WO2023096365A1 - 고강도 및 고연성 알루미늄 합금 - Google Patents

고강도 및 고연성 알루미늄 합금 Download PDF

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WO2023096365A1
WO2023096365A1 PCT/KR2022/018695 KR2022018695W WO2023096365A1 WO 2023096365 A1 WO2023096365 A1 WO 2023096365A1 KR 2022018695 W KR2022018695 W KR 2022018695W WO 2023096365 A1 WO2023096365 A1 WO 2023096365A1
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aluminum alloy
heat treatment
present
elongation
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김세훈
한범석
신재혁
김진평
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한국자동차연구원
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to aluminum alloys, and more particularly to aluminum alloys with high strength and high ductility.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to provide an aluminum alloy that can exhibit excellent formability while exhibiting high strength characteristics. That is, it is intended to provide an aluminum alloy for casting and plastic working that has high strength and ductility and is capable of both heat treatment and non-heat treatment.
  • Aluminum alloy according to an embodiment of the present invention for solving the above problems is magnesium (Mg): 3.5 ⁇ 6% by weight, zinc (Zn): 3.5 ⁇ 6% by weight, copper (Cu): 0.2 ⁇ 1.0% by weight, Iron (Fe) or manganese (Mn): 0.2 to 1.2% by weight, titanium (Ti): greater than 0 and less than 0.08% by weight, boron (B): greater than 0.02% by weight and the balance containing aluminum (Al) and unavoidable impurities
  • Equations 1 and 2 below are satisfied.
  • Equation 1 0.58 ⁇ [Mg]/[Zn] ⁇ 1.72
  • Equation 2 7 ⁇ [Mg] + [Zn] ⁇ 12
  • the aluminum alloy may satisfy Equations 3 and 4 below.
  • Equation 3 3.5 ⁇ [Mg]/[Cu] ⁇ 30
  • Equation 4 3.7 ⁇ [Mg] + [Cu] ⁇ 7
  • the aluminum alloy may have a yield strength (YS) of 205 to 265 MPa, a tensile strength (TS) of 400 to 455 MPa, and an elongation (El) of 18 to 32% after extrusion.
  • Yield strength (YS) 205 to 265 MPa
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • the aluminum alloy may have yield strength (YS) of 120 to 250 MPa, tensile strength (TS) of 315 to 470 MPa, and elongation (El) of 33 to 38% after T4 heat treatment.
  • the aluminum alloy may have a product of tensile strength (TS) and elongation (El) of 12 to 18 GPa ⁇ % after T4 heat treatment.
  • the aluminum alloy may have yield strength (YS) of 335 to 555 MPa, tensile strength (TS) of 460 to 615 MPa, and elongation (El) of 16 to 26% after T6 heat treatment.
  • the aluminum alloy may have a product of tensile strength (TS) and elongation (El) of 9 to 12 GPa ⁇ % after T6 heat treatment.
  • the sum of magnesium (Mg), zinc (Zn), copper (Cu), iron (Fe) or manganese (Mn), titanium (Ti), and boron (B) may be 13 wt% or less.
  • the sum of the weight percent of iron (Fe) and manganese (Mn) may be 1.2 weight percent or less.
  • the aluminum alloy may further contain silicon (Si) in an amount greater than 0 and less than or equal to 0.1% by weight.
  • an aluminum alloy for casting and plastic working that has high strength and ductility and is capable of both heat treatment and non-heat treatment.
  • Example 1 is a photograph of a microstructure after extrusion in an aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention.
  • Figure 2 is a contour map (contour map) shown by evaluating the mechanical properties after extrusion in the aluminum alloy according to Experimental Examples 1 to 14 of the present invention.
  • FIG 3 is a photograph of a microstructure after T4 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention.
  • FIG. 5 is a photograph of a microstructure after T6 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention.
  • FIG. 6 is a contour map shown by evaluating mechanical properties after T6 heat treatment in aluminum alloys according to Experimental Examples 1 to 14 of the present invention.
  • Aluminum alloy according to an embodiment of the present invention magnesium (Mg): 3.5 ⁇ 6% by weight, zinc (Zn): 3.5 ⁇ 6% by weight, copper (Cu): 0.2 ⁇ 1.0% by weight, iron (Fe) or manganese (Mn): 0.2 to 1.2% by weight, titanium (Ti): greater than 0 and less than 0.08% by weight, boron (B): greater than 0.02% by weight and the balance containing aluminum (Al) and unavoidable impurities, the following formula 1 and Equation 2 are satisfied.
  • Equation 1 0.58 ⁇ [Mg]/[Zn] ⁇ 1.72
  • Equation 2 7 ⁇ [Mg] + [Zn] ⁇ 12
  • the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention may satisfy Equations 3 and 4 below.
  • Equation 3 3.5 ⁇ [Mg]/[Cu] ⁇ 30
  • Equation 4 3.7 ⁇ [Mg] + [Cu] ⁇ 7
  • the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention satisfying the above-mentioned composition range has mechanical properties after extrusion: yield strength (YS): 205 ⁇ 265 MPa, tensile strength (TS): 400 ⁇ 455 MPa, elongation (El): It may be 18 to 32%.
  • magnesium is a solid-solution-strengthening alloy and is added for the purpose of improving strength and formability in an aluminum alloy. That is, magnesium can enhance the effects of solid solution hardening and work hardening in aluminum alloys. If the content of magnesium is less than 3.5% by weight, it is difficult to achieve this purpose, and if it exceeds 6.0% by weight, hot workability is lowered, making extrusion difficult, segregation easily, and corrosion.
  • the addition of zinc (Zn) can increase stress corrosion cracking resistance by reducing the amount of Al 3 Mg 2 ( ⁇ -phase) precipitated on crystal grains and inhibiting ductility, as well as the effect of solid solution strengthening. Therefore, in order to solve the problem of segregation due to the increased amount of Mg added, mechanical properties can be improved by replacing part of Mg with Zn, and aging hardening characteristics can be expected due to precipitates composed of Mg and Zn during subsequent heat treatment. Therefore, in the present invention, the addition amount of Zn is limited to 3.5 to 6% by weight.
