KR102154132B1

KR102154132B1 - 특성이 향상된 Al-Mg-Si 알루미늄 합금

Info

Publication number: KR102154132B1
Application number: KR1020147032529A
Authority: KR
Inventors: 울프 툰달; 오드빈 레이소; 스베인 로저 스크제어볼드; 안젤라 도니 쿠비아크
Original assignee: 노르스크 히드로 아에스아
Priority date: 2012-04-25
Filing date: 2013-04-25
Publication date: 2020-09-10
Also published as: CN104245981B; EP2841611A1; PL2841611T3; JP2015520801A; US20150129090A1; ES2695698T3; CN104245981A; PL3339457T3; KR20150003356A; WO2013162374A1; JP6180047B2; EP3339457A1; US20180119260A1; ES2780049T3; EP2841611B1; EP3339457B1; US9840761B2; EP2841611A4

Abstract

본 발명은 강도, 내식성, 압괴 특성 및 온도 안정성이 개선되고 특히 차량의 전방 구조에 유용한 압출 가능한 Al-Mg-Si 알루미늄 합금에 관한 것이다. 합금의 조성은 Mg-Si 다이어그램의 다음의 좌표점 내에 규정된다: a1-a2-a3-a4, 여기서 wt%로 a1=0.60 Mg, 0.65 Si, a2=0.90 Mg, 1.0 Si, a3=1.05 Mg, 0.75 Si, a4=0.70 Mg, 0.50 Si이며, 상기 합금은 wt%로 다음의 합금 성분을 추가로 함유하는, 압출된 프로파일에서의 미재결정 입자 조직을 가진다:
Fe: 0.30까지; Cu: 0.1-0.4; Mn: 0.4-1.0; Cr: 0.25까지; Zr: 0.25까지; Ti: 0.005-0.15; 및 최대 0.5의 Zn, 각각 0.1까지의 불가피 불순물 및 Al 잔부.

Description

특성이 향상된 Al-Mg-Si 알루미늄 합금{Al-Mg-Si ALUMINIUM ALLOY WITH IMPROVED PROPERTIES}

본 발명은 강도, 내식성, 압괴(crush) 특성 및 온도 안정성이 향상된 Al-Mg-Si 알루미늄 합금에 관한 것이다.

전술한 종류의 합금은 예컨대 알루미늄 부품이 부식 환경, 고온(엔진 내에 또는 근접 사용시)에 노출되는 차량의 전방 구조에 요구되고, 합금은 동시에 고온 강도 및 양호한 압괴 특성을 필요로 한다.

선도하는 차량 제조사의 재료 표준은 차량에 사용되는 압출 알루미늄 합금의 재료 특성을 특정한다. 현재, 최대의 도전 강도 등급(C28)은 다음의 주요 요건을 갖는다:

- Rp0.2 > 280 MPa

- 중공부(미소 균열만 허용됨)의 축방향 압괴 시험시 양호한 가동

- 150 ℃에서 1000 시간 후에 Rp0.2 > 265 MPa

- 양호한 내식성

다음의 강도 등급(C24)의 경우, Rp0.2에 대한 요건은 온도 노출 전에 최소 240 MPa이고, 150 ℃에서 1000 시간 후에 최소 230 MPa이다. 본 출원에서 상기와 이후에 사용되는 "C24", "C28" 등의 표시는 합금의 인장 항복 강도 특성(Rp0.2)을 말하며, 예컨대, C28은 상기 지시된 바와 같이 Rp0.2 > 280 MPa의 요건을 말하며, C24는 Rp0.2 > 240 MPa의 요건을 말한다.

고연성 및 고강도를 갖는 차량에 사용되는 많은 합금이 개발된 바 있다. 이러한 합금의 예가 0.3-1.0 wt%이 Mg와 0.3-1.2 wt%의 Si을 함유하는 합금의 연성 향상을 위해 V가 첨가된 Al-Mg-Si 합금을 개시하고 있는 미국 특허 제4,525,326호(Swiss Aluminium)로부터 공지되어 있다. 이 특허에서는 Fe 함량의 1/4 내지 2/3 내에 있도록 규정된 Mn 함량과 함께 0.05-0.20 wt%의 범위의 V의 첨가로 광범위한 범위의 Al-Mg-Si 합금의 연성이 크게 향상됨을 주장하고 있다. 해당 미국 특허 제4,525,326 공보에서는 Ti이 언급되지 않는다.

유사한 합금이 0.6-0.95 wt%의 Mg, 0.5-0.95 wt%의 Si을 규정하고 Ni 외에 V을 함유하고 있는 EP 2072628 (Aleris)로부터 알려져 있다. Ni은 항복 강도와 인장 강도 및 열적 안정성을 향상시키기 위해 첨가된다. Mn의 함량은 0.1-0.3 wt%이다.

EP 2 103 701 B1 (Brokelmann)은 Mg(0.58-0.67 wt%)와 Si(0.68-0.77 wt%)과 관련하여 매우 좁은 범위의 합금 조성을 가지고 추가로 좁은 범위의 함량을 갖는 Cu(0.24-0.32 wt%)와 Mn(0.68-0.77 wt%)을 함유하는 합금을 기술하고 있다. 상기 합금은 항복 및 인장 강도를 향상시켰다고 주장하고 있으나, Mg/Si 비율이 높은 합금보다 온도 안정성이 떨어지기 쉽다.

EP 1 041 165 (Kobe)는 0.30-0.70 wt%의 Mg과 0.10-0.50 wt%의 Si을 갖는 Al-Mg-Si 합금 조성에 관한 것이다. 그러나, Mn, Cr 및 Zr의 함량이 낮은데 기인하여 이 공지된 합금은 대부분의 경우 압출된 프로파일 내에 재결정 구조를 생성한다. 마찬가지로 원소(Mn, Cr, Zr)의 함량이 적어서 균질화 처리 중에 분산 입자(이들 입자를 논의하는 후속 부분 참조)를 생성하는 EP 2 157 200 A1 (Aisin/Sumitomo)과 DE 10 2008 048 374 A1 (Honsel)의 경우도 마찬가지다.

본 발명에 따르면, 높은 인장 강도 및 항복 강도를 가질 뿐 아니라 동시에 압괴 특성을 향상시키고 온도 안정적인 Al-Mg-Si 합금이 제공된다.

상기 합금은 양호한 압괴 거동, 연성 등을 필요로 하는 압출 제품을 위해 개발되지만, 추가적인 목적(예, 주조 빌렛의 단조)에 사용될 수 있다.

본 발명은 첨부된 독립 청구항 1과 종속 청구항 2-12에 규정되는 바와 같은 특징을 특징으로 한다.

본 발명은 예로써 도면을 참조로 다음에 추가로 설명될 것이다.

