KR20140002063A - 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금 - Google Patents

고온 특성이 우수한 알루미늄 합금 Download PDF

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요시키 다케바야시
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

고온 특성(내열성, 고온 피로 강도, 고온 하에서의 내크리프 특성 및 고온 내력)이 우수한 Al 합금은, Si: 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하, Mn: 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하, Mg: 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하, Ti: 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하, Ag: 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하이고, Zr: 0.1질량% 미만으로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

Description

고온 특성이 우수한 알루미늄 합금{ALUMINUM ALLOY HAVING EXCELLENT HIGH-TEMPERATURE CHARACTERISTICS}
본 발명은 고속으로 회전 내지 접동(摺動)하는 고속 운동 부품용의 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금에 관한 것이다.
알루미늄은 저밀도이면서 고강도이고 가공이 용이하다는 특성을 갖는다. 이 특성을 살려, 경량，강도나 가공 특성이 요구되는 철도 차량, 자동차, 선박 등의 수송 기계나, 각종 기계 부품, 엔진 부품 등에 이용되고 있다는 것이 이전부터 알려져 있다. 구체적으로는, 발전기나 컴프레서 등의 회전 로터(소형 날개)나 회전 임펠러(대형 날개), 또는 엔진의 피스톤 등, 고속으로 회전 내지 접동하는 고속 운동 부품에 이용되고 있다.
이들 용도에 이용되는 고속 운동 부품에는, 100℃를 초과하는 고온 사용 환경이나 회전이나 접동한다는 부품의 성질상, 고온 특성(내열성, 고온 피로 강도, 고온 하에서의 내크리프 특성 및 고온 내력)이 요구된다.
그리고, 특허문헌 1이나 특허문헌 2에 기재되어 있는 바와 같이, 상기 기계 부품의 하나인 로터에서 이들 고온 특성의 개선이 도모되고 있다는 것이 알려져 있다. 이 로터는, 알루미늄을 기본으로 하고 지르코늄, 망간, 철 등을 주요 성분으로서 첨가한 알루미늄 합금(이하, 적절히 Al 합금으로 칭함)으로 구성된다.
이 특허문헌 1이나 특허문헌 2에 기재된 발명인 Al 합금은, 합금 첨가 성분으로서 Zr이 0.1∼0.25질량% 함유되어 있고, 높은 정적 고온 강도 및 동적 고온 강도와 크리프 특성을 갖고 있다. 그리고, 이 Zr 성분이 Mn의 빈 격자점의 보충, 합금의 열 안정성에 기여하고 있다고 기재되어 있다.
일본 특허공표 2009-535550호 공보 일본 특허공표 2009-535551호 공보
그러나, 이들 종래 기술에 있어서는 Zr 함유량이 많아지면 Al 합금의 담금질 감수성이 예민해져, 특히 큰 재료에 있어서 인공 시효 경화 처리 전의 담금질 공정에서 냉각 속도가 느린 경우에 강도가 저하되는 문제가 있다. 또한, 내부의 잔류 응력이 커지기 때문에, 그의 가공성도 문제로 되고 있었다. 이와 같이, 특히 큰 재료에 있어서 Al 합금의 고온 특성을 포함한 재료 특성은 충분히 개선되어 있지 않았다.
또한, 최근에는, 회전 로터나 피스톤이 종래 이상의 더한층의 고속 회전, 접동이나 고온 하와 같은 상황에서 이용되고 있어, Al 합금의 금속 피로 강도의 향상이 요구되고 있었다.
본 발명은 상기 문제점을 감안하여 이루어진 것으로, 고온 특성이 우수한 Al 합금을 제공하는 것을 과제로 한다. 더 바람직하게는 금속 피로 강도가 향상된 Al 합금을 제공하는 것을 과제로 한다.
본 발명에 따른 고온 특성이 우수한 Al 합금은, Si: 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하, Mn: 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하, Mg: 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하, Ti: 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하, Ag: 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하를 함유하고, Zr: 0.1질량% 미만으로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
상기 구성으로 하는 것에 의해, Al 합금은 상온 강도 및 고온 강도, 고온에서의 충분한 크리프 특성, 및 상온 내력 및 고온 내력을 획득할 수 있다. 이에 의해, 본 발명의 목적인 특히 고온에서 사용되는 고속 운동 부품용의 Al 합금에 요구되는 성능을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 Al 합금은, 상기 Al 합금으로서, V: 0.15질량% 이하를 추가로 함유하는 것이 바람직하다.
상기 구성에 추가로 V를 함유하는 것에 의해, Al 합금 중에 Al-V계 분산 입자를 석출시킬 수 있다. 이 분산 입자는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화가 방지된다. 그리고, 상온 강도 및 고온 강도, 그리고 특히 고온 금속 피로 강도를 향상시킬 수 있다.
나아가, 본 발명에 따른 Al 합금에 있어서는, 상기 Al 합금에 포함되는 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 60㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 최대 원 상당 직경에 대해서는 후술한다.
금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 상기와 같이 제어하는 것에 의해, 금속간 화합물과 매트릭스 부분의 강도, 경도나 영률 등의 재료 특성의 차이에 따른 금속 피로에 의한 Al 합금 재료의 파괴의 기점으로 될 가능성을 감소시킬 수 있다. 이에 의해, 금속 피로 강도의 향상이 도모된다.
본 발명에 의하면, 고온 특성이 우수한 Al 합금이 얻어진다. 또한, 본 발명에 의하면, 금속 피로 강도가 향상된 Al 합금이 얻어진다.
