KR20150127887A - 주조성 및 기계적 특성이 우수한 알루미늄 합금 및 이의 제조방법 - Google Patents

주조성 및 기계적 특성이 우수한 알루미늄 합금 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 알루미늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 구체적으로는 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 아개량 처리된 알루미늄 합금 및 원료물질로 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1); 및 상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2);를 포함하는 알루미늄 합금의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 구리 및 마그네슘을 포함함으로써 상온 및 고온에서의 강도가 높고, Si 개량화제인 스트론튬을 아개량 수준으로 첨가함으로써 높은 연신율을 제공할 수 있다. 또한, 특정 온도 및 시간으로 용체화처리 및 시효처리를 수행함으로써, 응고 중에 생성되는 구리 및 마그네슘계 금속간 화합물을 분해시킴으로써, 두 합금 원소의 기지로의 고용 극대화를 시킬 수 있다.

Description

주조성 및 기계적 특성이 우수한 알루미늄 합금 및 이의 제조방법{Aluminum alloy with excellent castability and mechanical property and method of manufacturing thereof}
본 발명은 주조성 및 기계적 특성이 우수한 알루미늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 구리를 포함하는 알루미늄 합금을 스트론튬을 아개량 수준으로 처리하고 이를 용체화처리 및 시효처리하는 알루미늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
내연기관 자동차의 연비향상은 경량화와 직접적인 관계가 있는 만큼, 내연기관 자동차에 사용되는 부품은 저비중 고강도를 만족시킬 수 있어야 한다.
또한, 자동차의 경량화에 대응하여 자동차의 출력을 향상시키기 위해서는, 실린더 블록과 같은 자동차의 구동부품에 사용되는 소재가 상온 및 고온에서 강도와 연성이 모두 우수해야 한다.
이와 같이, 저비중이면서도 상온 및 고온에서의 강도 및 연성을 모두 만족하는 알루미늄 소재의 개발이 필수적이다.
알루미늄 소재 중에서도, Al-7Si-0.35Mg 합금(A356, JIS-AC4CH, 이하 A356 합금)은 대표적인 주조재 알루미늄 합금으로서, 주조성이 우수하고, 중간 정도의 강도를 가지면서 연성이 우수하다.
상기 A356 합금의 주조조직은 일반적으로 알루미늄 수지상, 침상형상을 갖는 공정 Si으로 이루어져 있으며, 더불어 미량의 금속간화합물이 분포한다.
A356 합금은 열처리용 합금으로서, T6 열처리(용체화처리+시효처리)에 의한 석출강화 효과를 얻을 수 있다.
그러나, 150 ℃ 이상의 온도에서는 강도 저하가 발생하므로 이를 주조용 자동차/항공부품재 등으로 널리 활용하는데 제한이 있었다.
한편, 알루미늄 합금과 관련된 종래기술로서, 대한민국 공개특허 제10-2008-0001786호에서는 실린더헤드용 알루미늄합금 용탕의 개량화 방법을 개시하고 있다. 구체적으로는, 실린더헤드용 알루미늄합금 용탕의 개량화 방법에 있어서, 알루미늄합금 실린더헤드를 제조하기 위하여 알루미늄 용탕이 보관된 보온로의 저면에 다수개의 초음파 모터를 설치하는 단계와; 상기 초음파 모터의 작동에 의거, 20~100kHz 범위의 초음파 진동이 보온로의 하부로부터 상부 방향으로 전달되는 단계와; 초음파 진동에 의하여 보온로내의 알루미늄 주조재 전체에 걸쳐 공정Si상의 길이가 감소하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 실린더헤드용 알루미늄합금 용탕의 개량화 방법을 제공하고 있다.
그러나, 상기 발명에 따르면 알루미늄 합금의 개량화를 위해 별도의 장치가 요구되는 문제점이 있다.
이에, 본 발명자들은 Al-Si-Mg 합금에 미량의 구리를 첨가하여 주조성을 저하시키지 않고, 개량처리 및 용체화 처리로 제어하여 알루미늄 합금의 강도 및 연성을 모두 향상시킬 수 있음을 알아내고 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 목적은,
알루미늄 합금을 제공하는 데 있다.
본 발명의 다른 목적은,
알루미늄 합금의 제조방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 또 다른 목적은,
상기 제조방법에 따라 제조되는 알루미늄 합금을 제공하는 데 있다.
본 발명의 다른 목적은,
상기 알루미늄 합금을 포함하는 자동차용 실린더 블록을 제공하는 데 있다.
본 발명의 또 다른 목적은,
알루미늄 합금의 물성 향상 방법을 제공하는 데 있다.
상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은,
실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 아개량 처리된 알루미늄 합금을 제공한다.
또한, 본 발명은,
원료물질로 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1); 및
상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2);를 포함하는 알루미늄 합금의 제조방법을 제공한다.
나아가, 본 발명은,
상기 제조방법에 따라 제조되며,
상온에서, 345 MPa 이상의 인장강도, 295 MPa 이상의 항복강도, 5.0 % 이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금을 제공한다.
더욱 나아가, 본 발명은,
상기 알루미늄 합금을 포함하는 자동차용 실린더 블록을 제공한다.
나아가, 본 발명은,
원료물질로 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1);
상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2); 및
상기 단계 2의 용체화처리 후, 알루미늄 합금을 150 내지 250℃의 온도에서 시효처리하는 단계(단계 3);을 더 포함하는 알루미늄 합금의 물성 향상 방법을 제공한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 구리 및 마그네슘을 포함함으로써 상온 및 고온에서의 강도가 높고, Si 개량화제인 스트론튬을 아개량 수준으로 첨가함으로써 높은 연신율을 제공할 수 있다.
또한, 특정 온도 및 시간으로 용체화처리 및 시효처리를 수행함으로써, 응고 중에 생성되는 구리 및 마그네슘계 금속간 화합물을 분해시킴으로써, 두 합금 원소의 기지로의 고용 극대화를 시킬 수 있다.
