KR20110063214A

KR20110063214A - 주조 단조용 알루미늄 합금, 현가장치용 주조 단조품 및 이를 제조하는 방법

Info

Publication number: KR20110063214A
Application number: KR1020090120169A
Authority: KR
Inventors: 이태용; 김민수; 임태성; 곽기훈; 이기호; 이준영; 이문환; 박성오
Original assignee: 현대자동차주식회사; 주식회사 세명테크; 명화공업주식회사
Priority date: 2009-12-04
Filing date: 2009-12-04
Publication date: 2011-06-10
Also published as: KR101567094B1

Abstract

본 발명은 주조 단조용 알루미늄 합금에 관한 것으로서, 2 ~ 3 wt% 실리콘(Si), 0.6 ~ 0.9 wt% 마그네슘(Mg), 0.2 ~ 0.8 wt% 구리(Cu), 0.2 ~ 0.6 wt% 아연(Zn), 0.03 ~ 0.2 wt% 망간(Mn), 0.01 ~ 0.1 wt% 티타늄(Ti), 0.05 ~ 0.35 wt% 크롬(Cr), 0.001 ~ 0.05 wt% 스트론튬(Sr), 0.15 wt% 이하 철(Fe), 0.001 wt% 이하 인(P) 및 잔량의 알루미늄(Al)으로 구성된 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 상기 주조 단조용 알루미늄 합금을 이용하여 제조된 현가장치용 주조 단조품 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

주조 단조용 알루미늄 합금, 현가장치용 주조 단조품 및 이를 제조하는 방법{ALUMINUM ALLOY FOR CASTING AND FORGING, CASTING AND FORGED PRODUCT FOR SUSPENSION AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 주조 단조용 알루미늄 합금에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 주조성과 단조성이 우수하며, 고강도 및 고인성을 보유하여 복잡한 형상을 만들 수 있는 주조 단조용 알루미늄 합금에 관한 것이다.

종래, Al-Si-Mg계 주조용 합금, Al-Mg-Si계 및 Al-Cu-Mg계 단조용 합금은 적당한 강도를 겸비하여 넓은 분야에서 사용되고 있다.

이러한 종류의 합금에 있어서는, 주조용 합금으로서는 A356(AC4CH, AC4C포함), 단조용 합금으로서 6061 합금, 2011 합금이 대표적인 합금이다.

그러나, Al-Si-Mg계 주조용 합금은 용탕을 금형의 공동부(cavity)에 주탕해서 형성되기 때문에 저비용으로 복잡한 형상을 용이하게 조형할 수 있는 반면, 강도나 신율이 충분하지 않으며 또한 단조용 합금에 비교해서 소재 신뢰성이 결여(예 를 들어, 주조 결함)되는 문제가 있었다. 또한, 상기의 Al-Si-Mg계 주조용 합금은 단조가 되더라도 소성 가공성이 떨어지기 때문에 단조 균열 등의 단조 결함을 발생하기 쉽다.

한편, Al-Mg-Si계 및 Al-Cu-Mg계 단조용 합금은 강도나 신율 및 신뢰성이 우수한 반면, 단조용 소재를 복수 공정(황단조, 정단조 및 마무리 단조 등)을 거쳐 단조하기 때문에 단조 비용이 높고, 최종적으로 제조 원가가 상승하는 문제점이 있다. 특히, 1회의 단조로 제품을 형성하는 능력에는 한계가 있으므로, 최종적으로 목표로 하는 형상을 얻고자 할 때에는 복수 횟수의 황단조와 정단조가 실시되어야 한다. 또한, 상기 단조용 합금의 단조 성능에도 한계가 있으므로, 복잡한 형상을 갖는 제품에는 적합하지 않다는 단점이 있다.

따라서, 최근 주조성 및 단조성을 갖는 알루미늄 합금의 용탕을 이용하고, 제품 최종형상에 유사한 형상을 갖는 예비 성형체를 주조로 형성한 후, 예비 성형체를 열간 단조함으로써, 고비용을 유발하는 단조 공정에 있어서의 단조 횟수를 감소시킬 뿐만 아니라, 단조품과 동일한 정도의 인장 강도나 신율 등의 기계적 성질을 얻을 수 있는 주조 단조용 알루미늄 합금 및 주조 단조품의 제조 방법으로 Al-Si-Mg계 합금에 관한 특허가 제안되어, 샤시 부품(특히, 현가 장치)의 경량화 과제는 어느 정도 해소되었다고 할 수 있다.

그러나, 상기 Al-Si-Mg계 합금을 주성분으로 한 주조 단조용 알루미늄 합금의 경우, 강도와 연신율 측면에서 충분하지 않다는 문제점이 있었다.

한편, 고인성 알루미늄 합금으로서는 Al-Mg-Si계 합금(JIS 6000계), Al-Cu-Mg계 합 금(JIS 2000계) 및 Al-Zn-Mg계 합금(JIS 7000계)이 알려져 있는데, 이러한 합금에 의한 단조품은 강도 및 연신율 측면에서 매우 우수하나 복잡한 형상에 대해 용도가 제한적이며, 소재 회수율 및 재활용(Recycling) 측면에서 용도 제한이 있으므로 소재 가격의 상승을 초래한다는 단점이 있었다.

