KR20140025599A

KR20140025599A - 고강도 알루미늄 합금재 및 이의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140025599A
Application number: KR1020147001916A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 하타
Original assignee: 가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date: 2011-11-07
Filing date: 2012-11-05
Publication date: 2014-03-04
Also published as: WO2013069603A1; US9512510B2; KR101624116B1; CN103732772A; CN103732772B; US20140246127A1; JP5285170B2; JP2013122083A

Abstract

Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는, 내력이 350MPa 이상인 고강도 알루미늄 합금재이다. 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어지고, 황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후에 측정된, JIS Z8729(ISO 7724-1)에 규정된 L* 값이 85 이상 95 이하이고 또한 b* 값이 0 이상 0.8 이하이다.

Description

고강도 알루미늄 합금재 및 이의 제조 방법 {HIGH-STRENGTH ALUMINUM ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 강도 특성과 외관 특성의 쌍방이 중요시되는 부위에 사용되는 고강도 알루미늄 합금재에 관한 것이다.

수송 기기, 스포츠 용구, 기계 부품 등의, 강도 특성과 외관 특성의 쌍방이 중요시되는 용도에 사용되는 재료로서, 고강도 및 경량의 알루미늄 합금을 채용하는 경우가 증가하고 있다. 이들 용도에는 내구성이 요구되므로, 내력(耐力)이 350MPa 이상인 알루미늄 합금이 절실히 요구되고 있다.

이러한 고강도를 나타내는 알루미늄 합금으로서는, 알루미늄에 Zn 및 Mg를 첨가한 7000계 알루미늄 합금이 알려져 있다. 7000계 알루미늄 합금은, Al-Mg-Zn계의 석출물이 시효(時效) 석출하기 때문에 높은 강도를 나타낸다. 또한, 7000계 알루미늄 합금 중에서도, Zn, Mg에 더하여 Cu를 첨가한 것은, 알루미늄 합금 중에서 가장 높은 강도를 나타낸다.

7000계 알루미늄 합금은, 예를 들어 열간 압출 가공 등에 의해 제조되고, 고강도가 요구되는 항공기나 차량 등의 수송 기기, 스포츠 용구, 기계 부품 등에 사용되고 있다. 이들 용도로 사용하는 경우에 요구되는 특성은, 강도 이외에, 내응력부식균열성, 충격 흡수성, 전신성(展伸性) 등이 있다. 상기 특성을 만족하는 알루미늄 합금의 예로서는, 예를 들어 특허문헌 1에 기재된 알루미늄 합금 압출재가 제안되어 있다.

특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개2007-119904호

그러나, 종래의 성분 범위 및 종래의 제조 방법으로 제조한, 7000계의 고내력을 나타내는 알루미늄 합금에서는, 예를 들어 표면 상처를 방지하는 목적으로 양극 산화 처리 등을 실시하면, 표면에 근상(筋狀) 모양이 나타난다는 외관상의 문제가 있었다.

또한, 상기 알루미늄 합금은, 예를 들어 양극 산화 처리 등의 표면 처리를 실시한 후에, 고급스러운 느낌을 자아내기 위해 은색이 되는 것이 요구되고 있다. 하지만, 상기 종래의 7000계 알루미늄 합금에 양극 산화 처리 등을 실시하면, 표면이 황색의 색조를 강하게 띤다는 외관상의 문제가 있었다.

이와 같이, 상기 종래의 7000계 알루미늄 합금은, 표면 처리 후에 나타나는 근상 모양이나 색조 변화가 표면 품질상의 문제가 되기 때문에, 채용하는 것이 곤란하였다.

본 발명은, 이러한 배경을 감안하여 이루어진 것으로, 양극 산화 처리 후에 있어서의 표면 품질이 우수한 고강도 알루미늄 합금재 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 하나의 형태는, Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부(殘部)가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖고,

내력이 350MPa 이상이고,

금속 조직이 재결정(再結晶) 조직으로 이루어지고,

황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후에 측정된, JIS Z8729(ISO 7724-1)에 규정된 L* 값이 85 이상 95 이하이고, 또한 b* 값이 0 이상 0.8 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재에 있다.

본 발명의 다른 형태는, Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는 주괴(鑄塊)를 제작하고,

당해 주괴를, 540℃ 초과 580℃ 이하의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 실시하고,

이후, 가공 개시시에서의 상기 주괴의 온도를 440℃ 내지 560℃로 한 상태에서 당해 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재(展伸材)로 하고,

당해 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시한 후, 당해 전신재의 온도가 400℃ 내지 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상 1000℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 실시하고,

당해 급랭 처리 또는 이후의 냉각에 의해 당해 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,

이후, 당해 전신재를 가열하는 인공 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에 있다.