도 1은 실시예 1 및 비교예 3, 4에서 제조된 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰한 사진이고;
도 2는 실시예 1 및 비교예 1, 3, 6에서 제조된 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰한 사진이고;
도 3은 비교예 3에서 제조된 알루미늄 합금을 주사전자 현미경으로 관찰한 사진이고;
도 4는 실시예 1 및 비교예 3, 4에서 제조된 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰한 사진이고;
도 5는 실시예 1 및 비교예 3, 4의 단계 2에서 용체화 처리 후, 190 ℃ 온도에서 시효처리를 시키며 시간에 따른 경도 값의 변화를 나타낸 그래프이고;
도 6은 실시예 1 및 비교예 3, 4의 조성의 알루미늄 합금을 온도별로 용체화 처리 후, 190 ℃ 온도에서 시효처리를 시킨 후 상온인장강도 특성을 스트론튬 첨가량에 따라 나타낸 그래프이고;
도 7은 실시예 1 및 비교예 3, 4의 조성의 알루미늄 합금을 온도별로 용체화 처리 후, 190 ℃ 온도에서 시효처리를 시킨 후 상온인장강도 특성을 용체화처리 조건에 따라 나타낸 그래프이다.
본 발명은,
실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 아개량 처리된 알루미늄 합금을 제공한다.
이하, 본 발명에 따른 알루미늄 합금을 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 실리콘 6 내지 8.5 중량%를 포함한다. 실리콘은 알루미늄 합금의 주조성 확보를 위해 첨가될 수 있고, 아공정 조성에 맞추어 상기 범위로 설정될 수 있다.
만약, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 6 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 주조성이 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 8.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 감소하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 구리 0.5 내지 1.5 중량%를 포함한다. 구리는 알루미늄의 시효석출형 합금원소로서, 일정량 첨가시 Al2Cu 혹은 Al2CuMg와 같은 미세한 석출상을 시효처리 중에 생성시킴으로서 재료의 강도 향상에 기여한다. 구리를 포함하는 경우 알루미늄 합금의 상온 및 200 ℃ 이하의 고온 강도가 향상될 수 있다.
만약, 상기 알루미늄 합금이 구리를 0.5 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 강도 향상 효과가 미미한 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 구리를 1.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%을 포함한다. 마그네슘은 알루미늄의 시효석출형 합금원소로써, Mg2Si 또는 Al2CuMg와 같은 석출상을 시효처리 중에 생성시킴으로써 강도 향상에 기여한다. 특히, 본 발명에서는 Al2CuMg 석출상을 생성시킬 수 있도록 상기와 같은 마그네슘 범위를 설정할 수 있다.
만약, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 0.3 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 시효 경화능이 저하되어 강도가 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 1.0 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 스트론튬 0.003 내지 0.01 중량%을 포함한다. 바람직하게는 상기 알루미늄 합금은 스트론튬 0.004 내지 0.008 중량%를 포함할 수 있다. 상기와 같은 Al-Si-Mg-Cu 합금에서 연신율의 향상 및 용체화처리 중의 공정 Si 구상화 촉진을 위해 미량(최대 200 ppm)의 스트론튬을 첨가할 수 있다. 이때, 스트론튬 첨가에 의한 공정 Si의 개량화(공정 Si의 형상이 조대한 침상에서 미세한 섬유상으로 변화) 정도에 따라 아개량/개량/과개량 처리라고 정의한다.
만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.01 중량%를 초과하여 포함하는 개량 혹은 과개량 처리 수준의 개량화를 수행하는 경우에는 합금의 주조 조직에서 기포를 발생시키고, 이에 따라 합금의 밀도가 감소되는 문제점이 발생할 수 있다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.003 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 공정 Si의 개량 효과가 적은 문제점이 있다.
한편, 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 철, 망간, 크롬, 니켈, 티타늄, 아연, 바나듐, 지르코늄, 코발트, 리튬 및 주석으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다. 상기 합금원소들은 대게 용해 시 사용되는 상용 알루미늄 합금(A356)에 존재하는 불순물일 수 있다. 상기 합금 이외에도 기타 합금 원소들을 더 포함할 수 있다.
본 발명은,
원료물질로 실리콘 6 내지 8.5중량%, 구리 0.5 내지 1.5중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1); 및
상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2);를 포함하는 알루미늄 합금의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조방법을 각 단계별로 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금의 제조방법에 있어서 단계 1은 원료물질로 실리콘 6 내지 8.5중량%, 구리 0.5 내지 1.5중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계이다. 구체적으로, Al-Si-Mg-Cu 조성의 알루미늄 합금을 개량화 처리함으로써, 연신율의 향상 및 용체화처리 중의 공정 Si 구상화가 촉진될 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 실리콘 6 내지 8.5 중량%를 포함한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 6 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 주조성이 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 8.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 감소하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 구리 0.5 내지 1.5 중량%를 포함한다.만약, 상기 알루미늄 합금이 구리를 0.5 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 강도 향상 효과가 미미한 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 구리를 1.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%을 포함한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 0.3 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 시효 경화능이 저하되어 강도가 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 1.0 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에서는 알루미늄 합금이 0.003 내지 0.01 중량%, 바람직하게는 0.004 내지 0.008 중량%의 스트론튬을 포함하도록 스트론튬을 첨가하여, 알루미늄 합금을 아개량화 한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.01 중량%를 초과하여 포함하는 개량 혹은 과개량 처리 수준의 개량화를 수행하는 경우에는 합금의 주조 조직에서 기포를 발생시키고, 이에 따라 합금의 밀도가 감소되는 문제점이 발생할 수 있다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.003 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 공정 Si의 개량화 효과가 미미한 문제점이 있다.
한편, 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 철, 망간, 크롬, 니켈, 티타늄, 아연, 바나듐, 지르코늄, 코발트, 리튬 및 주석으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다. 상기 합금원소들은 대게 용해 시 사용되는 상용 알루미늄 합금(A356)에 존재하는 불순물일 수 있다. 상기 합금 이외에도 기타 합금 원소들을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 알루미늄 합금 제조방법에 있어서 단계 2는 상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계이다. 구체적으로, 용체화 처리란, 상기 알루미늄 합금을 고용체 범위까지 가열한 후, 이것을 급랭시켜 고용체 상태를 상온까지 유지하도록 하는 처리를 말한다. 용체화처리는 공정 Si의 구상화와 더불어, 석출경화형 합금원소인 Cu, Mg를 포함하는 합금에서는 Cu 혹은 Mg계 금속간 화합물을 분해시킴으로써 이들 용질원자의 알루미늄 기지로의 고용을 유도하기 위하여 이루어진다.
상기 단계 2의 용체화처리는 520 내지 540 ℃의 온도에서 수행되며, 바람직하게는 530 ℃의 온도에서 수행될 수 있다.