따라서, 본 발명의 목적은 주조성과 단조성이 우수하며, 고강도 및 고인성을 보유하여 복잡한 형상을 만들 수 있을 뿐만 아니라, 소재 재활용이 가능하여 제조 원가가 절감될 수 있는 주조 단조용 알루미늄 합금을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명의 목적은 상기 주조 단조용 알루미늄 합금을 이용하여 제조된 현가장치용 주조 단조품 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적은 본 발명의 주조 단조용 알루미늄 합금에 따라, 2 ~ 3 wt% 실리콘(Si), 0.6 ~ 0.9 wt% 마그네슘(Mg), 0.2 ~ 0.8 wt% 구리(Cu), 0.2 ~ 0.6 wt% 아연(Zn), 0.03 ~ 0.2 wt% 망간(Mn), 0.01 ~ 0.1 wt% 티타늄(Ti), 0.05 ~ 0.35 wt% 크롬(Cr), 0.001 ~ 0.05 wt% 스트론튬(Sr), 0.15 wt% 이하 철(Fe), 0.001 wt% 이하 인(P) 및 잔량의 알루미늄(Al)에 의해 달성된다.

또한, 상기 목적은 본 발명의 현가장치용 주조 단품의 제조 방법에 따라, 상기 알루미늄 합금의 용탕을 주조하여 예비 성형체를 성형하는 단계; 상기 예비 성형체를 예열하는 단계; 예열된 상기 예비 성형체를 압하율 5 ~ 25%로 1회 열간 단조하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다.

이 때, 열간 단조가 완료된 제품을 530 ~ 550℃로 용체화 처리하는 단계; 용체화 처리가 완료된 제품을 급냉 후, 150 ~ 170℃ 또는 170 ~ 180℃에서 시효 처리하는 단계를 더 포함하는 것이 좋다.

한편, 상기 목적은 상기 제조 방법에 의해 제조된 현가장치용 주조 단조품에 의해 달성된다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 주조성과 단조성이 우수하며, 고강도 및 고인성을 보유하여 복잡한 형상을 만들 수 있는 주조 단조용 알루미늄 합금이 제공된다.

또한, 본 발명은 상기 주조 단조용 알루미늄 합금을 이용하여 제조된 현가장치용 주조 단조품 및 이를 제조하는 방법이 제공된다.

이하에서는 첨부도면을 참조하여 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 주조 단조용 알루미늄 합금은 2 ~ 3 wt% 실리콘(Si), 0.6 ~ 0.9 wt% 마그네슘(Mg), 0.2 ~ 0.8 wt% 구리(Cu), 0.2 ~ 0.6 wt% 아연(Zn), 0.03 ~ 0.2 wt% 망간(Mn), 0.01 ~ 0.1 wt% 티타늄(Ti), 0.05 ~ 0.35 wt% 크롬(Cr), 0.001 ~ 0.05 wt% 스트론튬(Sr), 0.15 wt% 이하 철(Fe), 0.001 wt% 이하 인(P) 및 잔량의 알루미늄(Al)으로 구성된다.

먼저, 상기 주조 단조용 알루미늄 합금을 구성하는 화학 조성을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 아래에서 자세하게 설명한다.

(1) 실리콘(Si)은 본 발명 합금의 중요한 특징의 하나인데, 실리콘(Si)의 함량 증가시 주조 유동성이 좋고, 박형 알루미늄 주물의 생산에 적합하며, 주조 수축 및 열간 취성(Hot tearing)을 감소시키는 역할을 한다. 또한, 마그네슘(Mg)과 합금 시 열처리에 의한 Mg₂Si 석출물이 강도 개선 역할을 한다. 반면, 실리콘(Si)의 함량이 부족할 경우 열간 취성(Hot tearing) 민감도가 상승하며 주조 유동성이 현저히 떨어진다.

이 때, 실리콘(Si)의 함량이 3.0%를 초과하면 열간 취성 민감도와 주조 유동성은 향상되나, 강도 및 연신율 측면에서 현저히 떨어지는 경향을 보이므로 함량을 제한할 필요가 있다.

따라서 본 발명에서는 열간취성 민감도, 주조 유동성, 강도 및 연신율 측면을 고려하여 실리콘(Si)의 함량을 2.0 ~ 3.0 wt%로 제한한다.

(2) 마그네슘(Mg)은 기계적 성질을 향상시키는 역할을 한다. 즉, 마그네슘(Mg)은 실리콘(Si)과 공존하면 열처리에 의해 Mg₂Si가 석출됨으로써 강도 향상을 도모하며, Si-Zn공존시 시효강화 특성을 나타낸다. 또한, 마그네슘(Mg) 단독으로도 고용강화 효과를 발휘하여 강도, 연신율을 증가시키는 특징이 있다.

