KR101249521B1 - Aluminium based alloy and method of manufacturing the same - Google Patents
Aluminium based alloy and method of manufacturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR101249521B1 KR101249521B1 KR1020110006051A KR20110006051A KR101249521B1 KR 101249521 B1 KR101249521 B1 KR 101249521B1 KR 1020110006051 A KR1020110006051 A KR 1020110006051A KR 20110006051 A KR20110006051 A KR 20110006051A KR 101249521 B1 KR101249521 B1 KR 101249521B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- weight percent
- aluminum alloy
- alloy
- specimen
- aluminum
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
- B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
- B22D21/04—Casting aluminium or magnesium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
본 발명은 알루미늄 합금에 관한 것으로서, Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고, Sc, Zr, Mm 중 적어도 두 개 이상의 첨가원소가 0.04 내지 0.4중량 퍼센트로 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된다. 이러한 알루미늄 합금 및 그 제조방법에 의하면, 최대경도 도달 후 시간 경과에 따른 경도의 감쇠를 억제할 수 있는 장점을 제공한다.The present invention relates to an aluminum alloy, comprising Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent, and at least one of Fe, Mn, Zn, Ti Is contained in an amount of 0.2 wt% or less, at least two or more additive elements of Sc, Zr, and Mm are included in an amount of 0.04 to 0.4 wt%, and the remaining components are made of aluminum. According to such an aluminum alloy and its manufacturing method, it provides an advantage of suppressing the decay of the hardness over time after reaching the maximum hardness.
Description
본 발명은 알루미늄 합금 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 상세하게는 시간의 경과에 따른 경도의 감쇠가 억제되는 알루미늄 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an aluminum alloy and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an aluminum alloy and a method for producing the aluminum alloy in which the decay of hardness over time is suppressed.
최근, 각종 기계부품 및 판재의 경량화를 위해 종래 철강재료로 제조하던 부품을 경량의 알루미늄 합금으로 대체하여 사용하고 있다.In recent years, in order to reduce the weight of various mechanical parts and plates, parts that were conventionally manufactured with steel materials have been replaced by lightweight aluminum alloys.
이러한 알루미늄 합금은 다양하게 알려져 있고, 일부는 철강재료에 대응되는 높은 경도를 제공하는 것도 있다.Such aluminum alloys are variously known, and some provide high hardness corresponding to steel materials.
그런데, 높은 경도를 갖는 것으로 알려진 알루미늄의 합금의 경우 시간의 경과에 따라 최대 경도 도달 후 경도가 떨어지는 문제점이 있다.However, in the case of an alloy of aluminum known to have a high hardness, there is a problem that the hardness falls after reaching the maximum hardness over time.
본 발명은 상기와 같은 문제점을 개선하기 위하여 창안된 것으로서, 최대 경도 도달 후 시간 경과에 따른 경도의 감쇠를 억제할 수 있는 알루미늄 합금 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.The present invention was devised to improve the above problems, and an object thereof is to provide an aluminum alloy capable of suppressing attenuation of hardness over time after reaching maximum hardness and a method of manufacturing the same.
상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고, Sc, Zr, Mm 중 적어도 두 개 이상의 첨가원소가 0.04 내지 0.4중량 퍼센트로 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된다.In order to achieve the above object, the aluminum alloy according to the present invention includes Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent, Fe, Mn, Zn At least one impurity of Ti is contained in an amount of 0.2 wt% or less, and at least two or more additive elements of Sc, Zr, and Mm are included in an amount of 0.04 to 0.4 wt%, and the remaining components are made of aluminum.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 첨가원소는 Sc 0.25 내지 0.35중량 퍼센트, Zr 0.1 내지 0.18중량 퍼센트가 함유된다.According to an aspect of the present invention, the additive element contains Sc 0.25 to 0.35 weight percent, Zr 0.1 to 0.18 weight percent.
또 다르게는 상기 첨가원소는 Zr 0.04 내지 0.07 중량 퍼센트, Mm 0.03 내지 0.07중량 퍼센트가 함유된다.Alternatively, the additive element may contain 0.04 to 0.07 weight percent Zr and 0.03 to 0.07 weight percent Mm.