만약, 상기 단계 2의 용체화처리가 540 ℃ 초과의 온도에서 수행되는 경우에는 구리계 금속간화합물, 특히 Al2Cu 혹은 AlCuMgSi 상의 용융이 일어나는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 1의 용체화처리가 520 ℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우에는 구리와 스트론튬의 상호 반응으로 인하여 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해가 지연되는 문제점이 발생할 수 있다.
이때, 상기한 바와 같이 스트론튬/구리 상호 반응에 의한 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해가 지연되는 문제점은 하기와 같은 기구에 의해 설명될 수 있다.
아공정 Al-Si 합금에 스트론튬을 미량 첨가시키면 공정 Si의 형상이 침상에서 섬유상으로 개량화가 일어나는데, 문헌에 따르면 이는 응고거동의 변화, 특히 공정 Si의 핵생성 및 성장에 모두 영향을 받는 것으로 제안된다.
아공정 Al-Si합금에서는 응고 중에 다량의 Al-Si 공정 결정립(Al-Si eutectic grain)이 알루미늄 수지상 끝단에서 생성되어, 미세하게 성장하는 반면, 스트론튬의 첨가는 공정 Si의 핵생성을 현저히 감소시킴으로써 소량의 Al-Si공정 결정립이 수지상간에 생성되어 조대하게 성장한다.
응고의 마지막 단계에서 일반적으로 생성되는 Mg 혹은 Cu계 금속간화합물은 Al-Si공정 결정립 사이에 주로 존재하게 되는데, 스트론튬의 첨가는 Al-Si공정 결정립을 조대화 시킴으로써 이들 Mg, Cu의 분포를 불균일하게 하고, 공정 결정립 간에 편석시킨다.
Mg, Cu를 포함하는 상기합금으로 스트론튬을 100 ppm 이상 첨가하면, Mg 및 Cu계 금속간화합물은 국부적으로 분포하면서, 그 형상도 침상 혹은 차이니즈 스크립트(Chinese script)형상에서 블록키(blocky)형상으로 변화한다.
따라서, 용체화 처리과정 중에 이러한 블록키(blocky)형상을 갖는 Mg/Cu계 금속간화합물의 분해가 지연되는 것이다.
상기 단계 2의 용체화처리는 2 내지 10시간 동안 수행할 수 있다. 만약, 상기 단계 2의 용체화처리가 2시간 미만 동안 수행되는 경우에는 Cu, Mg계 금속간화합물의 충분한 분해가 일어나지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 2의 용체화처리가 10시간 초과 동안 수행되는 경우에는 장시간 열처리로 인한 에너지 소비 및 비용증가와 더불어, 낮은 융점을 갖는 Al2Cu상의 용융 등이 일어날 수 있는 문제점이 발생할 수 있다.
또한, 상기 단계 2의 용체화처리 후, 알루미늄 합금을 150 내지 250℃의 온도에서 시효처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 시효 처리를 통해, 기지로 고용된 용질 원소를 석출시킴으로써 알루미늄 합금의 석출강화가 이루어지고, 이로써 알루미늄 합금의 물성이 향상될 수 있다.
이때, 상기 시효 처리는 150 내지 250 ℃의 온도에서 수행될 수 있다. 기지로 고용된 용질 원소, 특히 구리(Cu)는 190 내지 210 ℃의 온도에서 가장 효과적으로 석출을 일으킬 수 있고, 210 ℃에서 최대 시효 경도 값에 이르는 시효시간으로 열처리하는 것이 바람직하다.
만약, 상기 단계 2의 시효 처리가 150 ℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우에는 석출속도가 매우 느리며, 시효경화가 충분히 일어나지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 2의 시효 처리가 250 ℃ 초과의 온도에서 수행되는 경우에는 시효 석출상의 성장 및 조대화로 인하여 시효경화 효과가 소멸되는 문제점이 발생할 수 있다.
상기 시효처리는 1 내지 5시간 동안 수행할 수 있다. 만약, 상기 단계 1의 시효처리가 1시간 미만 동안 수행되는 경우에는 석출이 충분히 일어나지 않음으로써 피크 경도에 도달하지 못하는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 2의 시효처리가 5시간 초과 동안 수행되는 경우에는 시효 경도가 감소하여 인장강도를 떨어뜨리는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명은,
상기 제조방법에 따라 제조되며, 상온에서, 345 MPa 이상의 인장강도, 295 MPa 이상의 항복강도, 5.0 % 이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금을 제공한다. 또한, 상기 제조방법에 따라 제조되며, 150 ℃ 이상의 고온의 온도에서, 270 MPa 이상의 인장강도, 250 MPa 이상의 항복강도, 2.5% 이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금을 제공한다. 나아가, 78 Hv 이상의 경도를 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금을 제공한다.
본 발명의 알루미늄 합금은 구리가 특정량으로 첨가됨으로써 인해 상온에서뿐만 아니라 고온에서의 인장강도 및 항복강도 향상에 효과적이며, 스트론튬에 의하여 Si가 구상화 되면서 연신율도 향상될 수 있다. 나아가, 적정 온도에서의 용체화처리 및 시효처리로 인하여 상기 물성이 더욱 향상될 수 있다.
본 발명은,
상기 알루미늄 합금을 포함하는 자동차용 실린더 블록을 제공한다.
자동차용 실린더 블록은 고온환경에 노출되어 있는 만큼, 상온에서의 강도 뿐만 아니라, 높은 고온강도 및 열전도도가 확보되어야 한다. 또한, 자동차의 연비향상은 경량화와 직접적인 연관이 있으므로, 상기 조건을 만족시킬 수 있는 알루미늄 합금이 요구된다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 경우 상온에서뿐만 아니라 고온에서 높은 강도 및 연신율을 만족시키기 때문에, 상기 알루미늄 합금을 포함하는 자동차용 실린더 블록은 우수한 성능을 나타낼 수 있다.
본 발명은,
원료물질로 실리콘 6 내지 8.5중량%, 구리 0.5 내지 1.5중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1);
상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 525 내지 535℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2); 및
상기 단계 2의 용체화처리 후, 알루미늄 합금을 150 내지 250℃의 온도에서 시효처리하는 단계(단계 3);을 더 포함하는 알루미늄 합금의 물성 향상 방법을 제공한다.
