WO2022235053A1 - 3d 프린팅용 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조방법 - Google Patents

3d 프린팅용 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention is Al-Mg-Zr-Si for 3D printing consisting of magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder aluminum (Al) in wt% It relates to a high-strength aluminum alloy and a method for manufacturing the same.
  • Metal 3D printing (3 dimensional printing) is a processing method based on additive manufacturing, and it is possible to easily manufacture products with complex shapes that cannot be realized with conventional manufacturing technology using a computer aided design (CAD) model. possible processing technology.
  • CAD computer aided design
  • Metal 3D printing has the advantage of reducing the time required for product development compared to the traditional processing techniques such as casting, forging, welding, and extruding.
  • Korean Patent No. 10-1754523 and Korean Patent No. 10-1145124 disclose a method of manufacturing a metal product by applying metal 3D printing technology, and many such as the Korean Laser Processing Society Journal The related technology is presented in the paper of
  • the present invention is composed of magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder aluminum (Al) in weight % to solve the above problems.
  • An object of the present invention is to provide an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing that has secured strength and productivity.
  • the X reacts with the aluminum (Al) to form an Al-X intermetallic compound
  • Y relates to an Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy for 3D printing, characterized in that it reacts with the magnesium (Mg) to form an Mg-Y intermetallic compound.
  • X is any one element selected from zirconium (Zr), titanium (Ti), scandium (Cs), hafnium (Hf), and yttrium (Y), and Y is silicon (Si) It may be any one element selected from tin (Sn), zinc (Zn), and germanium (Ge).
  • magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder of aluminum (Al) and unavoidable impurities It is possible to provide an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing, characterized in that the weight % of magnesium (Mg) and the silicon (Si) satisfies the following relation 1.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing may contain 5 to 10 wt% of the magnesium (Mg).
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing may further include 0.01 to 0.2 wt% of the calcium (Ca).
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing may be provided in the form of powder or wire.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy product manufactured by 3D printing, the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy is , magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder consisting of aluminum (Al) and unavoidable impurities, the magnesium (Mg) and the silicon (Si) It relates to an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy product manufactured by 3D printing, characterized in that the weight% satisfies the following relation 1.
  • the yield strength of the high-strength aluminum alloy product may be 400 to 500 MPa.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy may include 5 to 10 wt% of the magnesium (Mg).
  • the elongation of the high-strength aluminum alloy product may be 7% or more.
  • the present invention is (a) in weight %, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder aluminum ( Al) and unavoidable impurities, the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) preparing an Al-Mg-Zr-Si-based aluminum alloy powder or aluminum alloy wire satisfying the following relation 1; and (b) manufacturing a product by 3D printing the Al-Mg-Zr-Si-based aluminum alloy powder. It relates to a manufacturing method of
  • the Al-Mg-Zr-Si-based aluminum alloy powder or aluminum alloy wire may include 5 to 10 wt% of the magnesium (Mg).
  • the Al-Mg-Zr-Si-based aluminum alloy powder or aluminum alloy wire may further include 0.01 to 0.2 wt% of calcium (Ca).
  • the composition of the aluminum alloy is in wt%, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and by limiting the remainder to aluminum (Al) and unavoidable impurities, it is possible to provide an aluminum alloy product for 3D printing having a yield strength of 400 MPa or more.
  • FIG. 1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing according to an embodiment of the present invention.
  • 2 is a graph for explaining the correlation between the beam speed and the maximum tensile strength according to the silicon content when the laser power is fixed at 170 W;
  • One embodiment of the present invention relates to an Al-Mg-based high-strength aluminum alloy for 3D printing, more preferably an Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy containing two or more elements in an Al-Mg-based aluminum alloy. .
  • X and Y refer to elements included in the Al-Mg-based aluminum alloy.
  • X is an element forming an intermetallic compound with aluminum (Al) in the Al-Mg-based aluminum alloy
  • Y is magnesium (Mg) and a metal in the Al-Mg-based aluminum alloy. It means an element that forms a liver compound.
  • the Al-Mg-XY-based aluminum alloy may control mechanical properties by designing a composition of X or Y within an appropriate range.
  • a composition of X in the Al-Mg-XY-based aluminum alloy is increased, hot cracking, which is a general phenomenon of Al-Mg for 3D printing, can be prevented and strength can be improved.
  • the X may exist in a supersaturated state in the Al-Mg-XY-based aluminum alloy through melting generated by absorbing laser energy and a rapid cooling process (10 6 C o /sec).
  • X may be precipitated therein during the heat treatment process to greatly improve the strength of the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy.
  • some X may be unsaturated and exist in the form of segregation. This greatly reduces the elongation of the aluminum alloy and may increase brittleness.
  • the Y has a characteristic of reacting with magnesium (Mg) without reacting with aluminum (Al) in the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy.
  • Y can improve the quality of 3D printing products by forming an intermetallic compound with the magnesium (Mg) to prevent hot cracking during molding at high speed, and the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy strength can be improved.
  • Y is also precipitated inside the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy to greatly improve strength.
  • Y is also included in the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy, elongation is greatly reduced and brittleness can be increased.
  • the X may react with the aluminum (Al) to form an Al-X intermetallic compound
  • the Y may react with the magnesium (Mg) to form an Mg-Y intermetallic compound.
  • the fraction of the Al-X intermetallic compound and the Mg-Y intermetallic compound in the Al-Mg-X-Y-based aluminum alloy and the microstructure of the alloy are determined by 3D printing process conditions (eg, laser power, beam speed, laser beam It can change depending on the diameter, laser beam scan pattern, build plate temperature during 3D printing process, and heat treatment conditions after 3D printing output).
  • X is any one element selected from zirconium (Zr), titanium (Ti), scandium (Sc), hafnium (Hf), and yttrium (Y), and Y is silicon (Si) tin ( Sn), zinc (Zn), and any one element selected from germanium (Ge), but is not limited thereto, as a predetermined component capable of reacting with the aluminum (Al) or the magnesium (Mg). It is obvious that it can be transformed.
  • the X element is zirconium (Zr) and the Y element is silicon (Si) as an example.
  • the present invention adds silicon (Si) and zirconium (Zr) to an Al-Mg-based aluminum alloy, and the composition of the alloy is in weight %, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium ( Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder consisting of aluminum (Al) and unavoidable impurities, finally 3D printing that can produce a product of an aluminum alloy manufactured by 3D printing having a yield strength (YS) of 400 MPa or more It is possible to provide an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for use and a method for manufacturing the same.
  • YS yield strength
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing further contains 0.01 to 0.2 wt % of calcium (Ca), and magnesium (Mg) in the manufacturing process of the alloy. It is possible to improve productivity by inhibiting oxidation and vaporization of
  • oxidation of magnesium (Mg) proceeds during the manufacturing process, and a large amount of oxides such as MgO, Al 2 O 3 , Al 2 MgO 4 are formed, and this may cause various defects in the metal. .
  • 0.01 to 0.2 wt% of calcium (Ca) may be added to an Al-Mg-based aluminum alloy, more preferably an Al-Mg-Zr-Si aluminum alloy.
  • the calcium (Ca) may react with magnesium (Mg) included in the aluminum alloy to form a (Mg,Ca)O 2 film. Through this, oxidation of the magnesium (Mg) can be prevented.
  • the ignition temperature of magnesium (Mg) may be increased by including the calcium (Ca).
  • composition range of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
  • the unit is % by weight.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing is, by weight %, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder of aluminum (Al) and unavoidable impurities.
  • Magnesium (Mg) is included in an amount of 2 to 13% by weight.
  • the magnesium (Mg) may serve to determine the strength of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy. Specifically, the magnesium (Mg) may implement a precipitation strengthening effect by precipitating the silicon (Si) and Mg 2 Si phases in the alloy. For this reason, in order to secure the strength of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy, the magnesium (Mg) is preferably included in 2 wt% or more. If the magnesium (Mg) is included in less than 2% by weight, it is difficult to secure sufficient strength.
  • the magnesium (Mg) exceeds 13% by weight, excessive fume is generated in the 3D printing process, making it difficult to output or manufacture a good product. This is because a fume generated by vaporizing some of the magnesium (Mg) may scatter the laser beam. For this reason, the content of magnesium (Mg) may be 2 to 13% by weight, more preferably 5 to 10% by weight, even more preferably 5 to 7% by weight.
