KR20200048518A

KR20200048518A - 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조방법

Info

Publication number: KR20200048518A
Application number: KR1020180130695A
Authority: KR
Inventors: 문중화; 노시준; 김휘준; 이철
Original assignee: 명화공업주식회사
Priority date: 2018-10-30
Filing date: 2018-10-30
Publication date: 2020-05-08

Abstract

본 발명은 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조 방법을 제공한다.
보다 상세하게는 중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011% 및 잔부 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 400MPa 이상, 연신율 12% 이상의 물성을 갖는, 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조방법을 제공한다.

Description

400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조방법{400MPa GRADE HIGH-STRENGTH ALUMINUM ALLOY AND ITS MANUFACTURING METHOD}

본 발명은 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 제어주입장치를 이용하여 제조하는 400MPa급 강도와 12%급 연신율을 갖는 고강도 전신재 알루미늄 합금 및 이에 대한 제조방법에 관한 것이다.

자동차 너클의 제조 공법으로는 알루미늄 주단조 공법이 있다. 통상 차체용으로 5000계인 알루미늄-실리콘 합금이 적용되는 경우가 일부 있으나, 최근에는 강성이나 제조원가 및 향후 재활용성을 고려하여 6000계인 알루미늄-마그네슘-실리콘 합금이 주로 적용된다.

전신재로서 활용도가 높은 6000계열 알루미늄(Al) 합금은 마그네슘(Mg)과 실리콘(Si)을 첨가한 타입의 알루미늄 합금으로서, 대부분 연속 주조 빌렛을 만들어 롤링/압출 작업을 통해 1차 성형 후 2~3회 단조를 작업하여 성형하는 기술을 이용하여 만들어 진다. 이와 같은 방법으로 제조된 6000계 알루미늄 합금의 경우, 대략 강도 340 ~ 370 MPa 및 연신율 8 ~ 10% 정도의 물성을 나타낸다.

다만, 전신재로서 400MPa 이상의 고강도 알루미늄 합금을 얻기 위해서는 주조 이후에 여러 번의 단조를 치는 다단 단조 방법에 의하여야 하는데, 단조 공정은 흑연코팅, 단조예열, 단조, 트리밍 등이 요구되는 고가의 공정으로서, 전술한 다단 단조방법은 공정의 경제성을 현저하게 저하시키는 문제가 있다.

기존의 대한민국 공개특허 제10-2009-0028954호(명칭: 열간단조용 고강도 알루미늄 합금)는 합금 원소량을 조절하여 열간단조시, 기존재와 동수준의 연신율을 확보하면서 인장강도 및 항복강도는 10% 이상 향상시킬 수 있도록 개선된 열간단조용 고강도 알루미늄 합금을 개시한다.

다만, 상기 선행공개특허 기술에 의하더라도 알루미늄 합금은 인장강도 380~383MPa, 항복강도 340~350MPa에 불과하여, 고강도 전신재 합금으로서 400MPa급 강도 및12%급 연신율의 알루미늄 합금을 제조하기 위하여는 다단의 단조 공정을 수반하여야 한다는 문제가 있다.

한국공개특허 제10-2009-0028954호(2009.03.05.)

본 발명은 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 주조 후 1회 단조 공정을 통해 400MPa급 강도 및 12%급 연신율을 갖는 전신재 고강도 알루미늄 합금의 금속원소 성분범위 및 관련 합금의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011; 및 잔부 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 400MPa 이상, 연신율 12% 이상의 물성을 갖는, 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금을 제공한다.

일 실시예에 있어서, 규소(Si):마그네슘(Mg)의 중량비가 1:0.482 내지 1:0.625인 것을 특징으로 할 수 있다.

본 발명의 일 측면은 용융금속을 주형에 주입하여 주조하는 주조단계; 상기 주조된 금속을 균질화 처리하는 균질화 처리단계; 상기 균질화 처리된 금속을 1회 단조하는 단조단계; 및 상기 단조된 금속을 열처리하는 열처리단계를 포함하며, 상기 용융금속은 중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011; 및 잔부 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 포함하는, 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금의 제조방법을 제공한다.

일 실시예에 있어서, 상기 주조단계는 제어주입장치를 이용하여 용융금속을 주형에 순차적으로 분할 주입하는 분할 주입단계; 및 분할 주입된 상기 용융금속이 점진적 응고되는 점진적 응고단계를 포함하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 분할 주입단계는 상기 용융금속을 주입할 때마다 상기 주형 내에 수용된 용융금속의 고액계면의 곡률이 순차적으로 작아지도록, 상기 용융금속을 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 주조단계는 상기 용융금속의 응고속도에 따라 상기 제어주입장치의 주입속도, 주입량, 주입간격 및 주입온도 중 어느 하나 이상을 조절하여, 상기 주형 내에 수용된 상기 용융금속의 액상량, 상기 용융금속의 고액계면의 위치 및 곡률 중 어느 하나 이상을 제어하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 분할 주입단계는 상기 용융금속을 복수 회 주입하는 동안 상기 주형 내에 수용된 상기 용융금속의 미응고 액상의 상부면이 상기 주형과 이격되지 않고 접할 수 있도록, 상기 주입간격이 설정되는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 분할 주입단계는 상기 용융금속을 순차적으로 정량 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 분할 주입단계는 상기 용융금속을 순착적으로 10회 이상 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 균질화 처리단계는 균질화 처리 온도는 540℃ 이상이며, 균질화 처리 시간은 10 내지 12시간으로 하는 것을 특징으로 할 수 있다.