  • the addition of copper (Cu) can further improve the strength of the aluminum alloy, and can improve yield and tensile strength during heat treatment. If the copper content is less than 0.2% by weight, the strength improvement of the aluminum alloy is insignificant, and if it exceeds 1.0% by weight, excessive reduction in elongation and rapid solidification shrinkage may occur, and excessive addition of copper (Cu) may cause silicon (Si) Combined with ⁇ -AlCuSi precipitates are formed, which deteriorates the corrosion resistance of the aluminum alloy and can greatly reduce reliability as a product.
  • iron (Fe) may further improve the strength of the aluminum alloy.
  • the improvement in strength of iron is insignificant, and when it exceeds 1.2% by weight, iron (Fe) combines with silicon (Si) to produce a large amount of ⁇ -AlFeSi precipitate, which improves the corrosion resistance of the aluminum alloy. may degrade the reliability of the product.
  • manganese (Mn) is dissolved in the aluminum alloy during casting to generate fine manganese (Mn) precipitates.
  • the manganese (Mn) precipitate has the effect of increasing the recrystallization temperature of the aluminum alloy and inhibiting grain growth, suppressing homogenization heat treatment recrystallization, preventing stress concentration due to strain processing during extrusion and hot working processes, and resistance to deformation Increase elongation and improve workability.
  • the content of manganese is less than 0.2% by weight, this effect is insignificant, and when it exceeds 1.2% by weight, the processability improvement effect does not increase and converges, but extrudability may rather deteriorate.
  • Fe or Mn may be added from 0.2 wt% to 1.2 wt% to prevent seizure with the mold during casting, and when Fe and Mn are added at the same time, the crystallized Al 3 Fe and Al 6 Mn phases
  • the total content of Fe and Mn should not exceed 1.2% by weight so as not to over-form.
  • titanium (Ti) is used to refine crystal grains in a cast state.
  • a coarse intermetallic compound may be formed and elongation may decrease.
  • the addition of boron (B) can be expected to increase the strength.
  • the content of boron exceeds 0.02% by weight, extrudability and formability are reduced, so the amount of boron added may be limited.
  • the weight percent of magnesium (Mg), zinc (Zn), copper (Cu), iron (Fe) or manganese (Mn), titanium (Ti) and boron (B) may be less than or equal to 13% by weight.
  • the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention may further contain silicon (Si) in an amount greater than 0 and less than 0.1% by weight and/or beryllium (Be) in an amount greater than 0 and less than 0.005% by weight.
  • this alloy has a high Mg content of 3.5% by weight or more, so when Si is added, coarse Mg 2 Si is preferentially formed, and the strength and elongation decrease very significantly unless a separate refinement treatment is performed. It is limited to 0.1% by weight or less.
  • the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention may have yield strength (YS) of 120 to 250 MPa, tensile strength (TS) of 315 to 470 MPa, and elongation (El) of 33 to 38% after T4 heat treatment.
  • the aluminum alloy may have a product of tensile strength (TS) and elongation (El) of 12 to 18 GPa ⁇ % after T4 heat treatment.
  • T4 heat treatment refers to heat treatment in which after solution heat treatment, natural aging is performed to a stable state without additional cold working.
  • the T4 heat treatment may include a heat treatment in which a solution heat treatment is performed at a temperature of 465° C. for 2 hours and then natural aging is performed to a stable state without adding active cold working.
  • the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention may have yield strength (YS) of 335 to 555 MPa, tensile strength (TS) of 460 to 615 MPa, and elongation (El) of 16 to 26% after T6 heat treatment.
  • the aluminum alloy may have a product of tensile strength (TS) and elongation (El) of 9 to 12 GPa ⁇ % after T6 heat treatment.
  • T6 heat treatment refers to heat treatment in which artificial aging is performed without adding active cold working after solution heat treatment.
  • the T6 heat treatment may include a process of performing artificial aging after the T4 heat treatment.
  • the T6 heat treatment may include a heat treatment of solution heat treatment at 465°C for 2 hours followed by artificial aging at 130°C for 24 hours without additional active cold working.
  • Table 1 shows the composition (unit: wt%) of the specimen according to one experimental example of the present invention.
  • Figure 1 is a photograph of the microstructure after extrusion from the aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention
  • Figure 2 is shown by evaluating the mechanical properties after extrusion from the aluminum alloy according to Experimental Examples 1 to 14 of the present invention It is a contour map.
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, magnesium (Mg): 3.5 to 6% by weight, zinc (Zn): 3.5 to 6% by weight, copper (Cu) ): 0.2 to 1.0% by weight, iron (Fe) or manganese (Mn): 0.2 to 1.2% by weight, titanium (Ti): more than 0 and 0.08% by weight or less, boron (B): more than 0.02% by weight and the balance aluminum (Al) satisfies all of the composition ranges.
  • titanium (Ti) and boron (B) are added in the form of TiB, titanium (Ti) is present in an amount of 0.08% by weight or less, and boron (B) is present in an amount of 0.02% by weight or less do.
  • Table 2 shows the values of [Mg] / [Zn], [Mg] + [Zn], [Mg] / [Cu], [Mg] + [Cu] according to the composition of the specimen in Table 1 (unit: weight%) It shows the weight percent sum of composition elements excluding aluminum.
  • the [Mg] is the weight % value of magnesium
  • the [Zn] is the weight % value of zinc
  • the [Cu] is the weight % value of copper.
  • Equation 1 0.58 ⁇ [Mg] /[Zn] ⁇ 1.72
  • Equation 2 7 ⁇ [Mg] + [Zn] ⁇ 12
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, and it can be confirmed that Equations 3 and 4 below are satisfied.
  • Equation 3 3.5 ⁇ [Mg]/[Cu] ⁇ 30
  • Equation 4 3.7 ⁇ [Mg] + [Cu] ⁇ 7
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, magnesium (Mg), zinc (Zn), copper (Cu), iron (Fe) or manganese (Mn), titanium (Ti) and boron It can be confirmed that the sum of the weight % of (B) is 13 weight % or less. Furthermore, it can be confirmed that the sum of iron (Fe) and manganese (Mn) by weight is 1.2 wt% or less.
  • Table 3 shows the mechanical properties immediately after compression (As-extruded) for the aluminum alloy according to the composition (unit: weight%) of Table 1.
  • Y.S represents yield strength
  • T.S represents tensile strength
  • El. represents elongation.
