KR102642641B1 - Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법 - Google Patents

Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법은 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 7000계 알루미늄 합금을 용체화처리하는 단계 및 상기 용체화처리한 합금을 인공 시효처리하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
2.5 ≤ [Zn]/[Cu] ≤ 4.0
(여기서, [Zn] 및 [Cu]는 해당 합금원소의 중량% 이다.)
[관계식 2]
2.0 ≤ [Zn]/[Mg] ≤ 3.7
(여기서, [Zn] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)

Description

Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법{Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloys and heat treatment method of the same}
본 발명은 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법에 관한 것으로, 고강도 알루미늄 합금의 과시효 처리 시에도 최대점에 준하는 강도를 유지하면서도 우수한 응력부식균열 저항성을 확보할 수 있는 열처리 방법에 관한 것이다.
Al-Zn-Cu-Mg 기반의 7000계 알루미늄 합금은 우수한 비강도 특성뿐만 아니라 피로 특성 및 파괴 인성과 같은 동적 물성 또한 우수하여, 항공기 기체용이나 방산 무기체계용 소재로 널리 사용되고 있다. 그 중 7075, 7050 및 7055 합금과 같은 고강도 7000계 알루미늄 합금의 사용범위가 점차 확대되고 있다.
하지만 우수한 기계적 특성을 가졌음에도 불구하고, 7000계 알루미늄 합금은 수소취성 또는 응력부식균열(Stress Corrosion Cracking, SCC) 특성에서 매우 민감한 특성을 나타내고 있다. SCC에 대한 저항성은 합금조성에 크게 의존하는 특성이지만, 시효처리 방법과 제품의 크기 및 형상에 따라 강도특성과 SCC 저항성이 크게 달라진다고 알려져 있다.
일반적으로 SCC 특성을 개선하기 위해, 최대 강도를 갖는 T6 처리보다는 T73, T74 및 T76과 같은 과시효 처리를 적용하고 있다. 과시효 처리 시 SCC 특성은 개선될 수 있으나 T6 조건 대비 10 내지 15% 수준의 강도감소를 감수해야 하는 단점이 있다. 이러한 것을 해결하기 위해 퇴화처리(Retrogression and re-aging, RRA)와 같은 신규 열처리 방법 등이 제안되고 있다. RRA 처리는 수 십분 수준의 단시간 동안 퇴화처리를 진행하기 때문에 양산 규모급 로에서 짧은 퇴화처리 시간을 구현하는데 여전히 한계가 있다.
또한, 비교적 얇은 제품에 적합한 열처리로서, 두꺼운 제품에 대한 RRA 공정확립을 위한 여러 시도가 있었으나 여전히 만족스러운 결과는 얻지 못하고 있는 실정이다.
1. 한국등록특허번호 제10-1586152호 2. 한국등록특허번호 제10-2248362호
본 발명의 목적은 고강도 알루미늄 합금의 과시효 처리 시에도 최대점에 준하는 강도를 유지하면서도 우수한 응력부식균열 저항성을 확보할 수 있는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법에 있어서, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 7000계 알루미늄 합금을 용체화처리하는 단계 및 상기 용체화처리한 합금을 인공 시효처리하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
2.5 ≤ [Zn]/[Cu] ≤ 4.0
(여기서, [Zn] 및 [Cu]는 해당 합금원소의 중량% 이다.)
[관계식 2]
2.0 ≤ [Zn]/[Mg] ≤ 3.7
(여기서, [Zn] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 용체화처리 단계는 470 내지 520℃에서 0.5 내지 8시간 동안 유지하고 20 내지 65℃에서 수냉할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시에에 따른 상기 인공 시효처리 단계는, 110 내지 125℃에서 15 내지 25시간 동안 유지하는 1차 시효처리 단계 및 150 내지 170℃에서 4 내지 8시간 동안 유지하는 2차 시효처리 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 전기전도도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 클 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 항복강도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 클 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 7000계 알루미늄 합금은 7050, 7055 또는 7075 계열일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금은 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 열처리될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금은 33.0%IACS 이상의 전기전도도를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 550MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
본 발명의 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금 및 이의 열처리 방법은 고강도 알루미늄 합금의 과시효처리 시에도 최대점에 준하는 강도를 유지하면서도 우수한 응력부식균열 저항성을 확보할 수 있다.