일 실시예에 있어서, 상기 열처리 단계는 540℃ 이상에서 8시간 이상 시간 동안 용체화 처리하는 용체화 단계; 수냉에 담금질하는 퀀칭(Quenching)단계; 및 170℃ 이상 온도에서 8내지 12시간 동안 시효경화 처리하는 시효경화 단계를 포함하는 것을 특징으로 할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 다단 단조공정에 의하지 아니하고, 주조 후 1회 단조공정을 통하여 400MPa/12%급의 고강도 및 고연신율을 나타내는 전신재 알루미늄 합금을 구현할 수 있다.

본 발명의 효과는 상기한 효과로 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 상세한 설명 또는 청구범위에 기재된 발명의 구성으로부터 추론 가능한 모든 효과를 포함하는 것으로 이해되어야 한다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금의 제조방법의 방법흐름도이다.
도2는 본 발명의 일 실시예에 의한 점진적 응고 제어방식 주조공정이 적용된 주조단계를 개략적으로 도해하는 도면이다
도3는 본 발명의 일 실시예에 의하여 분할주입 횟수를 달리하여 시제작한 실험예이다.
도 4은 본 발명의 일 실시예에 의하여 분할주입 횟수를 달리하여 시제작한 실험예 각각의 X-ray 검사사진이다.
도5는 본 발명의 일 실시예에 의한 균질화 처리단계 이후 알루미늄 합금의 경도(HRB) 변화를 나타내는 그래프이다.
도 6 (a)는 본 발명의 일 실시예에 의한 균질화 처리단계 이전 알루미늄 합금의 확대 조직사진이다.
도 6 (b)는 본 발명의 일 실시예에 의한 균질화 처리단계 이후 알루미늄 합금의 확대 조직사진이다.
도7는 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 단계에 따른 공정을 나타내는 그래프이다.
도8는 본 발명의 일 실시예에 따른 시효 처리단계에 있어서, 시효 증가에 따른 경도(HRB) 변화를 나타내는 실험 데이터이다.
도9은 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 전신재 알루미늄 합금을 이용하여 시제작된 실험예의 기계적 특성을 나타내는 실험 데이터이다.

이하에서는 첨부한 도면을 참조하여 본 발명을 설명하기로 한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 따라서 여기에서 설명하는 실시예로 한정되는 것은 아니다. 그리고 도면에서 본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 유사한 부분에 대해서는 유사한 도면 부호를 붙였다.

명세서 전체에서, 어떤 부분이 다른 부분과 "연결"되어 있다고 할 때, 이는 "직접적으로 연결"되어 있는 경우뿐 아니라, 그 중간에 다른 부재를 사이에 두고 "간접적으로 연결"되어 있는 경우도 포함한다. 또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 구비할 수 있다는 것을 의미한다.

본 명세서에서 수치적 값의 범위가 기재되었을 때, 이의 구체적인 범위가 달리 기술되지 않는 한 그 값은 유효 숫자에 대한 화학에서의 표준규칙에 따라 제공된 유효 숫자의 정밀도를 갖는다. 예를 들어, 10은 5.0 내지 14.9의 범위를 포함하며, 숫자 10.0은 9.50 내지 10.49의 범위를 포함한다.

이하, 첨부된 도면을 참고하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다.

본 발명은 기존의 전신재 알루미늄 합금보다 높은 400MPa급 고강도 알루미늄(Al)-마그네슘(Mg)-실리콘(Si)계(이하, 6000계라고도 함) 알루미늄 합금에 관한 것이다.

보다 구체적으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금은 중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011; 및 잔부 알루미늄(Al)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

이하 하기의 표1을 참조하여 상기의 성분과 조성비를 갖는 첨가원소 각각의 의의 또는 허용 범위에 대해 차례로 설명한다.

표1은 기존의 6000계 알루미늄 합금의 금속원소 성분범위와 본 발명을 포함하여 비교 합금 A, B에 대한 금속원소 성분범위의 실시예를 나타낸다.