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, yield strength immediately after extrusion (YS): 205 to 265 MPa, tensile strength (TS): 400 to 455 MPa, elongation (El): It can be confirmed that the range of 18 to 32% is satisfied.
  • Table 4 shows the mechanical properties after T4 heat treatment for the aluminum alloy according to the composition (unit: weight%) of Table 1.
  • T4 heat treatment is a heat treatment that naturally ages to a stable state without adding active cold working after solution heat treatment at a temperature of 465 ° C for 2 hours.
  • Y.S represents yield strength
  • T.S represents tensile strength
  • El. represents elongation. Meanwhile, FIG.
  • FIG. 3 is a photograph of the microstructure after T4 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention
  • FIG. 4 evaluates mechanical properties after T4 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Examples 1 to 14 of the present invention. It is a contour map represented by
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, yield strength after T4 heat treatment (YS): 120 ⁇ 250 MPa, tensile strength (TS): 315 ⁇ 470 MPa, Elongation (El): 33 to 38%, product of tensile strength (TS) and elongation (El): It can be seen that the range of 12 to 18 GPa % is satisfied.
  • Table 5 shows the composition of Table 1 (unit: weight%).
  • ) shows the mechanical properties after T6 heat treatment for the aluminum alloy according to.
  • T6 heat treatment is a heat treatment in which solution heat treatment is performed at a temperature of 465 ° C. for 2 hours and then artificial aging is performed at a temperature of 130 ° C.
  • FIG. 5 is a photograph of the microstructure after T6 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Example 10 of the present invention
  • FIG. 6 evaluates mechanical properties after T6 heat treatment in an aluminum alloy according to Experimental Examples 1 to 14 of the present invention. It is a contour map represented by
  • Experimental Examples 1 to 14 are aluminum alloys according to embodiments of the present invention, yield strength after T6 heat treatment (YS): 335 ⁇ 555 MPa, tensile strength (TS): 460 ⁇ 615 MPa, Elongation (El): 16 to 26%, product of tensile strength (TS) and elongation (El): 9 to 12 GPa % It can be seen that the range is satisfied. Referring to FIGS.
  • the Mg content is limited from 3.5% by weight to 6% by weight to increase the effect of solid solution hardening and work hardening
  • the Zn content is 3.5% by weight for solid solution strengthening and precipitation hardening effect. is limited to 6% by weight.
  • the contents of Mg and Zn must simultaneously satisfy the relationship of 0.58 ⁇ [Mg]/[Zn] ⁇ 1.71 and 7 ⁇ [Mg]+[Zn] ⁇ 12.
  • Cu is added to improve yield and tensile strength during heat treatment, but the content is limited from 0.2 wt% to 1 wt% to prevent excessive reduction in elongation and rapid solidification shrinkage.
  • 3.5 ⁇ Mg/Cu ⁇ 30 and 3.7 ⁇ Mg The relationship of +Cu ⁇ 7 must be simultaneously satisfied.
  • this alloy has a high Mg content of 3.5% by weight or more, and when Si is added, coarse Mg 2 Si is preferentially formed, and the strength and elongation decrease very significantly unless a separate refinement treatment is performed. limited to less than %.
  • T′ and ⁇ ′ (eta prime) phases can be formed during heat treatment to increase strength, and work hardening effects and high elongation can be secured during non-heat treatment or solution heat treatment.
  • Fe or Mn may be added in an amount of 0.2% to 1.2% by weight to prevent seizure with the mold, and when Fe and Mn are added at the same time, the formation of crystallized Al 3 Fe and Al 6 Mn phases is not excessively formed. so that the total content of Fe and Mn does not exceed 1.2% by weight.
  • T phase a secondary phase composed of Al, Cu, Mg, and Zn during solidification and a structure in which Mg and Zn are dissolved in an aluminum matrix, characterized by having high strength and high elongation characteristics, casting or The faster the cooling rate during plastic working (or when subjected to a similar treatment), the higher the elongation. In this state, if appropriate artificial aging heat treatment is performed, very high yield strength and tensile strength characteristics are shown.
  • the aluminum alloy according to the embodiment of the present invention is a high-strength-high-elongation aluminum alloy that can be used for heat treatment and non-heat treatment, and shows a strength ductility index of 12 GPa % (tensile strength X elongation) or more after plastic working and T4 heat treatment, and T6 heat treatment Since it can secure excellent strength and ductility characteristics of 9 GPa ⁇ % or more even after drying, it can be used in various industrial fields as an energy absorbing material and a high-strength structural material.
  • Table 6 shows the composition (unit: wt%) of specimens according to other experimental examples of the present invention.
  • Figure 7 is a contour map (contour map) shown by evaluating the mechanical properties after extrusion in the aluminum alloy according to Experimental Example 15 of the present invention.
  • Experimental Example 15 is an aluminum alloy according to a comparative example of the present invention, magnesium (Mg): not satisfied beyond the range of 3.5 to 6% by weight, zinc (Zn): 3.5 to 6% by weight , Copper (Cu): less than the range of 0.2 to 1.0% by weight, which is not satisfactory.
  • Experimental Example 16 is an aluminum alloy according to a comparative example of the present invention, and is not satisfied because it is less than the range of zinc (Zn): 3.5 to 6% by weight and copper (Cu): 0.2 to 1.0% by weight. Furthermore, it can be confirmed that Experimental Example 15 and Experimental Example 16 are not satisfied beyond the ranges of Equations 1 and 3 below.
  • the value of [Mg]/[Zn] is 4.3, which exceeds the range of Equation 1 below and is not satisfied, and the value of [Mg]/[Cu] is 65, which is calculated according to the following equation: It exceeds the range of Equation 3 and is not satisfied.
  • the value of [Mg]/[Zn] is 6, which exceeds the range of Equation 1 below, and is not satisfied, and the value of [Mg]/[Cu] is 60, and the value of Equation 1 below is It exceeds the range of 3 and is not satisfied.
  • Equation 1 0.58 ⁇ [Mg]/[Zn] ⁇ 1.72
  • Equation 3 3.5 ⁇ [Mg]/[Cu] ⁇ 30
  • Experimental Example 15 is an aluminum alloy according to a comparative example of the present invention, yield strength immediately after extrusion (YS): 180 ⁇ 220 MPa, tensile strength (TS): 360 ⁇ 400 MPa, elongation (El) : 33 to 38% range, tensile strength realized immediately after extrusion of the aluminum alloy according to an embodiment of the present invention (TS): 400 to 455 MPa and elongation (El): not satisfying the range of 18 to 32% can confirm that it is not.