  • Silicon (Si) is included in an amount of 1 to 5 wt%.
  • the silicon (Si) may react with the magnesium (Mg) to precipitate a Mg 2 Si phase having a high hardness. This induces precipitation strengthening in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy to significantly improve strength. If the silicon (Si) is contained in an amount of less than 1% by weight, the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy is hot cracking when formed at high speed during the 3D printing process, resulting in the quality of the 3D printing output product. This can be reduced.
  • the silicon (Si) in order to secure sufficient strength of the aluminum alloy, may be included in an amount of 1 wt% or more.
  • the silicon content exceeds 5% by weight, there is a disadvantage in that the elongation is reduced because the fraction of the Mg 2 Si phase is too large.
  • the silicon (Si) and the magnesium (Mg) may satisfy Relational Equation 1 below.
  • the weight % ratio of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy is less than 1.5, the amount of the magnesium (Mg) is insufficient compared to the silicon (Si).
  • the degree of precipitation of the Mg 2 Si phase may be reduced, and the improvement in strength may be insignificant due to its influence.
  • a reduction in the ratio of silicon weight during 3D printing increases the energy required for 3D printing, which can have a significant impact on productivity. The effect of reducing productivity due to the silicon (Si) will be described in more detail with reference to FIG. 2 to be described later.
  • the weight % ratio of magnesium (Mg) and silicon (Si) in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy is 8.5 or more, the silicon (Si) is relatively reduced, so that the Mg 2 Si phase is sufficiently precipitated. may not be For this reason, the ratio of the magnesium (Mg) to the silicon (Si) in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy may be 1.5 to 8.5, and more preferably 1.5 to 7.0.
  • Zirconium (Zr) is included in 0.5 to 1.5% by weight.
  • the zirconium (Zr) contributes to grain refinement in a typical aluminum (Al) alloy, thereby suppressing hot cracking during 3D printing of an Al-Mg-based aluminum alloy.
  • the zirconium (Zr) may react with the aluminum (Al) to form an Al 3 Zr phase. That is, the zirconium (Zr) can improve the elongation force through grain refinement in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy, and at the same time, the strength can be enhanced by precipitating the Al 3 Zr phase.
  • the zirconium (Zr) is preferably added in an amount of 0.5 wt% or more.
  • the zirconium (Zr) is preferably contained in an amount of 0.5 to 1.5 wt%.
  • Calcium (Ca) is included in 0.2 wt% or less.
  • the calcium (Ca) may prevent the magnesium (Mg) from being oxidized and may suppress the generation of fume by increasing the ignition temperature of the magnesium (Mg) of the magnesium.
  • the calcium (Ca) may be selectively included according to the content of the magnesium (Mg) in the alloy. For example, if magnesium (Mg) in the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy is 5% by weight or less, the magnesium (Mg) is oxidized and has little effect on the aluminum alloy, so that calcium (Ca) is not included. it may not be
  • the calcium (Ca) may be included variably depending on the magnesium (Mg), and more preferably the weight ratio of the magnesium (Mg) to the calcium (Ca) is 1: 0.8 to 1: 1.2. have.
  • the magnesium (Mg) contains relatively less calcium (Ca) than the magnesium (Mg), and the productivity is increased due to the oxidation and vaporization of the magnesium (Mg). may be reduced, and when the weight ratio of the magnesium (Mg) to the calcium (Ca) exceeds 1:1.2, the calcium (Ca) acts as an impurity of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy, so that the The strength of the aluminum alloy may be reduced.
  • the weight ratio of the magnesium (Mg) to the calcium (Ca) is preferably 1:0.8 to 1:1.2.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy may have a shape such as a piece, a powder, or a wire, but is not limited thereto.
  • composition of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing according to an embodiment of the present invention has been described above.
  • a method of manufacturing an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing according to an embodiment of the present invention will be described.
  • FIG. 1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing according to an embodiment of the present invention.
  • a method of manufacturing an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing is (a) in weight %, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) Al-Mg consisting of 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder of aluminum (Al) and unavoidable impurities, wherein the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) satisfies the following relation (1) - Preparing a Zr-Si-based aluminum alloy powder or aluminum alloy wire and (b) 3D printing the Al-Mg-Zr-Si-based aluminum alloy powder to manufacture a product.
  • the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) may satisfy Relation 1 below.
  • an aluminum alloy powder of the above-described composition may be prepared by using a method such as gas atomizing or extrusion after drawing.
  • a molten metal may be prepared by dissolving a mixture of a mother metal or a mother alloy having the above-described composition, and an aluminum alloy ingot may be manufactured from the molten metal.
  • an induction melting furnace or an electric resistance furnace in a vacuum or atmosphere may be used for the melting.
  • the powder of the aluminum alloy may be prepared by using a method such as gas atomizing or extrusion after drawing.
  • the process of dissolving and preparing the powder uses a known method, so the specific manufacturing process will be omitted.
  • a desired product may be manufactured by 3D printing the powder of the aluminum alloy produced in step (a).
  • 3D printing may refer to a powder bed fusion (PBF) method in which metal powder is melted and sintered using a laser.
  • PPF powder bed fusion
  • the powder sintering method (PBF) refers to a method of manufacturing a product by laminating the powder of the aluminum alloy produced in the above step, and irradiating an energy laser beam to the laminated powder to melt-bond the powder of the aluminum alloy .
  • the step (b) uses a powder sintering method (Powder Bed Fusion; PBF), but the spacing between lines (hatch spacing) is 50 to 1,000 ⁇ m, and the thickness according to the laser type, output, or direct operation of the laser beam. may be provided by stacking in a thickness of 10 to 100 ⁇ m.
  • PBF Powder sintering method
  • the 3D printing process according to the DED (Direct Energy Deposition) method of supplying powder or wire, and can also be applied to other conventional binder jet 3D metal printing processes.
  • DED Direct Energy Deposition
  • the product of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy prepared according to an embodiment of the present invention is, by weight, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5, and the remainder of aluminum (Al) and unavoidable impurities, and the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) may satisfy Relation 1 below.
  • the product of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy manufactured according to the composition and manufacturing method described above may have a yield strength of 400 to 500 MPa, and at the same time may have an elongation of 2.7% or more.
  • a metal raw material was prepared with the composition shown in Table 1 below, and the metal raw material was dissolved and then gas atomized to prepare a powder of an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy.
  • the manufactured aluminum alloy powder was output by 3D printing of a PBF (Powder Bed Fusion) method.
  • a metal 3D printer dpert M135 of Daegun Tech was used.
  • a laser of 170 W was scanned on the aluminum alloy powder using the metal 3D printer to prepare an aluminum alloy specimen laminated with a layer thickness of 30 ⁇ m and a hatch interval of 150 ⁇ m.
  • Example 1 5 2 1.2 - - - bal.
  • Example 2 7 2 1.2 0.07 - - bal.
  • Example 3 7 4 1.2 0.07 - - bal.
  • Example 4 9 3 1.2 0.09 - - bal.
  • Example 5 10 2 1.2 0.1 - - bal.
  • Example 6 10 3 1.2 0.1 - - bal.
  • Example 7 13 2 1.2 0.13 - - bal.
  • Comparative Example 2 10 0 0.6 0.1 - - bal.
  • Comparative Example 3 5 4 1.2 0.07 - - bal.
  • Comparative Example 4 15 One 1.2 0.07 - - bal.
  • Comparative Example 5 7 2 0.3 0.07 - - bal.
  • Comparative Example 6 7 0.5 1.2 0.07 - - bal.
  • Example 1 to 7 and Comparative Examples 1 to 7 the prepared Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing was processed to a size of a gage distance of 10 mm and a diameter of 4 mm to prepare a tensile test piece.
  • the surface of the prepared test piece was machined, and a tensile test was performed at room temperature in accordance with ASTM E8 Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials. The measured yield strength and elongation are shown in Table 2 below.
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing prepared in Examples 1 to 7 has a yield strength of 400 MPa or more in common.
