KR20060135990A

KR20060135990A - 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20060135990A
Application number: KR1020050055039A
Authority: KR
Inventors: 김수현; 김경현; 조종춘; 김주형
Original assignee: 한국기계연구원; (주)일우정밀; 현진소재주식회사
Filing date: 2005-06-24
Publication date: 2007-01-02
Anticipated expiration: 2025-06-24

Abstract

본 발명은 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

이를 위해, 본 발명은 중량%로, Mg:4.0~4.8%, Zn:0.5~0.7%, Mn:0.5% 이하, Ti:0.25% 이하, Fe:0.2% 이하, Si:0.2% 이하, Cu:0.1% 이하, Be:0.005% 이하 및 잔부 Al로 성분조성을 이루도록 하고, 이 성분조성을 얻기 위해 전기로에서 Al-Mg, Al-Zn, Al-Mn, Al-Ti, Al-Si, Al-Cu, Al-Be 및 순수 알루미늄 잉곳을 한꺼번에 용해하여 원하는 화학성분을 갖는 합금을 마련하는 단계와; 전기로를 통해 완전히 용융된 용탕을 5~15분 동안 아르곤 가스로 버블링시켜 개재물 제어 및 탈가스시키는 단계와; 탈가스된 용탕을 진정시킨 후 700~750℃의 온도에서 금형에 주입하는 단계와; 주조 완료후 자동차용 부품 소재에 적당한 알루미늄 주조합금으로 가공하는 단계를 통해 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금을 제조할 수 있게 된다.

본 발명에 따르면, 알루미늄 주조합금을 주조상태에서도 16% 이상 높은 연신율과 260MPa 이상의 높은 인장강도를 동시에 갖출 수 있도록 함으로써 각종 자동차용 부품 소재로 용이하게 활용할 수 있고, 나아가 주조시 열처리를 거치지 않음으로써 제조비용이 저렴하고, 제조가 용이하며, 궁극적으로 자동차 자체의 무게를 감소시킬 수 있게 된다.

Description

비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법{NON HEAT TREATABLE HIGH DUCTILITY ALUMINUM CAST ALLOYS AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1은 본 발명 주조합금의 인장강도와 연신율을 결정하는 마그네슘의 최적 성분함량을 추적하는 그래프,

도 2는 본 발명 주조합금의 인장강도와 연신율을 결정하는 마그네슘의 성분함량 대비 이에 영향을 미치는 주된 성분인 아연의 최적 성분함량을 추적하는 그래프,

도 3은 본 발명에 따른 주조합금의 미세조직 사진,

도 4는 본 발명에 따른 주조합금의 인장시험후 파단면을 주사전자현미경으로 관찰한 사진.

본 발명은 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기존 고연성 알루미늄 주조 합금에 비하여 주조상태에서도 강도의 큰 저하없이 연성을 향상시킨 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로, 알루미늄 주조합금은 그 경량성으로 인해 각종 수송기기, 항공기 부품, 방산용 부품, 산업용 부품으로 크게 각광받고 있으며, 우주 항공기용 부품으로 하우징, 실린더헤드 및 피스톤, 터빈 임펠러, 미사일 핀(Fin), 랜딩기어 하우징, 냉각팬 등 다양한 부품의 제조에 사용되고 있다.

특히, 최근에는 자동차용 부품으로 활용됨으로써 자체 중량 감소에 의한 연비 향상을 기대할 수 있어 엔진 부품이나 현가장치, 휠, 핸들 등 다양한 부품에 알루미늄 주조합금이 적용되고 있다.

그러나, 주조법을 통해 제조된 알루미늄 합금은 가공재에 비해 복잡한 형상을 갖는 부품에 적합하게 사용될 수 있지만 낮은 연성 때문에 높은 연성을 요구하는 부품으로 사용하기에는 부적절한 단점을 가진다.