그러나, 주조시 불순물 발생이 크며 유동성이 저하되는 특성을 가지며, 산소와의 결합력이 강해서 산화물 유입의 원인이 될 수 있으므로 주조시 각별한 주위가 필요하다.

한편, 마그네슘(Mg)의 함량이 부족할 경우에는 기계적 성질이 부족하게 되며, 과잉될 경우에는 주조성, 단조성, 응력부식균열, 열간 취성(Hot tearing) 민감도가 크며 연신율이 저하된다.

따라서, 본 발명에서 기계적 성질의 측면에서 마그네슘(Mg)의 함량을 0.6 ~ 0.9 wt%로 제한한다.

(3) 구리(Cu)는 시효 강화 특성이 있어 강도 및 경도를 증대시키는데 좋다. 이 때, 구리(Cu)가 부족할 경우에는 기계적 성질이 부족하게 되며, 과잉될 경우에는 주조 유동성 저하, 열간 취성(Hot tearing) 민감도가 크다.

특히 구리(Cu)가 0.8 wt% 이상 함유되면 내식성이 매우 나빠지며 응력부식균열이 발생할 수 있는 경향이 있으므로 성분을 제한하여야 한다.

따라서, 본 발명에서는 구리(Cu)의 함량을 0.2 ~ 0.8 wt%로 제한한다.

(4) 아연(Zn)은 기계적 성질의 향상에 유효하나, 주조 단조용 합금에 적용할 경우, 열간 취성(Hot tearing)의 민감도가 매우 높으며, 주조 예비 성형체의 수축을 크게 하므로 아연(Zn)의 함량이 제한되어야 한다.

아연(Zn)이 부족할 경우에는 기계적 성질이 저하되며, 과잉될 경우에는 주조성, 단조성, 응력부식균열, 연신율이 저하된다.

따라서, 본 발명에서는 아연(Zn)의 함량을 0.2 ~ 0.6 wt%로 제한한다.

(5) 망간(Mn)은 결정립 미세화와 주조 수축을 방지하는 역할을 한다. 구리(Cu) 및 실리콘(Si)이 함유되었을 때에는 고온 강도 개선에 효과가 있으며 적절한 함량이 포함되었을 때 연신율 증가 효과를 얻을 수 있다.

한편, 망간(Mn)이 부족할 경우에는 연신율이 증대되는 효과를 얻을 수 없으며, 과잉의 경우는 Fe와 공존하여 Al-Mn-Fe 생성하여 강도에 역효과가 있다.

특히, 본 발명에서는 망간(Mn) 함량이 0.03 wt% 미만일 경우 인장 강도 및 항복 강도는 상당히 높으나 연신율이 현저히 저하되는 것을 알 수 있어, 본 발명에 서는 망간(Mn)의 함량을 0.03 ~ 0.2 wt% 로 제한한다.

(6) 티타늄(Ti)은 알루미늄 합금의 주조 조직을 미세화하는 역할을 하는데, 함량이 많을 경우는 개재물의 석출물이 증가하여 기계적 성질을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 티타늄(Ti)의 함유량을 0.01 ~ 0.1 wt%로 제한한다.

(7) 크롬(Cr)은 단조 가공시 알루미늄 합금의 재결정을 방해하는 유효한 원소인데, 다량 함유되었을 때는 기지조직(Matrix)의 경화가 증가되어 가공성이 저하되므로, 본 발명에서는 크롬(Cr)의 함량을 0.05 ~ 0.35 wt%로 제한한다.

(8) 스트론튬(Sr)은 공정 실리콘(Eutectic Si)을 미세화시키는 역할을 하는 것으로서, 0.001 wt% 미만에서는 상기에서 언급한 특성을 얻을 수 없으며 0.05 wt%을 초과하는 경우는 가스의 혼입 및 화합물의 생성을 촉진하므로, 본 발명에서는 스트론튬(Sr)의 함량을 0.001 ~ 0.05 wt%로 제한한다.

(9) 철(Fe)은 0.15 wt% 이하, 인(P)은 0.001 wt% 이하로 한정한다.

철(Fe)과 인(P)은 알루미늄의 정련 및 주조 과정에서 혼입되기 쉬운 불순물이며, 함유량이 많아지면 기계적 성질을 저하시키므로 함유량이 적을수록 유리하다. 알루미늄의 정련 및 주조 과정에서의 혼입이 불가피할 경우, 철(Fe)은 0.15 wt%이하, 인(P)은 0.001 wt% 이하인 것이 바람직하다.

즉, 다량의 철(Fe)이 포함되면, Fe계의 금속간 화합물을 정출시켜 연신율이 저하되므로 철(Fe)의 함량을 0.15 wt% 이하로 규제하는 것이 바람직하다.

또한, 다량의 인(P)이 포함되면, 용탕 내에서 공정 Si 미세화(개량 처리) 작용을 효과적으로 얻지 못하게 하기 때문에 인(P)의 함량은 0.001 wt% 이하가 바람 직하다.