  • Comparative Example 1 that does not contain zirconium (Zr) has a yield strength of 328.1 MPa and an elongation of 8%, and the yield strength is 85.9 MPa compared to Example 2 containing 1.2 wt% of zirconium in the same composition, and the elongation is reduced by 3%.
  • Comparative Example 1 decreased both the yield strength and the elongation compared to Example 2.
  • Comparative Example 2 containing 0% by weight of silicon (Si) has a yield strength of 309.2 MPa and an elongation of 17.6%, compared to Examples 5 and 6, wherein the yield strength is 114.2 to It can be seen that 129.4 MPa decreased.
  • Comparative Example 2 does not contain silicon (Si), so that the Mg 2 Si phase is not formed, and the fraction of the Al 3 Zr phase is relatively increased. That is, the elongation was improved due to the increase of the Al 3 Zr phase, but the strength was decreased because the Mg 2 Si phase was not formed. As a result, it can be seen that Comparative Example 2 has a reduced yield strength compared to Examples 5 to 6.
  • the Mg 2 Si phase was excessively formed, so the elongation was greatly reduced, and a number of specimens fractured before the yield strength occurred.
  • the Mg2Si phase was insufficient, and thus the yield strength was decreased.
  • the weight % of the magnesium (Mg) and silicon (Si) be included in a range satisfying the following Relational Equation 1.
  • Examples 1 to 3 containing 5 to 7 weight % of the magnesium (Mg) have a yield strength of 460 MPa or more At the same time, it can be seen that the elongation is 7.8% or more. Through this, it can be confirmed that the magnesium (Mg) is contained in an amount of 5 to 7 wt% within the range satisfying the above relational expression 1, which is a composition that can secure the yield strength and the elongation at the same time.
  • the magnesium (Mg) is preferably contained in an amount of 2 to 13% by weight, and even more preferably in an amount of 5 to 7% by weight within the range satisfying Equation 1 above.
  • Comparative Example 5 containing 0.3 wt% of zirconium (Zr) had a 79 MPa reduction in yield strength compared to Example 2 containing 1.2 wt% of zirconium in the same composition.
  • Comparative Example 6 containing 0.5% by weight of silicon (Si) and Comparative Example 7 containing 7% by weight of silicon (Si) had yield strengths of 381 MPa and 280 MPa, respectively, including 2% by weight of silicon (Si) in the same composition Example 2, it can be seen that the yield strength is reduced compared to Example 3 including 4% by weight. In addition, in Comparative Example 7, it can be seen that the elongation decreased sharply to 0.2%.
  • the silicon (Si) was contained in less than 1% by weight, so that the precipitation strengthening effect due to the Mg 2 Si phase was not sufficiently implemented, and in Comparative Example 7, the silicon (Si) was contained in 5 weight %. % because the fraction of Mg 2 Si phase is too large, the brittleness increased, and the elongation decreased sharply. In fact, it was confirmed that the tensile test piece prepared according to Comparative Example 7 was broken before the yield strength.
  • 2 is a graph for explaining the correlation between the beam speed and the maximum tensile strength according to the silicon content when the laser power is fixed at 170 W;
  • the laser beam speed and the output speed of the product are proportional. That is, if the above conditions are fixed, the beam speed means an increase in the output speed of the product. By ensuring that adequate yield strength is maintained in this state, productivity can be compared.
  • Example 1 5 2 1.2 - - - bal.
  • Example 2 7 2 1.2 0.07 - - bal.
  • Example 3 7 4 1.2 0.07 - - bal.
  • Example 8 7 1.5 0.9 0.07 - - bal.
  • Example 9 8 One 0.9 0.08 - - bal. Comparative Example 2 10 0 0.6 0.1 - - bal. Comparative Example 8 10 0 1.2 0.1 - - bal.
  • the beam speed was changed to 200 to 450 mm/s.
  • the measured values of the maximum tensile strength (UTS) are shown in Table 4 below, and the measured values of the maximum tensile strength (UTS) when changed from 200 to 600 mm/s for some specimens are shown in FIG. 2 .
  • Example 1 454.1 451.8 457.7 457.4 461.0 457.3 462.7 461.8 464.3 465.7 465.7
  • Example 2 487.3 492.7 494.7 497.6 493.0 488.0 497.6 483.8 486.4 487.7 486.5
  • Example 3 496.2 507.3 498.8 515.8 514.8 509.5 508.6 507.5 506.3 509.7 513.0
  • Example 8 447.0 448.4 449.7 455.8 461.9 457.8 453.7 455.4 457.1 459.2 461.3
  • Example 9 452.8 453.5 454.1 457.8 461.5 458.9 456.2 419.3 382.3 375.4 368.4 Comparative Example 2 448.4 462.8 460.1 450.7 338.4 357.2 - - - - - - Comparative Example 8 509.4 489.9 503.1 497.6 364.7 381.1 - - - - - - -
  • the beam speed is in the range of 200 to 450 mm/sec.
  • the maximum tensile strength (UTS) is maintained at 450 MPa or more, more preferably 450 to 550 MPa.
  • Comparative Examples 2 and 8 containing less than 1 wt% of the silicon (Si) when the beam speed is 300 mm/s or more, the maximum tensile strength (UTS) rapidly drops to 400 MPa or less, and the beam speed It can be seen that the test piece is not formed at 350 mm/s or more. In fact, 3D printing of the specimen not containing silicon (Si) was impossible due to hot cracking when the beam speed was increased to 350 mm/s or more.
  • Example 9 containing 8 wt% of the magnesium (Mg) and 1 wt% of the silicon (Si), an aluminum alloy can be manufactured through 3D printing even in a state where the beam speed is 200 to 450 mm/s. It can be confirmed that However, in Example 9, since the content of silicon (Si) is relatively smaller than that of magnesium (Mg), when the beam speed exceeds 350 mm/s, it can be confirmed that the maximum tensile strength (UTS) is abruptly weakened. can This means that in Example 9, a certain level of beam speed must be maintained in order to secure sufficient intensity, which means that productivity can be reduced compared to the above example.
  • UTS maximum tensile strength
  • the maximum tensile strength (UTS) is reduced to 400 MPa or less in a state where the beam speed is 350 to 450 mm/s, and when the beam speed exceeds 500 mm/s, the maximum tensile strength (UTS) is again decrease can be seen.
  • the test piece prepared in Example 9 was reduced by about 0.6 times compared to Examples 1 to 3 and Example 8 in which 2 to 4 wt% of silicon (Si) was added.
  • Example 9 in order to maintain the productivity of the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy product using the 3D printing, that is, when the laser output is fixed at 170 W, the magnesium (Mg) and the It can be confirmed that it is even more preferable that the weight % of silicon (Si) satisfies the following relational expression (2).
  • the Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy for 3D printing is, in wt%, magnesium (Mg) 2 to 13, silicon (Si) 1 to 5, zirconium (Zr) 0.5 to 1.5 , and the remainder of aluminum (Al) and unavoidable impurities.
  • the composition in order to manufacture an Al-Mg-Zr-Si-based high-strength aluminum alloy product using 3D printing, the composition can be configured in a range where the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) satisfies the following relation 1 have.
  • the maximum tensile strength (UTS) is In order to maintain 450 MPa or more, it is more preferable that the weight % of the magnesium (Mg) and the silicon (Si) satisfies the following relational expression (2).
  • the weight% of magnesium (Mg) is preferably 5 to 7% by weight.

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Abstract

본 발명은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에 관한 것이다. [관계식 1] 1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5 (상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)

Description

3D 프린팅용 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조방법
본 발명은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)으로 이루어지는 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
금속 3D 프린팅(3 dimensional printing)은 적층 공정(additive manufacturing)을 기반으로 한 가공 방식으로서, CAD (computer aided design) 모델을 이용하여 기존의 제조 기술로는 구현할 수 없는 복잡한 형태의 제품을 손쉽게 제조할 수 있는 가공 기술이다.
금속 3D 프린팅은 전통적인 가공 기술인 주조(casing), 단조(forging), 용접(welding), 압출(extruding) 등에 비해 제품 개발에 소요되는 시간을 단축할 수 있는 장점이 있다.
이러한 장점으로 인해 대한민국 등록특허 제10-1754523호, 대한민국 등록특허 제10-1145124호 등 여러 선행특허에서 금속 3D 프린팅 기술을 응용하여 금속 제품을 제조하는 방법을 개시하고 있으며, 한국 레이저 가공 학회지 등 다수의 논문에서 관련 기술을 발표하고 있다.
