KR20150123093A - 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금 - Google Patents

저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금 Download PDF

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Abstract

본 발명은 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금강의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금강에 관한 것으로, 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품을 주조함으로써 항복강도와 인장강도 및 연신율이 향상되도록 함에 그 목적이 있다. 이를 위해 구성되는 본 발명은 다이캐스팅용 고강도·고인성 알루미늄(Al) 합금의 제조방법에 있어서, (a) 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti)의 원료를 일정 비율로 혼합 조성하는 단계; (b) 단계(a) 과정의 혼합된 원료를 반응고 슬러리 상으로 제조하기 위한 반응고 용융로에 장입하는 단계; (c) 단계(b) 과정의 반응고 용융로 상에 장입된 원료를 일정 온도로 가열하는 가운데 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 단계; (d) 단계(c) 과정의 반응고 용융로에서 용융된 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반장치로 이송시켜 반응고 금속 슬러리에 전자기장을 가하는 가운데 일정 온도 조건하에서 교반시키는 단계; (e) 단계(d) 과정의 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치로 이송시켜 원하는 형상의 제품으로 주조하는 단계; 및 (f) 단계(e) 과정의 주조장치를 통해 주조된 제품을 연마하여 제품을 완성하는 단계를 포함한 구성으로 이루어진다.

Description

저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금{Using a low-speed high-strength aluminum alloy die-casting manufacturing method and a manufacturing method thereof with high strength aluminum alloy, manufactured by}
본 발명은 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 인장 강도나 내충격성 및 진동 특성 등 높은 기계적 성질을 요하며 사출시 형상 복잡성을 가지는 제품에 적합한 조성으로 이루어져 다이캐스팅이나 단조 등 다양한 산업환경에서 사용 가능한 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금강의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금강에 관한 것이다.
일반적으로, 자동차 산업에서 요구되는 서스펜션 류의 다이캐스팅 제품 사출시 외부의 높은 충격에 저항하여 본래 형상을 유지할 수 있는 물성이 필수적으로 요구된다. 이는 보통 업계에서 인장 강도나 내충격성 및 진동특성 등의 조건으로 평가되고 있으며 이를 충족하기 위한 다양한 방법들이 연구되고 있다.
한편, 통상적으로 높은 기계적 성질을 확보하기 위하여 단조공법을 통한 제품 생산이 시도되고 있으나 이는 단가가 높다는 문제점이 있고, 또한 복잡한 형상을 제작하는데 한계가 있다. 특히, 보스(boss)부 등 돌출부를 가진 제품의 성형은 불가능하여 다양한 외관을 원하는 현대의 제품생산 트렌드에 부응할 수 없는 기술이다.
전술한 바와 같은 문제와 관련하여 업계에서는 다양한 술들을 활용하여 고강도·고인성 제품의 생산에 적용하려는 노력들이 보고되고 있으나 제품의 높은 물성 및 균일성을 보장하고, 일정 고상율에 이르기까지 점도가 높은 액체와 비슷한 거동을 하여 우수한 유동특성을 보이는 반응고 성형기술이 현산업의 기술 트렌드에서 최적의 효과를 구현할 수 있는 것으로 평가된다.
전술한 고액 공존 상태의 금속 슬러리, 즉 반용융 또는 반응고 금속 슬러리는 통상 반응고 성형법(Rheocasting) 및 반용융 성형법(Thixocasting) 등의 복합 가공법의 중간품이다. 반응고 금속 슬러리는 반응고 영역의 온도에서 액상과 고상의 결정립이 적절한 비율로 혼재한 상태로, 틱소트로픽(Thixotropic)성에 의해 적은 힘으로도 변형이 가능하고, 유동성이 뛰어나 액상처럼 성형 가공이 용이한 상태의 금속 재료이다.
여기서, 반응고 성형법(Rheoforming)이란 미처 응고되지 않아 소정의 점성을 갖는 고액 공존 상태의 반응고 금속 슬러리를 주조 또는 단조하여 빌렛이나 최종 성형품을 제조하는 가공법을 말한다. 이러한 반응고 성형법은 공개특허 제2013-0012651호의 반용융 성형법(thixoforming)과 아울러 반응고/반용융 성형법으로 불린다. 이때, 반용융 성형법이란 반응고 성형법에 의해 제조된 빌렛을 다시 반용융 상태의 슬러리로 재가열한 후, 이 슬러리를 주조 또는 단조시켜 최종 제품으로 제조하는 가공법을 말한다.