도 1은 본 출원의 서두에 언급된 종래 기술의 출원에 기술된 일부 Al-Mg-Si 합금의 Mg 및 Si 함량을 보여주는 다이어그램이고,
도 2는 동일한 다이어그램이지만, 본 발명의 청구항 1에 따른 Mg 및 Si 창도 표현하고 있는 다이어그램이고,
도 3은 Honsel 및 Broekelmann에 의해 기술된 종래 기술의 합금은 물론 조사된 합금의 일부의 Mg-Si 함량과 좁은 범위의 Mg-Si 창(b1-b4, c1-c4)의 형태의 본 발명의 바람직한 실시예를 보여주며,
도 4는 도 3의 표 1, 2에 포함된 다른 합금으로부터 압축된 프로파일의 단면을 보여주며,
도 5는 여러 시험 중 시리즈 1의 다른 합금에 대한 인장 시험 이후의 Rp0.2를 보여주며, 여기서 숫자 0, 500, 1000은 185 ℃에서 6 시간의 시효 사이클 이후에 150 ℃에서 온도 노출된 시간의 수를 나타내며,
도 6은 여러 시험 중 시리즈 1의 다른 합금에 대한 인장 시험 이후의 Rp0.2를 보여주며, 여기서 숫자 0, 500, 1000은 205 ℃에서 5 시간의 시효 사이클 이후에 150 ℃에서 온도 노출된 시간의 수를 나타내며,
도 7은 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(A1)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=284 MPa),
도 8은 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(A2)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=284 MPa),
도 9는 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(B1)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=281 MPa),
도 10은 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(B2)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=289 MPa),
도 11은 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(C1)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=277 MPa),
도 12는 대응하는 입자 조직을 갖는 합금(6061)의 압괴된 샘플을 프로파일의 단면으로 보여주며(Rp0.2=288 MPa),
도 13은 합금(C28-C2)의 압괴된 샘플을 보여주며(Rp0.2=285 MPa),
도 14는 합금(C28-C3)의 압괴된 샘플을 보여주며(Rp0.2=281 MPa),
도 15는 다른 재료의 굽힘 거동을 평가하기 위한 장비 및 구성을 보여주며,
도 16은 24 시간 IGC 부식 시험 후의 합금(C28-C2)의 압출된 프로파일로부터 얻은 단면(표면에 가까운)의 2개 사진으로, 2개 사진은 샘플의 동일 영역을 보여주는 것으로 좌측 사진은 부식 침투 깊이를 우측 사진은 샘플의 양극 산화 처리 후의 입자 조직을 보여주며,
도 17은 24 시간 IGC 부식 시험 후의 합금(C28-C3)의 압출된 프로파일로부터 얻은 단면(표면에 가까운)의 2개 사진으로, 2개 사진은 샘플의 동일 영역을 보여주는 것으로 좌측 사진은 부식 침투 깊이를 우측 사진은 샘플의 양극 산화 처리 후의 입자 조직을 보여주며,
도 18은 7003 합금의 압괴된 샘플의 사진으로, 좌측은 Rp0.2=294 MPa의 미시효(underaged) 상태의 샘플(130 ℃에서 8시간 동안 T6x-시효)을 보여주고 우측으로는 Rp0.2=280 MPa의 과시효(overaged) 상태의 샘플(170 ℃에서 6시간 동안 T7-시효)을 보여주며,
도 19는 합금(C28-B2)의 압괴된 샘플의 사진으로, 좌측은 Rp0.2=289 MPa의 과시효 상태의 샘플(205 ℃에서 5시간 동안 T7-시효)을 보여주고 우측으로는 Rp0.2=303 MPa의 피크 강도 상태의 샘플(185 ℃에서 6시간 동안 T6-시효)을 보여주며,
도 20은 본 발명과 관련된 제1 및 제2 시험 시리즈 양자에 대해 시험된 합금 조성 및 Mg-Si 창을 보여주며,
도 21은 제2 시리즈로 시험된 합금(a1-a4)의 기계적 성질을 보여주는 바아 다이어그램이고,
도 22는 제2 시리즈 시험의 합금(c1-c4) 플러스 고비율의 Mg/Si의 "Honsel" 합금의 기계적 성질을 보여주는 추가의 바아 다이어그램이고,
도 23은 다른 Cu 함량의 합금(X1)의 기계적 성질을 보여주는 추가의 바아 다이어그램이고,
도 24는 다른 Cu 함량의 합금(C2)의 기계적 성질을 보여주는 바아 다이어그램이고,
도 25는 다른 Ti 함량의 합금(X1)의 기계적 성질을 보여주는 다른 바아 다이어그램이고,
도 26은 다른 Ti 함량의 합금(C2)의 기계적 성질을 보여주는 다른 바아 다이어그램이고,
도 27은 도 28에 나타낸 종류의 압괴 시험된 시편을 취한 사진의 예를 보여주며,
도 28은 추가의 제3 시리즈 합금의 압괴 시험에 사용되는 시편을 보여주며,
도 29는 T7 상태의 다른 합금 변종의 압괴 거동을 보여주는 Cu 합금의 압괴 시험된 시편의 사진이다.

본 발명자들은 본 발명과 관련된 Al-Mg-Si 합금의 연구를 통해 다음의 사항을 발견하였다:

- 온도 안정성은 Mg/Si 비율의 증가와 Cu 함량의 증가에 따라 향상된다.

- Al-Mg-Si 합금의 강도는 Mg/Si 비율의 감소를 통해 증가한다.

- Cu 함량의 증가로 강도가 증가하고 압괴(crush) 거동이 유지된다.

- Ti은 내식성 및 아마도 압괴 거동도 향상시킨다.

- 동일한 항목 강도 레벨에서 과시효 상태(T7)는 미시효 상태(T6x)보다 압괴 시험에서 양호하다.

- 압괴 및 부식 거동에 대해 재결정 없는 구조 대 재결정 구조의 사용은 분명한 이점이 있다.

후자와 관련하여, 합금 원소(Mn, Cr, Zr)는 균질화 처리 중에 분산질 입자를 생성한다. 상기 입자는 가열 단계 중 석출되고 유지 온도에서의 균열(soaking) 중에 성장 및 조대화된다. Mn과 Cr 양자는 Al, Si 및 Fe와 함께 분산질 입자를 형성하는 반면, Zr은 Si 함량이 낮으면 단독으로 Al과 함께 그리고 본 발명의 합금에서와 같이 높은 Si 함량의 경우에는 Al 및 Si과 함께 분산질 입자를 형성한다. 입자의 밀도는 합금 요소의 양, 균질화 온도 및 유지 시간에 의존한다.