상기 고강도 알루미늄 합금재는 상기 특정의 화학 성분을 갖고 있다. 따라서, 상기 종래의 7000계 알루미늄 합금재와 동등한 내력을 갖는 동시에, 표면 처리 후에 발생하는 색조 변화 등을 억제하여, 양호한 표면 품질을 수득할 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 350MPa 이상의 내력을 갖는다. 따라서, 강도 특성과 외관 특성의 쌍방이 중요시되는 용도로 사용할 수 있는 재료로서의 강도면에서의 요구를 비교적 용이하게 충족시킬 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 금속 조직은 재결정 조직으로 이루어진다. 따라서, 표면 처리 후에 섬유상 조직에 기인하는 근상 모양이 발생하는 것 등을 억제하여, 양호한 표면 품질을 수득할 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후의 L* 값 및 b* 값이 상기 특정 범위 내이다. L* 값 및 b* 값이 상기 범위 내의 값을 나타내는 알루미늄 합금은, 목시(目視)에 있어서 은색을 띠기 때문에, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 양극 산화 처리 후의 의장성(意匠性)이 우수한 재료가 된다.

이상과 같이, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 양극 산화 처리 후의 표면 품질이 우수한 고강도 알루미늄 합금재가 된다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에서는, 상기 특정의 처리 온도, 처리 시간 및 처리 순서에 의해 상기 고강도 알루미늄 합금재를 제조한다. 따라서, 상기 고강도 알루미늄 합금재를 용이하게 수득할 수 있다.

도 1은 실시예 1에 따른 시료 번호 1의 재결정 조직 사진.
도 2는 실시예 1에 따른 시료 번호 26의 섬유상 조직 사진.
도 3은 실시예 4에 따른 시료 번호 29의 재결정 조직 사진.

상기 고강도 알루미늄 합금재는, 7.2% 초과 8.7% 이하의 Zn과, 1.3% 이상 2.1% 이하의 Mg을 함께 함유한다. Zn과 Mg은, 알루미늄 합금 중에 공존함으로써 η' 상을 석출한다. 따라서, 양자가 함께 포함되는 상기 고강도 알루미늄 합금재는 석출 강화에 의해 강도가 향상된다.

Zn의 함유량이 7.2% 이하인 경우에는, η' 상의 석출량이 적어지기 때문에, 강도 향상 효과가 낮아진다. 따라서, Zn의 함유량은 7.2%보다 많은 편이 좋고, 바람직하게는 7.5% 이상이 좋다. 한편, Zn의 함유량이 8.7%를 초과하면, 열간 가공성이 저하되기 때문에 생산성이 저하된다. 따라서, Zn의 함유량은 8.7% 이하가 좋고, 바람직하게는 8.5% 이하가 좋다.

또한, Mg의 함유량이 1.3%보다 적은 경우에는, η' 상의 석출량이 적어지기 때문에, 강도 향상 효과가 낮아진다. 한편, Mg의 함유량이 2.1%를 초과하면, 열간 가공성이 저하되기 때문에 생산성이 저하된다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 0.01% 이상 0.10% 이하의 Cu를 함유한다. Cu는, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 원료로서 리사이클재를 사용하는 경우에 혼입될 가능성이 있다. Cu의 함유량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 화학 연마 후의 광택의 저하, 또는 양극 산화 처리에 의한 황색으로의 색조 변화 등, 표면 품질이 저하되는 원인이 된다.

한편, Cu의 함유량이 0.01% 미만인 경우에는, 재결정 조직의 결정립계 근방에 0.수(0.數)㎛의 폭의 무석출대(precipitate-free zone)가 형성될 우려가 있다. 상기 무석출대의 형성에 의해, 양극 산화 처리 후의 표면에 비늘상(鱗狀) 모양이 나타나, 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 이러한 표면 품질의 저하는, Cu의 함유량을 0.01% 이상 0.10% 이하로 제어함으로써 회피할 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 0.01% 이상 0.10% 이하의 Zr을 함유한다. Zr은, AlZr계의 금속간 화합물(金屬間化合物)을 형성함으로써, 재결정 조직의 결정 입자 직경을 미세화하는 효과를 갖는다. Zr의 함유량이 0.01% 미만인 경우에는, 재결정 조직의 결정립계 근방에 O.수㎛의 폭의 무석출대(precipitate-free zone)가 형성될 우려가 있다. 상기 무석출대의 형성에 의해, 양극 산화 처리 후의 표면에 비늘상 모양이 나타나, 표면 품질이 저하될 우려가 있다.

한편, Zr의 함유량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 상기 섬유상 조직이 존재하면, 양극 산화 처리를 실시한 후에, 상기 섬유상 조직에 기인하는 근상 모양이 표면에 나타나기 쉬워지기 때문에, 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 이러한 표면 품질의 저하는, Zr의 함유량을 0.01% 이상 0.10% 이하로 제어함으로써 억제할 수 있다.

또한, 상기 화학 성분 중, Cr의 함유량을 0.02% 미만으로 규제한다. Cr이 0.02% 이상 함유되어 있는 경우에는, 양극 산화 처리 후의 표면이 황색의 색조를 띨 우려가 있다. 이러한 색조 변화 등에 의한 표면 품질의 저하는, Cr의 함유량을 0.02% 미만으로 규제함으로써 억제할 수 있다.

또한 상기 화학 성분 중, Fe를 0.30% 이하로, Si를 0.30% 이하로, Mn을 0.05% 미만으로 각각 규제한다. Fe, Si는 알루미늄 지금(地金) 중의 불순물로서 혼입하고, Mn은 리사이클재를 사용하는 경우에 혼입할 가능성이 있는 성분이다.

