KR20160113644A

KR20160113644A - 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160113644A
Application number: KR1020167022946A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 하타; 사토시 우다가와; 다케로 와타나베
Original assignee: 가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date: 2014-01-29
Filing date: 2014-09-26
Publication date: 2016-09-30
Also published as: US20160333453A1; CN105934528A; JP2015140460A; US10208370B2; KR101838469B1; JP6344923B2; WO2015114880A1; CN105934528B

Abstract

고강도 알루미늄 합금은, 질량%에 있어서, Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만, Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, Cu: 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.03% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는다.
또한, 인장 강도가 380MPa 이상이고, 도전율이 38.0%IACS 이상이며, 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진다.

Description

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

본 발명은, 적어도 외관 특성과 강도 특성의 양쪽이 중요시되는 부위에 사용되는 고강도 알루미늄 합금에 관한 것이다.

적어도 강도 특성 및 외관 특성이 중요시되는 스포츠 용구, 수송 기기, 기계부품 그밖의 용도에 사용되는 재료로서, 알루미늄 합금을 채용하는 것이 늘어나고 있다. 이들 용도에는 내구성이 요구되므로, 인장 강도가 380MPa 이상인 고강도의 알루미늄 합금을 사용하는 것이 요망된다. 강도 특성과 외관 특성의 양쪽이 중시되는 용도에 사용하는 알루미늄 합금으로서는, 예를 들어 특허문헌 1에 기재된 알루미늄 합금 압출재가 제안되어 있다.

특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개2012-246555호

종래의 7000계 알루미늄 합금은, Zn 및 Mg를 첨가하여 η’상 또는 T’상을 석출시킴으로써, 우수한 강도 특성을 갖는다. 하지만, 종래의 7000계 알루미늄 합금은, η’상 또는 T’상이 결정립계에 존재함으로써, 다른 알루미늄 합금에 비하여 연성(延性)이 낮아져, 예를 들어 소성 가공을 실시했을 때에 균열이 발생하기 쉬운 등의 문제가 있다.

또한, 알루미늄 합금은, 용도에 따라서는, 양극 산화 처리 등의 표면 처리를 실시한 후의 표면이 높은 광택을 갖는 것이 요구되는 경우가 있다. 종래, 높은 광택이 요구되는 용도에는 5000계 알루미늄 합금 등이 많이 사용되고 있지만, 최근에는, 높은 광택을 확보하면서, 보다 강도를 향상시키는 것이 요구되고 있다. 하지만, 종래의 7000계 알루미늄 합금은, 양극 산화 처리 후의 표면의 광택을 높이는 것이 어렵다는 문제가 있어, 높은 광택이 요구되는 용도에는 적합하지 않다.

본 발명은, 이러한 배경을 감안하여 이루어진 것으로, 연성 및 양극 산화 처리 후에서의 외관 특성이 우수한 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법을 제공하려고 하는 것이다.

본 발명의 일 형태는, 질량%에 있어서, Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만, Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, Cu: 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.03% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하로 규제하고, 잔부(殘部)가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖고,

인장 강도가 380MPa 이상이고,

도전율이 38.0%IACS 이상이며,

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

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

질량%에 있어서, Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만, Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, Cu: 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.03% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는 주괴를 제작하고,

상기 주괴를 540℃ 이상 580℃ 이하의 온도로 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 수행하고,

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

당해 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시한 후, 상기 전신재의 온도가 400℃에서 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 수행하고,

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

그 후, 상기 전신재에 대하여 인공 시효 처리를 수행하는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 있다.

상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정의 화학 성분을 갖고 있고, 인장 강도가 380MPa 이상이고, 또한, 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진다. 이로써, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 고강도인 동시에, 연성 및 양극 산화 처리 후의 외관 특성이 우수한 것이 되고, 이들 특성이 중요시되는 용도에 적합하게 사용할 수 있다.