한편, 아래 [표 1]은 본 발명에 따른 주조 단조용 알루미늄 합금에 대한 합금 조성 및 조성 범위와, 비교 합금의 조성 및 조성 범위를 나타낸 것이며, [표 2]는 [표 1]의 합금을 이용하여 주조 및 단조한 후, 용체화 처리 및 시효 처리하여 제조된 소재에서 채취한 인장 시험편을 인장 시험한 결과를 나타낸 것이다.

[표 1]

No	합금	Si	Mg	Zn	Mn	Cu	Cr	Fe	Ti	Sr	P	Al
A	비교재 1 (A356합금)	6.5 ~7.5	0.25 ~0.45	0.1 이하	0.1 이하	0.2 이하	0.05 이하	0.2 이하	0.2 이하	-	-	Bal.
B	비교재 2 (6061합금)	0.4 ~0.8	0.8 ~1.2	0.25 이하	0.15 이하	0.15 ~0.4	0.04 ~0.35	0.7 이하	0.15 이하	-	-	Bal.
C	비교재 3 (2011합금)	0.4 이하	-	0.3 이하	-	5 ~6	-	0.7 이하	-	-	-	Bal.
D	본 발명의 합금조성범위	2.0 ~3.0	0.6 ~0.9	0.2 ~0.6	0.03 ~0.2	0.2 ~0.8	0.05 ~0.35	0.15 이하	0.01 ~0.1	0.001 ~0.05	0.001 이하	Bal .
1	비교재 1 (A356합금)	7.31	0.45	0.005	0.009	0.002	0.001	0.11	0.12	-	6ppm	Bal.
2	비교재 2 (6061합금)	0.77	0.92	0.01	0.03	0.23	0.14	0.22	0.04	-	-	Bal.
3	비교재 3 수정 합금(2011 수정 합금)	0.34	0.10	0.03	0.02	2.38	0.03	0.24	0.035	0.020	-	Bal.
4	비교재 4	1.11	1.05	0.02	0.03	0.21	0.14	0.30	0.04	-	46ppm	Bal.
5	비교재 5	5.40	0.60	0.03	0.002	0.70	-	0.12	0.14	0.02	8ppm	Bal.
6	비교재 6	2.54	0.77	0.24	0.007	0.56	0.13	0.10	0.03	0.028	6ppm	Bal.
7	비교재 7	2.59	0.67	0.41	0.007	0.48	0.13	0.10	0.03	0.021	6ppm	Bal.
8	비교재 8	2.15	0.68	0.41	0.06	0.17	0.10	0.09	0.05	0.020	6ppm	Bal.
9	비교재 9	2.15	0.65	0.75	0.06	0.44	0.11	0.09	0.05	0.015	6ppm	Bal.
10	본 발명의 합금 조성	2.22	0.69	0.39	0.13	0.29	0.12	0.09	0.06	0.014	5 ppm	Bal .

[표 2]

No	합금	제조 조건		기계적 성질			주조 성형체	단조 성형체	비고
No	합금	용체화 처리	시효 처리	T.S (Mpa)	Y.S (Mpa)	연신율 (%)		단조 성형체	비고
1	비교재 1 (A356합금)	530 ~550℃	150 ~160℃	309	232	10.7	성형 가능	<-	-
2	비교재 2 (6061합금)	530 ~550℃	150 ~160℃	315	248	9.2	성형 가능	<-	Macro 주조개재물 有
3	비교재 3 수정 합금(2011 수정 합금)	-	-	-	-	-	성형 가능	성형 불가	물성평가 불가
4	비교재 4	530 ~550℃	150 ~160℃	293	223	7.9	성형 가능	<-	Macro 주조개재물 有
5	비교재 5	530 ~550℃	150 ~160℃	367	306	4.6	성형 가능	<-	-
6	비교재 6	530 ~550℃	150 ~160℃	326	279	2.8	성형 가능	<-	-
7	비교재 7	530 ~550℃	150 ~160℃	335	286	3.3	성형 가능	<-	-
8	비교재 8	530 ~550℃	150 ~160℃	334	269	7.5	성형 가능	<-	-
9	비교재 9	530 ~550℃	150 ~160℃	342	264	7.2	성형 가능	<-	-
10	본 발명의 합금 1	530 ~550℃	150 ~170℃	353	277	13	성형 가능	<-	-
10-1	본 발명의 합금 2	530 ~550℃	170 ~180℃	373	326	5.1	성형 가능	<-	-

상기 표에서, No 1은 종래 Al-Si-Mg계 주조용 A356 합금, No 2는 Al-Mg-Si계 단조용 대표합금인 6061 합금, No 3은 Al-Cu-Mg계 단조용 대표합금인 2011 합금의 Cu 함량을 약간 조정한 합금임을 참고하길 바란다.

No 1인 A356 합금은 [표 2]에 나타낸 합금 중 주조성이 가장 뛰어나나, 강도 및 연신율의 현저한 상승을 도모하지 못하였다.