상기의 Fe, Si 및 Mn은, Al과의 사이에 AlMn계, AlMnFe계 또는 AlMnFeSi계의 금속간 화합물을 형성함으로써 재결정화를 억제하는 작용을 갖는다. 따라서, 상기 3성분이 상기 고강도 알루미늄 합금재에 과도하게 혼입한 경우에는 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 상기 섬유상 조직이 존재하면, 양극 산화 처리를 실시한 후에, 상기 섬유상 조직에 기인하는 근상 모양이 표면에 나타나기 쉬워지기 때문에, 표면 품질이 저하될 우려가 있다.

이러한 근상 모양에 의한 표면 품질의 저하는, Fe를 0.30% 이하로, Si를 0.30% 이하로, Mn을 0.05% 미만으로 각각 규제함으로써 억제하는 것이 가능해진다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 0.001% 이상 0.05% 이하의 Ti를 함유한다. Ti는, 알루미늄 합금재에 첨가됨으로써 주괴 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. 주괴 조직이 미세하게 될수록, 얼룩 없이 높은 광택이 얻어지기 때문에, Ti가 함유됨으로써 표면 품질을 향상시킬 수 있다.

Ti의 함유량이 0.001%보다 적은 경우에는, 주괴 조직의 미세화가 충분히 이루어지지 않기 때문에, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 광택에 얼룩이 생길 우려가 있다. 또한, Ti의 함유량이 0.05%보다 많은 경우에는, Al과의 사이에 형성되는 AlTi계 금속간 화합물 등이 원인이 되어, 점상의 결함이 발생되기 쉽기 때문에, 표면 품질이 저하될 우려가 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, JIS Z2241(ISO 6892-1)에 규정된 내력이 350MPa 이상이다. 이로써, 경량화를 위한 박육화(薄肉化)에 대응할 수 있는 강도 특성을 비교적 용이하게 수득할 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 금속 조직이 입상(粒狀)의 재결정 조직으로 구성되어 있다. 통상, 열간 가공을 실시하여 제작한 알루미늄 합금재는 섬유상 조직으로 이루어진 금속 조직을 갖기 때문에, 표면의 광택 등에 근상 모양이 생기고, 그 결과 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 한편 상기 고강도 알루미늄 합금재에서는, 금속 조직이 재결정 조직으로 구성되어 있기 때문에, 표면에 근상 모양은 발생하지 않고, 표면 품질이 양호해진다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후에 측정된, JIS Z8729(ISO 7724-1)에 규정된 L* 값이 85 이상 95 이하이고, 또 b* 값이 0 이상 0.8 이하이다. 양극 산화 처리 후에 L* 값 및 b* 값이 상기의 범위 내에 있는 알루미늄 합금재는, 목시로는 은색을 띠기 때문에, 의장성이 우수한 알루미늄 합금재가 된다. 여기서, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 적어도 상기 특정의 화학 성분을 갖고 있음으로써, L* 값이 85 이상이고 또한 b* 값이 0.8 이하가 되는 색조를 실현할 수 있는 것이다.

L* 값이 85 미만인 경우에는, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 색이 회색을 띠기 때문에, 의장성이 저하될 우려가 있다. 또한, L* 값이 95를 초과하는 경우에는, 양극 산화 처리 후의 표면에서의 광택이 과도하게 커지기 때문에, 의장성이 저하될 우려가 있다. 한편, b* 값이 0.8을 초과하는 경우에는, 양극 산화 처리 후에 색조가 황색을 띠기 때문에, 의장성이 저하될 우려가 있다. 또한, 상기 화학 성분을 갖는 알루미늄 합금재에 대해 양극 산화 처리를 실시하는 경우에는, 0 미만이 되는 b* 값을 갖는 알루미늄 합금재를 수득하는 것은 곤란하다.

또한, 상기 재결정 조직은, 이의 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛ 이하이고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이를, 열간 가공 방향에 직각 방향의 결정 길이에 대해 0.5배 이상 4배 이하로 할 수 있다.

상기 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛를 초과하면, 결정립이 과도하게 조대(粗大)해지므로, 양극 산화 처리 등의 표면 처리를 실시한 후에, 표면에 얼룩이 생기기 쉬워, 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 결정립의 평균 입자 직경은 작을수록 좋다. 또한, 평균 입자 직경이 50㎛ 미만이 되는 경우에는, 상기 결정립의 사이에 섬유상 조직이 잔류할 우려가 있다. 따라서, 양호한 표면 품질을 얻기 위해서는, 상기 결정립의 평균 입자 직경은 500㎛ 이하가 좋고, 바람직하게는 50㎛ 이상 500㎛ 이하가 좋다.

또한, 상기 결정립의 종횡비(열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비를 가리킴)가 4를 넘으면, 양극 산화 처리 등의 표면 처리를 실시한 후의 표면에 근상 모양이 나타날 우려가 있다. 한편, 종횡비가 0.5 미만이 되는 결정립은 실질적인 제조 설비에서는 수득되기 어렵다.

또한, 상기 금속 조직은, 예를 들어 알루미늄 합금재의 표면에 전해 연마를 실시하여, 수득된 표면을 편광 현미경으로 관찰함으로써 재결정 조직 여부를 확인할 수 있다. 즉, 상기 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진 경우에는, 입상으로 이루어진 균일한 금속 조직이 관찰되고, 조대한 금속간 화합물이나 부유정(浮遊晶) 등으로 대표되는, 주조시에 형성될 수 있는 응고 조직은 보이지 않는다. 마찬가지로, 재결정 조직으로 이루어진 금속 조직에는, 압출이나 압연 등의 소성 가공에 의해 형성되는 근상의 조직(소위, 가공 조직)은 보이지 않는다.