전술한 바와 같은 반응고/반용융 성형법은 주조나 용탕 단조 등 용융 금속을 이용하는 일반적인 성형방법에 비해 여러 가지 장점을 가지고 있다. 예를 들면, 반응고/반용융 성형법에서 사용하는 슬러리는 용융 금속보다 낮은 온도에서 유동성을 가지므로, 이 슬러리에 노출되는 다이의 온도를 용융 금속의 경우보다 더 낮출 수 있고, 이에 따라 다이의 수명이 길어질 수 있다.
그러나, 전술한 바와 같은 반응고 성형 기술의 고강도 및 고연신 특성을 요하는 제품에의 응용시 일반적으로 사용되는 A356 등의 중력 주조용 합금은 강도 특성, 특히 항복강도가 충분치 못하여 내충격 환경에서 문제점을 보이며, 다이캐스팅 합금으로 개발된 ADC 계열의 합금은 높은 Si 함유량으로 인하여 경질의 공정 영역에 의해 연신 특성이 부족하다는 문제가 있다.
한편, 높은 강도를 가지는 60 계열의 단조용 합금은 유동 거리가 짧고 고액 공존 구간이 매우 작아 반응고 적용이 불가능한 실정으로 새로운 합금 개발의 필요성이 대두되고 있다. 이와 같이, 반응고 성형공법에서의 물성치 및 유동 특성에 최적화된 합금은 아직 존재하지 않는 실정이다. 예컨대, 등록특허 제10-554093호에 기재된 바와 같이 반응고 성형장치 등만이 개시되어 있고, 그 반응고 성형에 이용 가능한 최적화된 합금 개발은 이루어지지 않고 있다.
다시 말해서, 기존 상용화된 일반 주조합금으로는 반응고 성형공법 적용시 그 공법 특유의 주조성 및 기계적 성질 극대화가 어려우며, 특히 높은 Si을 함유하는 주조합금의 특성상 낮은 항복강도를 가지게 되어 내충격성을 요하는 자동차 서스펜션 류의 적용에 한계가 있다. 또한, 6061로 대표되는 Al-Si계의 단조합금은 충분한 강도 확보가 가능하나 합금의 유동특성이 매우 떨어지고, 반응고 가능 영역이 매우 짧아 반응고 성형공법 적용에 큰 어려움을 가지고 있다.
1. 대한민국 공개특허 제2004-0027266호(2004.04.01.자 공개) 2. 대한민국 공개특허 특2001-0087978호(2001.09.26.자 공개) 3. 대한민국 공개특허 특2001-0100503호(2001.11.14.자 공개) 4. 대한민국 공개특허 특2001-0104046호(2001.11.24.자 공개)
본 발명은 종래 기술의 제반 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로, 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품을 주조함으로써 항복강도와 인장강도 및 연신율이 향상되도록 한 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법 및 이의 제조방법에 의 제조된 고강도 알루미늄 합금을 제공함에 그 목적이 있다.
또한, 본 발명에 따른 기술의 다른 목적은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하도록 함으로써 다양한 제품군의 생산이 가능하여 전체적인 원가의 절감이 있도록 함에 그 목적이 있다.
아울러, 본 발명에 따른 기술의 또 다른 목적은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하도록 함으로써 수축공이나 기포의 최소화된 고강도·고인성의 알루미늄 합금을 제조할 수 있도록 함에 그 목적이 있다.
더구나, 본 발명에 따른 기술은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하도록 함으로써 싸이클 타임을 보다 빠르게 할 수 있도록 함에 그 목적이 있다.
나아가, 본 발명에 따른 기술은 알루미늄 합금의 주조에 따른 원료의 혼합시 구리(Cu)와 마그네슘(Mg)의 비율은 높이는 대신 실리콘(Si)의 비율은 낮추어 조성함으로써 높은 항복강도를 갖도록 하여 내충격성을 요하는 자동차 서스펜션 류의 제품군에 적용 가능한 알루미늄 합금을 제조할 수 있도록 함에 그 목적이 있다.