No 2인 6061 합금은 A356 합금과 유사한 강도 및 연신율을 가지나, 일반적인 열간 단조공법에 의해 제조된 열간 단조품의 기계적 성질보다 낮았다. 이는 실리콘(Si)의 함량이 낮아 주조의 유동성이 떨어지고, 열간 균열 민감도도 높아 내부조직에 Macro 주조 개재물이 많이 발생되는 것을 나타낸다.

No 3인 2011 수정 합금은 [표 1]의 합금성분에서 알 수 있듯이 Cu 성분이 현저히 높게(2.38 wt%) 함유되어 있어, 주조 공정에 의한 주조 성형체는 성형이 가능하나, 주조 공정에서 내재되었던 주조 열간 균열(Hot tearing)이 단조공정을 거치면서 단조 열간 균열로 나타나 단조 성형이 불가능하여 기계적 성질을 파악하지 못하였다.

No 4의 비교용 합금은 비교재 3(2011 합금) 및 비교재 2(6061 합금) 대비 실리콘(Si)의 함량을 약간 증가시킨 비교용 합금인데, 강도 및 연신율이 비교재 2(6061 합금)와 유사한 결과를 나타내며, 실리콘(Si)이 약 1 wt% 범위에서는 주조 유동성이 부족하다는 것을 알 수 있다.

No 5의 비교용 합금은 비교재 1(A356 합금) 보다 실리콘(Si)의 함량을 낮추고 본 발명의 알루미늄 합금의 실리콘(Si)의 함량 보다 다소 높은 실리콘(Si) 함량을 적용한 비교용 합금인데, 항복 강도는 현저히 높게 나오나 연신율은 낮은 결과를 보인다. 이는 2원 Al-Si합금에서 실리콘(Si)은 최대 1.65 wt% 고용되며, 석출된 실리콘(Si)은 거의 경화를 일으키지 못하고 수지상 조직을 형성시키며, 한편 Al-Mg-Si 합금에서도 Mg₂Si 고용도는 공정온도에서 1.85 wt%의 고용도를 가지는 것으로 알려져 있다.

본 발명의 주조 단조공법 적용하여 T6 열처리에 의해 Mg₂Si 석출 경화로 강도 증가를 보이나, 마그네슘(Mg) 함량의 임계값과 망간(Mn)의 임계 함량 미달에 따른 본 주조 단조공법 적용시 연신율 저하를 보이고 있다. 이는 실리콘(Si), 마그네 슘(Mg), 망간(Mn) 함량의 조합의 임계값이 존재한다는 것이 특징이다.

한편, No 6 및 No 7의 비교용 합금의 연신율이 매우 낮은데, 이는 망간(Mn)의 함량이 본 발명의 알루미늄 합금량에 미치지 못하여 나타난 결과로서, 본 발명의 알루미늄 합금은 망간(Mn)의 함량이 임계치로 함유되어야만 연신율 향상을 도모할 수 있다는 것이 특징이다.

No 8 비교용 합금은 구리(Cu) 함량(0.17 wt%)이 본 발명의 알루미늄 합금의 구리(Cu) 함량(0.2 ~ 0.8 wt%)보다 낮은데, 이는 시효 경화 특성을 얻을 수 있는 구리(Cu) 함량의 임계치가 있다는 것을 잘 보여준다. 이 때, No 8의 인장 강도 및 항복 강도는 주조/단조 공정에 의한 비교재 1(A356 합금) 및 비교재 2(6061 합금) 보다 우수하나, 연신율은 약간 낮으며 본 발명의 알루미늄 합금 대비 강도 및 연신율이 낮았다.

또한, No 9 비교용 합금은 No 8 비교용 합금과 유사한 기계적 성질을 얻을 수 있었는데, 이는 아연(Zn) 함량(0.75 wt%)이 본 발명의 알루미늄 합금의 아연(Zn) 함량(0.2 ~ 0.6 wt%)보다 높아, 본 발명의 알루미늄 합금의 기계적 성질보다 강도 및 연신율이 낮게 나타나는 것으로 파악되었다. 아연(Zn) 함량이 증가할 경우, 기계적 성질의 향상에는 유효하나 주조 유동성 및 열간 취성 민감도가 높아 본 발명의 알루미늄 합금 대비 연신율이 저하되므로, 아연(Zn) 함량의 제한이 필요하다.

본 발명의 알루미늄 합금은 T6 열처리 조건에 따라 항복 강도 및 연신율 변화를 보이는데 용체화 처리조건을 동일하게 하고 시효온도 처리 조건을 변경하였을 경우, 150 ~ 170℃ 시효 온도에서는 강도 및 연신율이 우수한 결과 (표 2, No 10)를 얻었다.

한편, 170 ~ 180 ℃ 시효 온도에서는 연신율은 다소 낮으나 항복 강도가 310Mpa 이상의 기계적 성질(표 2, No 10-1)을 얻을 수 있었다.