이하, 본 발명에 따른 Al 합금을 본 발명의 실시형태에 기초하여 상세히 설명한다. 이하에 기재하는 원소 조성 및 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경으로 하는 것에 의해, Al 합금이 고온 특성을 갖게 된다. 이 때문에, 본 발명에 따른 Al 합금을 이용하여 로터나 피스톤 등의 고속 운동 부품을 제조함과 더불어, 이 부품을 발전기, 컴프레서나 엔진 등의 제품에 편입하여 사용한 경우에 상기 부품이 고속으로 회전 내지 접동할 때의 부품끼리의 접촉이나 (압축) 공기 등과의 접촉에 의해 발생하는 마찰열, 고온의 (압축) 공기 하에서의 사용이나 상기 부품에 걸리는 변형 응력 등에도 견디는 것이 가능하다. 이 때문에, 본 발명에 따른 Al 합금은, 발전기나 컴프레서 등의 회전 로터(소형 날개)나 회전 임펠러(대형 날개), 또는 엔진의 피스톤 등, 고속으로 회전 내지 접동하는 고속 운동 부품에 최적으로 이용하는 것이 가능하다.
한편, 본 발명은 이와 같은 실시형태만으로 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술적 사상을 일탈하지 않는 범위에서 적절히 변경할 수 있다.
<합금 성분>
본 발명에 따른 Al 합금은, Si, Cu, Mn, Mg, Ti, Ag를 소정량 함유함과 더불어, Zr을 소정량 미만으로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이다.
또한, 선택적 성분으로서 V를 소정량 이하 함유하는 것이다.
나아가, 선택적 구성 요소로서 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 소정값 이하로 규제한 것이다.
이하, 각 성분의 한정 이유 및 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경의 규정 이유에 대해 설명한다.
(Si: 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하)
Si는 Al 합금의 강도를 높이는 작용이 있어, Si가 첨가되는 것에 의해 강도 향상에 효과가 있는 석출물이 증가하는 경향이 있다. 또한, Si가 첨가되는 것에 의해 합금 내의 전위 루프의 억제에 효과가 있다. 이 때문에, Si의 첨가는 석출상의 미세화, 균일 석출에 유효하다.
Si의 함유량이 0.1질량% 이하이면 그 효과가 적다. 한편, Si의 함유량이 1.0질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물이 생겨, 회전 로터, 회전 임펠러나 피스톤 등 고속 운동 부품의 성형 불량, 금속 피로 강도의 저하나 파괴의 원인으로 된다.
따라서, Si의 함유량은 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.1질량% 초과 0.7질량% 이하이다. 보다 바람직하게는 0.1질량% 초과 0.6질량% 이하이다.
(Cu: 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하)
Cu는 본 발명에 따른 Al 합금의 기본 성분이다. 본 발명의 Al 합금은 회전 로터, 회전 임펠러나 피스톤 등의 기계 부품 등에 사용되는 Al 합금이다. Cu는 고용 강화 및 석출 강화의 쌍방의 작용에 의해, 주로 본 발명 용도에 있어서 Al 합금에 요구되는 고온 하에서의 크리프 특성, 및 상온 내력 및 고온 내력을 확보하기 위해 필수적인 성분이다. 이와 같이, Cu는 고용 강화 및 석출 강화의 쌍방의 작용에 의해 Al 합금의 강도를 향상시킨다. 보다 구체적으로는, Cu는 고온의 인공 시효 경화 처리 시에 θ'상이나 Ω상을 Al 합금의 (100)면이나 (111)면에 미세하고도 고밀도로 석출시켜, 인공 시효 경화 처리 후의 Al 합금의 강도를 향상시킨다.
이 효과는 Cu의 함유량 3.0질량% 이상에서 발휘된다. Cu의 함유량이 3.0질량% 미만이면, 상기 효과가 작아 Al 합금의 고온 하에서의 충분한 크리프 특성 및 고온 내력이 얻어지지 않는다. 한편, Cu의 함유량이 7.0질량%를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져 Al 합금의 단조성이 저하된다. 또한, Al 합금 조직 중의 금속간 화합물이 조대해지기 쉬워, Al 합금의 금속 피로 강도가 저하된다.
따라서, Cu의 함유량은 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하로 한다. 바람직하게는 4.0질량% 이상 7.0질량% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 4.5질량% 초과 7.0질량% 이하로 한다.
(Mn: 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하)
Mn은 Al 합금의 마이크로 조직을 섬유 조직화하여 상온 강도 및 고온 강도를 향상시킨다. 그리고, Mn은 균질화 가열 처리 시에 Al 합금 매트릭스 중에서 열적으로 안정적인 화합물인 Al-Mn계 분산 입자를 석출시킨다. 이들 분산 입자로서는, Al20Cu2Mn3를 들 수 있다. 이들 분산 입자는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지에는 효과적이다.
Mn의 함유량이 0.05질량% 미만이면, 이들 효과는 적다. 한편, Mn의 함유량이 1.5질량%를 초과하면, 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워 Al 합금 재료의 성형 불량 및 파괴의 원인으로 된다.
따라서, Mn의 함유량은 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.05질량% 이상 0.8질량% 이하로 한다.
(Mg: 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하)
Mg는, Cu와 마찬가지로, 고용 강화 및 석출 강화의 쌍방의 작용에 의해, 주로 Al 합금이 본 발명 용도에 있어서 요구되는 고온 하에서의 크리프 특성, 및 상온 내력 및 고온에서의 내력을 확보하기 위해 필수적인 성분이다. 보다 구체적으로는, Mg도 Cu와 마찬가지로, 고온의 인공 시효 경화 처리 시에 θ'상이나 Ω상을 Al 합금의 (100)면이나 (111)면에 미세하고도 고밀도로 석출시켜, 인공 시효 경화 처리 후의 Al 합금의 강도를 향상시킨다.
상기 효과는 Mg의 함유량 0.01질량% 이상에서 발휘된다. Mg의 함유량이 0.01질량% 미만이면, 상기 효과가 작아 Al 합금의 고온 하에서의 충분한 특성, 및 상온 내력 및 고온 내력이 얻어지지 않는다. 한편, Mg의 함유량이 2.0질량%를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져 단조성 등의 가공성이 저하될 가능성이 높아진다.