하지만, 현재까지도 충분한 강도와 연신율을 동시에 확보하기 위한 Al-Mg계 알루미늄 합금의 조성을 결정하는데에 어려움이 있으며, 또한 첨가되는 원소의 종류 및 첨가량에 따라 생산성 및 품질에 현저한 차이가 발생하여 이를 적절하게 조화시키는데 많은 어려움이 있다.
상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 본 발명은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)으로 구성하여 항복강도와 생산성을 확보한 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예는 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 있어서, 상기 X는 상기 알루미늄(Al)과 반응하여 Al-X 금속간 화합물(Intermetallic compound)을 형성하며, 상기 Y는 상기 마그네슘(Mg)와 반응하여 Mg-Y 금속간 화합물을 형성하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 관한 것이다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 X는 지르코늄(Zr), 티타늄(Ti), 스칸듐(Cs), 하프늄(Hf) 및 이트륨(Y) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소이며, 상기 Y는 규소(Si) 주석(Sn), 아연 (Zn), 및 게르마늄(Ge) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소일 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 일 실시 예에 의하면, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함할 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 상기 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 더 포함할 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 분말 또는 와이어의 형태로 제공될 수 있다.
본 발명의 다른 일 실시 예에 의하면, 본 발명은 3D 프린팅으로 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품에 있어서, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅으로 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 고강도 알루미늄 합금 제품의 항복강도가 400 내지 500㎫일 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함할 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 고강도 알루미늄 합금 제품의 연신율이 7% 이상일 수 있다.
본 발명의 또 다른 일 실시 예에 의하면, 본 발명은 (a) 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어를 준비하는 단계; 및 (b) 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말을 3D 프린팅하여 제품을 제조하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어는, 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함할 수 있다.
상기 일 실시 예에 의하면, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어는, 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제조방법에 따르면, 상기 알루미늄 합금의 조성을 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 한정함으로써, 400㎫ 이상의 항복강도를 가지는 3D 프린팅용 알루미늄 합금 제품을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 2는 레이저 출력을 170 W로 고정하였을 때, 규소 함량에 따른 빔 속도 와 최대 인장 강도의 상관관계를 설명하기 위한 그래프이다.
이하 본 발명에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 및 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 다음에 소개되는 도면들은 당업자에게 본 발명의 사상이 충분히 전달될 수 있도록 예로서 제공되는 것이다. 따라서, 본 발명은 이하 제시되는 도면들에 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있으며, 이하 제시되는 도면들은 본 발명의 사상을 명확히 하기 위해 과장되어 도시될 수 있다. 이때, 사용되는 기술 용어 및 과학 용어에 있어서 다른 정의가 없다면, 이 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 통상적으로 이해하고 있는 의미를 가지며, 하기의 설명 및 첨부 도면에서 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 설명은 생략한다.
일반적으로 Al-Mg계 알루미늄 합금에 있어 추가로 첨가되는 원소의 종류 및 첨가량을 조절하여 원하는 강도와 연신율 등 물리적 성질을 확보하였다. 이 과정에서 적절한 강도와 연신율을 동시에 확보하는 것에 어려움이 있으며, 또한 첨가되는 원소의 종류 및 첨가량에 따라 생산성 및 품질에 현저한 차이가 발생하여 이를 적절하게 조화시키는데 많은 어려움이 있다.
본 발명의 일 실시예는 3D 프린팅용 Al-Mg계 고강도 알루미늄 합금, 더 바람직하게는 더 바람직하게는 Al-Mg계 알루미늄 합금에 둘 이상의 원소를 포함시킨 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 관한 것이다.
본 명세서에서 상기 X 및 상기 Y는 Al-Mg계 알루미늄 합금에 포함된 원소를 의미한다. 구체적으로 상기 X는 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금 중 알루미늄(Al)과 금속간화합물(intermetallic compound)을 형성하는 원소를 의미하며, 상기 Y는 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금 중 마그네슘(Mg)과 금속간 화합물을 형성하는 원소를 의미한다.
실시 예에 따르면, 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금은 X 또는 Y의 조성을 적절한 범위로 설계하여 기계적 특성을 제어할 수 있다. 예를 들어, 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에서 상기 X의 조성이 증가하면 3D 프린팅용 Al-Mg의 일반적인 현상인 열간균열 (hot cracking)을 방지하고 강도를 향상시킬 수 있다. 특히 3D 프린팅 시 레이저 에너지를 흡수하여 발생된 용융과, 급냉공정(106 Co/sec)을 거치면서 상기 X는 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에서 과포화된 상태로 존재할 수 있다.
이 후 상기 X는 열처리 과정에서 내부에 석출되어 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금의 강도를 크게 향상시킬 수 있다. 하지만 상기 X가 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 지나치게 포함될 경우, 일부 X가 불포화 되어 편석의 형태로 존재할 수 있다. 이는 상기 알루미늄 합금의 연신율을 크게 감소시키며, 취성을 증가시킬 수 있다.
*상기 Y는 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에서 알루미늄(Al)과 반응하지 않고 마그네슘(Mg)과 반응하는 특징이 있다. 구체적으로 상기 Y는 상기 마그네슘(Mg)과 금속간 화합물을 형성하여 고속에서 성형 시 열간 균열 (hot cracking)을 방지하여 3D 프린팅 제품의 품질을 향상 시킬 수 있으며, 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금의 강도를 향상시킬 수 있다. 상기 Y 또한 상기 X와 마찬가지로 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금 내부에 석출되어 강도를 크게 향상시킬 수 있다. 아울러, 상기 Y 또한 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 지나치게 포함될 경우 연신율을 크게 감소시키며, 취성을 증가시킬 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 X는 상기 알루미늄(Al)과 반응하여 Al-X 금속간 화합물을 생성하고, 상기 Y는 상기 마그네슘(Mg)와 반응하여 Mg-Y 금속간 화합물을 형성할 수 있다. 또한 상기 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금 내 상기 Al-X 금속간 화합물과 상기 Mg-Y 금속간 화합물의 분률 및 합금의 미세 구조는 3D 프린팅 공정 조건 (예를 들면 레이저 파워, 빔 스피드, 레이저 빔 직경, 레이저 빔 스캔 pattern, 그리고 3D 프린팅 공정 시 build plate 온도, 그리고 3D 프린팅 출력 후 열처리 조건)에 따라 변화할 수 있으며, 이를 통해 사용자는 제품의 물성을 품질, 생산성을 제어 할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 X는 지르코늄(Zr), 티타늄(Ti), 스칸듐(Sc), 하프늄(Hf) 및 이트륨(Y) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소이며, 상기 Y는 규소(Si) 주석(Sn), 아연 (Zn), 및 게르마늄(Ge) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소인 것을 특징으로 하나 이에 한정되지 않으며, 상기 알루미늄(Al) 또는 상기 마그네슘(Mg)과 반응할 수 있는 소정의 성분으로 변형할 수 있음은 자명하다.
이하 본 명세서에서는 상기 X 원소로 지르코늄(Zr), 상기 Y 원소로 규소(Si) 인 것을 예를 들어 설명하도록 한다.
이에, 본 발명은 Al-Mg계 알루미늄 합금에 규소(Si) 및 지르코늄(Zr)을 첨가하되, 합금의 조성을 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 구성하여 최종적으로 400㎫ 이상의 항복강도(Yield strength; YS)를 갖는 3D 프린팅으로 제조된 알루미늄 합금의 제품을 제조할 수 있는 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 다른 일 실시 예에 따르면, 상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 더 포함하여 합금의 제조 과정에서 마그네슘(Mg)의 산화 및 기화를 억제하여 생산성을 향상시킬 수 있다.
통상적인 Al-Mg계 알루미늄 합금은 제조 과정에서 마그네슘(Mg)의 산화가 진행되어 MgO, Al2O3, Al2MgO4등과 같은 산화물이 다량 형성되고, 이로 인하여 금속 내 다양한 결함이 발생할 수 있다.