즉, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 종래의 7000계 알루미늄 합금과 동등 이상의 강도 특성, 즉, 380MPa 이상의 인장 강도를 갖고 있다. 따라서, 예를 들어 경량화를 위한 박육화(薄肉化)에 대응할 수 있는 강도 특성을 확보하는 등의 강도 요구를 비교적 용이하게 충족시킬 수 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정의 화학 성분을 가짐으로써, 높은 강도 특성을 확보하면서 뛰어난 연성을 갖는다. 따라서, 상기 고강도 알루미늄 합금은 예를 들어 소성 가공을 실시할 때 등의 가공성이 양호하다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 특정의 화학 성분을 갖고 있는 동시에 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진다. 따라서, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 양극 산화 처리 후에 있어서, 섬유상 조직에 기인하는 줄무늬 모양(筋狀)이 발생하는 것 등을 억제할 수 있는 동시에, 높은 광택을 갖는 표면을 실현할 수 있고, 우수한 외관 특성을 갖는다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에서는, 상기 특정의 처리 온도, 처리 시간 및 처리 순서에 의해 상기 고강도 알루미늄 합금을 제조한다. 따라서, 상기의 우수한 고강도 알루미늄 합금을 용이하게 얻을 수 있다.

도 1은, 실시예 1에서의, 시료 2의 금속 조직을 도시한 도면 대용 사진.
도 2는, 섬유상 조직으로 이루어진 금속 조직의 예를 나타낸 도면 대용 사진.

상기 고강도 알루미늄 합금에서의, 각 원소의 함유량 범위의 한정 이유에 대하여 설명한다. 상기 고강도 알루미늄 합금은, Zn, Mg 및 Ti를 필수 성분으로서 함유하고 있다.

Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만,

Zn은, 알루미늄 합금 중에서 Mg과 공존함으로써 η’상 및/또는 T’상을 석출시키는 원소이다. Mg과 함께 Zn을 함유시킴으로써, 석출 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. Zn의 함유량이 2.5% 미만인 경우에는, η’상 및 T’상의 석출량이 적어지기 때문에, 강도 향상 효과가 낮아진다. 따라서, Zn의 함유량은 2.5% 이상으로 한다. 한편, Zn의 함유량이 5.0% 이상인 경우에는, 연성이 저하되는 동시에, 양극 산화 처리 후의 광택이 저하되어 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 따라서, Zn의 함유량은 5.0% 미만으로 한다. 같은 관점에서, Zn의 함유량을 4.8% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하,

Mg은, 알루미늄 합금 중에서 Zn과 공존함으로써 η’상 및/또는 T’상을 석출시키는 원소이다. Zn과 함께 Mg을 함유시킴으로써, 석출 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. Mg의 함유량이 2.2% 미만인 경우에는, η’상 및 T’상의 석출량이 적어지기 때문에, 강도 향상 효과가 낮아진다. 한편, Mg의 함유량이 3.0%를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되는 동시에, 연성이 저하될 우려가 있다. 또한, Mg의 함유량이 3.0%를 초과하면, 양극 산화 처리 후의 광택이 저하되어 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다.

Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하,

Ti는, 알루미늄 합금에 첨가됨으로써 주괴 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. 주괴 조직이 미세하게 될수록, 얼룩이 없이 높은 광택의 표면을 용이하게 실현할 수 있으므로, Ti를 첨가함으로써 상기 고강도 알루미늄 합금의 외관 특성을 향상시킬 수 있다. Ti의 함유량이 0.001% 보다 적은 경우에는, 주괴 조직의 미세화가 충분히 이루어지지 않기 때문에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 표면에 얼룩 및 줄무늬 모양이 생겨, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 또한, Ti의 함유량이 0.05% 보다 많은 경우에는, Al과의 사이에 형성되는 AlTi계 금속간 화합물 등이 원인이 되어, 점상 및 줄무늬 모양이 발생하기 쉬워지므로, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 임의 성분으로서, Cu, Zr, Cr, Fe, Si 및 Mn을 함유하고 있어도 좋다.

Cu: 0.10% 이하,

Cu는, 상기 고강도 알루미늄 합금의 원료로서 재활용재를 사용할 경우에 혼입할 가능성이 있다. Cu의 함유량이 0.10%를 초과할 경우에는, 양극 산화 처리를 실시한 후에, 표면의 광택의 저하나, 표면의 색조의 황색으로의 변화 등이 일어나, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 이러한 문제를 회피하기 위해, Cu의 함유량을 0.10% 이하로 규제한다.

Zr: 0.10% 이하,

Zr의 함유량이 0.10%를 초과할 경우에는, 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신에 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 상기 섬유상 조직이 존재하면, 양극 산화 처리를 수행한 후에, 상기 섬유상 조직에 기인하는 줄무늬 모양이 표면에 나타나기 쉬워지므로, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 이러한 문제를 회피하기 위해, Zr 함유량을 0.10% 이하로 규제한다.