예컨대, 알루미늄 주조합금 중에서 가장 연성이 높은 합금은 알루미늄-마그네슘계 합금이며, 이중 상용화된 대표적인 고연성 알루미늄 합금으로 AC7A(KS 규격), 513.0(ASTM 규격), 515.0(ASTM 규격) 등이 있기는 하지만 하기 표 1에서와 같이 이들은 연신율이 낮은 편이다.

구분	Mg	Mn	Fe	Si	Ti	Zn	Cr	Cu	인장 강도	연신 율
AC7A 합금	3.5- 5.5	0.6 이하	0.3 이하	0.2 이하	0.2 이하	0.15 이하	0.15 이하	0.1 이하	210 MPa	12%
513.0 합금	3.6- 4.5	0.3	0.4	0.3	0.2	1.4- 2.2	x	0.1	276 MPa	10%
515.0 합금	2.5- 4.0	0.4- 0.6	1.3	0.5- 1.0	x	0.1	x	0.2	283 MPa	10%

(상기 표 1에서 성분함량은 모두 중량%이다)

상기 표 1에서와 같이, 이들 고연성 알루미늄 주조합금은 그 인장강도 및 연신율이 AC7A:210MPa,12%; 513.0:276MPa(항복강도:152MPa),10%; 515.0:283MPa,10%의 값을 갖지만 충분한 연성을 요구하는 자동차용 소재로는 부적합하였다.

즉, 16% 이상의 고연신율을 가지게 되면 차량 충돌시 소재가 파단되지 않고 소성변형됨으로써 탑승자의 안전을 최대한 확보할 수 있기 때문이다.

특히, 핸들과 같이 운전자와 최근접한 곳에 위치하는 부품일수록 더욱 더 고연성이 요구됨에도 불구하고 종래 주조법에 의한 알루미늄 합금은 그러한 연성을 충족시킬 수 없어 자동차용 소재로 충분히 활용되기 위해서는 아직도 많은 연구가 요구되고 있는 실정이다.

본 발명은 상술한 바와 같은 종래 기술이 갖는 제반 문제점을 감안하여 이를 해결하고자 창출한 것으로, 알루미늄 주조합금중 연신율이 우수한 알루미늄-마그네슘 합금을 모델로 하여 자동차용 부품 소재로 사용되기에 적당할 정도로 충분한 연신율을 가지면서 주조가 용이하고 비용은 저렴하며 충분한 강도를 갖는 그러한 형태의 전혀 새로운 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법을 제공함에 그 주된 목적이 있다.

본 발명은 상기한 기술적 과제를 달성하기 위하여 중량%로, Mg:4.0~4.8%, Zn:0.5~0.7%, Mn:0.5% 이하, Ti:0.25% 이하, Fe:0.2% 이하, Si:0.2% 이하, Cu:0.1% 이하, Be:0.005% 이하 및 잔부 Al로 이루어져 주조상태에서도 인장강도 260MPa 이 상, 항복강도 110MPa 이상, 연신율 16% 이상을 갖는 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금을 제공함에 그 특징이 있다.

또한, 본 발명은 알루미늄 주조합금의 용해를 위해 전기로에서 Al-Mg, Al-Zn, Al-Mn, Al-Ti, Al-Si, Al-Cu, Al-Be 및 순수 알루미늄 잉곳을 한꺼번에 용해하여 원하는 화학성분을 갖는 합금을 마련하는 단계와; 전기로를 통해 완전히 용융된 용탕을 5~15분 동안 아르곤 가스로 버블링시켜 개재물 제어 및 탈가스시키는 단계와; 탈가스된 용탕을 진정시킨 후 700~750℃의 온도에서 금형에 주입하는 단계와; 주조 완료후 자동차용 부품 소재에 적당한 알루미늄 주조합금으로 가공하는 단계를 포함하여 이루어지는 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 제조방법을 제공함에도 그 특징이 있다.

이하에서는, 첨부도면을 참고하여 본 발명에 따른 바람직한 실시예에 대해 상세히 설명하기로 한다.