전술한 목적을 달성하기 위해 구성되는 본 발명은 다음과 같다. 즉, 본 발명에 따른 기술의 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법은 다이캐스팅용 고강도·고인성 알루미늄(Al) 합금의 제조방법에 있어서, (a) 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti)의 원료를 일정 비율로 혼합 조성하는 단계; (b) 단계(a) 과정의 혼합된 원료를 반응고 슬러리 상으로 제조하기 위한 반응고 용융로에 장입하는 단계; (c) 단계(b) 과정의 반응고 용융로 상에 장입된 원료를 일정 온도로 가열하는 가운데 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 단계; (d) 단계(c) 과정의 반응고 용융로에서 용융된 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반장치로 이송시켜 반응고 금속 슬러리에 전자기장을 가하는 가운데 일정 온도 조건하에서 교반시키는 단계; (e) 단계(d) 과정의 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치로 이송시켜 원하는 형상의 제품으로 주조하는 단계; 및 (f) 단계(e) 과정의 주조장치를 통해 주조된 제품을 연마하여 제품을 완성하는 단계를 포함한 구성으로 이루어진다.
전술한 바와 같은 본 발명에 단계(a)의 원료혼합과정에서 원료의 혼합 비율은 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 구리(Cu) 3.6∼5.5 중량부, 실리콘(Si) 6.1∼8.5 중량부, 마그네슘(Mg) 0.48∼0.85 중량부, 아연(Zn) 0.61∼1.22 중량부, 철(Fe) 0.95∼1.59 중량부, 망간(Mn) 0.24∼0.61 중량부 및 티타늄(Ti) 0.12∼0.37 중량부의 비율로 혼합 조성될 수 있다.
그리고, 본 발명에 따른 단계(c)의 용융과정에서 반응고 용융로의 용탕온도는 630∼680℃의 온도 조건으로 가열하는 가운데 원료의 용융이 이루어질 수 있도록 함이 보다 양호하다.
한편, 본 발명에 따른 단계(d)의 교반과정에서 전자기 교반장치를 통해 교반되는 반응고 금속 슬러리의 교반온도는 600∼635℃의 온도 조건하에서 5∼20초 동안 이루어질 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 단계(e)의 주조과정에서 반응고 금속 슬러리의 주조온도는 580∼605℃의 온도 조건하에서 0.4∼1m/s의 저속으로 주조할 수 있다.
본 발명의 다른 특징인 고강도 알루미늄 합금은 앞서와 같은 제조방법을 통해 제조되어진다.
본 발명의 기술에 따르면 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품을 주조함으로써 항복강도와 인장강도 및 연신율이 향상된 알루미늄 합금을 제조할 수 있다는 장점이 있다.
또한, 본 발명에 따른 기술은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하도록 함으로써 h다빠른 싸이클 타임을 통해 다양한 제품군의 생산이 가능하여 전체적인 원가의 절감이 있다는 효과가 발현된다.
아울러, 본 발명에 따른 기술은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하도록 함으로써 수축공이나 기포의 최소화된 고강도·고인성의 알루미늄 합금을 제조할 수가 있다.
더구나, 본 발명에 따른 기술은 알루미늄 합금의 주조에 따른 원료의 혼합시 구리(Cu)와 마그네슘(Mg)의 비율은 높이는 대신 실리콘(Si)의 비율은 낮추어 조성함으로써 높은 항복강도를 갖도록 하여 내충격성을 요하는 자동차 서스펜션 류의 제품군에 적용 가능한 알루미늄 합금을 제조할 수가 있다는 장점이 있다.
도 1 은 본 발명에 따른 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법을 보인 블록도.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금강의 제조방법 및 이의 제조방법에 의해 제조된 고강도 알루미늄 합금강의 바람직한 실시 예를 상세히 설명한다.
도 1 은 본 발명에 따른 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법을 보인 블록도이다.
도 1 에 도시된 바와 같이 본 발명에 따른 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조과정을 살펴보면 (a) 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti)의 원료를 혼합 조성하는 과정(S100), (b) 혼합된 원료를 반응고 슬러리 상으로 제조하기 위한 반응고 용융로에 장입하는 과정(S110), (c) 반응고 용융로 상에 장입된 원료를 가열하는 가운데 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 과정(S120), (d) 반응고 용융로에서 용융된 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반장치로 이송시켜 반응고 금속 슬러리에 전자기장을 가하는 가운데 교반시키는 과정(S130), (e) 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치로 이송시켜 원하는 형상의 제품으로 주조하는 과정(S140) 및 (f) 주조장치를 통해 주조된 제품을 연마하여 제품을 완성하는 과정(S150)의 구성으로 이루어진다.
