KR20200130237A

KR20200130237A - 알루미늄 합금재 및 이를 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품

Info

Publication number: KR20200130237A
Application number: KR1020207016695A
Authority: KR
Inventors: 히로시 카네코
Original assignee: 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤
Priority date: 2018-03-27
Filing date: 2019-03-15
Publication date: 2020-11-18
Also published as: CN111566240B; EP3778947A1; KR102520011B1; JP6599061B1; EP3778947A4; CN111566240A; WO2019188452A1; US20210010110A1; US11306373B2; JPWO2019188452A1

Abstract

본 발명의 목적은 철계나 구리계 금속 재료의 대체가 될 수 있는 고강도와 우수한 가공성을 갖는 알루미늄 합금재 등을 제공한다.
본 발명의 알루미늄 합금재는 Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량% 및 Fe: 0.01∼1.50질량%를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 가지며, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖고 있다.

Description

알루미늄 합금재 및 이를 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품

본 발명은 알루미늄 합금재, 특히 고강도와 가공성이 우수한 알루미늄 합금재에 관한 것이다. 이러한 알루미늄 합금재는 폭넓은 용도(예를 들면, 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품, 구조용 부품 및 캡타이어 케이블)로 사용된다.

최근, 금속 부재 형상의 다양화에 따라, 금속 분말을 전자 빔이나 레이저 등으로 소결시켜서, 원하는 형상으로 3차원 구조체를 조형하는 기술이 널리 검토되고 있다. 그러나, 이러한 기술에서는 금속 분말을 사용하는데, 금속 분말을 너무 미세화하면 폭발하기 쉬워지는 등의 문제가 있다.

그 때문에 최근에는, 예를 들면, 금속제 세선을 꼬는, 뜨는, 짜는, 잇는, 묶는, 접속하는 등의 수법에 의해서, 3차원 구조물을 조형하는 기술이 개발되고 있다. 이러한 수법은 예를 들면, Wire-Woven　Cellular　Materials로서 검토가 진행되고 있으며, 전지용 부품이나 히트 싱크, 충격 흡수 부재 등에의 응용이 기대되고 있다.

또한, 상기와 같은 금속제 세선으로서는, 철계나 구리계 선재가 널리 사용되어 왔지만, 최근에는 철계나 구리계 금속 재료에 비하여 비중이 작고, 더욱 열팽창계수가 큰 것 외에, 전기나 열의 전도성도 비교적 양호하고, 내식성이 우수하며, 특히 탄성 계수가 작아서, 유연하게 탄성 변형하는 알루미늄계 재료에의 대체가 검토되고 있다.

그러나, 순알루미늄재는 철계나 구리계 금속 재료에 비하여 강도가 낮다는 문제가 있었다. 또한, 비교적 고강도인 알루미늄 합금재인 2000계(Al-Cu계)나 7000계(Al-Zn-Mg계) 알루미늄 합금재는 내식성, 내응력 부식 균열성, 가공성이 떨어지는 등의 문제가 있었다.

그 때문에, 최근에는 Mg과 Si를 함유하고, 전기나 열의 전도성 및 내식성이 우수한 6000계(Al-Mg-Si계) 알루미늄 합금재가 널리 사용되고 있다. 그러나, 이러한 6000계 알루미늄 합금재는 알루미늄 합금재 중에서는 강도가 높은 편이기는 하지만, 충분하지 않아서, 추가적 고강도화가 기대되고 있다.

한편, 알루미늄 합금재의 고강도화 방법으로서는, 비정질상을 구비한 알루미늄 합금 소재의 결정화에 의한 방법(특허문헌 1)이나, ECAP법에 의한 미세 결정립 형성 방법(특허문헌 2), 실온 이하의 온도에서 냉간 가공을 실시함에 따른 미세 결정립 형성 방법(특허문헌 3), 카본 나노 파이버를 분산시키는 방법(특허문헌 4) 등이 알려져 있다. 그러나, 이들 방법은 모두 제조되는 알루미늄 합금재의 크기가 작아서, 공업적인 실용화가 어려웠다.

또한, 특허문헌 5에는 압연 온도의 제어에 의해서 미세 조직을 갖는 Al-Mg계 합금을 얻는 방법이 개시되어 있다. 이 방법은 공업 양산성이 우수하지만, 추가적 고강도화가 과제였다.

한편, 알루미늄 합금재는 일반적으로 고강도화를 도모하면, 강도와 상반되는 특성인 굽힘 가공성이 저하되는 문제도 있다. 그 때문에, 예를 들면, 상술한 바와 같은 3차원 구조체를 조형하기 위한 세선으로서 알루미늄 합금재를 사용할 경우에는, 고강도화와 함께, 굽힘 가공성 향상도 더욱 기대된다.

일본특허공보 특개평 5-331585호 일본특허공보 특개평 9-137244호 일본특허공개공보 특개 2001-131721호 일본특허공개공보 특개 2010-159445호 일본특허공개공보 특개 2003-027172호

본 발명의 목적은 철계나 구리계 금속 재료의 대체가 될 수 있는 고강도와 우수한 가공성을 갖는 알루미늄 합금재 및 이를 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품, 구조용 부품 및 캡타이어 케이블을 제공하는 것에 있다.

본 발명자는 예의 연구를 거듭한 결과, 알루미늄 합금재가 소정의 합금 조성을 가짐과 동시에, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 가짐으로써, 철계나 구리계 금속 재료에 필적하는 고강도와 우수한 가공성을 겸비한 알루미늄 합금재를 얻을 수 있는 것을 찾아내서, 이러한 지견에 근거하여 본 발명을 완성시키기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

(1) Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량% 및 Fe: 0.01∼1.50질량%를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금재.

(2) Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량%, Fe: 0.01∼1.50질량%, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B의 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계 2.00질량% 이하를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금재.

(3) 비커스 경도(HV)가 100∼250인, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 알루미늄 합금재.

(4) Cu, Ni, Ag, Au, Pd 및 Sn의 군으로부터 선택되는 1종 이상의 금속 또는 합금으로 표면이 피복되어 있는, 상기 (1), (2) 또는 (3)에 기재된 알루미늄 합금재.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 도전 부재.

(6) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 전지용 부재.

(7) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 체결 부품.

(8) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 스프링용 부품.

(9) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 구조용 부품.

(10) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 캡타이어 케이블.

본 발명에 따르면, 알루미늄 합금재가 소정의 합금 조성을 가짐과 동시에, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 가짐으로써, 철계나 구리계 금속 재료에 필적하는 고강도와 우수한 굽힘 가공성을 양립한 알루미늄 합금재 및 이를 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품을 얻을 수 있다.

도 1은 본 발명과 관련되는 알루미늄 합금재의 금속 조직의 모습을 모식적으로 나타내는 사시도이다.
도 2는 A. T. English들의 연구 결과로서, 면심 입방 격자 구조를 갖는 각종 금속 및 합금에서 냉간 신선 후의 결정 방위 분포를 적층 결함 에너지에 의해서 정리한 도면이다.
도 3은 다이스의 단면도로서, 다이스 반각(α)을 나타내고 있다.
도 4는 선재를 예로 하여, 장변 방향과 시료 표면 방향 및 그것들에 배향하는 결정 방향의 표기 방법을 나타낸 도면이다.
도 5는 X선 극점도법에 의해서 선재를 예로 하여, 알루미늄 합금재 표면의 결정 방위 분포를 측정하는 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 6은 극점도에서 각도 α 및 β의 축 설정을 나타낸 도면이다.
도 7은 LD//<111>의 결정 방위군에 의한 회절 강도를 얻을 수 있는 α와 β의 각도 조합을 +표로, 마찬가지로, LD//<100>의 결정 방위군에 의한 것을 ×표로 극점도 내에 나타낸 도면으로서, β가 0∼90°의 범위(제1 사분면)에만 +표와 ×표를 나타낸다.
도 8은 α와 β의 각도를 2축으로 한 표에서, K100 및 K111을 얻을 수 있는 각도를 나타내고 있다.
도 9는 가공성을 평가하기 위해서 실시한 감기법의 개요를 나타낸 것이다.
도 10은 본 발명예 2의 알루미늄 합금 선재의 장변 방향(LD)으로 평행인 단면에 대하여 금속 조직의 모습을 나타내는 TEM 화상이다.
도 11은 본 발명예 2로부터 얻어진 X선 극점도이다.
도 12는 비교예 2로부터 얻어진 X선 극점도이다.

이하, 본 발명의 알루미늄 합금재의 바람직한 실시형태에 대해서 상세하게 설명한다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금재는 Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량% 및 Fe: 0.01∼1.50질량%를 함유하고, 추가로 필요에 따라서, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B의 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계 2.00질량% 이하를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 명세서에서, 「결정립」이란 방위차 경계로 둘러싸인 부분을 가리키고, 여기서, 「방위차 경계」란 투과 전자현미경(TEM)이나 주사 투과 전자현미경(STEM), 주사 이온 현미경(SIM) 등을 사용하여 금속 조직을 관찰한 경우, 콘트라스트(채널링 콘트라스트)가 불연속으로 변화하는 경계를 가리킨다. 또한, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수는 방위차 경계의 간격과 대응한다.