이를 방지하기 위해 본 발명은 Al-Mg계 알루미늄 합금, 더 바람직하게 Al-Mg-Zr-Si 알루미늄 합금에 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 첨가할 수 있다. 상기 칼슘(Ca)은 상기 알루미늄 합금에 포함된 마그네슘(Mg)과 반응하여 (Mg,Ca)O2 피막을 형성할 수 있다. 이를 통해 상기 마그네슘(Mg)의 산화를 방지할 수 있다.
또한, 통상적인 Al-Mg계 알루미늄 합금은 3D 프린팅 시 레이저 빔에 의한 용융으로 발생되는 멜트 풀(melt pool)로 인하여 상기 마그네슘(Mg)일부가 기화로 손실되는 현상이 발생할 수 있다. 이 과정에서 일부 마그네슘(Mg)이 기화되어 공기중에 부유하는 흄(fume) 현상이 발생할 수 있다. 이 경우, 발생된 상기 흄(fume)은 3D 프린터의 레이저 스캔 시, 레이저 빔을 산란시켜 3D 프린팅 생산성과 제품의 품질에 악영향을 중 수 있다. 이를 방지하기 위해 본 발명에서는 상기 칼슘(Ca)을 포함하여 마그네슘(Mg)의 발화 온도를 상승시킬 수 있다.
즉, 상기 칼슘(Ca)에 의해 마그네슘(Mg)의 발화 온도가 상승함으로써, 용융 부위에 과도한 흄(fume)이 발생되는 것을 방지할 수 있으며, 상기 멜트 풀(Melt pool)에서 상기 마그네슘(Mg)이 기화로 손실되는 것을 감소시킬 수 있다. 이를 통해 생산성을 향상 시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 조성범위에 대하여 상세히 설명하도록 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
일 실시 예에 따르면, 상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
마그네슘(Mg)은 2 내지 13 중량% 포함된다.
상기 마그네슘(Mg)는 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 강도를 결정하는 역할을 수행할 수 있다. 구체적으로 상기 마그네슘(Mg)은 합금 내 상기 규소(Si)와 Mg2Si 상을 석출하여 석출 강화(Precipitation strengthening) 효과를 구현할 수 있다. 이러한 이유로, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 강도를 확보하기 위해 상기 마그네슘(Mg)은 2 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 만약 상기 마그네슘(Mg)이 2 중량% 미만 포함되면, 충분한 강도를 확보하기 어렵게 된다.
반면에 상기 마그네슘(Mg)이 13 중량%를 초과하면, 3D 프린팅 과정에서 과도한 흄(fume)이 발생하여 양호한 제품을 출력하거나 제조하기 어렵다. 이는 상기 마그네슘(Mg) 일부가 기화하여 발생한 흄(fume)이 레이저 빔을 산란시킬 수 있기 때문이다. 이러한 이유로, 상기 마그네슘(Mg)의 함량은 2 내지 13 중량%, 더 바람직하게는 5 내지 10 중량%로 제공될 수 있으며, 더 욱 더 바람직하게는 5 내지 7 중량%일 수 있다.
규소(Si)는 1 내지 5 중량% 포함된다.
상기 규소(Si)는 앞서 설명한 바와 같이 상기 마그네슘(Mg)과 반응하여 높은 경도의 Mg2Si상을 석출시킬 수 있다. 이는 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에서 석출 경화 (Precipitation strengthening) 를 유도하여 강도를 크게 향상할 수 있다. 만약 상기 규소(Si)가 1 중량% 미만으로 포함되면, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금이 3D프린팅 과정에서 고속에서 성형 시 균열(Hot cracking)이 발생하여 3D 프린팅 출력 제품의 품질이 감소할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 알루미늄 합금의 충분한 강도 확보를 위하여 상기 규소(Si)는 1 중량% 이상 포함될 수 있다. 다만, 상기 규소가 5 중량%를 초과하면, Mg2Si상의 분율이 너무 많아 연신률이 감소 되는 단점이 있다.
한편, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에서 상기 규소(Si)와 상기 마그네슘(Mg)은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 내 상기 마그네슘(Mg)와 상기 규소(Si)의 중량% 비율이 1.5 미만이면, 상기 규소(Si)에 비해 상기 마그네슘(Mg)의 양이 부족하여 Mg2Si상이 석출되는 정도가 감소될 수 있고 그 영향으로 인하여 강도의 향상이 미미 할 수 있다. 더욱이 3D 프린팅시 규소 중량의 비율 감소는 3D 프린팅 시 필요 에너지를 증가 시켜 생산성에 큰 영향을 줄 수 있다. 상기 규소(Si)로 인한 생산성 감소 효과는 후술할 도 2를 통해 더 구체적으로 설명하도록 한다.
반대로, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 내 상기 마그네슘(Mg)와 상기 규소(Si)의 중량% 비율이 8.5 이상이면 상대적으로 상기 규소(Si)가 감소하여 Mg2Si상이 충분히 석출되지 못할 수 있다. 이러한 이유로, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 내 상기 마그네슘(Mg)와 상기 규소(Si)의 비는 1.5 내지 8.5일 수 있으며, 더 바람직하게는 1.5 내지 7.0일 수 있다.
지르코늄(Zr)은 0.5 내지 1.5 중량% 포함된다.
상기 지르코늄(Zr)은 통상적인 알루미늄(Al)합금에서는 결정립 미세화에 기여하여 Al-Mg계 알루미늄 합금의 3D 프린팅시 균열(Hot cracking)을 억제하는 역할을 수행할 수 있다. 또한, 상기 지르코늄(Zr)은 상기 알루미늄(Al)과 반응하여 Al3Zr상을 형성할 수 있다. 즉, 상기 지르코늄(Zr)은 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에서 결정립 미세화를 통해 연신력을 향상할 수 있으며, 동시에 Al3Zr상을 석출하여 강도를 강화할 수 있다. 이러한 효과를 구현하기 위해 상기 지르코늄(Zr)은 0.5 중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
다만, 상기 Zr이 1.5 중량%를 초과하면 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 용해 온도가 상승하여 마그네슘(Mg)이 기화되어 손실되는 양이 증가할 수 있으며, 또한 일부 상기 지르코늄(Zr)이 불포화되어 편석으로 석출될 수 있다. 이는 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 연신율을 크게 감소시키고, 취성을 증가시킬 수 있으며, 최종적으로 상기 3D 프린팅 제품의 품질을 저하시킬 수 있다. 이러한 이유로, 상기 지르코늄(Zr)은 0.5 내지 1.5 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca)은 0.2 중량% 이하로 포함된다.
상기 칼슘(Ca)은 앞서 설명한 대로, 상기 마그네슘(Mg)의 산화를 방지할 수 있으며, 상기 마그네슘의 마그네슘(Mg)의 발화 온도를 상승시켜 흄(fume)이 발생하는 것을 억제할 수 있다.
상기 칼슘(Ca)은 합금 내 상기 마그네슘(Mg)의 함량에 따라 선택적으로 포함될 수 있다. 예를 들어, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 내 마그네슘(Mg)이 5중량% 이하면, 상기 마그네슘(Mg)이 산화되어 알루미늄 합금에 미치는 영향이 미미하여 칼슘(Ca)이 포함되지 않을 수 있다.
하지만, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 내 마그네슘(Mg)이 5 중량%를 초과하면, 상기 마그네슘(Mg)이 산화됨에 따라 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 강도 및 생산성에 영향을 줄 수 있다. 이 경우, 상기 칼슘(Ca)은 상기 마그네슘(Mg)에 따라 가변적으로 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 상기 마그네슘(Mg) 대 상기 칼슘(Ca)의 중량비가 1: 0.8 내지 1:1.2 로 포함될 수 있다.
상기 마그네슘(Mg) 대 상기 칼슘(Ca)의 중량비가 1: 0.8 미만이면, 상기 마그네슘(Mg)에 비해 상대적으로 칼슘(Ca)이 적게 포함되어 상기 마그네슘(Mg)의 산화 및 기화로 인하여 생산성이 감소될 수 있으며, 상기 마그네슘(Mg) 대 상기 칼슘(Ca)의 중량비가 1:1.2를 초과하면, 상기 칼슘(Ca)이 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 불순물로 작용하여 상기 알루미늄 합금의 강도가 감소될 수 있다.