또한, 상기 재결정 조직에서의 결정립의 평균 입자 직경은, 상기의 편광 현미경을 사용한 관찰에 의해 수득되는 금속 조직상에 대해, JIS G 0551(ASTM E 112-96, ASTM E 1382-97)에 규정된 절단법에 준하여 산출할 수 있다. 즉, 상기 금속 조직상 중의 임의의 위치에 있어서 종, 횡, 경사 방향에 각 1개씩의 절단선을 긋고, 이 절단선의 길이를, 절단선을 가로지르는 결정립계의 갯수로 나눔으로써 평균 입자 직경을 산출할 수 있다.

또한, 종횡비(열간 가공 방향에 직각 방향의 결정 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비를 가리킴)는 상기의 방법에 준하여 산출할 수 있다. 즉, 상기의 방법과 동일하게, 상기 금속 조직상 중에, 열간 가공 방향과 평행한 방향 및 직각 방향의 절단선을 임의의 위치에 긋고, 각각의 절단선으로부터 열간 가공 방향과 평행한 방향 및 직각 방향의 평균 입자 직경을 산출한다. 그리고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 평균 입자 직경을 열간 가공 방향에 직각 방향의 평균 입자 직경으로 나눔으로써, 종횡비를 산출할 수 있다.

또한, 상기 재결정 조직은, 열간 가공 시에 생성된 것인 것이 바람직하다. 재결정 조직은, 이의 제조 과정에 의해 동적 재결정 조직과 정적 재결정 조직으로 분류할 수 있고, 열간 가공시에 변형을 받는 동시에 재결정을 반복함으로써 생성되는 것을 동적 재결정 조직이라고 한다. 한편, 정적 재결정 조직은, 열간 가공이나 냉간 가공을 실시한 후, 용체화(溶體化) 처리나 소둔(燒鈍) 처리 등의 열처리 공정을 추가함으로써 생성되는 것을 말한다. 상기한 과제는 어느 재결정 조직이라도 해결할 수 있지만, 동적 재결정 조직의 경우에는, 생산 공정이 간소해지기 때문에, 용이하게 제조할 수 있다.

이상과 같이, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 고강도인 동시에 표면 품질이 우수한 재료가 된다. 또한, 양극 산화 처리를 실시하는 경우에는, 표면에 결함 등이 없고, 목시에 있어서 은색을 띠는 의장성이 우수한 표면을 수득할 수 있다. 따라서, 강도 특성과 외관 특성의 쌍방이 중요시되는 부위에 적합하게 사용할 수 있다.

다음으로, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에 있어서는, 상기 화학 성분을 갖는 주괴에 대해, 540℃ 초과 580℃ 이하의 온도에서 1시간 이상 24시간 이하로 가열하는 균질화 처리를 실시한다.

상기 균질화 처리의 가열 온도가 540℃ 이하인 경우에는, 상기 주괴 편석층(偏析層)의 균질화가 불충분해진다. 그 결과, 결정립의 조대화나, 불균일한 결정 조직의 형성 등이 일어나기 때문에, 최종적으로 수득되는 합금재의 표면 품질이 저하된다. 한편, 가열 온도가 580℃보다 높으면, 상기 주괴가 국부적으로 용융을 일으킬 우려가 있기 때문에, 제조가 곤란해진다. 따라서, 상기 균질화 처리의 온도는 540℃ 초과 580℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 균질화 처리의 가열 시간이 1시간 미만인 경우에는, 상기 주괴 편석층의 균질화가 불충분해지기 때문에, 상기와 동일하게 최종적인 표면 품질이 저하된다. 한편, 가열 시간이 24시간을 초과하면, 상기 주괴 편석층의 균질화가 충분히 된 상태가 되기 때문에, 그 이상의 효과를 기대할 수 없다. 따라서, 상기 균질화 처리의 시간은 1시간 이상 24시간 이내인 것이 바람직하다.

다음으로, 상기 균질화 처리를 실시한 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재로 한다. 열간 가공 개시시의 상기 주괴의 온도는 440℃ 이상 560℃ 이하로 한다.

열간 가공 전의 주괴의 가열 온도가 440℃보다 낮으면, 변형 저항이 높아, 실질적인 제조 설비로는 가공이 곤란해진다. 한편, 560℃를 넘는 온도까지 주괴를 가열한 후에 열간 가공을 실시하면, 가공 시의 가공 발열이 더해짐으로써 상기 주괴가 국소적으로 융해하고, 그 결과 열간 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서, 열간 가공 전의 상기 주괴의 온도는 440℃ 이상 560℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 열간 가공으로서는, 압출 가공이나 압연 가공 등을 채용할 수 있다.

또한, 상기 열간 처리 후에, 상기 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시하고, 상기 전신재의 온도가 150℃ 이하가 될 때까지 냉각하는 급랭 처리를 실시한다.