이하, 본 발명에 따른 알루미늄 합금의 물성 향상 방법을 각 단계별로 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금의 물성 향상 방법에 있어서 단계 1은 원료물질로 실리콘 6 내지 8.5중량%, 구리 0.5 내지 1.5중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계이다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 실리콘 6 내지 8.5 중량%를 포함한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 6 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 주조성이 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 실리콘을 8.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 감소하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 구리 0.5 내지 1.5 중량%를 포함한다.만약, 상기 알루미늄 합금이 구리를 0.5 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 강도 향상 효과가 미미한 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 구리를 1.5 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금은 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%을 포함한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 0.3 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 시효 경화능이 저하되어 강도가 저하되는 문제점이 있고, 상기 알루미늄 합금이 마그네슘을 1.0 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 연성이 저하하는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에서는 알루미늄 합금이 0.003 내지 0.01 중량%, 바람직하게는 0.004 내지 0.008 중량%의 스트론튬을 포함하도록 스트론튬을 첨가하여, 알루미늄 합금을 아개량화 한다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.01 중량%를 초과하여 포함하는 개량 혹은 과개량 처리 수준의 개량화를 수행하는 경우에는 합금의 주조 조직에서 기포를 발생시키고, 이에 따라 합금의 밀도가 감소되는 문제점이 발생할 수 있다. 만약, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.003 중량% 미만으로 포함하는 경우에는 공정 Si의 개량화 효과가 미미한 문제점이 있다.
한편, 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 철, 망간, 크롬, 니켈, 티타늄, 아연, 바나듐, 지르코늄, 코발트, 리튬 및 주석으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다. 상기 합금원소들은 대게 용해 시 사용되는 상용 알루미늄 합금(A356)에 존재하는 불순물일 수 있다. 상기 합금 이외에도 기타 합금 원소들을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 알루미늄 합금 제조방법에 있어서 단계 2는 상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계이다.
만약, 상기 단계 2의 용체화처리가 540 ℃ 초과의 온도에서 수행되는 경우에는 구리계 금속간화합물, 특히 Al2Cu 혹은 AlCuMgSi 상의 용융이 일어나는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 1의 용체화처리가 520 ℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우에는 구리와 스트론튬의 상호 반응으로 인하여 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해가 지연되는 문제점이 발생할 수 있다.
상기 단계 2의 용체화처리는 2 내지 10시간 동안 수행할 수 있다. 만약, 상기 단계 2의 용체화처리가 2시간 미만 동안 수행되는 경우에는 Cu, Mg계 금속간화합물의 충분한 분해가 일어나지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 2의 용체화처리가 10시간 초과 동안 수행되는 경우에는 장시간 열처리로 인한 에너지 소비 및 비용증가와 더불어, 낮은 융점을 갖는 Al2Cu상의 용융 등이 일어날 수 있는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄의 물성 향상 방법에 있어서 단계 3은 상기 단계 2에서 용체화처리된 알루미늄 합금을 150 내지 250℃의 온도에서 시효처리하는 단계이다.
만약, 상기 단계 3의 시효 처리가 150 ℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우에는 석출속도가 매우 느리며, 시효경화가 충분히 일어나지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 3의 시효 처리가 250 ℃ 초과의 온도에서 수행되는 경우에는 시효 석출상의 성장 및 조대화로 인하여 시효경화 효과가 소멸되는 문제점이 발생할 수 있다.
상기 시효처리는 1 내지 5시간 동안 수행할 수 있다. 만약, 상기 단계 3의 시효처리가 1시간 미만 동안 수행되는 경우에는 석출이 충분히 일어나지 않음으로써 피크 경도에 도달하지 못하는 문제점이 발생할 수 있고, 상기 단계 3의 시효처리가 5시간 초과 동안 수행되는 경우에는 시효 경도가 감소하여 인장강도를 떨어뜨리는 문제점이 발생할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 단, 하기의 실시예는 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
<실시예 1>
단계 1: 실리콘 7.28 중량%, 구리 0.71 중량%, 마그네슘 0.54 중량%, 기타 불순물(철, 망간, 아연, 티타늄 등)을 포함하는 알루미늄 합금(A356)을 준비한 후, 0.004 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하였다.
단계 2: 상기 단계 2의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 530 ℃의 온도에서 4 시간 동안 용체화 처리하였다. 그 후 60 내지 80 ℃의 온도에서 수냉하였다.
단계 3: 상기 용체화 처리된 알루미늄 합금을 210 ℃의 온도에서 3 시간 동안 시효처리 하였다.
이하, 실시예 1과 같은 방법으로 하기 표 1 및 2와 같은 조건으로 실험을 수행하여 알루미늄 합금을 제조하였다.
조성(중량 %) 비고 T6열처리조건
Si Cu Mg Sr
실시예 1 7.28 0.71 0.54 0.004 아개량화 SST-2
비교예 1 실시예 1의 조성 아개량화 SST-1
비교예 2 7.18 0.0001 0.39 - Al-7Si-0.35Mg SST-0
비교예 3 7.18 0.70 0.53 0.001 개량화처리 안함 SST-2
비교예 4 7.19 0.70 0.54 0.011 개량화 SST-2
비교예 5 6.76 0.71 0.51 0.019 과개량화 SST-2
비교예 6 비교예 3의 조성 개량화처리 안함 SST-1
T6열처리조건

용체화처리 시효처리
온도(℃) 시간(시간) 온도(℃) 시간(시간)
SST-0 535 8 155 4
SST-1 490 6 210 3
SST-2 530 4 210 3
<실험예 1> 구리 첨가 효과 및 개량 처리 효과
1. 제조방법
본 발명에서는 상용합금 A356합금의 조성을 기본으로 하면서 상온 인장강도 및 고온강도를 향상시키기 위하여 대표적인 석출경화형 합금원소인 Cu와 Mg를 각각 0.7 중량%, 0.5 중량% 수준으로 첨가하였다. 더불어 공정 Si상의 개량화를 유도함으로써 연성을 증가시키기 위하여 Sr을 최대 0.019 중량% 첨가하였다. 이때, Sr 첨가량 따른 공정 Si의 개량화 정도에 따라, 아개량/개량/과개량 처리로 분류할 수 있다. 표 1은 개발합금의 화학조성을 보여주고 있다.
이에 따라, 상기 실시예 1 및 비교예 2 내지 5의 단계 1에서 주조된 알루미늄 합금의 밀도를 아르키메데스의 원리를 이용하여 관찰하고, 그 결과를 표 3에 도시하였다.