다시 말해서, 본 발명에 따른 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조과정은 알루미늄 합금을 제조하기 위한 원료를 혼합하여 원료혼합과정(S100), 혼합원료를 반응고 슬러리 상으로 제조하기 위한 반응고 용융로에 장입하는 과정(S110), 반응고 용융로에 장입된 혼합원료를 일정 온도 조건하에서 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 용융과정(S120), 반응고 슬러리 상으로 용융된 반응고 금속 슬러리에 미세하고 구상화된 미세 조직의 특성을 부여하기 위해 전자기 교반장치를 통해 자기장을 가하는 가운데 교반하는 전자기 교반과정(S130), 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치를 통해 원하는 형태의 제품으로 주조하는 주조과정(S140) 및 주조장치를 통해 주조된 제품을 연마하여 완제품으로 완성하는 연마과정(S150)을 통해 제조되어진다.
한편, 전술한 바와 같은 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조과정을 통해 제조되는 알루미늄 합금 제품은 단계(c)의 반응고 융융로를 통해 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 과정(S120)과 단계(d)의 전자기 교반장치를 통해 자기장을 가하는 가운데 교반시키는 교반과정(S130)을 거치기 때문에 이러한 반응고 슬러리 과정과 전자기 교반과정에서 미세하고 구상화된 미세 조직적인 특성에 의해 응고시 층류 충진 및 유동 길이의 증가 효과를 나타내게 된다.
따라서, 본 발명에 따른 고강도 알루미늄 합금은 전술한 바와 같은 반응고 슬러리 상으로의 용융과정(S120)과 전자기 교반과정(S130)을 거치는 과정에서 미세하고 구상화된 미세 조직적인 특성에 의해 응고시 층류 충진 및 유동 길이의 증가되기 때문에 항복강도와 인장강도 및 연신율이 종래 기술에 따른 ADC12 알루미늄 합금에 비해 월등히 향상됨을 알 수 있다. 표 1 은 기존 ADC12 알루미늄 합금과 본 발명에 따른 제조방법을 통해 제조된 알루미늄 합금의 항복강도와 인장강도 및 연신율을 비교한 것이다.
구분 항복강도 인장강도 연신율
기존 ADC12
알루미늄 합금		 150MPa 220Mpa 1.5%
본 발명에 따른
알루미늄 합금		 200MPa 280MPa 5%
전술한 바와 같은 표 1 에 나타난 바와 같이 본 발명에 따른 알루미늄 합금 제조방법을 통해 제조된 알루미늄 합금은 기존의 ADC12 알루미늄 합금에 비해 항복강도와 인장강도 및 연신율 등이 월등히 향상되었음을 알 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조방법을 구성하는 각각의 구성요소를 보다 상세하게 설명하면 다음과 같다. 먼저, 본 발명을 구성하는 단계(a) 과정은 내충격성을 요하는 자동차 서스펜션 류의 제품군에 유용한 알루미늄 합금의 원료를 혼합하는 과정(S100)으로, 이러한 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)은 도 1 에 도시된 바와 같이 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti)의 원료를 일정 비율로 혼합 조성한다.
전술한 바와 같이 알루미늄 합금을 제조하기 위한 원료혼합과정(S100)에서 원료는 알루미늄 합금을 조성하기 위한 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti) 각각의 원료를 혼합할 수도 있음은 물론, 각 구성 성분이 적정 조성비로 혼합되어 괴 상태로 제조된 알루미늄 합금괴를 원료로 사용할 수도 있다.
한편, 전술한 바와 같은 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 원료의 혼합비율은 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 구리(Cu) 3.6∼5.5 중량부, 실리콘(Si) 6.1∼8.5 중량부, 마그네슘(Mg) 0.48∼0.85 중량부, 아연(Zn) 0.61∼1.22 중량부, 철(Fe) 0.95∼1.59 중량부, 망간(Mn) 0.24∼0.61 중량부 및 티타늄(Ti) 0.12∼0.37 중량부의 비율로 혼합 조성될 수 있다.