상기 급랭 처리 전의 상기 전신재의 온도가 400℃ 미만인 경우에는, 소입(燒入)이 불충분해져, 그 결과 수득되는 전신재의 내력이 350MPa 미만이 될 우려가 있다. 또한, 급랭 처리 후의 전신재의 온도가 150℃를 초과하는 경우에도 소입이 불충분해져, 그 결과 수득되는 전신재의 내력은 350MPa 미만이 될 우려가 있다.

또한, 상기 급랭 처리란, 상기 전신재를 강제적인 수단으로 냉각하는 처리를 의미한다.

상기 급랭 처리로서는, 예를 들어 샤워 냉각 또는 수냉 등의 방법을 채용할 수 있다.

또한, 상기 급랭 처리는, 당해 전신재의 온도가 400℃ 내지 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상 1000℃/초 이하로 제어하여 실시한다.

상기 평균 냉각 속도가 1000℃/초를 초과하는 경우에는, 설비가 과대해지는데다가, 거기에 걸맞은 효과를 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 소입이 불충분해지기 때문에, 수득되는 전신재의 내력이 350MPa에 미달될 우려가 있다. 따라서, 냉각 속도는 빠른 편이 좋고, 5℃/초 이상 1000℃/초 이하, 바람직하게는 100℃/초 이상 1000℃/초 이하가 좋다.

또한, 상기 급랭 처리를 실시한 후에, 상기 전신재의 온도를 실온까지 도달시킨다. 이것은, 상기 급랭 처리에 의해 실온에 도달해도 좋고, 또는 당해 급랭 처리 후에 추가 냉각 처리를 함으로써 도달해도 좋다. 전신재의 온도를 실온까지 도달시킴으로써, 실온 시효의 효과가 나타나기 때문에, 전신재의 강도가 향상된다.

또한, 상기 추가 냉각 처리에는, 예를 들어 팬 공랭, 미스트 냉각, 샤워 냉각 또는 수냉 등의 방법을 채용할 수 있다.

여기서, 상기 전신재를, 실온을 유지한 상태에서 보관하면, 실온 시효 효과에 의해 당해 전신재의 강도가 보다 향상된다. 실온 시효 시간은, 초기의 단계에서는 시간이 길수록 강도가 향상되지만, 실온 시효 시간이 24시간 이상이 되는 경우에는, 실온 시효의 효과가 포화된다.

다음으로, 상기와 같이 실온까지 냉각을 실시한 상기 전신재를 가열하는 인공 시효 처리를 실시한다. 인공 시효 처리를 실시함으로써, 상기 전신재 내에 MgZn₂가 미세하고 균일하게 석출되기 때문에, 상기 전신재의 내력을 용이하게 350MPa 이상으로 할 수 있다. 상기 인공 시효 처리의 구체적인 조건으로서는, 이하의 임의의 양태를 적용할 수 있다.

즉, 상기 인공 시효 처리의 처리 조건의 하나의 양태로서, 상기 전신재를 80 내지 120℃의 온도에서 1 내지 5시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시하고, 이후에 상기 제1 인공 시효 처리와 연속하여 상기 전신재를 130 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하는 처리 조건을 채용할 수 있다.

여기서, 제1 인공 시효 처리와 제2 인공 시효 처리를 연속해서 실시한다는 것은, 제1 인공 시효 처리가 완료한 후에, 상기 전신재의 온도를 유지하면서 제2 인공 시효 처리를 실시하는 것을 의미한다. 즉, 제1 인공 시효 처리와 제2 인공 시효 처리 사이에서 상기 전신재가 냉각되지 않으면 좋고, 구체적인 방법으로서, 제1 인공 시효 처리 후, 열처리로(熱處理爐)에서 꺼내지 않고 제2 인공 시효 처리를 실시하는 방법 등이 있다.

이와 같이, 상기 제1 인공 시효 처리와 상기 제2 인공 시효 처리를 연속해서 실시함으로써, 인공 시효 처리 시간을 단축할 수 있다. 또한, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도는 130 내지 200℃가 좋다. 제2 인공 시효 처리에 있어서 170 내지 200℃의 범위에서 가열하는 경우에는, 상기 전신재의 연성(延性)이 커지기 때문에, 가공성을 보다 향상시킬 수 있다. 또한, 제2 인공 시효 처리에 있어서, 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어나는 조건이 있는 경우에는, 수득되는 전신재의 내력이 350MPa 미만이 될 우려가 있다.

또한, 상기 인공 시효 처리의 처리 조건의 다른 양태로서, 상기 전신재를 100 내지 170℃의 온도에서 5 내지 30시간 가열하는 처리를 실시하는 처리 조건을 채용할 수 있다.

이 경우에는, 제조 공정이 간소한 것이 되기 때문에, 용이하게 제조할 수 있다. 상기의 인공 시효 처리가 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어나면, 수득되는 전신재의 내력이 350MPa 미만이 될 우려가 있어, 충분한 강도 특성을 갖는 전신재를 수득하는 것이 곤란해진다.

실시예

(실시예 1)

상기 고강도 알루미늄 합금재에 따른 실시예에 대해, 표 1 및 표 2를 사용하여 설명한다.