또한, 「주표면」이란, 알루미늄 합금재의 가공 방향(연신 방향)으로 평행인 면으로서, 직접적으로 공구(압연 롤이나 인발 다이스)와 접하여, 연신 가공(두께 감소 가공)이 실시된 면(이하, 가공면이라 함)을 말한다. 예를 들면, 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우의 주표면(가공면)은 선봉재의 신선 방향(장변 방향)으로 평행인 면(외주면)이고, 알루미늄 합금재가 판재인 경우의 주표면(가공면)은 판재의 압연 방향으로 평행인 면 중, 쌍을 이루는 상하 압연 롤러 등이 접한 면(표리 2면)이다.

여기서, 가공 방향이란, 연신 가공의 진행 방향을 가리킨다. 예를 들면, 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우, 선봉재의 장변 방향(선경과 수직인 방향)이 신선 방향과 대응한다. 또한, 알루미늄 합금재가 판재인 경우에는, 압연 가공을 실시한 채인 상태에서의 장변 방향이 압연 방향과 대응한다. 또한, 판재의 경우, 압연 가공 후에 소정의 크기로 재단되어서 소편화되는 일이 있지만, 이 경우, 재단 후의 장변 방향은 반드시 가공 방향과 일치하지는 않지만, 이 경우라도 판재 표면의 가공면으로부터 압연 방향은 확인할 수 있다.

본 발명과 관련되는 알루미늄 합금재는 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖는다. 여기서, 본 발명과 관련되는 알루미늄 합금재의 금속 조직의 모습을 개략적으로 나타내는 사시도를 도 1에 나타낸다. 도 1에 나타나는 바와 같이, 본 발명의 알루미늄 합금재는 세장 형상의 결정립(10)이 일방향, 도 1에서는 장변 방향(X)으로 가지런히 연재 상태가 된 섬유형 조직을 갖고 있다. 이러한 세장 형상의 결정립은 종래의 미세한 결정립이나 단지 종횡비가 크고 편평한 결정립과는 크게 다르다. 즉, 본 발명의 결정립은 섬유와 같이 세장 형상으로, 그 장변 방향(X)으로 수직인 치수(t)의 평균치가 400㎚ 이하이다. 이러한 미세한 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직은 종래의 알루미늄 합금재에는 존재하지 않았던 신규 금속 조직이라 할 수 있다.

더욱이, 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖고 있다. 이러한 소정의 결정 방위 분포로 제어된 집합 조직은 종래의 알루미늄 합금재의 주표면에는 존재하지 않았던 신규 집합 조직이라 할 수 있다.

상기 금속 조직을 가짐과 동시에, 주표면에 상기 집합 조직을 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는 철계나 구리계 금속 재료에 필적하는 고강도(예를 들면, 인장 강도 370MPa 이상, 비커스 경도(HV) 100이상)와, 우수한 굽힘 가공성(예를 들면, 알루미늄 합금재가 선재인 경우, JIS　Z　2248(2014)에 준한 감기법 시험을 선재의 선경의 4배의 굽힘 축경(D_B)을 갖는 굽힘 축을 이용하여 실시한 경우라도, 선재에 크랙을 발생시키지 않는 특성)을 양립하여 실현할 수 있다.

또한, 결정립 지름을 미세하게 하는 것은 강도를 높이는 것 이외에도, 입계 부식을 개선하는 작용, 반복 변형에 대한 피로 특성을 개선하는 작용, 소성 가공한 후의 표면의 거칠기를 저감시키는 작용, 전단 가공하였을 때의 언터컷이나 버를 저감시키는 작용 등으로 직결되어서, 재료의 기능을 전반적으로 높이는 효과가 있다.

(1) 합금 조성

본 발명의 알루미늄 합금재의 합금 조성과 그 작용에 대해서 나타낸다.

본 발명의 알루미늄 합금재는 기본 조성으로서 Mg을 0.2∼1.8질량%, Si를 0.2∼2.0질량% 및 Fe을 0.01∼1.50질량% 함유하고, 더욱이, 임의 첨가 성분으로서 Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B의 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 2.00질량% 이하를 적절히 함유시킨 것이다.

<Mg: 0.2∼1.8질량%>

Mg(마그네슘)은 알루미늄 모재 중에 고용되어 강화하는 작용을 가짐과 동시에, Si와의 상승 효과에 의해서 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 그렇지만, Mg 함유량이 0.2질량% 미만이면, 상기 작용 효과가 불충분하고, 또, Mg 함유량이 1.8질량%를 초과하면, 정출물이 형성되어, 가공성(신선 가공성이나 굽힘 가공성 등)이 저하된다. 따라서, Mg 함유량은 0.2∼1.8질량%로 하고, 바람직하게는 0.4∼1.4질량%이다.

<Si: 0.2∼2.0질량%>

Si(규소)는 알루미늄 모재 중에 고용되어 강화하는 작용을 가짐과 동시에, Mg과의 상승 효과에 의해서 인장 강도나 내굴곡 피로 특성을 향상시키는 작용을 갖는다. 그렇지만, Si 함유량이 0.2질량% 미만이면, 상기 작용 효과가 불충분하고, 또, Si 함유량이 2.0질량%를 초과하면, 정출물이 형성되어 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.2∼2.0질량%로 하고, 바람직하게는 0.4∼1.4질량%이다.

<Fe: 0.01∼1.50질량%>

Fe(철)은 주로 Al-Fe계 금속간 화합물을 형성함으로써해 결정립의 미세화에 기여함과 동시에, 인장 강도를 향상시키는 원소이다. 여기서, 금속간 화합물이란 2종류 이상의 금속으로 구성되는 화합물을 말한다. Fe은 Al 중에 655℃에서 0.05질량% 밖에 고용되지 않아서, 실온에서는 더욱 적기 때문에, Al 중에 고용되지 못하는 나머지 Fe은 Al-Fe계, Al-Fe-Si계, Al-Fe-Si-Mg계 등의 금속간 화합물로서 정출 또는 석출한다. 이와 같이, Fe과 Al으로 주로 구성되는 금속간 화합물을 본 명세서에서는 Fe계 화합물이라 부른다. 이 금속간 화합물은 결정립의 미세화에 기여함과 동시에, 인장 강도를 향상시킨다. Fe 함유량이 0.01질량% 미만이면, 이들 작용 효과가 불충분하고, 또, Fe 함유량이 1.50질량%를 초과하면, 정출물이 많아져서, 가공성이 저하된다. 여기서, 정출물이란, 합금의 주조 응고 시에 발생하는 금속간 화합물을 말한다. 따라서, Fe 함유량은 0.01∼1.50질량%로 하고, 바람직하게는 0.05∼0.28질량%이며, 보다 바람직하게는 0.05∼0.23질량%이다.

<Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B의 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계 2.00질량% 이하>

Cu(구리), Ag(은), Zn(아연), Ni(니켈), Co(코발트), Au(금), Mn(망간), Cr(크롬), V(바나듐), Zr(지르코늄), Sn(주석), Ti(티탄), B(붕소)는 모두 강도나 내열성을 향상시키는 원소이며, 임의 첨가 성분으로서 필요에 따라서 적절히 첨가할 수 있다. 이들 성분이 내열성을 향상시키는 메커니즘으로서는, 예를 들면, 상기 성분의 원자 반경과 알루미늄의 원자 반경과의 차이가 크기 때문에 결정립계의 에너지를 저하시키는 기구나, 상기 성분의 확산 계수가 크기 때문에 입계로 들어간 경우에 입계의 이동도를 저하시키는 기구, 공공(空孔)과의 상호 작용이 크고 공공을 트랩하기 위해서 확산 현상을 지연시키는 기구 등을 들 수 있으며, 이들 기구가 상승적으로 작용하고 있는 것이라고 생각된다.

이들 성분의 함유량은 상기 작용 효과를 얻는 점에서, 합계 0.0001질량% 이상으로 하고, 0.06질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 성분의 함유량의 합계가 2.0질량% 초과이면, 가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B로부터 선택되는 1종 이상을 함유할 경우에는, 그들 함유량의 합계는 0.0001∼2.0질량%로 하고, 바람직하게는, 0.06∼2.0질량%로 하고, 더욱 바람직하게는 0.3∼1.2질량%로 한다. 이들 성분은 1종만의 단독으로 포함되어 있어도 좋고, 2종 이상의 조합으로 포함되어 있어도 좋다. 특히, 부식 환경에서 사용되는 경우의 내식성을 배려하면 Zn, Ni, Co, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

<잔부: Al 및 불가피 불순물>

상술한 성분 이외의 잔부는 Al(알루미늄) 및 불가피 불순물이다. 여기서 말하는 불가피 불순물은 제조 공정상 불가피적으로 포함될 수 있는 함유 레벨의 불순물을 의미한다. 불가피 불순물은 함유량에 따라서는 도전율을 저하시키는 요인도 될 수 있기 때문에, 도전율 저하를 고려하여 불가피 불순물의 함유량을 어느 정도 억제하는 것이 바람직하다. 불가피 불순물로서 들 수 있는 성분으로서는, 예를 들면, Bi(비스무트), Pb(납), Ga(갈륨), Sr(스트론튬) 등을 들 수 있다. 또한, 이들 불가피 불순물의 성분 함유량의 상한은 각 성분마다 0.05질량%, 불가피 불순물 성분의 총량 0.15질량%로 하면 좋다.