전술한 바와 같은 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 구리(Cu)는 Al-Cu계 고용 및 석출물에 의한 경화 효과에 의한 강도를 확보하기 위한 원소로, 석출 변태의 속도를 조절하여 입계 주변의 고용된 아연(Zn)과 마그네슘(Mg)의 급격한 감소를 방지함(즉, 무석출물대(PFZ)의 생성을 방해)은 물론, 응력부식균열(SCC) 특성을 개선한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 구리(Cu)가 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 3.6∼5.5 중량부의 비율로 첨가되는데, 구리(Cu)의 함량이 알루미늄(Al) 100 중량부 대비 3.6 중량부 미만이면 강도 개선의 효과가 떨어지고, 5.5 중량부를 초과하게 되면 내부식 특성의 감소와 공정내 금속간 화합물 발생으로 편석이 발생하게 때문에 구리(Cu)는 알루미늄(Al) 100 중량부 대비 3.6∼5.5 중량부의 범위로 첨가함이 보다 양호하다.
그리고, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 실리콘(Si)은 초정 고용시 마그네슘(Mg)과 함께 초정 내에 Mg2Si를 생성하여 알루미늄 합금의 강도를 증가시킬 수 있는 원소이다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 실리콘(Si)이 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 6.1∼8.5 중량부의 비율로 첨가되는데, 최소 6.1 중량부 첨가로 열간 크랙 예방과 동시에 최소 유동성을 확보할 수 있다. 그러나, 실리콘(Si) 함량이 8.5 중량부를 넘게 되면 공정상에서의 편석 및 석출물 발생으로 항복강도 등의 물성이 저하되므로 실리콘(Si)은 알루미늄(Al) 100 중량부 대비 6.1∼8.5 중량부의 범위로 첨가함이 보다 양호하다.
한편, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 마그네슘(Mg)은 알루미늄 초정 내에 고용되어 경화효과에 의해 알루미늄 합금의 강도를 증가시키는 원소로, 실리콘(Si)과 함께 초정 내 Mg2Si 생성시 Mg:Si의 비율이 3:2에서 정량반응, 즉 초정내 최대 고용 수준의 Mg2Si를 생성할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 마그네슘(Mg)이 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 0.48∼0.85 중량부의 비율로 첨가되는데, 최소 0.48 중량부를 첨가하여 알루미늄 합금의 강도 및 인성 확보가 가능하지만, 마그네슘(mg) 함량이 0.85 중량부를 초과하면 Mg2Si가 과도하게 생성되어 편석의 원인이 됨에 따라 인성이 떨어짐은 물론, 주조시 균열이 발생하기 쉬우므로 마그네슘(Mg)은 알루미늄(Al) 100 중량부 대비 0.48∼0.85 중량부의 범위로 첨가함이 보다 양호하다.
또한, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 아연(Zn)은 본 발명에 따른 알루미늄 합금에서 강화 원소로 작용하는데, α 초정 내의 고용 범위 내에서 첨가시 강화 효과를 나타낸다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 알루미늄 100 중량부에 대하여 아연(Zn) 0.61∼1.22 중량부의 비율로 첨가되는데, 아연의 함량이 0.61 미만이면 충분한 강도를 확보할 수 없고, 1.22를 초과하면 응력부식균열(SCC)로 인한 물성 저하가 발생되므로 알루미늄 100 중량부 대비 아연(Zn) 0.61∼1.22 중량부의 범위에서 첨가함이 양호하다 할 것이다.
아울러, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 철(Fe)은 β-Al5FeSi 상에 의해 연신을 저하시키는 원소이지만 금형 소착 개선을 위해 첨가한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 철(Fe)이 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 0.95∼1.59 중량부의 비율로 첨가되는데, 최소 0.95의 첨가를 통해 금형 소착 개선 효과를 얻을 수 있지만, 1.59를 초과하여 첨가하는 경우 과다한 β-Al5FeSi 상이 생성되어 기계적 물성이 감소하게 되므로 알루미늄 100 중량부 대비 철(Fe) 0.95∼1.59 중량부의 범위에서 첨가함이 양호하다 할 것이다.