본 실시예에서는, 표 1에 기재한 바와 같이, 알루미늄 합금재의 화학 성분을 변화시킨 시료(번호 1 내지 번호 28)를 동일한 제조 조건으로 제작하고, 각 시료의 강도 측정, 금속 조직 관찰을 실시하였다. 또한, 각 시료에 표면 처리를 실시한 후, 표면 품질 평가를 실시하였다.

이하에, 각 시료의 제조 조건, 강도 측정 방법 및 금속 조직 관찰 방법, 및 표면 처리 방법 및 표면 품질 평가 방법을 설명한다.

<시료의 제조 조건>

반연속 주조에 의해, 표 1에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조한다. 이후, 당해 주괴를 550℃의 온도에서 12시간 가열하는 균질화 처리를 실시한다. 이후, 상기 주괴의 온도가 520℃인 상태에서, 당해 주괴를 열간 압출 가공함으로써, 폭 150mm, 두께 10mm의 전신재를 형성한다. 이후, 당해 전신재의 온도가 505℃인 상태에서, 당해 전신재를 600℃/초의 냉각 속도로 10O℃까지 냉각하는 급랭 처리를 실시한다. 그리고, 상기 급랭 처리를 실시한 상기 전신재를 실온까지 냉각하고, 실온 하에서 24시간의 실온 시효를 실시한 후에, 열처리로를 사용하여 상기 전신재를 100℃의 온도에서 4시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시한다. 이어서, 상기 전신재를 열처리로에서 꺼내지 않고 로내 온도를 160℃로 승온하고, 160℃에서 8시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하여, 시료로 한다.

<강도 측정 방법>

시료로부터, JIS Z2241(ISO 6892-1)에 준거하는 방법에 의해 시험편을 채취하여, 인장 강도, 내력 및 신장의 측정을 실시한다. 그 결과, 350MPa 이상의 내력을 나타내는 것을 합격으로 판정한다.

<금속 조직 관찰 방법>

시료를 전해 연마한 후, 배율 50배 내지 100배의 편광 현미경으로 시료 표면의 현미경상을 취득한다. 당해 현미경상에 대해 화상 해석을 실시하고, 상기와 같이, JIS G 0551(ASTM E 112-96, ASTM E 1382-97)에 규정된 절단법에 준하여 시료의 금속 조직을 구성하는 결정립의 평균 입자 직경을 구한다. 또한, 종횡비(열간 가공 방향에 직각 방향의 결정 길이에 대한, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비를 나타냄)는, 상기와 같이, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 평균 입자 직경을 열간 가공 방향에 직각 방향의 평균 입자 직경으로 나눔으로써 산출한다. 그 결과, 평균 입자 직경에 대해서는 500㎛ 이하인 것, 종횡비에 대해서는 0.5 내지 4.0의 범위 내에 있는 것을 각각 바람직한 결과로 판정한다.

<표면 처리 방법>

상기 인공 시효 처리를 실시한 시료의 표면을 버프 연마한 후, 수산화나트륨 수용액에 의해 에칭을 실시하고, 이어서 디스머트 처리를 실시한다. 당해 디스머트 처리를 실시한 시료를, 인산-질산법을 이용하여 90℃의 온도에서 1분간의 화학 연마를 실시한다. 그리고, 당해 화학 연마를 실시한 시료를, 15% 황산욕 하에서 150A/㎡의 전류 밀도로 양극 산화 처리를 실시하여, 10㎛의 양극 산화 피막을 형성한다. 마지막으로, 상기 양극 산화 처리 후의 시료를 끓는 물에 침지시키고, 상기 양극 산화 피막의 봉공(封孔) 처리를 실시한다.

<표면 품질 평가 방법>

상기 표면 처리를 실시한 시료의 표면을 목시 관찰한다. 목시 관찰에서는, 표면에 근상 모양, 반상(斑狀) 모양 또는 점상 결함 등이 나타나지 않은 것을 합격으로 판정한다.

이어서, 시료의 표면의 색조를 색차계에 의해 계측하고, JIS Z8729(ISO 7724-1)에 기재된 L*a*b* 표색계에서의 각 좌표의 값을 취득한다. 그 결과, L* 값(명도): 85 내지 95, b* 값(청색∼황색의 색도): 0 내지 0.8의 범위 내에 있는 것을 합격으로 판정한다.

상기와 같이 제작한 각 시료의 평가 결과를 표 2에 기재한다. 또한, 각각의 평가 결과에 있어서 합격으로 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과로 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 2 중의 당해 평가 결과에 밑줄을 그어서 나타내었다.

표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 번호 1 내지 번호 14는, 모든 평가 항목에서 합격이 되고, 강도, 표면 품질 모두 우수한 특성을 나타내었다.

우수한 표면 품질을 갖는 시료의 대표예로서, 도 1에, 시료 번호 1의 금속 조직 관찰 결과를 도시한다. 우수한 표면 품질을 갖는 시료는, 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 입상의 재결정 조직으로 이루어진 금속 조직을 갖는 동시에, 목시 확인에서도 근상 모양은 관찰되지 않고, 얼룩 없이 높은 광택을 갖는다.

시료 번호 15는, Zn 함유량이 너무 낮기 때문에, 강도 향상 효과가 충분히 얻어지지 않아서, 내력이 불합격이라고 판정하였다. 또한, 결정 입자 직경도 조대해지고, 반상 모양이 관찰되어, 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 16은, Zn 함유량이 너무 높기 때문에, 열간 가공성이 나빠서, 실질적인 설비에서는 열간 압출 가공이 불가능하였다.