  • Table 7 shows the composition (unit: wt%) of the specimen according to another experimental example of the present invention.
  • Experimental Example 17 is an aluminum alloy according to a comparative example of the present invention, and is not satisfied with magnesium (Mg): less than the range of 3.5 to 6% by weight. Furthermore, it can be confirmed that Experimental Example 17 is not satisfied by falling below the ranges of Equations 1 and 3 below. Specifically, in the aluminum alloy according to Experimental Example 17, the value of [Mg]/[Zn] is 0.44, which is less than the range of Equation 1 below, and is not satisfied, and the value of [Mg]/[Cu] is 3, and the value of Equation 1 below is not satisfied. It is less than the range of Expression 3 and is not satisfied.
  • Equation 1 0.58 ⁇ [Mg]/[Zn] ⁇ 1.72
  • Equation 3 3.5 ⁇ [Mg]/[Cu] ⁇ 30
  • the aluminum alloy according to the comparative example of the present invention having the composition of Experimental Example 17 has yield strength after extrusion (YS): 256.9 MPa, tensile strength (TS): 417.7 MPa, elongation (El): 22.3%, and yield strength after T4 heat treatment (YS): 278.9 MPa, tensile strength (TS): 440.7 MPa, elongation (El): 27.0%, yield strength after T6 heat treatment (YS): 564.0 MPa, tensile strength (TS): 602.9 MPa, elongation (El) : It was confirmed that it was 14.9%.

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Abstract

본 발명은 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%, 철(Fe) 또는 망간(Mn): 0.2 ~ 1.2 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.08 중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.02 중량% 및 잔부가 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 함유하되, 하기의 수학식 1 및 수학식 2를 만족하는 알루미늄 합금을 제공한다. 수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72 수학식 2 : 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12 (상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Zn]은 아연의 중량% 값임)

Description

고강도 및 고연성 알루미늄 합금
본 발명은 알루미늄 합금에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 및 고연성의 알루미늄 합금에 관한 것이다.
최근 수송기기 부품의 경량화를 통하여 연비 효율성을 향상시키려는 추세에 따라 경량·고강도 소재에 대한 요구가 증가하고 있으며, 이 중 알루미늄 합금은 우수한 주조성, 가공성, 기계적 특성 등으로 인하여 그 수요가 급격하게 증가되고 있다. 하지만, 현재까지 개발된 상용 알루미늄 합금 압출재의 경우, 자동차 부품 분야와 같이 고강도가 요구되는 분야에 적용되기에는 강도가 충분하지 않거나, 소성가공에 의하여 강도를 증가시킨 경우에는 연신율이 낮아 다양한 형태로의 성형 가공이 필요한 부품에 적용하기 어려운 점이 있다.
관련 선행 기술로는 대한민국 공개특허 10-2012-0055001호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 고강도 특성을 나타내면서도 우수한 성형성을 나타낼 수 있는 알루미늄 합금을 제공하고자 한다. 즉, 높은 강도와 연성을 가지고 열처리와 비열처리가 모두 가능한 주조 및 소성가공용의 알루미늄 합금을 제공하고자 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%, 철(Fe) 또는 망간(Mn): 0.2 ~ 1.2 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.08 중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.02 중량% 및 잔부가 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 함유하되, 하기의 수학식 1 및 수학식 2를 만족한다.
수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
수학식 2 : 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12
(상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Zn]은 아연의 중량% 값임)
상기 알루미늄 합금은 하기의 수학식 3 및 수학식 4를 만족할 수 있다.
수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
수학식 4 : 3.7 ≤ [Mg]+[Cu] ≤ 7
(상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Cu]는 구리의 중량% 값임)
상기 알루미늄 합금은 압출 후 항복강도(YS): 205 ~ 265 MPa, 인장강도(TS): 400 ~ 455 MPa, 연신율(El): 18 ~ 32%일 수 있다.
상기 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 항복강도(YS): 120 ~ 250 MPa, 인장강도(TS): 315 ~ 470 MPa, 연신율(El): 33 ~ 38%일 수 있다. 상기 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 12 ~ 18 GPa·%일 수 있다.
상기 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 항복강도(YS): 335 ~ 555 MPa, 인장강도(TS): 460 ~ 615 MPa, 연신율(El): 16 ~ 26%일 수 있다. 상기 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 9 ~ 12 GPa·%일 수 있다.
상기 알루미늄 합금은 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 구리(Cu), 철(Fe) 또는 망간(Mn), 티타늄(Ti) 및 붕소(B)의 중량%의 합이 13 중량% 이하일 수 있다.
상기 알루미늄 합금에서, 철(Fe)과 망간(Mn)의 중량%의 합은 1.2 중량% 이하일 수 있다.
상기 알루미늄 합금은 0 초과 0.1 중량% 이하의 규소(Si)를 더 함유할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 높은 강도와 연성을 가지고 열처리와 비열처리가 모두 가능한 주조 및 소성가공용의 알루미늄 합금을 구현할 수 있다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
도 3은 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 T4 열처리 후 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 T4 열처리 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
도 5는 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 T6 열처리 후 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 6은 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 T6 열처리 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
도 7은 본 발명의 실험예15에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%, 철(Fe) 또는 망간(Mn): 0.2 ~ 1.2 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.08 중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.02 중량% 및 잔부가 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 함유하되, 하기의 수학식 1 및 수학식 2를 만족한다.
수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
수학식 2 : 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12
(상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Zn]은 아연의 중량% 값임)
나아가, 본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 하기의 수학식 3 및 수학식 4를 만족할 수 있다.
수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
수학식 4 : 3.7 ≤ [Mg]+[Cu] ≤ 7
(상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Cu]는 구리의 중량% 값임)
상술한 조성범위를 만족하는 본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 압출 후 기계적 특성이 항복강도(YS): 205 ~ 265 MPa, 인장강도(TS): 400 ~ 455 MPa, 연신율(El): 18 ~ 32%일 수 있다.
