KR20010022600A - 용접 구조체 및 브레이징 적용에 대한 고강도 알루미늄-마그네슘-아연-실리콘 합금 - Google Patents

용접 구조체 및 브레이징 적용에 대한 고강도 알루미늄-마그네슘-아연-실리콘 합금 Download PDF

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Abstract

본 발명은 용접 구조체 및 브레이징 적용에 대한 고강도 Al-Mg-Zn-Si 합금에 관한 것으로서, 플레이트, 시트 또는 압출의 형태로 Mg 0.5 - 1.5wt%, Zn 0.1 - 3.8wt%, Si 0.05 - 1.5wt%, Mn 0.2 - 0.8wt%, Zr 0.05 - 0.25wt%, Cr 최대 0.3wt%, Cu ＜ 0.3wt%, Fe 최대 0.5wt%, Ag 최대 0.4wt%, Ti 최대 0.2wt%, 나머지는 Al 및 불가피한 불순물의 조성을 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

용접 구조체 및 브레이징 적용에 대한 고강도 알루미늄-마그네슘-아연-실리콘 합금{HIGH STRENGTH Al-Mg-Zn-Si ALLOY FOR WELDED STRUCTURES AND BRAZING APPLICATION}
Al-Mg-Si 합금의 압출 및 롤 제품은 선박 구조체 및 다른 큰 용접 구조체 적용에 폭넓게 이용되고 있다. 선박의 경우에 있어서는, AA6082 합금이 주요 선체 및 대규모 구조체에 이용되고 있다. AA6082 합금이 갖는 이점은 상업적으로 이용가능한 가장 강한 선박 등급 합금으로 폭넓게 이용되고 있는 것이다. 그러나, 이 합금은 압출의 경우에 낮은 압출능(AA6063와 비교하여), 용접후의 저강도(7XXX와 비교하여) 및 담금질 민감성등의 결점을 나타낸다. 압출에 있어서, 이 합금의 감소된 압출능은 이 합금을 이용하여 생산된 제품의 형상 및 프로파일의 최소 벽 두께를 제한한다. AA6082 중의 Mg 또는 Si 또는 Mn 값의 어떠한 증가는 압출능의 과도한 감소를 일으킨다. 상업적으로 이용가능한 7XXX 시리즈 합금이 용접 상태에 있어서 AA6082 보다 더 강하지만, 열영향부에서의 심한 부식에 의해 선박 합금으로써는 충분하지 않다. 7XXX 시리즈 합금에서의 응력부식을 제어하는 공지된 방법중의 하나는 Zn 및 Mg 값을 감소시키는 것이다. 그러나, 이는 용접 및 비용접의 양 조건에서 실질적인 강도 손실을 가져온다. 7XXX 시리즈 합금에 0.4wt% 이상으로 Cu를 부가하는 다른 공지된 방법은 내피팅성을 저하시킨다. AA6082 보다 더 나은 압출능과 용접후에 압출 및 롤 제품으로서 AA6082와 비슷한 내식성을 갖는 6XXX 또는 7XXX 시리즈 합금은 현재 존재하지 않는다.
알루미늄 열교환기를 생산하기 위한 브레이징 적용에 있어서는 3XXX 시리즈 코어 합금 및 4XXX 시리즈 합금의 클래딩을 조합한 클래드 제품이 폭넓게 이용되고 있다. 스탬프된 부품의 기계적 조립후에 이들 열교환기는 진공 또는 플럭스 제어 분위기에서 브레이징되며, 그들의 공정 조성물에 의해 4XXX 시리즈 합금이 용융된다. 3XXX 시리즈 합금은 브레이징 후에 고체로 잔류하지만 브레이징 동안 600℃로의 노출에 의해 매우 낮은 강도로 연화된다. 코어 합금의 이들 낮은 특성은 열교환기의 최소 두께 및 중량을 한정한다. 따라서, 브레이징 후에 더 높은 강도를 가지는 합금이 유용하다. 이러한 합금은 브레이징 온도의 적어도 약간 위의 용융 범위를 가져야 한다. 코어 합금은 브레이징 후에 염 분위기에서 본질적인 양호한 내식성을 가져야만 한다. 이러한 부식 경향은 브레이징 동안 클래드 4XXX 시리즈 합금의 Si 확산에 의해 영향을 받는다. 즉, 비재결정 또는 팬케이크 구조체를 유지하거나 또는 다른 미크로 조직 수단에 의해 과도한 Si 확산을 피한 합금이 유용하다.
Al-Mg-Zn-Si 합금의 어떤 다른 구성은 이하에서 기술하는 종래 기술에서 찾아볼 수 있다.
유럽특허 0173632호에는 본질적으로 비재결정인 미크로 조직을 가지며 높은 Cu값을 갖는 압출 또는 롤 제품에 대한 합금이 개시되어 있다. 화학적 조성은 다음과 같다.