그리고, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 망간(Mn)은 α 초정 내에 고용되어 강화 효과를 통해 기계적 성질을 개선한다. 즉, β-Al5FeSi 상을 α-Al(FeMn)Si 상으로 변화시켜 연신 능력을 향상시킴은 물론, 소착을 개선시킨다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 망간(Mn)이 알루미늄(Al) 10 중량부에 대하여 0.24∼0.61 중량부 범위에서 첨가되는데, 최소 0.24의 첨가를 통해 금형 소착 개선 효과를 얻을 수 있지만, 0.61을 초과하여 첨가하는 경우 편석이 발생되어 물성의 균일성이 저하되므로 알루미늄(Al) 10 중량부 대비 망간(Mn) 0.24∼0.61 중량부의 범위에서 첨가함이 보다 양호하다 할 것이다.
한편, 단계(a) 과정의 원료혼합과정(S100)에서 첨가되는 티타늄(Ti)은 결정립을 미세화하여 열간 크랙을 방지해주는 원소로, 입계 강화에 효과적인 원소이다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금에서는 티타늄(Ti)이 알루미늄(Al) 100 중량부 대비 최대 0.37 중량부 첨가되는데, 0.37 중량부를 초과하여 과량 첨가되더라도 추가적인 결정립 미세화 효과가 일어나지 않으므로 최대 0.37 중량부 첨가한다.
다음으로, 본 발명을 구성하는 단계(b) 과정은 단계(a)의 원료혼합과정(S100)에서 혼합된 혼합원료를 반응고 용융로에 장입하는 과정(S110)으로, 이러한 단계(b)의 원료장입과정(S110)은 도 1 에 도시된 바와 같이 적정 조성비로 혼합된 혼합원료를 용융시키기 위한 반응고 용융로에 장입한다(S110).
다시 말해서, 전술한 바와 같은 단계(b)의 원료장입과정(S110)에서는 알루미늄 합금을 제조하기 위한 원료를 단계(a)의 원료혼합관정(S100)을 통해 적정 조성비로 혼합한 다음, 단계(b)의 원료장입과정(S110)을 통해 혼합원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시키기 위한 반응고 용융로에 장입한다.
다음으로, 본 발명을 구성하는 단계(c) 과정은 장입된 혼합원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 과정(S120)으로, 이러한 단계(c)의 용융과정(S120)에서는 도 1 에 도시된 바와 같이 단계(b)의 원료장입과정(S1100에서 반응고 용융로 상에 장입된 혼합원료를 일정 온도로 가열하는 가운데 반응고 슬러리 상으로 용융시키게 된다.
한편, 전술한 바와 같은 단계(c)의 용융과정(S120)에서 반응고 용융로 상에 장입된 혼합원료를 용융시키는 과정에서 반응고 용융로의 용탕온도는 630∼680℃의 온도 조건으로 가열하는 가운데 원료의 용융이 이루어질 수 있도록 한다.
전술한 바와 같이 단계(c)의 용융과정(S120)에서 용융된 반응고 금속 슬러리의 상태는 고액 공존 상태의 금속 슬러리로, 이러한 반응고 금속 슬러리는 반응고 영역의 온도에서 액상과 고상의 결정립이 적절한 비율로 혼재한 상태를 말하는 것이다. 따라서, 이러한 반응고 금속 슬러리는 틱소트로픽(Thixotropic)성에 의해 적은 힘으로도 변형이 가능함은 물론, 유동성이 뛰어나 액상처럼 성형 가공이 용이한 상태의 금속 재료라 할 수 있다.
다음으로, 본 발명을 구성하는 단계(d) 과정은 반응고 금속 슬러리에 자기장을 가하는 가운데 교반시켜 구상화를 통해 조직의 변경이 이루어질 수 있도록 하는 과정(S130)으로, 이러한 단계(d)의 교반과정(S130)은 도 1 에 도시된 바와 같이 단계(c) 과정(S120)의 반응고 용융로에서 반응고 슬러리 상으로 용융된 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반장치로 이송시켜 반응고 금속 슬러리에 자기장을 가하는 가운데 일정 온도 조건하에서 교반시킨다.
전술한 바와 같은 단계(d)의 교반과정(S130)에서 전자기 교반장치를 통해 자기장이 가해지는 가운데 교반되는 반응고 금속 슬러리의 교반온도는 600∼635℃의 온도 조건하에서 5∼20초 동안 이루어질 수 있다. 표 2 는 용탕의 중량에 따른 반응고 금속 슬러리에 자기장을 가하는 시간을 보인 것이다.