이러한 알루미늄 합금재는 합금 조성이나 제조 과정을 조합하여 제어함으로써 실현 가능하다. 이하, 본 발명의 알루미늄 합금재의 적합한 제조 방법에 대해서 설명한다.

(2) 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재의 제조 방법

이러한 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재는 특히 Al-Mg-Si-Fe계 합금의 내부에 결정립계를 고밀도로 도입함으로써, 고강도화를 도모하는 것을 특징으로 한다. 따라서, 종래의 알루미늄 합금재에서 일반적으로 실시되어 온 Mg-Si 화합물의 석출 경화시키는 방법과는 고강도화에 대한 접근이 크게 다르다. 더욱이, 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재에서는, 단지 고강도화를 도모하는 것이 아니라, 재료와 공구 사이의 마찰 상황을 변화시킴으로써, 변형에 의해서 형성되는 결정 방위 분포를 변화시킨다. 그 결과, 고강도화와 가공성을 양립할 수 있는 것을 특징으로 하고 있다.

이하, 본 발명의 알루미늄 합금재의 바람직한 제조 방법을 자세하게 설명한다.

통상, 금속재에 변형의 응력이 가해지면, 금속 결정 변형의 기본 과정으로서 결정 슬립이 생긴다. 이러한 결정 슬립이 생기기 쉬운 금속재일수록, 변형에 요하는 응력은 작아서, 저강도라 할 수 있다. 그 때문에, 금속재의 고강도화에 있어서는, 금속 조직 내에서 생기는 결정 슬립을 억제하는 것이 중요해진다. 이러한 결정 슬립의 저해 요인으로서는, 금속 조직 내의 결정립계의 존재를 들 수 있으며, 이러한 결정립계는 금속재에 변형의 응력이 가해졌을 때에, 결정 슬립이 금속 조직 내에서 전파하는 것을 방지할 수 있으며, 그 결과, 금속재의 강도는 높아진다.

그 때문에, 금속재의 고강도화에 있어서는, 금속 조직 내에 결정립계를 고밀도로 도입하는 것이 바람직하다고 생각된다. 여기서, 결정립계의 형성 기구로서는, 예를 들면, 다음과 같은 금속 조직의 변형에 따른 금속 결정의 분열을 생각할 수 있다.

통상, 다결정 재료의 내부는 인접하는 결정립끼리의 방위 차이나, 가공 공구와 접하는 표층 근방과 벌크 내부 사이의 왜곡된 공간 분포에서 기인하며, 응력 상태는 복잡한 다축 상태로 되어 있다. 이러한 영향에 의해서, 변형 전에 단일 방위였던 결정립이 변형에 따라 복수의 방위로 분열해가, 분열한 결정끼리의 사이에는 결정립계가 형성된다. 첨가하고 있는 Mg과 Si는 가공 시에 형성되는 결정립계를 안정화시키는 작용이 있다.

그런데, 일반적으로, 연신 가공한 금속재는 인장 시험에서의 신장이 수% 정도로 낮고, 연성이 부족하다. 따라서, 상기와 같은 수법으로 고강도화를 도모할 경우에는, 강도와 상반되는 특성인 가공성이 저하되는 경향이 있다. 특히, 알루미늄계 재료는 동일한 정도의 신장 특성을 갖는 구리계 재료에 비하면, 일반적으로 가공성이 떨어진다.

꼬는, 뜨는, 짜는, 잇는 등의 가공에서 주로 생기는 변형은 굽힘 변형이다. 크랙은 굽힘 변형에 의해서 금속 결정이 불균일하게 변형함으로써 국소적 왜곡이 생겨서 금속재 표면에 요철을 형성하고, 그러한 요철이 응력 집중점이 되어서 변형의 국재화가 더욱 진행함으로써 발생한다. 이러한 불균일 변형은 금속재가 가공 경화 한계에 도달한 후의 소성 불안정 현상이다.

그리고, 본 발명자는 이러한 불균일 변형의 발생 용이성이 금속재의 결정 방위와 관계되는 것을 찾아냈다. 통상, FCC(면심 입방 격자) 금속의 금속재에 대하여, 인발 가공이나 스웨이징 가공 등의 단축 변형, 혹은 압연 가공 등의 평면 왜곡 변형의 응력이 가해진 경우, 이러한 변형에 의한 안정 방위는 금속재의 장변 방향 LD: Longitudinal　Direction(연신 방향 DD: Drawing　Direction)으로 결정의 {100}면 또는 {111}면이 배향하는(LD와 <100> 방향 또는 <111> 방향이 평행이다, 이하, LD//<100> 또는 LD//<111>로 표기함) 결정 배향이다. 이 중, LD//<100>에 배향한 결정은 불균일 변형이 일어나기 어렵다. 이에 대하여, LD//<111>에 배향한 결정은 표면 방향(법선 방향 ND: Normal　Direction)으로 어느 결정면이 향해 있어도, 불균일 변형이 일어나기 쉽다. 즉, 불균일 변형의 발생 용이성은 LD로 어느 결정면이 향해 있는지가 중요해진다.

그러나, 상기와 같은 가공 변형으로 생기는 결정 방위 분포, 특히, 결정이 LD//<100> 또는 LD//<111>에 배향하는 비율은 금속종에 따라 달라지는 것이 알려져 있다. 예를 들면, 1965년의 A.　T.　English들의 연구(A. T. ENGLISH　and　G. Y. CHIN, “On　the　variation　of　wire　texture　with　stacking　fault　energy in　f. c. c.　metals　and　alloys” ACTA　METALLURGICA　VOL. 13　(1965)　p. 1013-1016.으로부터 인용)에 따르면, 감면율 99.97%인 신선 가공을 실시한 경우의 알루미늄의 결정 방위 분포는 동일한 FCC 금속인 구리나 니켈인 경우와는 크게 다르다고 보고되어 있다. 도 2에 나타나는 바와 같이, 구리 및 니켈의 경우, LD//<100>의 결정 배향의 비율(결정의 체적 비율)은 각각 34% 및 27%이다. 이에 대하여, 알루미늄의 경우, LD//<100>의 결정 배향의 비율(결정의 체적 비율)은 겨우 5%이며, 즉, LD//<111>의 결정 배향이 현저한 결정 방위 분포가 된다. 따라서, 통상의 가공 방법(인발 가공이나 압연 가공 등)으로 제작된 알루미늄 합금재의 경우, 변형으로 생기는 결정 배향의 대부분이 불균일 변형이 일어나기 쉬운 LD//<111>의 결정 배향이 된다.

이러한 지견에 근거하여, 본 발명자가 예의 검토를 추가로 진행한 결과, 알루미늄 합금재의 주표면의 결정 방위 분포에서, (1) LD//<111>의 결정 배향이 강변형된 알루미늄 합금재의 굽힘 가공성을 저하시키고 있는 요인인 것, 더욱이, (2) LD//<111>의 결정 배향을 감소시킴과 동시에, LD//<100>의 결정 배향의 비율을 증가시킴으로써, 고강도재에서 굽힘 가공성을 대폭 개선할 수 있는 것을 찾아냈다.

특히, 알루미늄 합금재의 주표면의 집합 조직에서, 결정이 LD//<100>에 배향하고 있는 경우에는, LD//<111>에 배향하고 있는 경우에 비하여, 결정 슬립계의 기하학적 배치 차이로부터, 결정의 슬립 변형량이 적어짐과 동시에, 교차 슬립이 현저하게 일어난다. 이 두 작용에 의해서, 굽힘 변형 중의 가공 경화율이 크게 저감된다. 소성 불안정 현상이 현저하게 억제되어, 크랙 발생을 방지할 수 있다.