Cr: 0.03% 이하,

Cr의 함유량이 0.03%를 초과할 경우에는, 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신에 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에, 양극 산화 처리를 수행한 후에, 상기 섬유상 조직에 기인하는 줄무늬 모양이 표면에 나타나기 쉬워져, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 이러한 문제를 회피하기 위해, Cr의 함유량을 0.03% 이하로 규제한다.

Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하,

Fe, Si는 알루미늄 지금(地金) 중의 불순물로서 혼입하고, Mn은 재활용재를 사용할 경우에 혼입할 가능성이 있는 성분이다. Fe, Si 및 Mn은, Al과의 사이에 AlMn계, AlMnFe계 또는 AlMnFeSi계의 금속간 화합물을 형성함으로써 재결정화를 억제하는 작용을 갖는다. 따라서, 상기 3 성분이 상기 고강도 알루미늄 합금에 과도하게 혼입한 경우에는 재결정 조직의 생성이 억제되고, 그 대신에 섬유상 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에, 양극 산화 처리를 수행한 후에, 섬유상 조직에 기인하는 줄무늬 모양이 표면에 나타나기 쉬워져, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 이러한 문제를 회피하기 위해, Fe를 0.30% 이하로, Si를 0.30% 이하로, Mn을 0.03% 이하로 각각 규제한다.

이상과 같이, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상기 임의 성분을 함유하는 구성을 취할 수도 있지만, 상기 임의 성분이 과도하게 많이 포함될 경우에는, 외관 특성이 손상될 우려가 있다. 따라서, 외관 특성을 확보하는 관점에서, 상기 임의 성분의 함유량을 상기 특정의 범위로 규제한다. 같은 관점에서는, 상기 임의 성분을 포함하지 않는 구성으로 하는 것이 특히 바람직하다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 상술한 바와 같이, 금속 조직이 입상의 재결정 조직으로 구성되어 있다. 통상, 열간 가공을 수행하여 제작한 알루미늄 합금은 섬유상 조직으로 이루어진 금속 조직을 갖기 때문에, 표면에 줄무늬 모양이 생기기 쉽고, 그 결과 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 한편, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 금속 조직이 재결정 조직으로 구성되어 있으므로, 표면에 줄무늬 모양은 발생하지 않아, 우수한 외관 특성을 갖는다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 25℃에서의 도전율이 38.0%IACS 이상이다. 도전율은 값이 클수록, 알루미늄 매트릭스 중에 고용(固溶)하고 있는 용질 원자의 고용량이 적은 것을 나타내므로, 도전율을 지표로 하여 용질 원자의 고용량을 제어할 수 있다. 상기 특정의 범위의 도전율을 갖는 상기 고강도 알루미늄 합금은, 용질 원자의 고용량이 적절한 범위로 제어되는 결과, 알루미늄 매트릭스가 변형되기 쉬워진다. 그 때문에, 상기 고강도 알루미늄 합금은 우수한 연성을 갖는다.

또한, 상기 고강도 알루미늄 합금은, 경면 마무리를 실시한 표면에 황산욕을 사용한 양극 산화 처리를 실시하고, 막 두께 8㎛의 양극 산화 피막을 형성한 표면의, 광속의 입사각을 60°로 했을 때에 얻어지는 Gloss값이 600 이상이다. 상기 고강도 알루미늄 합금은, 적어도 상기 특정의 화학 성분을 가지고 있음으로써, Gloss값이 600 이상이 되는 표면을 실현할 수 있다. 상기 특정의 범위의 Gloss값을 갖는 알루미늄 합금은, 높은 강도 특성을 확보하면서 충분히 높은 광택을 가지므로, 강도 특성과 광택의 양쪽이 요구되는 용도에 적합하다.

상기 재결정 조직은, 이의 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛ 이하이고, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이가, 열간 가공 방향에 직각 방향의 결정립 길이에 대하여 0.5 내지 4배인 것이 바람직하다.

상기 결정립의 평균 입자 직경이 500㎛를 초과하면, 결정립이 과도하게 조대(粗大)해지므로, 양극 산화 처리 등의 표면 처리를 수행한 후에, 표면에 얼룩이 생기기 쉬워, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 따라서, 상기 결정립의 평균 입자 직경은 작을수록 좋다.