이하, 상기 본 발명에 따른 주조 단조용 알루미늄 합금을 이용하여 현가장치용 주조 단조품(일예로, 전륜 스티어링 너클)을 제조하는 방법에 대하여, 도 1 및 도 2를 참조하여 설명하면 다음과 같다.

먼저, 주조성과 단조성이 우수한 상기 주조 단조용 Al계 합금을 용해시킨다.

용해시킨 용탕을 탈가스 처리 후, 금형의 공동부(cavity)에 충진 속도가 최대 1m/sec 이하로 경동식으로 주입한다.

Water, Air 및 Water와 Air Mixture 냉각 방식중 적절한 냉각 방식을 선정하여 용탕으로 응고시키면 최종 제품과 유사한 주조 예비 성형체(10)를 얻는다.

상기 주조 예비성형체(10)는 최종 제품의 형상과 유사하나, 용탕이 주입되는 압탕부(15)가 형성되며, 이와 같이 형성된 압탕부(15)는 기계가공 또는 단조공정에 의해 제거된다.

상기 주조 예비성형체(10)에는 용탕을 주입하는 용탕의 응고 후 주조 예비성형체(10)를 금형으로부터 이(離)형시킨다.

상기 주조 예비성형체(10)를 단조 예열 온도 500 ~ 550℃로 예열한다. 상기 주조 예비성형체(10)를 예열하는 이유는, 소재의 유동성 증가 및 열간 단조 공정에서의 가압력의 감소를 위함이다.

예열이 완료된 상기 주조 예비 성형체(10)를 압하율 5 ~ 25%로 1회 열간 단조한다. 이러한 압하율은 상기 주조 예비 성형체(10)에 대한 신뢰성을 줄 수 있는데, 즉, 주조 공정에서 주조 결함이 발생하더라도 단조 공정을 거치면서 상기 주조 예비 성형체(10)에 존재하는 주조 결함이 없어져 기계적 성질의 개선에 유효하다.

이와 같이, 열간 단조 공정에 의해 성형된 제품을 단조 공정후 재료(20)라 한다. 일반적으로 단조공정을 끝낸 소재에는 플래쉬(Flash, 25)가 형성된다. 따라서, 상기 플래쉬(25)를 트리밍(trimming) 처리에 의해 제거함으로써, 주조 단조품(30)이 형성된다.

그 후, 열간 단조가 끝난 제품을 530 ~ 550℃로 용체화 처리한 다음, 용체화 처리가 완료된 제품을 급냉(일반적으로 상온까지 급냉)한 후, 150 ~ 170℃ 또는 170 ~ 180℃의 범위로 시효 처리할 수도 있다. 이 때, 시효 처리는 1단의 시효 처리를 실시하나, 경우에 따라서는 2단의 시효 처리를 실시하여도 무방하다.

용체화 처리 온도를 530 ~ 550℃, 시효 처리 온도를 150 ~ 170℃로 실시함으로써, 상대적으로 고강도이면서 고연신율 측면을 요구하는 소재 및 제품의 생산이 가능하다. 즉, 인장 강도가 340Mpa 이상, 항복 강도 270Mpa 이상, 연신율이 10%이상으로 기계적 성질을 향상시킬 수 있다(표 2 참고).

한편, 용체화 처리 온도를 530 ~ 550℃, 시효 처리 온도를 170 ~ 180℃로 실시함으로써, 상대적으로 고강도 측면을 요구하는 소재 및 제품의 생산이 가능하다. 즉, 인장 강도가 360Mpa 이상, 항복 강도가 310MPa 이상으로 기계적 성질을 향상시킬 수 있다(표 2 참고).

마지막으로, 상기 주조 단조품(30)을 대상으로 가공 및 기능 부품을 조립하면 최종 완성품(40)이 형성된다.

이 때, 열간 단조 공정이 끝난 후 제거된 상기 압탕부(15)와 트리밍 공정에 의해 제거된 플래쉬(25)는 용탕을 만들기 위한 소재 용해 공정에서 다시 용해시킬 수 있으므로, 종래 단조용 합금에서는 불가능한 소재 재활용(Recycling)이 가능하다.

이하에서는, 상기 주조 예비 성형체(10)가 열간 단조 공정에 의해 단조공정 후 재료(20)로 될 경우의 상기 주조 예비 성형체(10)의 단면 및 형상의 변화에 대해 도 3 및 도 4를 참조하여 자세하게 설명한다.

주조 예비 성형체(10)는 최종 완성품(40)의 개략적인 형상과 치수를 갖는다.

이와 같이, 최종 완성품(40)의 개략적인 형상과 치수를 갖는 주조 예비 성형체(10)를 최종 완성품(40)과 거의 흡사한 형상과 치수를 갖도록 단조 공정을 실시한다.

일반적으로 형단조에서는 금형 공동부(cavity)를 채우고 남은 여분의 재료가 플래쉬(25)를 형성하며, 정밀 단조(Precision Forging) 또는 밀폐 단조(Flashless Forging)은 단조 공정에 의해 성형되는 제품이 원하는 최종 제품의 치수와 거의 같도록 하는 준정형(near net-shape) 가공이다.