용탕중량(kg) 시간(sec)
1∼2 5∼7
2∼4 7∼11
4∼6 11∼15
6∼10 15∼20
전술한 표 2 에서와 같이 단계(d)의 교반과정(S130)에서 반응고 금속 슬러리에 자기장을 가하는 시간은 용탕의 중량에 따라 변경될 수 있다.
한편, 전술한 바와 같은 단계(d)의 교반과정(S130)에서와 같이 단계(c) 과정(S120)의 반응고 용융로를 통해 반응고 슬러리 상으로 용융된 반응고 금속 슬러리에 강한 자기장을 가하는 가운데 교반시키는 과정에서 교반되는 반응고 금속 슬러리는 미세하고 구상화된 미세 조직으로 조직이 변이된다.
따라서, 전술한 바와 같이 단계(d)의 교반과정(S130)에서 자기장의 환경하에서 교반된 반응고 금속 슬러리는 미세하고 구상화된 미세 조직으로 조직이 변이됨으로써 미세 조직적인 특성에 의해 응고시 층류 충진 및 유동 길이의 증가되기 때문에 항복강도와 인장강도 및 연신율이 표 1 에서와 같이 종래 기술에 따른 ADC12 알루미늄 합금에 비해 월등히 향상된다.
물론, 전술한 바와 같은 단계(c)의 용융과정(S120)을 통한 반응고 슬러리 상으로 용융된 상태의 반응고 금속 슬러리는 단계(d)의 교반과정(S130)을 통한 자기장의 환경하에서 교반과정을 거침으로써 알루미늄 합금의 항복강도와 인장강도 및 연신률에 영향을 미치는 기포가 제거되어 최종적으로 고강도 고인성의 알루미늄 합금이 제조될 수 있도록 한다.
다음으로, 본 발명을 구성하는 단계(e) 과정은 자기장 하에서 교반된 반응고 금속 슬러리를 원형는 형태로 주조하는 과정(S140)으로, 이러한 단계(e)의 주조과정(S140)은 도 1 에 도시된 바와 같이 단계(d) 과정(S130)의 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치로 이송시켜 주조장치의 금형을 통해 원하는 형상의 제품으로 주조한다.
한편, 전술한 바와 같은 단계(e)의 주조과정(S140)에서와 같이 주조장치로 이송된 반응고 금속 슬러리는 앞서 기술한 바와 같이 반응고 영역의 온도에서 액상과 고상의 결정립이 적절한 비율로 혼재한 상태이기 때문에 적은 힘으로도 변형이 가능하여 주조시 가공성이 뛰어나다.
또한, 전술한 바와 같은 단계(e)의 주조과정(S140)으로 이송된 반응고 금속 슬러리는 반응고 영역의 온도에서 액상과 고상의 결정립이 적절한 비율로 혼재한 상태로, 적은 힘으로도 변형이 가능하기 때문에 저속으로 주조할 수가 있다. 이때, 단계(e) 과정(S140)에서의 주조속도는 0.4∼1m/s의 저속으로 주조가 이루어질 수 있다.
다시 말해서, 단계(e)의 주조과정(S140)으로 이송된 반응고 금속 슬러리는 반응고 영역의 온도에서 액상과 고상의 결정립이 적절한 비율로 혼재한 유동성이 뛰어나 액상처럼 성형 가공이 용이하기 때문에 프레스의 속도를 저속으로 가압하여도 용이하게 금형의 형상으로 성형이 가능하다는 것이다.
아울러, 전술한 바와 같은 단계(e)의 주조과정(S140)으로 이송된 반응고 금속 슬러리의 주조과정에서 반응고 금속 슬러리의 주조는 580∼605℃의 온도 조건하에서 이루어진다. 이처럼 단계(e)의 주조과정(S140)을 통해 주조된 제품은 자연냉각을 통해 냉각이 이루어진 상태에서 단계(f) 과정(S150)을 통해 연마가 이루어진다.
다음으로, 본 발명을 구성하는 단계(f) 과정은 냉각된 상태의 주조제품을 연마하여 완제품으로 가공하는 과정(S150)으로, 이러한 단계(f)의 연마과정(S150)은 도 1 에 도시된 바와 같이 단계(e) 과정(S140)의 주조장치를 통해 주조된 제품의 표면이나 모서리를 연마하여 평탄도를 유지하고 광택을 높이게 된다.