합금원소		Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Zn	Ti	Cr	Zr	B	Al
A6061	종래합금	0.4~0.8	0.7↓	0.15~0.4	0.15↓	0.8~1.2	0.25↓	0.15↓	0.04~0.35	-	-	Bal..
A6082		0.7~1.3	0.5↓	0.10↓	0.4~1.0	0.8~1.2	0.2↓	0.10↓	0.25↓	-	-	Bal.
A6009		0.8~1.0	0.5↓	0.15~0.6	0.2~0.8	0.4~0.8	0.25↓	0.10↓	0.10↓	---	-	Bal.
본 발명 400MPa 합금	조건 범위	1.2~1.4	0.08	0.45~0.55	0.2~0.3	0.65~0.75	0.3~0.4	0.15	0.2~0.3	0.15	0.01	Bal.
	실시예1	1.30	0.07	0.486	0.244	0.693	0.352	0.140	0.250	0.145	0.01	Bal.
	실시예2	1.27	0.08	0.494	0.248	0.705	0.355	0.144	0.243	0.151	0.0095	Bal.
	실시예3	1.29	0.08	0.491	0.246	0.699	0.353	0.142	0.244	0.148	0.0106	Bal.
	실시예4	1.40	0.06	0.431	0.235	0.655	0.385	0.145	0.225	0.153	0.009	Bal.
	실시예5	1.25	0.05	0.490	0.256	0.705	0.395	0.15	0.233	0.159	0.011	Bal
비교합금 A	조건 범위	1.0~1.2	0.01	0.35~0.45	0.2~0.3	0.7~0.8	-	0.15	0.15~0.25	-	-	Bal.
	비교예1	1.09	0.103	0.391	0.254	0.732	-	0.148	0.193	-	-	Bal.
	비교예2	1.08	0.108	0.405	0.256	0.772	-	0.149	0.192	-	-	Bal.
	비교예3	1.09	0.100	0.398	0.255	0.752	-	0.149	0.191	-	-	Bal.
비교합금 B	조건 범위	1.6~1.8	0.1↓	0.9~1.05	0.45~0.5	1.26~1.4	0.5~0.6	0.1	0.15~0.2	0.1	0.02	Bal.
	비교예1	1.80	0.17	0.95	0.453	1.40	0.609	0.1	0.205	0.102	0.021	Bal.
	비교예2	1.82	0.11	1.050	0.453	1.42	0.595	0.105	0.205	0.105	0.019	Bal.
	비교예3	1.84	0.13	0.994	0.459	1.32	0.605	0.106	0.205	0.103	0.02	Bal.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 규소(Si)는 알루미늄 합금 총 중량의 1.2~1.4 중량% 포함될 수 있다.규소(Si)는 고유의 경도가 매우 높기 때문에 알루미늄 합금으로 가장 널리 사용되는 합금원소로서, 시효 경화능을 발휘하여 필요한 강도를 얻기 위한 필수 원소이다. 그 첨가량을 결정함에 있어서 강도와 연신율의 측면을 고려해야 되며, 지나치게 많이 함유되는 경우에는 굽힘 가공성 등의 성형성을 현저하게 저하시키게 된다. 따라서 본 발명에서는 고온에서의 성형성을 유지하면서 강도 및 연신율을 극대화할 수 있도록 상기와 같이 1.2~1.4중량%로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 철(Fe)는 알루미늄 합금 총 중량의 0.05~0.08중량% 포함될 수 있다.

철(Fe)는 대표적인 불순물 원소로서, 주조 시 결정립을 미세화하는 역할을 한다. 본 발명에서는 지나치게 많이 함유되는 경우에는 연성을 저하시키고 생산성을 떨어뜨리므로, 상기와 같이 0.05~0.08중량%로 함유되는 것이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 구리(Cu)는 알루미늄 합금 총 중량의 0.45~0.55중량% 포함될 수 있다.

구리(Cu)는 소부 처리시 시효경화로 강도를 증가시키는 주요한 첨가원소이다. 본 발명에서는 그 함량이 0.45 중량%이하로 첨가되면 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않게 되며, 0.55 중량% 이상으로 첨가되면 연신율이 저하되므로, 상기의 함량 범위로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 망간(Mn)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.2~0.3중량% 포함될 수 있다.

망간(Mn)은 Mn₃Al 화합물 형성을 통해 결정립을 미세화시킴으로써 강도를 향상시키기 위한 첨가원소이다. 본 발명에서는 그 함량이 0.2중량% 이하로 첨가되면 강도향상이 미미하고, 0.3중량% 이상으로 첨가되면 강도는 향상되나 연신율이 급격히 저하되므로 상기 범위로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 마그네슘(Mg)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.65~0.75중량% 포함될 수 있다.

마그네슘(Mg)은 고용체 경화를 위해 첨가되는 원소로서, 규소(Si)와 함께 강도 향상에 기여한다. 본 발명에서는 함량증가에 따라 강도가 향상되지만, 0.75중량%를 넘게 첨가되면 굽힘 가공성 등 고온 성형성이 현저하게 떨어지므로 그 이하로 첨가되어야 하며, 0.65중량% 이하로 첨가되면 절대량이 부족하여 고용체 경화효과가 떨어지므로 상기 범위로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 아연(Zn)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.3~0.4중량% 포함될 수 있다.

아연(Zn)은 구리(Cu)와 더불어 부식저항성의 손실 없이 강도를 향상시키기 위한 것이나, 본 발명에서는 불순물로 작용하여 지나치게 많이 함유되는 경우 압출성이 저하되므로, 상기의 범위로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 크롬(Cr)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.2~0.3중량% 포함될 수 있다.

크롬(Cr)은 주조 또는 열처리시 미세한 화합물로서 석출되어 결정립 성장을 억제하는 효과를 가진다. 본 발명에서는 크롬(Cr) 함유량이 지나치게 많으면, 조잡한 금속간 화합물을 형성하여 오히려 강도 가공성을 저하시킨다. 따라서 상기와 같이 0.2~0.3중량%로 첨가됨이 바람직하다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 티타늄(Ti)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.14~0.15중량% 포함될 수 있다.

티타늄(Ti)은 결정립을 미세화시키는 작용이 있지만, 티타늄(Ti) 역시 함유량이 지나치게 많게 되면, 조잡한 금속간 화합물을 형성하여, 오히려 강도 가공성을 저하시킨다. 따라서 상기와 같이 0.14~0.15중량%로 첨가됨이 바람직하다.

한편, 본 발명에서는 금속 첨가물로서 지르코늄(Zr)과 붕소(B)를 더 포함하는 것을 특징으로 한다. 지르코늄(Zr)과 붕소(B)를 복합으로 사용할 경우, 조직 미세화 증폭 효과로 α-Al핵 생성 속도가 기존 6000계 대비 증가되어 조직 치밀화에 따른 연신율의 증가효과가 있다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 지르코늄(Zr)은 알루미늄 합금 총 중량의 0.145~0.159중량% 포함될 수 있다.