Si 0.9 - 1.2wt%
Mg 0.7 - 1.1wt%
Mn 0.25 - 0.75wt%
Cu 0.30 - 1.1wt%, 바람직하게는 0.8 - 1.0wt%
Zr 0.07 - 0.20wt%
Zn 0.10 - 0.70wt%, 바람직하게는 0.30 - 0.60wt%
Fe ＜ 0.30wt%
나머지는 Al.
국제공개공보 96/12829호에는 강화된 결정립rks 내부식성을 갖는 T6-템퍼의 AlSiMgCu 합금제품의 생산방법이 개시되어 있다. 제품의 화학적 조성은 다음과 같다.
Si 0.7 - 1.3wt%
Mg 0.6 - 1.1wt%
Mn 0.3 - 0.8wt%
Cu 0.5 - 1.1wt%
Zr ＜ 0.20wt%
Fe ＜ 0.30wt%
Zn ＜ 1.0wt%
Ag ＜ 1.0wt%
Cr ＜ 0.25wt%
나머지는 Al 및 Mg/Si ＜ 1.
Mg/Si ＜ 1은 소망 내부식성 값을 얻는데 요구되며, 높은 Cu 함량은 소망 강도 값을 얻는데 요구되며 합금의 열안정성을 얻는데 요구된다. 예들을 비교하면, 최대 Zn 함량은 0.15% 및 Cu 함량은 0.8% 또는 그 이상이다.
본 발명은 Al-Mg-Zn-Si 합금에 관한 것으로서, 특히 압출, 플레이트, 코일 또는 시트등의 반제품 형태로 용접 또는 브레이징 구조체에 사용하기에 적합한 Al-Mg-Zn-Si 합금에 관한 것이다. 예를 들면, 본 발명의 압출은 쌍동선(catamarans)또는 모노훌(monohull) 형태와 같은 해양수송용 배의 용접 구조체에 이용가능하며, 또한 다리 및 근해 구조체등에 이용가능하다. 코일 및 시트 제품의 예는 열교환기에 브레이징되는 브레이징 시트용 코어 합금으로써 이용될 수 있다. 시트는 6㎜ 미만의 두께, 즉 0.5㎜의 두께를 가질 수 있다. 본 발명의 합금 플레이트는 배, 근해 구조체, 사일로, 다리 및 장갑차등의 구조체에 이용될 수 있다. 플레이트는 수 ㎜, 즉 5㎜에서 400㎜까지의 두께를 가질 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 합금은 용접 필러 와이어로써 이용될 수 있다.
본 발명의 목적은 표준 AA6082 합금과 비교하여 용접 상태에서 실질적으로 개선된 강도를 가지며 표준 AA6082 합금과 적어도 동등한 내부식성을 갖는 롤 제품 또는 압출 Al-Mg-Zn-Si 합금을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 목적은 AA6082와 적어도 동등한 연성, 용접성, 및 성형성을 갖는 롤 제품 또는 압출 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 표준 3XXX 시리즈 합금, 즉 AA3003과 비교하여 브레이징 후에 실질적으로 개선된 강도를 갖는 롤 제품 또는 압출 Al-Mg-Zn-Si 합금을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 목적은 브레이징 온도 이상의 용융구역을 갖고, 양호한 내부식성 및 표준 3XXX 시리즈 합금과 적어도 동등한 연성, 용접성(브레이징 전에 튜브 제품을 생산하기 위한) 및 성형성을 갖는 롤 제품 또는 압출 합금을 제공하는 것이다.
본 발명에 따르면, 플레이트 또는 시트 또는 압출 형태로 이하의 조성을 갖는 Al-Mg-Zn-Si 합금을 제공한다.
Mg 0.5 - 1.5wt%
Zn 0.1 - 3.8wt%
Si 0.05 - 1.5wt%
Mn 0.2 - 0.8wt%
Zr 0.05 - 0.25wt%
Cr 최대 0.3wt%
Cu ＜ 0.3wt%
Fe 최대 0.5wt%
Ag 최대 0.4wt%
Ti 최대 0.2wt%
나머지는 Al 및 불가피한 불순물.
본 발명에 의하면, AA6082보다 더 높은 강도를 갖는 플레이트 또는 압출 합금을 제공할 수 있으며, 특히 합금의 용접 조인트는 표준 AA6082보다 더 높은 강도를 가지면서 양호한 내부식성을 유지할 수 있다.
본 발명은 또한 표준 3XXX 시리즈 합금보다 더 높은 포스트-브레이징 강도를 갖는 시트 또는 압출 합금을 제공한다.
본 발명은 또한 합금 세트의 적어도 하나의 용접 플레이트 또는 압출을 갖는 용접 구조체를 구성한다. 바람직하게는 용접의 내력는 적어도 135MPa이다.