시료 번호 17은, Mg 함유량이 너무 낮기 때문에, 강도 향상 효과가 충분히 얻어지지 않아서, 내력이 불합격이라고 판정하였다. 또한, 결정 입자 직경도 조대해지고, 반상 모양이 관찰되어, 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 18은, Mg 함유량이 너무 높기 때문에, 열간 가공성이 나빠서, 실질적인 설비에서는 열간 압출 가공이 불가능하였다.

시료 번호 19는, Cu 함유량이 너무 낮기 때문에, 무석출대에 의한 비늘상 모양이 관찰되어, 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 20은, Cu 함유량이 너무 높기 때문에, 표면의 색조가 황색을 띠어 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 21은, Fe 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인(視認)되어 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 22는, Si 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 23은, Mn 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 24는, Cr 함유량이 너무 높기 때문에, 표면의 색조가 황색을 띠어 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 25는, Zr 함유량이 너무 낮기 때문에, 무석출대에 의한 비늘상 모양이 관찰되어, 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 26은, Zr 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정하였다.

표면 품질이 불합격이 된 시료 중, 근상 모양이 시인된 시료의 대표예로서, 도 2에, 시료 번호 26의 금속 조직 관찰 결과를 도시한다. 근상 모양이 시인된 시료는, 도 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 섬유상 조직으로 이루어진 금속 조직을 갖는다.

시료 번호 27은, Ti 함유량이 너무 낮기 때문에, 조대한 주괴 조직에 기인하는 반상 모양이 나타나서 불합격으로 판정하였다.

시료 번호 28은, Ti 함유량이 너무 높기 때문에, Al과의 금속간 화합물이 형성된 결과, 표면에 점상 결함이 시인되어 불합격으로 판정하였다.

(실시예 2)

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 따른 실시예에 대해, 표 3 내지 표 5를 사용하여 설명한다.

본 실시예에서는, 표 3에 기재한 화학 성분을 함유하는 알루미늄 합금재를, 표 4에 기재한 바와 같이 제조 조건을 변화시켜 시료(번호 A 내지 번호 AA)를 제작하고, 각 시료의 강도 측정, 금속 조직 관찰을 실시하였다. 또한, 각 시료에 표면 처리를 실시한 후, 표면 품질 평가를 실시하였다.

이하에, 각 시료의 제조 조건을 상세히 설명한다. 또한, 각 시료의 강도 측정 방법, 금속 조직 관찰 방법, 표면 처리 방법 및 표면 품질 평가 방법은, 상기 실시예 1과 동일한 방법에 의해 실시하였다.

<시료의 제조 조건>

반연속 주조에 의해, 표 3에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조한다. 이후, 표 4에 기재한 온도, 시간 또는 평균 냉각 속도의 조합을 사용하여, 상기 주괴에 균질화 처리, 열간 압출 가공, 급랭 처리, 제1 인공 시효 처리 및 제2 인공 시효 처리를 이 순서로 실시하여, 시료를 수득한다. 또한, 표 4에 기재된 실온 시효 시간이란, 급랭 처리를 실시한 후, 전신재가 실온에 도달하고나서부터 제1 인공 시효 처리를 실시할 때까지의 시간을 의미한다.

상기와 같이 제작한 각 시료의 평가 결과를 표 5에 기재한다. 또한, 각각의 측정 결과에서 합격으로 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과로 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 5 중의 당해 평가 결과에 밑줄을 그어서 나타내었다.

표 5로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 번호 A 내지 번호 R은, 모든 평가 항목에서 합격이 되어, 강도, 표면 품질 모두 우수한 특성을 나타내었다.

시료 S는, 균질화 처리에서의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다. 동시에, 결정립이 조대해지고, 표면에 반상 모양도 시인되었다.

시료 T는, 균질화 처리에서의 처리 시간이 너무 짧았기 때문에, 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다. 동시에, 결정립이 조대해지고, 표면에 반상 모양도 시인되었다.

시료 U는, 열간 압출 가공 전에서의 주괴의 가열 온도가 너무 높았기 때문에, 압출 가공시에 부분 용융한 결과, 열간 가공 균열을 일으키고, 급랭 처리 이후의 처리를 실시할 수 없었다.

시료 V는, 급랭 처리에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 소입이 불충분해져서 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

시료 W는, 급랭 처리 후에서의 전신재의 온도가 너무 높았기 때문에, 소입이 불충분해져서 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

시료 X는, 제2 인공 시효 처리에서의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 시효 경화가 불충분져서 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

시료 Y는, 제2 인공 시효 처리에서의 가열 온도가 너무 높았기 때문에, 과시효(過時效)가 되어 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

시료 Z는, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 짧았기 때문에, 시효 경화가 불충분해져서 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

시료 AA는, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 길었기 때문에, 과시효가 되어 내력이 350MPa에 미달되어 불합격으로 판정하였다.

(실시예 3)

본 실시예는, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에 있어서, 인공 시효 처리를 1단으로 실시하는 경우의 예이다.