다음으로, LD//<100>의 결정 배향을 높이기 위한 방법의 일례에 대해서 설명한다. 예를 들면, 선재를 신선 가공(다이스 빼기)할 경우에는, 다이스의 반각(α)(도 3 참조)을 8°∼13°, 1패스당 가공율을 5∼11%로 한다. 이는 일반적인 다이스 반각이 4∼6°, 1패스당 가공율이 13∼20%인 조건과는 크게 다르다. 일반적인 신선 가공 조건(다이스 반각(α) 및 1패스 가공율)은 인발력 저감과 내부 균열 방지 관점에서 결정된 것으로, LD//<111>이 강하게 발달되어버려, 강도와 성형성의 양립은 불가능하다. 본 발명과 같이, 다이스 반각을 크게 하고, 1패스 가공율을 작게 함으로써, 재료로서의 알루미늄 합금 소재의 표면이 공구로부터 받는 부가적 전단력이 커져서, LD//<111>의 배향을 저감시키고, LD//<100>의 배향을 강하게 할 수 있다. 본 발명의 조건에서는, 인발력이나 내부 균열의 저감을 위해서, 가공 온도를 60∼80℃로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 상기 소정의 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금 소재에 대하여, 냉간 가공[1]의 합계 가공도(합계 가공도)를 3.0이상으로 한다. 특히, 합계 가공도를 크게 함으로써, 금속 조직의 변형에 따르는 금속 결정의 분열을 재촉할 수 있으며, 알루미늄 합금재의 내부에 결정립계를 고밀도로 도입할 수 있다. 그 결과, 알루미늄 합금재의 강도가 대폭 향상한다. 이러한 합계 가공도는 바람직하게는 4.5이상, 보다 바람직하게는 6.0이상, 더욱 바람직하게는 7.5이상, 가장 바람직하게는 8.5이상으로 한다. 또한, 합계 가공도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 통상은 15이다.

또한, 가공도(η)는 가공 전의 단면적을 s1, 가공 후의 단면적을 s2(s1>s2)라 할 때, 하기 식 (1)로 나타난다.

가공도(무차원): η=ln(s1/s2)···(1)

또한, 가공 방법은 목적으로 하는 알루미늄 합금재의 형상(선봉재, 판재, 조, 박 등)에 따라서 적절히 선택하면 되며, 예를 들면, 카셋트 롤러 다이스, 홈 롤 압연, 환선 압연, 다이스 등에 의한 인발 가공, 스웨이징 등을 들 수 있다. 어느 가공 방법에서도, 공구와 재료간의 마찰을 높여서, 부가적 전단 왜곡을 적극적으로 도입함으로써, 본 발명의 결정 방위 분포를 얻을 수 있다.

또한, 알루미늄 합금 소재는 상기 합금 조성을 갖는 것이면 특별히 한정은 없으며, 예를 들면, 압출재, 주괴재, 열간 압연재, 냉간 압연재 등을 사용 목적에 따라서 적절히 선택하여 사용할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 잔류 응력의 해방이나 신장 향상을 목적으로 하여, 알루미늄 합금재에의 최종 처리로서 조질 소둔[2]을 실시할 수 있다. 조질 소둔[2]을 실시할 경우에는, 처리 온도를 50∼130℃로 한다. 조질 소둔[2]의 처리 온도가 50℃ 미만인 경우에는, 상기와 같은 효과를 얻기 어렵고, 130℃를 초과하면 회복이나 재결정에 의해서 결정립의 성장이 일어나서, 강도가 저하된다. 또한, 조질 소둔[2]의 유지 시간은 바람직하게는 24∼48시간이다. 또한, 이러한 열처리의 제조건은 불가피 불순물의 종류나 양 및 알루미늄 합금 소재의 고용·석출 상태에 따라서 적절히 조절할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 상술한 바와 같이, 알루미늄 합금 소재에 대하여, 다이스에 의한 인발이나 압연 등의 방법에 의해서 높은 가공도의 가공이 실시된다. 그 때문에, 결과적으로, 긴 알루미늄 합금재를 얻을 수 있다. 한편, 분말 소결, 압축 비틀기 가공, High　pressure　torsion(HPT), 단조 가공, Equal　Channel　Angular　Pressing(ECAP) 등과 같은 종래의 알루미늄 합금재의 제조 방법으로는, 이러한 긴 알루미늄 합금재를 얻기는 어렵다. 이러한 본 발명의 알루미늄 합금재는 바람직하게는 10m 이상의 길이로 제조된다. 또한, 제조 시의 알루미늄 합금재 길이의 상한은 특별히 두지 않지만, 작업성 등을 고려하여 6000m로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 알루미늄 합금재는 상술한 바와 같이 결정립의 미세화를 위해서 가공도를 크게 하는 것이 유효하기 때문에, 특히 선봉재로서 제작할 경우에는, 세경으로 할수록, 또, 판재나 박으로서 제작할 경우에는, 얇은 두께로 할수록 본 발명의 구성을 실현하기 쉽다.

특히, 본 발명의 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우에는, 그 선경은 바람직하게는 2㎜ 이하, 보다 바람직하게는 1㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4㎜ 이하, 특히 바람직하게는 0.2㎜ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 두지 않지만, 작업성 등을 고려하여 0.01㎜로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재는 세선이라도 높은 강도를 갖기 때문에, 단선으로 가늘게 하여 사용할 수 있는 것이 이점 중 하나이다.

또한, 본 발명의 알루미늄 합금재가 판재인 경우에는, 그 판 두께는 바람직하게는 2㎜ 이하, 보다 바람직하게는 1㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4㎜ 이하, 특히 바람직하게는 0.2㎜ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 두지 않지만, 0.01㎜로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 알루미늄 합금 판재는 박판이나 박인 형상이라도 높은 강도를 갖기 때문에, 얇은 두께의 단층으로서 사용할 수 있는 것이 이점 중 하나이다.

또한, 상술한 바와 같이, 본 발명의 알루미늄 합금재는 가늘게 또는 얇게 가공되지만, 이러한 알루미늄 합금재를 복수 준비하여 접합하고, 굵게 또는 두껍게 하여, 목적하는 용도로 사용할 수도 있다. 또한, 접합 방법은 공지의 방법을 사용할 수 있으며, 예를 들면, 압접, 용접, 접착제에 의한 접합, 마찰 교반 접합 등을 들 수 있다. 또한, 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우에는, 복수 개 묶어 합쳐 꼬아서 알루미늄 합금 연선으로서 목적하는 용도로 사용할 수도 있다. 또한, 상기 조질 소둔[2]의 공정은 상기 냉간 가공[1]을 실시한 알루미늄 합금재를 접합 혹은 합쳐 꼬은 가공을 실시한 후에 실시할 수 있다.

(3) 본 발명의 알루미늄 합금재의 조직적 특징

<금속 조직>

상술한 바와 같은 제조 방법에 따라 제조되는 본 발명의 알루미늄 합금재는 금속 조직 내에 결정립계가 고밀도로 도입된 것이다. 이러한 본 발명의 알루미늄 합금재는 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이다. 이러한 알루미늄 합금재는 종래의 알루미늄 합금재에는 존재하지 않는 특유의 금속 조직을 가짐으로써, 종래의 알루미늄 합금재(다만, 내식성, 가공성 등이 떨어지는 2000계나 7000계 고강도 알루미늄 합금재는 제외함)에 비하여 현격하게 높은 강도를 갖고 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 금속 조직은 섬유형 조직이며, 세장 형상의 결정립이 일방향으로 가지런히 섬유형으로 연재한 상태로 되어 있다. 여기서, 「일방향」이란, 알루미늄 합금재의 가공 방향(연신 방향)과 대응하고, 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우에는 예를 들면 신선 방향으로, 판재나 박인 경우에는 예를 들면 압연 방향으로 각각 대응한다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재는 특히 이러한 가공 방향으로 평행인 인장 응력에 대하여, 특히 우수한 강도 특성을 발휘한다.

또한, 상기 일방향은 바람직하게는 알루미늄 합금재의 장변 방향과 대응한다. 즉, 통상 알루미늄 합금재는 그 가공 방향으로 수직인 치수보다 짧은 치수로 개편화되어 있지 않는 한, 그 연신 방향(DD)은 그 장변 방향(LD)과 대응한다.

또한, 상기 일방향으로 평행인 단면에서, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치는 400㎚ 이하이고, 보다 바람직하게는 320㎚ 이하, 특히 바람직하게는 220㎚ 이하, 보다 한층 더 바람직하게는 180㎚ 이하이다. 이러한 지름(결정립의 장변 방향으로 수직인 치수)의 가느다란 결정립이 일방향으로 연재한 섬유형 금속 조직에서는, 결정립계가 고밀도로 형성되어 있으며, 이러한 금속 조직에 따르면, 변형에 따른 결정 슬립이 생기지 않도록 효과적으로 억제할 수 있는 결과, 종래의 알루미늄계 재료로는 달성할 수 없었던 고강도를 실현할 수 있는 알루미늄 합금재 개발에 성공하였다. 또한, 결정립이 미세함으로써, 굽힘 변형에서 불균일한 변형을 억제하는 작용이 있다. 또한, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치는 고강도를 실현하는데 있어서 작을수록 바람직하지만, 제조상 또는 물리상의 한계로서의 하한은 예를 들면 50㎚이다.

또한, 상기 결정립의 장변 방향의 치수는 반드시 특정되지는 않지만, 1200㎚ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1700㎚ 이상이며, 더욱 바람직하게는 2200㎚ 이상이다. 또한, 상기 결정립의 종횡비로는 10이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20이상이다.