이러한 이유로 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금에서 상기 마그네슘(Mg) 대 상기 칼슘(Ca)의 중량비는 1: 0.8 내지 1:1.2 인 것이 바람직하다.
실시 예에 따르면 상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 조각, 분말 또는 와이어 등의 형상을 가질 수 있으나, 이에 제한되지 않는다.
이상 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 조성에 대해 설명하였다. 이하, 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제조방법에 대해 설명한다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제조 방법은 (a) 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어를 준비하는 단계 및 (b) 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말을 3D 프린팅하여 제품을 제조하는 단계를 포함할 수 있다. 이 때, 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어는 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 (a) 단계는 상술한 조성의 알루미늄 합금을 아토마이징(gas atomizing) 또는 압출 후 인발(extrusion after drawing) 등의 방법을 사용하여 알루미늄 합금의 분말을 제조할 수 있다.
우선, 앞서 설명한 조성의 모금속 또는 모합금의 배합물을 용해하여 용탕을 제조하고, 상기 용탕으로부터 알루미늄 합금의 잉곳(ingot)을 제조할 수 있다. 이 때, 상기 용해를 위해 진공 또는 대기의 유도용해로(induction melting furnace) 또는 전기저항로(electric resistance furnace) 등을 사용할 수 있다.
이 후, 가스 아토마이징(gas atomizing) 또는 압출 후 인발(extrusion after drawing) 등의 방법을 사용하여 알루미늄 합금의 분말을 제조할 수 있다. 용해 및 분말을 제조하는 과정은 공지된 방법을 사용하였으므로 구체적인 제조 과정은 생략하도록 한다.
상기 (b)단계에서는 상기 (a) 단계에서 생성한 알루미늄 합금의 분말을 3D 프린팅하여 원하는 제품을 제조할 수 있다. 여기서 3D 프린팅은 금속 분말을 레이저를 이용하여 용융 및 소결시키는 분말 소결 방법(Powder Bed Fusion; PBF)을 의미할 수 있다. 구체적으로 상기 분말 소결 방법(PBF)은 상술한 단계에서 제작된 알루미늄 합금의 분말을 적층하고, 적층된 분말에 에너지 레이저 빔을 조사하여 알루미늄 합금의 분말을 용융 결합하여 제품을 제조하는 방법을 의미한다.
실시 예에 따르면, 상기 (b) 단계는 분말 소결 방법(Powder Bed Fusion; PBF)을 이용하되, 레이저의 종류, 출력이나 레이저 빔 직영에 따라 라인 간의 간격(해치 간격)은 50 내지 1,000㎛, 두께는 10 내지 100㎛로 적층하여 제공할 수 있다. 또한 파우더나 와이어를 공급하는 DED (Direct Energy Deposition) 방식에 따른 3D 프린팅 공정에도 적용될 수 있으며, 그 외의 통상적인 Binder jet 3D 금속 프린팅 공정에도 적용될 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시 예에 따라 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제품은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
상기 관계식 1에 대한 설명은 생략하도록 한다.
실시 예에 따르면, 상술한 조성 및 제조방법에 따라 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 제품은 항복강도가 400 내지 500㎫일 수 있으며, 동시에 2.7% 이상의 연신율을 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 및 제조방법에 대하여 더욱 상세히 설명한다. 다만 하기 실시예는 본 발명을 상세히 설명하기 위한 하나의 참조일 뿐 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니며, 여러 형태로 구현될 수 있다.
또한 달리 정의되지 않은 한, 모든 기술적 용어 및 과학적 용어는 본 발명이 속하는 당업자 중 하나에 의해 일반적으로 이해되는 의미와 동일한 의미를 갖는다. 본원에서 설명에 사용되는 용어는 단지 특정 실시예를 효과적으로 기술하기 위함이고 본 발명을 제한하는 것으로 의도되지 않는다. 또한 명세서에서 특별히 기재하지 않은 첨가물의 단위는 중량%일 수 있다.
가. 성분조성에 따른 항복강도 비교.
하기 표 1과 같은 조성으로 금속 원료를 준비하였으며, 상기 금속 원료를 용해 후 가스 아토마이징(gas atomizing)하여 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금의 분말을 제조하였다.
제조된 알루미늄 합금의 분말을 PBF (Powder Bed Fusion) 방식의 3D 프린팅으로 출력하였다. 금속 3D 프린터는 대건테크 社의 dpert M135를 이용하였다. 상기 금속 3D프린터를 이용하여 상기 알루미늄 합금의 분말에 170 W의 레이저를 주사하여 층 두께 30㎛ 해치 간격 150㎛로 적층한 알루미늄 합금 시편을 제작하였다.
Mg Si Zr Ca Mn Fe Al
실시예 1 5 2 1.2 - - - bal.
실시예 2 7 2 1.2 0.07 - - bal.
실시예 3 7 4 1.2 0.07 - - bal.
실시예 4 9 3 1.2 0.09 - - bal.
실시예 5 10 2 1.2 0.1 - - bal.
실시예 6 10 3 1.2 0.1 - - bal.
실시예 7 13 2 1.2 0.13 - - bal.
비교예 1 7 2 0 0.07 - - bal.
비교예 2 10 0 0.6 0.1 - - bal.
비교예 3 5 4 1.2 0.07 - - bal.
비교예 4 15 1 1.2 0.07 - - bal.
비교예 5 7 2 0.3 0.07 - - bal.
비교예 6 7 0.5 1.2 0.07 - - bal.
비교예 7 7 7 1.2 0.07 - - bal.
상기 실시예 1 내지 7 및 비교예 1 내지 7은 제조한 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금을 표점거리 10㎜, 직경 4㎜ 의 크기로 가공하여 인장용 시험편을 제작하였다.
제조된 시험편의 표면을 기계 가공하여 ASTM E8 금속재의 인장시험의 표준시험법(Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials)에 의거하여 상온에서 인장시험(tensile test)를 실시하였다. 측정된 항복강도 및 연신율을 하기 표 2에 기재하였다.
항복강도 (㎫) 연신율 (%)
실시예 1 460.3 12.3
실시예 2 454 11
실시예 3 476.9 7.8
실시예 4 495.5 4.3
실시예 5 423.4 8.6
실시예 6 438.6 2.7
실시예 7 429.6 5.3
비교예 1 368.1 8
비교예 2 309.2 17.6
비교예 3 320 2.1
비교예 4 310 1.1
비교예 5 375 9.1
비교예 6 381 12.3
비교예 7 280 0.2
상기 표 2를 참조하면, 실시예 1 내지 7로 제조한 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 공통적으로 400㎫ 이상의 항복강도를 가지고 있음을 확인할 수 있다.
반면 지르코늄(Zr)을 포함하지 않은 비교예 1은 항복강도가 328.1㎫, 연신율이 8%로 동일한 조성에서 지르코늄을 1.2 중량% 포함한 실시예 2에 비해 항복강도가 85.9㎫ 연신율이 3% 감소한 것을 알 수 있다.
이는 앞서 설명한 바와 같이, 지르코늄(Zr)이 포함되지 않아 결정립 미세화 및 Al3Zr상이 형성되는 효과가 구현되지 않았기 때문이다. 이로 인하여 비교예 1은 실시예 2에 비해 항복강도와 연신율 모두 감소하였다.
규소(Si)을 0 중량% 포함하는 비교예 2는 항복강도가 309.2㎫, 연신율이 17.6%로 상기 규소(Si)를 제외한 나머지 조성이 유사한 실시예 5, 실시예 6에 비해 항복강도가 114.2 내지 129.4㎫ 감소한 것을 알 수 있다.
이는 상기 비교예 2는 규소(Si)가 포함되지 않아 Mg2Si상이 형성되지 않으며, 상대적으로 Al3Zr상의 분율이 증가하였기 때문으로 해석된다. 즉, 상기Al3Zr 상이 증가하여 연신율은 향상되었으나, 상기 Mg2Si상이 형성되지 않아 강도가 감소하였다. 이로 인하여 상기 비교예 2는 실시예 5 내지 6에 비해 항복강도가 감소한 것을 확인할 수 있다.
