력집중부에 종단결정립이 생기지 않도록 해야만 한다.

(a) 웨브 부분의 좌굴에 의한 겹침 결함

(b) 소재 두께가 과대하여 생기는 내부 결함

(c) 필릿 반지름이 영향으로 단조품에 생기는 결함

<그림 63> 단조 시 발생하는 결함

상기와 같은 결함들을 확인하기 위하여 열간단조 후 완성된 캘리퍼에 대하여 먼저 표면 결함을 확인하여 본 결과, 표면에서의 겹침 등의 결함은 보여지지 않음을 확인할 수 있었다. 또한 <그림 64>와 같이 두 곳을 절단한 후, 단조품 내부의 단류선(유동선)을 관찰하여 보았다. 단류선을 관찰하기 위하여 macro-etching을 하였는데 그 때의 etchant 및 etching 시간 조건은 <표 21>과 같다.

<그림 64> 단류선 관찰을 위한 절단면

단류선 관찰을 위한 etchant 및 etching 조건

Etchant	Etching Time
HCl : 25mL HF : 10mL HNO₃ : 25mL Distilled Water : 20mL	1'30"

절단면 A 및 B를 절단한 시편의 단류선을 관찰한 사진은 다음의 <그림 65>와 <그림 66>과 같다. 그림에서 알 수 있는 바와 같이 캘리퍼의 중앙 부위는 거의 소성이 발생하지 않았으며, 표면 부위에서 급격한 소성 흐름이 나타남을 보여준다. 관찰 결과 모든 부분에 있어서 겹침과 균열 등의 결함은 발생하지 않음을 알 수 있었다. 그러나 일부 표면 부위에서 종단 결정립이 보여주고 있음을 확인할 수 있었다(<그림 65> (a)의 좌상단부, <그림 66> (a)의 좌우 상단부). 이는 실제 단조품의 기계적 특성을 좌우할 수 있기 때문에 매우 중요하며, 종단 결정립이 발생한 부위가 부품의 응력집중부와 일치하게 될 때, 쉽게 파단이 발생하게 된다. 하지만 본 관찰 결과 발생한 종단 결정립 부위는 응력집중부와 현격하게 멀어져 있음을 확인할 수 있어서 실제의 부품의 기계적 특성을 저해하지 않을 것으로 사료된다.

(a) 전체적인 단면(절단면 A)

(b) 부분 1의 단류선 (c) 부분 2의 단류선

(d) 부분 3의 단류선

<그림 65> 절단면 A의 단류선 양상

(a) 전체적인 단면(절단면 B)

(b) 부분 5의 단류선 (c) 부분 6의 단류선

<그림 66> 절단면 B의 단류선 양상

나. 알루미늄 단조 캘리퍼의 특성평가

캘리퍼의 특성 및 내구성을 평가하기 위해서는 캘리퍼 시스템으로 조립한 후 특성을 평가하여야 하며, 이를 위해서는 체결부품과 실린더, 실링재 등을 사용하여 시제품을 제작할 필요가 있다. 따라서 본 사업에서 개발한 알루미늄 단조 캘리퍼는 개발제품의 수요업체인 (주)성업기계에 의뢰하여 마무리 가공 및 표면처리 후 체결부품 등을 사용하여 <그림 67>과 같이 실제 알루미늄 단조 캘리퍼 시스템의 시제품을 부품 조립하였다. 시생산된 제품의 조립 개수는 일차적으로 20개를 제조하였으며, 이를 사용하여 알루미늄 단조 캘리퍼의 특성 및 내구성을 평가하였다.

(a) 위에서 관찰 (b) 아래에서 관찰

(c) 경사측면에서 관찰 (d) 측면에서 관찰

<그림 67> 알루미늄 단조 캘리퍼를 사용하여 캘리퍼 시스템

(1) 유압강도

유압강도는 캘리퍼의 실린더부에 유압을 300 kg/cm²의 유압을 가한 후 캘리퍼의 파손이 발생하는지 여부를 측정하는 것이다. 이를 위해서는 <그림 68>과 같이 수동으로 유압을 가한 후 캘리퍼의 상태를 측정하는 방식으로 진행하였다. 총 5개의 시편에 대하여 측정한 결과 모두 파손이 진행되지 않았음을 확인하였다.