도 3에 도시한 바와 같이, 주조 예비 성형체(10)는 실선으로 표시하였으며, 단조 공정이 완료된 단조 공정 후 재료(20)는 도트(dot)를 포함하는 형상으로 변화된다.

이하에서는 단조 공정에 의해 주조 예비 성형체(10)의 단면 및 형상의 변화가 일어나는 주요 부분을 중심으로 설명한다.

(1) 단조 공정이 일어나기 전, 주조 예비 성형체(10)의 단면 A-A는 도 4의 (a)에 도시한 바와 같이, 얇은 실선으로 표시되며, 완성품인 전륜 스티어링 너클의 윗부분에 해당하는 부분으로 전체적인 단면의 형상은 H자에 가깝다.

단면 A-A의 가로 방향 중심선을 기준으로 높이가 높은 부분이 위쪽 및 아래쪽에 각각 2군데 존재하며, 상기 높이가 높은 부분의 사이에는 높이가 낮은 홈이 단면 A-A의 가로 방향 중심선의 위와 아래에 각각 존재한다. 한편, 단면 A-A의 가로 방향 중심선을 기준으로 위쪽에 높이가 높은 부분의 외측면에는 측면방향으로 돌기가 각각 돌출 형성된다.

단조 공정이 완료된 후, 단조 공정후 재료(20)의 단면 A-A는 도 4의 (a)에 도시한 바와 같이, 굵은 실선으로 표시되며, 단조 공정에서 사용되는 금형(미도시)이 주조 예비 성형체(10)와 접촉함에 따라 소재의 유동이 발생한다. 이 때, 유동되는 소재는 금형의 공동부(cavity)를 채우는 방향으로 이동하게 된다.

즉, 주조 예비 성형체(10)의 높이가 높은 부분은 그 높이가 낮아지게 되며, 주조 예비 성형체(10)의 홈은 깊어진다. 또한, 주조 예비 성형체(10)의 폭은 측면방향으로 증가하고, 단조 공정에 의해 주조 예비 성형체(10)의 높이가 높은 부분의 외측면에 형성된 돌기는 외측 방향으로 더욱 돌출된다.

이 때, 상기 주조예비 성형체(10)의 단면 A-A의 압하율은 실험에 의하면 24.8%이다.

(2) 단조 공정이 일어나기 전, 주조 예비 성형체(10)의 단면 B-B는 도 4의 (b)에 도시한 바와 같이, 얇은 실선으로 표시되며, 완성품인 전륜 스티어링 너클의 중간부분에 해당한다.

주조 예비 성형체(10)의 단면 B-B의 전체적인 형상은 단면 B-B의 가로 방향 중심선을 기준으로 높이가 높은 부분이 위쪽에 2군데 존재하며, 높이가 높은 부분의 사이에는 홈이 단면 B-B의 가로 방향 중심선의 위에 존재한다.

한편, 상기 단면 B-B의 아랫부분에는 아래쪽에 약간 돌출된 돌기가 형성되고, 상기 단면 B-B의 측면에는 외측 방향으로 돌출된 돌기가 형성되며, 상기 단면 B-B를 정면에서 바라볼 경우 우측 아랫 방향에는 오목한 부분이 형성된다.

단조 공정이 완료된 후, 상기 단조 공정후 재료(20)의 단면 B-B는 도 4의 (b)에 도시한 바와 같이, 굵은 실선으로 변화된다.

따라서, 주조 예비 성형체(10)의 단면 B-B의 높이가 높은 부분은 낮아지게 되며, 단면 B-B의 높이가 높은 부분의 사이에 형성된 홈은 깊어진다.

한편, 상기 단면 B-B의 아랫부분에 아래쪽에 돌출된 돌기는 아래 방향으로 더욱 돌출하게 되고, 상기 단면 B-B의 폭은 측면방향으로 증가하여 상기 단면 B-B의 측면에 형성된 돌기는 더욱 외측방향으로 돌출한다. 또한, 상기 단면 B-B를 정면에서 바라볼 경우, 우측 아랫 방향에 형성된 오목한 부분은 내측 방향으로 더욱 오목하게 된다.

이 때, 주조 예비 성형체(10)의 단면 B-B의 압하율은 실험에 의하면 12.7%이다.

(3) 주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C는 얇은 실선으로, 상기 단조 공정후 재료(20)의 단면 C-C는 굵은 실선으로 변화된다.

주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C는 완성품인 전륜 스티어링 너클의 아래 부분에 해당한다.

주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 전체적인 형상은 다음과 같으며, 도 4의 (c)를 참고한다.

먼저, 상기 단면 C-C를 정면에서 바라볼 경우, 좌측에 있는 부분의 형상부터 설명한다.

주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 가로방향 중심선의 좌측으로부터 우측 위쪽에 곡선이 형성되고, 우측 위쪽에 일정하게 형성된 곡선은 다시 우측 아래쪽에 형성된다.