지르코늄(Zr)은 티타늄(Ti)과 마찬가지로 결정립을 보다 미세화시키는 역할을 하는 것으로서, 0.45중량%미만인 경우에는 결정립을 미세화시키는 효과가 미미하고, 0.159중량%을 초과하더라도 결정립을 보다 미세화하는 효과의 증가를 기대하기 어렵다. 따라서 상기의 범위로 첨가됨이 바람직할 것이다.

본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금에서, 붕소(B)는 알루미늄 합금 총 중량의 0.009~0.011중량% 포함될 수 있다.

붕소(B)는 티타늄(Ti)과 함께 첨가되면 결정립을 보다 효과적으로 미세화하는 역할을 한다. 0.009중량% 이하로 첨가되는 경우, 상기의 효과를 기대하기 어렵고, 0.011중량% 이상으로 첨가되는 경우에는 성형성이 저하될 수 있다. 따라서 상기와 같이 0.009~0.011중량% 범위로 첨가됨이 바람직하다.

6000계 알루미늄 전신재 합금에 있어서, 첨가원소인 마그네슘(Mg)과 규소(Si)는 서로 결합하여 시효에 의해 Mg₂Si 형태로 석출되어, 알루미늄 합금의 기계적 성질을 좌우하는 역할을 한다. 이에 따라 알루미늄 합금의 기계적 특성에 있어서, 마그네슘(Mg)와 규소(Si)의 중량비를 반드시 고려하여야 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금은 규소(Si): 마그네슘(Mg)의 중량비가 1:0.482 내지 1:0.625로 하는 것을 특징으로 할 수 있다.

여기서, 마그네슘(Mg)과 결합하고 잔류하는 규소(Si)가 강도 및 기계적 특성을 향상시키는 역할을 하게 되고, 마그네슘(Mg) 대비 규소(Si)의 양이 지나치게 많아지는 경우에는 연신율이 저하된다. 그리고 규소(Si)와 결합하고 잔류하는 마그네슘(Mg)이 많아지는 경우에는 압출 시 연성이 저하된다.

이에 따라, 통상적으로 알루미늄 합금에 있어서, 강도와 연성을 동시에 향상시킬 수 있도록, 규소(Si)과 마그네슘(Mg)의 중량비를 1:1.5~1.7로 하며, 바람직하기는 1:1.66이 되도록 한정한다.

전술한 바와 같이 본 발명의 일 실시예에 따른 규소(Si)와 마그네슘(Mg)이 1:0.482 내지 1:0.625의 중량비를 갖는 알루미늄 합금의 경우, 규소(Si)의 함량이 마그네슘(Mg)에 비해 지나치게 많게 된다. 이에 따라 알루미늄 합금은 내부 수축으로 인한 입계 균열성의 증가, 인성 저하, 피로 특성 저하 등의 문제가 발생할 수 있다.

다만, 이러한 문제들은 주조단계에 있어서 후술하는 점진적 응고 제어방식의 주조공법을 적용함으로써 해결할 수 있다. 상세하게는, 제어주입장치를 이용하여 응고속도에 따른 정량 주입 조건을 최적화하여 점직적 응고 과정을 거침으로써, 응고 수축으로 인한 크랙(crack)을 방지하고 수축 결함을 축소하는 것이 가능하여, 전술한 내부 수축으로 인한 문제 등을 해결할 수 있다.

이와 같은 화학 조성으로 이루어지는 본 발명의 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금은 연속 주조 공정을 거친 후, 균질화 처리, 단조/트리밍 및 열처리 단계를 거쳐 제조될 수 있다.

이하에서는 본 발명의 또 다른 기술적 특징인 400MPa급 고강도 알루미늄 전신재 합금의 제조방법에 대해서 설명한다.

도1는 본 발명의 400MPa급 고강도 알루미늄 전신재 합금의 제조방법의 방법흐름도를 도시한다.

본 발명의 400MPa급 고강도 알루미늄 전신재 합금의 제조방법은 용융금속을 주형에 주입하여 주조하는 주조단계(S100); 상기 주조된 금속을 균질화 처리하는 균질화 처리단계(S200); 상기 균질화 처리된 금속을 1회 단조하는 단조단계(S300); 및 상기 단조된 금속을 열처리하는 열처리단계(S400)를 포함하며, 상기 용융금속은 전술한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 전신재 알루미늄 합금의 성분범위를 갖는 것을 특징으로 한다.

상기 주조단계(S100)에 있어서, 기존의 정적 주조공정(Static shape casting)이 적용되는 경우, 상기 용융금속이 응고될 때 액체에서 고체로 변하는 과정에서 필연적으로 발생하는 수축으로 인하여 수축공과 같은 주조품의 내부 결함이 생기는 문제가 있다.

이에 따라, 기존의 주조공정은 공정 시 탕구, 주입구, 탕도 등을 설치해야 하고, 제품이 완성된 후 후가공으로 이를 제거하여야 하는 불필요한 공정이 추가적으로 요구되어, 기존 주조공정의 회수율은 50~70% 정도에 불과하였다.

이러한 문제를 해결하기 위하여 본 발명의 상기 주조단계(S100)에 있어서, 제어주입장치를 이용하는 점진적 응고 제어방식의 주조공정이 적용될 수 있다.