전술한 바와 같이 원료혼합과정(S100), 원료장입과정(S110), 원료용융과정(S120), 전자기 교반과정(S130), 주조과정(S140) 및 연마과정(S150)을 통해 제조된 완제품이 본 발명에서 제조하고자 하는 고강도 알루미늄 합금이다.
이상에서와 같이 본 발명에 따른 기술은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시켜 제품을 주조함으로써 항복강도와 인장강도 및 연신율이 향상된 고강도 알루미늄 합금의 제조할 수가 있다.
아울러, 본 발명에 따른 기술은 일정 비율로 혼합 조성된 원료를 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 과정과 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반시키는 과정을 거칠 수 있도록 함으로써 제품의 주조시 고압 저속 방식으로 생산이 가능하여 다양한 제품군의 생산이 가능함은 물론, 전체적인 원가를 절감시킬 수가 있다.
본 발명은 전술한 실시 예에 국한되지 않고 본 발명의 기술사상이 허용하는 범위 내에서 다양하게 변형하여 실시할 수가 있다.
S100. 원료혼합과정
S110. 원료장입과정
S120. 원료용융과정
S130. 전자기 교반과정
S140. 주조과정
S150. 연마과정

Claims (6)

  1. 다이캐스팅용 고강도·고인성 알루미늄(Al) 합금의 제조방법에 있어서,
    (a) 알루미늄(Al), 구리(Cu), 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 철(Fe), 망간(Mn) 및 티타늄(Ti)의 원료를 일정 비율로 혼합 조성하는 단계;
    (b) 단계(a) 과정의 혼합된 원료를 반응고 슬러리 상으로 제조하기 위한 반응고 용융로에 장입하는 단계;
    (c) 단계(b) 과정의 상기 반응고 용융로 상에 장입된 원료를 일정 온도로 가열하는 가운데 반응고 슬러리 상으로 용융시키는 단계;
    (d) 단계(c) 과정의 상기 반응고 용융로에서 용융된 반응고 금속 슬러리를 전자기 교반장치로 이송시켜 반응고 금속 슬러리에 전자기장을 가하는 가운데 일정 온도 조건하에서 교반시키는 단계;
    (e) 단계(d) 과정의 상기 전자기 교반장치를 통해 교반된 반응고 금속 슬러리를 주조장치로 이송시켜 원하는 형상의 제품으로 주조하는 단계; 및
    (f) 단계(e) 과정의 상기 주조장치를 통해 주조된 제품을 연마하여 제품을 완성하는 단계를 포함한 구성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 단계(a)의 원료혼합과정에서 상기 원료의 혼합 비율은 알루미늄(Al) 100 중량부에 대하여 구리(Cu) 3.6∼5.5 중량부, 실리콘(Si) 6.1∼8.5 중량부, 마그네슘(Mg) 0.48∼0.85 중량부, 아연(Zn) 0.61∼1.22 중량부, 철(Fe) 0.95∼1.59 중량부, 망간(Mn) 0.24∼0.61 중량부 및 티타늄(Ti) 0.12∼0.37 중량부의 비율로 혼합 조성되는 것을 특징으로 하는 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 단계(c)의 용융과정에서 상기 반응고 용융로의 용탕온도는 630∼680℃의 온도 조건으로 가열하는 가운데 원료의 용융이 이루어질 수 있도록 한 것을 특징으로 하는 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 단계(d)의 교반과정에서 상기 전자기 교반장치를 통해 교반되는 반응고 금속 슬러리의 교반온도는 600∼635℃의 온도 조건하에서 5∼20초 동안 이루어지는 것을 특징으로 하는 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법.
  5. 제 1 항에 있어서, 상기 단계(e)의 주조과정에서 상기 반응고 금속 슬러리의 주조온도는 580∼605℃의 온도 조건하에서 0.4∼1m/s의 저속으로 주조하는 것을 특징으로 하는 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금의 제조방법.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항의 제조방법을 통해 제조된 저속 다이캐스팅을 이용한 고강도 알루미늄 합금.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN111471878A (zh) * 2020-04-16 2020-07-31 西南铝业（集团）有限责任公司 一种4004铝合金铸锭的熔铸工艺

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