KR20160045124A

KR20160045124A - 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160045124A
Application number: KR1020167007278A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 하타; 사토시 우다가와; 다케로 와타나베
Original assignee: 가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date: 2013-08-21
Filing date: 2014-08-05
Publication date: 2016-04-26
Also published as: CN105492640A; WO2015025706A1; JP2015040320A; US20160186302A1

Abstract

양극 산화 처리를 실시하는 고강도 알루미늄 합금에 있어서, 질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖고, 내력이 350㎫ 이상이며, 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진다.

Description

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

본 발명은, 적어도 외관 특성과 내응력(耐應力) 부식 붕괴성의 쌍방이 중요시되는 부위에 사용되는 고강도 알루미늄 합금에 관한 것이다.

적어도 강도 특성 및 외관 특성이 중요시되는 스포츠 용구, 수송 기기, 기계 부품 그 외의 용도에 사용되는 재료로서, 알루미늄 합금을 채용하는 것이 증가되고 있다. 이들의 용도에는 내구성이 요구되기 때문에, 내력(耐力)이 350㎫ 이상인 고강도의 알루미늄 합금을 사용하는 것이 요망된다. 강도 특성과 외관 특성의 쌍방이 중시되는 용도에 사용하는 알루미늄 합금으로서는, 예를 들면 특허문헌 1에 기재된 알루미늄 합금 압출재가 제안되고 있다.

특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개2012- 246555호

특허문헌 1에 기재된 7000계 알루미늄 합금은 시효(時效) 처리로 T6 처리를 실시하면, 응력 부식 붕괴가 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 또한, 이의 대책으로서, 과시효 처리를 실시하면, 내응력 부식 붕괴성은 개선할 수 있지만 강도가 낮아진다는 문제가 있다.

이와 같이, 예를 들면 특허문헌 1에 기재된 종래의 7000계 알루미늄 합금은 높은 내력을 갖지만, 응력 부식 붕괴성에 대한 대책이 추진되고 있다고는 할 수 없다. 따라서, 이들 합금은 부식 환경하에서 응력이 항상 부하된 상태에서 장기간 사용되는 용도에는 적합하지 않다.

본 발명은 이러한 배경을 감안하여 이루어진 것으로서, 양극 산화 처리 후에 있어서의 표면 품질 및 내응력 부식 붕괴성이 우수한 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 형태는, 양극 산화 처리를 실시하는 고강도 알루미늄 합금에 있어서,

질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖고,

내력이 350㎫ 이상이며,

금속 조직이 재결정 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄 합금에 있다.

본 발명의 다른 형태는, 상기 고강도 알루미늄 합금을 제조하는 방법으로서,

질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖는 주괴(鑄塊)를 제작하고,

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

가공 개시시의 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℃로부터 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 실시하고,

당해 급랭 처리 또는 그 후의 냉각에 의해 당해 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,

그 후에 당해 전신재에 대해 인공 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 있다.

상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정한 화학 성분을 갖고, 내력이 350㎫ 이상이며, 또한 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진다. 이로써, 상기 고강도 알루미늄 합금은 고강도이며 이와 동시에 내응력 부식 붕괴성이 우수하고, 또한 양극 산화 처리 후의 표면 품질이 우수하게 되어, 강도 특성, 외관 특성 및 내응력 부식 붕괴성이 중요시되는 부위에 적합하게 사용할 수 있다.

즉, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정한 화학 성분을 가짐으로써, 우수한 내응력 부식 붕괴 특성을 확보할 수 있고, 이로써, 부식 환경하에서 사용해도 우수한 내구성을 발휘할 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 종래의 7000계 알루미늄 합금재와 동등 이상의 내력, 즉 350㎫ 이상의 내력을 갖고 있다. 따라서, 예를 들면 경량화를 위한 박육화(薄肉化)에 대응할 수 있는 강도 특성을 확보하는 등 강도 요구를 비교적 용이하게 만족시킬 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정한 화학 성분을 갖고 있는 동시에 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어지기 때문에, 양극 산화 처리 후에 있어서, 섬유상(纖維狀) 조직에 기인하는 근상(筋狀) 모양이 발생하는 것 등을 억제하여 양호한 표면 품질을 얻을 수 있다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법으로는, 상기 특정의 처리 온도, 처리 시간 및 처리 순서에 의해 상기 고강도 알루미늄 합금을 제조한다. 따라서, 상기의 우수한 고강도 알루미늄 합금을 용이하게 수득할 수 있다.