또한, 상기 결정립의 종횡비, 즉, 열간 가공 방향에 직각 방향의 결정립 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이의 비가 4를 초과하면, 양극 산화 처리를 수행한 후의 표면에 줄무늬 모양이 나타나, 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 한편, 종횡비가 0.5 미만이 되는 결정립은, 일반적으로 사용되는 제조 설비에서는 수득하기가 어렵다.

또한, 상기 금속 조직은, 예를 들어 알루미늄 합금의 표면에 에칭 처리를 실시하고, 수득된 표면을 편광 현미경으로 관찰함으로써 재결정 조직인지 여부를 확인할 수 있다. 즉, 상기 금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진 경우에는, 입상정(粒狀晶)으로 이루어진 균일한 금속 조직이 관찰되고, 조대한 금속간 화합물이나 부유정(浮游晶) 등으로 대표되는, 주조시에 형성될 수 있는 응고 조직은 보이지 않는다. 마찬가지로, 재결정 조직으로 이루어진 금속 조직에는, 압출이나 압연 등의 소성 가공에 의해 형성되는 줄무늬 형상의 조직(소위 가공 조직)은 보이지 않는다.

또한, 상기 재결정 조직에서의 결정립의 평균 입자 직경은, 상술한 편광 현미경을 사용한 관찰에 의해 얻어지는 금속 조직상에 기초하여, JIS G 0551(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 방향에 각 1개씩의 절단선을 긋고, 이 절단선의 길이를, 절단선을 가로지르는 결정립계의 수로 나눔으로써 평균 입자 직경을 산출할 수 있다.

또한, 상기 종횡비, 즉, 열간 가공 방향에 직각 방향의 결정립 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이의 비는, 상술한 방법에 준하여 산출할 수 있다. 즉, 상술한 방법과 마찬가지로, 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, 상기 종횡비를 산출할 수 있다.

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 가공 시에 변형을 받음과 동시에 재결정을 반복함으로써 생성되는 것을 동적 재결정 조직이라고 한다. 한편, 정적 재결정 조직은, 열간 가공이나 냉간 가공을 수행한 후, 용체화 처리나 소둔 처리 등의 열처리 공정을 추가함으로써 생성되는 것을 말한다. 전술한 본 발명이 해결해야 할 과제는, 어느 재결정 조직이라도 해결할 수 있지만, 동적 재결정 조직의 경우에는, 생산 공정이 간소해지므로, 상기 고강도 알루미늄 합금을 보다 용이하게 제조할 수 있다.

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 대하여 설명한다. 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 있어서는, 상기 화학 성분을 갖는 주괴에 대하여, 540℃ 이상 580℃ 이하의 온도에서 1시간 이상 24시간 이하의 가열을 하는, 균질화 처리를 수행한다. 상기 균질화 처리의 가열 온도가 540℃ 미만인 경우에는, 주괴 편석층의 균질화가 불충분해진다. 그 결과, 결정립의 조대화나, 불균일한 결정조직의 형성 등이 일어나기 때문에, 최종적으로 수득되는 합금재의 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 한편, 가열 온도가 580℃보다 높으면, 상기 주괴가 국부적으로 용융을 일으킬 우려가 있기 때문에, 제조가 곤란해진다. 따라서, 상기 균질화 처리의 온도는 540℃ 이상 580℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 균질화 처리의 가열 시간이 1시간 미만인 경우에는, 주괴 편석층의 균질화가 불충분해지므로, 상기와 마찬가지로 최종적인 외관 특성이 불충분해질 우려가 있다. 한편, 가열 시간이 24시간을 초과하면, 주괴 편석층의 균질화가 충분히 된 상태가 되므로, 그 이상의 효과를 기대할 수 없다. 따라서, 상기 균질화 처리의 시간은 1시간 이상 24시간 이내인 것이 바람직하다.

상기 균질화 처리를 실시한 후, 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재로 한다. 열간 가공 개시 시의 상기 주괴의 온도는 440℃ 이상 560℃ 이하로 한다. 열간 가공 전의 주괴의 가열 온도가 440℃보다 낮은 경우에는, 변형 저항이 높아지기 때문에, 일반적으로 사용되는 제조 설비에서는 가공이 곤란하다. 한편, 560℃를 초과하는 온도까지 주괴를 가열한 후에 열간 가공을 수행하면, 가공시의 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.