합금 Sr 첨가량(중량 %) 비고 밀도(g/cm3)
비교예 2 - Al-7Si-0.35Mg 합금 2.666
비교예 3 0.001 개량화하지 않음 2.663
실시예 1 0.004 아개량화 2.669
비교예 4 0.011 개량화 2.644
비교예 5 0.019 과개량화 2.664
표 3에 도시한 바와 같이, A356 합금인 비교예 2의 밀도가 2.666 g/cm3인데 반해, 스트론튬을 0.001 포함하는 비교예 3의 경우 2.663g/cm3, 개량 및 과개량된 비교예 4 및 5의 경우 2.644 g/cm3, 2.664 g/cm3 수준으로 다소 낮은 밀도를 나타내었다. 반면, 실시예 1의 경우 2.669 g/cm3 수준의 밀도를 나타내어, 비교예 2의 스트론튬을 첨가하지 않은 경우보다 높게 나타났다.
이를 통해, 상기 알루미늄 합금이 스트론튬을 0.01 중량%를 초과하여 포함하는 경우에는 상기합금의 주조조직에서 기포를 발생시키고, 따라서 합금의 밀도를 감소시킴을 확인할 수 있다. 따라서, 0.003 내지 0.01 중량%의 스트론튬을 포함하는 것이 알루미늄 합금에 주조조직에 기포를 발생시키지 않으면서 아개량화할 수 있음을 알 수 있다.
2. 주조성 평가
상기 실시예 1 및 비교예 2 내지 4의 단계 1에서 주조된 알루미늄 합금의 주조성을 나선형 몰드 시험(spiral mold test)를 이용하여 합금의 유동도 길이를 상대 비교함으로써 주조성을 평가하고, 그 결과를 표 4에 도시하였다.
mm 비교예 2 비교예 3 실시예 1 비교예 4
유동도 길이 331±36 360±45 337±11 378±32
표 4에 나타낸 바와 같이, 비교예 2(A356 합금)에 0.7 중량%의 구리 및 0.2 중량%의 마그네슘을 더 첨가하고, 스트론튬을 첨가하여 개량화한 비교예 3, 실시예 1, 비교예 4의 합금 모두 유동도 길이가 비교예 2에 비해 오차 범위에서 동등 또는 그 이상의 값을 나타내었다.
이를 통해, 0.7 중량% 수준의 구리 첨가 및 스트론튬에 의한 개량처리는 합금의 주조성을 저하시키지 않음을 알 수 있다.
3. 열처리
상기 표 2와 같이 열처리를 수행한 후, 미세조직을 평가하였다.
4. 미세조직 분석
(1) 공정 Si의 개량화 효과 관찰
상기 실시예 1 및 비교예 3, 4의 단계 1에서 주조된 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰하고, 그 결과를 도 1에 도시하였다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 스트론튬이 첨가된 실시예 1의 경우, 스트론튬이 첨가되지 않은 비교예 3의 아공정 합금에 분포하는 침상의 공정 Si상을 미세한 섬유상으로 개량시킨 것을 확인할 수 있다. 그러나, 개량 또는 과개량 처리 수준의 스트론튬이 첨가된 비교예 4의 경우에는 기공의 발생정도가 증가된 것을 확인할 수 있고, 상기 표 3에 나타난 바와 같이 이로 인해 주조재의 밀도가 크게 떨어지게(밀도 2.663 g/cm3 (비교예 3) → 2.644 g/cm3 (비교예 4)) 되는 것을 알 수 있다.
이를 통해, 아개량 수준의 스트론튬 첨가는 공정 Si 상을 미세한 섬유상으로 개량시키지만, 개량 또는 과개량화 수준의 첨가는 주조재의 밀도를 떨어뜨리는 것을 알 수 있다.
(2) 공정 Si의 구상화 관찰
상기 실시예 1, 비교예 3의 단계 1에서 주조된 알루미늄 합금, 실시예 1 및 비교예 1, 3, 6의 단계 2에서 용체화 처리된 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰하고, 그 결과를 도 2에 도시하였다.
A356합금의 응고조직은 공정 Al-Si을 약 50 부피 % 포함하고 있으며, 특히 공정조직 내에 판상 혹은 침상으로 길게 성장하는 공정 Si은 매우 취약한 상으로서 합금의 연성에 불리하게 작용한다. Cu, Mg를 미량 첨가한 개발합금에서도 높은 분율의 공정 Al-Si 조직을 포함하고 있는 만큼, 연성적인 측면을 고려하였을 때 공정 Si상의 형상제어가 필요하다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 500 ℃ 내외의 높은 온도에서 열처리된 비교예 3 및 6은 열처리 되기 전 비교예 3의 주조 직후의 합금보다 공정상의 간격이 넓어지는 것을 확인할 수 있다. 특히, 530 ℃의 온도에서 4 시간 동안 열처리한 비교예 3의 경우에는 공정 Si의 크기 및 형상비가 현저히 감소하며 동시에 일부 Si 상이 구상화되는 것을 확인할 수 있다.
스트론튬을 0.004 중량% 첨가한 실시예 1의 경우, 주조 직후에는 대부분의 공정 Si가 현저히 미세화되는 동시에 형상이 섬유상으로 개량화되는 것을 관찰할 수 있다. 한편, 일부침상형 Si은 개량화되지 않은 채 미세한 Si 섬유상과 공존하는 것을 알 수 있는데 즉, 0.004 내지 0.010 중량% 수준의 Sr첨가는 공정 Si상을 완전히 개량화시키지 못하고‘아개량처리(under-modification)’시키는 것을 알 수 있다.
Sr을 첨가시키지 않은 비교예 3에 비하여, 이러한 아개량 또는 개량처리는 합금의 용체화처리에 의한 공정 Si구상화를 더욱 촉진시키는 것을 알 수 있다.
0.004 중량% 수준의 미량의 Sr을 첨가시켜도 비교예 1와 같이 490 ℃에서 6 시간 열처리되는 동안 Al-Si 공정 결정립 내부에 존재하는 미세한 공정 Si을 위주로 하여 구상화가 빠르게 진행되는 것을 알 수 있다.
뿐만 아니라, 실시예 1과 같이 530 ℃에서 4시간 열처리시키면 이러한 공정Si의 구상화가 더욱 두드러지게 관찰되는데, 일부 개량화되지 않았던 침상형 공정 Si상이 대부분 구상화되는 것을 알 수 있다.