따라서, Mg의 함유량은 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.01질량% 이상 1.5질량% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.01질량% 이상 1.0질량% 이하로 한다.
(Ti: 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하)
Ti는 주조 시의 결정립을 미세화하는 효과를 갖는다.
Ti의 함유량이 0.01질량% 미만이면 이 효과가 적다. 한편, Ti의 함유량이 0.10질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성한다. 그리고, 이 금속간 화합물이 성형 가공 시에 Al 합금 재료의 파괴의 기점으로 되기 때문에, 0.10질량%를 초과하여 첨가하면 Al 합금의 성형성이 저하된다.
따라서, Ti의 함유량은 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하로 한다.
(Ag: 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하)
Ag는 Al 합금 중에서 미세하고 균일한 Ω상을 형성함과 더불어, 석출상이 존재하지 않는 영역(PFZ; solute-depleted precipitate free zone)의 폭을 극히 좁게 하는 것에 의해 Al 합금의 상온 강도 및 고온 강도, 및 고온 크리프 특성을 향상시킨다.
Ag의 함유량이 0.05질량% 미만이면 이 효과가 적다. 다른 한편으로 Ag의 함유량이 1.0질량%를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화된다.
따라서, Ag의 함유량은 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.05질량% 이상 0.7질량% 이하로 한다.
(Zr: 0.1질량% 미만(0질량%를 포함함))
Zr은 균질화 열처리 시에 Al 합금 조직 중에서 열적으로 안정적인 화합물인 Al-Zr계 분산 입자를 석출시킨다. 그리고, 이 분산 입자가 Al 합금의 마이크로 조직을 섬유 조직화하여 상온 강도 및 고온 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.
그러나, 용체화 처리 공정 후의 담금질 공정에 있어서, 400℃로부터 290℃ 사이의 평균 냉각 속도가 500℃/초 이하로 느려진 경우에 Zr을 0.1질량% 이상 함유하고 있으면, 용체화 처리 후의 담금질 처리에 있어서 AlCu2 등의 안정상이 상기 Al-Zr계 분산 입자의 주위에 조대하게 석출되어 버린다. 이 결과, 다음에 고온의 상기 인공 시효 경화 처리를 행해도 고온에서의 내력이 저하될 우려가 있다.
따라서, Al 합금의 담금질 감수성을 낮추기 위해, Zr의 함유량은 0.1질량% 미만으로 한다.
(V: 0.15질량% 이하)
임의 성분인 V는 Al-V계 화합물로서 Al 합금 조직 중에 석출되어 고온 금속 피로 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, V는 균질화 열처리 시에도 Al 합금 조직 중에서 열적으로 안정적인 화합물인 Al-V계 분산 입자를 석출시킨다. 이 분산 입자가 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지의 효과가 있다.
이 효과에 의해 V는 Al 합금의 마이크로 조직을 섬유 조직화하여 상온 강도 및 고온 강도, 그리고 특히 고온 금속 피로 강도를 향상시킨다. 그리고, 안정상을 조대하게 석출시키는 작용이 Zr, Cr, Mn에 비해 비교적 작기 때문에, 상온 강도, 고온 강도, 그리고 고온 금속 피로 강도를 향상시키기 위해 보다 바람직하다.
이러한 점에서, Al 합금의 고온 특성의 확보를 보다 확실히 보증할 목적으로 결정 입경을 500㎛ 이하로 미세화시키기 위해, V의 함유량은 0.15질량% 이하로 되도록 선택적으로 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, V의 함유량이 0.05질량% 미만이면 그 효과가 작다. 한편, V의 함유량이 0.15질량%를 초과하면, 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워, Al 합금의 성형 불량 및 파괴의 원인으로 된다.
따라서, V의 함유량은 0.15질량% 이하가 바람직하지만, 0질량%이어도 좋다. 바람직한 하한치는 0.05질량%이다.
(잔부: Al 및 불가피적 불순물)
Al 합금의 성분은 상기 외에 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이다. 한편, 불가피적 불순물로서, 예컨대 지금(地金)이나 중간 합금에 포함되어 있는, 통상 알려져 있는 범위 내의 Ni, Zn, B 등은, 본 발명에 따른 Al 합금의 고온 특성 및 그 밖의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유는 허용된다.
(기타 원소)
기타 원소에 대해서도, 본 발명에 따른 Al 합금의 고온 특성 및 그 밖의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유는 허용된다.
Fe는 Al 합금의 고온 특성을 향상시키는 효과도 있고, 스크랩 등으로부터의 혼입도 있기 때문에, 그의 함유량은 0.15질량% 이하로 한다.
<금속간 화합물: 최대 원 상당 직경 60㎛ 이하>
금속간 화합물의 최대 원 상당 직경은 금속 피로 강도 향상의 관점에서 60㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 50㎛ 이하이다. 더 바람직하게는 40㎛ 이하이다. 최대 원 상당 직경이란, 최대 금속간 화합물의 면적을 그와 동일한 면적의 원에 상당시킨 경우의 직경을 나타낸다. 구체적인 최대 원 상당 직경의 산출 방법에 대해서는 후술하는 극치 통계를 이용하여 추정했다.
Al 합금 중에 큰 금속간 화합물이 존재하면, 매트릭스와의 강도, 경도, 영률 등의 재료 특성의 차이에 의해 그들을 기점으로 하여 Al 합금 재료의 파괴가 일어나고, 그 결과 Al 합금 재료의 금속 피로 강도가 저하될 우려가 있다. 즉, 금속간 화합물의 사이즈가 크면, 그들이 금속 피로에 의한 Al 합금 재료의 파괴의 기점으로 될 가능성이 높아지기 때문에, Al 합금 중에 포함되는 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경(크기)을 제어하는 것이 바람직하다.