압출된 프로파일에서 미재결정 결정 구조를 얻기 위해, 소정의 밀도의 분산질 입자가 필요하다. 이렇게 필요한 밀도는 프로파일 형태, 빌렛 온도, 압출 속도 및 압출된 프로파일의 표면 영역에서 허용 가능한 재결정 층에 의존한다. 두꺼운 프로파일의 경우, 낮은 압출 속도와, 그리고 입자에 있어 비교적 두꺼운 재결정 층이 허용되는 경우, 분산질 입자의 밀도는 오히려 낮을 수 있다. 얇은 벽의 중공의 프로파일의 경우, 그리고 최대의 가능한 압출 속도와 거의 미재결정 층이 허용되면, 분산질 입자의 밀도는 크게 높아지는 것이 필요하다.

전술한 바와 같이, 높은 밀도의 분산질은 전술한 3개의 합금 원소 중 하나 단독으로 얻어질 수 있지만, 2개 이상의 원소의 조합이 분산질 입자가 양호하게 분산되도록 하는데 유리할 수 있다. 수치 밀도는 균질화 온도에 의해 판정된다. ㄴ낮은 온도는 높은 수치의 밀도를 조장하는 반면, 높은 온도는 분산질 입자에 낮은 수치의 밀도를 제공한다. 분산질 입자의 수치 밀도는 온도 유지 시간의 증가에 따라 감소될 것이다. 따라서, 균질화 온도에서 낮은 영역에 머무는 시간이 짧으면 분산질을 형성하는 합금 원소의 첨가가 주어진 경우 분산질 입자에 최대의 수치 밀도를 제공한다.

주로 미재결정 구조와 허용 가능한 압괴 성능을 생성하는 분산질 입자의 최저의 수치 밀도가 이상적일 수 있다. 분산질 입자의 어떤 여분도 필요치 않고 바라지 않는다. 이것의 이유는 분산질 입자가 변형 저항성을 증가시켜, 낮은 최대 압출 속도와 그에 따라 낮은 생산성을 제공하기 때문이다. 그러므로, 분산질 입자의 수의 균형을 맞추려 하게 된다. 균질화 파라미터의 선택은 필요한 분산질 입자의 수치 밀도와, Mg, Si, Cu와 같은 합금 원소의 농도 구배로부터의 전체 균형(levelling) 및 주조 중 형성된 1차 Fe-함유 입자의 구상화 및 분산을 기초로 할 수 있다.

520-590 ℃간의 임의의 유지 온도가 가능할 것이다. 520 ℃ 미만의 경우, 합금 내의 Mg와 Si은 완전히 용해되지 않고 조대한 Mg₂Si 입자가 빌렛 내에 존재할 것이다. 590 ℃가 넘는 경우, 빌렛 내의 역편석(inverse segregation) 영역(주조 공정 중 형성되는 빌렛 내의 농축된 외부층) 내에 과도한 용융이 발생하는 심각한 위험이 존재한다. 예를 들면, Mn만을 첨가(분산질 형성 원소로서)하되 합금 창의 하단부 측에 존재하면, 압출 도중에 재결정을 방지하기에 충분히 큰 분산질 입자의 수치 밀도를 형성하기 위해 낮은 균질화 온도를 이용할 필요가 있다. 이러한 낮은 온도에서, 1차 입자의 구상화는 매우 느리게 진행될 것이다. 그러므로, 비교적 높은 균질화 온도와 조합된 다량의 분산질 형성 원소가 유리할 수 있다. Mn과 Cr을 함께 첨가하고 균질화 온도를 540-580℃로 하는 것이 최적의 분산질 입자의 분산, 분산질 입자의 필요한 수치 밀도, 및 허용 가능한 1차 입자의 구상화를 얻을 수 있는 것으로 보인다. 균질화 온도에서의 시간은 통상 0.5-24시간, 바람직하게는 2-10 시간이 될 것이다. 또한 균질화 처리 후에 냉각 속도는 520℃로부터 250℃까지의 구간에서 200℃/시간보다 클 수 있다.

본 발명은 전술한 바와 같이 강도, 내식성, 압괴 특성 및 온도 안정성이 개선되고 특히 차량의 전방 구조에 유용한 압출 가능한 Al-Mg-Si 알루미늄 합금에 관한 것이다. 본 발명의 합금의 조성은 Mg-Si 다이어그램의 다음의 좌표점 내에서 규정된다:

a1-a2-a3-a4, 여기서 wt%로 a1=0.60 Mg, 0.65 Si, a2=0.90 Mg, 1.0 Si, a3=1.05 Mg, 0.75 Si, a4=0.70 Mg, 0.50 Si이며, 상기 합금은 wt%로 다음의 합금 성분을 추가로 함유하는, 압출된 프로파일에서의 미재결정 입자 조직을 가진다:

Fe: 최대 0.30

Cu: 0.1-0.4

Mn: 0.4-1.0

Cr: 최대 0.25

Zr: 최대 0.25

Ti: 0.005-0.15 및

최대 0.5의 Zn을 포함하는 각각 최대 0.1의 불가피 불순물 및 Al 잔부.

도 1은 본 출원의 특정 부분에서 초기에 언급한 종래 기술의 특허 출원에 기술된 일부 Al-Mg-Si 합금의 Mg 및 Si 함량을 보여주는 다이어그램이다.

도 2는 동일한 다이어그램이지만, 본 발명에 따른 Mg 및 Si 창이 표현되고 전술한 바와 같이 a1, a2, a3, a4 좌표로 규정된 다이어그램이다.

a1, a2, a3, a4 좌표에 의해 규정되는 Mg 및 Si 창의 하부(Mg와 Si의 최저 합계)는 C24 합금을 커버하는 반면, 상부는 가능성이 있는 미래의 C32 합금을 커버한다. 이러한 Mg-Si 창은 본 발명의 합금의 외적 한계를 규정한다. 이러한 창은 Brolelmann 특허에 예시된 예의 외부에 있음을 알아야 한다. 본 발명의 바람직한 실시예는 도 3에서 Mg-Si 창(b1-b4, c1-c4)으로 추가로 나타내고 있다. 좁은 범위의 Mg-Si 창은 C28 요건을 만족하는 합금만 포함한다.

제1 시험 시리즈

제1 시험 시리즈에서는 본 발명에 따른 총 6개의 다른 합금을 시험하였다. 합금은 직경 203 mm 로그로 주조하였다. 합금 조성은 아래의 표 1에 예시된다. C28로 지시되는 총 5개의 합금은 모두 분산질 형성 원소인 Mn과 Cr의 양이 고함량이므로 압출된 프로파일에서의 미재결정 구조를 제공할 것이다. 이전에 언급된 바와 같이 균질화 열처리 중에 형성되는 분산질은 전위의 이동 장벽과 입계로서 작용한다. 분산질의 수치 밀도가 충분히 크면, 압출 중 형성되는 변형 구조가 보존될 것이다. 통상, 매우 높은 변형률 때문에 압출된 프로파일의 표면에서 재결정 층이 관찰되는 경우가 많다. 재결정 층의 두께는 분산질 입자의 수치 밀도가 감소됨에 따라 증가할 것이다. 분산질 입자의 불균일한 분포는 낮은 수치 밀도로서 유사한 결과를 제공할 것이다. 압괴 거동의 비교를 위해, 표준 6061 합금을 포함시켰다. 이 합금은 통상 압출된 프로파일에 재결정 입자 조직을 형성한다.