도 1은 실시예 1에서의 시료 4의 금속 조직을 도시한 도면 대용 사진이다.
도 2는 실시예 1에서의 시료 A19의 금속 조직을 도시한 도면 대용 사진이다.

상기 고강도 알루미늄 합금은, 질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖고 있다. 우선, 각 원소의 함유량 범위의 한정 이유 에 대해 설명한다.

Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하,

Zn은, 알루미늄 합금 중에서 Mg과 공존함으로써 η' 상을 석출시키는 원소이다. Mg과 함께 Zn을 함유시킴으로써, 석출 강화에 의한 강도 향상을 얻을 수 있다. Zn의 함유량이 5.0% 이하인 경우에는, η' 상의 석출량이 적어지기 때문에 강도 향상 효과가 낮아진다. 따라서, Zn의 함유량은 5.0%보다 많은 것이 좋고, 바람직하게는 5.2% 이상이 좋다. 한편, Zn의 함유량이 7.0%를 초과하면, 내응력 부식 붕괴성이 저하한다. 따라서, Zn의 함유량은 7.0% 이하가 좋고, 바람직하게는 6.8% 이하가 좋다.

Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하,

Mg은, 알루미늄 합금 중에서 Zn과 공존함으로써 η' 상을 석출시키는 원소이다. Zn과 함께 Mg을 함유시킴으로써, 석출 강화에 의한 강도 향상을 얻을 수 있다. Mg의 함유량이 2.2% 이하인 경우에는, η' 상의 석출량이 적어지기 때문에 강도 향상 효과가 낮아진다. 한편, Mg의 함유량이 3.0%를 초과하면, 열간 가공성이 저하하여 생산성이 저하하는 동시에 내응력 부식 붕괴성이 저하한다.

Zn/Mg 비: 1.7 이상 3.1 이하,

Zn과 Mg의 함유량은 각각 상기한 한정 범위 내에서, 또한, 반드시 상기 Zn량/Mg량 비의 값이 1.7 내지 3.1의 범위 내가 되도록 선택한다. Zn/Mg 비가 1.7 미만인 경우에는 강도가 낮아지기 쉽고, 한편, 3.1을 초과하는 경우에는 내응력 부식 붕괴성이 저하한다. 또한, Zn/Mg 비는 Zn 함유량(질량%)／Mg 함유량(질량%)의 값을 의미한다.

Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하,

Cu는, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 원료로서 리사이클재를 사용하는 경우에 혼입될 가능성이 있다. Cu의 함유량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 화학 연마 후의 광택의 저하나, 양극 산화 처리에 의한 황색으로의 색조 변화 등, 표면 품질이 저하하는 원인이 되고, Cu의 함유량이 0.01% 미만인 경우에는, 내응력 부식 붕괴성이 저하한다. 이러한 내응력 부식 붕괴성 및 표면 품질의 저하는 Cu의 함유량을 0.01% 이상 0.10% 이하로 제어함으로써 회피할 수 있다.

Zr: 0.10% 이하,

Zr의 함유량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신에 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 상기 섬유상 조직이 존재하면, 양극 산화 처리를 실시한 후에, 상기 섬유상 조직에 기인하는 근상 모양이 표면에 나타나기 쉬워지게 되어, 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 따라서, Zr 함유량은 0.10% 이하로 한다.

Cr: 0.02% 이하,

Cr이 0.02% 이상 함유되는 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.

Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하,

Fe, Si는 알루미늄 지금(地金) 중의 불순물로서 혼입하고, Mn은 리사이클재를 사용하는 경우에 혼입될 가능성이 있는 성분이다. 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 대신에 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 섬유상 조직이 존재하면, 양극 산화 처리를 실시한 후에, 섬유상 조직에 기인하는 근상 모양이 표면에 나타나기 쉬워지게 되어, 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 이러한 근상 모양에 의한 표면 품질의 저하는, Fe를 0.30% 이하로, Si를 0.30% 이하로, Mn을 0.02% 이하로 각각 규제함으로써 억제하는 것이 가능하다.

Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하,

Ti는, 알루미늄 합금에 첨가됨으로써 주괴 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. 주괴 조직이 미세하게 될수록, 얼룩이 없이 높은 광택의 표면 상태를 얻을 수 있기 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 표면에 얼룩 및 근상 모양이 생길 우려가 있다. 또한, Ti의 함유량이 0.05%보다 많은 경우에는, Al과의 사이에 형성되는 AlTi계 금속간 화합물 등이 원인이 되어, 점상(点狀)이나 근상 모양의 결함이 발생하기 쉬워져, 표면 품질이 저하될 우려가 있다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금재는, 상술한 바와 같이, 금속 조직이 입자상의 재결정 조직으로 구성되어 있다. 통상, 열간 가공을 실시하여 제작한 알루미늄 합금은 섬유상 조직으로 이루어지는 금속 조직을 가지므로, 표면에 근상 모양이 생겨, 그 결과, 표면 품질이 낮아질 우려가 있다. 한편, 상기 고강도 알루미늄 합금으로는, 금속 조직이 재결정 조직으로 구성되어 있기 때문에 표면에 근상 모양이 발생하지 않아, 표면 품질이 양호하다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은 황산욕을 사용한 양극 산화 처리 후에 측정된, JIS Z8729(ISO7724-1)에 규정되는 L*a*b* 표색계에서의 b* 값(청 내지 황의 색도)이 0 이상 0.8 이하인 것이 바람직하다. 양극 산화 처리 후에, b* 값이 상기의 범위 내에 있는 알루미늄 합금재는 황색 농도가 적당하기 때문에, 의장성이 우수한 알루미늄 합금재가 된다.

상기 고강도 알루미늄 합금재는 적어도 상기 특정한 화학 성분을 갖고 있음으로써, b* 값이 0.8 이하가 되는 색조를 실현할 수 있다. b* 값이 0.8을 초과하는 경우에는, 양극 산화 처리 후에 색조가 황색 빛을 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 얻는 것은 곤란하다.

또한, 상기 재결정 조직은 이의 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛ 이하이고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이가, 열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정 길이에 대해 0.5배 이상 4배 이하인 것이 바람직하다.

상기 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛을 초과하면, 결정립이 과도하게 조대해져서, 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, 상기 결정립의 종횡비, 즉, 열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비가 4를 초과하면, 양극 산화 처리를 실시한 후의 표면에 근상 모양이 나타날 우려가 있다. 한편, 종횡비가 0.5 미만이 되는 결정립은 통상 사용되는 제조 설비에서는 수득하는 것이 어렵다.

또한, 상기 금속 조직은, 예를 들면 알루미늄 합금재의 표면에 전해 연마를 실시하고, 얻어진 표면을 편광 현미경으로 관찰함으로써 재결정 조직인지의 여부를 확인할 수 있다. 즉, 상기 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어지는 경우에는, 입상정(粒狀晶)으로 이루어지는 균일한 금속 조직이 관찰되고, 조대한 금속간 화합물이나 부유정(浮游晶) 등에 대표되는, 주조시에 형성될 수 있는 응고 조직은 보이지 않는다. 마찬가지로, 재결정 조직으로 이루어지는 금속 조직에는, 압출이나 압연 등의 소성 가공에 의해 형성되는 근상 모양의 조직(소위 가공 조직)은 보이지 않는다.

또한, 상기 재결정 조직에서의 결정립의 평균 입자 직경은, 상술한 편광 현미경을 사용한 관찰에 의해 수득되는 금속 조직상에 대해, JIS G0551(ASTM E 112-96, ASTM E 1382-97)에 규정된 절단법에 준하여 산출할 수 있다. 즉, 상기 금속 조직상 중의 임의의 위치에서 세로, 가로, 경사 방향으로 각 1개씩 절단선을 긋고, 이 절단선의 길이를, 절단선을 가로지르는 결정립계의 수로 나눔으로써 평균 입자 직경을 산출할 수 있다.

또한, 상기 종횡비, 즉, 열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비는, 상술한 방법에 준하여 산출할 수 있다. 즉, 상술한 방법과 마찬가지로, 상기 금속 조직상 중에, 열간 가공 방향과 평행한 방향 및 직각인 방향의 절단선을 임의의 위치에 긋고, 각각의 절단선으로부터 열간 가공 방향과 평행한 방향 및 직각인 방향의 평균 입자 직경을 산출한다. 그리고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 평균 입자 직경을 열간 가공 방향에 직각인 방향의 평균 입자 직경으로 나눔으로써, 상기 종횡비를 산출할 수 있다.