본 발명에서 마그네슘(Mg)은 고용강화형 합금으로서 알루미늄 합금에서 강도 및 성형성 향상을 목적으로 첨가된다. 즉, 마그네슘은 알루미늄 합금에서 고용강화와 가공경화의 효과를 높일 수 있다. 마그네슘의 함량이 3.5 중량% 미만인 경우 이러한 목적을 달성하기 어려우며, 6.0 중량%를 초과하는 경우 열간가공성이 저하되어 압출이 어렵고, 편석이 발생하기 용이하며, 부식성 등이 문제가 된다.
본 발명에서 아연(Zn)의 첨가는 고용강화의 효과뿐만 아니라, 결정립에 석출되어 연성을 저해하는 Al3Mg2(β-phase)의 양을 감소시킴으로써 응력부식균열 저항성을 높일 수 있다. 따라서, Mg 첨가량의 증가로 인한 편석 문제를 해결하기 위하여 Mg의 일부를 Zn로 대체하여 기계적 특성을 향상시킬 수 있으며, 추후 열처리 시 Mg과 Zn로 구성된 석출물로 인하여 시효경화 특성까지 기대할 수 있다. 이에, 본 발명에서는 Zn의 첨가량을 3.5 ~ 6 중량%로 제한한다.
본 발명에서 구리(Cu)의 첨가는 알루미늄 합금의 강도를 추가로 향상시킬 수 있으며, 열처리 시 항복 및 인장강도가 향상될 수 있다. 구리의 함량이 0.2 중량% 미만인 경우 알루미늄 합금의 강도 향상이 미미하며, 1.0 중량%를 초과하는 경우, 연신율의 지나친 저하와 급격한 응고 수축이 발생할 수 있으며 구리(Cu)의 과다 첨가는 규소(Si)와 결합하여 β-AlCuSi 석출물을 생성시켜 알루미늄 합금의 내식성을 열화시켜 제품으로서의 신뢰도를 크게 저하시킬 수 있다.
본 발명에서 철(Fe)은 알루미늄 합금의 강도를 추가로 향상시킬 수 있다. 철의 함량이 0.2 중량% 미만인 경우 철의 강도 향상이 미미하며, 1.2 중량%를 초과하는 경우, 철(Fe)은 규소(Si)와 결합하여 다량의 β-AlFeSi 석출물을 생성시켜 알루미늄 합금의 내식성을 열화시켜 제품으로서의 신뢰도를 저하시킬 수 있다.
본 발명에서 망간(Mn)은 주조 중 알루미늄 합금에 고용되어 미세한 망간(Mn) 석출물을 생성시킨다. 상기 망간(Mn) 석출물은 알루미늄 합금의 재결정 온도를 증가시키고 결정립 성장을 억제하는 효과가 있어 균질화 열처리 재결정을 억제하며, 압출 및 열간 가공 공정 중 변형 가공에 의한 응력 집중을 방지하며 변형에 대한 저항성을 높여 연신율과 가공성을 향상시킨다. 망간의 함량이 0.2 중량% 미만인 경우 이러한 효과가 미미하며, 1.2 중량%를 초과하는 경우, 가공성 향상 효과는 더 이상 증가하지 않고 수렴하는 반면 압출성이 오히려 저하될 수 있다.
특히, 본 발명에서는 주조시 금형과의 소착을 방지하기 위해 Fe 또는 Mn을 0.2 중량%에서 1.2 중량%까지 첨가할 수 있으며, Fe와 Mn을 동시에 첨가할 시 정출상인 Al3Fe 및 Al6Mn 상의 형성이 지나치게 형성되지 않도록 Fe와 Mn의 총 함량이 1.2 중량%를 넘지 않도록 한다.
본 발명에서 티타늄(Ti)은 주조 상태의 결정립을 미세화시키기 위하여 사용된다. 다만, 티타늄의 함량이 0.08 중량%를 초과하는 경우 조대한 금속간 화합물을 형성하여 연신율이 저하될 수 있다.
본 발명에서 붕소(B)의 첨가는 강도 증가의 효과를 기대할 수 있다. 다만, 붕소의 함량이 0.02 중량%를 초과하는 경우 압출성과 성형성을 저하시키므로 첨가량을 제한할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금에서, 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 구리(Cu), 철(Fe) 또는 망간(Mn), 티타늄(Ti) 및 붕소(B)의 중량%의 합은 13 중량% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 0 초과 0.1 중량% 이하의 규소(Si) 및/또는 0 초과 0.005 중량% 이하의 베릴륨(Be)을 더 함유할 수 있다. 특히, 본 합금은 Mg 함량이 3.5 중량% 이상으로 높아 Si이 첨가되면 우선적으로 조대한 Mg2Si이 형성되어 별도의 미세화 처리를 하지 않는 이상 강도 및 연신율의 저하가 매우 크게 나타나므로 규소의 함량을 0.1 중량% 이하로 제한한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 항복강도(YS): 120 ~ 250 MPa, 인장강도(TS): 315 ~ 470 MPa, 연신율(El): 33 ~ 38%일 수 있다. 상기 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 12 ~ 18 GPa·%일 수 있다.
알루미늄 열처리 중 T4 열처리는 용체화 처리 후, 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 안정한 상태까지 자연 시효 시키는 열처리를 의미한다. 예를 들어, T4 열처리는 465℃의 온도에서 2시간 동안 용체화 처리 후 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 안정한 상태까지 자연 시효 시키는 열처리를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 항복강도(YS): 335 ~ 555 MPa, 인장강도(TS): 460 ~ 615 MPa, 연신율(El): 16 ~ 26%일 수 있다. 상기 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 9 ~ 12 GPa·%일 수 있다.
알루미늄 열처리 중 T6 열처리는 용체화 처리 후, 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 인공 시효 시키는 열처리를 의미한다. T6 열처리는 T4 열처리 후 인공 시효를 실시하는 공정을 포함할 수 있다. 예를 들어, T6 열처리는 465℃의 온도에서 2시간 동안 용체화 처리 후 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 130℃의 온도에서 24시간 동안 인공 시효 시키는 열처리를 포함할 수 있다.