본 발명은 알루미늄-마그네슘계 주조합금이 갖는 고연신율이 합금 성분과 주조조건에 의해 결정된다는 사실에 기초하여 연구 개발하게 되었는 바, 기존 고연성 알루미늄 주조합금의 경우 마그네슘, 구리, 규소, 철 등 여러 합금원소의 복합적인 영향 및 주조조건에 의해 주조재의 물성이 결정됨을 확인하였다.

그리고, 가장 주된 합금 성분인 마그네슘의 함량이 증가되면 강도는 향상되나 연신율이 감소하므로 연신율을 향상시키기 위해서는 마그네슘의 함량을 낮출 필요가 있으나 그렇게 되면 강도가 저하되게 되므로 나머지 원소들과의 복합적인 상호작용을 통해 강도는 그대로 유지하면서 연신율만 높일 수 있는 최적의 합금 성분 과 조성비율이 필요하였다.

이에, 다년간의 연구노력 끝에 알루미늄을 기지로 하고, 마그네슘, 아연, 망간, 티타늄, 철, 규소, 구리, 베릴륨의 합금 성분을 포함할 때 인장강도 260MPa 이상, 항복강도 110MPa 이상, 연신율 16% 이상을 갖는 알루미늄 주조합금 개발에 성공하였다.

본 발명에 따른 알루미늄 주조합금의 성분조성은, 중량%로 알루미늄을 기지로 하고 Mg:4.0~4.8%, Zn:0.5~0.7%, Mn:0.5% 이하, Ti:0.25% 이하, Fe:0.2% 이하, Si:0.2% 이하, Cu:0.1% 이하, Be:0.005% 이하로 이루어진다.

특히, 본 발명 알루미늄 주조합금의 기계적 성질은 마그네슘의 함량에 의해 크게 영향을 받으므로 마그네슘의 함량 변화에 따른 주조합금의 인장강도, 항복강도, 연신율을 실험하여 도 1의 그래프로 나타내었으며, 그 결과 항복강도는 마그네슘의 함량이 증가할수록 증가하며, 연신율은 마그네슘의 함량이 감소할수록 증가하고, 인장강도는 일정 범위의 마그네슘 함량을 가질 때 증가하는 것을 확인하였다.

즉, 인장강도 260MPa 이상, 항복강도 110MPa 이상, 연신율 16% 이상의 물성을 확보하기 위해서는 마그네슘 함량이 4.0~4.8 중량%가 되어야 함을 알 수 있다.

나아가, 상기 마그네슘의 함량에 대하여 지대한 영향을 미치는 성분이 아연이므로 이 함량에 따른 아연의 조성범위, 즉 상술한 인장강도, 항복강도, 연신율을 해치지 않는 범위내에서의 최적 첨가될 아연 함량을 조사하기 위하여 마그네슘 함량이 4.0~4.8 중량% 일 때 아연의 첨가량을 변화시키면서 그때 나타나는 인장강도, 항복강도, 연신율을 조사하여 도 2에 나타내었다.

실험결과, 아연은 마그네슘 함량 대비 0.5~0.7 중량%일 때가 최적이었으며, 나머지 원소들은 부수적인 요인들을 억제하거나 향상시키기 위해 소량 첨가되는 원소들이므로 적정범위내로 첨가하였다.

이하, 본 발명에 따른 성분조성의 함량을 수치한정하는 사유에 대하여 설명한다.

[Mg:4.0~4.8 중량%]

Mg는 알루미늄 합금원소로 첨가되면 내식성과 강도를 향상시킨다.

그러나, 마그네슘 함량이 증가하면 연신율이 감소하고, 용탕의 유동성이 저하되어 주조성이 악화된다.

이와 같은 불리한 점은 마그네슘이 쉽게 산화되어 산화물 형태의 개재물 형성하는데서 기인된다.

따라서, 연신율 향상과 주조성 확보를 위해서는 마그네슘의 함량을 제한할 필요가 있으며, 동시에 마그네슘의 산화를 방지하기 위해 미량의 베릴륨 첨가가 요구된다.