<시료의 제조 조건>

반연속 주조에 의해, 표 3에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조한다. 이후, 표 4의 시료 A에 기재된 조건에 따라, 균질화 처리, 열간 압출 및 급랭 처리를 이 순서로 실시한다. 그리고, 당해 급랭 처리 후의 실온 시효를 실시한 후에, 열처리로를 사용하여 상기 전신재를 140℃의 온도에서 24시간 가열하는 인공 시효 처리를 실시하여, 시료 AB를 수득한다.

상기한 바와 같이 작성한 시료 AB에 대해, 상기 실시예 1과 동일한 방법에 의해 강도 측정, 금속 조직 관찰을 실시하였다. 또한, 각 시료에 표면 처리를 실시한 후, 표면 품질 평가를 실시하였다.

상기와 같이 제작한 시료 AB의 평가 결과를 표 6에 기재한다. 표 6으로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 AB는 모든 평가 항목에서 합격이 되어, 강도, 표면 품질 모두 우수한 특성을 나타내었다.

(실시예 4)

본 실시예는, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에서의 전신재를, 열간 압연에 의해 제작한 예이다. 본 실시예의 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법은 이하와 같다.

<시료의 제조 조건>

DC 주조에 의해, 표 7에 기재된 화학 성분을 갖는 두께 15mm의 판재를 주조하고, 표면을 면삭(面削)한다. 이후, 당해 판재를 가열하여, 560℃의 온도에서 12시간 보지(保持)하는 균질화 처리를 실시한다. 이후, 상기 판재의 온도가 450℃인 상태에서 당해 주괴를 열간 압연하여, 두께 3mm의 전신재를 형성한다. 이후, 당해 전신재의 온도가 404℃인 상태에서, 당해 전신재를 950℃/초의 평균 냉각 속도로 60℃까지 냉각하는 급랭 처리를 실시한다. 그리고, 상기 급랭 처리를 실시한 상기 전신재를 실온까지 냉각하고, 실온 하에서 48시간의 실온 시효를 실시한 후에, 열처리로를 사용하여 상기 전신재를 90℃의 온도에서 3시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시한다. 이어서, 상기 전신재를 열처리로에서 꺼내지 않고 로내 온도를 150℃로 승온하고, 150℃에서 8시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하여 시료(번호 29)로 한다.

상기한 바와 같이 제작한 시료 번호 29에 대해, 실시예 1과 같은 방법에 의해 강도 측정, 금속 조직 관찰, 표면 처리 및 표면 품질 평가를 실시한 결과를 표 8 및 도 3에 기재한다. 표 8 및 도 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 번호 29는, 모든 평가 항목에서 합격이 되어, 강도, 표면 품질 모두 우수한 특성을 나타내었다.

또한, 실시예 1 내지 4에서 나타낸 각 시료 중, 모든 평가 항목에서 합격이 된 시료에 관한 제조 조건은, 열간 가공 공정에 있어서 동적 재결정 조직을 생성할 수 있는 제조 조건이다. 열간 가공 공정에 있어서 동적 재결정 조직이 생성되지 않는 경우에는, 별도의 소둔 처리 등의 열처리 공정을 추가하여 정적 재결정 조직을 생성시키는 것도 물론 가능하다.

Claims

Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부(殘部)가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖고,
내력(耐力)이 350MPa 이상이고,
금속 조직이 재결정(再結晶) 조직으로 이루어지고,
황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후에 측정된, JIS Z8729(ISO 7724-1)에 규정된 L* 값이 85 이상 95 이하이고, 또한 b* 값이 0 이상 0.8 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재.
제1항에 있어서, 상기 재결정 조직은, 이의 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛ 이하이고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이가, 열간 가공 방향에 직각 방향의 결정립 길이에 대해 0.5 내지 4배인 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재.
Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는 주괴(鑄塊)를 제작하고,
상기 주괴를, 540℃ 초과 580℃ 이하의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 실시하고,
이후, 가공 개시시에서의 상기 주괴의 온도를 440℃ 내지 560℃로 한 상태에서 당해 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재(展伸材)로 하고,
당해 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시한 후, 당해 전신재의 온도가 400℃ 내지 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상 1000℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 실시하고,
당해 급랭 처리 또는 이후의 냉각에 의해 당해 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,
이후, 당해 전신재를 80 내지 120℃의 온도에서 1 내지 5시간 가열하는 제1 인공 시효(時效) 처리를 실시하고, 이후, 상기 제1 인공 시효 처리와 연속하여 상기 전신재를 130 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법.
Zn: 7.2%(질량%, 이하 동일) 초과 8.7% 이하, Mg: 1.3% 이상 2.1% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.01% 이상 0.10% 이하, Cr: 0.02% 미만, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.05% 미만, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는 주괴를 제작하고,
상기 주괴를, 540℃ 초과 580℃ 이하의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 실시하고,
이후, 가공 개시시에서의 상기 주괴의 온도를 440℃ 내지 560℃로 한 상태에서 당해 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재로 하고,
당해 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시한 후, 당해 전신재의 온도가 400℃ 내지 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상 1000℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 실시하고,
당해 급랭 처리 또는 이후의 냉각에 의해 당해 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,
이후, 당해 전신재를 100 내지 170℃의 온도에서 5 내지 30시간 가열하는 인공 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법.