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 다음의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 다음의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 1은 본 발명의 일 실험예에 따른 시편의 조성(단위: 중량%)을 나타낸 것이다. 한편, 도 1은 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 2는 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
실험예 Mg Zn Cu Fe TiB Al
1 3.5 6 0.5 0.2 0.1 89.7
2 4 5.5 0.5 0.2 0.1 89.7
3 4.5 5 0.5 0.2 0.1 89.7
4 5 4.5 0.5 0.2 0.1 89.7
5 5.5 4 0.5 0.2 0.1 89.7
6 6 3.5 0.5 0.2 0.1 89.7
7 3.5 3.5 0.5 0.2 0.1 92.2
8 3.5 4.5 0.5 0.2 0.1 91.2
9 4.5 3.5 0.5 0.2 0.1 91.2
10 5 6 0.5 0.2 0.1 88.2
11 6 5 0.5 0.2 0.1 88.2
12 6 6 0.5 0.2 0.1 87.2
13 4.25 4.25 0.5 0.2 0.1 90.7
14 5.25 5.25 0.5 0.2 0.1 88.7
표 1을 참조하면, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%, 철(Fe) 또는 망간(Mn): 0.2 ~ 1.2 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.08 중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.02 중량% 및 잔부가 알루미늄(Al)인 조성범위를 모두 만족한다. 실험예1 내지 실험예14에서, 티타늄(Ti)과 붕소(B)는 TiB의 형태로 첨가되며, 티타늄(Ti)은 0.08 중량% 이하로 존재하며, 붕소(B)는 0.02 중량% 이하로 존재한다.
표 2는 표 1의 시편 조성(단위: 중량%)에 따른 [Mg]/[Zn], [Mg]+[Zn], [Mg]/[Cu], [Mg]+[Cu]의 값과 알루미늄을 제외한 조성원소의 중량% 합을 나타낸 것이다. 상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Zn]은 아연의 중량% 값이며, 상기 [Cu]는 구리의 중량% 값이다.
실험예 [Mg]/[Zn] [Mg]+[Zn] [Mg]/[Cu] [Mg]+[Cu] 용질합
1 0.583 9.5 7.000 4.0 10.3
2 0.727 9.5 8.000 4.5 10.3
3 0.900 9.5 9.000 5.0 10.3
4 1.111 9.5 10.000 5.5 10.3
5 1.375 9.5 11.000 6.0 10.3
6 1.714 9.5 12.000 6.5 10.3
7 1.000 7.0 7.000 4.0 7.8
8 0.778 8.0 7.000 4.0 8.8
9 1.286 8.0 9.000 5.0 8.8
10 0.833 11.0 10.000 5.5 11.8
11 1.200 11.0 12.000 6.5 11.8
12 1.000 12.0 12.000 6.5 12.8
13 1.000 8.5 8.500 4.8 9.3
14 1.000 10.5 10.500 5.8 11.3
표 2를 참조하면, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, 하기의 수학식 1 및 수학식 2를 만족함을 확인할 수 있다.수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
수학식 2 : 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12
나아가, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, 하기의 수학식 3 및 수학식 4를 만족함을 확인할 수 있다.
수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
수학식 4 : 3.7 ≤ [Mg]+[Cu] ≤ 7
실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, 마그네슘(Mg), 아연(Zn), 구리(Cu), 철(Fe) 또는 망간(Mn), 티타늄(Ti) 및 붕소(B)의 중량%의 합은 13 중량% 이하임을 확인할 수 있다. 나아가, 철(Fe)과 망간(Mn)의 중량%의 합은 1.2 중량% 이하임을 확인할 수 있다.
표 3은 표 1의 조성(단위: 중량%)에 따른 알루미늄 합금에 대하여 압축 직후(As-extruded)의 기계적 특성을 나타낸 것이다. Y.S는 항복강도, T.S는 인장강도, El.은 연신율을 나타낸다.
실험예 Y.S [MPa] T.S [MPa] El. [%]
1 261.3 451.72 21.31
2 240.48 439.34 18.51
3 234.35 444.49 22.8
4 217.6 433.36 25.49
5 218.36 436.12 28.14
6 215.43 427.24 30.05
7 207.34 400.48 31.09
8 232.79 426.65 26.51
9 212.96 420.2 29.88
10 248.91 421.55 21.03
11 220.7 433.34 25.76
12 230.89 431.97 23.97
13 235.8 426.35 25.05
14 231.97 425.66 24.11
표 3을 참조하면, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, 압출 직후 항복강도(YS): 205 ~ 265 MPa, 인장강도(TS): 400 ~ 455 MPa, 연신율(El): 18 ~ 32%의 범위를 만족함을 확인할 수 있다.표 4는 표 1의 조성(단위: 중량%)에 따른 알루미늄 합금에 대하여 T4 열처리 후의 기계적 특성을 나타낸 것이다. T4 열처리는 465℃의 온도에서 2시간 동안 용체화 처리 후 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 안정한 상태까지 자연 시효 시키는 열처리이다. Y.S는 항복강도, T.S는 인장강도, El.은 연신율을 나타낸다. 한편, 도 3은 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 T4 열처리 후 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 4는 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 T4 열처리 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
실험예 Y.S [MPa] T.S [MPa] El. [%] T.S X El. (Gpa%)
1 170.75 373.16 35.26 13.16
2 198.22 407.92 36.13 14.74
3 208.52 423.33 36.28 15.36
4 214.18 434.81 37.08 16.12
5 207.02 427.41 38.27 16.36
6 189.09 403.12 38.77 15.63
7 121.73 316.75 38.29 12.13
8 154.25 354.53 36.15 12.82
9 159.8 370.55 37.61 13.94
10 243.86 456.88 37.51 17.14
11 216.7 445.27 35.63 15.86
12 241.05 468.46 35.68 16.71
13 193.77 402.29 37.19 14.96
14 249.8 465.77 33.37 15.54
표 4를 참조하면, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, T4 열처리 후 항복강도(YS): 120 ~ 250 MPa, 인장강도(TS): 315 ~ 470 MPa, 연신율(El): 33 ~ 38%, 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱: 12 ~ 18 GPa·%의 범위를 만족함을 확인할 수 있다.표 5는 표 1의 조성(단위: 중량%)에 따른 알루미늄 합금에 대하여 T6 열처리 후의 기계적 특성을 나타낸 것이다. T6 열처리는 465℃의 온도에서 2시간 동안 용체화 처리 후 적극적인 냉간 가공을 더하지 않고, 130℃의 온도에서 24시간 동안 인공 시효 시키는 열처리이다. Y.S는 항복강도, T.S는 인장강도, El.은 연신율을 나타낸다. 한편, 도 5는 본 발명의 실험예10에 따른 알루미늄 합금에서 T6 열처리 후 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 6은 본 발명의 실험예1 ~ 14에 따른 알루미늄 합금에서 T6 열처리 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
실험예 Y.S [MPa] T.S [MPa] El. [%] T.S X El. (Gpa%)
1 523.87 577.9 18.23 10.54
2 527.32 590.09 18.03 10.64
3 522.4 589.56 18.81 11.09
4 517.54 589.79 18 10.62
5 463.24 552.13 19.89 10.98
6 336.62 463.95 25.46 11.81
7 381.43 464.42 21.51 9.99
8 467.84 535.79 20.52 10.99
9 424.83 513.9 21.25 10.92
10 551.37 608.79 16.27 9.91
11 510.15 587.31 20.18 11.85
12 541.07 604.28 17.6 10.64
13 480.88 553.11 20.02 11.07
14 551.3 614.35 17.63 10.83
표 5를 참조하면, 실험예1 내지 실험예14는 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금으로서, T6 열처리 후 항복강도(YS): 335 ~ 555 MPa, 인장강도(TS): 460 ~ 615 MPa, 연신율(El): 16 ~ 26%, 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱: 9 ~ 12 GPa·%의 범위를 만족함을 확인할 수 있다.도 1 내지 6과 표 1 내지 5를 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금은 고용강화와 가공경화의 효과를 높일 수 있도록 Mg 함량을 3.5 중량%에서 6 중량%로 한정하고, 고용강화와 석출경화 효과를 위해 Zn 함량을 3.5 중량%에서 6 중량%로 한정한다. 이 때 Mg와 Zn의 함량은 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.71 와 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12 의 관계를 동시에 만족해야 한다.