제어주입장치는 현재 알루미늄 합금의 주조 공정에 이용되고 있는 장치로서, 본 발명의 제어주입장치는 대한민국 등록특허 제10-1575660호(명칭: 주조방법)에서 개시하는 제어주입장치가 이용될 수 있으며, 자세한 설명은 생략하기로 한다.

점진적 응고 제어방식의 주조공정은 용융된 금속을 한번에 주입하는 기존의 공정과 달리, 용융금속의 주입량과 속도, 주입 간격을 정밀하게 제어할 수 있는 제어주입장치를 이용하여 용융된 금속을 주형에 분할하여 주입한다. 이에 따라, 최후의 응고 부위가 처음 쇳물을 부을 때와 같은 상태를 유지하게 되므로, 주조품 내부의 수축공의 발생을 최소화하고 주조 회수율을 높일 수 있다.

또한, 기존의 생산현장에서는 주조 후 전술한 주조방안을 해체하느라 곧바로 단조작업을 할 수 없어 손해가 발생하는 반면에, 점진적 응고 제어방식의 주조공정은 주조 후 주조방안을 해체할 필요가 없으므로, 주조 공정의 폐열을 활용해 곧바로 단조작업을 진행할 수 있어 주단조 복합공정이 가능하다.

이하 도2를 추가적으로 참조하여, 점진적 응고 제어방식의 주조공정을 보다 상세하게 설명한다.

도2는 점진적 응고 제어방식의 주조공정이 적용된 상기 주조단계를 개략적으로 도해하는 도면이다.

도1에 도시된 바와 같이 점진적 응고 제어방식의 주조공정은 1차 용융금속 분할 주입단계(S111), 1차 점진적 응고단계(S121), 2차 용융금속 분할 주입단계(S112) 및 2차 점진적 응고단계(S122) 를 포함할 수 있다. 1차 용융금속 분할 주입단계 (S111)는 소정의 용융금속(20)을 분할하여 제어주입장치에 공급하여, 이를 주형(10) 내에 주입될 수 있다. 이렇게 주입된 용융금속(20)은 1차 점진적 응고(S121)될 수 있다.

2차 용융금속 분할 주입단계(S112)는 소정의 용융금속(20) 중 나머지를 분할하여 주형(10) 내에 주입될 수 있다. 이렇게 주입된 용융금속(20)은 2차 점진적 응고(S122)될 수 있다. 상술한 바와 같은 1차 용융금속 분할 주입단계(S111) 와 2차 용융금속 분할 주입단계(S112) 를 하나의 단위 사이클로 복수 회에 걸쳐 반복적으로 수행할 수 있다.

다시 말해, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 주조단계(S100)는 제어주입장치를 이용하여 용융금속(20)을 주형(10)에 순차적으로 분합 주입하는 분할 주입단계(S110) 및 분할 주입된 상기 용융금속(20)이 점진적 응고되는 점진적 응고단계(S120)를 포함하며, 전술한 단계를 하나의 단위 사이클로 하여 복수 회에 걸쳐 반복적으로 수행할 수 있다.

더 상세하게 살펴보면, 본 발명의 일 실시예에 따라 상기 순차적으로 분할 주입하는 분할 주입단계(S110)는 용융금속(20)을 주형(10)에 순차적으로 주입할 때마다 주형(10) 내에 수용된 용융금속(20)의 고액계면(S/L)의 곡률이 순차적으로 작아지도록 용융금속(20)을 순차적으로 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 복수 회 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

여기에서 곡률이란 곡률 반경의 역수이며, 곡률 반경은 곡선(고액계면)의 일부분을 원호로 간주할 때 상기 원호의 반지름을 의미한다.

예를 들어, 주형(10)의 주조공간에 소정의 용량을 가지는 제1차 용융금속(21)을 주입하고, 제1차 주입간격 동안 상기 제1차 용융금속(21)의 적어도 일부가 응고되도록 유지할 수 있다. 이 경우, 상기 제1차 주입간격이 지난 시점에서, 주형(10) 내에 수용된 상기 제1차 용융금속(21)은 응고된 고상(21_1S)과 아직 미응고된 액상(21_1L)으로 구분될 수 있으며, 고상(21_1S)과 액상(21_1L)의 고액계면(S/L)은 제1곡률을 가질 수 있다.

상기 제1차 주입간격 이후에 주형(10)의 주조공간 내에 소정의 용량을 가지는 제2차 용융금속(22)을 주입하고, 계속하여, 제2차 주입간격 동안 상기 제2차 용융금속(22)의 적어도 일부가 응고되도록 유지할 수 있다. 이 경우, 상기 제2차 주입 간격이 지난 시점에서, 주형(10) 내에 수용된 상기 제2차 응용금속(22)은 전부 또는 일부가 고상(22_2S)과 아직 미응고된 액상(22_2L)으로 구분될 수 있으며, 고상(22_2S)과 액상(22_2L)의 고액계면(S/L)은 제2곡률을 가질 수 있다.

마찬가지로, 상기 제2차 주입간격 이후에 주형(10)의 주조공간 내에 소정의 용량을 가지는 제3차 용융금속(23)을 주입하고, 계속하여, 제3차 주입간격 동안 상기 제3차 용융금속(23)의 적어도 일부가 응고되도록 유지할 수 있다. 이 경우, 상기 제3차 주입 간격이 지난 시점에서, 주형(10) 내에 수용된 상기 제3차 응용금속(23)은 전부 또는 일부가 고상(23_3S)과 아직 미응고된 액상(23_3L)으로 구분될 수 있으며, 고상(23_3S)과 액상(23_3L)의 고액계면(S/L)은 제3곡률을 가질 수 있다.