이와 같이, 약 0.004 중량% 이상의 Sr이 첨가되면 용체화 처리 과정에서 공정 Si의 구상화를 촉진시킴으로써, 합금의 연성을 개선시킬 수 있음을 알 수 있다.
5. 상온 및 고온에서의 기계적 특성 관찰
상기 실시예 1 및 비교예 2 내지 4에서 제조된 알루미늄 합금의 기계적 물성을 관찰하기 위하여, 상온에서 3회 이상 인장강도 측정기로 인장시험하고, 150 ℃, 200 ℃에서 각각 100 시간씩 노출시킨 후, 3회 이상 인장강도 측정기로 인장시험하고, 그 평균값을 표 5에 도시하였다.
비교예 2 비교예 3 실시예 1 비교예 4
인장강도(MPa) 상온 299.9 346.7 349.9 348.1
항복강도 (MPa) 220.4 289.8 297.2 294.5
연신율 (%) 5.8 3.2 5.0 4.9
인장강도(MPa) 150 ℃ 270.2 277.3 276.8 260.5
항복강도 (MPa) 243.4 254.3 256.3 241.9
연신율 (%) 6.6 2.9 4.97 1.9
인장강도(MPa) 200 ℃ 82.3 173.1 200.3 -
항복강도 (MPa) 68.8 149.2 183.1 -
연신율 (%) 15.7 4.1 7.6 -
표 5에 나타낸 바와 같이, A356 합금에 0.7 중량% Cu 및 0.14 중량% Mg를 첨가시킨 비교예 3의 최대 인장강도 및 항복강도는 비교예 2에 비하여 각각 15.6%, 31.5% 증가하였다. 이와 같이, Cu의 첨가는 상온 인장강도 향상에 효과적인 반면, 연신율을 떨어뜨린다.
반면, 0.004 중량%의 스트론튬을 포함하는 실시예 1의 경우, 연신율이 최대 5%로 증가하며, 인장강도도 모두 우수하게 나타난다.
비교예 2와, 구리를 첨가한 비교예 3, 4, 실시예 1을 비교해 보았을 때, Cu의 첨가는 상온 인장강도 뿐만 아니라 고온인장 강도 향상에도 효과적인 것을 알 수 있다. 특히, 200 ℃의 고온인장 특성결과에서 구리가 첨가되지 않은 비교예 2(A356 합금)는 인장 강도가 299.9 MPa(상온 인장 강도)에서 82.3 MPa으로 급격히 감소하는데 반하여, 구리를 첨가한 비교예 3, 실시예 1 합금은 각각 173.1 MPa, 200.3 MPa의 높은 고온 인장강도 값을 유지하는 것으로 나타났다. 아개량 처리 수준의 0.004 중량%의 스트론튬이 첨가된 실시예 1의 경우 150 ℃ 및 200 ℃ 에서 고온인장 특성이 가장 우수한 것을 알 수 있다.
이를 통해, Cu 첨가로 인한 연신율의 감소는 적정량의 스트론튬 개량화 처리 및 용체화 처리를 통한 Si의 구상화를 통해 극복할 수 있음을 알 수 있다.
<실험예 2> 용체화처리 효과
1. 제조방법
상기 비교예 3 및 비교예 4의 단계 1에서 주조된 알루미늄 합금을 하기 표 6과 같이 용체화 처리한 후, 190 ℃ 에서 시효처리를 실시한 알루미늄 합금의 금속간화합물 또는 2 차상을 광학, 주사전자 현미경으로 관찰하고 그 부피분율을 영상분석기로 정량 분석하고, 밀도를 아르키메데스 원리를 이용하여 측정하고, 경도를 비커스 경도기로 측정하고, 이 결과들을 종합하여 용체화처리 지수를 매겼고 그 값을 표 6에 도시하였다.
2. 열처리
개발합금의 상온 및 고온 강도를 향상시키기 위하여 미량 첨가시킨 Cu, Mg 합금원소의 알루미늄 기지로의 고용을 극대화시키고자 하였다. 이러한 용질원자의 확산 및 고용에 영향을 주는 열처리 공정 변수 가운데, 용체화 처리(solid solution treatment, SST) 조건을 제어함으로써 최적의 공정을 도출하고자 하였다. 표 6과 같이 용체화 처리 공정을 거친 후 190 ℃ 에서 시효처리를 실시하였다.
스트론튬 함량 용체화처리 조건 IC
(부피%)		 밀도
(g/cm3)		 경도
(Hv)		 용체화처리
지수
비교예 3의 조성
(개량화하지 않음)		 - 0.842 2.680 67.70 -
490 ℃, 6 시간 0.630 2.676 69.75 ×
520 ℃, 8 시간 0.392 2.679 86.24 ○
530 ℃, 4 시간 0.613 2.676 95.68 ◎
530 ℃, 6 시간 0.635 2.643 78.96 ○
530 ℃, 8 시간 0.492 2.371 82.59 ×
비교예 4의 조성
(개량화)		 - 1.035 2.672 67.97 -
490 ℃, 6 시간 1.082 2.667 71.76 ×
520 ℃, 8 시간 0.705 2.674 88.95 ○
530 ℃, 4 시간 0.978 2.681 85.06 ◎
530 ℃, 6 시간 0.942 2.672 80.36 ○
530 ℃, 8 시간 0.839 2.672 81.62 ×
(IC는 금속간화합물 또는 2차상의 부피분율이다.)
3. 미세조직 분석
(1) 용체화처리 지수 평가
표 6에 나타낸 바와 같이, 개량화하지 않은 비교예 3의 IC가 0.842 부피%에서 용체화처리 후에는 약 0.635 부피% 이하의 수준으로 낮아진 것을 확인할 수 있고, 개량화 처리시킨 합금 비교예 4의 경우에도 1.035 부피%에서 약 0.978 부피 % 이하의 수준으로 대체적으로 감소하였음을 확인할 수 있다. 이를 통해, 용체화처리를 수행하는 경우 Cu, Mg계 금속간 화합물이 대개 분해되면서 그 부피 분율이 감소하는 것으로 나타났다.
알루미늄 합금의 경도는 비교예 3의 67.70 Hv에서, 용체화처리 후 약 69 내지 95 Hv 수준으로 증가하였고, 비교예 4의 경우도 67.97 Hv에서 용체화처리 후, 약 71 내지 88 Hv 수준으로 향상된 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 용체화처리를 통해 금속간 화합물이 분해됨으로써, 용질원소, Mg 및 Cu의 고용 및 기지강화정도가 향상되어 알루미늄 금속의 기지 강도가 높아짐을 알 수 있다.