또한, 상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조방법은 가. Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고, Sc, Zr, Mm 중 적어도 두 개 이상의 첨가원소가 0.04 내지 0.4중량 퍼센트로 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 알루미늄 합금을 주조하는 단계와; 나. 상기 주조된 알루미늄 합금을 아르곤 분위기 하에서 800 내지 820K의 온도로 24시간 균질화 처리하는 단계와; 다. 상기 균질화 처리된 알루미늄 합금을 710 내지 730K온도에서 열간가공에 의해 두께가 얇아지게 압연하는 단계와; 라. 상기 압연과정을 거친 알루미늄 합금을 상온에서 냉간가공에 의해 두께를 더 얇게 압연처리하는 단계와; 바. 상기 라 단계를 거친 합금을 800 내지 815K온도에서 3.6ks 내지 5.4ks동안 용체화 처리하는 단계;를 포함한다.In addition, the production method of the aluminum alloy according to the present invention to achieve the above object is a. Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent, containing at least one impurities of Fe, Mn, Zn, Ti in less than 0.2 weight percent Casting at least two additional elements of Sc, Zr, Mm in an amount of 0.04 to 0.4 weight percent, and the remaining components are made of aluminum; I. Homogenizing the cast aluminum alloy at a temperature of 800 to 820 K for 24 hours under an argon atmosphere; All. Rolling the homogenized aluminum alloy thinly by hot working at a temperature of 710 to 730 K; la. Rolling the aluminum alloy subjected to the rolling process to a thinner thickness by cold working at room temperature; bar. And laminating the alloy having undergone the step D for 3.6 kS to 5.4 ks at a temperature of 800 to 815 K.
본 발명에 따른 알루미늄 합금 및 그 제조방법에 의하면, 시간 경과에 따른 경도의 감쇠를 억제할 수 있는 장점을 제공한다.According to the aluminum alloy and the manufacturing method thereof according to the present invention, it provides an advantage that can suppress the decay of hardness over time.
도 1은 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조 과정을 나타내 보인 공정도이고,
도 2는 에이징 시간에 따른 비교시편과 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 제1시편의 경도변화를 나타낸 그래프이고,
도 3은 본 발명에 따라 제조된 제2시편에 대한 에이징 시간에 따른 경도 변화를 나타내 보인 그래프이고,
도 4는 비교시편과 제1시편의 에이징시간에 따른 인장강도를 측정한 그래프이고,
도 5는 제2시편에 대한 에이징 시간에 따른 강도 변화를 나타내 보인 그래프이고,
도 6은 비교시편, 제1시편에 대한 주조후 및 균질화처리후의 표면을 촬상한 사진이며,
도 7은 제1시편에 대한 TEM사진이고,
도 8은 마감처리 시간에 따른 TEM사진이고,
도 9 및 도 10은 제1시편에 대한 마감처리후의 사진이고,
도 11은 제2시편에 대한 공정별 표면 사진이다.1 is a process chart showing a manufacturing process of an aluminum alloy according to the present invention,
2 is a graph showing the hardness change of the comparative specimens and the first specimen prepared according to the manufacturing method of the present invention according to the aging time,
3 is a graph showing the change in hardness according to the aging time for the second specimen prepared according to the present invention,
Figure 4 is a graph measuring the tensile strength according to the aging time of the comparative specimen and the first specimen,
5 is a graph showing a change in strength according to the aging time for the second specimen,
Figure 6 is a photograph of the surface after the casting and homogenization treatment for the comparative specimen, the first specimen,
7 is a TEM photograph of the first specimen,
8 is a TEM picture according to the finishing time,
9 and 10 are photographs after the finishing treatment for the first specimen,
11 is a surface photograph of each process for the second specimen.
이하, 첨부된 도면을 참조하면서 본 발명의 바람직한 실시 예에 따른 알루미늄 합금 및 그 제조방법을 더욱 상세하게 설명한다.Hereinafter, an aluminum alloy according to a preferred embodiment of the present invention and a manufacturing method thereof will be described in detail with reference to the accompanying drawings.
도 1은 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조 과정을 나타내 보인 공정도이다.1 is a process chart showing a manufacturing process of the aluminum alloy according to the present invention.
먼저, 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고, Sc, Zr, Mm 중 적어도 두 개 이상의 첨가원소가 0.04 내지 0.4중량 퍼센트로 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된다.First, the aluminum alloy according to the present invention comprises Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent, and at least one of Fe, Mn, Zn, Ti Is contained in an amount of 0.2 wt% or less, at least two or more additive elements of Sc, Zr, and Mm are included in an amount of 0.04 to 0.4 wt%, and the remaining components are made of aluminum.
본 발명의 일 측면에 따르면 첨가원소는 Sc 0.25 내지 0.35중량 퍼센트, Zr 0.1 내지 0.18중량 퍼센트가 함유된다.According to an aspect of the present invention, the additive element contains Sc 0.25 to 0.35 weight percent, Zr 0.1 to 0.18 weight percent.