이 때, 상기 용융금속(20)이 주형(10)에 순차적으로 주입될 때마다, 상기 제1곡률과 비교하여 상기 제2곡률이 상기 제1곡률보다 더 작고, 상기 제2곡률과 비교하여 상기 제3곡률이 상기 제2곡률보다 더 작아지도록, 상기 용융금속(20)을 분할하여 주형(10)에 순차적으로 주입한다. 이와 같은 방식으로 종전보다 작은 곡률을 갖도록 상기 용융금속(20)을 분할하여 주입하는 경우, 수축공의 발생이 억제되거나 최소화될 수 있다.

정리하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 주조단계(S100)는 제어주입장치를 이용하여 용융금속(20)을 주형(10)에 순차적으로 분할 주입하는 분할 주입단계(S110); 및 분할 주입된 상기 용융금속(20)이 점진적 응고되는 점진적 응고단계(S120)를 포함한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 상기 분할 주입단계(S110)는 상기 용융금속(20)을 주입할 때마다 상기 주형(10) 내에 수용된 용융금속(20)의 고액계면(S/L)의 곡률이 순차적으로 작아지도록, 상기 용융금속(20)을 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 주조단계(S100)는 상기 용융금속(20)의 응고속도에 따라 상기 제어주입장치의 주입속도, 주입량, 주입간격 및 주입온도 중 어느 하나 이상을 조절하여, 상기 주형(10) 내에 수용된 상기 용융금속(20)의 액상량, 상기 용융금속(20)의 고액계면의 위치 및 곡률 중 어느 하나 이상을 제어하는 것을 특징으로 할 수 있다.

한편, 도2에 도시된 바와 같이 상기 용융금속(20)을 복수 회 주입하는 동안, 주형(10) 내에 수용된 용융금속(20)의 미응고 액상의 상부면이 주형(10)과 이격되지 않고 접할 수 있도록(도2에 표시된 A영역 참조) 상기 주입간격을 설정하는 경우, 수축공의 발생을 더욱 억제할 수 있다.

상세히 설명하면, 상기 제1차 용융금속 분할 주입단계(S111)와 상기 제2차 용융금속 분할 주입단계(S112) 사이에 개재되는 상기 제 1차 주입간격은 주형(10) 내 수용된 제1차 용융금속(21)의 미응고 액상(21_1L)의 상부면이 주형(10)과 이격되지 않고 접하도록 설정될 수 있다.

만약, 상기 제1차 주입간격을 도과한 시점에서 상기 제2차 용융금속(22)을 주입한다면, 상기 제2차 용융금속(22)을 주입하기 이전에 상기 제1차 용융금속(21)의 미응고 액상(21_1L)에 대하여 응고가 진행되어 상부면과 주형(10)이 이격되고, 용탕의 수평면에 나란한 방향으로 응고가 진행되면서 용이하게 수축공이 발생하게 된다.

다시 말해, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 분할 주입단계(S110)는 상기 용융금속(20)을 복수 회 주입하는 동안 상기 주형(10) 내에 수용된 상기 용융금속의 미응고 액상(20_L)의 상부면이 상기 주형(10)과 이격되지 않고 접할 수 있도록, 상기 주입간격이 설정되는 것을 특징으로 할 수 있다.

상기 제1차 용융금속(21) 내지 상기 제2차 용융금속(22)은 각각 동일한 용량을 가질 수 있다. 즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 분할 주입단계(S110)는 상기 용융금속(20)을 순차적으로 정량 분할하여 복수 회 반복해서 주입하는 정량 주입방식으로 하는 것을 특징으로 할 수 있다.

본 발명의 실험예는 알루미늄 합금의 물성을 고려한 최적의 주조조건을 확립하기 위하여, 상기 분할 주입단계(S110)의 다단 분할주입 횟수(step)를 각각 1회, 5회, 10회, 13회로 달리 하여, 너클 캐리어 제품을 시제작하였다.

시제작한 본 발명의 각각의 실험예에 대하여, 도3은 외관형상 및 실험데이터를 나타내며, 도4는 X-ray 검사사진을 도시한다.

도3를 참조할 때, 기존의 경동 주조와 같이 1회 주입조건의 경우는 응고수축, 주조크랙 등이 발생하는 반면에, 분할주입 횟수가 10회 이상으로 증가되면서 수축 불량 발생 부분을 세분화하여 분배 주입하므로 수축 결함이 감소하게 된다. 특히, 13회 주입조건에서 외관 형상이 가장 양호한 제품을 제작할 수 있음을 육안으로도 확인할 수 있다.

또한 도4를 참조하여 X-ray 결과를 확인할 때, 분할주입 횟수가 증가함에 따라 내부 결함이 감소되는 현상을 확인할 수 있다. 1회 분할주입 조건의 경우에는 수축공이 매우 큰 결함에 해당하여 단조공정 시에 제거되기 어려운 크기로 나타나는 반면에, 13회 분할주입 조건의 경우에는 수축공이 단조공정 시에 제거 가능한 크기로 나타난다.

따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 분할 주입단계(S110)는 최적의 분할 주입조건으로서 상기 용융금속(20)을 10회 이상으로, 특히 바람직하게는 13회로 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 할 수 있다.

이하 도 5및 도6을 참조하여 상기 균질화 처리단계(S200)에 대하여 설명한다.