금속간 화합물의 최대 원 상당 직경(크기)을 보다 작게 제어하는 것에 의해, 금속 피로 강도가 보다 향상된다.
이들 금속간 화합물의 크기는 주조 조건(냉각 속도, 주조 직경의 조정 등), 균질화 열처리 조건(온도, 시간, 다단계의 온도 조정 등), 단조 조건(단련비, 단조 온도 등), 용체화 처리 조건(온도, 시간 등) 등을 적절히 조합하는 것에 의해 제어할 수 있다.
여기서는, 예컨대 주조 시의 냉각 속도를 0.05℃/초 이상, 균질화 열처리를 500∼545℃의 온도 범위에서, 열간 단조를 280∼430℃의 온도 범위에서 행함으로써 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 60㎛ 이하로 제어했다.
(균질화 열처리)
나아가, 균질화 열처리는 상기 균질화 열처리의 온도 범위 내(500∼545℃)이고, 공정(共晶) 용융이 생기지 않는 온도 범위이며, 또한 가능한 한 고온에서 행하는 것이 바람직하다. 이와 같은 조건에 의해, 금속간 화합물의 모재 중으로의 용해 및 확산이 효과적으로 행해진다. 그 결과, 금속간 화합물의 크기를 작게 하는 것이 가능해진다.
그리고, 금속간 화합물의 종류에 따라서는, 균질화 열처리를 적어도 2 단계로 나눠 행하는 다단계의 균질화 열처리가, 금속간 화합물을 공정(共晶) 용융시키지 않고서 작게 하기 위한 방법으로서 보다 효과적이다.
이 다단계의 균질화 열처리 방법은 금속간 화합물의 종류에 맞춰 적절한 조건(승온 속도, 균질화 온도, 처리 시간)을 설정하는 것에 의해 행해진다.
예컨대, 각 금속간 화합물에 적절한 열처리로서, 상기 균질화 열처리의 온도 범위 내(500∼545℃)의 비교적 저온에서 열처리를 행하는 것에 의해 금속간 화합물을 충분히 용해, 확산시킨다. 다음으로, 상기 균질화 열처리의 온도 범위 내의 비교적 고온에서 열처리를 행함으로써 금속간 화합물을 작게 한다. 이와 같은 다단계로 온도를 조정하는 균질화 열처리가 효과적이다.
또한, 이 다단계의 균질화 열처리 방법과 마찬가지의 효과를 얻을 수 있는 방법으로서, 균질화 열처리 온도에의 도달 속도를 비교적 저속으로 하여 금속간 화합물이 공정 용융되지 않는 온도 범위에서 승온시키는 방법이 있다. 이 방법은 상기 다단계의 균질화 열처리와 조합하여 행할 수도 있다. 이 승온 속도는 금속간 화합물의 종류, 크기, 양 등에 따라 적절히 설정할 필요가 있다.
이들 균질화 열처리 방법은 금속간 화합물의 공정 용융을 방지하면서 금속간 화합물의 크기를 작게 하는 것을 가능하게 한다. 금속간 화합물이 작아지는 것에 의해, 금속간 화합물을 기점으로 하는 피로 파괴가 억제되어 피로 강도가 향상된다. 또한, 균질화 열처리에 의해 금속간 화합물 중에 함유되는 각 원소가 모재 중으로 균일하게 확산되는 것에 의해, 고용 강화 및 석출 강화에 의한 모재의 강도 향상이 가능해진다. 동시에, Al 합금의 신도, 충격값 및 금속 피로 강도의 향상도 추가로 가능해진다.
또한, 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경(크기)을 보다 작게 제어하는 것에 의한 금속 피로 강도 향상의 효과는 본 발명에 따른 원소 조성의 범위뿐만 아니라 그 밖의 원소 조성의 범위에 대해서도 효과가 인정된다.
금속 피로 강도의 값은 금속간 화합물의 크기뿐만 아니라 금속간 화합물의 종횡비, 형상, 금속간 화합물의 경도, 영률, 양이나 금속간 화합물이 금속 조직 중에서 차지하는 면적 비율 등이 관계하고 있을 가능성도 있다.
(금속간 화합물 측정)
상기 금속간 화합물의 크기(최대 원 상당 직경)는, 무라카미 유키타카(村上敬宣) 저 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」 양현당(養賢堂) 발행(OD판 제1판 233∼250페이지)에 기재된 극치 통계에 의한 추정을 행하여 산출할 수 있다. 극치 통계에 의한 추정이란, 극치 추정 그래프를 작성한 후, 극치를 추정하는 방법이다.
그의 개략은, 시료 표면을 연마한 후, 미리 정한 검사 기준 면적을 현미경 등에 의해 통계적으로 충분한 개소를 검사 부분이 중복되지 않도록 촬영한다. 그 후 각각의 검사 기준 면적 중에서 최대의 면적을 차지하는 금속간 화합물을 선택하여, 각각의 최대 금속간 화합물의 면적의 제곱근을 산출한다. 다음으로, 누적 분포 함수, 또는 누적 빈도 분포 및 기준화 변수를 계산한다. 3번째로서, 가로축에 최대 금속간 화합물의 면적의 제곱근값, 세로축에 누적 분포 함수 또는 기준화 변수를 플로팅한다. 그리고, 가로축의 최대 금속간 화합물의 면적의 제곱근을 최대 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경으로 치환하여, 최대 금속간 화합물 분포 직선을 산출한다.
최후에, 이 최대 금속간 화합물 분포 직선을 이용하여, 예측을 행하는 면적에서 최대 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 추정한다. 이번 측정에서는, 검사 기준 면적을 0.37mm2, 검사 부분을 40개소, 예측을 행하는 면적을 100mm2로 하여 최대 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 추정했다.