<집합 조직>

또한, 상술한 바와 같은 제조 방법에 따라 제조되는 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은 LD//<111>의 결정 배향이 억제되어, LD//<100>의 결정 배향이 증가하도록 결정 방위 분포가 제어된 집합 조직을 갖는다. 이러한 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 결정립의 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합: K100과, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합: K111의 비 H(=K100/K111)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖고 있다. 이러한 알루미늄 합금재의 주표면은 종래에는 존재하지 않았던 특유의 집합 조직을 가짐으로써, 우수한 가공성(특히 굽힘 가공성)을 발휘할 수 있다.

재료 중의 결정 방위는 도 4에 나타내는 바와 같이, 표면 방향(ND: Normal Direction)에의 결정면을 {hkl}, 장변 방향(LD: Longitudinal　Direction)에의 배향을 <uvw>로 나타낸다.

결정 방위 분포의 측정은 (200) X선 극점도에 근거한다. Schulz의 반사법을 채택하여, {001}면의 Bragg 회절각인 44.72°를 만족하도록 X선원과 검출기를 고정시켰다. 측정계를 도 5에 나타낸다. X선원으로는 CuKα선을 이용하였다. 그리고, 도 5에 나타내는 바와 같이, 측정하는 시료면의 α회전, β회전에 따르는 회절 X선 강도를 5° 걸러서 측정하였다. α회전은 시료면의 법선을 기울이는 회전으로서, 0∼85°의 범위이고, β회전은 시료면의 법선을 축으로 한 회전으로서, 0∼355°의 범위이다. 시료는 25㎜의 길이로 절단한 복수의 선재를 유리판 상에 빈틈없이 깔도록 나열하여 붙여서 제작하였다. 나열한 후의 전폭은 20∼30㎜가 되도록 하였다. 측정된 회절 X선 강도는 극점도라 불린다. α및 β의 회전 각도를 각각 (α, β)와 같이 ()에 넣어서 표시한다. 원의 중심을 (0, 0), 3시 방향을 (90, 0)으로 한다. 극점도의 표시 방법을 도 6에 나타낸다. 이 극점도 상에서, LD//<111>의 결정 방위군에 의한 회절 강도는 도 7에서 +표로 나타낸 α와 β의 조합으로 검출된다. 또한, LD//<100>의 결정 방위군에 의한 회절 강도는 도 7에서 ×표로 나타낸 α와 β의 조합으로 검출된다. α와 β의 각도를 2축으로 한 표를 도 8에 나타낸다. LD//<111>의 결정 방위군에 의한 회절 강도의 합을 K111, LD//<100>의 결정 방위군에 의한 회절 강도의 합을 K100으로 하였다. 그리고, 이들의 비 H(=K100/K111)를 산출하였다. LD//<100>의 결정 방위군이 많고, LD//<111>의 결정 방위군이 적을수록 피크 강도비 H(K100/K111)는 커진다. 그리고, 본 발명의 알루미늄 합금재는 H가 0.17이상인 것이 필요하며, 바람직하게는 0.40이상이다. 상한은 특별히 한정되지 않지만 6이하이다.

상술한 바와 같이, 주표면에서, LD//<111>의 결정 배향은 강변형한 알루미늄 합금재의 굽힘 가공성을 저하시키고 있는 요인이 된다. 따라서, 굽힘 가공성을 향상시키는 관점에서는, 주표면의 집합 조직에서, LD//<111>의 결정 배향을 감소시킴과 동시에, LD//<100>의 결정 배향의 비율을 증가시키는 것이 바람직하다.

(4) 본 발명의 알루미늄 합금재의 특성

[인장 강도]

인장 강도는 JIS　Z2241:2011에 준거하여 측정된 값으로 한다. 자세한 측정 조건은 후술하는 실시예 란에서 설명한다.

본 발명의 알루미늄 합금재는 특히 선봉재인 경우에, 바람직하게는 인장 강도가 370MPa 이상이다. 이러한 인장 강도는 ASTM　INTERNATIONAL에 나타나 있는 도전용 알루미늄 합금 중에서 가장 강도가 높은 A6201의 인장 강도인 330MPa를 10% 이상이나 웃돈다(규격명: B398/B398M-14). 따라서, 예를 들면, 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재를 케이블에 적용한 경우에는, 케이블의 높은 장력을 유지한 채, 케이블 도체의 단면적 및 중량을 10% 저감시키는 효과가 있다. 또한, 본 발명의 바람직한 인장 강도는 430MPa 이상이다. 이러한 인장 강도는 ASTM　INTERNATIONAL에 나타나 있는 경동선에서의 인장 강도 범위의 평균치에 해당한다(규격명: B1-13). 따라서, 예를 들면, 이러한 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재는 경동선이 사용되는 용도에 적합하게 사용할 수 있으며, 경동선을 대체할 수 있는 효과가 있다. 더욱이, 본 발명의 보다 바람직한 인장 강도는 480MPa 이상이며, 이러한 인장 강도는 상술한 경동선의 최고치인 460MPa를 웃돈다. 또한, 본 발명의 더욱 바람직한 인장 강도는 540MPa 이상이며, 이러한 인장 강도는 예를 들면, 2000계나 7000계 고강도 알루미늄 합금에 필적하는 강도이며, 내식성이나 가공성이 떨어지는 이들 알루미늄 합금을 대체할 수 있다. 또한, 강계나 스테인리스강계의 각종 재료의 대체로서도 사용 가능하다. 또한, 본 발명의 특히 바람직한 인장 강도는 600MPa 이상이다. 이러한 고강도를 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는 Cu-Sn계나 Cu-Cr계 등의 희박 구리 합금의 강신선 가공재의 대체로서 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재의 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 1000MPa이다.

[비커스 경도(HV)]

비커스 경도(HV)는 JIS　Z2244:2009에 준거하여 측정된 값으로 한다. 자세한 측정 조건은 후술하는 실시예 란에서 설명한다. 또한, 이미 부품이 된 가공품의 비커스 경도(HV)를 측정할 경우에는, 가공품을 분해하고, 단면을 경면 연마하여, 그 단면에 대하여 측정을 실시할 수도 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재는 특히 선봉재인 경우에, 바람직하게는 비커스 경도(HV)가 100이상이다. 이러한 비커스 경도(HV)는 ASTM　INTERNATIONAL에 나타나 있는 도전용 알루미늄 합금 중에서 가장 강도가 높은 A6201의 비커스 경도(HV)인 90을 10% 이상이나 웃돈다(규격명: B398/B398M-14). 따라서, 예를 들면, 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재를 케이블에 적용한 경우에는, 케이블의 높은 장력을 유지한 채, 케이블 도체의 단면적 및 중량을 10% 저감시키는 효과가 있다. 또한, 본 발명의 바람직한 비커스 경도(HV)는 115이상이다. 이러한 비커스 경도(HV)는 ASTM　INTERNATIONAL에 나타나 있는 경동선의 중간적 HV에 해당한다(규격명: B1-13). 따라서, 예를 들면, 이러한 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재는 경동선이 사용되는 용도에 적합하게 사용할 수 있으며, 경동선을 대체할 수 있는 효과가 있다. 더욱이, 본 발명의 보다 바람직한 비커스 경도(HV)는 130이상이며, 이러한 비커스 경도(HV)는 상술한 경동선의 최고치인 125를 웃돈다. 또한, 본 발명의 더욱 바람직한 비커스 경도(HV)는 145이상이며, 이러한 비커스 경도(HV)는 예를 들면, 2000계나 7000계인 고강도 알루미늄 합금에 필적하는 강도로서, 내식성이나 성형성이 떨어지는 이들 알루미늄 합금을 대체할 수 있다. 또한, 강계나 스테인리스강계의 각종 재료의 대체로서도 사용 가능하다. 또한, 본 발명의 특히 바람직한 비커스 경도(HV)는 160이상이다. 이러한 고강도를 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는 Cu-Sn계나 Cu-Cr계 등의 희박 구리 합금의 강신선 가공재의 대체로서 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재의 비커스 경도(HV)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 250이다.

[가공성]

모두에 나타낸 꼬는, 뜨는, 짜는, 잇는 등의 가공성이나 성형성의 지표로서 JIS　Z　2248(2014)에 준거하여, 감기법에 의해서 가공성(굽힘 가공성)을 평가하였다. 도 9는 가공성을 평가하기 위해서 실시한 감기법을 설명하기 위한 모식도이다. 가공성은 시험편(선재)(W)의 편측을 고정구(B)로 고정시키고, 인장하면서 굽힘 축(S)에 밀착하도록 360° 감는 가공을 실시하여, 시료(W)의 표면을 관찰함으로써 평가하였다. 또한, 굽힘 축(S)의 굵기(굽힘 축경(D_B))는 선경(D_W)의 4배로 하였다.