또 다르게는 첨가원소는 Zr 0.04 내지 0.07 중량 퍼센트, Mm 0.03 내지 0.07중량 퍼센트가 함유된다.Alternatively, the additive element may contain 0.04 to 0.07 weight percent Zr and 0.03 to 0.07 weight percent Mm.
이러한 알루미늄 합금의 제조과정을 도 1을 참조하여 설명한다.The manufacturing process of this aluminum alloy will be described with reference to FIG.
먼저, 앞서 설명된 성분비를 갖는 알루미늄 합금의 구성요소인 Mg, Si, Cu, Cr, 첨가원소 및 알루미늄으로 조성되되 첨가원소는 Sc, Zr 또는 Zr, Mm 이 함유되게 하여 주조한다(단계 10). 주조과정에서 앞서 설명된 Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유될 수 있다.Firstly, Mg, Si, Cu, Cr, additional elements and aluminum, which are components of the aluminum alloy having the above-described component ratio, are composed of aluminum, and the additive element is cast by containing Sc, Zr or Zr, Mm (step 10). In the casting process, at least one of Fe, Mn, Zn, and Ti described above may be contained in an amount of 0.2 wt% or less.
주조과정은 용탕온도를 1000℃로 하여 합금재료를 용융시킨 뒤 출탕 온도를 750℃로 하여 몰드에 주입하고 고형화 한다. 여기서 몰드는 200℃로 가열처리된 것을 적용하고, 고형화 과정은 자연냉각에 의해 진행시킨다.In the casting process, the alloy material is melted at a melt temperature of 1000 ° C., and then poured into a mold at a melt temperature of 750 ° C. to solidify. Here, the mold is heat-treated at 200 ° C., and the solidification process is performed by natural cooling.
다음은 주조된 알루미늄 합금을 아르곤 분위기 하에서 800 내지 820K(절대온도)의 온도로 24시간 균질화 처리한다(단계 20).Next, the cast aluminum alloy is homogenized for 24 hours at an temperature of 800 to 820 K (absolute temperature) under an argon atmosphere (step 20).
균질화 처리 이후에는 알루미늄 합금을 710 내지 730K(절대온도)의 온도에서 열간 압연가공에 의해 두께의 감소율이 60 내지 70%가 되게 압연한다(단계 30).After the homogenization treatment, the aluminum alloy is rolled by hot rolling at a temperature of 710 to 730 K (absolute temperature) so as to reduce the thickness to 60 to 70% (step 30).
열간 압연공정 이후에는 430℃에서 1시간 동안 아르곤 분위기에서 중간 어닐링을 수행하는 것이 바람직하다(단계 40).After the hot rolling process, it is preferable to perform intermediate annealing in an argon atmosphere at 430 ° C. for 1 hour (step 40).
다음은 알루미늄 합금을 상온에서 냉간 압연가공에 의해 두께의 감소율이 58 내지 52%가 되게 더 얇게 압연처리한다(단계 50).Next, the aluminum alloy is cold rolled at room temperature so as to have a thickness reduction ratio of 58 to 52% (step 50).
압연공정 이후에는 알루미늄 합금을 800 내지 815K(절대온도) 온도에서 3.6k 내지 5.4ks(3600초 내지 5400초)동안 담금질 처리 하는 용체화 처리를 수행한다(단계 60).After the rolling process, a solution treatment is performed to quench the aluminum alloy at an temperature of 800 to 815 K (absolute temperature) for 3.6 k to 5.4 ks (3600 to 5400 seconds) (step 60).
이하에서는 이러한 과정을 통해 제조된 알루미늄 합금의 특성을 살펴본다.Hereinafter, look at the characteristics of the aluminum alloy manufactured through this process.
먼저, Mg 0.85중량 퍼센트, Si 0.60중량 퍼센트, Cu 0.19중량 퍼센트, Cr 0.07중량퍼센트, Sc 0.3중량 퍼센트, Zr 0.14중량 퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.19중량퍼센트 이하로 함유되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 제1시료를 용탕온도 1000℃에서 용해한 후 750℃에서 200℃로 가열된 몰드에 주입하여 주조하여 제1시편을 형성하였다.First, Mg 0.85 weight percent, Si 0.60 weight percent, Cu 0.19 weight percent, Cr 0.07 weight percent, Sc 0.3 weight percent, Zr 0.14 weight percent, and at least one of Fe, Mn, Zn, Ti is 0.19 weight It contained less than a percent, and the remaining components were dissolved in a first sample composed of aluminum at a melt temperature of 1000 ℃ and injected into a mold heated from 750 ℃ to 200 ℃ to form a first specimen.