도 1은 상용열처리 및 본 발명의 실시예에 따른 열처리 싸이클 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 전기전도도 결과 그래프이다.
도 3은 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건별 석출물 분포를 나타내는 TEM 미세조직 이미지 결과이다.
도 4는 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건에 따른 석출물 사이즈를 나타낸 그래프이다.
도 5는 SCC 시험편 도면이다.
도 6은 본 발명의 실시예 및 비교예에 SCC 시험 중 일자별 시편 사진이다.
도 7은 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건에 따른 SCC 시험 후 시편 단면 사진이다.
이하에서는 도면을 참조하여 본 발명의 구체적인 실시예를 상세하게 설명한다. 다만, 본 발명의 사상은 제시되는 실시예에 제한되지 아니하고, 본 발명의 사상을 이해하는 당업자는 동일한 사상의 범위 내에서 다른 구성요소를 추가, 변경, 삭제 등을 통하여, 퇴보적인 다른 발명이나 본 발명 사상의 범위 내에 포함되는 다른 실시예를 용이하게 제안할 수 있을 것이나, 이 또한 본원 발명 사상 범위 내에 포함된다고 할 것이다.
또한, 각 실시예의 도면에 나타나는 동일한 사상의 범위 내의 기능이 동일한 구성요소는 동일한 참조부호를 사용하여 설명한다.
본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법에 있어서, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 7000계 알루미늄 합금을 용체화처리하는 단계 및 상기 용체화처리한 합금을 인공 시효처리하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
2.5 ≤ [Zn]/[Cu] ≤ 4.0
(여기서, [Zn] 및 [Cu]는 해당 합금원소의 중량% 이다.)
[관계식 2]
2.0 ≤ [Zn]/[Mg] ≤ 3.7
(여기서, [Zn] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)
상기 용체화처리 단계는 470 내지 520℃에서 0.5 내지 8시간 동안 유지하고 20 내지 65℃에서 수냉할 수 있으며, 상기 인공 시효처리 단계는, 110 내지 125℃에서 15 내지 25시간 동안 유지하는 1차 시효처리 단계 및 150 내지 170℃에서 4 내지 8시간 동안 유지하는 2차 시효처리 단계를 포함할 수 있다.
기존의 Al-Zn-Mg-Cu 알루미늄 전신재 합금은 고유의 낮은 응력부식균열 저항성을 가지고 있다. 따라서 다단시효처리에 따른 과시효처리를 통해, 10 내지 15%의 강도감소를 감수하면서 응력부식균열 저항성을 향상시킴에 따라 소재의 강도 및 피로특성 등은 저하되는 문제점이 있다.
통상적으로 수행되는 Al-Zn-Mg-Cu 알루미늄 전신재 합금의 열처리에 따른 강도 및 전기전도도는 다음과 같은 관계를 가지며, T76 처리 시 강도특성은 저하되지만 응력부식균열 저항성의 간접지표가 되는 전기전도도 특성은 향상되는 것을 알 수 있다.
강도특성 : [T6] > [T76], 전기전도도 특성 : [T6] < [T76]
본 발명은 이를 해결하기 위해 비교적 짧은 시간 제1 시효처리를 하고 이어 보다 높은 온도에서 긴 시간 동안 제2 시효처리를 수행하는 통상의 열처리 방법(T76) 대비, 제1 시효처리를 장시간 실시하고, 이어서 더 높은 온도에서 단시간 제2 시효처리를 수행할 경우에 T6재에 준하는 강도 향상을 나타내면서도, 전기전도도가 향상되는 것을 확인하였다. 상기 방법을 통해 열처리할 경우, 강도 및 응력부식균열 저항성이 동시에 향상되는 Al-Zn-Mg-Cu 알루미늄 전신재 합금을 제공할 수 있다.
또한 7000계 알루미늄 합금은 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
2.5 ≤ [Zn]/[Cu] ≤ 4.0
(여기서, [Zn] 및 [Cu]는 해당 합금원소의 중량% 이다.)