<그림 68> 유압강도 측정

<그림 69> 유압강도 장치 게이지

(2) 리크테스트

리크테스트는 실린더 부위에 일정한 공압을 가한 후, 밸브를 잠그고 10초 동안 유지하면서 공압의 유지여부를 판단한다. 리크테스트를 위해 사용된 장비를 <그림 70>에 나타내었다. 사업계획서에서의 예정된 공압은 1.5 kg/cm² 이상이었으나, 수요업체의 요구에 의해 3.0 kg/cm² 이상의 공압을 가하였으며, 총 5개의 시험편에 대하여 실험을 수행하였다. 기준에 의하면 10초간 유지한 후 공압이 유지되는 지를 판단하는 것이었나, 시험의 신뢰성을 확보하기 위해 30초간 유지하면서 공압의 변화를 측정하였다. 실험결과 모든 시험편에 대하여 3.4 kg/cm²의 공압에서 30초간 변화없이 공압을 유지됨을 확인할 수 있었다.

<그림 70> 리크테스트 장비

<그림 71> 리크테스트 실험(3.4 kg/cm²의 공압 가압 중)

(3) 기밀 및 변형테스트

기밀 및 변형테스트는 실린더 부에 유압을 120 kg/cm² 가하고, 밸브를 잠근 후, 10초간 유지하면서 유압의 변화 및 누유상태를 측정하는 시험이다. <그림 72>에 테스트에 사용된 장비를 나타내었다. 실험의 정확성을 위해 기준의 10초 대신에 30초 간 유압을 유지하면서 유압의 변화 및 누유상태를 확인하였다. 총 5개의 시험편에 대해 테스트를 수행한 결과, 모든 시험편에서 기준을 만족함을 알 수 있었다.

<그림 72> 기밀 및 변형테스트

다. 내구성 시험(High Fluid Pressure Durability Test)

반복적인 실린더 하중에서의 알루미늄 단조 캘리퍼가 특성을 유지하는지 확인하기 위해서 JASO C 448-80 기준의 High Fluid Pressure Durability Test를 수행하여 내구성을 확인하였다. 내구성 시험에 사용한 장비는 기밀 및 변형테스트에 사용한 장비와 동일한 장비이었으며, 다만 시험 조건이 10초간 유지하는 것이 아니라, 0.4Hz의 속도로 140 kg/cm²의 하중을 반복적으로 가하면서 총 10,000 cycles의 가압을 수행하였다. <그림 73>에 시험장비의 구성 모식도를 나타내었다. 내구성 시험을 수행한 후에는 다시 유압강도, 리크테스트, 기밀 및 변형테스트를 수행하여 캘리퍼의 특성이 초기 상태를 유지하고 있는지 확인하였다. 총 5개의 시험편에 대해서 실험을 수행한 결과 모두 기준값을 만족함을 확인할 수 있었다.

<그림 73> 내구성시험장비의 모식도

(a) 하중 부하 전 (b) 하중 부하 후

<그림 74> High Fluid Pressure Durability Test의 압력 게이지

이상이 결과로부터 본 사업을 통해 개발된 알루미늄 단조 캘리퍼는 캘리퍼 자체의 물성뿐만 아니라, 그 부품을 사용하여 제작한 캘리퍼 시스템 시제품에 대해서도 만족할만한 특성을 나타냄을 확인할 수 있었다.

8. 기타 공정 개선 활동　

가. 열간단조 공정 개선을 위한 가열로 수리

(1) 가열로 수리 내역

- 온도 승온 수리 - 200℃→900℃ 상승하도록 수리

- 단열재 보완

- 이동가증하도록 바퀴 설치

- 프로그램이 가능하도록 조작판 설치

- 내부 JIG 제작

(2) 가열로 성능 평가

가열로 내의 온도 균질도 및 승온 특성을 평가하기 위해 가열로의 성능을 평가하였다. 특성 평가 결과 <표 22>에서 볼 수 있는 것과 같이 고온단조의 사전 예열을 위한 성능 및 온도균질도를 확보하고 있음을 확인할 수 있었다.