열처리 시 항복 및 인장강도 향상을 위해 Cu를 첨가하되 연신율의 지나친 저하와 급격한 응고 수축 발생을 억제하기 위해 함량을 0.2 중량%에서 1 중량%로 제한하며, 3.5 ≤ Mg/Cu ≤ 30 와 3.7 ≤ Mg+Cu ≤ 7 의 관계를 동시 만족해야 한다.
또한 본 합금은 Mg 함량이 3.5 중량% 이상으로 높아 Si이 첨가되면 우선적으로 조대한 Mg2Si이 형성되어 별도의 미세화 처리를 하지 않는 이상 강도 및 연신율의 저하가 매우 크게 나타나므로 그 함량을 0.1 중량% 이하로 제한한다.
이를 통해 열처리 시 T′ 및 η′(eta prime)상을 형성시켜 고강도화할 수 있으며, 비열처리 또는 용체화 열처리시 가공경화 효과와 높은 연신율을 확보할 수 있다. 주조시 금형과의 소착을 방지하기 위해 Fe 또는 Mn을 0.2 중량%에서 1.2 중량%까지 첨가할 수 있으며, Fe와 Mn을 동시에 첨가할 시 정출상인 Al3Fe 및 Al6Mn 상의 형성이 지나치게 형성되지 않도록 Fe와 Mn의 총 함량이 1.2 중량%를 넘지 않도록 한다.
표 3 내지 5를 참조하면, 응고시 Al, Cu, Mg, Zn으로 이루어진 이차상(T phase)과 알루미늄 기지 내에 Mg과 Zn이 고용된 조직을 가져 고강도와 고연신 특성을 가지는 것이 특징으로 주조 또는 소성가공 시 냉각속도가 빠를수록(또는 이와 준하는 처리를 거칠 시) 높은 연신율을 가진다. 이 상태에서 적절한 인공시효 열처리를 진행하면 매우 높은 항복강도, 인장강도 특성을 보인다.
본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금은 열처리 및 비열처리용으로 사용 가능한 고강도-고연신 알루미늄 합금으로 소성가공 및 T4 열처리 후 12 GPa·%(인장강도 X 연신율) 이상의 강도연성지수를 보이며, T6 열처리 후에도 9 GPa·% 이상의 우수한 강도·연성 특성을 확보할 수 있어, 에너지 흡수용 소재, 고강도 구조용 소재로 다양한 산업분야에 사용될 수 있다.
표 6은 본 발명의 다른 실험예에 따른 시편의 조성(단위: 중량%)을 나타낸 것이다. 한편, 도 7은 본 발명의 실험예15에 따른 알루미늄 합금에서 압출 후 기계적 특성을 평가하여 나타낸 등고선맵(contour map)이다.
실험예 Mg Si Zn Cu Fe Mn Sr TiB Al
15 6.5 0.1 1.5 0.1 0.3 0.3 0.1 0.1 Bal.
16 6 0.05 1 0.1 0.2 0.2 0.01 0.05 Bal.
표 6을 참조하면, 실험예15는 본 발명의 비교예에 따른 알루미늄 합금으로서, 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%의 범위를 하회하여 만족하지 못한다. 또한, 실험예16은 본 발명의 비교예에 따른 알루미늄 합금으로서, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%의 범위를 하회하여 만족하지 못한다. 나아가, 실험예15 및 실험예16은 하기 수학식 1 및 수학식 3의 범위를 상회하여 만족하지 못함을 확인할 수 있다. 구체적으로, 실험예15에 따른 알루미늄 합금은 [Mg]/[Zn]의 값이 4.3으로서 하기 수학식 1의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, [Mg]/[Cu]의 값이 65로서 하기 수학식 3의 범위를 상회하여 만족하지 못한다. 또한, 실험예16에 따른 알루미늄 합금은 [Mg]/[Zn]의 값이 6으로서 하기 수학식 1의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, [Mg]/[Cu]의 값이 60으로서 하기 수학식 3의 범위를 상회하여 만족하지 못한다.
수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
도 7을 함께 참조하면, 실험예15는 본 발명의 비교예에 따른 알루미늄 합금으로서, 압출 직후 항복강도(YS): 180 ~ 220 MPa, 인장강도(TS): 360 ~ 400 MPa, 연신율(El): 33 ~ 38%의 범위를 가지는 바, 본 발명의 실시예에 따른 알루미늄 합금의 압출 직후 구현되는 인장강도(TS): 400 ~ 455 MPa 및 연신율(El): 18 ~ 32%의 범위를 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
표 7은 본 발명의 또 다른 실험예에 따른 시편의 조성(단위: 중량%)을 나타낸 것이다.