[Zn]/[Cu] ratio가 2.5 미만이면, 상기 구리(Cu)에 비해 상기 아연(Zn)의 함량이 감소하여 주요 강화상인 η' 및 η상의 석출량이 감소됨에 따라 기계적 특성이 감소될 수 있다.
반대로 [Zn]/[Cu] ratio가 4.0을 초과하면 상기 아연(Zn) 대비 구리(Cu)의 함량이 감소하여 과시효 처리 시, T 상의 부피분율 감소에 따라 충분한 기계적 특성 발달이 어려울 수 있다.
[관계식 2]
2.0 ≤ [Zn]/[Mg] ≤ 3.7
(여기서, [Zn] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)
[Zn]/[Mg] ratio가 2.0 미만이면, 주요 강화상인 η'의 부피분율이 낮아져 전반적인 기계적 특성이 낮아질 수 있다. [Zn]/[Mg] ratio가 3.7을 초과하면, 초기 시효단계에서 더 많은 GP II영역을 형성하고, η'상으로 변태되기 위한 GP II Zone의 핵생성 에너지는 GP I Zone에서 η'으로 변태되는 것보다 훨씬 높아지기 때문에 Peak 시효처리 완료 시까지 더 많은 공정시간이 요구된다.
또한, 표 1의 화학조성 범위 내에서, 0.1 미만의 미량원소(Zr, Cr, Mn, Sc 등)가 첨가하여 결정립 미세화 및 열간소성가공 시 재결정온도를 향상시켜 표면 결정립조대화 등을 방지할 수 있다. 특히, 상기 7000계 알루미늄 합금은 7050, 7055 또는 7075 계열일 수 있다.
도 1은 상용열처리(T6, T76) 및 본 발명의 실시예에 따른 열처리 싸이클 그래프이다. Al-Zn-Mg-Cu 알루미늄 전신재 합금의 상용 T6 및 T76 처리와 본 발명의 실시예에 따른 신규 2단 시효(New Double Aging, NDA) 처리의 제조방법을 설명하기 위한 열처리 싸이클로서, 모든 조건에서 용체화처리는 유사 조건으로 수행되는 것을 알 수 있다. 용체화처리 온도는 Zn 함량의 고용 한계선에 따라 470 내지는 520℃ 범위에서 수행될 수 있으며, 유지시간은 소재의 두께에 따라 0.5 내지 8시간 동안 유지될 수 있다.
최종 열처리 기호는 후속 시효처리 공정 방법에 따라 결정될 수 있다. 먼저 T6 처리의 경우 일반적으로 비교적 낮은 온도 구간(110 내지 125℃)에서 단일 시효(Single Aging, SA)로 수행되며, 소재의 최대 강도를 구현할 수 있는 열처리 방법이다.
T76 처리의 경우 2단 시효(Double Aging, DA)로 처리되며 제1 시효처리보다 제2 시효처리 온도가 높고, 긴 유지시간을 갖는 것이 특징이다. T76 처리의 경우 소재의 최대 강도 지점보다 과시효처리하여 강도를 감소시키고, 응력부식균열 저항성을 향상시킬 수 있는 열처리 방법이다.
마지막으로 신규 2단 시효(New Double Aging, NDA) 처리의 경우 T76 처리와 마찬가지로 과시효처리를 목적으로 수행하나 제1 시효처리 유지시간이 제2 시효처리 유지시간보다 긴 것을 특징으로 하는 2단 시효처리로써, 강도는 T6 수준으로 유지하면서도 응력부식균열 저항성을 향상시킬 수 있는 열처리 방법이다.
본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 전기전도도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 크고, 본 발명에 따른 열처리 방법으로 상기 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 항복강도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 크다.
또한, 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 열처리된 소재의 응력부식균열 저항성이 상용 2단 시효처리 시 보다 향상된다.
본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금은 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 열처리될 수 있으며, 33.0%IACS 이상의 전기전도도, 550MPa 이상의 항복강도 및 600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄합금의 열처리 방법에 따르면, 응력부식균열 저항성 향상을 위해 과시효처리하는 단계에서 수반되는 기계적 특성의 감소 문제를 해결하여, T6 조건 대비 동등 이상의 강도특성과 우수한 응력부식균열 저항성을 갖는 전신재 알루미늄 소재를 제조할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조예 및 실험예를 기재한다. 그러나, 이들 제조예 및 실험예는 본 발명의 구성 및 효과를 보다 구체적으로 설명하기 위한 것으로 본 발명의 범위가 이에 한정되는 것은 아님을 명시한다.