본 발명은 또한 합금 세트의 적어도 하나의 시트 또는 압출을 갖는 브레이징구조체를 구성한다. 합금은 적어도 70MPa, 바람직하게는 적어도 90MPa의 내력의 포스트-브레이징 상태를 얻을 수 있다.
본 발명의 이용가능한 개선된 특성, 특히 용접 상태 및 포스트-브레이징 상태에서의 높은 강도값은 GP 구역, MgZn2형 및 Mg2Si형 침전물의 미세한 분산의 조합 뿐만 아니라 Mg와 Zn 용질 및 Al3Zr 디스퍼소드로 얻어진다. 응력부식균열, 특히 압출에서의 Zn 추가의 해로운 효과는 3.8wt% 이하로 Zn값을 유지하고 고용체내의 Si 및 Cu값을 적절하게 조합하는 것에 의해 상쇄된다.
본 발명의 합금 플레이트, 코일 및 시트는 예열, 열간압연, 중간 어닐링 또는 중간 어닐링없는 냉간압연 및 선택된 조성물의 Al-Mg-Zn-Si 합금 슬래브의 마무리 열처리에 의해 제조될 수 있다. Al-Mg-Zn-Si 합금의 제품은 로에 의해 또한 제조될 수 있다.
조건은 400 - 600℃의 균질화 온도 및 36시간 이하의 균질화 시간이 바람직하다. 열간압연에서의 예열은 전형적으로 350 - 600℃에서 실행된다. 마무리 및 중간 어닐링이 요구되면, 200 - 550℃의 온도 및 5분에서 20시간동안 실시하는 것이 바람직하다. 인공 시효는 75 - 250℃의 온도에서 단일 또는 다중 단계 사이클을 이용하여 실행될 수 있다.
본 발명의 합금 압출은 예열, 압출 및 선택된 조성물의 Al-Mg-Zn-Si 합금 빌릿의 어닐링에 의해 제조될 수 있다. 조건은 400 - 600℃ 범위의 예열 및 400 - 600℃ 이하의 균질화 시간이 바람직하다. 압출 온도는 350 - 600℃, 다이로부터 배출되는 압출 부분은 물 또는 공기 담금질될 수 있다. 합금의 압출은 롤 제품과 유사하게 T4 및 T6과 같은 공지된 템퍼로 연속적으로 열처리될 수 있다. 그러나, 다이로부터 배출된 후에 용체화처리 미크로 조직을 얻는 것도 가능하다. 이러한 경우에 있어서, 프로파일은 T6 템퍼를 생산하기 위한 인공 시효만이 필요하다. 압출은 평탄도를 개선하도록 스트레칭될 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금의 합금 요소 및 처리 조건의 제한이유는 아래와 같다. 모든 조성은 중량 퍼센트이다.
Mg : Mg는 Zn과 Si와 조합하여 본 발명에 따른 합금에 기본 강도를 제공한다. Mg값이 0.5% 이하이면 용접 상태에서의 충분한 강도를 제공하지 못한다. 그러나, Mg값이 1.5%를 초과하면 본 발명에 따른 합금은 AA6082 합금보다 더 나은 압출능을 가지지 못한다. Mg의 바람직한 값은 제조성 및 강도를 비교하면 0.5 - 1.0%이다.
Zn : Zn은 Mg와 조합하여 본 발명에 따른 합금의 용접성의 열영향부에서의 침전/GP 구역을 형성하는 요소이기 때문에 합금내에서의 중요한 강도 요소이다. 또한, Zn은 합금의 내부식성에 기여한다. 열영향부에서의 강도를 최대한으로 증가시키기 위해, Zn/Mg 비율은 5 또는 그 이상이 바람직하다. Zn값이 0.1% 이하이면 6082 합금과 동등한 충분한 입간 내부식성을 제공할 수 없다. 강도를 최대한으로 증가시키기 위한 Zn값의 하한은 1.0%가 바람직하며, 더욱 바람직하게는 1.5%이다. Mg 및 Zn의 더 높은 값이 강도 관점에서는 바람직하지만 용접부에서의 응력부식을 회피하기 위해서는 3.8% 이하가 바람직하다.
Si : Si는 비용접 상태에서 본질적으로 본 발명에 따른 합금의 강도에 중요한 기여를 하는 Mg2Si를 형성한다. 합금내의 Si값은 조립 Al-Fe-Si상 입자를 형성하는데(주조동안) 요구되는 여분이 존재하여야 하며 열영향부에서의 충분한 MgZn2상 입자의 형성을 허용하여야 한다. 용접 및 압출 적용을 위한 Si는 0.1 - 1.0%가 바람직하며, 브레이징 적용을 위해서는 0.05 - 0.75%가 바람직하다.
Mn : Mn은 MnAl6디스퍼소드를 형성하기 때문에 합금의 강도에 대한 중요한 첨가물이다. 0.8% 이상은 압출능을 감소시키기 때문에, 본 발명에 따른 Mn값은 0.8%를 초과하지 않아야 하며, 바람직하게는 0.2 - 0.6%이다.