가열로 성능 평가 결과

구분	재질	진행사항
온도 승온 TEST	-	900℃ 승온TEST 문제 없음
소둔 TEST	SM20C	HRB55~630 양호함(780℃, 5시간유지)
소둔 TEST	AL6061	HRB26~28 양호함(500℃, 2시간 유지)
가열	AL6061	500℃ 가열 TEST

<그림 75> 가열로의 개선 부위

<그림 76> 가열로의 성능 평가를 위한 열처리 시편특성 평가

제 3 장 성과요약 및 기대 효과

제 1절 성과 요약

본 연구 과제에서는 단조공정을 이용하여 알루미늄 단조 캘리퍼를 제조하는 기술에 대해 개발을 시도하여, 수요업체가 만족하는 특성의 시제품 캘리퍼를 개발하였으며, 이를 통해 알루미늄 부품 제조에 대한 제반 기술에 대해서도 습득할 수 있었다.

기술개발은 1) 금형설계기술 및 성형해석기술 개발, 2) 단조공정 기술 개발 , 3) 최적열처리 조건 확립, 4) 윤활처리기술 확립 및 5) 브레이크 캘리퍼의 특성 및 내구성 평가로 구분되어지며, 각 기술개발의 성과는 다음과 같다.

1) 금형설계기술 및 성형해석기술 개발

- 성형해석을 통해 최적 금형을 설계하는 기술에 대해 연구를 수행하여, 적은 시행착오로 최적의 금형을 설계할 수 있는 기술과 단조공정시 발생할 수 있는 결함을 최소화할 수 있는 금형설계 기술을 확립할 수 있었다.

2) 단조공정 기술 개발

- 최적의 단조공정을 설계할 수 있는 공정설계기술을 확보가능하였으며, 실제 단조 공정 상에서 발생하는 결함발생 등의 제반 문제에 대하여 대처할 수 있는 기술을 습득할 수 있었으며, 이를 통해 건전한 알루미늄 단조 캘리퍼를 제조할 수 있었다.

3) 최적열처리 조건 확립

- 많은 시간을 요하는 시효열처리 시간을 단축함으로써 생산성을 확보할 뿐 만 아니라, 요구하는 최적의 기계적 특성을 유지할 수 있는 조건을 확보할 수 있었으며, 이를 통해 제조된 시제품은 우수한 기계적 특성 및 생산성을 보여주었다.

4) 윤활처리기술 확립

- 금형윤활처리 기술을 확보하여 금형의 수명 및 윤활성을 크게 향상시킬 수 있었으며, 이를 통해 생산성과 경제성을 크게 향상시키는 기술을 확보할 수 있었다.

5) 브레이크 캘리퍼의 물성, 특성 및 내구성 평가

- 브레이크 캘리퍼의 기계적 특성 및 내구성 평가를 통해 단조품의 특성 평가 기법과 해석 기법 그리고 시제품의 성능 및 내구성을 보장할 수 있는 기술을 확보할 수 있었다.

본 발명은 상기에서 언급한 바람직한 실시예와 관련하여 설명됐지만, 본 발명의 범위가 이러한 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 범위는 이하의 특허청구범위에 의하여 정하여지는 것으로 본 발명과 균등 범위에 속하는 다양한 수정 및 변형을 포함할 것이다.

아래의 특허청구범위에 기재된 도면부호는 단순히 발명의 이해를 보조하기 위한 것으로 권리범위의 해석에 영향을 미치지 아니함을 밝히며 기재된 도면부호에 의해 권리범위가 좁게 해석되어서는 안될 것이다.

100 : 단조 금형 110 : 단조용 다이
110a : 단조용 다이몸체 110b : 메인성형홈 상부 외주면
111 : 메인성형홈 112 : 이젝트홈
113 : 상벽부 115 : 측부홈
116 : 단턱부 117 : 전벽부
117a : 볼록면 118 : 소형 돌기부
150 : 단조용 펀치 150a : 단조용 펀치몸체
152 : 성형홈 153 : 단턱부
210 : 트리밍 다이 210a : 트리밍 다이몸체
211 : 트리밍홈 210b : 트리밍홈 상부 외주면
250 : 트리밍 펀치