표 1은 서로 다른 조성을 갖는 Al-Zn-Mg-Cu 합금의 제조예를 나타낸 표이다.
Cu Mg Zn Zr Ti *) REE Al 비 고
제조예1 1.70 2.2 6.40 0.08 0.08 0.10 Rem. 압연판재
제조예2 2.17 2.06 6.03 0.11 0.03 - Rem. 압출각재
제조예3 1.69 2.68 5.75 - 0.03 - Rem. 압출각재
*) REE : Rare earth element, Sc
일 제조예는 Al-Zn-Mg-Cu 알루미늄 전신재 합금 내 [Zn]/[Cu] 값이 2.5 내지 4.0 범위, [Zn]/[Mg] 값이 2.0 내지 3.7 범위에 있는 알루미늄 합금 전신재에 관한 것이다.(여기서, [Zn], [Cu] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)
제조예 1 내지 3의 조성으로 용해 및 합금하여, D.C 반연속 주조를 통해 빌렛 및 슬래브로 제작하였으며, 후속 열간소성가공 공정을 거쳐 전신재로 제작하였다. 제조예 1은 열간압연을 통해 제작된 34 mm(t)의 압연판재이다. 제조예 2와 3은 열간압출을 통해 제작되었으며, 각각 25 mm(t), 130 mm(t)의 압출각재이다.
표 2는 각 열처리 실시형태별 세부 조건을 나타내는 표이다.
조성 구분 Temper 용체화처리 Aging
1단 2단
온도
(℃) 		유지시간
(hr) 		온도
(℃) 		유지시간
(hr) 		온도
(℃) 		유지시간
(hr)
제조예1 비교예1 SA(T6) 490 2 121 24 - -
비교예2 DA(T76) 121 5 163 18
비교예3 R_DA 163 18 121 5
실시예1 NDA 121 18 163 5
제조예2 비교예4 SA(T6) 492 2 121 24 - -
비교예5 DA(T76) 121 6 163 17
실시예2 NDA 121 17 163 6
제조예 3 비교예6 SA(T6) 488 5.5 121 24 - -
비교예7 DA(T76) 121 4 163 20
실시예3 NDA 121 20 163 4
표 2는 본 발명에서의 실시예 및 비교예에 따른 각 실시형태별 세부 열처리 조건을 보여준다. 모든 제조예에 대하여, 용체화처리를 실시한 후, 각각 비교예 및 실시예에 따라 인공 시효처리를 실시하였다. 먼저 SA(T6) 조건은 121℃ 온도에서 24시간 유지되는 1단 시효처리를 적용하였다. DA(T76) 및 NDA 처리는 2단 시효처리를 적용하였다. DA(T76) 처리의 경우 AMS 2772 규격 내에 명시된 상용조건 범위 내에서 실시되었으며, NDA의 경우 DA(T76) 처리와 단계별 온도 조건은 동일하게 설정하고, 제1 시효처리를 장시간 처리하고, 제 2 시효처리는 비교적 단시간으로 처리하였다.
표 3은 각 열처리 실시형태별 열처리에 따른 인장특성을 비교한 표이다.
조성 Temper 구분 시편방위 인장강도
(MPa) 		항복강도
(MPa) 		연신율
(%)
제조예1 SA(T6) 비교예1 L 621.5 565.0 12.5
DA(T76) 비교예2 L 573.9 530.2 10.9
R_DA 비교예3 L 579.6 539.9 10.8
NDA 실시예1 L 617.5 582.2 10.7
제조예2 SA(T6) 비교예4 L 650.8 577.8 14.1
DA(T76) 비교예5 L 599.2 559.6 12.2
NDA 실시예2 L 651.2 624.9 11.2
제조예3 SA(T6) 비교예6 L 620.7 555.5 12.4
DA(T76) 비교예7 L 584.5 530.4 10.8
NDA 실시예3 L 607.9 560.6 10.6
모든 제조예 조건에서 SA(T6) 처리 시, 비교적 높은 최대인장강도 및 연신율 특성을 나타냈다. DA(T76) 처리 시, 인장강도 및 항복강도는 SA(T6) 조건 대비 최대 약 7.9%, 6.2% 감소된 강도특성을 나타냈으며, 인장강도 및 항복강도가 유사한 비율로 감소되는 것으로 확인되었다.