또한, 상기 재결정 조직은 열간 가공시에 생성된 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 처리나 소둔 처리 등의 열처리 공정을 추가함으로써 생성되는 것을 말한다. 상술한 본 발명이 해결해야 하는 과제는, 어느 재결정 조직이여도 해결할 수 있지만, 동적 재결정 조직의 경우에는 생산 공정이 간소해져서 용이하게 제조할 수 있다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금재의 제조 방법에서는, 상기 화학 성분을 갖는 주괴에 대해, 540℃를 초과하고 580℃ 이하의 온도에서 1시간 이상 24시간 이하로 가열하는 균질화 처리를 실시한다. 상기 균질화 처리의 가열 온도가 540℃ 이하인 경우에는, 주괴 편석층의 균질화가 불충분해진다. 그 결과, 결정립의 조대화나, 불균일한 결정 조직의 형성 등이 일어나기 때문에, 최종적으로 수득되는 합금재의 표면 품질이 저하한다. 한편, 가열 온도가 580℃보다 높으면, 상기 주괴가 국부적으로 용융을 일으킬 우려가 있기 때문에 제조가 곤란하다. 따라서, 상기 균질화 처리의 온도는 540℃를 초과하고 580℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 균질화 처리의 가열 시간이 1시간 미만인 경우에는, 주괴 편석층의 균질화가 불충분해져서 상기와 같이 최종적인 표면 품질이 저하한다. 한편, 가열 시간이 24시간을 초과하면, 주괴 편석층의 균질화가 충분해진 상태가 되기 때문에 그 이상의 효과를 예상할 수 없다. 따라서, 상기 균질화 처리의 시간은 1시간 이상 24시간 이내인 것이 바람직하다.

상기 균질화 처리를 실시한 주괴는, 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, 통상 사용되는 제조 설비에서는 가공이 곤란하다. 한편, 560℃를 초과하는 온도까지 주괴를 가열한 후에 열간 가공을 실시하면, 가공시의 가공 발열이 더해짐으로써 상기 주괴가 국소적으로 융해하여, 그 결과 열간 붕괴가 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 가공 후에, 상기 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 시작하여, 상기 전신재의 온도가 150℃ 이하가 될 때까지 냉각하는 급랭 처리를 실시한다. 상기 급랭 처리 전의 상기 전신재의 온도가 400℃ 미만인 경우에는, 담금질 효과가 불충분해져, 그 결과 수득되는 전신재의 내력이 350㎫ 미만이 될 우려가 있다. 또한, 급랭 처리 후의 전신재의 온도가 150℃를 초과하는 경우에도 담금질 효과가 불충분해져, 그 결과 수득되는 전신재의 내력은 350㎫ 미만이 될 우려가 있다.

또한, 상기 급랭 처리란, 상기 전신재를 강제적인 수단에 의해 냉각하는 처리를 의미한다. 상기 급랭 처리로서는, 예를 들면 팬에 의한 강제 급랭이나 샤워 냉각 또는 수냉 등의 방법을 채용할 수 있다.

또한, 상기 급랭 처리는, 상기 전신재의 온도가 400℃로부터 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 실시한다. 상기 평균 냉각 속도가 300℃/초를 초과하는 경우에는 설비가 과대해져, 그에 알맞은 효과를 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 담금질 효과가 불충분해져서, 수득되는 전신재의 내력이 350㎫에 도달되지 않을 우려가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는 빠른 것이 좋고, 1℃/초 이상 300℃/초 이하, 바람직하게는 3℃/초 이상 300℃/초 이하가 좋다.

또한, 상기 급랭 처리를 실시한 후에, 상기 전신재의 온도를 실온까지 도달시킨다. 이는, 상기 급랭 처리에 의해 실온에 도달해도 좋고, 또는 급랭 처리 후에 추가의 냉각 처리를 실시함으로써 도달해도 좋다. 전신재의 온도를 실온까지 도달시킴으로써 실온 시효의 효과가 나타나므로, 전신재의 강도가 향상된다. 또한, 상기 추가의 냉각 처리에는, 예를 들면 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 포화한다.

다음에, 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 350㎫ 이상으로 할 수 있다. 상기 인공 시효 처리의 구체적인 조건으로서는, 이하의 어느 형태를 적용할 수 있다.

우선, 상기 인공 시효 처리로서는, 상기 전신재를 80 내지 120℃의 온도에서 1 내지 5시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시하고, 그 후에 상기 제1 인공 시효 처리와 연속하여 상기 전신재를 145 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시할 수 있다.