마그네슘(Mg) 및 규소(Si)의 중량비가 1.25인 비교예 3과 와 마그네슘(Mg) 및 규소(Si)의 중량비가 15인 비교예 4는 항복강도가 320㎫, 310㎫이다. 반면에 마그네슘(Mg) 및 규소(Si)의 중량비가 1.5 내지 8.5인 실시예 1 내지 7은 항복강도가 400㎫인 것을 알 수 있다. 이는 상기 마그네슘(Mg)과 규소(Si)가 적절히 포함되지 못하여 적정량의 Mg2Si상이 석출되지 못하였기 때문이다. 구체적으로 상기 비교예 3은 상기 Mg2Si상이 과도하게 형성되어 연신율이 크게 감소하였으며, 항복강도 이전에 파단하는 시험편이 다수 발생하였다. 상기 비교예 4는 상기 Mg2Si상이 부족하여 항복강도가 감소하였다. 이러한 이유로, 상기 마그네슘(Mg) 및 규소(Si)의 중량%는 하기 관계식 1을 만족하는 범위로 포함되는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
특히, 상기 마그네슘(Mg) 및 규소(Si)의 중량%가 상기 관계식 1를 만족하는 상태에서, 상기 마그네슘(Mg)이 5 내지 7 중량% 포함된 실시예 1 내지 3은 460㎫ 이상의 항복강도를 가지는 동시에 연신율도 7.8% 이상인 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 상기 마그네슘(Mg)은, 상기 관계식 1을 만족하는 범위 내에서 5 내지 7 중량% 포함되는 것이 항복강도와 연신율을 동시에 확보할 수 있는 조성인 것을 확인할 수 있다.
또한, 상기 비교예 4는 과도하게 포함된 마그네슘(Mg)으로 인해 제조 과정에서 과도한 흄(fume)이 발생하였으며, 이 과정에서 레이저가 산란하여 인장용 시험편의 품질이 저하되는 것을 확인하였다. 이러한 이유로, 상기 마그네슘(Mg)은 2 내지 13 중량% 포함되는 것이 바람직하며, 더욱 더 바람직하게는 상기 관계식 1을 만족하는 범위 내에서 5 내지 7 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
지르코늄(Zr)이 0.3 중량% 포함된 비교예 5는 동일한 조성에서 지르코늄을 1.2 중량% 포함한 실시예 2에 비해 항복강도가 79㎫ 감소한 것을 알 수 있다.
이는 앞서 설명한 바와 같이, 상기 지르코늄(Zr)이 0.5 중량% 미만으로 포함되어 Al3Zr상으로 인해 강화되는 정도가 매우 미미하였기 때문이다. 이로 인하여 비교예 5는 실시예 2에 비해 항복강도가 감소하였다.
규소(Si)가 0.5 중량% 포함된 비교예 6 및 규소(Si)가 7 중량% 포함된 비교예 7은 항복강도가 각각 381㎫, 280㎫로 동일한 조성에서 규소(Si)를 2 중량% 포함한 실시예 2, 4 중량% 포함한 실시예 3에 비해 항복강도가 감소한 것을 알 수 있다. 아울러, 비교예 7은 연신율이 0.2%로 급감한 것을 알 수 있다.
이는 앞서 설명한 바와 같이, 비교예 6은 상기 규소(Si)가 1중량 % 미만 포함되어 Mg2Si상으로 인한 석출 강화 효과가 충분히 구현되지 않았으며, 비교예 7은 상기 규소(Si)가 5 중량%를 초과하였기 때문에 Mg2Si상의 분율이 너무 많아 취성이 증가하여 연신율이 급감하였기 때문이다. 실제로 상기 비교예 7에 따라 제조한 인장 시험편은 항복강도 이전에 파단되는 것을 확인하였다.
나. 성분조성에 따른 생산성 비교.
도 2는 레이저 출력을 170 W로 고정하였을 때, 규소 함량에 따른 빔 속도 와 최대 인장 강도의 상관관계를 설명하기 위한 그래프이다.
일반적으로 3D 프린팅에서 레이저 출력, 해치 간격(=빔 스캔 간격, Hatching space), 적층 두께를 고정하면 레이저 빔 속도와 제품의 출력속도가 비례한다. 즉, 상술한 조건을 고정한다면, 빔 속도가 제품의 출력속도의 증가를 의미한다. 이 상태에서 적절한 항복 강도를 유지하는지 확인함으로써, 생산성을 비교할 수 있다.
이러한 이유로, 상술한 실시예 1, 2, 3, 비교예 2 및 조성이 하기 표 3과 같은 알루미늄 합금 시편(실시예 8, 실시예 9 및 비교예 8)을 추가적으로 제작하였다.
Mg Si Zr Ca Mn Fe Al
실시예 1 5 2 1.2 - - - bal.
실시예 2 7 2 1.2 0.07 - - bal.
실시예 3 7 4 1.2 0.07 - - bal.
실시예 8 7 1.5 0.9 0.07 - - bal.
실시예 9 8 1 0.9 0.08 - - bal.
비교예 2 10 0 0.6 0.1 - - bal.
비교예 8 10 0 1.2 0.1 - - bal.
이 후, 상기 표 3과 같은 조성으로 제조된 알루미늄 합금 시험편을 대상으로 레이저 출력을 170W, 3D 프린팅의 적층 두께 30㎛, 해치 간격 150㎛로 고정한 후 빔 속도를 200 내지 450㎜/s로 변화하였을 때 최대 인장강도(UTS) 측정값을 하기 표 4에, 일부 시험편에 대해 200 내지 600㎜/s로 변화하였을 때 최대 인장강도(UTS) 측정값을 도 2에 개시한다.
빔 속도
(㎜/s)		 200 225 250 275 300 325 350 375 400 425 450
실시예 1 454.1 451.8 457.7 457.4 461.0 457.3 462.7 461.8 464.3 465.7 465.7
실시예 2 487.3 492.7 494.7 497.6 493.0 488.0 497.6 483.8 486.4 487.7 486.5
실시예 3 496.2 507.3 498.8 515.8 514.8 509.5 508.6 507.5 506.3 509.7 513.0
실시예 8 447.0 448.4 449.7 455.8 461.9 457.8 453.7 455.4 457.1 459.2 461.3
실시예 9 452.8 453.5 454.1 457.8 461.5 458.9 456.2 419.3 382.3 375.4 368.4
비교예 2 448.4 462.8 460.1 450.7 338.4 357.2 - - - - -
비교예 8 509.4 489.9 503.1 497.6 364.7 381.1 - - - - -
표 4를 참조하면, 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 7중량%, 상기 규소(Si)를 1 내지 5중량% 첨가한 실시예 1 내지 3 및 실시예 8은 빔 속도가 200 내지 450mm/sec 범위에서 최대 인장강도(UTS)가 450㎫ 이상, 더 바람직하게는 450 내지 550㎫를 유지한다.
반면에, 상기 규소(Si)가 1 중량% 미만 포함된 비교예 2 및 비교예 8은 빔 속도가 300㎜/s 이상이면, 최대 인장강도(UTS)가 400㎫ 이하로 급격히 하락하며, 빔 속도가 350㎜/s 이상에서는 시험편이 형성되지 않는 것을 알 수 있다. 실제로, 상기 규소(Si)가 포함되지 않은 시험편은 빔 속도가 350㎜/s 이상으로 증가하면 열간균열 (hot cracking)로 인해 3D 프린팅이 불가능 하였다.
즉, 상기 규소(Si)가 1 중량% 미만 포함되면, 생산성을 향상하는데에 한계가 있음을 확인할 수 있다. 구체적으로 상기 규소(Si)를 1 내지 5중량% 첨가한 실시예 1 내지 3 및 실시예 8은 상기 규소(Si)가 1 중량% 미만 포함된 비교예 2 및 비교에 8에 비해 생산성은 약 2배 이상 상승하였음을 확인하였다.
한편, 상기 마그네슘(Mg)을 8 중량%, 상기 규소(Si)를 1 중량% 포함하는 실시예 9는 상기 빔 속도가 200 내지 450㎜/s 인 상태에서도 3D 프린팅을 통해, 알루미늄 합금을 제조할 수 있음을 확인할 수 있다. 다만, 상기 실시예 9는 상기 규소(Si)의 함량이 상기 마그네슘(Mg)에 비해 상대적으로 적기 때문에, 빔 속도가 350㎜/s를 초과하면 최대 인장강도(UTS)가 급격이 약해지는 것을 확인할 수 있다. 이는 상기 실시예 9가 충분한 강도를 확보하기 위해서는 일정 수준의 빔 속도가 유지해야 된다는 것을 의미하며, 이는, 상기 실시예에 비해 생산성이 감소할 수 있다는 것을 의미한다.