또한, Mg 0.85중량 퍼센트, Si 0.59중량 퍼센트, Cu 0.19중량 퍼센트, Cr 0.07중량퍼센트, Zr 0.05중량 퍼센트, Mm0.05중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.19중량퍼센트 이하로 함유되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 제2시료를 용탕온도 1000℃에서 용해한 후 750℃에서 200℃로 가열된 몰드에 주입하여 주조하여 제2시편을 형성하였다.In addition, Mg 0.85% by weight, Si 0.59% by weight, Cu 0.19% by weight, Cr 0.07% by weight, Zr 0.05% by weight, Mm0.05% by weight, at least one of Fe, Mn, Zn, Ti is 0.19 It contained less than a weight percent, and the remaining components were dissolved in a second sample composed of aluminum at a melt temperature of 1000 ℃ and injected into a mold heated from 750 ℃ to 200 ℃ cast to form a second specimen.
제작된 제1 및 제2시편은 각각 아르곤 분위기 하에서 813K의 온도로 24시간 균질화 처리한 후, 723K온도에서 열간가공에 의해 초기 15mm두께를 5mm까지 두께가 얇아지게 압연처리 한후 아르곤 분위기에서 430℃에서 1시간 동안 중간 어닐링을 수행하였다.The prepared first and second specimens were homogenized at 813 K for 24 hours under argon atmosphere, and then rolled to a thickness of 5 mm to an initial 15 mm thickness by hot working at 723 K temperature, and then at 430 ° C. in argon atmosphere. Intermediate annealing was performed for 1 hour.
이후, 열간 압연과정을 거친 제1 및 제2시편을 상온에서 냉간가공에 의해 5mm두께를 2mm까지 더 얇게 압연처리한 후, 제1시편에 대해서는 808K온도에서 3.6ks 내지 5.4ks동안 용체화 처리를 하였다.Thereafter, the first and second specimens subjected to the hot rolling process were rolled thinner by 5 mm thickness to 2 mm by cold working at room temperature, and then the solution solution was subjected to the solution treatment for 3.6 kS to 5.4 ks at 808 K temperature for the first specimen. It was.
용체화 처리 이후 제조된 제1 및 제2시편에 대한 경도 변화의 특성을 알아보기 위해 에이징 테스트에 해당하는 시효처리를 제1시편에 대해 450k온도와 463K온도에서 시행하고, 제2시편에 대해서는 808K온도에서 3.6Ks시간동안 용체화 처리를 한 후 시효처리를 450k온도에서 시행한 후 기계적 특성 및 미세조직의 변화를 DSC, 인장시험 및 TEM으로 조사하였다.Aging treatment, corresponding to the aging test, was carried out at 450k and 463K temperatures for the first specimen and 808K for the second specimen to characterize the hardness change of the first and second specimens prepared after the solution treatment. After the solution treatment for 3.6Ks time at the temperature and the aging treatment at 450k temperature, mechanical properties and microstructure changes were investigated by DSC, tensile test and TEM.
또한, 비교대상 시료로서, 상용 6061 알루미늄합금의 조성비와 동일하게 Mg 0.85중량 퍼센트, Si 0.59중량 퍼센트, Cu 0.19중량 퍼센트, Cr 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.19중량퍼센트 이하로 함유되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 비교시료를 앞서 제1 및 제2시료와 동일 조건으로 비교시편을 형성하였다.In addition, the sample to be compared includes 0.85 weight percent Mg, 0.59 weight percent Si, 0.19 weight percent Cu, 0.08 weight percent Cr, and at least one of Fe, Mn, Zn, and Ti, similar to the composition ratio of a commercial 6061 aluminum alloy. Impurities contained less than 0.19% by weight, and the remaining components formed a comparative specimen under the same conditions as the first and second specimens.
이렇게 제작된 시편에 대해 먼저 기계적 성질에 미치는 첨가원소의 영향을 살펴 보았다.The effect of additive elements on the mechanical properties of the fabricated specimens was first examined.