<Al 합금의 제조 방법>
다음으로, 본 발명에 따른 Al 합금의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명에 있어서의 Al 합금의 제조 공정 자체는 종래의 Al 합금의 제조 공정과 기본적으로 동일하다. 즉, 본 발명에 따른 Al 합금의 제조 공정은 주조 공정, 균질화 열처리 공정, 열간 단조 공정, 용체화 처리 공정, 담금질 처리 공정 및 인공 시효 경화 처리 공정으로 이루어진다. 필요에 따라 냉간 압축(가공) 공정을 포함해도 좋다.
또한, 후술하는 T61 조질(調質), T6 조질은 용체화 처리 공정, 담금질 처리 공정 및 인공 시효 경화 처리 공정에서 행한다. 나아가, T652 조질은 용체화 처리 공정, 담금질 처리 공정, 냉간 압축(가공) 공정 및 인공 시효 경화 처리 공정에서 행한다. 한편, 이들 조질은 제조하는 부재의 크기나 용도에 따라 적절히 선택된다.
(주조 공정)
주조 공정은 상기 조성을 갖는 Al 합금을 용해, 주조하여 주괴를 제작하는 공정이다. 주조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 종래 공지된 방법을 이용하면 좋다. 예컨대, 연속 주조 압연법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법으로부터 적절히 선택한 주조 방법에 의해, 본 발명의 성분 범위 내로 용해 조정된 Al 합금 용탕을 이용하여 주괴를 주조하는 것이 가능하다.
(균질화 열처리 공정)
균질화 열처리를 행하는 것에 의해, 응고에 의해서 생긴 마이크로 편석의 균질화, 과포화 고용 원소의 석출, 준안정상의 평형상으로의 변화가 행해진다. 균질화 열처리의 온도가 500℃ 미만이면, 주괴의 정출물(晶出物) 등의 금속간 화합물이 고용되지 않아 균질화가 불충분해진다. 한편, 균질화 열처리의 온도가 545℃를 초과하면, 버닝(burning)이 생길 가능성이 높아진다.
따라서, 상기 균질화 열처리의 온도는 500∼545℃의 범위로 한다.
다단계의 균질화 열처리를 행하는 경우는, 상기한 바와 같이 금속간 화합물의 종류에 맞춰 열처리 조건을 설정할 필요가 있다. 또한, 비교적 저속도로 승온시키는 균질화 열처리를 행하는 경우도 마찬가지로 금속간 화합물의 종류에 맞춰 열처리 조건을 설정할 필요가 있다.
(열간 단조 공정)
열간 단조의 온도 조건은, 후술하는 단련비와 함께, Al 합금의 특성을 재현성 좋게 제조하기 위해 중요하다. 즉, Al 합금의 용체화 처리 공정 후의 마이크로 조직을 등축 결정립으로 하기 위해 중요하다. 열간 단조 온도가 280℃ 미만이면, 열간 단조 시에 Al 합금에 균열이 생기기 쉬워 단조 가공 자체가 곤란하다. 한편, 430℃를 초과하면, Al 합금의 조직에 조대 결정립이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Al 합금의 고온 특성이 저하되어, 고온 특성이 우수한 Al 합금을 재현성 좋게 제조할 수 없다.
따라서, 열간 단조 온도는 280℃ 이상 430℃ 이하에서 행한다.
(단련비)
Al 합금의 용체화 처리 후의 마이크로 조직은 열간 단조의 단련비에 크게 영향을 받는다. 따라서, Al 합금의 용체화 처리 후의 마이크로 조직을 등축 결정립으로 하기 위해서는, 단련비를 1.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단련비가 1.5 미만이면, Al 합금의 조직이 혼립(混粒)으로 되기 쉽다. 또한, 단련의 방향은 1방향뿐만 아니라, 적어도 상이한 2방향으로 행하고, 각 방향에서의 단련비를 1.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(용체화 처리 공정·담금질 처리 공정)
다음으로, 용체화 처리 및 담금질 처리에 대해 설명한다. 이 용체화 처리 및 담금질 처리에 있어서, 가용성 금속간 화합물을 재고용시키고, 또한 냉각 중의 재석출을 가능한 한 억제하기 위해서는, JIS-H-4140, AMS-H-6088 등에 규정된 조건 내에서 행하는 것이 바람직하다. 단, 가령 AMS-H-6088 등의 규격에 따라 열처리를 행하더라도, 용체화 처리 온도가 지나치게 높으면 버닝이 생겨 기계적 성질을 현저히 저하시킨다. 반대로, 용체화 처리 온도가 하한 온도 이하이면 인공 시효 경화 처리 후의 내력이 본 발명 목적에 대해 충분한 것으로는 되지 않고, 또한 용체화 처리 자체도 곤란해진다. 따라서, 용체화 처리 온도의 상한은 545℃로 하고, 하한은 510℃로 한다.
용체화 처리 및 담금질 처리 등의 조질(열처리)에 이용하는 노는 배치로, 연속 소둔로, 용융 염욕(鹽浴)로, 오일로 등이 적절히 사용 가능하다. 또한, 담금질에 있어서의 냉각 수단도 물 침지, 온수 침지, 비등수 침지, 폴리머액 침지, 물 분사, 공기 분사 등의 수단이 적절히 선택 가능하다. 상기 폴리머액 침지에 이용하는 폴리머는 폴리옥시에틸렌·프로필렌·폴리에테르 등, 예컨대 미국 유니온카바이드사제의 유콘 퀀천트(Ucon Quenchant, 상품명)를 이용할 수 있다.
(냉간 압축(가공) 공정)
상기 Al 합금의 담금질 후, 담금질 시의 변형 교정, 최종 제품의 내력이나 크리프 파단 강도 등의 고온 특성의 향상을 목적으로 하여 냉간 압연기, 스트레처 및 냉간 단조 등을 이용하여 냉간 압축(가공)을 행해도 좋다.