균질화 사이클은 다음과 같다: 575 ℃까지 대략 200 ℃ 정도 가열하고; 575 ℃에서 2 시간 및 15 분간 유지한 후 200 ℃ 미만의 온도까지 약 400 ℃/시간으로 냉각한다.

시험된 C28 합금의 제1 합금 시리즈의 합금 조성

제1 시리즈의 시험에는 추가의 시험을 위해 제조된 추가된 수의 합금을 포함하였는데, 표 2를 참조하라. C1 합금과 유사하지만 Mg 및 Si 함량이 다소 높은 2개의 합금을 제1 시리즈에 포함하였다. 이것은 C1 합금이 Rp0.2 > 280 MPa의 C28 요건을 만족하기 위해 인장 특성이 다소 낮았기 때문에 행해진 것이다. 제1 시리즈의 시험에 Rp0.2 > 240 MPa의 최소 C24 요건을 만족하도록 의도된 이름하여 C24-X1의 C24 합금을 포함시켰다.

시험된 추가의 합금의 합금 조성 (2개의 C28 합금과 하나의 C24 합금 포함)

빌렛을 산업용 압출 프레스 내에서 도 4에 도시된 단면의 프로파일로 압출하였다. 빌렛은 유도로 내에서 약 500 ℃의 온도로 예열하였다. 압출 후, 프로파일을 프레스 개구로부터 약 1 mm 너머에 위치된 급냉 박스를 사용하여 수냉하였다. 이후 프로파일을 약 0.5% 신장시킨 후 절단하였다. 모든 프로파일을 며칠간 그리고 일부의 경우는 몇 주간 보관 후에 시효를 행하였다.

도 5는 185 ℃에서 6 시간 동안 시효 후와 제1 시리즈에서 다른 합금에 대해 150 ℃에서 다른 시간 동안 온도 노출한 다음의 Rp0.2를 보여준다. A1과 A2 합금을 비교하는 것에 의해, 온도 안정성이 Cu 함량 증가에 따라 다소 증가함을 확인할 수 있다. A, B, C 합금을 비교하는 것에 의해, 온도 노출시 강도 손실이 Mg/Si 비율의 증가에 따라 크게 감소함을 확인할 수 있다. 185 ℃에서 6 시간 동안의 초기 시효 사이클 이후에, B1 및 B2 합금은 150 ℃에서 1000 시간 후에 265 MPa인 온도 안정성에 대한 요건을 만족한다. C1 합금은 185 ℃에서의 초기 시효 사이클 후에 강도가 크게 낮아지지만 150 ℃에서의 온도 노출에 의해서는 거의 영향을 받지 않는 것으로 보인다.

일반적으로, 연성과 압괴 성능은 합금의 강도가 증가함에 따라 감소된다. 그러므로, T6 상태에서의 요건을 꼭 만족시키는 합금을 제조하거나 상기 요건을 바로 초과하는 강도로의 가능성이 있는 고강도의 합금으로 과시효하는 것이 권장된다. 과시효는 도 6에 나타낸 예에 의해 행해졌는데, 여기서 모든 합금은 205 ℃에서 5 시간 동안 시효를 행하였다. 280 MPa의 요건 바로 아래의 Rp0.2 값을 갖는 C1 합금을 제외하고, 다른 모든 합금은 상기 요건을 바로 초과하는 Rp0.2 값을 나타냈다. 이것을 시작점으로 하여 합금(C28-C1)만 150 ℃에서 1000 시간의 온도 노출 이후에 265 MPa의 최소 Rp0.2의 요건을 만족하였다.

이것은 최적의 Mg/Si 비율이 온도 안정성에 대한 요구와 관련하여 C28-B1과 C28-B2의 경우보다 다소 높다는 것을 보여준다. 다른 한편, Mg/Si 비율은 기계적 특성이 C28 요건을 만족하기에는 너무 낮을 것이므로 C28-C1 합금의 경우보다 크게 높아서는 안된다. 최적의 Mg/Si 비율은 도 2에 도시된 바와 같이 a1-a4에 의해 규정되는 영역에서 발견된다.

도 7-12에서, 프로파일의 단면의 입자 조직와 함께 압괴된 프로파일의 사진이 예시된다. 프로파일의 단면의 도면은 도 4에 도시된다. 프로파일은 200 mm의 직선 프로파일에서 시작해서 67 mm의 압괴된 프로파일로 끝나는 축방향 압괴으로 변형시켰다.

도 9의 C28-B1 샘플과 도 12의 6061 샘플의 경우를 제외하고, 이외의 모든 합금은 허용 가능한 압괴 거동을 보인다. T-조인트에서의 소수의 미소 균열은 허용 가능하지만, C28-B1 및 6061 합금의 경우에 보이는 바와 같이 접힘부에서의 균열은 허용될 수 없다.

C28-B1이 압괴 거동과 관련하여 C28-B2보다 떨어지는 이유는 도 10에는 없는 도 9의 현미경 사진에서 보이는 비교적 조대한 재결정 표면층에 기인할 수 있다. 그러나, C28-C1 합금(도 11)의 경우의 재결정 표면층은 C28-B1(도 9)과 유사하므로 조대한 재결정 표면층은 그 차이에 대한 유일한 설명이 될 수 없다. C28-B1 합금과 나머지 C28 합금 간의 하나의 차이점은 C28-B1 합금에 Cr이 없다는 것이다. Cr은 (다른 1차 응고 재료 중에서) 포정 반응으로 알루미늄에 응고되는 것으로 알려져 있다. 빌렛 주물에서는 최대 농도의 Cr이 입자의 내부에 존재할 것이다. Mn은 (다른 최종 응고 재료 중에서) 공정 반응으로 알루미늄에 응고된다. 따라서 최대 농도의 Mn이 빌렛의 주조 조직에서 입계 측으로 존재할 것이다. 압출된 프로파일에서 이들 입자는 압출 방향으로 연신될 것이다. 빌렛 내의 분산질 입자의 고른 분산은 압출된 프로파일에서도 더 균일한 분산을 제공할 것이다. 따라서, Cr과 Mn 모두의 첨가는 Mn 또는 Cr의 단독 첨가보다 분산질 입자의 분산을 더 양호하게 할 것이다. 분산질 입자의 고른 분산은 얻어지는 입자 조직을 통해서는 물론 그 자체로 변형을 더 균일하게 분산할 수 있다. 따라서, C28-B1 합금의 성능 저하된 거동의 이유는 Cr의 부재와 그에 따른 분산질 입자의 불균일한 분산일 수 있다.