비교시편(이하 A합금) 및 제1시편(이하 SZ합금)의 463K에서 시효 처리 시간에 따른 경도값 변화를 도 2에 나타내었다. 시효처리 시간을 3.6, 18, 43.2, 86.3, 129.6Ks 시간별로 경도값을 체크한 결과 A합금의 피크 시효는 18Ks에서 나타난 후 급격한 하강 패턴을 나타냈으며 제1시편(SZ합금)의 경우 비교시편에 비해 상대적으로 긴 시간 동안 경도가 유지되었고, 43.2Ks에서 점진적으로 미세하게 하강하는 것을 관찰할 수 있었다. 이러한 결과의 원인은 A합금의 주강화상인 β"상의 석출을 위해서는 가공 및 급냉으로 인한 공공이 다수 존재하여야 하는데 아래의 표 1에서 나타난 것과 같이 Sc, Zr과 공공간의 결합에너지가 Mg2Si의 결합 에너지의 총 합보다 낮기 때문에 β"상이 생성되기 전에 공공이 소멸되는 현상과 Sc, Zr 첨가에 따른 결정립 미세화 현상으로 인하여 결정립입계에서 공공이 소멸되는 양이 증가하는 현상 때문으로 사료된다.The change in hardness value with aging treatment time at 463 K of the comparative specimen (hereinafter referred to as A alloy) and the first specimen (hereinafter referred to as SZ alloy) is shown in FIG. 2. The hardness of 3.6, 18, 43.2, 86.3, and 129.6Ks of the aging treatment time showed that the peak aging of alloy A showed a sharp drop pattern after 18Ks. In comparison, hardness was maintained for a relatively long time, and gradually decreased finely at 43.2Ks. This combination of the cause of the result is A alloys reinforced merchant β "process and the binding energy between Sc, Zr and the public, such as caused by quenching public in TABLE 1 below, to be a plurality presence Mg 2 Si to the precipitation of the It is thought to be due to the phenomenon that the void disappears before the β ″ phase is formed and the amount of void disappears at the grain boundary due to the grain refinement due to the addition of Sc and Zr because it is lower than the total energy.
도 3은 제2시편(이하 ZM합금)의 T6처리와 2단시효(Two-step aging)처리 [R.T.에서 604.8Ks (1주일) 시효 후 450K에서 시효]에 따른 경도의 변화에 대하여 나타내었다. T6처리의 경우 경도가 약 125Hv까지 상승을 하였고 Two-step 시효처리의 경우 106Hv까지 상승을 하였다. 이러한 차이가 나타나는 이유는 상온 시효처리시 형성되는 clust I이 bake시 석출되는 주 강화상인 β"상의 석출을 억제하고 β'상의 석출을 촉진시키기기 때문으로 사료된다. A 및 SZ합금의 인장강도는 경도값과 비슷한 경향을 보여주고 있다. SZ합금은 도 4와 같이 장시간의 시효시간을 유지하였을 경우 A합금보다 높은 강도를 나타냈으며 단시간 시효를 했을 경우에는 A합금보다 낮은 인장강도 나타내었다.3 shows the change in hardness according to T6 treatment and two-step aging treatment of the second specimen (hereinafter referred to as ZM alloy) [aging at 450K after 604.8Ks (one week) aging in R.T.]. In the case of T6 treatment, the hardness rose to about 125 Hv, and in the two-step aging treatment, the hardness increased to 106 Hv. This difference appears to be due to the fact that clust I formed during the aging treatment at room temperature inhibits the precipitation of the β "phase, which is the main strengthening phase precipitated during bake, and promotes the precipitation of the β 'phase. The tensile strengths of the A and SZ alloys As shown in Fig. 4, the SZ alloy showed higher strength than the A alloy when the aging time was maintained for a long time, and the tensile strength was lower than that of the A alloy when the aging was performed for a short time.
그러나 ZM합금은 도 5과 같이 T6처리의 경우 도 4의 A합금보다 높은 인장강도를 나타내었으며 이러한 결과는 Sc을 첨가하지 않고 Zr의 첨가량을 줄여서 결정립 미세화의 효과가 줄어 공공이 결정립계와 결합되는 현상과 동시에 첨가원소 Zr이 공공과의 결합으로 인한 과잉공공의 밀도가 유지되어 주강화상인 β"이 SZ합금과는 상이하게 단시간의 시효시간에도 석출이 되었다고 사료된다.However, the ZM alloy showed higher tensile strength than the A alloy of FIG. 4 in the case of T6 treatment as shown in FIG. 5. This result shows that the effect of grain refinement is reduced by reducing the addition amount of Zr without adding Sc. At the same time, the density of excess pores due to the binding of the additive element Zr with the pores was maintained, and thus, β ", the main strengthening image, was precipitated at a short aging time differently from that of the SZ alloy.