냉간 압축(가공)의 압축(가공)량이 작으면, 충분한 잔류 응력의 저감 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 냉간 압축(가공)의 압축(가공)량이 크면, 인공 시효 경화 처리 중이나 Al 합금제 제품의 고온에서의 사용 중에 θ'상의 석출량이 증가하기 때문에, 내력이 저하되기 쉽다. 따라서, 냉간 압축(가공)은 압축(가공)률 1∼5%로 하는 것이 바람직하다.
(T6 조질)
직경 100mm 정도까지의 소품 부품이나 피스톤 등의 용도에 있어서, 잔류 응력이 비교적 크더라도 예컨대 절삭 등의 가공상 문제로 되지 않는 제품에 대해서는, 용체화 처리 및 담금질 처리 후에 인공 시효 경화 처리를 실시하여 조질 T6재로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 잔류 응력이 비교적 커지더라도, 높은 강도 특성 및 고온 특성을 얻기 위해 담금질 처리의 온도는 50℃ 이하인 것이 바람직하다.
(T61 조질)
로터 등 대형 제품에서는, 담금질 처리 시에 제품 표면과 중앙부의 냉각 속도가 크게 다르기 때문에, 제품 표면에는 10kgf/mm2를 초과하는 높은 잔류 응력이 발생한다. 이와 같은 높은 잔류 응력이 발생하면, 제품의 절삭 가공 시에 큰 변형이 생겨, 정밀한 절삭 가공이 극히 곤란해진다. 또한, 최악의 경우, 절삭 가공 중에 잔류 응력에 의한 균열 등의 Al 합금 재료의 파괴가 생기는 경우도 있다. 비록 절삭 가공 중에 균열 등의 파괴가 생기지 않더라도, 재료 중에 잔존하는 정출물 등의 금속간 화합물을 기점으로 하거나, 또는 제품 반송 중에 생긴 약간의 표면 흠집 등을 기점으로 하여, 제품의 장기간 사용 중에 균열이 전파 성장하기 쉽고, 최종 파괴에 이를 가능성도 있다.
따라서, 로터 등 잔류 응력이 문제로 되는 제품에 대해서는, 잔류 응력을 바람직하게는 3.0kgf/mm2 이하로 제거 내지 저감하기 위해, 용체화 처리 후의 물 담금질 온도를 90℃ 이상의 비교적 고온으로 하고, 그 후 인공 시효 경화 처리를 실시하여 조질 T61재로 하는 것이 바람직하다.
(T652 조질)
용도에 따라서는, 제품의 대소에 관계없이 잔류 응력이 엄격하게 관리되는 제품도 있다. 이와 같은 제품에 대해서는, 잔류 응력을 극력 작게 하도록 냉간 압축(가공)을 가해서 잔류 응력을 바람직하게는 3kgf/mm2 이하로 제거 내지 저감하고, 인공 시효 경화 처리를 실시하여 조질 T652재로 하는 것이 바람직하다.
이들 제품에서는, 잔류 응력을 바람직하게는 3kgf/mm2 이하로 제거 내지 저감하고, 고온 특성을 얻기 위해 담금질 온도는 50℃ 이하인 것이 바람직하다.
상기 냉간 압축(가공)의 냉간 압축(가공)량이 작으면 충분한 잔류 응력의 저감 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 냉간 압축(가공)량이 크면, 인공 시효 경화 처리 중이나 고온에서의 사용 중에 θ'상의 석출량이 증가하기 때문에, 내력이 저하되기 쉽다. 따라서, 냉간 압축(가공)은 압축(가공)률 1∼5%로 하는 것이 바람직하다.
(인공 시효 경화 처리 공정)
각 조질에 있어서의 인공 시효 경화 처리는 상기 Al 합금의 상온 내력 및 고온 내력, 크리프 파단 강도 등의 고온 특성, 및 금속 피로 특성을 부여하기 위해 행해진다. 이 인공 시효 경화 처리에 의해 Al 합금의 (111)면에 석출되는 Ω상 및 (100)면에 석출되는 θ'상을 석출시킬 수 있어, 전술한 특성을 발현한다. 인공 시효 경화 처리의 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 본원 Al 합금에 있어서 Ω상 및 θ'상이 본원을 만족하는 석출 상태나 상온 내력 및 고온 내력, 크리프 파단 강도 등의 고온 특성, 및 금속 피로 특성을 얻을 수 있는 것이면 좋다.
실시예
이상, 본 발명을 실시하기 위한 형태에 대해 기술해 왔는데, 이하에서, 본 발명의 효과를 확인한 실시예를, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 비교예와 대비하여 구체적으로 설명한다. 실온 내력이 400MPa 이상, 고온 내력이 300MPa 이상, 고온에서의 크리프 파단 강도가 150MPa 이상인 것을 합격으로 하고, 그 이외의 것을 불합격으로 했다.
이하에서, 제 1 실시예로서 내력 및 크리프 파단 강도의 확인 결과를, 제 2 실시예로서 금속 피로 강도의 확인 결과를 실시예 1∼18 및 비교예 1∼7에 의해 설명한다.
한편, 본 발명은 이 실시예에 한정되는 것은 아니다.
<제 1 실시예>
(공시재)
Al 합금의 조성이 실온 내력, 고온 내력 및 고온 크리프 파단 강도에 주는 영향을 파악하기 위해, 후기의 공시재를 제작했다. 우선, 표 1에 나타내는 조성의 Al 합금 주괴(직경 500mm, 길이 500mm)를 용제(溶製)한 후, 510℃에서 20시간의 균질화 열처리를 행하고, 열간 단조(280∼360℃, 단련비 1.5 이상)에 의해 150mm 각(角) 단조재 및 80mm 각 단조재를 제작했다. 그 후, 두 단조재 모두 공기로를 이용하여 528℃에서 6시간의 용체화 처리를 행했다. 한편, 표 1에서 본 발명의 범위를 만족시키지 않는 값에 대해서는 밑줄을 그었다.