Zr : Zr은 합금의 가공경화 템퍼에서의 강도를 달성하는데 중요하다. 또한, Zr은 합금의 플레이트 또는 압출의 용접동안의 균열 저항성에 중요하다. 0.25% 이상의 Zr값은 합금 플레이트의 굽힘성의 제조 용이성을 감소시키는 조립 침상 1차 입자를 발생시키는 경향이 있어, Zr값은 0.25% 이하여야 한다. Zr의 최소값은 0.05%이며, 가공경화 템퍼에서의 충분한 강도를 제공하기 위해서는 0.10 - 0.20%가 바람직하다.
Cr : Cr은 합금의 내부식성을 개선한다. 그러나, Cr은 Mn과 Zr의 용해도를 제한한다. 따라서, 조립 초정의 형성을 피하기 위해 Cr값은 0.3% 이하여야 한다. 바람직하게는 Cr은 0 - 0.15%이다.
Cu : Cu는 0.3% 이하여야 한다. Cu값이 0.3% 이상이면, 본 발명의 롤 제품 또는 압출 합금의 부적절한 내부식성을 상승시킨다. 바람직한 Cu값은 0.1% 이하이다.
Fe : Fe는 주조동안 Al-Fe-Mn 화합물을 형성하며, Mn, Fe값이 0.5% 이상이면 본 발명의 합금의 용접 조인트의 피로 수명을 감소시키는 조립 초정 입자를 형성한다. 바람직한 Fe값은 0.15 - 0.30%이다.
Ag : Ag는 합금내에 최대 0.4%, 바람직하게는 적어도 0.05%로 선택적으로 포함될 수 있으며, 내응력부식성을 더 개선한다.
Ti : Ti는 본 발명의 합금을 이용하여 생산된 잉곳 및 용접 조인트의 고형화동안 결정 미세화제로써 중요하다. 그러나, Zr과 조합하여 바람직하지 못한 조립초정을 형성한다. 이를 회피하기 위해, Ti값은 0.2% 이하여야 하며, 바람직하게는 0.1% 이하이다. 적절한 최소값은 0.03%이다.
나머지는 Al 및 불가피한 불순물이다. 전형적으로, 불순물 요소는 최대 0.05%로 존재하며, 전체 불순물의 양은 최대 0.15%이다.
본 발명의 제품을 제조하는 방법을 이하에서 기술한다.
선택된 조성의 Al-Mg-Zn-Si 합금 잉곳의 주조는 종래의 반연속 주조방법, 즉 DC 주조 및 전자 주조를 이용하거나 또는 종래의 연속주조방법에 의해 달성된다.
종래의 주조방법을 이용시, 열간압연 공정을 생략할 수 있다.
열간압연전의 균질화는 단일 또는 다중 단계로 400 - 600℃ 온도에서 통상적으로 실행된다. 예열은 주물재료에서의 합금 요소의 분리를 감소시킬 수 있다. 처리가 400℃ 이하에서 수행된다면, 균질화 효과는 불충분하게 된다. 더우기, 잉코트의 변형 저항의 실질적인 증가에 의해, 산업적 열간압연이 400℃ 이하에서는 어렵다. 온도가 600℃ 이상이면, 공정 용융이 바람직하지 못한 세공 형성을 일으킬 수 있다. 상기 예열처리의 바람직한 시간은 1 내지 36시간이다. 열간압연에서의 예열은 전형적으로 350 - 600℃에서 실행된다.
플레이트 열간압연에 대해, 마무리 두께는 8㎜ 이하가 바람직하다. 열간압연후에 8㎜ 이하 및 20 - 70% 냉간압하율이 바람직하다. 시트의 마무리 두께에 중간 어닐링 또는 마무리 템퍼 어닐링이 필요하다면, 전형적으로 200 - 550℃에서 5분 내지 10시간동안 실행된다. 자연 또는 인공시효된 템퍼(즉, T3/T351 resp. T6/T651) 용체화처리는 재료의 두께에 따라 350 내지 550℃에서 3시간까지 실행된다. 급랭은 공기 또는 물 담금질로 통상 즉시 실시하는 것이 바람직하다. 제어된 스트레칭이 평탄도를 달성하고 잔류응력 감소 또는 강도 또는 그들의 모두를 개선하기 위해 후속될 수 있다. 인공시효는 75 내지 250℃에서 강도 및 내부식성의 특성을 최적으로 하기 위해 실행될 수 있다.
코일 제품은 열간압연 플레이트와 유사한 파라미터로 제 1 압연작업으로 열간압연된다. 후속하는 2차 열간압연 단계에 있어서, 슬래브는 약 10㎜까지의 중간 두께의 코일로 압연된다. 코일의 냉간압연은 냉간압연 시트와 유사한 파라미터로 압하율 20 - 70%로 실행된다. 또한, 시트에 대한 중간 어닐링, 어닐링, 용체화처리 또는 인공시효에 대한 파라미터가 코일에 적용될 수 있으며, 스트레칭은 통상 인장 레벨링으로 대체된다.