한편 NDA 처리 시에는 DA(T76) 처리 대비 향상된 인장강도 특성을 나타냈으며, SA(T6) 처리와 비교해도 동등한 수준의 강도특성을 나타내는 것으로 확인되었다. 항복강도의 경우 NDA 처리의 경우, SA(T6) 처리보다 최대 8% 이상 향상된 수치를 나타내는 것으로 확인되었다.
제조예 1 내지 3에 있어서, SA(T6) 조건 대비 NDA 조건에서의 항복강도 증가율은 각각 3.04%, 8.15% 및 0.92%로 제조예 2가 가장 높은 증가율을 나타냈으며, 제조예 3의 증가율이 가장 낮은 것으로 확인되었다.
해당 결과를 통해, NDA 처리 시 과시효처리 조건임에도 SA(T6) 조건에 준하는 인장강도를 유지하면서 보다 향상된 항복강도를 확보할 수 있는 열처리 조건임을 확인할 수 있다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 전기전도도 결과 그래프이다. 전기전도도는 과시효처리됨에 따라 석출물의 밀도 및 사이즈 변화에 따라 증가되는 경향을 나타내며, 전기전도도 값은 응력부식균열 저항성을 확인할 수 있는 간접지표로 활용되고 있다.
제조예 1 내지 3 모두 DA(T76) 처리 시 가장 높은 전기전도도를 나타냈으며, SA(T6) 처리 시 가장 낮은 전기전도도 수치를 나타내는 것으로 확인되었다. NDA 조건의 경우, SA(T6)와 DA(T76)의 중간값을 나타내고 있는데 이는 SA(T6) 조건과 유사한 강도 수준을 가지면서도 향상된 전기전도도 특성을 갖는 것으로 볼 수 있으며, 응력부식균열 저항성이 향상될 수 있다는 점을 잘 보여주는 결과이다.
도 3은 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건별 석출물 분포를 나타내는 TEM 미세조직 이미지 결과이다. 먼저 SA(T6) 조건의 경우 알루미늄 기지 내에 매우 미세한 석출물이 높은 밀도로 발달하고 있는 것을 볼 수 있다. DA(T76) 처리 시에는 과시효처리에 의해 기지 및 결정립계의 석출물이 성장되고 밀도가 낮아지는 것을 볼 수 있다. NDA 조건은 SA(T6) 조건 대비 석출물의 사이즈는 다소 성장되어 있으나 DA(T76) 조건보다는 확연히 미세한 석출물 발달을 나타내는 것으로 관찰되었다.
도 4는 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건에 따른 석출물 사이즈를 나타낸 그래프이다. 제조예 1 대해 각 열처리 조건별 결정립 내부와 결정립계에서의 석출물 사이즈를 정량화하여 나타내었다. SA(T6) 조건은 결정립 내부와 결정립계에서 모두 가장 미세한 석출물 사이즈를 나타냈으며, DA(T76) 조건이 가장 조대한 석출물 사이즈를 갖는 것으로 분석되었다. NDA 조건은 SA(T6)와 DA(T76) 조건 사이의 석출물 사이즈 발달을 나타내고 있는데, 이는 앞서 설명된 인장시험 결과와도 잘 일치되는 경향으로 열처리 조건 별 강도특성 발달이 석출물의 사이즈 발달에 밀접한 관련이 있는 것으로 이해할 수 있다.
한편 SA(T6)와 DA(T76) 조건에서는 결정립계 주변으로 5 내지 10 nm의 무석출대(Precipitation free zone, PFZ)가 발달하고 있는 반면 NDA 조건에서는 결정립계 주변으로도 높은 밀도로 석출물이 발달하는 것으로 분석되었으며, 결정립계 주변의 무석출대 영역의 감소가 NDA 조건에서의 항복강도 향상에 영향을 준 것으로 판단된다.