실험예 Mg Zn Cu Fe TiB Cr Al
17 2.4 5.5 0.6 0.2 0.1 0.2 91
표 7을 참조하면, 실험예17은 본 발명의 비교예에 따른 알루미늄 합금으로서, 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%의 범위를 하회하여 만족하지 못한다. 나아가, 실험예17은 하기 수학식 1 및 수학식 3의 범위를 하회하여 만족하지 못함을 확인할 수 있다. 구체적으로, 실험예17에 따른 알루미늄 합금은 [Mg]/[Zn]의 값이 0.44로서 하기 수학식 1의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, [Mg]/[Cu]의 값이 3으로서 하기 수학식 3의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.
수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
실험예17의 조성을 가지는 본 발명의 비교예에 따른 알루미늄 합금은 압출 후 항복강도(YS): 256.9 MPa, 인장강도(TS): 417.7 MPa, 연신율(El): 22.3%이며, T4 열처리 후 항복강도(YS): 278.9 MPa, 인장강도(TS): 440.7 MPa, 연신율(El): 27.0%이며, T6 열처리 후 항복강도(YS): 564.0 MPa, 인장강도(TS): 602.9 MPa, 연신율(El): 14.9%임을 확인하였다.
상기 실험예17의 기계적 물성 결과는, 본 발명의 실시예에 따른 T4 열처리 후 항복강도(YS): 120 ~ 250 MPa의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 연신율(El): 33 ~ 38%의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱: 12 ~ 18 GPa·%의 범위를 하회하여 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
또한, 상기 실험예17의 기계적 물성 결과는, 본 발명의 실시예에 따른 T6 열처리 후 T6 열처리 후 항복강도(YS): 335 ~ 555 MPa의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 연신율(El): 16 ~ 26%의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱: 9 ~ 12 GPa·%의 범위를 하회하여 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (10)

  1. 마그네슘(Mg): 3.5 ~ 6 중량%, 아연(Zn): 3.5 ~ 6 중량%, 구리(Cu): 0.2 ~ 1.0 중량%, 철(Fe) 또는 망간(Mn): 0.2 ~ 1.2 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.08 중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.02 중량% 및 잔부가 알루미늄(Al)과 불가피한 불순물을 함유하되,
    하기의 수학식 1 및 수학식 2를 만족하는,
    알루미늄 합금.
    수학식 1 : 0.58 ≤ [Mg]/[Zn] ≤ 1.72
    수학식 2 : 7 ≤ [Mg]+[Zn] ≤ 12
    (상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Zn]은 아연의 중량% 값임)
  2. 제 1 항에 있어서,
    하기의 수학식 3 및 수학식 4를 만족하는,
    알루미늄 합금.
    수학식 3 : 3.5 ≤ [Mg]/[Cu] ≤ 30
    수학식 4 : 3.7 ≤ [Mg]+[Cu] ≤ 7
    (상기 [Mg]는 마그네슘의 중량% 값이며, 상기 [Cu]는 구리의 중량% 값임)
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 압출 후 항복강도(YS): 205 ~ 265 MPa, 인장강도(TS): 400 ~ 455 MPa, 연신율(El): 18 ~ 32%인 것을 특징으로 하는,
    알루미늄 합금.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 항복강도(YS): 120 ~ 250 MPa, 인장강도(TS): 315 ~ 470 MPa, 연신율(El): 33 ~ 38%인 것을 특징으로 하는,
    알루미늄 합금.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 T4 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 12 ~ 18 GPa·%인 것을 특징으로 하는,
    알루미늄 합금.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 항복강도(YS): 335 ~ 555 MPa, 인장강도(TS): 460 ~ 615 MPa, 연신율(El): 16 ~ 26%인 것을 특징으로 하는,
    알루미늄 합금.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금은 T6 열처리 후 인장강도(TS)와 연신율(El)의 곱이 9 ~ 12 GPa·%인 것을 특징으로 하는,
    알루미늄 합금.
  8. 제 1 항에 있어서,
    마그네슘(Mg), 아연(Zn), 구리(Cu), 철(Fe) 또는 망간(Mn), 티타늄(Ti) 및 붕소(B)의 중량%의 합은 13 중량% 이하인,
    알루미늄 합금.
  9. 제 1 항에 있어서,
    철(Fe)과 망간(Mn)의 중량%의 합은 1.2 중량% 이하인,
    알루미늄 합금.
  10. 제 1 항에 있어서,
    0 초과 0.1 중량% 이하의 규소(Si)를 더 함유하는,
    알루미늄 합금.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150038678A (ko) * 2012-09-20 2015-04-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 자동차 부재용 알루미늄 합금판
KR20150119375A (ko) * 2013-02-19 2015-10-23 알코아 인코포레이티드 마그네슘 및 아연을 갖는 열처리가능한 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법
WO2017075319A1 (en) * 2015-10-30 2017-05-04 Novelis Inc. High strength 7xxx aluminum alloys and methods of making the same
KR20190091301A (ko) * 2016-11-28 2019-08-05 맥마스터 유니버시티 구조 및 비-구조 준정형 주조용 알루미늄 합금 및 그 제조 방법
KR20210032429A (ko) * 2018-07-17 2021-03-24 콩스텔리움 뇌프-브리작 성형 및 조립에 적합한 7xxx 알루미늄 합금 박판 시트 제조 방법

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9315885B2 (en) * 2013-03-09 2016-04-19 Alcoa Inc. Heat treatable aluminum alloys having magnesium and zinc and methods for producing the same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150038678A (ko) * 2012-09-20 2015-04-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 자동차 부재용 알루미늄 합금판
KR20150119375A (ko) * 2013-02-19 2015-10-23 알코아 인코포레이티드 마그네슘 및 아연을 갖는 열처리가능한 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법
WO2017075319A1 (en) * 2015-10-30 2017-05-04 Novelis Inc. High strength 7xxx aluminum alloys and methods of making the same
KR20190091301A (ko) * 2016-11-28 2019-08-05 맥마스터 유니버시티 구조 및 비-구조 준정형 주조용 알루미늄 합금 및 그 제조 방법
KR20210032429A (ko) * 2018-07-17 2021-03-24 콩스텔리움 뇌프-브리작 성형 및 조립에 적합한 7xxx 알루미늄 합금 박판 시트 제조 방법

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