또한, 본 발명의 알루미늄 합금재는 나재, 즉, 그 자체로 인장 강도, 비커스 경도, 가공성의 특성을 충분히 구비하고 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재는 나재로서 사용할 뿐만 아니라, 원하는 특성을 부여하기 위해서, 도금이나 클래드 등의 방법에 의해서, 다른 금속으로 알루미늄 합금재의 표면을 피복할 수 있다. 이 경우, 상기 인장 강도, 비커스 경도, 가공성의 효과와 더불어, 원하는 특성의 효과도 발휘할 수 있다. 피복하는 금속의 종류는 예를 들면, Cu, Ni, Ag, Au, Pd 및 Sn의 군으로부터 선택되는 1종 이상의 금속 또는 합금 등을 들 수 있다. 원하는 특성으로서, 접촉 저항의 저감, 내식성 향상 등의 효과가 있다. 피복하는 금속의 체적율은 25% 정도까지로 하는 것이 좋다. 이 체적율이 너무 높으면, 경량화 효과가 저감되어버리기 때문이다. 바람직하게는, 15% 이하, 보다 바람직하게는 10% 이하이다.

X선 극점도법에 의해서 결정 방위를 측정할 경우, 산으로 이들 피복 금속을 용해하여 알루미늄 합금의 표면을 노출시킨 후에, 라(裸)알루미늄 합금과 동일하게 측정한다.

금속을 피복한 후에 소성 가공을 실시할 경우, 가공에 수반되는 발열에 의해서 피복한 금속과 기재의 알루미늄 합금이 반응하여, 금속간 화합물을 형성하는 경우가 있다. 따라서, 예를 들면, 신선 가공 속도를 50m/min 이하까지 저속으로 하는 윤활재를 강제 냉각하여 피가공재를 냉각하는 능력을 높이는 등의 방법이 필요시된다.

(5) 본 발명의 알루미늄 합금재의 용도

본 발명의 알루미늄 합금재는 철계 재료, 구리계 재료 및 알루미늄계 재료가 사용되고 있는 모든 용도가 대상이 될 수 있다. 구체적으로는, 전선이나 케이블 등의 도전 부재, 집전체용 메쉬나 그물 등의 전지용 부재, 나사나 볼트, 리벳 등의 체결 부품, 코일 스프링 등의 스프링용 부품, 커넥터나 단자 등의 전기 접점용 스프링 부재, 샤프트나 프레임 등의 구조용 부품, 가이드 와이어, 반도체용 본딩 와이어, 발전기나 모터에 사용되는 권선 등으로서 적합하게 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재는 내열성도 우수하기 때문에, 특히 내열성이 요구되는 용도에 대하여 더욱 적합하다.

도전 부재의 보다 구체적인 용도예로서는, 가공 송전선, OPGW, 지중 전선, 해저 케이블 등의 전력용 전선, 전화용 케이블이나 동축 케이블 등의 통신용 전선, 유선 드론용 케이블, 캡타이어 케이블, EV/HEV용 충전 케이블, 해상 풍력 발전용 트위스팅 케이블, 엘리베이터 케이블, 엄빌리컬 케이블, 로봇 케이블, 전철용 가선, 트롤리선 등의 기기용 전선, 자동차용 와이어하네스, 선박용 전선, 비행기용 전선 등의 수송용 전선, 버스 바, 리드 프레임, 플렉시블 플랫 케이블, 피뢰침, 안테나, 커넥터, 단자, 케이블의 편조, 청소기용 케이블, 웨어버블 디바이스용 도체 등을 들 수 있다.

전지용 부재로는 태양전지의 전극 등을 들 수 있다.

체결 부품(부재)의 보다 구체적인 용도예로서는, 멈춤 나사, 스테이플, 압정 등을 들 수 있다.

스프링용 부품(부재)의 보다 구체적인 용도예로서는, 스프링 전극, 단자, 커넥터, 반도체 프로브용 스프링, 판 스프링, 태엽용 스프링 등을 들 수 있다.

구조용 부품(부재)의 보다 구체적인 용도예로서는, 건축 현장의 발판, 컨베이어 메쉬 벨트, 의료용 금속 섬유, 쇠사슬 홑옷(갑옷 속에 받쳐 입는 작은 미늘로 엮어 만든 속옷), 펜스, 제충 넷, 지퍼, 파스너, 클립, 알루미늄 울, 브레이크 와이어나 스포크 등의 자전거용 부품, 강화 유리의 보강선, 파이프 실링, 메탈 패킹, 케이블의 보호 강화재, 팬 벨트의 심금(芯金), 액추에이터 구동용 와이어, 체인, 행거, 방음용 메쉬, 선반용 판, 수소 탱크 등의 고압 탱크의 강도 보강선, 케이블의 텐션 멤버, 스크린 인쇄용 메쉬 등을 들 수 있다.

또한, 수지계 재료, 플라스틱 재료, 천 등에 도전성을 갖게 하거나, 강도나 탄성률을 제어하거나 하기 위해서 첨가하는 금속 섬유로서도 적합하다.

또한, 안경 프레임, 시계용 벨트, 만년필의 펜촉, 포크, 헬멧, 주사바늘 등의 민생 부재나 의료 부재에도 적합하다.

어느 용도에 대해서도, 본 발명에 의한 알루미늄 합금재를 다른 재료와 적절히 조합하여 복합화하거나 혹은 혼합하거나 하여 사용할 수 있다.

이상, 본 발명의 실시형태에 대해서 설명하였지만, 본 발명은 상기 실시형태에 한정되는 것이 아니라, 본 발명의 개념 및 특허청구의 범위에 포함되는 모든 양태를 포함하며, 본 발명의 범위 내에서 각종 개변할 수 있다.

[실시예]

다음으로, 본 발명의 효과를 더욱 명확하게 하기 위해서, 본 발명예 및 비교예에 대해서 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(본 발명예 1∼29)

우선, 표 1에 나타내는 합금 조성을 갖는 10㎜φ의 각 봉재를 준비하였다. 다음으로, 각 봉재를 사용하여 표 1에 나타내는 제조 조건에서, 각각의 알루미늄 합금 선재(0.07∼2.0㎜φ)를 제작하였다.

또한, 표 1에 나타내는 제조 조건 A∼H는 구체적으로는 이하와 같다.

<제조 조건 A>

다이스에 들어가기 전의 재료 온도가 60∼80℃가 되도록 예비 가열[1]하고, 다이스 반각이 10°, 1패스당 가공율이 9%인 조건에서 다이스 빼기 신선에 의한 가공[2]을 실시하였다. 가공[2]의 합계 가공도는 4.5로 하였다. 또한, 조질 소둔[3]은 실시하지 않았다.

<제조 조건 B>

가공[2]의 합계 가공도를 5.5로 하는 것 이외에는 제조 조건 A와 동일한 조건에서 실시하였다.

<제조 조건 C>

가공[2]의 합계 가공도를 7.7로 하는 것 이외에는 제조 조건 A와 동일한 조건에서 실시하였다.

<제조 조건 D>

가공[2]의 합계 가공도를 9.9로 하는 것 이외에는 제조 조건 A와 동일한 조건에서 실시하였다.

<제조 조건 E>

제조 조건 A 이후, 처리 온도 100℃, 유지 시간 36시간의 조건에서 조질 소둔[3]을 실시하였다.

<제조 조건 F>

제조 조건 C 이후, 처리 온도 100℃, 유지 시간 36시간의 조건에서 조질 소둔[3]을 실시하였다.

<제조 조건 G>

제조 조건 D 이후, 처리 온도 100℃, 유지 시간 36시간의 조건에서 조질 소둔[3]을 실시하였다.

(비교예 1)

비교예 1에서는, 99.99질량%-Al으로 이루어지는 10㎜φ의 봉재를 사용하여, 표 1에 나타내는 제조 조건에서 알루미늄 선재(0.24㎜φ)를 제작하였다.

(비교예 2∼4)

비교예 2∼4에서는, 표 1에 나타내는 합금 조성을 갖는 10㎜φ의 각 봉재를 사용하여, 표 1에 나타내는 제조 조건에서 각각의 알루미늄 합금 선재(0.07∼2.0㎜φ)를 제작하였다.

또한, 표 1에 나타내는 제조 조건 H∼J는 구체적으로는 이하와 같다.

<제조 조건 H>

다이스에 들어가기 전의 재료 온도는 실온인 채, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건에서 다이스 빼기 신선에 의한 가공[2]을 실시하였다. 가공[2]의 합계 가공도는 7.7로 하였다. 또한, 조질 소둔[3]은 실시하지 않았다.

<제조 조건 I>

다이스에 들어가기 전의 재료 온도가 60∼80℃기 되도록 예비 가열[1]하여, 다이스 반각이 10°, 1패스당 가공율이 9%인 조건에서 다이스 빼기 신선에 의한 가공[2]을 실시하였다. 가공[2]의 합계 가공도는 2.8로 하였다. 또한, 조질 소둔[3]은 실시하지 않았다.