도 5는 SCC 시험편 도면이고, 도 6은 본 발명의 실시예 및 비교예에 SCC 시험 중 일자별 시편 사진이다.
표 4는 제조예 1에 대한 열처리 후 SCC 시험 상세 조건 및 결과를 나타내는 표이다. 각 조건별 열처리된 소재에서 도 5에 따라 시험편을 채취하여 ASTM G47에 따라 SCC 시험을 실시하였다.
조성 Temper 구분 시편방위 노출환경 노출시간 SCC 발생시간
제조예1 SA(T6) 비교예1 LT 3.5 wt.% NaCl
/ 489 MPa		 20 일 72 시간
DA(T76) 비교예2 LT 3.5 wt.% NaCl
/ 478 MPa		 미파단
NDA 실시예1 LT 3.5 wt.% NaCl
/ 522 MPa		 미파단
각 시험편을 항복강도의 95% 수준의 비교적 가혹한 환경으로 정적 하중을 인가한 상태에서 3.5wt% NaCl 환경에 20일간 노출시켜 응력부식균열 발생 시간을 확인하였다. 시험결과 SA(T6) 조건은 노출 3일째에 표면에 균열이 발생되어 20일까지 점진적으로 성장한 것으로 확인되었다. 이는 SA(T6) 조건이 매우 취약한 응력부식균열 저항성을 나타냄을 알 수 있는 결과이다. DA(T76)와 NDA 조건에서는 20일까지 균열이 발생되지 않았다. 이를 통해 SA(T6) 조건의 취약한 응력부식균열 저항성을 확인함과 동시에 2단 시효를 통해 응력부식균열 저항성이 상대적으로 향상됨을 확인하였다.
도 7은 본 발명의 제조예 1의 열처리 조건에 따른 SCC 실시 후 시편 단면 사진이다. 제조예 1에 대하여 실시예 및 비교예에 따른 열처리 후 SCC 시험 후 파단되지 않은 DA(T76) 및 NDA 조건의 단면 사진을 보여준다. DA(T76)와 NDA 조건 모두 단면에서 응력부식균열은 관찰되지 않았으나, DA(T76)의 경우 표면에서 소재 내부로 다수의 공식(Pitting)이 발생된 것이 관찰되었다. 한편 NDA 조건의 경우 표면에서 유의미한 공식(Pitting)의 흔적은 관찰되지 않았다. 일반적으로 응력부식균열은 DA(T76)에서 관찰된 공식(Pitting) 영역에서 시작되는 점으로 볼 때, NDA 조건이 응력부식균열 저항성 측면에서보다 양호한 조건으로 판단된다.
표 5는 SCC 시험 후 인장시험 결과를 나타내는 표이다.
조성 구분 시편
방위 		노출환경 인장강도
(MPa) 		인장강도
감소율(%) 		항복강도
(MPa) 		항복강도
감소율(%) 		연신율
(%) 		연신율
감소율(%)
제조예1 비교예1 LT 대기 576.7 - 515.3 - 15.6 -
3.5% NaCl 평가 3일차 SCC 발생, 후속 인장시험 미실시
비교예2 LT 대기 541.7 -5.095% 503.2 -3.915% 15.0 -64.0%
3.5% NaCl 514.1 483.5 5.4
실시예1 LT 대기 578.4 -4.875% 549.5 -4.513% 14.2 -46.5%
3.5% NaCl 550.2 524.7 7.6
표 5에서 인장강도 감소율(%), 항복강도 감소율(%) 및 연신율 감소율(%)은 각각 아래와 같이 계산되었다.