다음으로 조직에 미치는 첨가원소의 영향을 살펴본다.Next, look at the effects of additive elements on the tissue.
도 6은 A합금 및 SZ합금의 주조 및 균질화처리 조직을 나타낸 것이다. 여기서 (a)는 A합금의 주조후 사진이고, (b)는 제1시편의 주조후 사진이며, (C)는 A합금의 균질화 처리후 사진이고, (d)는 제1시편의 균질화 처리후 사진이다.Figure 6 shows the casting and homogenization structure of the alloy A and SZ alloy. Where (a) is a post-cast photograph of alloy A, (b) is a post-cast photograph of the first specimen, (C) is a photograph after homogenization of A alloy, and (d) is a homogenization of first specimen It is a photograph.
도 6을 통해 알 수 있는 바와 같이 조직을 관찰한 결과 제1시편(SZ합금)의 결정립이 A합금의 결정립보다 미세화 되었다는 것을 알 수 있으며 이러한 조직의 변화는 결정립을 미세화 시키는 원소(Sc, Zr)를 첨가하였기 때문으로 사료된다. As can be seen from FIG. 6, it can be seen that the grains of the first specimen (SZ alloy) are finer than the grains of the A alloy, and the change of the texture is an element (Sc, Zr) that refines the grains. It is considered that it is added.
도 7은 제1시편에 대해 결정립계 주위의 PFZ를 관찰한 투과전자현미경 조직사진이다. PFZ가 현저하게 나타나는 이유는 도 6과 같이 결정립 미세화에 의하여 공공이 결정립계에서 소멸하여 석출이 억제되기 때문으로 사료된다.7 is a transmission electron microscope histology of PFZ around the grain boundary for the first specimen. The reason why PFZ appears remarkably is because the pores disappear at the grain boundary due to grain refinement as shown in FIG.
도 8은 에이징 테스트 시간 즉, 시효시간에 따른 A합금과 SZ합금의 미세조직을 TEM으로 관찰한 결과이다. 여기서 (a)는 18Ks동안 처리한 후 A합금의 사진이고, (b)는 18Ks동안 처리한 후 제1시편의 사진이며, (C)는 129.6Ks동안 처리한 후 A합금의 사진이고, (d)는 129.6Ks동안 처리한 후 제1시편의 사진이다.8 is a result of observing the microstructure of the alloy A and SZ alloy according to the aging test time, that is, aging time by TEM. Where (a) is a photograph of alloy A after 18 Ks treatment, (b) is a photograph of the first specimen after 18 Ks treatment, (C) is a photograph of alloy A after 129.6 Ks treatment, (d ) Is a photograph of the first specimen after treatment for 129.6 Ks.
도 8을 통해 알 수 있는 바와같이 A와 SZ합금을 비교하였을 때 A합금의 경우 18Ks 시효 시 SZ합금보다 많은 수의 β"상이 나타나지만 129.6Ks동안 시효를 진행하였을 경우 SZ합금이 더 많은 β"상이 나타나는 것을 확인할 수 있었다. 그 이유는 Sc과 Zr이 공공과 먼저 결합하여 Al3(Zr, Sc)이 생성되고 그에 따라 공공의 밀도가 감소하여 주 강화상인 β"상의 석출이 지연되었기 때문으로 사료된다. As can be seen from FIG. 8, when comparing A and SZ alloys, in the case of alloy A, a larger number of β "phases appear than SZ alloys at 18 Ks. It was confirmed that it appeared. The reason for this is that Sc and Zr combine with the vacancy first to form Al 3 (Zr, Sc), which decreases the density of the vacancy, thus delaying the precipitation of β ″ phase, which is the main strengthening phase.
도 9와 도 10은 SZ합금을 463K에서 18.0Ks 및 129.6Ks 시효처리한 조직을 TEM으로 각각 관찰한 결과이다. 18.0Ks 시효한 경우 Al3(Zr, Sc)이 우선 석출되었고, 129.6Ks 시효처리한 경우에는 β"상과 Al3(Zr, Sc)이 공존하는 것을 알 수 있었다. 이러한 결과로부터 장시간 시효처리 한 경우 β"상과 Al3(Zr, Sc)상이 공존하여 A합금보다 높은 강도를 가지게 된 것으로 판단된다.9 and 10 are the results of observing the TZ of the tissues treated with SZ alloy at 463K at 18.0Ks and 129.6Ks, respectively. Al 3 (Zr, Sc) was precipitated first at 18.0 Ks aging, and β 3 phase and Al 3 (Zr, Sc) coexisted at 129.6 Ks aging. In this case, the β ″ phase and the Al 3 (Zr, Sc) phase coexist and have a higher strength than the A alloy.