6061 합금은 저함량의 분산질 형성 원소(무 Mn 및 0.06 wt% Cr)에 기인하여 압출된 프로파일에 재결정 조직을 형성한다. 6061 합금은 이번 조사에서 다른 C28 합금과 유사한 Rp0.2 값을 가지고 있었지만, 압괴 거동은 떨어지는 것으로 보인다. 이러한 거동 차이는 입자 조직의 차이의 결과이거나 이 합금 내의 분산질 입자의 수치 밀도가 크게 낮은데 기인할 수 있다. 적은 수의 분산질은 많은 수의 분산질을 갖는 변종의 경우는 물론, 변형을 분산시키지 않을 수 있다.

온도 안정성과 관련하여 가장 유망한 변종인 C28-C1은 너무 낮은 Rp0.2 값을 제공하였으므로, 새로운 변종인 C28-C2를 주조하였다. 이 변종의 합금 조성은 표 2에 제공된다. 이 합금 시리즈에는: C28-C2 합금의 0.02 wt%에 비해 0.10 wt%의 Ti 함량을 갖는 C28-C3 합금; 및 Mg/Si 비율과 관련하여 C28-C1과 유사하지만 Mg, Si, Cu의 함량이 다소 낮은 C24-X1 합금이 포함된다.

도 13 및 도 14는 C28-C2 및 C28-C3 합금의 압괴된 프로파일을 보여준다. 양자 샘플의 압괴 거동은 합격인 것으로 평가되지만, Ti 함유 샘플(도 14)이 Ti 없는 샘플보다 다소 양호한 것으로 평가된다.

이들 2개의 합금은 양측 합금에 대해 수행된 굽힘 시험에 의해서도 평가되었다. 굽힘 시험을 위한 장비 및 구성은 도 15에 예시된다. 굽힘 시험은 차량 제조업체인 Daimler에 의해 개발된 것이다. 굽힘 각도는 힘-변위 곡선에서도 분명히 볼여지는 1차 균열의 관찰에 의해 정의된다. 샘플은 압출 방향에 대해 90°인 축(즉, 압출 방향에 수직으로)을 따라 굽혀지는 프로파일의 평면부이다. 측정되는 굽힘 각도는 샘플에서 1차 균열이 관찰되는 상황의 각도이다. 이것은 시험 후의 샘플에서 볼 수 있지만, 시험 중 기록되는 힘-변위 곡선에서의 하강에 의해 1차로 기록된다. 이후 굽힘 시험이 중단되고 굽힘 각도가 측정된다. 시험의 결과는 표 3에 제공되며, C28-C3 합금이 1차 균열이 발견되기 전에 C28-C2 합금보다 더 큰 각도로 굽혀질 수 있음을 보여준다. 이것은 Ti 함유 합금이 Ti-무함유 합금보다 더 큰 연성을 가짐을 나타낸다.

Ti는 포정 반응으로 알루미늄에 응고되므로 입자에 1차로, 즉 입자의 내부에 응고되는 재료의 부분 내에 존재하는 것으로 알려져 있다. C28-C3 합금에 첨가된 Ti 첨가량은 대부분 임의의 1차 또는 2차 입자에 보이지 않으며, Ti의 대부분은 고용체인 것으로 보인다.

압출 후에 Ti는 빌렛 내의 주조 입자의 내부에 원래 존재하였던 밴드 내에 위치될 것이다. 이들 밴드는 긴 팬케익 형으로 압출된 프로파일 내에서 연신될 것이다. 압괴 시험에서 Ti는 변형을 고르게 함으로써 Cr과 Mn과 유사한 방식으로 작용할 것이므로 균열에 대한 저항의 향상에 기여한다.

합금	굽힘각
C28-C2	131°
C28-C3	145°

C28-C2 및 C28-C3 합금에 대해 첫 번째 균열의 출현시 관찰되는 굽힘 각도

내식성

다른 OEM들은 내식성에 대해 다른 요건을 가진다. 본 발명에 따르면, 다른 OEM 각각의 특정 요건을 만족하는 합금을 찾기보다는 상이한 합금들을 등급을 매기기 위해 강력한 입자간 부식(IGC) 시험을 선택하였다. 선택된 입자간 부식 시험은 다음의 상세를 포함하는 BS ISO 11846: 1995년 표준에 따라 수행하였다:

- 시험 전에 샘플은 아세톤으로 탈지하였다.

- 샘플은 60 ℃의 온도에서 5 wt%의 수산화나트륨 용액 내에 2분간 침지하고 흐르는 물로 세척 후, 스멋(smut) 제거를 위해 농축된 질산에 2 분간 침지하고 흐르는 물에 그리고 그 이후에 탈연수에 세정 후에 건조하였다.

- 샘플은 상온에서 30 g/l의 염화나트륨과 10 ml/l의 농축된 염산을 포함하는 용액 내에 24 시간 동안 침지하였다.

- 시험 후, 샘플은 흐르는 물에 그리고 그 이후에 탈염수에 세정하고, 금속 조직학적 검사 이전에 건조되도록 하였다.

최대 부식 깊이는 프로파일 샘플의 외부로부터 측정하였다.

도 16은 24 시간 IGC 부식 시험 후의 합금(C28-C2)의 압출된 프로파일의 표면에 가까운 단면의 2개 사진으로, 2개 사진은 샘플의 동일 영역을 보여주는 것이지만, 우측 사진은 양극 산화 처리 후의 동일 샘플의 입자 조직과 함께 부식 침투를 보여준다.

또한, 도 17은 24 시간 IGC 부식 시험 후의 합금(C28-C3)의 압출된 프로파일의 표면에 가까운 단면의 2개 사진을 보여준다. 2개 사진은 샘플의 동일 영역을 보여주지만, 우측 사진은 양극 산화 처리 후의 입자 조직과 함께 부식 침투를 보여준다.

도 16 및 도 17에서 볼 수 있는 바와 같이, 최대 부식 침투는 C28-C3 합금의 경우가 훨씬 작아서 0.10 wt%의 Ti 첨가가 내식성에 크게 긍정적인 효과가 있음을 나타낸다. 이 효과의 메커니즘은 알지 못한다.

시효

일반적으로 말하면, 6xxx 알루미늄 합금 재료의 인위적 시효는 Mg, Si, Cu의 강화 입자를 석출시키기 위한 것이다. 이들 입자는 통상 2-20 나노미터의 직경과 20-200 나노미터의 길이를 갖는 침상 형태를 갖는다. 입자들은 합금의 전체 조성과 관련 시효 온도 및 시간에 따라 다른 화학적 조성 및 결정 조직을 가질 수 있다.