상기 열간 가공을 실시한 후에, 상기 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시하고, 상기 전신재의 온도가 150℃ 이하가 될 때까지 냉각하는 급랭 처리를 수행한다. 상기 급랭 처리 전의 상기 전신재의 온도가 400℃ 미만인 경우에는, 담금질(燒入) 효과가 불충분해지고, 그 결과, 수득되는 알루미늄 합금의 인장 강도가 380MPa 미만이 될 우려가 있다. 또한, 급랭 처리 후의 전신재의 온도가 150℃를 초과할 경우에도 담금질 효과가 불충분해지고, 그 결과, 수득되는 알루미늄 합금의 인장 강도가 380MPa 미만이 될 우려가 있다.

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

또한, 상기 급랭 처리는, 상기 전신재의 온도가 400℃에서 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 수행한다. 상기 평균 냉각 속도가 300℃/초를 초과할 경우에는, 설비가 과대해지는데다, 그것에 걸맞는 효과를 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 담금질 효과가 불충분해지므로, 수득되는 알루미늄 합금의 인장 강도가 380MPa 미만이 될 우려가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는 빠른 편이 좋고, 1℃/초 이상 300℃/초 이하, 바람직하게는 3℃/초 이상 300℃/초 이하가 좋다.

또한, 상기 급랭 처리를 수행한 후에, 상기 전신재의 온도를 실온까지 도달시킨다. 이것은, 상기 급랭 처리에 의해 실온에 도달해도 좋고, 또는 급랭 처리 후에 추가 냉각 처리를 함으로써 도달해도 좋다. 전신재의 온도를 실온까지 도달시킴으로써, 실온 시효의 효과가 나타나므로, 상기 고강도 알루미늄 합금의 강도가 향상된다. 또한, 상기 추가 냉각 처리로서는, 예를 들어 팬 공랭, 미스트 냉각, 샤워 냉각 및 수냉 등의 냉각 방법을 채용할 수 있다.

여기에서, 상기 전신재를, 실온을 유지한 상태에서 보관하면, 실온 시효 효과에 의해 상기 고강도 알루미늄 합금의 강도가 보다 향상된다. 실온 시효 시간은, 초기 단계에서는 시간이 길수록 강도가 향상되지만, 실온 시효 시간이 24시간 이상이 되는 경우에는 실온 시효의 효과가 포화된다.

다음에, 상기와 같이 실온까지 냉각을 수행한 상기 전신재를 가열하는, 인공 시효 처리를 수행한다. 인공 시효 처리를 수행함으로써, 상기 전신재 내에 MgZn₂가 미세하고 균일하게 석출되므로, 상기 고강도 알루미늄 합금의 인장 강도를 용이하게 380MPa 이상으로 할 수 있다. 상기 인공 시효 처리의 구체적인 조건으로서는, 이하의 어느 하나의 형태를 적용할 수 있다.

우선, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 80 내지 120℃의 온도에서 1 내지 5시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 수행하고, 그 후, 상기 제1 인공 시효 처리와 연속해서 상기 전신재를 145 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 수행할 수 있다.

여기에서, 제1 인공 시효 처리와 제2 인공 시효 처리를 연속해서 수행한다란, 제1 인공 시효 처리가 완료한 후에, 상기 전신재의 온도를 유지하면서 제2 인공 시효 처리를 수행하는 것을 의미하고 있다. 즉, 제1 인공 시효 처리와 제2 인공 시효 처리 사이에서, 상기 전신재가 냉각되지 않으면 좋고, 구체적인 방법으로서, 제1 인공 시효 처리 후, 열처리로(爐)에서 꺼내지 않고 제2 인공 시효 처리를 수행하는 방법 등이 있다.

이와 같이, 상기 제1 인공 시효 처리와 상기 제2 인공 시효 처리를 연속해서 수행함으로써, 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 수행할 경우에는, 상기 고강도 알루미늄 합금의 연성이 커지므로, 소성 가공 등을 실시할 때의 가공성을 보다 향상시킬 수 있다. 또한, 제2 인공 시효 처리에 있어서, 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어나는 조건이 있는 경우에는, 수득되는 알루미늄 합금의 연성 및 인장 강도가 불충분해질 우려가 있다.