여기서, 제1 인공 시효 처리와 제2 인공 시효 처리를 연속하여 실시한다는 것은, 제1 인공 시효 처리가 완료된 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 처리의 후, 열처리로로부터 취출하지 않고 제2 인공 시효 처리를 실시하는 방법 등이 있다.

이와 같이, 상기 제1 인공 시효 처리와 상기 제2 인공 시효 처리를 연속하여 실시함으로써, 인공 시효 처리 시간을 단축할 수 있다. 또한, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도는 145 내지 200℃가 좋다. 제2 인공 시효 처리에 있어서 170 내지 200℃의 범위에서 가열을 실시하는 경우에는, 상기 전신재의 연성이 커지기 때문에, 가공성을 보다 향상시킬 수 있다. 또한, 제2 인공 시효 처리에 있어서, 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어난 조건이 있는 경우에는, 수득되는 전신재의 응력 부식 붕괴가 생기기 쉬워질 우려나, 내력이 350㎫ 미만이 될 우려가 있다.

또한, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 145 내지 170℃의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우에는, 제조 공정이 간소화되므로 용이하게 제조할 수 있다. 상기의 인공 시효 처리가 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어나면, 수득되는 전신재의 응력 부식 붕괴가 생기기 쉬워질 우려나, 내력이 350㎫ 미만이 될 우려가 있어, 충분한 강도 특성을 갖는 전신재를 수득하는 것이 곤란하다.

실시예

(실시예 1)

상기 고강도 알루미늄 합금재에 따른 실시예에 대해, 표 1 내지 표 3을 참조하여 설명한다. 본 예에서는, 표 1에 기재한 바와 같이, 알루미늄 합금재의 화학 성분을 변화시킨 시료(No．1 내지 No．30)를 동일한 제조 조건으로 제작하여, 각 시료의 강도 측정, 금속 조직을 관찰하였다. 또한 각 시료에 표면 처리를 실시한 후, 표면 품질을 평가하였다.

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 1 및 표 2에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조한다. 그 후, 당해 주괴를 550℃의 온도에서 6시간 가열하는 균질화 처리를 실시한다. 그 후, 상기 주괴의 온도가 520℃인 상태에서, 당해 주괴를 열간 압출 가공함으로써, 폭 35mm, 두께 7mm의 전신재를 형성한다. 그 후, 당해 전신재의 온도가 505℃인 상태에서, 당해 전신재를 60℃/초의 평균 냉각 속도로 100℃까지 냉각하는 급랭 처리를 실시한다. 그리고, 상기 급랭 처리를 실시한 상기 전신재를 실온까지 냉각하고, 실온하에 24시간의 실온 시효를 실시한다. 그 후, 열처리로(爐)를 사용하여 상기 전신재를 100℃의 온도에서 4시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시한다. 이어서, 상기 전신재를 열처리로로부터 취출하지 않고 노내(爐內) 온도를 160℃로 승온하고, 160℃에서 8시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하여 시료로 한다.

<강도 측정 방법>

시료에서, JIS Z2241(ISO6892-1)에 준거하는 방법에 의해 시험편을 채취하여, 인장 강도, 내력 및 신장을 측정하는 인장 시험을 실시한다. 인장 시험의 결과에서 350㎫ 이상의 내력을 나타내는 것을, 강도 특성이 합격인 것으로 판정한다.

<금속 조직 관찰 방법>

시료를 전해 연마 및 전해 에칭한 후, 배율 50배 내지 100배의 편광 현미경에 의해 시료 표면의 현미경상(像)을 취득한다. 당해 현미경상에 대해 화상 해석을 실시하여, 상기한 바와 같이, JIS G0551에 규정된 절단법에 준하여 시료의 금속 조직을 구성하는 결정립의 평균 입자 직경을 구한다. 또한, 종횡비(열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정 길이의 비를 가리킴)는, 상기한 바와 같이, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 평균 입자 직경을 열간 가공 방향에 직각인 방향의 평균 입자 직경으로 나눔으로써 산출한다. 그 결과, 평균 입자 직경이 500㎛ 이하인 것, 종횡비가 0.5 내지 4.0의 범위 내에 있는 것을 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 사용하여 90℃의 온도에서 2분간의 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 침지하여, 상기 양극 산화 피막의 봉공 처리를 실시한다.