결국, 4.0중량% 미만 첨가되게 되면 강도가 급격히 감소되고, 4.8중량%를 초과하게 되면 연신율이 급격히 줄어들기 때문에 상기 조성범위내로 한정함이 바람직하다.

[Zn:0.5~0.7 중량%]

Zn은 이를 단독으로 첨가하였을 경우 알루미늄 주조재의 물성 변화에 큰 영향을 주지 않으나 구리나 마그네슘과 동시에 첨가하게 되면 인공시효 또는 자연시 효에 의해 재료의 기계적 성질을 향상시키게 된다.

따라서, Zn은 구리나 마그네슘의 조성비율에 맞추어 0.5~0.7 중량%로 첨가됨이 바람직하다.

[Mn:0.5 중량% 이하]

Mn은 주조용 알루미늄 합금에서 큰 영향을 미치지 않는다.

다만, 철 첨가에 의한 부정적인 효과를 상쇄시키기 위하여 Mn이 첨가되며, 본 발명에서는 0.5 중량% 이하로 제한함이 가장 바람직하다.

[Ti:0.25 중량% 이하]

Ti는 주조용 알루미늄 합금에서 용탕의 응고시 TiAl₃를 형성하여 초정 알루미늄의 핵 생성 장소의 역할을 하여 결정립을 미세화시키는 역할을 한다.

그러나, Ti를 과다 첨가하게 되면 편석을 일으켜 기계적 성질을 저하시키므로 본 발명에서는 0.25 중량% 이하로 제한함이 바람직하다.

[Fe:0.2 중량% 이하]

Fe는 다이캐스팅 공정중에 금형과 용탕의 소착을 방지하는 역할을 하므로 다이캐스팅용 알루미늄 합금에서는 전형적으로 첨가된다.

하지만, 철의 함량이 증가되면 합금의 연신율을 감소시키므로 본 발명에서는 0.2 중량% 이하로 제한함이 특히 바람직하다.

[Si:0.2 중량% 이하]

Si는 주조용 알루미늄 합금에서 주조성의 향상과 기계적 성질의 개선에 기여 하지만 알루미늄-마그네슘 합금에서 Si의 첨가는 강도 증진없이 연신율을 감소시키게 된다.

나아가, 미량으로 첨가시키게 되면 주조성이 전혀 향상되지 않으므로 본 발명에서는 Si의 함량을 0.2 중량% 이하로 한정함이 바람직하다.

[Cu:0.1 중량% 이하]

Cu는 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이기는 하지만 Si와 동시에 첨가하게 되면 연신율을 크게 감소시키게 되므로 본 발명에서는 0.1 중량% 이하로 한정함이 바람직하다.

[Be:0.005 중량% 이하]

Be는 주조용 알루미늄-마그네슘 합금에서 마그네슘의 산화를 방지하기 위하여 첨가된다.

특히, Be는 소량 첨가에 의해서도 산화물이 용탕 표면에 형성되어 마그네슘 산화에 의한 손실을 줄이는 작용을 하게 된다.

이때. Be의 첨가량은 합금내 마그네슘의 함량에 의해 결정되며, 본 발명에서는 마그네슘이 4.0~4.8 중량%의 함량을 가지므로 최대 0.005 중량% 이하로 첨가되어야 한다.

이하에서는, 상술한 바와 같은 조성을 갖는 알루미늄 주조합금을 제조하는 방법에 대하여 설명하기로 한다.

먼저, 알루미늄 주조합금의 용해를 위해 전기로에서 알루미늄-마그네슘, 알루미늄-아연, 알루미늄-망간, 알루미늄-티타늄, 알루미늄-규소, 알루미늄-구리, 알 루미늄-베릴륨 및 순수 알루미늄 잉곳을 전체의 합이 목표 성분에 이르도록 회수율을 고려하여 계산된 양만큼 장입하여 한꺼번에 용해하여 원하는 화학성분을 갖는 합금을 마련하는 단계를 거치게 된다.