도 2를 참조하면, 빔 속도가 350 내지 450㎜/s 인 상태에서 최대 인장강도(UTS)가 400㎫ 이하로 감소되며, 빔 속도가 500㎜/s을 초과하면 다시 최대 인장강도(UTS)가 감소하는 것을 확인할 수 있다. 실제로 실시예 9로 제조된 시험편은 상기 규소(Si)가 2 내지 4중량% 첨가한 실시예 1 내지 3 및 실시예 8 보다 약 0.6배 감소한 것을 확인할 수 있다.
상기 실시예 9를 통해, 상기 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품의 생산성을 유지하기 위해서는, 다시 말해 레이저 출력을 170 W로 고정하였을 때, 상기 마그네슘(Mg)과 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 2를 만족시키는 것이 더욱 더 바람직하다는 것을 확인할 수 있다.
[관계식 2]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 7.0
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
이상 본 발명의 실시 예에 따른 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
아울러, 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품을 제조하기 위해서는 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 범위로 조성이 구성될 수 있다.
[관계식 1]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
더욱 바람직하게, 상기 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품이 일정한 수준의 생산성을 확보하기 위해서는, 다시 말해 빔 속도가 200 내지 450mm/sec 범위에서 최대 인장강도(UTS)가 450㎫ 이상을 유지하기 위해서는 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 2를 만족시키는 것이 더욱 바람직하다.
[관계식 2]
1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 7.0
(상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
마지막으로, 상기 관계식 1 내지 2를 동시에 만족하면서 450㎫ 이상의 항복강도 및 7% 이상의 연신율을 가지는 알루미늄 합금 제품을 제조하기 위해서는, 마그네슘(Mg)의 중량%가 5 내지 7 중량% 인 것이 바람직하다.
이상과 같이 특정된 사항들과 한정된 실시예를 통해 본 발명이 설명되었으나, 이는 본 발명의 보다 전반적인 이해를 돕기 위해서 제공된 것일 뿐, 본 발명은 상기의 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이러한 기재로부터 다양한 수정 및 변형이 가능하다.
따라서, 본 발명의 사상은 설명된 실시예에 국한되어 정해져서는 아니되며, 후술하는 특허청구범위뿐 아니라 이 특허청구범위와 균등하거나 등가적 변형이 있는 모든 것들은 본 발명 사상의 범주에 속한다고 할 것이다.

Claims (13)

  1. Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금에 있어서,
    상기 X는 상기 알루미늄(Al)과 반응하여 Al-X 금속간 화합물(Intermetallic compound)을 형성하며,
    상기 Y는 상기 마그네슘(Mg)와 반응하여 Mg-Y 금속간 화합물을 형성하는 것을 특징으로 하는, 3D프린팅용 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 X는 지르코늄(Zr), 티타늄(Ti), 스칸듐(Cs), 하프늄(Hf) 및 이트륨(Y) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소이며,
    상기 Y는 규소(Si) 주석(Sn), 아연 (Zn), 및 게르마늄(Ge) 중에서 선택되는 어느 하나의 원소인 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-X-Y계 알루미늄 합금.
  3. 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금.
    [관계식 1]
    1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
    (상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
  4. 제 3항에 있어서,
    3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금.
  5. 제 3항에 있어서,
    상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 상기 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 더 포함하는 것을 특징으로 하는 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금.
  6. 제 3항에 있어서,
    상기 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은 분말 또는 와이어의 형태로 제공되는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅용 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금.
  7. 3D 프린팅으로 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품에 있어서,
    상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅으로 제조된 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품.
    [관계식 1]
    1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
    (상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 고강도 알루미늄 합금 제품의 항복강도가 400 내지 500㎫인 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅으로 제조된, Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금은, 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅으로 제조된, Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 고강도 알루미늄 합금 제품의 연신율이 7% 이상인 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅으로 제조된, Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품.
  11. (a) 중량%로, 마그네슘(Mg) 2 내지 13, 규소(Si) 1 내지 5, 지르코늄(Zr) 0.5 내지 1.5, 및 잔부의 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 마그네슘(Mg) 및 상기 규소(Si)의 중량%가 하기 관계식 1을 만족하는 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어를 준비하는 단계; 및
    (b) 상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말을 3D 프린팅하여 제품을 제조하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품의 제조방법.
    [관계식 1]
    1.5 ≤ [Mg] / [Si] ≤ 8.5
    (상기 관계식 1에서 [Mg]는 마그네슘(Mg)의 중량%를 의미하며, [Si]는 규소(Si)의 중량%를 의미한다.)
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어는, 상기 마그네슘(Mg)을 5 내지 10 중량% 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품의 제조방법.
  13. 제 11항에 있어서,
    상기 Al-Mg-Zr-Si계 알루미늄 합금 분말 또는 알루미늄 합금 와이어는, 칼슘(Ca)을 0.01 내지 0.2 중량% 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 3D 프린팅을 이용한 Al-Mg-Zr-Si계 고강도 알루미늄 합금 제품의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101145124B1 (ko) 2010-03-29 2012-05-14 한국생산기술연구원 마그네슘계 금속의 용해 방법
WO2013029589A1 (de) * 2011-08-29 2013-03-07 Eads Deutschland Gmbh Oberflächenpassivierung von aluminiumhaltigem pulver
KR101754523B1 (ko) 2016-02-16 2017-07-06 알본동우 주식회사 스크랩을 활용한 알루미늄-마그네슘계 합금 제조방법
JP2017155291A (ja) * 2016-03-02 2017-09-07 株式会社コイワイ 高強度アルミニウム合金積層成形体の製造方法
JP2017186642A (ja) * 2015-11-04 2017-10-12 エアバス ディフェンス アンド スペース ゲーエムベーハーＡｉｒｂｕｓ Ｄｅｆｅｎｃｅ ａｎｄ Ｓｐａｃｅ ＧｍｂＨ ＡＬＭ構造物の一体構造に使用するスカンジウムを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
JP2018532044A (ja) * 2015-09-03 2018-11-01 クエステック イノベーションズ リミテッド ライアビリティ カンパニー アルミニウム合金
KR20210018155A (ko) * 2019-08-07 2021-02-17 액츠테크놀러지스 주식회사 3d 프린팅 또는 적층 제조용 알루미늄 합금, 이를 이용한 3d 프린팅 또는 적층 제조 방법 및 3d 프린팅 또는 적층 제조된, 알루미늄 합금의 제품 또는 부품

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101145124B1 (ko) 2010-03-29 2012-05-14 한국생산기술연구원 마그네슘계 금속의 용해 방법
WO2013029589A1 (de) * 2011-08-29 2013-03-07 Eads Deutschland Gmbh Oberflächenpassivierung von aluminiumhaltigem pulver
JP2018532044A (ja) * 2015-09-03 2018-11-01 クエステック イノベーションズ リミテッド ライアビリティ カンパニー アルミニウム合金
JP2017186642A (ja) * 2015-11-04 2017-10-12 エアバス ディフェンス アンド スペース ゲーエムベーハーＡｉｒｂｕｓ Ｄｅｆｅｎｃｅ ａｎｄ Ｓｐａｃｅ ＧｍｂＨ ＡＬＭ構造物の一体構造に使用するスカンジウムを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
KR101754523B1 (ko) 2016-02-16 2017-07-06 알본동우 주식회사 스크랩을 활용한 알루미늄-마그네슘계 합금 제조방법
JP2017155291A (ja) * 2016-03-02 2017-09-07 株式会社コイワイ 高強度アルミニウム合金積層成形体の製造方法
KR20210018155A (ko) * 2019-08-07 2021-02-17 액츠테크놀러지스 주식회사 3d 프린팅 또는 적층 제조용 알루미늄 합금, 이를 이용한 3d 프린팅 또는 적층 제조 방법 및 3d 프린팅 또는 적층 제조된, 알루미늄 합금의 제품 또는 부품

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