도 11은 ZM합금의 주조, 균질화, 압연 및 용처화 처리한 조직을 나타난 것이다. 여기서 (a)는 제2시편(ZM합금)의 주조후 사진이고, (b)는 제2시편의 균질화처리후 사진이며, (C)는 압연과정 후의 사진이고, (d)는 용체화 처리후의 사진이다.Figure 11 shows the structure of the casting, homogenization, rolling and solubilization of ZM alloy. (A) is a photograph after casting of the second specimen (ZM alloy), (b) is a photograph after homogenization of the second specimen, (C) is a photograph after the rolling process, and (d) is a solution after the solution treatment It is a photograph.
도 11에서 (a)는 전형적인 주조조직으로서 덴드라이트 조직을 나타내고 있다. (b)는 균질화처리한 조직으로서 덴드라이트 조직이 소멸하고 등축정으로 나타난다. (c)는 압연후 조직으로서 이방성이 잘 나타나고 있다. 그림 (d)는 용체화처리후 조직으로서 이방성이 소멸되고 게재물이 재고용된 등축정을 보여주고 있다. In FIG. 11, (a) shows a dendrite structure as a typical cast structure. (b) is a homogenized tissue that dendrites disappear and appear as equiaxed crystals. (c) shows the anisotropy well as a structure after rolling. Figure (d) shows an equiaxed crystal with anisotropy dissipation and reusable content as a tissue after solution treatment.
이상에서 살펴본 바와 같이 본 발명에 따른 알루미늄합금은 시간의 경과에 따른 경도의 감쇠가 억제되는 장점을 제공한다.As described above, the aluminum alloy according to the present invention provides an advantage of suppressing decay of hardness over time.
Claims (6)
Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고,
Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고,
Zr 0.04 내지 0.07 중량 퍼센트, Mm 0.03 내지 0.07중량 퍼센트의 첨가원소가 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금.In the aluminum alloy,
Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent,
At least one of Fe, Mn, Zn, and Ti is contained in an amount of 0.2% by weight or less,
Zr 0.04 to 0.07 weight percent, Mm 0.03 to 0.07 weight percent of the additive element, and the remaining components are composed of aluminum alloy.
가. Mg 0.8 내지 0.9중량 퍼센트, Si 0.58 내지 0.61중량 퍼센트, Cu 0.18 내지 0.2중량 퍼센트, Cr 0.06 내지 0.08중량퍼센트를 포함하고, Fe, Mn, Zn, Ti 중 적어도 하나의 불순물이 0.2중량퍼센트 이하로 함유되고, Zr 0.04 내지 0.07 중량 퍼센트, Mm 0.03 내지 0.07중량 퍼센트의 첨가원소가 포함되고, 나머지 성분은 알루미늄으로 조성된 알루미늄 합금을 주조하는 단계와;
나. 상기 주조된 알루미늄 합금을 아르곤 분위기 하에서 800 내지 820K의 온도로 24시간 균질화 처리하는 단계와;
다. 상기 균질화 처리된 알루미늄 합금을 710 내지 730K온도에서 열간가공에 의해 두께가 얇아지게 압연하는 단계와;
라. 상기 압연과정을 거친 알루미늄 합금을 상온에서 냉간가공에 의해 두께를 더 얇게 압연처리하는 단계와;
바. 상기 라 단계를 거친 합금을 800 내지 815K온도에서 3.6ks 내지 5.4ks동안 용체화 처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금의 제조방법.In the manufacturing method of the aluminum alloy,
end. Mg 0.8 to 0.9 weight percent, Si 0.58 to 0.61 weight percent, Cu 0.18 to 0.2 weight percent, Cr 0.06 to 0.08 weight percent Casting an aluminum alloy comprising Zr 0.04 to 0.07 weight percent, Mm 0.03 to 0.07 weight percent, and remaining components composed of aluminum;
I. Homogenizing the cast aluminum alloy at a temperature of 800 to 820 K for 24 hours under an argon atmosphere;
All. Rolling the homogenized aluminum alloy thinly by hot working at a temperature of 710 to 730 K;
la. Rolling the aluminum alloy subjected to the rolling process to a thinner thickness by cold working at room temperature;
bar. The method of producing an aluminum alloy comprising the; step of the solution subjected to the la step solution solution for 3.6ks to 5.4ks at a temperature of 800 to 815K.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020110006051A KR101249521B1 (en) | 2011-01-20 | 2011-01-20 | Aluminium based alloy and method of manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020110006051A KR101249521B1 (en) | 2011-01-20 | 2011-01-20 | Aluminium based alloy and method of manufacturing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20120084604A KR20120084604A (en) | 2012-07-30 |
| KR101249521B1 true KR101249521B1 (en) | 2013-04-01 |
Family
ID=46715487
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020110006051A KR101249521B1 (en) | 2011-01-20 | 2011-01-20 | Aluminium based alloy and method of manufacturing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101249521B1 (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3640355B1 (en) * | 2017-05-30 | 2023-02-22 | Obshchestvo s Ogranichennoy Otvetstvennost'yu "Obedinennaya Kompaniya Rusal Inzhenerno- Tekhnologicheskiy Tsentr" | High-strength aluminium-based alloy |