압출의 제조에 있어서, 균질화 단계는 400 - 600℃의 온도에서 30시간 이하로 통상 실시된다. 균질화 단계 사이클은 하나 이상의 온도에서 쇼킹(soak)을 수행할 수 있다. 다른 쇼킹이 Mg 및/또는 Zn 함유 공정 용해, Fe 함유 금속간화합물과 같은 특정 금속적 반응에 대한 필요성을 표시할 수 있다. 쇼크 온도로부터, 잉곳은 실온에서 냉각되며, 물 담금질과 같은 급랭이 압출능을 개선하는데 바람직하다.
압출전의 예열은 가스 로내에서 350 - 600℃의 온도에서 1 - 24시간으로 통상 실시되거나 또는 유도로내에서 1 -10분간 실시된다. 600℃와 같은 과도한 고온은 압출된 제품의 양호한 표면 품질을 확보하기 위해서는 피해야 한다. 압출은 이용가능한 압력에 따라 1 또는 다중 구멍 다이를 구비한 압출 프레스로 실행할 수 있다. 압출비 10 -100의 큰 변화는 0.5 - 10 m/min의 압출 속도로 적용될 수 있다.
압출 후에, 압출 부분은 물 또는 공기 담금질될 수 있다. 어닐링은 350 - 550℃의 온도로 압출된 부분을 가열하는 것에 의해 배치 어닐링 로에서 실행될 수 있으며, 압출된 부분의 인공 시효 반응이 불충분하다면 필요하다. 분리 용체화 처리 또는 압출 공정 후 바로 75 - 250℃의 온도에서 인공시효처리될 수 있다. 인공시효처리는 1 이상의 온도에서의 쇼킹으로 구성될 수 있다. 다중 쇼킹을 수반하는 인공시효가 강도 및 내부식성과 같은 최적의 특성을 달성하는데 필요할 수 있다.
본 발명에 따른 합금은 채널, 바, I 빔, 앵글 튜브, 직사각형 중공, 로드 또는 다른 조립 형상을 포함하는 어떠한 구조로 압출될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 필러 와이어로써 이용하기 위한 용접 필러 합금으로써 이용될 수 있다.
본 발명의 용접 필러 합금은 인발 와이어의 형태로 제공하는 것이 가장 바람직하다. 와이어는 예를 들면 200 -500℃의 온도에서 1 - 25 m/min로 다중 구멍 다이를 통하여 합금을 압출하는 것에 의해 제조될 수 있다. 압출된 로드는 다중 인발 단계를 이용하여 와이어로 인발될 수 있다. 알루미늄 와이어를 인발하는데 이용된 전형적인 압출비가 채용될 수 있다. 와이어 인발 동안 합금의 중간 어닐링은 250 - 550℃의 온도로 채용될 수 있다. 필요하다면, 인발 와이어는 250 -550℃의 온도에서 마무리 어닐링될 수 있다. 각각의 어닐링 단계는 10분 내지 10시간의 쇼크를 가질 수 있다. 마무리 인발 와이어의 직경은 전형적으로 0.6 - 6.0㎜이다. 또한, 와이어는 합금을 연속주조하는 것에 의해 예를 들면 원형 바의 형태로 생산될 수 있다. 바는 바로 코일링되거나 또는 압연 단계 후에 이루어질 수 있으며, 용접 필러 와이어를 생산하도록 인발된다.
실시예 1
표 1은 T4 및 T6 템퍼 재료를 생산하는데 이용된 빌릿의 화학 조성(wt%)을 나타내며, 합금 A13은 표준 합금 AA6082 범위이다. 합금 A13을 제외하고는 다른 모든 합금은 470℃에서 12시간동안 균질화처리 되었다. 합금 A13은 570℃에서 8시간동안 쇼킹되어 실온에서 연속적으로 물 냉각되었다. 빌릿은 실온에서 냉각되어 압출 빌릿은 균질화된 빌릿으로 기계에 장치되었다. 그후 압출 빌릿은 압출전에 475℃로 예열되어 압출비 1 : 27로 직접 프레스를 이용하여 평탄한 형상으로 압출되었다. 압출된 프로파일은 프레스로부터 배출되면서 공기 담금질되었다. A13 합금을 제외하고, T6 템퍼는 120℃에서 10시간동안 프로파일을 인공시효하여 생산되었다. A13 합금의 T6 템퍼는 160℃에서 8시간동안 시효하는 것에 의해 생산되었다. T4 템퍼는 50일동안 자연시효 하는 것에 의해 생산되었다. 얻어진 재료의 장력 특성 및 내부식성 특성은 표 2에 나타내었다.