Figure pct00001
다음으로, 150mm 각 단조재에 대해서는, 잔류 응력이 문제로 되는 용도를 모의하여, 상기 용체화 처리 후에 70∼100℃의 온수 담금질을 해서 잔류 응력을 3.0kgf/mm2 이하로 저감했다. 그 후, 상기 단조재에 175℃에서 18시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하여 T61 조질재로 했다. 그리고, 이 조질재로부터 공시재를 제작했다(실시예 1∼7, 실시예 10∼12, 비교예 1∼7).
한편, 상기 150mm 각 단조재 중의 일부는, 잔류 응력이 문제로 되는 용도를 모의하여, 상기 용체화 처리 후에 30∼60℃의 물 담금질을 한 후, 1.5%의 냉간 압축(가공)률로 냉간 압축(가공)을 가해서 잔류 응력을 3.0kgf/mm2 이하로 저감했다. 그 후, 이 단조재에 175℃에서 18시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하여 T652 조질재로 했다.
그리고, 이 조질재로부터 공시재를 제작했다(실시예 9).
80mm 각 단조재에 대해서는, 소품 부품이나 피스톤 등의 잔류 응력이 비교적 커도 좋은 용도를 모의하여, 용체화 처리 후에 30∼45℃의 저온수 담금질 처리를 행했다. 그 후, 상기 단조재에 175℃에서 18시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하여 T6 조질재로 했다. 그리고, 이 조질재로부터 공시재를 제작했다(실시예 8).
(실온 특성 및 고온 특성)
공시재의 실온 특성으로서 실온에서의 0.2% 내력과, 고온 특성으로서 180℃에서 100시간의 고온에 공시재를 유지했을 때의 0.2% 내력을 측정했다. 이들 시험편은, 실온에서의 시험은 평행부의 직경을 6.35mm, 표점 거리를 25mm로 하고, 180℃의 시험은 평행부의 직경을 6mm, 표점 거리를 30mm로 했다.
또한, 크리프 특성 시험에서는, 시험편은 평행부의 직경을 6mm, 표점 거리를 30mm로 했다. 이들 공시재의 인장 특성 및 크리프 특성의 측정 결과를 표 2에 나타낸다.
나아가, 공시재의 실온 특성으로서 실온에서의 공시재의 신도를 측정했다. 그의 측정 방법은 상기 0.2% 내력의 측정과 마찬가지이고, 시험편은 평행부의 직경을 6.35mm, 표점 거리를 25mm로 했다. 신도의 측정 결과는 후술한다.
Figure pct00002
(실시예 1∼12)
실시예 1 내지 실시예 12는 비교예 1 내지 비교예 7과 대비하여 실온 내력, 고온 내력 및 고온 크리프 파단 강도 중 어느 측정 항목에 있어서도 그의 물리적 특성이 우수하다는 것이 판명되었다. 이들은 회전 로터나 회전 임펠러 또는 피스톤 등 고속으로 회전 내지 접동하는 고속 운동 부품에 사용한 경우, 종래보다도 우수한 특성을 나타낸다.
또한, 실시예 6과 실시예 7의 실온에서의 내력값의 대비로부터, 동일한 내력값인 경우, Al 합금의 Si 첨가량을 증가시키는 것에 의해 Cu의 첨가량을 감소시킬 수 있다는 것이 판명되었다. 나아가, 실시예 6과 실시예 7의 실온에서의 신도는 각각 8.5%, 10.0%로 되었다. 이러한 점에서, 동일한 내력값에서, Cu에 관계되는 금속간 화합물을 감소시킬 수 있다는 것을 나타내고 있다. 나아가, 그 결과, Al 합금의 신도를 향상시킬 수 있다는 것, 및 금속 피로 강도의 향상도 가능하다는 것을 나타내고 있다. 즉, Si와 Cu의 양(비율)을 적절히 조정하는 것에 의해, 내력값을 일정하게 유지하면서 금속 피로 강도 및 Al 합금의 신도를 더욱 향상시킬 수 있다.
(비교예 1, 비교예 5, 비교예 6)
비교예 1, 비교예 5, 비교예 6은 Si의 함유량이 0.06질량%로 적기 때문에 석출물의 미세화, 균일 석출의 효과가 작다.
이 때문에, 이들 비교예 1, 비교예 5, 비교예 6은 실온 내력 400MPa 이상, 고온 내력 300MPa 이상, 고온에서의 크리프 파단 강도 150MPa 이상의 값을 어느 것도 만족시키고 있지 않다.
(비교예 3, 비교예 4, 비교예 6, 비교예 7)
비교예 3, 비교예 4, 비교예 6, 비교예 7은 Zr의 함유량이 0.15질량%로 많기 때문에, 용체화 처리 후의 담금질 처리에 있어서 AlCu2 등의 안정상이 상기 Al-Zr계 분산 입자의 주위에 조대하게 석출되었다. 이 때문에, 이들 비교예 3, 비교예 4, 비교예 6, 비교예 7은 실온 내력 400MPa 이상, 고온 내력 300MPa 이상, 고온에서의 크리프 파단 강도 150MPa 이상의 값을 어느 것도 만족시키고 있지 않다.
(참고예)
한편, 상기 합금 성분의 규제값의 상한을 초과한 공시체에 대해, 이하의 현상이 보였다.