또한, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 145 내지 180℃의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 처리를 수행할 수도 있다. 이 경우에는, 제조 공정이 간소해지므로, 상기 고강도 알루미늄 합금을 보다 용이하게 제조할 수 있다. 상기의 인공 시효 처리가 상기의 온도 범위 또는 시간 범위를 벗어나면, 수득되는 알루미늄 합금의 연성 및 인장 강도가 불충분해질 우려가 있다.

실시예

(실시예 1)

상기 고강도 알루미늄 합금에 관한 실시예에 대하여, 표 1 내지 표 3을 사용하여 설명한다. 본 예에서는, 표 1 및 표 2에 기재하는 바와 같이, 알루미늄 합금의 화학 성분을 변화시킨 시료(시료 1 내지 시료 24)를 동일한 제조 조건으로 제작하고, 각 시료의 인장 시험, 금속 조직 관찰을 수행하였다. 또한 각 시료에 표면 처리를 수행한 후, 외관 특성 평가를 수행하였다.

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

<시료의 제작 방법>

반연속 주조에 의해, 표 1 및 표 2에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조하였다. 그 후, 주괴를 555℃의 온도에서 5시간 가열하는 균질화 처리를 수행하였다. 그 후, 주괴의 온도가 520℃의 상태에서 열간 압출 가공을 개시하고, 주괴에 열간 압출 가공을 실시함으로써, 폭 35mm, 두께 7mm의 전신재를 제작하였다. 그 후, 전신재의 온도가 510℃ 이상의 상태에서 급랭 처리를 개시하였다. 급랭 처리에서의 평균 냉각 속도는 60℃/초로 하고, 처리 종료시의 온도는 100℃로 하였다. 그리고, 급랭 처리를 수행한 전신재를 실온까지 냉각하고, 실온 하에서 48시간의 실온 시효를 수행하였다. 그 후, 열처리로를 사용하여 전신재를 100℃의 온도에서 3시간 가열하는 제1 인공 시효 처리를 수행하였다. 이어서, 전신재를 열처리로에서 꺼내지 않고 로 내 온도를 150℃로 승온시키고, 전신재를 150℃에서 8시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 실시하였다. 이상에 의해 시료를 수득하였다.

<인장 시험 방법>

시료로부터, JIS Z 2241(ISO6892-1)에 준거하는 방법에 의해 5호 시험편을 채취하여, 인장 강도, 내력 및 연신율을 측정하였다. 그 결과, 인장 강도가 380MPa 이상 및 연신율이 18% 이상인 경우에 합격이라고 판정하였다. 또한, 5호 시험편은 길이 방향이 열간 가공 방향에 평행하게 되도록 채취하였다.

<금속 조직 관찰 방법>

시료를 전해 연마 및 전해 에칭한 후, 배율 50배 내지 100배의 편광 현미경으로 시료 표면의 현미경상을 취득하였다. 당해 현미경상에 대하여 화상 해석을 수행하고, 상술한 바와 같이, JIS G 0551에 규정된 절단법에 준하여 시료의 금속 조직을 구성하는 결정립의 평균 입자 직경을 구하였다. 또한, 종횡비(열간 가공 방향에 직각 방향의 결정립 길이에 대한 열간 가공 방향에 평행한 방향의 결정립 길이의 비를 가리킴)는 상술한 바와 같이, 열간 가공 방향에 평행한 방향의 평균 입자 직경을 열간 가공 방향에 직각 방향의 평균 입자 직경으로 나눔으로써 산출하였다. 이 결과, 평균 입자 직경에 대해서는 500㎛ 이하인 것, 종횡비에 대해서는, 0.5 내지 4.0의 범위 내에 있는 것을 바람직한 결과라고 판정하였다.

<표면 처리 방법>

상기의 인공 시효 처리를 수행한 시료의 표면에 #2400까지 페이퍼 연마를 실시하고, 계속해서 버프 연마를 실시하여 시료 표면을 경면 마무리하였다. 그 후, 15% 황산욕 하에서 150A/m²의 전류 밀도로 시료 표면에 양극 산화 처리를 실시하고, 막 두께 8㎛의 양극 산화 피막을 형성하였다. 마지막으로, 상기 양극 산화 처리 후의 시료를 끓는 물에 침지하고, 상기 양극 산화 피막의 봉공(封孔) 처리를 수행하였다. 이상의 처리를 실시한 시료를 사용하여 하기의 외관 특성 평가를 실시하였다.