표 2에 있어서, PS(MPa)는 내력, UTS(MPa)는 인장강도, 및 Elong(%)는 최대 연신율이다.
재료는 EXC0 테스트(ASTM G34)를 이용하여 내부식성을 시험하였다. N, EA, PA, PB는 EXCO 테스트를 나타내며, N은 최상의 결과를 나타낸다.
이들 결과로부터, A13 합금과 비교하여, 다른 모든 합금은 T4 템퍼에 있어서 더 강하다는 것을 알 수 있다. 일반적으로, 용접 패널의 열영향부에서의 미크로 조직은 T4 템퍼에서와 유사하다. 따라서, T4 템퍼에서의 어떠한 강도 증가는 용접 후의 열영향 구역의 강도의 증가에 대응한다. 용접 패널의 내력이 열영향부의 강도와 가깝기 때문에 본 발명에 따른 합금은 합금 A13과 비교하여 용접 상태에 있어서 더 강하게 나타난다. EXCO 테스트 결과와 T4 템퍼의 비교는 합금의 내부식성이 비슷하다는 것을 나타낸다.
실시예 2
표 3은 브레이징에 이용되어지는 코어 재료를 생산하기 위해 사용된 잉곳의 화학 조성(wt%)을 나타낸다.
브레이징을 위한 중요한 필요조건은 코어 재료가 어떠한 저융점 공정 또는 상을 가지지 않아야 하는 것이다. 주조 조건에서의 합금 시료는 시차 스캐닝 칼로미트리(DSC)를 이용하여 분석하였다. 일반적으로, 주어진 합금에서의 어떠한 저융점 공정 현상은 네가티브 피크(흡열반응)에 의해 나타나며, 용융 상은 DSC 곡선에서의 네가티브 피크로 나타난다. B3 합금의 DSC 곡선은 합금 B1 및 B2와 유사한 결과를 나타낸다. DSC 곡선에서의 어떠한 네가티브 피크의 부재는 본 발명에 따른 합금에서의 저융점 상 또는 공정이 존재하지 않는다는 것을 나타내며, 합금이 브레이징 시트 제조를 위한 코어 합금으로써 사용될 수 있다는 것을 의미한다.
합금 B1 - B3의 잉곳은 430℃로 예열되어 2.7㎜의 게이지로 열간압연되었다. 열간압연 시트는 0.4㎜로 냉간압연되었다. 냉간압연으로 얻어진 시트를 590℃에서 10분동안 노출시켜 브레이징 사이클을 시뮬레이터하였다. 이 열처리 후에 시료는 실온에서 공랭되어 장력 특성을 결정하고 이를 표 4에 나타내었다. 표 4에 있어서, PS(MPa)는 내력, UTS(MPa)는 인장강도, 및 Elong(%)는 최대 연신율이다. 표준 3XXX 시리즈 코어 합금과 비교하여, 50 - 65MPa의 포스트-브레이징 내력을 가지며, 본 발명에 따른 합금은 충분히 높은 강도를 가진다.
합금 Mg Zn Si Mn Zr Fe Cu Al
A1 0.5 2.5 0.08 0.5 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A2 0.7 3.5 0.08 0.5 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A3 0.7 3.5 0.08 0.75 0.06 0.18 ＜0.01 나머지
A4 0.7 3.5 0.08 0.25 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A5 0.7 3.5 0.08 0.5 0.12 0.17 ＜0.01 나머지
A6 0.7 3.5 0.08 0.5 0.16 0.17 ＜0.01 나머지
A7 0.5 3.5 0.08 0.5 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A8 0.7 2.5 0.1 0.5 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A9 0.7 3.5 0.1 0.5 0.06 0.25 ＜0.01 나머지
A10 0.7 3.5 0.1 0.5 0.06 0.10 0.1 나머지
A11 1.0 1.2 0.1 0.25 0.06 0.17 ＜0.01 나머지
A12 0.7 2.0 0.1 0.5 0.12 0.17 ＜0.01 나머지
A13 0.8 - 0.90 0.65 - 0.20 ＜0.01 나머지
A14 0.7 0.3 1.1 0.76 0.06 0.25 0.3 나머지
A15 0.9 1.0 0.1 0.76 0.12 0.25 ＜0.01 나머지
A16 0.8 1.5 0.08 0.76 0.12 0.17 ＜0.01 나머지
합금 T4 템퍼 T6 템퍼
PS UTS Elong(%) EXCOTEST PS UTS Elong(%) EXCOTEST
A1 151 261 17 N/EA 165 273 16 N/PA
A2 165 273 16 N/EA 186 275 17 N/PA
A3 173 285 15 N/EA 201 287 16 PA
A4 163 270 17 N 175 272 15 PB
A5 175 300 14 N/EA 220 305 12 N/PA
A6 190 310 15 N/EA 235 315 11 N/PA
A7 153 264 13 N/EA 190 275 15 PA
A8 158 270 14 N/EA 195 285 16 PA
A9 164 274 16 N/EA 182 290 18 PA
A10 169 270 17 N/EA 184 291 16 EA
A11 183 290 13 N/EA 190 295 14 PA
A12 152 252 18 N/EA 160 260 21 N
A13 140 240 17 N/EA 290 335 13 PB
A14 150 251 17 N/EA 165 318 15 PB
A15 145 243 19 N 160 268 19 N/PA
A16 147 245 18 N 164 270 21 N/PA
합금 Mg Zn Si Mn Cu Zr Fe Cr Al