| CN116732374B (en) * | 2023-06-15 | 2023-12-01 | 湘潭大学 | Method for preparing 6061 aluminum alloy by doping scandium and zirconium and 6061 aluminum alloy |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263203A (en) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Sky Alum Co Ltd | Production of rolled sheet of aluminum alloy for forming |
| JPH09111429A (en) * | 1995-10-18 | 1997-04-28 | Kobe Steel Ltd | Production of heat treated type aluminum alloy free from generation of stretcher strain mark at the time of final forming |
-
2011
- 2011-01-20 KR KR1020110006051A patent/KR101249521B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263203A (en) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Sky Alum Co Ltd | Production of rolled sheet of aluminum alloy for forming |
| JPH09111429A (en) * | 1995-10-18 | 1997-04-28 | Kobe Steel Ltd | Production of heat treated type aluminum alloy free from generation of stretcher strain mark at the time of final forming |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20120084604A (en) | 2012-07-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6607463B2 (en) | Strain-induced aging strengthening in dilute magnesium alloy sheets | |
| JP5892327B2 (en) | Method for producing non-oriented electrical steel sheet | |
| JP6607464B2 (en) | Formable magnesium-type wrought alloy | |
| KR101159790B1 (en) | Magnesium alloy having high ductility and high toughness and process for preparing the same | |
| KR102043774B1 (en) | High formability magnesium alloy sheet and method for manufacturing the same | |
| JP6433380B2 (en) | Aluminum alloy rolled material | |
| KR20200073472A (en) | Magnesium alloy materials and method for producing the same | |
| JP2009041045A (en) | Aluminum alloy sheet having superior paint-baking hardenability and manufacturing method therefor | |
| JP2010196112A (en) | HIGH STRENGTH Al-Cu-Mg ALLOY EXTRUDED MATERIAL AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME | |
| JP7038823B2 (en) | Cu-Co-Si-Fe-P copper alloy with excellent bending workability and its manufacturing method | |
| KR20180025955A (en) | Aluminum alloy extruded material excellent in appearance quality having an anodized film and method of manufacturing the same | |
| JP2024020485A (en) | Magnesium alloy solution treatment material and its usage | |
| JP6760000B2 (en) | Magnesium alloy plate material | |
| KR101249521B1 (en) | Aluminium based alloy and method of manufacturing the same | |
| US10920301B2 (en) | Aluminum alloy casting having superior high-temperature strength and thermal conductivity, method for manufacturing same, and aluminum alloy casting piston for internal combustion engine | |
| JP3748859B2 (en) | High-strength copper alloy with excellent bendability | |
| KR102179460B1 (en) | High entropy alloy and manufacturing method of the same | |
| EP4043601A1 (en) | Aluminum alloy material | |
| JP2004176162A (en) | Copper alloy and manufacturing method therefor | |
| KR101788156B1 (en) | Aluminum alloy with excellent compression strengths and manufacturing method thereof | |
| JP2020503461A (en) | Magnesium alloy sheet and method of manufacturing the same | |
| WO2021214890A1 (en) | Magnesium alloy plate, press compact, and method for manufacturing magnesium alloy plate | |
| Ball et al. | Large strain deformation of Ni3Al+ B: IV. The effect of Zr and Fe additions | |
| JP3529268B2 (en) | Aluminum foil ground and method of manufacturing the same | |
| CN104195389A (en) | Al-Mg-Cu aluminum alloy material for aluminum hub and method for preparing disc for aluminum hub |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170208 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20180102 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20190102 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20191223 Year of fee payment: 8 |