한편, 용체화처리 지수는 표 6의 용체화처리 조건 가운데 금속간 화합물의 분해를 용이하게 하면서 기지강도를 향상시키는 조건들에 대하여 지수를 매긴 것이고, 지수가 높음, 중간, 낮음을 각각 ◎, ○, X의 기호로 나타내었다.
용체화처리는 처리 온도가 530 ℃인 경우 520 ℃ 또는 490 ℃에 비하여 IC 부피가 낮은 것으로 보아 금속간 화합물의 분해에 유리한 것으로 나타났다. 다만, 530 ℃에서 열처리를 수행한다고 하더라도 그 시간을 8시간으로 연장시키는 경우, 녹는점이 낮은 Cu계 금속간 화합물인 Al2Cu상의 용융이 일어나 오히려 기공을 형성시키고 밀도를 크게 떨어뜨리는 것을 알 수 있다.
결국, 용체화 처리는 530 ℃에서 4시간 가량 수행하는 것이 용체화처리 효과를 높일 수 있음을 알 수 있다.
(2) Cu/Mg계 금속간 화합물의 분해
비교예 3에서의 금속간화합물을 주사전자 현미경으로 관찰하고 그 결과를 도 3에 도시하였다.
용체화 처리는 공정 Si의 구상화와 더불어, 석출경화형 합금원소인 Cu, Mg를 포함하는 합금에서는 Cu 혹은 Mg계 금속간화합물을 분해시킴으로써 이들 용질원자의 알루미늄 기지로의 고용을 유도하기 위하여 이루어진다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 비교예 3의 주조 직후 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금에서는 Cu, Mg계 금속간화합물인 Al2Cu, Al18Fe2Mg7Si 및 AlCuMgSi상 등이 관찰된다.
또한, 상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 이러한 금속간화합물은 주조 직후에 비하여 용체화 처리 후에 그 부피분율이 현저히 감소하는 것을 알 수 있다. 특히, Sr을 첨가하지 않은 비교예 3에서는 비교예 4에 비하여 IC 부피가 낮으므로, Mg 및 Cu가 금속간화합물로 존재하는 대신, 용질원소로 알루미늄 기지에 고르게 분산되어 있는 것을 알 수 있었다. 즉, 비교예 3은 용체화 처리 중에 효과적으로 금속간화합물의 분해가 일어나는 동시에, 석출경화형 합금원소의 기지로의 재고용이 효과적으로 일어나는 것으로 판단된다. 이처럼 용체화 처리 온도 및 시간은 Cu 혹은 Mg계 금속간화합물의 분해에 직접적인 영향을 주며, 온도가 높고 처리시간이 길수록 용체화 처리 직후 경도값이 증가하는 것을 알 수 있다.
이는 비교예 4와 같이 개량 혹은 아개량 처리시킨 합금에서도 마찬가지로, 금속간 화합물은 용체화처리 온도가 495 ℃ 또는 520 ℃에 비하여 530 ℃가 Cu/Mg계 금속간화합물을 분해시키는 데 효과적인 것을 확인할 수 있으며(하기 용체화 처리에 따른 기계적 특성 분석에서, 530 ℃에서 용체화 처리한 경우 강도가 효과적으로 향상됨), 따라서 녹는점이 낮은 Al2Cu상 (525 ℃) 혹은 AlMgSiCu (495 ℃)의 용융을 고려하여 용체화처리 온도는 530 ℃를 넘기지 않는 것이 바람직한 것을 알 수 있다.
(3) 스트론튬 첨가량의 선정
실시예 1 및 비교예 3, 4의 알루미늄 합금을 광학 현미경으로 관찰하고 그 결과를 도 4에 도시하였으며, 표 7에 금속간화합물의 부피 및 경도를 나타내었다. 또한, 실시예 1 및 비교예 3, 4의 단계 2에서 용체화처리한 후, 190 ℃ 온도에서 시효처리를 시키며 시간에 따른 경도 값의 변화를 도 5에 도시하였다.
도 4에 나타낸 바와 같이, 스트론튬을 첨가하지 않은 비교예 3 및 0.004 중량%의 스트론튬을 첨가한 실시예 1과 달리 스트론튬을 0.011 중량% 첨가한 비교예 4의 경우에는 구리계 금속간 화합물의 부피 분율이 높은 것을 확인할 수 있고, Cu계 금속간화합물의 분해속도를 지연시키는 것으로 관찰되며, 특히 Sr을 개량처리 수준, 약 0.011 중량% 첨가시킨 비교예 4에서 금속간화합물의 부피분율이 가장 높은 것을 알 수 있다.
비교예 3 실시예 1 비교예 4
Cu/Mg계 금속간화합물 부피분율(%) 0.460 0.503 0.757
경도(Hv) 98.02 79.19 88.95
표 7에 나타낸 바와 같이, 530 ℃에서 4 시간 동안의 열처리 직후에 관찰되는 금속간화합물의 부피분율을 측정한 결과이며, Sr 첨가량 증가에 따라 부피분율이 증가하는 것을 알 수 있다.
또한, 도 4 및 표 7에 나타낸 바와 같이, 스트론튬이 첨가되지 않은 비교예 3에 비하여, 스트론튬의 첨가량이 0.004, 0.011 중량%인 실시예 1 및 비교예 4의 경우 금속간 화합물의 부피 분율이 높아지는 것을 확인할 수 있고, 따라서 스트론튬의 첨가량을 조절하여 금속간 화합물의 분해속도를 최적화해야 함을 알 수 있다.
도 5에 도시한 바와 같이, 전반적으로 실시예 1, 비교예 3 합금에 비하여 Sr을 0.011 중량% 첨가한 비교예 4의 시효경도가 가장 낮은 것을 알 수 있다. 이에 반하여, 0.004 중량% Sr 첨가에 의해 아개량 처리시킨 실시예 1은 초기 12시간 동안 개량처리를 하지 않은 비교예 3보다 높은 피크 시효경도 값을 나타내는 것을 알 수 있었다.
따라서, 합금의 연성적인 측면을 고려하였을 때, Sr의 첨가가 바람직하나 Sr 첨가에 따른 기포증가, Cu 함유상의 분해속도 저하는 강도를 떨어뜨릴 수 있는 불리한 변수로 작용할 수 있는 만큼, 아개량처리(under-modification) 수준으로 Sr 첨가량을 제어하는 것이 중요하다는 것을 알 수 있다.