B1 0.5 2.5 0.08 0.75 ＜0.01 0.12 0.17 - 나머지
B2 0.7 3.0 0.08 0.75 ＜0.01 0.12 0.17 - 나머지
B3 0.7 2.5 0.08 0.75 ＜0.01 0.12 0.18 0.10 나머지
합금 PS(MPa) UTS(MPa)
B1 90 152
B2 100 160
B3 105 162

Claims (16)

  1. 플레이트 또는 시트 또는 압출의 형태로,
    Mg 0.5 - 1.5wt%
    Zn 0.1 - 3.8wt%
    Si 0.05 - 1.5wt%
    Mn 0.2 - 0.8wt%
    Zr 0.05 - 0.25wt%
    Cr 최대 0.3wt%
    Cu ＜ 0.3wt%
    Fe 최대 0.5wt%
    Ag 최대 0.4wt%
    Ti 최대 0.2wt%
    나머지는 Al 및 불가피한 불순물의 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Mg 함량은 0.5 - 1.0wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    Mn 함량은 0.2 - 0.6wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항중 어느 한 항에 있어서,
    Zr 함량은 0.1 - 0.2wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항중 어느 한 항에 있어서,
    Fe 함량은 0.15 - 0.3wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항중 어느 한 항에 있어서,
    Cu 함량은 0.1wt% 이하인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항중 어느 한 항에 있어서,
    Zn 함량은 1.0 - 3.8wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  8. 제 7 항에 있어서,
    Zn 함량은 1.5 - 3.8wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항중 어느 한 항에 있어서,
    Zn/Mg 비율은 5 또는 그 이상인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항중 어느 한 항에 있어서,
    Si 함량은 0.1 - 1.0wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  11. 제 1 항 내지 제 9 항중 어느 한 항에 있어서,
    Si 함량은 0.05 - 0.75wt%인 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금.
  12. 제 1 항 내지 제 10 항중 어느 한 항에 따른 Al-Mg-Zn-Si 합금으로 제조된 적어도 하나의 용접 플레이트 또는 압출을 포함하는 것을 특징으로 하는 용접 구조체.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 플레이트 또는 압출의 용접의 내력은 적어도 135MPa인 것을 특징으로 하는 용접 구조체.
  14. 제 1 항 내지 제 9 항 또는 제 11 항중 어느 한 항에 따른 Al-Mg-Zn-Si 합금으로 제조된 적어도 하나의 시트 또는 압출을 포함하는 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체.
  15. 제 14 항에 있어서,
    포스트-브레이징 상태의 내력이 적어도 70MPa인 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체.
  16. 제 1 항 내지 제 11 항중 어느 한 항에 따른 Al-Mg-Zn-Si 합금을 용접 필러 합금으로써 이용하는 것을 특징으로 하는 Al-Mg-Zn-Si 합금의 용도.
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Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6579386B1 (en) * 1999-03-15 2003-06-17 Lockheed Martin Corporation Filler wire for aluminum alloys and method of welding
EP1059362B1 (en) 1999-06-11 2009-12-30 Aleris Aluminum Koblenz GmbH Aluminium extrusion alloy
US7047635B2 (en) * 2000-03-15 2006-05-23 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Connecting material and connecting method
JP2001267355A (ja) * 2000-03-17 2001-09-28 Murata Mfg Co Ltd ワイヤボンディング方法およびこのワイヤボンディング方法を用いた弾性表面波装置
ES2238584T3 (es) * 2001-07-09 2005-09-01 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Aleacion de al-mg-si de alta resistencia.