도5는 균질화 처리 이후 알루미늄 합금의 경도(HRB) 변화를 나타내는 그래프를 도시하며, 도 6 (a) 및 (b)는 알루미늄 합금의 균질화 처리 전과 후의 확대 조직사진을 각각 도시한다.

균질화 처리는 알루미늄 합금 주조 시에 발생된 내부 불규칙적인 조직 및 내부 석출상을 기지 내부로 녹아 들어가도록 하여 강도 및 연신율 향상에 매우 도움이 된다.

본 발명의 실험예는 알루미늄 합금 특성에 맞는 최적의 균질화 처리 조건을 확인하기 위하여, 온도540℃ 에서 10시간 이상 균질화 처리를 진행하였다.

도5를 참조할 때, 10 내지 12 시간에서 약 37 HRB 경도를 나타내게 되어, 이후 상기 단조단계(S300) 및 상기 열처리단계(S400)에 있어 최적의 조건을 형성할 수 있다.

도6을 참조하여 알루미늄 합금의 조직 사진을 200배 확대하면, 균질화 처리 이전과 비교하여, 본 발명의 균질화 처리 이후 내부 α-Al 사이 경계 구간 석출물이 α-Al 기제 내부로 들어가 과포화 안정 상태를 유지하는 것을 확인할 수 있다.

따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 균질화 처리단계(S200)는 균질화 처리 온도는 540℃ 이상이며, 균질화 처리 시간은 10 내지 12시간으로 하는 것을 특징으로 할 수 있다.

균질화 처리된 본 발명의 알루미늄 합금은 단조단계(S300)를 거치게 된다.

본 발명의 일 실시예에 따른 상기 단조단계(S300)는 여러 번의 신규 단조를 치는 다단 단조 방법이 아닌, 온도 540℃에서 1시간 동안의 1회 단조 및 트리밍만으로 400MPa급 고강도 및 12% 급 고연신율을 갖는 전신재 알루미늄 합금을 제조하는 것을 특징으로 한다.

전술한 바와 같이, 본 발명의 상기 단조단계(S300)는 상기 주조단계(S100)에 점진적 응고 제어방식의 주조공정이 적용되므로, 별도의 주조 방안 해체 과정을 거치지 않고 곧바로 상기 주조 단계(S200)에서의 폐열을 이용하여 단조 공정을 시행할 수 있어, 높은 경제성 및 회수율을 나타낼 수 있다.

이하, 도7 및 도8에 따라 본 발명의 상기 열처리 단계(S400)를 설명한다.

도7는 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 공정을 나타내는 그래프를 도시하며, 도8은 시효 증가에 따른 본 발명 실험예의 경도 값 변화를 나타내는 실험 그래프 및 실험 데이터표를 도시한다.

가볍고 가공성과 내식성이 우수하고, 열, 전기 전도성이 높은 알루미늄의 특성에 대하여, 알루미늄 합금은 열처리 가공공정을 거침으로써 상기 특성들을 강화시킬 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 단계(S400)는 균질화 처리 이후 α-Al 경계에서 발생되는 석출상(고용상)의 대부분을 α-Al 내부로 완전 고용시키도록, T6 열처리 조건에서 열처리하는 것을 특징으로 한다.

보다 상세하게 도7에 도시된 바와 같이, T6 열처리는 통상적으로 515~550℃ 정도에서 용체화 처리 후 수냉으로 담금질(Quenching)하며, 이후 170~180℃ 온도에서 8시간 가량 시효경화 처리를 하게 된다.

용체화 처리(담금질 처리)란 알루미늄 합금에 있어서 충분한 온도로 가열하여 시효경화와 관계되는 합금첨가원소를 충분히 고용시킨 후 상온에 유지시키는 조작을 말한다. 시효처리는 용체화 처리 이후 과포화 고용체를 상온 혹은 약간 높은 온도로 유지함으로써, 용질원자를 금속간 화합물로서 석출시켜 매트릭스를 강화하여 기계적 성질을 향상시키는 처리이다.

본 발명의 상기 열처리 단계(S400)에 대한 최적의 시효조건을 알아내기 위하여, 실험예로서 비교 합금 A, B 및 본 발명의 고강도 알루미늄 합금을 온도 540℃에서 8시간 이상 유지 후, 수냉으로 ?칭(Quenching)을 하고, 온도 170℃에서 시효 경화를 진행하였다.

도8을 참조하여 시효 증가에 따른 경도 값의 변화를 확인하면, 대략 8시간 경과 이후 소재 경도값의 변화가 나타나지 않으며, 8 내지 12 시간가 최대 시효 구간으로서 최적의 시효조건임을 확인할 수 있다.

이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 단계(S400)는 540℃ 이상 에서 8 시간 이상 시간 동안 용체화 처리하는 용체화 단계(S410); 수냉에 담금질하는 퀀칭(Quenching)단계(S420); 및 170℃ 이상 온도에서 8내지 12시간 동안 시효경화 처리하는 시효경화 단계(S430)를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명의 고강도 전신재 알루미늄 합금의 실험예에 따른 기계적 특성에 설명한다.

표2는 본 발명의 고강도 전신재 알루미늄 합금, 비교 합금 A, B 및 기존의 6000계 알루미늄 합금의 기계적 특성을 비교하여 나타낸다.