이때, 철은 순수 알루미늄 잉곳에 불순물로 이미 포함되어 있으므로 특별히 준비할 필요는 없다.

상기 전기로의 용해 단계를 거쳐 완전히 용해된 용탕은 개재물 제어 및 탈가스를 위하여 약 5에서 15분 동안 아르곤 가스를 주입시켜 버블링시키는 단계를 거치게 된다. 여기서 버블링 시간이 5분 이하 일때 탈가스가 완전하지 않아 최종 잉곳의 연신율이 목표치에 이르지 못함을 확인하였고, 15분 이상이 되면 더 이상 탈가스의 효과가 상승하지 않음을 확인한 바, 버블링 시간은 5~15분으로 한정함이 바람직하다.

이후, 약 5~10분간 용탕을 진정시키고, 약 700~750℃의 온도에서 용탕을 금형에 주입하는 단계를 거치게 된다.

용탕의 진정작업은 용탕을 안정화하고 화학성분과 온도를 균질화하는 역할을 하는데, 일정시간 이하의 진정작업은 효과가 미미하고 일정시간 이상의 진정작업은 불필요할 뿐 아니라 오히려 합금 원소의 편석이 일어난다. 본 발명에서는 5~10분간의 진정작업시간이 적절함을 확인하였다.

용탕의 온도는 잉곳의 품질을 결정하는 데 중요한 역할을 하는 인자이다. 용탕의 온도는 용탕내 가스의 농도와 용탕의 유동성을 고려하여 결정한다. 본 발명에서는 용탕의 온도가 750℃ 이상일 때 용탕내 포함된 가스의 농도가 증가하여 잉곳 의 연신율이 감소함을 관찰하였으며, 반대로 용탕의 온도가 700℃ 이하일 때는 용탕의 유동성이 감소하여 건전한 잉곳을 얻을 수 없음을 확인하였다. 따라서 용탕의 온도는 700~750℃로 한정하는 것이 바람직하다.

이때, 금형은 충분히 높은 온도인 약 250~400℃의 온도로 미리 예열토록 함으로써 균열발생 및 주조결함을 억제할 수 있음을 확인하였다. 여기에서, 금형의 온도가 250℃ 이하일 때는 금형 예열 효과가 미미하고, 400℃ 이상일 때에는 냉각속도를 감소시켜서 결정립을 조대화하는 악영향을 주므로 본 발명에서는 금형 예열온도를 250~400℃로 한정함이 합당하다.

상기 금형을 통해 주조가 완료되면 고연신율을 갖되 강도는 저하되지 않는 자동차용 부품 소재에 적당한 알루미늄 주조합금을 제조할 수 있게 된다.

이하, 실시예에 대하여 설명한다.

[실시예 1-5]

본 발명은 알루미늄-마그네슘계 합금에서 마그네슘의 함량을 제한하고, 아연을 첨가함으로써 높은 강도와 연신율을 동시에 가지는 합금을 연구 완성한 것으로서, 마그네슘과 아연의 함량을 변화시켜 용해 주조한 합금을 열처리없이 주조상태에서 인장시험을 실시하였다.

이때, 본 발명 주조합금의 성분조성은 하기한 표 2와 같이 유지하였으며, 각각에 대한 인장강도, 항복강도, 연신율도 함께 나타내었고, 상술한 제조방법을 통해 주조하였다.