Claims

삭제
단조 금형(100)을 이용하여 열간 단조에 의해 브레이크 캘리퍼 성형체를 제조하는 단계(S10)와;
트림 금형(100)을 이용하여 상기 성형체를 트리밍하는 단계(S12)와;
상기 트리밍 단계를 거친 성형체를 냉간 단조하는 단계(S14)와;
냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S16)와;
상기 냉간 단조 단계를 거친 성형체를 마무리 가공하는 단계(S18);를 포함하여 구성되는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.
a) 알루미늄 소재를 가열로에서 450~550℃로 1~3시간 동안 예열하는 단계(S51)와;
b) 단조 금형(100)을 가열수단으로 100~300℃까지 예열하는 단계(S53)와;
c) 상기 단조 금형(100)에 이형제와 윤활제를 분사하는 단계(S55)와;
d) 예열된 상기 알루미늄 소재를 가열로에서 꺼내어 상기 단조 금형(100)에 장착하여 1차 열간 단조한 후 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S57)와;
e) 1차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)에 장착하여 1차 트리밍하는 단계(S59)와;
f) 1차 트리밍된 성형체를 가열로에서 재가열한 후, 상기 단조 금형(100)으로 2차 열간 단조를 시행하고 핸들링이 가능한 온도까지 공냉시키는 단계(S61)와;
g) 2차 열간 단조된 성형체를 트리밍 금형(200)으로 2차 트리밍하는 단계(S63)와;
h) 2차 트림밍된 성형체를 상기 단조 금형(100)에 장착하여 냉간 단조하는 단계(S65)와;
i) 냉간 단조된 성형체를 열처리하는 단계(S70);를 포함하여 구성되는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.
제 3항에 있어서,
상기 알루미늄 소재는 직경 60 ~ 65mm, 길이 250 ~ 280mm의 원형봉 형상이고,
상기 알루미늄 소재를 예열하는 단계(51)는 가열로에서 500℃의 가열로에서 2시간 진행되며, 예열이 완료된 알루미늄 소재 내부 온도는 450℃ ~ 500℃인 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.
삭제
제3항에 있어서,
상기 알루미늄 소재는 마그네슘(Mg)과 규소(Si)가 함유된 Al-Si-Mg계 합금이며,
상기 성형체를 열처리하는 단계(S70)는 515~550℃에서 용체화 처리한 후 수냉하고, 다시 160~180℃ 8~18시간 유지하여 시효경화처리하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 열간 단조하는 단계는,
단조용 다이몸체(110a)에 움푹 패여 형성된 메인성형홈(111)과,
상기 메인성형홈(111)의 중앙에 형성되어 이젝트 핀의 승강구가 되는 이젝트홈(112)과,
상기 메인성형홈(111)의 후측에 오목 볼록한 곡면으로 형성된 상벽부(113)와,
상기 메인성형홈(111)의 전측에 볼록한 볼록면(117a)과 상기 볼록면(117a) 양측에 형성된 소형 돌기부(118)를 포함하는 전벽부(117)와,
상기 메인성형홈(111)의 양측에 수평하게 메인성형홈(111) 바닥보다 더 움푹 패인 측부홈(115)과,
상기 측부홈(115)의 야측에 형성된 단턱부(116)과,
상기 상벽부(113)의 양측에 구비되는 돌출부(114)로 구성된 단조용 다이(110)와;

단조용 펀치몸체(150a)의 양측으로 움푹 패여 형성된 성형홈(152)과,
상기 성형홈(152)의 후측에 형성된 단턱부(153)와,
상기 단조용 펀치몸체(150a)의 내측에 상기 성형홈(152)보다 덜 패여 형성된 원형 보조홈(151)로 구성된 단조용 펀치(150);로 구성된 상기 단조 금형(100)을 사용하여 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 트리밍하는 단계는,
단조용 다이(110)의 상부 외주면(110b)에 상응하는 형상의 상부 외주면(210b)을 갖는 트리밍홈(211)이 트리밍 다이몸체(210a)에 형성된 트리밍 다이(210)과;
트리밍 작업(외주면 부위 절단)이 가능하도록 상기 트리밍 다이(210)의 상부 외주면(210b) 형상에 상응하게 형성된 트리밍 펀치(250);으로 구성된 트리밍 금형(200)을 사용하여 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄 단조재 브레이크 캘리퍼 제조방법.