<외관 특성 평가 방법>

·육안 관찰

시료의 표면을 육안으로 관찰하였다. 그 결과, 표면에 줄무늬 모양, 반상(斑狀) 모양 또는 점상 결함 등이 나타나 있지 않은 경우에, 육안 관찰에서 합격이라고 판정하였다.

·광택도

변각 광택계((주)무라카미 색채 기술 연구소 제조, 「GM-3D」)를 사용하여 시료 표면의 Gloss값을 측정하였다. 그 결과, Gloss값이 600 이상인 경우에, 광택특성에 있어서 합격이라고 판정하였다. 또한, Gloss값의 측정에서의 광속의 입사각은 60°로 하였다.

<도전율 측정 방법>

도전율계(펠스타사 제조, 「시그마 테스트 2.069」)를 사용하여, 온도가 25℃일 때의 시료의 도전율을 측정하였다. 그 결과, 도전율이 38.0%IACS 이상인 경우에 바람직한 결과라고 판정하였다.

표 1 및 표 2에서의 각 시료의 평가 결과를 표 3에 기재한다. 또한, 각각의 평가 결과에 있어서 합격이라고 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과라고 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 3 중의 당해 평가 결과에 밑줄을 그었다.

표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 1 내지 시료 12는, 모든 평가 항목에서 합격이 되고, 강도 특성, 연성 및 외관 특성 모두 우수한 특성을 나타냈다.

우수한 외관 특성을 갖는 시료의 대표예로서, 도 1에 시료 2의 금속 조직 관찰 결과를 나타낸다. 우수한 외관 특성을 갖는 시료는, 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 입상의 재결정 조직으로 이루어진 금속 조직을 갖는 동시에, 육안 확인에서도 줄무늬 모양은 관찰되지 않고, 얼룩이 없고 높은 광택을 갖는다.

한편, 섬유상 조직으로 이루어진 금속 조직의 예로서, 도 2에 종래의 알루미늄 합금 압출재의 금속 조직 사진을 나타낸다. 도 2에 나타난 바와 같은 섬유상 조직이 형성되면, 양극 산화 처리를 실시한 후의 표면에 줄무늬 모양이 생기기 쉬워, 외관 특성이 불충분해진다.

시료 13은, Zn 함유량이 너무 낮기 때문에, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 14는, Zn 함유량이 너무 높기 때문에, 연신율 및 Gloss값이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 15는, Mg 함유량이 너무 낮기 때문에, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 16은, Mg 함유량이 너무 높기 때문에, 열간 압출 가공을 실시했을 때에 전신재의 일부에 균열이 발생하였다. 균열이 발생하지 않은 부분에서 시료를 채취하여 각 평가를 수행한 바, 연신율 및 Gloss값이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 17은, Cu 함유량이 너무 높기 때문에, Gloss값이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 18은, Fe 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 18은 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 18은 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 19는, Si 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 19는 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 19는 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 20은, Mn 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 20은 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 20은 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 21은, Cr 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 21은 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 21은 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 22는, Ti 함유량이 너무 낮기 때문에, 조대한 주괴 조직에 기인하는 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 22는 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 22는 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 23은, Ti 함유량이 너무 높기 때문에, Al과의 금속간 화합물이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 형상 및 점상 결함이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 23은 연신율이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 23은 연신율 및 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 24은, Zr 함유량이 너무 높기 때문에, 섬유상 조직이 형성된 결과, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되었다. 또한, 시료 24는, 연신율 및 Gloss값이 불충분하였다. 이러한 결과, 시료 24는 연신율 및 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

(실시예 2)

다음에, 상기 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법에 따른 실시예에 대하여, 표 4 내지 표 7을 사용하여 설명한다.

본 예에서는, 표 4에 기재한 화학 성분을 함유하는 알루미늄 합금(합금 A)을 사용하고, 표 5 및 표 6에 기재한 바와 같이 제조 조건을 변경하여 시료(시료 A1 내지 시료 A29)를 제작하고, 각 시료의 강도 측정, 금속 조직 관찰을 수행하였다. 또한 각 시료에 표면 처리를 수행한 후, 외관 특성 평가를 수행하였다.