<표면 품질 평가 방법>

상기 표면 처리를 실시한 시료의 표면을 목시 관찰한다. 목시 관찰에서는, 표면에 근상 모양, 얼룩상 또는 점상 결함 등이 나타나지 않는 것을 합격으로 판정한다.

이어서, 시료 표면의 색조를 색차계에 의해 측량하고, JIS Z8729에 기재된L*a*b* 표색계에서의 각 좌표의 값을 취득한다. 그 결과, b* 값(청 내지 황의 색도): 0 내지 0.8의 범위 내에 있는 것을 합격으로 판정한다.

<응력 부식 붕괴 시험 방법>

JIS H8711(ISO-9591)에 준거하여 시험을 실시한다. 각 시료에서, 외경 20mm, 내경 17mm, 축 방향 두께 7mm의 링 형상으로부터 원주 위의 일부에 절결(切欠)부를 설치한 C링 형상의 시험편을 깎아낸다. C링 형상의 중심과 절결부를 연결하는 방향은 시료 제작시의 압출 방향에 일치한다. 시험편에 대한 응력의 부하는, 상기 압출 방향에 직교하는 방향에 C링 형상을 축소시키는 방향으로, 330㎫의 응력을 부하한다. 이 부하 상태에서 25℃의 온도 분위기 중에서, 시험편의 3.5% NaCl 수용액에 대한 10분간의 침지와, 50분간의 건조를 교대로 실시하는 교대 침지를 720시간 실시한다. 시험 결과는 크랙 발생의 유무로 판정한다. 크랙 없음을 양호(○), 크랙이 발생한 것을 불량(×)으로 한다.

표 1 및 표 2에 기재한 각 시료의 평가 결과를 표 3에 기재한다. 또한, 각각의 평가 결과에서 합격으로 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과로 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 3에서 당해 평가 결과에 밑줄을 그어 표시하였다.

표 3에서 알려진 바와 같이, 시료 1 내지 15는 모든 평가 항목에서 합격이 되고, 강도, 표면 품질, 내응력 부식 붕괴성도 우수한 특성을 나타내었다.

우수한 표면 품질을 갖는 시료의 대표예로서, 도 1에 시료 4의 금속 조직 관찰 결과를 나타내었다. 우수한 표면 품질을 갖는 시료는 도 1에서 알려진 바와 같이, 입자상의 재결정 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 동시에, 목시 확인에서도 근상 모양은 관찰되지 않고, 얼룩이 없이 높은 광택을 갖는다.

시료 16은 Zn 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없어, 내력이 불합격으로 판정되었다.

시료 17은 Zn 함유량이 지나치게 높기 때문에, 내응력 부식 붕괴성이 떨어져 불합격으로 판정되었다.

시료 18은 Mg 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없어, 내력이 불합격으로 판정되었다.

시료 19는 Mg 함유량이 지나치게 높기 때문에, 압출시에 부분적으로 붕괴가 생기고, 또한 내응력 부식 붕괴성이 떨어져 불합격으로 판정되었다.

시료 20은 Zn/Mg 비가 지나치게 낮기 때문에, 강도가 떨어져 불합격으로 판정되었다.

시료 21은 Zn/Mg 비가 지나치게 높기 때문에, 응력 부식 붕괴성이 저하하여 불합격으로 판정되었다.

시료 22는 Cu 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 내응력 부식 붕괴성이 떨어져 불합격으로 판정되었다.

시료 23은 Cu 함유량이 지나치게 높기 때문에, 표면의 색조가 황색을 띠어 불합격으로 판정되었다.

시료 24는 Fe 함유량이 지나치게 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정되었다.

시료 25는 Si 함유량이 지나치게 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정되었다.

시료 26은 Mn 함유량이 지나치게 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정되었다.

시료 27은 Cr 함유량이 지나치게 높기 때문에, 표면의 색조가 황색을 띠어 불합격으로 판정되었다.

시료 28은 Zr 함유량이 지나치게 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 근상 모양이 시인되어 불합격으로 판정되어.

시료 29는 Ti 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 조대한 주괴 조직에 기인하는 근상 모양이 나타나 불합격으로 판정되었다.

시료 30은 Ti 함유량이 지나치게 높기 때문에, Al과의 금속간 화합물이 형성된 결과, 표면에 근상 모양 및 점 모양 결함이 시인되어 불합격으로 판정되었다.

(실시예 2)

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 따른 실시예에 대해 표 4 내지 표 6을 참조하여 설명한다.