비교예의 성분으로서 Si의 함유량이 1.0질량%를 초과한 공시체는 Al 합금 중에 조대한 금속간 화합물이 생겼기 때문에, 금속 피로 강도가 저하되었다. 또한, Cu의 함유량이 7.0질량%를 초과한 공시체는 Al 합금의 강도가 지나치게 높아졌기 때문에, Al 합금의 단조성이 저하되었다. 게다가, Mn의 함유량이 1.5질량%를 초과한 공시체는 용해 주조 시에 불용성 금속간 화합물이 생성되어, Al 합금의 단조성이 저하되었다. 그리고, Mg의 함유량이 2.0질량%를 초과한 공시체는 Al 합금의 강도가 높아져, Al 합금의 단조성이 저하되었다.
<제 2 실시예>
금속간 화합물의 크기 차이에 따른 Al 합금의 재료 특성에 대한 영향을 파악하기 위해, 후기의 방법으로 공시재를 작성했다.
(공시재)
표 1의 조성 7에 나타내는 조성의 Al 합금 주괴를 모래형 주조, 구리 주형 주조, 연속 주조 등으로 주조했을 때에 주조 속도 등을 조정하여 Al 합금 주괴를 용제했다. 그 후, 상기 Al 합금 주괴에 대해 510℃에서 20시간의 균질화 열처리를 행한 후, 열간 단조(280∼360℃, 단련비 1.5 이상)에 의해 150mm 각 단조재를 제작했다.
상기에서 작성한 150mm 각 단조재에 대해, 공기로를 이용하여 528℃에서 6시간의 용체화 처리를 행하고, 그 후에 70∼100℃의 온수 담금질을 행했다. 추가로, 그 후 175℃에서 18시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하여 T61 조질재로 했다.
(금속간 화합물의 크기)
금속간 화합물의 크기 해석에는, 전술한 바와 같이 극치 통계 해석을 이용했다. 즉, 100배의 광학 현미경 사진 40장으로부터, 각각의 사진에서 검사 기준 면적의 0.37mm2 내에서 최대 금속간 화합물을 추출하고, 얻어진 40개의 데이터에 대해 상기 통계 처리를 행하여, 설정한 예측 면적에서의 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 각 재료에 대해 추정했다. 이번 측정에서는, 예측 면적을 100mm2로 설정했다.
(회전 굽힘 피로 강도 시험)
상기 T61 조질재로부터 후기 시험편을 제작하고, 이 시험편을 150℃의 고온(최대 응력 13MPa, 응력비 -1)에서의 금속 피로 강도 시험을 행했다.
이 금속 피로 시험은, 평행부의 직경 6mm, 평행부의 길이 13.55mm로 하고, #1000의 에머리 페이퍼(emery paper)로 마무리한 원형봉 시험편을 회전 굽힘 피로 강도 시험에 제공했다.
최대 원 상당 직경과 회전 굽힘 피로 강도 시험의 측정 결과인 파단 반복 횟수의 관계를 표 3에 나타낸다. 파단 반복 횟수란, 회전 피로 시험에서 파단까지의 반복 횟수를 말한다. 한편, 파단 반복 횟수는 최대 원 상당 직경 90㎛일 때의 값을 1로 하는 상대값으로 나타낸다.
Figure pct00003
(금속 피로 강도)
금속간 화합물의 최대 원 상당 직경을 조정한 재료에 대해 회전 굽힘 피로 강도 시험을 행한 바, 동일한 조성(표 1의 조성 7)의 합금(시험편)에서는, 이번 예측 면적(100mm2)에서 최대 원 상당 직경을 60㎛ 이하로 하는 것에 의해 금속 피로 강도가 향상된다는 것을 식견했다. 또한, 최대 원 상당 직경이 더욱 작은 편이 금속 피로 강도는 향상되는 경향이 보였다.
(실시예 13∼18)
표 3에 나타내는 바와 같이, 표 1의 조성 7에 나타내는 조성의 Al 합금 주괴로부터 제작한 상기 시험편에 있어서 최대 원 상당 직경을 60㎛ 이하로 하는 것에 의해(실시예 15∼18), 파단 반복 횟수는 최대 원 상당 직경 90㎛(실시예 13)의 4배 이상으로 된다는 것이 판명되었다.
또한, 최대 원 상당 직경을 40㎛ 이하(실시예 17)로 함으로써, 파단 반복 횟수가 최대 원 상당 직경 90㎛(실시예 13)의 9배 이상으로 되어, Al 합금의 금속 피로 강도의 더한층의 향상이 가능해진다. 그리고, 최대 원 상당 직경을 25㎛ 이하(실시예 18)로 함으로써, 파단 반복 횟수가 최대 원 상당 직경 90㎛(실시예 13)의 19배 이상으로 되어, Al 합금의 비약적인 금속 피로 강도의 향상이 가능해진다.
이와 같이, 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경 90㎛(실시예 13)와 비교하여 최대 원 상당 직경 60㎛ 이하(실시예 15∼18)는 물리적 특성이 보다 우수하다는 것이 판명되었다. 이들의 것은, 회전 로터나 회전 임펠러 또는 피스톤 등 단속적으로 응력이 걸리는 고속 운동 부품에 사용한 경우에 종래보다도 우수한 특성을 나타낸다.
본 발명은 내열성, 고온 피로 강도, 고온 하에서의 내크리프 특성 및 고온 내력이 우수하고, 로켓이나 항공기·우주 기재용, 철도 차량, 자동차, 선박 등의 수송 기재용, 또는 엔진 부품, 컴프레서 등의 기계 부품용 등, 회전 로터나 회전 임펠러 또는 피스톤 등의, 특히 100℃를 초과하는 고온의 사용 환경에서 사용되는 Al 합금제 부품에 적용할 수 있다.

Claims (3)

  1. Si: 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하,
    Cu: 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하,
    Mn: 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하,
    Mg: 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하,
    Ti: 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하,
    Ag: 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하
    를 함유하고,
    Zr: 0.1질량% 미만으로 규제하고,
    잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    V: 0.15질량% 이하
    를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금에 포함되는 금속간 화합물의 최대 원 상당 직경이 60㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금.
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