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

<시료의 제조 조건>

반연속 주조에 의해, 표 4에 기재된 화학 성분을 갖는 직경 90mm의 주괴를 주조하였다. 그 후, 표 5 및 표 6에 기재한 온도, 시간 또는 평균 냉각 속도의 조합을 사용하여, 주괴에 균질화 처리, 열간 압출 가공, 급랭 처리, 제1 인공 시효 처리 및 제2 인공 시효 처리를 이 순으로 실시하여, 각 시료를 수득하였다. 또한, 표 5 및 표 6에 기재된 실온 시효 시간이란, 급랭 처리를 수행한 후, 전신재가 실온에 도달하고 나서 제1 인공 시효 처리를 수행할 때까지의 시간을 의미한다.

상기와 같이 제작한 각 시료의 평가 결과를 표 7에 기재한다. 또한, 각각의 평가 결과에 있어서 합격이라고 판정되지 않은 것 또는 바람직한 결과라고 판정되지 않은 것에 대해서는, 표 7 중의 당해 평가 결과에 밑줄을 그어서 나타냈다.

표 7로부터 알 수 있는 바와 같이, 시료 A1 내지 A17은 모든 평가 항목에서 합격이 되고, 강도 특성, 외관 특성 다 우수한 특성을 나타냈다.

시료 A18은, 균질화 처리에서의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되어, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A19는, 균질화 처리에서의 처리 시간이 너무 짧았기 때문에, 표면에 줄무늬 모양이 육안으로 확인되어, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A20은, 열간 압출 가공 전에서의 주괴의 가열 온도가 너무 높았기 때문에, 압출 가공시에 부분 용융한 결과, 열간 가공 균열을 일으켜, 급랭 처리 이후의 처리를 수행할 수 없었다.

시료 A21은, 급랭 처리에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도가 불충분하였다. 또한, 시료 A21은 Gloss값이 불충분하였다. 그 때문에, 시료 A21은 인장 강도 및 외관 특성이 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A22는, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A23은, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 너무 높아서 과시효가 된 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A24는, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 짧아서 시효 경화가 불충분해진 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A25는, 제2 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 길어서 과시효가 된 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A26은, 1단만의 인공 시효 처리를 실시한 것이지만, 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 너무 낮아서 시효 경화가 불충분해진 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A27은, 1단만의 인공 시효 처리에서의 처리 온도가 너무 높아서 과시효가 된 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

시료 A28은, 1단만의 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 짧아서 시효 경화가 불충분해진 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정되었다.

시료 A29는, 1단만의 인공 시효 처리에서의 처리 시간이 너무 길어서 과시효가 된 결과, 인장 강도가 불충분하여, 불합격이라고 판정하였다.

Claims

질량%에 있어서, Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만, Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, Cu: 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.03% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖고,
인장 강도가 380MPa 이상이고,
도전율이 38.0%IACS 이상이고,
금속 조직이 재결정 조직으로 이루어진 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 직각 방향의 결정립 길이에 대하여 0.5 내지 4배인 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 알루미늄 합금을 제조하는 방법으로서,
질량%에 있어서, Zn: 2.5% 이상 5.0% 미만, Mg: 2.2% 이상 3.0% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.05% 이하를 함유하고, Cu: 0.10% 이하, Zr: 0.10% 이하, Cr: 0.03% 이하, Fe: 0.30% 이하, Si: 0.30% 이하, Mn: 0.03% 이하로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 성분을 갖는 주괴를 제작하고,
상기 주괴를 540℃ 이상 580℃ 이하의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 균질화 처리를 수행하고,
가공 개시시에서의 상기 주괴의 온도를 440℃ 내지 560℃로 한 상태에서 상기 주괴에 열간 가공을 실시하여 전신재로 하고,
당해 전신재의 온도가 400℃ 이상인 동안에 냉각을 개시한 후, 상기 전신재의 온도가 400℃에서 150℃의 범위에 있는 동안의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상 300℃/초 이하로 제어하여 냉각하는 급랭 처리를 수행하고,
당해 급랭 처리 또는 그 후의 냉각에 의해 상기 전신재의 온도를 실온까지 냉각하고,
그 후, 상기 전신재에 대하여 인공 시효 처리를 수행하는 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 수행하고, 그 후, 상기 제1 인공 시효 처리와 연속해서 상기 전신재를 145 내지 200℃의 온도에서 2 내지 15시간 가열하는 제2 인공 시효 처리를 수행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 인공 시효 처리로서, 상기 전신재를 145 내지 180℃의 온도에서 1 내지 24시간 가열하는 것을 특징으로 하는, 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법.