한편, 주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 가로방향 중심선의 좌측으로부터 우측 아래쪽에 곡선이 형성되다가, 주조 예비 성형체(10)의 단면의 우측 아래 부분으로부터는 위쪽에 곡선이 형성된다.

상기 주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 높이는 단조 공정에 의해 감소하게 된다(굵은 실선 참조).

다음으로 상기 단면 C-C를 정면에서 바라볼 경우, 우측에 있는 부분의 형상을 설명한다.

주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 가로방향 중심선을 기준으로 아래 부분에 형성되며, 좌측에는 오목한 부분이, 우측에는 돌기가 형성된다.

상기 오목한 부분과 돌기의 사이에는 위쪽에 높이가 높은 부분이 형성되며, 아래쪽에 오목한 부분이 형성된다.

단조 공정에 의해 상기 오목한 부분과 돌기의 사이에 형성된 높이가 높은 부분의 높이는 감소하며, 아래쪽에 오목한 부분의 오목한 정도는 확대된다(굵은 실선 참조).

이 때, 주조 예비 성형체(10)의 단면 C-C의 압하율은 실험에 의하면 8.1%이다.

이와 같이, 본 발명에 따르면, 주조성과 단조성이 우수하며, 고강도 및 고인성을 보유하여 복잡한 형상을 만들 수 있을 뿐만 아니라, 종래 Al-Si-Mg계 주조용 합금을 적용할 경우보다 제품 경량화 및 원가절감 효과를 얻을 수 있다.

또한, 최종 완성품과 유사한 주조 예비 성형체를 1회 열간 단조함으로써 종래 Al-Mg-Si계, Al-Cu-Mg계 및 Al-Zn-Mg계 단조용 합금소재에 대한 황/정단조 공정을 삭제하거나 황/정단조 공정의 횟수를 감소시킬 수 있다.

뿐만 아니라, 주조 후의 압탕부와 단조 후의 플래쉬를 용탕으로 재용해가 가능하여 제조 원가를 절감할 수 있다.

전술한 실시예에서, 530 ~ 550℃로 용체화 처리시간으로는 3 ~ 12시간을 예시할 수 있고, 1단 시효 처리의 시간으로서는 3 ~ 12시간을 예시할 수 있고, 2단의 시효 처리의 시간으로서는 3 ~ 12시간을 예시할 수 있으나, 본 발명의 알루미늄 합금의 조성, 소재 형상, 크기(Size)에 따라 다를 수도 있음은 물론이다.

본 발명은 상기 실시예에만 한정되는 것이 아니고, 본 발명의 사상 및 범위 를 벗어나지 않는 한 다양하게 변형될 수 있음은 당업자에게 자명하다고 할 수 있는 바, 그러한 변형예는 본 발명의 청구범위에 속한 것이다.

도 1은 본 발명에 따른 주조 단조용 Al계 합금을 이용하여 현가장치용 주조 단조품을 제조하는 방법을 나타낸 공정도.

도 2는 본 발명에 따른 주조 단조용 Al계 합금을 이용하여 현가장치용 주조 단조품(전륜 너클)이 완성되는 과정을 나타낸 도면.

도 3은 도 2의 예비 성형체와 단조 공정 후의 재료를 함께 나타낸 도면.

도 4는 도 3의 예비 성형체와 재료의 단면 변화를 보여주기 위한 도면으로서, (a)는 도 3의 A-A선 단면도, (b)는 도 3의 B-B선 단면도, (c)는 도 3의 C-C선 단면도.

* 도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명

1 : 예비 성형체 20 : 재료

30 : 주조 단조품 40 : 최종 완성품

Claims

2 ~ 3 wt% 실리콘(Si), 0.6 ~ 0.9 wt% 마그네슘(Mg), 0.2 ~ 0.8 wt% 구리(Cu), 0.2 ~ 0.6 wt% 아연(Zn), 0.03 ~ 0.2 wt% 망간(Mn), 0.01 ~ 0.1 wt% 티타늄(Ti), 0.05 ~ 0.35 wt% 크롬(Cr), 0.001 ~ 0.05 wt% 스트론튬(Sr), 0.15 wt% 이하 철(Fe), 0.001 wt% 이하 인(P) 및 잔량의 알루미늄(Al)으로 구성된 주조 단조용 알루미늄 합금.
청구항 1의 알루미늄 합금의 용탕을 주조하여 예비 성형체를 성형하는 단계;

상기 예비 성형체를 예열하는 단계;

예열된 상기 예비 성형체를 압하율 5 ~ 25%로 1회 열간 단조하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 현가장치용 주조 단조품의 제조 방법.
청구항 2에 있어서,

열간 단조가 완료된 제품을 530 ~ 550℃로 용체화 처리하는 단계;

용체화 처리가 완료된 제품을 급냉 후, 150 ~ 170℃ 또는 170 ~ 180℃에서 시효 처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 현가장치용 주조 단조품의 제조 방법.
청구항 1 또는 청구항 2의 제조 방법에 의해 제조되는 현가장치용 주조 단조 품.