구분	Mg	Zn	Mn	Ti	Fe	Si	Cu	Be	Al	인장 강도	항복 강도	연신율
발명재1	4.00	0.57	0.39	0.23	0.15	0.12	0.041	0.003	bal	265	121	18%
발명재2	4.75	0.65	0.41	0.13	0.19	0.14	0.057	0.004	bal	270	123	16%
발명재3	4.55	0.66	0.40	0.21	0.18	0.16	0.057	0.004	bal	269	121	16%
발명재4	4.62	0.54	0.39	0.17	0.13	0.10	0.059	0.003	bal	273	117	25%
발명재5	4.62	0.55	0.40	0.23	0.15	0.10	0.056	0.005	bal	270	118	22%
비교재1	4.0	1.80	0.3	0.20	0.30	0.30	0.10	x	bal	276	152	10%
비교재2	3.30	0.10	0.50	x	1.30	0.80	0.20	x	bal	283	155	10%

(상기 표 2에서 성분함량은 모두 중량%이고, 비교재1,2는 종래 기술에서 설명한 513.0합금과 515.0합금이다)

상기 표 2에서와 같이, 본 발명에 따른 성분조성의 범위에서 본 발명에 따른 방법에 의해 알루미늄 주조합금을 만들었을 때 기존의 주조합금인 비교재1,2에 비해 인장강도와 항복강도의 저하없이 연신율을 적어도 16% 이상 향상시킬 수 있음을 확인하였다.

특히, 발명재4의 경우에는 연신율이 최대 25%까지 향상되었으며, 인장강도도 273MPa, 항복강도 117MPa까지 나타내었다.

아울러, 본 발명에 따른 주조합금(발명재4를 예시적으로)의 미세조직을 촬영하여 도 3에 사진으로 나타내었는데, 조사결과 주조상태에서 약 100㎛ 크기의 결정립을 가지면서 결정립계에 제2상이 형성된 모습을 확인할 수 있었다.

이는 미세한 결정립 구조와 제2상의 존재로 인해 충분한 강도와 연신율을 가질 수 있음을 확인시켜 주었다.

나아가, 본 발명에 따른 주조합금(발명재4를 예시)의 인장시험 후 그 파단면을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하여 도 4에 사진으로 나타내었다.

상기 도 4의 사진에서와 같이, 본 발명에 따른 주조합금은 시편 전체에 걸쳐 연성파괴가 일어났음을 알 수 있다.

결국, 본 발명 비열처리형 주조합금은 주조상태에서도 강도의 큰 저하없이 연성을 향상시킬 수 있는 합금임을 확인시켜 주었다.

이상에서 상세히 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면 알루미늄 주조합금을 주조상태에서도 16% 이상 높은 연신율과 260MPa 이상의 높은 인장강도를 동시에 갖출 수 있도록 함으로써 각종 자동차용 부품 소재로 용이하게 활용할 수 있고, 나아가 주조시 열처리를 거치지 않음으로써 제조비용이 저렴하고, 제조가 용이하며, 궁극적으로 자동차 자체의 무게를 감소시킬 수 있는 지대한 효과를 제공하게 된다.

Claims

중량%로,

Mg:4.0~4.8%, Zn:0.5~0.7%, Mn:0.5% 이하, Ti:0.25% 이하, Fe:0.2% 이하, Si:0.2% 이하, Cu:0.1% 이하, Be:0.005% 이하 및 잔부 Al로 이루어져 주조상태에서도 인장강도 260MPa 이상, 항복강도 110MPa 이상, 연신율 16% 이상을 갖는 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금.
알루미늄 주조합금의 용해를 위해 전기로에서 Al-Mg, Al-Zn, Al-Mn, Al-Ti, Al-Si, Al-Cu, Al-Be 및 순수 알루미늄 잉곳을 한꺼번에 용해하여 원하는 화학성분을 갖는 합금을 마련하는 단계와;

전기로를 통해 완전히 용융된 용탕을 5~15분 동안 아르곤 가스로 버블링시켜 개재물 제어 및 탈가스시키는 단계와;

탈가스된 용탕을 진정시킨 후 700~750℃의 온도에서 금형에 주입하는 단계와;

주조 완료후 자동차용 부품 소재에 적당한 알루미늄 주조합금으로 가공하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 제조방법.
청구항 1에 있어서,

상기 금형은 용탕 주입전 250~400℃의 온도로 미리 예열되도록 하여 균열발생 및 주조결함을 억제토록 하는 것을 특징으로 하는 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 제조방법.