JP4101749B2 (ja) * 2001-07-23 2008-06-18 コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー 溶接可能な高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
SE0203009D0 (sv) * 2002-10-14 2002-10-14 Sapa Heat Transfer Ab High strenth aluminium fin material for brazing
FR2846669B1 (fr) * 2002-11-06 2005-07-22 Pechiney Rhenalu PROCEDE DE FABRICATION SIMPLIFIE DE PRODUITS LAMINES EN ALLIAGES A1-Zn-Mg, ET PRODUITS OBTENUS PAR CE PROCEDE
US7514155B2 (en) * 2003-07-18 2009-04-07 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh High strength aluminium alloy brazing sheet
US8283049B2 (en) * 2003-09-26 2012-10-09 Kobe Steel, Ltd. Aluminum brazing sheet
DE502005001724D1 (de) 2005-01-19 2007-11-29 Fuchs Kg Otto Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung sowie Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus dieser Legierung
US8157932B2 (en) * 2005-05-25 2012-04-17 Alcoa Inc. Al-Zn-Mg-Cu-Sc high strength alloy for aerospace and automotive castings
US20060289093A1 (en) * 2005-05-25 2006-12-28 Howmet Corporation Al-Zn-Mg-Ag high-strength alloy for aerospace and automotive castings
US8083871B2 (en) 2005-10-28 2011-12-27 Automotive Casting Technology, Inc. High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting
DE102005060297A1 (de) 2005-11-14 2007-05-16 Fuchs Kg Otto Energieabsorbtionsbauteil
US20100129683A1 (en) * 2008-11-24 2010-05-27 Lin Jen C Fusion weldable filler alloys
JP5767624B2 (ja) * 2012-02-16 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 電磁成形用アルミニウム合金中空押出材
KR101453427B1 (ko) * 2012-04-20 2014-10-23 한국생산기술연구원 열교환기용 내측 라이너 및 핀 재료
CN104245981B (zh) 2012-04-25 2017-08-11 诺尔斯海德公司 具有改进性质的Al‑Mg‑Si铝合金
CN107921585B (zh) * 2015-04-30 2019-10-22 通用汽车环球科技运作有限责任公司 铝激光焊接中的热裂纹减少
DE102015013540A1 (de) * 2015-10-19 2017-04-20 Trimet Aluminium Se Aluminiumlegierung
CA3059286A1 (en) * 2017-04-05 2018-10-11 Amag Casting Gmbh Starting material, use thereof, and additive manufacturing process using said starting material
RU2020123933A (ru) * 2017-12-21 2022-01-21 Констеллиум Икстружнз Дечин С.Р.О. Прессованная кузнечная заготовка из алюминиевого сплава серии 6xxx и способ ее производства
US10920306B2 (en) * 2018-05-09 2021-02-16 Hitachi Metals, Ltd. Aluminum alloy wire rod and producing method thereof
JP7244195B2 (ja) * 2019-07-11 2023-03-22 株式会社神戸製鋼所 ７０００系アルミニウム合金製部材の製造方法
CN113564433B (zh) * 2021-08-10 2022-06-03 江苏亚太航空科技有限公司 一种耐腐蚀的6082铝合金材料及其熔铸工艺
US11859268B2 (en) 2021-09-13 2024-01-02 Ypf Tecnologia S.A. Dissolvable magnesium alloy
CN114774743A (zh) * 2022-04-27 2022-07-22 远东电缆有限公司 一种新能源汽车用实芯铝合金导体及其制备方法
CN115233055B (zh) * 2022-07-25 2023-09-22 安徽工业大学 一种便于回收再利用的铝挤压型材及其制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE639908A (ko) * 1962-11-15
US3332773A (en) * 1965-05-12 1967-07-25 Aluminum Co Of America Welding aluminum
BE702747A (ko) * 1966-08-19 1968-02-19
SU579333A1 (ru) * 1976-02-02 1977-11-05 Предприятие П/Я Г-4361 Сплав на основе алюмини
JPS5850307B2 (ja) * 1977-02-04 1983-11-09 住友軽金属工業株式会社 中性子遮蔽効果のすぐれた構造用アルミニウム基合金
JPS594494B2 (ja) * 1977-06-06 1984-01-30 三菱マテリアル株式会社 押出加工性のすぐれた中力アルミニウム合金
JPS5465110A (en) * 1977-11-04 1979-05-25 Mitsubishi Metal Corp Bright, corrosion resistant al alloy for die casting
JPS58171546A (ja) * 1982-04-01 1983-10-08 Mitsubishi Alum Co Ltd 耐垂下性および犠牲陽極効果にすぐれた熱交換器フィン材
JPS60224741A (ja) * 1984-04-21 1985-11-09 Kobe Steel Ltd 耐孔蝕性に優れたアルミニウム合金複合材
JPS60234955A (ja) * 1984-05-08 1985-11-21 Kobe Steel Ltd 耐応力腐蝕割れ性の優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造方法
FR2568590B1 (fr) * 1984-07-31 1987-02-27 Cegedur Alliage d'aluminium type a-sg a haute resistance pour produits files ou matrices
JPH0747808B2 (ja) * 1993-02-18 1995-05-24 スカイアルミニウム株式会社 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JPH07228957A (ja) 1994-02-18 1995-08-29 Sky Alum Co Ltd 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
FR2726007B1 (fr) 1994-10-25 1996-12-13 Pechiney Rhenalu Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline
US5976278A (en) * 1997-10-03 1999-11-02 Reynolds Metals Company Corrosion resistant, drawable and bendable aluminum alloy, process of making aluminum alloy article and article

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Publication number Publication date
WO1999007906A1 (en) 1999-02-18
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