시효 사이클의 시작시 입자는 통상 입자를 둘러싸는 알루미늄 조직과 밀착된다. 이 단계(미시효 상태: T6x)에서 입자는 재료의 변형 중에 전위에 의해 공유될 것이다. 시효 사이클의 후기에 알루미늄 조직과 입자 간의 순응 상태가 점차 감퇴되어 입자들은 부분적 또는 전체적으로 비간섭적으로 된다. 이 단계(최대 시효, T6, 또는 과시효 상태, T7)에서 변형 중 형성된 전위는 입자 계면에서의 비간섭성(incoherency)에 기인하여 입자를 전단하지 않을 것이다.

미시효 상태(T6x)의 경우, 1차 전위에 의해 이미 형성된 슬립면을 따라 변위가 집중되는 경향이 있다. 이러한 상황은 결과로서 균열을 갖는 재료의 일부에 변형이 크게 집중되는 것을 야기할 수 있다. 이 상황은 재료에 낮은 연성을 제공할 것이다. 과시효(T7)의 경우, 전위는 오로완 루프(orowan looping)로 지칭되는 다른 메커니즘에 의해 입자를 통과하여야 한다. 이 경우, 입자를 통과한 1차 전위는 다음 전위에 대한 추가의 장벽으로 작용하는 입자 주위에 전위를 형성할 것이다. 이것은 다시 다른 전위 슬립면을 활성화시켜 변형을 재료의 다른 부분으로 전파할 수 있다. 이 경우, 재료는 임의의 균열이 나타나기 전에 더 큰 총 변형을 견딜 수 있어서 재료가 더 연성을 띠게 된다.

재료가 미시효 상태(T6x)로 시효될 때 전위가 입자를 전단하는 경우는 Mg=0.69 wt%; Zn=5.51 wt%; Fe=0.21 wt%; Zr=0.14 wt%; Si=0.10 wt%; Mn=0.05 wt%를 함유하는 도 18에 도시된 합금으로서 7xxx 합금의 경우 매우 확실하게 나타난다. 도 18의 좌측 사진은 미시효 상태(T6x)로 시효된 7003 합금의 압괴된 샘플을 보여주는 한편, 우측 사진은 과시효 상태(T7)로 시효된 동일 합금의 압괴된 샘플을 보여준다. 이것은 이 경우 항복 강도값(Rp0.2)이 유사할 때 과시효 상태가 미시효 상태보다 훨씬 더 연성을 나타냄을 분명히 예시하고 있다.

본 발명에 따른 종류의 6xxx 합금의 경우, 미시효 상태(T6x)와 과시효 상태(T7) 간의 차이는 7xxx 합금의 경우만큼 크지 않지만 이 경우에도 과시효 상태는 미시효 상태보다 더 양호한 것으로 보인다. 이것은 이후에 설명되는 제2 시험 시리즈에서 분명히 입증되었다. 하나의 이러한 예가 도 27에 예시되는데, 여기서 낮은 항복 강도의 T6x 샘플은 T7 상태의 샘플보다 더 많은 균열을 가진다. 다른 유효한 요인은 미시효 상태에서보다 과시효 상태에서 항복 강도의 조절이 용이하다는 것이다.

도 19는 본 발명에 따른 합금(C28-B2)의 압괴된 샘플의 사진으로, 좌측은 Rp0.2=289 MPa의 과시효 상태의 샘플(205 ℃에서 5시간 동안 T7-시효)을 보여주고 우측으로는 Rp0.2=303 MPa의 피크 강도 상태의 샘플(185 ℃에서 6시간 동안 T6-시효)을 보여준다. 도 19의 우측 샘플의 경우에 분명히 볼 수 있는 균열에 의해 알 수 있는 바와 같이, 다소 낮은 항복 강도의 과시효 상태(T7)에 있는 좌측 샘플의 압괴 거동은 양호하다.

본 발명에 따른 합금은 185-215 ℃의 온도에서 1-25 시간 동안 과시효될 수 있다. 보다 바람직하게는, 상기 합금은 200-210 ℃의 온도에서 2-8 시간 동안 과시효될 수 있다.

제2 시험 시리즈

본 출원을 보강하기 위해 일련의 새로운 추가의 합금을 시험하였다. 합금은 직경 95 mm의 빌렛으로 주조하고 575 ℃에서 2시간 반 동안 균질화 처리한 후 400℃/시간으로 냉각하였다. 이후 빌렛을 트론헤임에 소재한 Sintef 란 독립적인 연구 기관에서 800 톤의 압출 프레스에서 직사각형의 중공의 프로파일(도 28 참조)로 8 m/min의 속도로 압출하였다.

- 압출 전에 빌렛은 과열 처리로 예열: 즉 550 ℃로 가열하고; 약 10분간 동 온도로 유지하고; 압출 직전에 약 500 ℃로 급냉하였다.

- 압출 후에 프로파일은 다이 개구를 지나 약 0.8 m에서 물로 급냉하였다.

- 프로파일은 다른 상태로 시효하기 전에 몇 주간 상온에 보관하였다. 모든 경우 샘플은 시간 당 200 ℃의 가열 속도로 해당 온도로 가열하였다.

- T6x: 미시효 상태. 미시효 상태는 T7 상태의 경우와 동일한 항목 강도값(Rp0.2)을 얻기 위한 목적이다. 우선, 모든 합금에 대해 185 ℃에서의 2시간 유지를 행하였다. 많은 경우 T6x의 Rp0.2값은 T7의 Rp0.2값을 벗어났기 때문에, 새로운 샘플을 제조하였다. 이들은 2.5-3 시간의 유지 시간으로 시효를 행하였다.

- T6: 최고 시효 상태. 185 ℃에서 8시간 유지

- T7: 과시효 상태. 205 ℃에서 4시간

- 시효 후, 인장 샘플은 프로파일의 가장 넓은 측면으로부터 가공을 행하였다. 압괴 시험 샘플은 100 mm 길이에서 짧은 측면 각각을 피라미드로 절단하여(도 28 참조) 압괴 거동을 보다 반복적으로 행하도록 하였다(1차 좌굴에 대한 시발점으로 작용함).

제2 합금 시리즈의 모든 합금은 도 28에 도시된 바와 같은 시편으로 압괴 시험을 행하였고 도 27에 예시된 바와 같은 사진에 대응하는 사진을 압괴 시험된 모든 시편에 대해 취하였다. 그러나, 이들 사진은 이후의 설명 부분에서 더 논의되는 도 29의 Cu 합금 중 압괴 시험된 시편의 사진 3장을 제외하고 포괄적으로 요구되는 공간(사진의 수)에 기인하여 본 출원에서는 포함되지 않는다.