4. 기계적 특성분석
(1) 상온 인장 특성을 고려한 개량처리 조건
도 6은 실시예 1 및 비교예 3, 4의 조성을 갖는 알루미늄 합금을 520 ℃ 및 530 ℃에서 용체화처리 및 190 ℃에서 시효처리한 알루미늄 합금의 상온인장강도 특성을 인장강도 측정기로 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 6에 나타낸 바와 같이, 스트론튬의 함량을 0.004 내지 0.011 중량%로 증가할수록 개발합금의 연신율은 뚜렷한 증가를 보였지만, 강도는 감소하는 것으로 나타났다.
상기와 같은 강도의 감소는 용체화처리중 0.004 내지 0.011 중량%의 스트론튬 첨가에 의한 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해 지연에 기인하므로, 강도 및 연신율을 모두 고려하였을 때, 아개량처리 수준의 스트론튬을 첨가하는 것이 바람직한 것으로 나타났다.
(2) 상온 인장 특성을 고려한 용체화처리 조건
도 7은 실시예 1 및 비교예 3, 4의 조성을 갖는 알루미늄 합금을 520 및 530 ℃에서 용체화처리 및 190 ℃에서 시효처리한 알루미늄 합금의 상온인장강도 특성을 인장강도 측정기로 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 7에 나타낸 바와 같이, 520 ℃ 에 비하여 530 ℃에서 용체화처리된 알루미늄 합금의 강도가 우수함을 알 수 있다.
이와 같이, Cu, Mg계 금속간화합물의 분해가 용체화 처리온도 530 ℃에서 가장 용이하게 일어남으로써 이후 시효처리 후 강도가 가장 효과적으로 향상되는 것을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 아개량 처리된 알루미늄 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    철, 망간, 크롬, 니켈, 티타늄, 아연, 바나듐, 지르코늄, 코발트, 리튬 및 주석으로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 어느 하나 이상을 더 포함하는 알루미늄 합금.
  3. 원료물질로 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1); 및
    상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2);를 포함하는 알루미늄 합금의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 단계 2의 용체화처리 후, 알루미늄 합금을 150 내지 250 ℃의 온도에서 시효처리하는 단계를 더 포함하는 알루미늄 합금의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 시효처리는 1 내지 5시간 동안 수행하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금의 제조방법.
  6. 제3항에 있어서,
    상기 단계 2의 용체화처리는 2 내지 10시간 동안 수행하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금의 제조방법.
  7. 제1항의 알루미늄 합금을 포함하는 자동차용 실린더 블록.
  8. 원료물질로 실리콘 6 내지 8.5 중량%, 구리 0.5 내지 1.5 중량%, 마그네슘 0.3 내지 1.0 중량%, 불가피한 불순물 및 잔부 알루미늄을 포함하는 알루미늄 합금에 0.003 내지 0.01 중량%가 되도록 스트론튬을 첨가하여 알루미늄 합금을 아개량 처리하는 단계(단계 1);
    상기 단계 1의 아개량 처리된 알루미늄 합금을 520 내지 540 ℃의 온도에서 용체화처리하는 단계(단계 2); 및
    상기 단계 2의 용체화처리 후, 알루미늄 합금을 150 내지 250℃의 온도에서 시효처리하는 단계(단계 3);을 더 포함하는 알루미늄 합금의 물성 향상 방법.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107675038A (zh) * 2017-09-26 2018-02-09 沈阳航空航天大学 一种轻质铸造Al‑Si‑Li‑Cu合金材料及其制备方法
CN108220719A (zh) * 2016-12-15 2018-06-29 现代自动车株式会社 用于插入环的铝合金、使用该铝合金的铝插入环以及使用该铝插入环的活塞制备方法
CN108588513A (zh) * 2018-08-10 2018-09-28 合肥工业大学 一种改性a356铝合金及其多次时效热处理方法
WO2020119501A1 (zh) * 2018-12-14 2020-06-18 珠海市润星泰电器有限公司 高电导率铝合金及其制备方法
CN111945040A (zh) * 2020-08-24 2020-11-17 合肥工业大学 一种Al-Si-Cu-Mg-Zr铝合金及其短流程热处理工艺
CN112695231A (zh) * 2020-12-21 2021-04-23 无锡天宝电机有限公司 一种施工用升降电机的壳体材料及制备方法
KR102494830B1 (ko) * 2022-03-22 2023-02-06 국방과학연구소 다단 시효처리를 이용한 Al-Li 합금의 제조방법

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5660689B2 (ja) 2013-05-23 2015-01-28 日産自動車株式会社 鋳造用アルミニウム合金及びアルミニウム合金鋳物

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108220719A (zh) * 2016-12-15 2018-06-29 现代自动车株式会社 用于插入环的铝合金、使用该铝合金的铝插入环以及使用该铝插入环的活塞制备方法
US10787724B2 (en) 2016-12-15 2020-09-29 Hyundai Motor Company Aluminum alloy for insert ring, aluminum insert ring using the same, and piston manufacturing method using the same
CN108220719B (zh) * 2016-12-15 2021-12-28 现代自动车株式会社 用于插入环的铝合金、使用该铝合金的铝插入环以及使用该铝插入环的活塞制备方法
CN107675038A (zh) * 2017-09-26 2018-02-09 沈阳航空航天大学 一种轻质铸造Al‑Si‑Li‑Cu合金材料及其制备方法
CN108588513A (zh) * 2018-08-10 2018-09-28 合肥工业大学 一种改性a356铝合金及其多次时效热处理方法
WO2020119501A1 (zh) * 2018-12-14 2020-06-18 珠海市润星泰电器有限公司 高电导率铝合金及其制备方法
CN111945040A (zh) * 2020-08-24 2020-11-17 合肥工业大学 一种Al-Si-Cu-Mg-Zr铝合金及其短流程热处理工艺
CN111945040B (zh) * 2020-08-24 2021-12-10 合肥工业大学 一种Al-Si-Cu-Mg-Zr铝合金及其短流程热处理工艺
CN112695231A (zh) * 2020-12-21 2021-04-23 无锡天宝电机有限公司 一种施工用升降电机的壳体材料及制备方法
KR102494830B1 (ko) * 2022-03-22 2023-02-06 국방과학연구소 다단 시효처리를 이용한 Al-Li 합금의 제조방법

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