(비교예 5∼7)

<제조 조건 J>

표 1에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 다이스에 들어가기 전의 재료 온도는 실온인 채, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건에서 다이스 빼기 신선에 의한 가공[2]을 실시하였지만, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 8): 표 1의 제조 조건 K

표 1에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 처리 온도 180℃, 유지 시간 10시간의 시효 석출 열처리[0]를 실시하고, 그 후, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건에서 다이스 빼기 신선을 실시하였지만, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 9): 표 1의 제조 조건 L

전기용 Al 지금을 용해하고, 여기에 Mg 단체, Al-25질량% Si 모합금, Al-6질량% Fe 합금, Al-50질량% Cu 모합금, Al-10질량% Cr 모합금을 첨가하여 용해하고, Al-1.03Mg-0.90Si-0.20Fe-0.16Cu-0.15Cr의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하여, 벨트 앤드 휠형 연속 주조 압연기에 의해서 연속적으로 주조 압연하여, 9.5㎜φ의 황인선을 얻었다. 얻어진 황인선을 520℃의 용체화수 담금질, 200℃에서 4시간 유지하는 인공 시효 처리, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건에서 가공율 86.4%(가공도 2.0)인 신선 가공, 140℃에서 4시간의 뜨임을 실시하여, 알루미늄 합금 선재(3.5㎜φ)를 얻었다.

(비교예 10): 표 1의 제조 조건 M

순도 99.8%인 전기용 알루미늄을 사용하여, 여기에 Al-6질량% Fe 모합금, Al-50질량% Cu 모합금, Al-20질량% Si 모합금, Mg 단체의 각 재료를 첨가하여, Al-0.90질량%Mg-0.80질량%Si-0.20질량%Fe-1.30질량%Cu의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하여, 벨트 앤드 휠형 연속 주조 압연에 의해서 황인선(18㎜φ)을 얻었다. 얻어진 황인선에 가공율 47%(가공도 0.63)인 제1 신선 가공을 실시하고, 9.5㎜φ로 하여, 520℃에서 2시간 용체화 처리를 실시한 후, 물담금질하였다. 이 선을 200℃에서 4시간 시효 처리하고, 추가로 가공율 86%(가공도 2.0)인 제2 신선 가공, 140℃에서 4시간의 열처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재(3.5㎜φ)를 얻었다. 신선에서는, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건으로 하였다.

(비교예 11): 표 1의 제조 조건 N

Al-0.70질량%Mg-0.69질량%Si-1.01질량%Fe-0.35질량%Cu의 합금 조성을 갖는 용탕을 프로퍼지식 연속 주조 압연기에 의해서 10㎜φ의 봉재로 하였다. 얻어진 봉재를 껍질 벗긴 후에 9.5㎜φ로 하여, 가공도 2.6인 제1 신선 가공을 실시하고, 그 후, 300∼450℃에서 0.5∼4시간의 1차 열처리를 실시하고, 추가로 가공도 3.6인 제2 신선 가공을 실시하고, 그 후, 연속 통전 열처리로써 555℃에서 0.15초의 2차 열처리를 실시하고, 추가로, 175℃에서 15시간의 시효 열처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재(0.43㎜φ)를 얻었다. 신선에서는, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건으로 하였다.

(비교예 12): 표 1의 제조 조건 O

그라파이트 도가니 내에 순도가 99.95질량%인 알루미늄, 순도가 99.95질량%인 마그네슘, 순도가 99.99질량%인 규소, 순도가 99.95질량%인 철을 각각 소정량 투입하고, 고주파 유도 가열에 의해서 720℃에서 교반 용해하여, Al-0.6질량%Mg-0.3질량%Si-0.05질량%Fe의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하고, 이것을 그라파이트 다이스가 마련된 용기로 옮겨서, 수냉한 그라파이트 다이스를 통해 약 300㎜/분의 주조 속도로 10㎜φ, 길이가 100㎜인 와이어를 연속 주조하였다. 그리고, ECAP법에 의해서 4.0의 누적 상당 왜곡을 도입하였다. 이 단계의 재결정화 온도는 300℃로 구해졌다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 250℃에서 2시간의 사전 가열을 실시하였다. 다음으로, 가공율 29%(가공도 0.34)인 제1 신선 처리를 실시하였다. 이 단계의 재결정 온도는 300℃로 구해졌다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 260℃에서 2시간의 1차 열처리를 실시하였다. 그 후, 수냉한 신선 다이스 내를 500㎜/분의 인발 속도로 통과시켜서, 가공도 9.3인 제2 신선 처리를 실시하였다. 이 단계의 재결정화 온도는 280℃로 구해졌다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 220℃에서 1시간의 2차 열처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재(0.08㎜φ)를 얻었다. 신선에서는, 다이스 반각이 5°, 1패스당 가공율이 16%인 조건으로 하였다.

(비교예 13): 표 1의 제조 조건 P

Si, Fe, Cu, Mg, Ti 및 Al을 표 1의 조성으로 용해하고, 연속 주조기에서 주조하고, 선경 25㎜의 캐스트바를 제작하고, 캐스트 바를 열간 압연하여 선경 9.5㎜인 알루미늄 합금선을 제작하고, 550℃에서 3시간 용체화 처리를 실시하여 냉각하였다. 이 알루미늄 합금선을 신직화, 세정, 전해 탈지하여, 스테인리스제 브러쉬로 연마하였다. 두께 0.4㎜의 산소량 10ppm인 무산소구리 테이프를 세로로 붙여서, 알루미늄 합금선을 덮도록 구리 테이프를 알루미늄 합금선 상에 관 모양으로 성형하여, 구리 테이프의 맞대기부를 TIG 방식으로 연속적으로 용접하였다. 그리고, 감면율 15∼30%인 다이스를 이용하여 신선기에 의해서 냉간 신선 가공을 실시하여, 선경 0.2㎜의 구리 피복 알루미늄 합금선을 형성하였다.

[평가]

상기 실시예 및 비교예와 관련되는 알루미늄계 선재를 사용하여, 하기에 나타내는 특성 평가를 실시하였다. 각 특성의 평가 조건은 하기와 같다. 결과를 표 1에 나타낸다.

[1] 합금 조성

JIS　H1305:2005에 준하여 발광 분광 분석법에 따라 실시하였다. 또한, 측정은 발광 분광 분석 장치(주식회사 히타치 하이테크 사이언스제)를 이용하여 실시하였다.

[2] 조직 관찰

금속 조직의 관찰은 투과 전자현미경(JEM-2100PLUS, 일본전자 주식회사제)을 사용하여 TEM(Transmission　Electron　Microscopy) 관찰에 의해서 실시하였다. 가속 전압은 200kV에서 관찰하였다.

관찰용 시료는 상기 선재의 장변 방향(신선 방향(X))으로 평행인 단면에서, FIB(Focused　Ion　Beam)에 의해서 두께 100㎚±20㎚로 절단하여, 이온 밀링으로 완성한 것을 사용하였다.

TEM 관찰에서는, 그레이 콘트라스트를 이용하여 콘트라스트의 차이를 결정 방위로 하여, 콘트라스트가 불연속으로 다른 경계를 결정립계로서 인식하였다. 또한, 전자선의 회절 조건에 따라서는, 결정 방위가 달라도 그레이 콘트라스트에 차이가 없는 경우가 있기 때문에, 그 경우에는, 전자현미경의 시료 스테이지 내에서 직교하는 2개의 시료 회전 축에 의해서 ±3°씩 기울여 전자선과 시료의 각도를 바꾸어서, 복수의 회절 조건에서 관찰면을 촬영하여, 입계를 인식하였다. 또한, 관찰 시야는 (15∼40)㎛×(15∼40)㎛로 하고, 상기 단면에서, 선경 방향(장변 방향으로 수직인 방향)과 대응하는 선 상의 중심과 표층의 중간 부근 위치(표층 측으로부터 선경의 약 1/4 중심 측 위치)에서 관찰을 실시하였다. 관찰 시야는 결정립의 크기에 따라서 적절히 조정하였다.

그리고, TEM 관찰을 실시하였을 때에 촬영한 화상으로부터, 선재의 장변 방향(신선 방향(X))으로 평행인 단면에서, 섬유형 금속 조직의 유무를 판단하였다. 도 10은 TEM 관찰을 실시하였을 때에 촬영한, 본 발명예 2의 선재의 장변 방향(신선 방향(X))과 평행인 단면의 TEM 화상의 일부이다. 본 실시예에서는, 도 10에 나타내는 바와 같은 금속 조직이 관찰된 경우, 섬유형 금속 조직이 「유」라고 평가하였다.

더욱이, 각각의 관찰 시야에서, 결정립 중 임의의 100개를 선택하여, 각각의 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수와, 결정립의 장변 방향으로 평행인 치수를 측정하여, 그 결정립의 종횡비를 산출하였다. 더욱이, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수와 종횡비에 대해서는, 관찰한 결정립의 총수로부터 평균치를 산출하였다. 또한, 관찰된 결정립이 400㎚보다 분명하게 큰 경우에는, 각 치수를 측정하는 결정립의 선택수를 줄여서, 각각의 평균치를 산출하였다. 또한, 결정립의 장변 방향으로 평행인 치수가 분명하게 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 10배 이상인 것에 대해서는, 일률적으로 종횡비 10이상으로 판단하였다.