인장강도 감소율(%) = 인장강도(대기) - 인장강도(3.5% NaCl) / 인장강도(대기)
항복강도 감소율(%) = 항복강도(대기) - 항복강도(3.5% NaCl) / 항복강도(대기)
연신율 감소율(%) = 연신율(대기) - 연신율(3.5% NaCl) / 연신율(대기)
위와 같이 표 5는 본 발명의 제조예 1에 대해 실시예 및 비교예에 따른 열처리 후 SCC 시험 전 시편과 SCC 시험 후 미파단 된 DA(T76) 및 NDA 시편의 인장시험 결과와 SCC 시험 전/후의 증감율을 보여준다. SA(T6) 조건의 경우 SCC 시험 후 Unloading 과정에서 완전히 파괴되어 후속 인장시험은 실시하지 않았다. DA(T76) 및 NDA 조건의 SCC 전/후 인장시험 결과 인장강도 및 항복강도는 열처리 조건에 관계없이 약 4 내지 5%로 유사한 범위로 감소되는 것으로 확인되었다.
반면 연신율의 경우 DA(T76)는 약 64%, NDA는 46.5% 감소되었으며, NDA에서 더 낮은 연신율 감소율을 나타냈다. 이는 도 7에서 확인된 SCC 후 공식(Pitting) 발생 거동에 기인되는 결과로 사료된다. 결과적으로 NDA 조건이 SCC 시험 후에도 DA(T76)대비 더 높은 강도 및 연신율을 나타내며, 공식(Pitting) 저항성 또한 우수한 것으로 확인되어 강도 향상과 더불어 응력부식균열 저항성 확보에 적합한 열처리 조건임을 확인할 수 있다.
도 2와 같이 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 2차 시효처리한 알루미늄 합금(NDA)의 전기전도도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금(SA(T6))의 최대치보다 클 수 있다.
또한, 도 2 및 표 3에 나타난 것과 같이 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금은 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 열처리(NDA)될 수 있으며, 33.0%IACS 이상의 전기전도도, 550MPa 이상의 항복강도 및 600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
더불어 표 5와 도 7과 같이 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법으로 열처리된 소재(NDA)의 응력부식균열 저항성이 상용 2단 시효처리(DA(T76)) 시 보다 향상될 수 있다.
위와 같이 본 발명에 따른 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄합금의 열처리 방법에 따르면, 응력부식균열 저항성 향상을 위해 과시효처리하는 단계에서 수반되는 기계적 특성의 감소 문제를 해결하여, SA(T6) 조건 대비 동등 이상의 강도특성과 우수한 응력부식균열 저항성을 갖는 전신재 알루미늄 소재를 제조할 수 있다.

Claims (10)

  1. Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법에 있어서,
    하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 7050, 7055 또는 7075 계열의 7000계 알루미늄 합금을 용체화처리하는 단계; 및
    상기 용체화처리한 합금을 인공 시효처리하는 단계를 포함하되,
    상기 용체화처리 단계는 470 내지 520℃에서 0.5 내지 8시간 동안 유지하고 20 내지 65℃에서 수냉하고,
    상기 인공 시효처리 단계는,
    110 내지 125℃에서 15 내지 25시간 동안 유지하는 1차 시효처리 단계; 및
    150 내지 170℃에서 4 내지 8시간 동안 유지하는 2차 시효처리 단계를 포함하고,
    상기 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 전기전도도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 큰 것을 특징으로 하는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법.
    [관계식 1]
    2.5 ≤ [Zn]/[Cu] ≤ 4.0
    (여기서, [Zn] 및 [Cu]는 해당 합금원소의 중량% 이다.)
    [관계식 2]
    2.0 ≤ [Zn]/[Mg] ≤ 3.7
    (여기서, [Zn] 및 [Mg]은 해당 합금원소의 중량% 이다.)
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 제1항에 있어서,
    상기 2차 시효처리한 알루미늄 합금의 항복강도는 1차 시효처리한 알루미늄 합금의 최대치보다 큰 것을 특징으로 하는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금의 열처리 방법.
  6. 삭제
  7. 제1항 및 제5항 중 어느 한 항에 기재된 방법에 따라 열처리된 7000계 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금.
  8. 제7항에 있어서,
    33.0%IACS 이상의 전기전도도를 갖는 것을 특징으로 하는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금.
  9. 제7항에 있어서,
    550MPa 이상의 항복강도를 갖는 것을 특징으로 하는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금.
  10. 제7항에 있어서,
    600MPa 이상의 인장강도를 갖는 것을 특징으로 하는 Al-Zn-Mg-Cu계 알루미늄 합금.
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