다른 Mg-Si 레벨을 갖는 상이한 합금

합금(a1-a4)은 본 발명의 청구항 1의 좌표점(a1-a2-a3-a4)에 비교적 대응하도록 선택되었다. 이들은 a1-a4 코너의 정확한 조성에 이르기가 다소 곤란하였다.

합금(c1-c4)은 본 발명의 청구항 3의 좌표점(c1-c2-c3-c4)을 목표로 하였다. 여기서도 코너의 정확한 조성을 얻기에는 다소 실제적인 어려움이 있었다.

Honsel 합금은 너무 높은 Mg/Si 비율은 C28 요건을 만족하기에는 통상 너무 낮은 기계적 특성을 제공할 것임을 나타내기 위해 본 발명의 규정 범위를 벗어나게 대상이 되거나 채택된 것이다.

도 21에 예시된 바와 같은 합금(a1-a4)에 대한 코멘트

도 21에 예시된 a1-a4 합금의 경우, a1 합금은 T6 상태에서 C28의 요건을 만족한다. 미시효 상태(T6x-2h/185)와 과시효 상태(T7-4h/205) 모두는 강도 요건을 만족시키지 못한다.

a2 합금은 어떤 템퍼링 상태에서도 강도의 C28 요건을 만족시키지 못하지만, C24 요건에 대해서는 사용될 수 있다.

a3 합금은 T7 상태에서 Rp0.2 값과 관련하여 높은 측에 속한다. 소수의 균열이 관찰될 수 있지만, 압괴 거동은 해당 압괴 거동과 관련하여 더 관대하거나 오히려 덜 중요한 다른 프로파일에 대해 허용될 수 있었다. 다소 지나친 과시효에 의해 압괴 거동은 이 프로파일에 대해서 아마도 마찬가지로 우수할 수 있다. T6 상태에서 압괴 거동은 역시 매우 우수하며 허용 가능한 것에서 벗어나지 않는다. 또한, 이 합금의 경우, 압괴 거동은 T6x 상태에서 최악이다. a4 합금은 매우 높은 강도를 나타낸다. 특허 T6x 상태에서 압괴 거동은 최악이다. 그러나, T7 상태에서 상기 거동은 너무 나쁘지 않다.

a3-T6 및 a4-T7 합금과 대략 동일한 Rp0.2 값을 비교하는 것에 의해, a3 합금이 최적의 압괴 거동을 보임을 알 수 있다. 이것은 높은 Mg/Si 비율은 압괴 거동에 유리함을 나타낼 수 있다.

도 22에 예시된 바와 같은 c1-c4 합금 및 "Honsel" 합금에 대한 코멘트

도 22는 전술한 바와 같이 제2 시리즈 시험의 합금(c1-c4) 및 "Honsel"로 지칭되는 합금(Mg와 Si 함량이 Honsel의 특허 범위 내에 있는데서 비롯된 명칭(Honsel 특허의 경우, 합금은 본 출원의 "Honsel"의 예에서보다 Cr 및 Mn 함량이 매우 낮다)의 기계적 성질을 보여주는 추가의 바아 다이어그램이다.

도면으로부터 볼 수 있는 바와 같이, c1-c4 합금 모두는 T6에 가까운 상태이거나 T7 상태에서 C28 요건을 만족시킬 가능성이 있는 강도를 나타낸다. 이들 결과는 280-300 MPa의 Rp0.2 값을 목표로 하는 것에 의해 c1-c2-c3-c4 직사각형 내에 있는 모든 합금의 압괴 거동은 매우 양호할 것이라는 것을 보여준다.

다시 말해, T6x 샘플은 압괴 거동과 관련하여 T6 및 T7 샘플 양자의 경우보다 떨어진다.

"Honsel" 합금은 Mg와 Si의 총량이 같지만 본 발명의 합금보다 Mg/Si 비율이 높다. 압괴 거동은 양호하지만 강도 포텐셜은 C28 요건을 만족시키기에 너무 낮다. 따라서, 본 발명은 a3과 a4 사이의 라인에 의해 규정되는 상한의 Mg/Si 비율을 가진다.

전술한 예들은 충분한 온도 안정성을 가지기 위해 Mg/Si 비율이 0.9를 초과하여야 하고 C28 용례에 대해 필요한 강도를 얻기 위해 Mg/Si 비율이 1.4 미만이어야 함을 보여주었다. 따라서, 본 발명의 합금은 Mg/Si 비율의 하한을 규정하는 좌표 a1 및 a2와 Mg/Si 비율의 상한을 규정하는 좌표 a3 및 a4에 의해 규정된다(도 3 및 도 20 참조). 바람직하게는, Mg/Si 비율은 좌표 c1 및 c2(Mg/Si 비율이 약 1.0)와 좌표 c3 및 c4(Mg/Si 비율이 약 1.3, 도 3 및 도 20 참조)에 의해 규정되어야 한다.

표 5에 예시된 바와 같이 상이한 Cu 레벨을 갖는 상이한 합금에 추가의 시험을 행하였다.

X1 합금은 Mg 및 Si 함량이 C24 특성을 만족하도록 설계된 합금이다. 이러한 합금에 대한 Cu의 영향을 보여주기 위해 상이한 Cu 레벨이 포함된다. C2 합금은 Mg 및 Si 함량이 C28 특성을 만족하도록 설계된 합금이다. 이러한 합금에 대한 Cu의 영향을 보여주기 위해 상이한 Cu 레벨이 포함된다.

도 23에 예시된 X1-Cu1, X1-Cu2, X1-Cu3 합금에 대한 코멘트

X1 합금은 C28 요건이 아닌 C24 요건을 만족하도록 설계된 Mg 및 Si 함량을 가진다. 강도를 증가시키는 다른 방법은 Cu의 첨가이다. Cu 함량이 0.12 wt%로부터 0.32 wt%로 증가하면, T6 상태에서 Rp0.2는 27 MPa 만큼 증가하고 Rm은 28 MPa 만큼 증가한다.

T7 상태에서 상이한 합금 변종의 압괴 거동을 보여주는 도 29의 사진을 참조하면, 성능은 거의 Cu 레벨과는 무관함을 알 수 있다. 이것은 높은 Cu 레벨은 고강도와 대응하는 양호한 압괴 성능을 얻는데 유리함을 나타낸다.

강도 및 압괴 거동에 대한 Cu의 긍정적 효과는 내식성 및 최대 압출 속도에 대한 Cu의 잠재적인 불리한 효과와 균형을 이루어야 한다.

도 24에 예시된 C2-Cu1, C2-Cu2, C2-Cu3 합금에 대한 코멘트

C2 합금은 C28 요건을 만족하도록 설계된 Mg 및 Si 함량을 가진다. Cu 함량이 0.12 wt%로부터 0.32 wt%로 증가하면, T6 상태에서 Rp0.2는 37 MPa 만큼 증가하고 Rm은 35 MPa 만큼 증가한다.