본 예에서는, 표 4에 기재한 화학 성분을 함유하는 알루미늄 합금(재질 No．A)을 사용하고, 표 5 및 표 6에 기재한 바와 같이 제조 조건을 변화시켜서 시료(No．A1 내지 A29)를 제작하여, 각 시료의 강도 측정, 금속 조직을 관찰하였다. 또한 각 시료에 표면 처리를 실시한 후, 표면 품질을 평가하였다.

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

<시료의 제조 조건>

반연속 주조에 의해, 표 4에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조한다. 그 후, 표 5 및 표 6에 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, 각 시료를 수득한다. 또한, 표 5 및 표 6에 기재된 실온 시효 시간이란, 급랭 처리를 실시한 후, 전신재가 실온에 도달하고 나서 제1 인공 시효 처리를 실시할 때까지의 시간을 의미한다.

상기와 같이 제작한 각 시료의 평가 결과를 표 7에 기재하였다. 또한, 각각의 측정 결과에서 합격으로 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과로 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 7에서 당해 평가 결과에 밑줄을 그어 표시하였다.

표 7에서 알려진 바와 같이, 시료 A1 내지 A17은 모든 평가 항목에서 합격이 되고, 강도, 표면 품질 모두 우수한 특성을 나타내었다.

시료 A18은 균질화 처리에서의 가열 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다. 동시에 결정립이 조대하고, 표면에 얼룩 모양도 시인되었다.

시료 A19는 균질화 처리에서의 처리 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다. 동시에, 결정립이 조대하고, 표면에 얼룩 모양도 시인되었다.

시료 A20은 열간 압출 가공 전에서의 주괴의 가열 온도가 지나치게 높았기 때문에, 압출 가공시에 부분 용융한 결과, 열간 가공 붕괴를 일으키고, 급랭 처리 이후의 처리를 실시할 수 없었다.

시료 A21은 급랭 처리에서의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 담금질 효과가 불충분하고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정하였다.

시료 A22는 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 내응력 부식 붕괴성이 불충분하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A23은 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 지나치게 높았기 때문에, 과시효가 되고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A24는 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 시효 경화가 불충분하고 내력이 350㎫에 미달하며, 내응력 부식 붕괴성도 불충분하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A25는 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 지나치게 길었기 때문에, 과시효가 되고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A26은 1단만 인공 시효 처리를 실시한 것이지만, 그 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 내응력 부식 붕괴성이 불충분하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A27은 1단만 인공 시효 처리를 실시한 것이지만, 그 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 지나치게 높았기 때문에, 과시효가 되고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A28은 제1 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 시효 경화가 불충분하고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정되었다.

시료 A29는 제1 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 지나치게 길었기 때문에, 과시효가 되고 내력이 350㎫에 미달하여 불합격으로 판정하였다.

표면 품질이 불합격이 된 시료 중, 근상 모양이 시인된 시료의 대표예로서, 도 2에 시료 A19의 금속 조직 관찰 결과를 나타내었다. 근상 모양이 시인된 시료는, 도 2에서 알려진 바와 같이, 섬유상 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는다.

Claims

양극 산화 처리를 실시하는 고강도 알루미늄 합금에 있어서,
질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖고,
내력(耐力)이 350㎫ 이상이며,
금속 조직이 재결정 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄 합금.
제1항에 있어서, 상기 재결정 조직은, 이의 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛ 이하이고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이가, 열간 가공 방향에 직각인 방향의 결정립 길이에 대해 0.5 내지 4배인 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 알루미늄 합금을 제조하는 방법으로서,
질량%로, Zn: 5.0% 이상 7.0% 이하, Mg: 2.2% 초과 3.0% 이하, Cu: 0.01% 이상 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.02% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.02% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동시에, Zn/Mg 비가 1.7 이상 3.1 이하인 화학 성분을 갖는 주괴를 제작하고,
상기 주괴를 540℃ 초과 580℃ 이하의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 실시하고,
가공 개시시의 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℃로부터 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 실시하고,
당해 급랭 처리 또는 그 후의 냉각에 의해 당해 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,
그 후에 당해 전신재에 대해 인공 시효(時效) 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 80 내지 120℃의 온도에서 1 내지 5시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 실시하고, 그 후에 상기 제1 인공 시효 처리와 연속하여 상기 전신재를 145 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 145 내지 170℃의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법.