	최대 강도(MPa)	항복 강도(MPa)	연신율(%)
본 발명 합금	416MPa	353 MPa	13.02%
비교합금 A	370 MPa	314 MPa	13.05%
비교합금 B	385 MPa	325 MPa	6.54%
A6081	330~350 MPa	280~300 MPa	8~10%
A6082	340~360 MPa	310~320 MPa	10~15%
A6009	350~370 MPa	300~320 MPa	10~13%

표2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 제조방법에 따른 400MPa 급 고강도 전신재 알루미늄 합금은 최대 인장강도 416MPa, 항복강도 353MPa, 연신율 13.02%의 기계적 특성을 나타내어, 기존의 A6061, A6082, A6009 알루미늄 합금과 비교하여 현저하게 우수한 물성을 갖게 된다.또한, 비교합금 A의 경우에는 연신율 13.02%를 나타내나 최대 인장강도가 370MPa에 불과하다. 비교합금 B 역시 최대 인장강도 385MPa를 나타내어 본 발명과 같이 400MPa 급의 인장강도를 갖지 못하며, 6.54%의 낮은 연신율을 나타낸다.

도9는 본 발명의 고강도 알루미늄 합금 제조방법을 통해 실험예로서 시제작된 너클 캐리어의 기계적 특성을 나타내는 그래프와 상기 너클 캐리어의 시편 2개에 대한 기계적 특성을 나타내는 표를 도시한다.

도9에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따라 시제작된 상기 너클 캐리어의 2개 시편이 평균 인장강도 427MPa, 항복강도 352MPa, 연신율 13.02%을 나타내는 것을 확인할 수 있다.

이에 따라, 본 발명은 알루미늄 합금의 성분 범위 및 알루미늄 합금의 제조방법에 관한 기술적 특징에 따라, 다단 단조에 의하지 아니하고 1회 단조 기술을 통해 400MPa/12%의 고강도 및 고연신율 전신재 알루미늄 합금을 구현할 수 있다. 또한, 본 발명은 자동차 산업에서 주목받는 경량화 소재인 고강도 알루미늄 합금에 관한 것으로서 높은 신뢰성을 갖는 물성을 구현하게 되어, 차후 다양한 자동차 부품의 구조용 소재로서 활용될 수 있을 것이다.

전술한 본 발명의 설명은 예시를 위한 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 쉽게 변형이 가능하다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 예를 들어, 단일형으로 설명되어 있는 각 구성 요소는 분산되어 실시될 수도 있으며, 마찬가지로 분산된 것으로 설명되어 있는 구성 요소들도 결합된 형태로 실시될 수 있다.

본 발명의 범위는 후술하는 청구범위에 의하여 나타내어지며, 청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

10: 주형
20: 용융금속

Claims

중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011; 및 잔부 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 포함하고,
인장강도 400MPa 이상, 연신율 12% 이상의 물성을 갖는, 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금.
제1항에 있어서,
규소(Si):마그네슘(Mg)의 중량비가 1:0.482 내지 1:0.625인 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금.
용융금속을 주형에 주입하여 주조하는 주조단계;
상기 주조된 금속을 균질화 처리하는 균질화 처리단계;
상기 균질화 처리된 금속을 1회 단조하는 단조단계; 및
상기 단조된 금속을 열처리하는 열처리단계를 포함하며,
상기 용융금속은
중량%로, 규소(Si) 1.2~1.4; 철(Fe) 0.05~0.08; 구리(Cu) 0.45~0.55; 망간(Mn) 0.2~0.3; 마그네슘(Mg) 0.65~0.75; 아연(Zn) 0.3~0.4; 티타늄(Ti) 0.14~0.15; 크롬(Cr) 0.2~0.3; 지르코늄(Zr) 0.145~0.159; 붕소(B) 0.009~0.011; 및 잔부 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 포함하는, 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금의 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 주조단계는
제어주입장치를 이용하여 용융금속을 주형에 순차적으로 분할 주입하는 분할 주입단계; 및
분할 주입된 상기 용융금속이 점진적 응고되는 점진적 응고단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 분할 주입단계는
상기 용융금속을 주입할 때마다 상기 주형 내에 수용된 용융금속의 고액계면의 곡률이 순차적으로 작아지도록, 상기 용융금속을 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 주조단계는
상기 용융금속의 응고속도에 따라 상기 제어주입장치의 주입속도, 주입량, 주입간격 및 주입온도 중 어느 하나 이상을 조절하여, 상기 주형 내에 수용된 상기 용융금속의 액상량, 상기 용융금속의 고액계면의 위치 및 곡률 중 어느 하나 이상을 제어하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 분할 주입단계는
상기 용융금속을 복수 회 주입하는 동안 상기 주형 내에 수용된 상기 용융금속의 미응고 액상의 상부면이 상기 주형과 이격되지 않고 접할 수 있도록, 상기 주입간격이 설정되는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 분할 주입단계는
상기 용융금속을 순차적으로 정량 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 분할 주입단계는
상기 용융금속을 순착적으로 10회 이상 분할하여 주입하되, 주입간격을 두어 불연속적으로 반복해서 주입하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 균질화 처리단계는
균질화 처리 온도는 540℃ 이상이며, 균질화 처리 시간은 10 내지 12시간으로 하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 전신재 알루미늄 합금 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 열처리 단계는
540℃ 이상에서 8시간 이상 시간 동안 용체화 처리하는 용체화 단계;
수냉에 담금질하는 퀀칭(Quenching)단계; 및
170℃ 이상 온도에서 8내지 12시간 동안 시효경화 처리하는 시효경화 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 400MPa급 고강도 알루미늄 합금 제조방법.