상이한 합금 변종의 압괴 거동을 보여주는 사진(본 출원에는 표현되지 않음)을 참조하면, 성능은 대응하는 낮은 강도 레벨을 갖는 낮은 Cu 레벨의 경우 다소 양호함을 알 수 있다. 그러나, 압괴 거동의 차이는 미미하므로 높은 Cu 레벨은 고강도 및 이에 대응하는 양호한 압괴 성능을 얻는데 유리함을 나타낸다.

다른 Ti 레벨을 갖는 상이한 합금에 추가의 시험을 행한다.

표 6은 상이한 Ti 레벨의 합금의 시험 결과를 보여준다.

X1 합금은 Mg 및 Si 함량이 C24 특성을 만족하도록 설계된 합금이다. 부식 특성이 가장 중요한 인자인 이러한 합금에 대한 Ti의 영향을 보여주기 위해 상이한 Ti 레벨이 포함된다. C2 합금은 Mg 및 Si 함량이 C28 특성을 만족하도록 설계된 합금이다. 이러한 합금에 대한 Ti의 영향을 보여주기 위해 상이한 Ti 레벨이 포함된다.

도 25에 예시된 X1-Ti1, X1-Ti2, X1-Ti3 합금에 대한 코멘트

강도는 합금 내의 Ti 레벨에 의해 영향을 받지 않는 것으로 보인다. 이들 합금에 대한 압괴 시험으로부터 모든 샘플은 양호한 성능을 보였고 Ti 첨가에 따른 압괴 거동의 분명한 경향은 볼 수 없었다.

도 26에 예시된 C2-Ti1, C2-Ti2, C2-Ti3 합금에 대한 코멘트

항복 강도는 높은 Ti 함량의 경우 다소 낮은 것으로 보이지만, 그 차이가 작아서 실험적 오차 내에 있을 수 있다. X1 변종과 관련하여, 모든 샘플은 양호한 성능을 보였고 C2 변종에 따른 Ti 첨가로부터 압괴 거동의 분명한 경향은 볼 수 없었다.

상이한 Cu- 및 Ti-함량을 갖는 합금의 입자간 부식 시험 결과

부식 시험은 아래의 표에 제시된 상이한 Ti 및 Cu 레벨의 합금에 수행되었다.

합금들은 모두 BS ISO 11846 표준에 따라 시험하였다.

합금 변종 각각에 대해 3개의 유사한 샘플을 준비하였다(시험된 샘플의 사진은 본 출원에서는 제시되지 않는다).

대체로, 모든 샘플은 비교적 작은 부식 침입을 가지는 것으로 보였고, 부식된 표면을 내려다 보는 것으로는 거의 침입을 찾을 수 없었다. 침입이 발견되면, 해당 부식된 부분을 단면 절단으로 확인하는 시도를 행하였다. 어떤 침입도 발견되지 않은 경우, 임의의 단면 절단을 행하였다.

상이한 Cu 첨가량의 X1 합금의 변종의 경우, 중간 Cu 첨가량의 것이 최악의 변종인 것으로 보인다.

상이한 Cu 첨가량의 C2 합금의 변종의 경우, 부식 침입은 Cu 함량 증가에 따라 증가되는 것으로 보인다.

상이한 Ti 첨가량의 X1 합금의 변종의 경우, 부식 침입은 Ti 함량 증가에 따라 감소되는 것으로 보인다.

상이한 Ti 첨가량의 C2 합금의 변종의 경우, 3개의 변종 및 3개의 유사 샘플 모두에 대해 오직 하나의 부식 침입이 존재하였다. 이 침입은 중간 Ti 함량의 합금 변종에서 관찰되었다. 이것은 이전의 관찰에 완전히 따르는 것은 아니지만, 추가로 조사되지 않은 샘플 제작 오차 등에 의해 야기된 것일 수 있다.

Claims

강도, 내식성, 압괴 특성 및 온도 안정성이 개선된, 압출 가능한 Al-Mg-Si 알루미늄 합금으로서,
상기 합금의 조성은 Mg-Si 다이어그램의 좌표점 a1-a2-a3-a4 내에 규정되며:
wt%로 a1=0.60 Mg, 0.65 Si, a2=0.90 Mg, 1.0 Si, a3=1.05 Mg, 0.75 Si, a4=0.70 Mg, 0.50 Si이며,
상기 합금은, wt%로, 다음의 합금 성분:
Fe: 최대 0.30;
Cu: 0.1-0.4;
Mn: 0.4-1.0;
Cr: 최대 0.25;
Zr: 최대 0.25;
Ti: 0.005-0.15;
Zn: 최대 0.5;
각각 최대 0.1의 불가피한 불순물 및 잔부 Al
을 함유하는 압출된 프로파일에서 미재결정 입자 조직을 가지며, 상기 압출된 프로파일은 과시효된 것이며,
205℃에서 5시간 동안 시효 처리한 후, 150℃에서 1000시간의 온도 노출 이후에 Rp0.2 > 265MPa 인 것을 특징으로 하는 합금.
제1항에 있어서, Mg/Si 비율은 0.9-1.4인 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 좌표점 b1-b2-b3-b4 내에 규정되며, wt%로 b1=0.76 Mg, 0.55 Si, b2=1.02 Mg, 0.74 Si, b3=0.90 Mg, 0.91 Si, b4=0.67 Mg, 0.68 Si인 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 좌표점 c1-c2-c3-c4 내에 규정되며, wt%로 c1=0.80 Mg, 0.59 Si, c2=0.94 Mg, 0.70 Si, c3=0.85 Mg, 0.84 Si, c4=0.72 Mg, 0.71 Si인 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, Mg/Si 비율은 1.0-1.3인 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 0.10-0.28 wt%의 Fe를 함유하는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 0.15-0.30 wt%의 Cu를 함유하는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 0.50-0.70 wt%의 Mn과 0.10-0.20 wt%의 Cr을 함유하고, Mn과 Cr은 모두 합금 내에 함께 존재하는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 520-590 ℃의 온도에서 0.5-24 시간 동안 균질화 처리되고, 상기 균질화 처리 후에 냉각 속도는 520℃로부터 250℃까지의 구간에서 200℃/시간보다 큰 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 540-580 ℃의 온도에서 2-10 시간 동안 균질화 처리되는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 빌렛으로 주조된 후, 균질화 처리되는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 재가열된 후, 500℃의 온도에서 압출되는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금으로부터 제조된 압출된 프로파일은 500-580℃의 온도로부터 아래로 200℃ 미만의 온도까지 물로 급냉(quenching)되는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 185-215℃의 온도에서 1-25 시간의 기간 동안 과시효되는 것을 특징으로 하는 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 합금은 200-210℃의 온도에서 2-8 시간의 기간 동안 과시효되는 것을 특징으로 하는 합금.