[3] 결정 방위 분포(X선 극점도)의 측정

도 5에 나타내는 바와 같이, 선재를 유리판 상에 빈틈없이 깔고, X선 측정용 샘플로 하였다. 그리고, 2θ=44.72°인 조건에서 (200)X선 극점도를 측정하였다. LD//<111>의 결정 방위군에 의한 회절 강도의 합을 K111, LD//<100>의 결정 방위군에 의한 회절 강도의 합을 K100으로 하였다. 그리고, 그들의 비 H(=K100/K111)를 산출하였다.

[4] 인장 강도

JIS　Z2241:2001에 준하여 정밀 만능 시험기(주식회사 시마즈 제작소제)를 이용하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도(MPa)를 측정하였다. 또한, 상기 시험은 평점간 거리를 100㎜, 변형 속도를 10㎜/분의 조건에서 실시하였다. 본 실시예에서는, 가열 전의 선재에 대해서는, 370MPa 이상을 합격 레벨로 하였다.

[5] 비커스 경도(HV)

JIS　Z　2244:2009에 준하여 미소 경도 시험기　HM-125(주식회사 아카시(현주식회사 미츠토요)제)를 이용하여 비커스 경도(HV)를 측정하였다. 이 때, 시험력은 0.1kgf, 유지 시간은 15초로 하였다. 또한, 측정 위치는 선재의 장변 방향으로 평행인 단면에서, 선경 방향(장변 방향으로 수직인 방향)과 대응하는 선 상의 중심과 표층의 중간 부근 위치(표층 측으로부터 선경의 약 1/4 중심 측 위치)로 하여, 측정치(N=5)의 평균치를 각 선재의 비커스 경도(HV)로 하였다. 또한, 측정치의 최대치 및 최소치의 차이가 10이상인 경우에는, 측정수를 더욱 늘려서, 측정치(N=10)의 평균치를 그 선재의 비커스 경도(HV)로 하였다. 비커스 경도(HV)는 클수록 바람직하며, 본 실시예에서는, 100이상을 합격 레벨로 하였다.

[6] 가공성(굽힘 성형성)

가공성은 JIS　Z　2248(2014)에 준하여 감기법에 의해서 평가하였다. 도 9에 나타내는 바와 같이, 시험편(선재)의 측편을 고정시켜서, 인장하면서 굽힘 축으로 밀착하도록 360° 감는 가공을 실시하여, 시료 표면을 관찰하였다. 굽힘 축의 굵기(굽힘 축경)는 시험편(선재) 선경의 4배로 하였다. 표 2에 가공성의 평가 결과를 나타낸다. 또한, 표 2 중, 표면 균열(크랙)이나 단선이 발생되어버린 경우에는 가공성이 양호하지 않다고 판단하여 「×」표로 나타내고, 또, 표면 균열이나 단선 등이 발생하지 않고 감긴 경우, 가공성이 양호하다고 판단하여 「○」표로 나타내고, 더욱이, 시험편(선재)의 선경의 3배가 되는 굵기(굽힘 축경)를 갖는 가는 굽힘 축을 이용하여 감는 가공을 실시하여, 보다 큰 굽힘 왜곡을 준 경우라도, 표면 균열이나 단선이 발생하지 않는 경우, 특히 가공성이 우수하다고 판단하여 「◎」표로 나타냈다.

[표 1]

[표 2]

표 2의 평가 결과로부터, 본 발명예 1∼29의 알루미늄 합금 선재는 합금 조성이 본 발명의 적정 범위 내이며, 결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며, K100과 K111의 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것이 확인되었다. 도 10은 본 발명예 2와 관련되는 알루미늄 합금 선재의 신선 방향으로 평행인 단면의 TEM 화상이다. 또한, 본 발명예 1 및 3∼29와 관련되는 알루미늄 합금 선재의 장변 방향으로 평행인 단면에 대해서도, 도 10과 동일한 금속 조직이 확인되었다.

이러한 특유의 금속 조직을 가짐과 동시에, 주표면에 특유의 집합 조직을 갖는 본 발명예 1∼29와 관련되는 알루미늄 합금 선재는 모두 인장 강도가 370MPa 이상, 비커스 경도(HV)가 100이상이며, 또한, 가공성도 양호 이상이었다.

이에 대하여, 비교예 1의 순알루미늄 선재는 조성이 본 발명의 적정 범위 밖이며, 또, 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수(t)의 평균치가 400㎚보다 크며, 또한, K100과 K111의 비(H)도 0.17미만이기 때문에, 인장 강도, 비커스 경도, 가공성 모두가 합격 레벨을 밑돌았다.

비교예 2의 알루미늄 합금 선재는 Mg과 Si의 함유량이 본 발명의 적정 범위보다 적기 때문에, 결정이 미세화하지 않고, 상기 치수(t)의 평균치가 400㎚보다 크며, 또한, K100과 K111의 비(H)도 0.17미만이기 때문에, 인장 강도, 비커스 경도, 가공성 모두가 합격 레벨을 밑돌았다.

비교예 3의 알루미늄 합금 선재는 합금 조성이 본 발명의 적정 범위 내이지만, 제조 조건(다이스 반각(α)의 조건)이 본 발명의 범위 밖이며, 상기 비(H)가 0.17미만이기 때문에, 가공성이 떨어졌다.

비교예 4의 알루미늄 합금 선재는 합금 조성이 본 발명의 적정 범위 내이지만, 제조 조건(가공[2]에서의 합계 가공도의 조건)이 본 발명의 범위 밖이고, 상기 치수(t)의 평균치가 400㎚보다 크며, 또한, 상기 비(H)가 0.17미만이기 때문에, 인장 강도, 비커스 경도, 가공성 모두가 합격 레벨을 밑돌았다.

비교예 5의 알루미늄 합금 선재는 Mg과 Si의 함유량이 본 발명의 적정 범위보다 많고, 비교예 6의 알루미늄 합금 선재는 Fe 함유량이 본 발명의 적정 범위보다 많고, 비교예 7의 알루미늄 합금 선재는 Cu 및 Zr의 합계 함유량이 본 발명의 적정 범위보다 많기 때문에, 모두 단선이 다발하여, 신선 가공에 의해서 시험편을 제작할 수 없었다.

비교예 8의 알루미늄 합금 선재는 신선 가공 전에 시효 석출 열처리를 실시하였기 때문에, 단선이 다발하여, 신선 가공에 의해서 시험편을 제작할 수 없었다.

비교예 9∼13은 합금 조성이 본 발명의 적정 범위 내이지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 밖이고, 모두 상기 치수(t)의 평균치 및 상기 비(H) 중 적어도 한쪽이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 인장 강도, 비커스 경도 및 가공성의 적어도 하나가 합격 레벨을 밑돌았다.

도 11은 본 발명예 2로부터 얻어진 (200)X선 극점도이며, 또한, 도 12는 비교예 2로부터 얻어진 (200)X선 극점도이다. 도 11 및 도 12의 결과로부터, 본 발명예 2는 LD//<100>의 결정 방위군이 발달하고 있고, LD//<111>의 결정 방위군도 보였다. 한편, 비교예 2는 LD//<111>의 결정 방위군만이 강하게 집적되어 있는 것을 알 수 있다.

1:　알루미늄 합금재
10:　결정립
20:　다이스
T:　결정립의 장변 방향으로 수직인 치수
X:　결정립의 장변 방향
W:　알루미늄 합금(선) 재
M:　측정 시료
I: X선 발생 장치
C:　검출기
ND:　시료면의 법선 방향
B:　고정구
S: 굽힘 축
D_B: 굽힘 축경
D_W:　선경
α:　다이스 반각

Claims

Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량% 및 Fe: 0.01∼1.50질량%를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서,
결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고,
상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며,
상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금재.
Mg: 0.2∼1.8질량%, Si: 0.2∼2.0질량%, Fe: 0.01∼1.50질량%, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti 및 B의 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계 2.00질량% 이하를 함유하고, 잔부: Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서,
결정립이 일방향으로 가지런히 연재한 섬유형 금속 조직을 갖고,
상기 일방향으로 평행인 단면에서, 상기 결정립의 장변 방향으로 수직인 치수의 평균치가 400㎚ 이하이며,
상기 알루미늄 합금재의 주표면은 X선 극점도법에 의해서 구해진 상기 장변 방향으로 <100>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K100, 장변 방향으로 <111>이 배향한 결정에서 기인하는 회절 강도의 합을 K111, K100과 K111의 비(K100/K111)를 H라 할 때, 상기 비(H)가 0.17이상이 되는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금재.
제1항 또는 제2항에 있어서,
비커스 경도(HV)가 100∼250인 알루미늄 합금재.
제1항, 제2항 또는 제3항에 있어서,
Cu, Ni, Ag, Au, Pd 및 Sn의 군으로부터 선택되는 1종 이상의 금속 또는 합금으로 표면이 피복되어 있는 알루미늄 합금재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 도전 부재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 전지용 부재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 체결 부품.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 스프링용 부품.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 구조용 부품.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 캡타이어 케이블.