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WO2015060492A1 - 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법 - Google Patents

결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법 Download PDF

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WO2015060492A1
WO2015060492A1 PCT/KR2013/010575 KR2013010575W WO2015060492A1 WO 2015060492 A1 WO2015060492 A1 WO 2015060492A1 KR 2013010575 W KR2013010575 W KR 2013010575W WO 2015060492 A1 WO2015060492 A1 WO 2015060492A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum
magnesium
zinc
alloy sheet
copper alloy
Prior art date
Application number
PCT/KR2013/010575
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김형욱
이윤수
임차용
조재형
Original Assignee
한국기계연구원
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 한국기계연구원 filed Critical 한국기계연구원
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Priority to US14/573,314 priority patent/US10253403B2/en
Publication of WO2015060492A1 publication Critical patent/WO2015060492A1/ko

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    • 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
    • C22F1/053—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
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    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/28—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by cold-rolling, e.g. Steckel cold mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • 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

Definitions

  • the crystal grains are finely divided aluminum - after forming a copper alloy plate - as according to a crude method of the copper alloy sheet material, particularly aluminum through ssangreul "thin plate casting-zinc-magnesium zinc-magnesium
  • the present invention relates to a method for producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet having fine grains, which is subjected to a subsequent processing heat treatment including cold rolling.
  • the high-strength aluminum sheet currently manufactured is a high-cost structure manufactured through a complex process such as heat treatment, hot and cold rolling after ingot casting, and is difficult to control the size of the crystallized phase and inclusions because it is cast in the form of a large slab. have.
  • twin-roll casting is a process that can manufacture plate directly from molten metal by unifying two processes of casting and hot rolling. Due to the cooling rate, conventional ingot casting Has many metallurgical advantages because it is possible to control fine cast structures and crystallographic phases that are difficult to obtain.
  • the conventional pair casting method was introduced to produce a low alloy aluminum alloy sheet having low temperature range in the solid-liquid coexistence region, which is relatively easy to control, at an economical price; Recently, research has been attempted to produce high strength, high alloyed aluminum sheet through precise control of the process.
  • microstructure control through appropriate post processing and heat treatment processes is required.
  • Korean Patent Publication No. 10-2012-0135546 discloses a scandium-added aluminum alloy including a solution treatment and a natural aging step for increasing strength and elongation of a scandium-added aluminum alloy.
  • Manufacturing room Specifically, the recrystallization fraction and the amount of vacancy-cluster produced after the casting and homogenizing step of the Ai-Zn- (Mg)-(Cu)-(Zr)-(Ti) -Sc alloys are controlled and Solution treatment step for increasing elongation; And a natural aging step for increasing the strength by being precipitated in the GP zone while being maintained at room temperature.
  • the inventors of the present invention have been studying the manufacturing method of the 7000 series aluminum alloy sheet with improved elongation, after forming a pair of aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet by a thin plate casting method, hot rolling and cold Rolling was carried out sequentially and heat treatment was performed to control the microstructure of the aluminum alloy sheet to develop a method for producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet with improved elongation and completed the present invention.
  • the present invention provides a method for producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet having fine grains.
  • the crystal grains produced according to the above method are to provide an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet which has been refined.
  • step 1 in which aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal is paired with an aluminum alloy sheet by sheet casting;
  • step 2 first rolling the aluminum alloy sheet produced in step 1 (step 2):
  • the present invention provides an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet having fine grains prepared according to the method for producing an aluminum alloy sheet.
  • the manufacturing method of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet according to the present invention can reduce the processing time and cost by manufacturing the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet using a pair casting process.
  • the aluminum sheet produced by the manufacturing method is greatly improved in strength ductility balance including elongation, and thus may be usefully used as a light weight transportation device component and a structural material.
  • FIG. 1 is a photograph showing the microstructure of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet prepared in Examples 1 to 5 and 10 to 13;
  • FIG. 2 is a graph showing grain size measurement results of the surface portion (thickness surface) and the central portion (thickness center) of the aluminum-zinc-magnesium'-copper alloy plate prepared in Examples 1 to 25;
  • FIG. 3 shows the results of measuring aspect ratios of the grains of the surface portion (thickness surface) and the core portion (thickness center) of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet prepared in Examples 1 to 25.
  • Figure 4 is a graph showing the tensile strength and elongation of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet prepared in the control, Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 3.
  • step 1 Manufacturing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal into an aluminum alloy sheet by a thin plate casting method (step 1);
  • It provides a method for producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet comprising the step (step 4) of heat-treating the aluminum alloy sheet produced in step 3.
  • Step 1 is a step of manufacturing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal into an aluminum alloy sheet through a thin plate casting method.
  • the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy that is, the 7000 series aluminum alloy
  • the present invention to overcome the limitations of the prior art as described above, to provide a method for producing a 7000 series of aluminum alloy by the thin plate casting method, in step 1, the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal
  • the pair is made of aluminum alloy sheet through sheet casting.
  • the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal is 5.0 to 6.0% by weight of 1,
  • the strength of the aluminum alloy sheet produced from the melt is improved.
  • Zn the main alloying element
  • Zn is preferably added to the aluminum alloy molten metal in an amount of 5.0 to 6.0% by weight.
  • the Zn content is less than 5.03 ⁇ 4, there is a problem that the strength of the aluminum alloy sheet produced from the melt is lowered. If the Zn content is more than 6.0%, the flow rate of the melt is exceeded. Since there is a decrease in the double roll sheet casting doping nozzle entrance occurs, there is a problem that continuous production of a healthy plate material is difficult.
  • composition of the molten alloy is not limited thereto, and a metal composition which may be used as a 7000 series alloy sheet may be appropriately selected and used.
  • the sheet casting of the pair of step 1 has a speed of 2 to 10 m / min
  • It may be carried out under conditions of 2 to 10 mm, preferably at a speed of 4 to 6 m / min, and may be performed at a condition of 3.0 to 4.5 mm intervals.
  • ⁇ in the form of a plate, ssangreul casting is rotating at a speed of 2 to 10 m / min, preferably from 4 to 6 m / min This is done by passing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal between the two.
  • the two silvers are horizontally arranged in pairs, and are horizontally spaced apart from each other by 2 to 10 mm 3, preferably 3.0 to 4.5 mm 3, and the molten aluminum alloy is formed by the cooling water flowing into the roll. It consists of the process of cooling through transfer between.
  • the thickness of the plate produced is thin, it is difficult to carry out the subsequent heat treatment process, there is a problem that the thickness of the plate if the interval of the roll exceeds 10 Due to its thick thickness, there is a problem that many subsequent heat treatment processes must be performed.
  • the aluminum alloy sheet material produced through the twin roll sheet casting of the step 1 may be a thickness of 2 to 10 mm.
  • the thickness of the manufactured plate is less than 2 mm, there is a problem that it is difficult to carry out the post-process heat treatment process because the thickness is thin, and if the thickness of the manufactured plate exceeds 10 mm, the thickness is thick and subsequent work heat treatment. Statements that require a lot of processing There is a problem.
  • step 2 is a step of first rolling the aluminum alloy sheet produced in step 1.
  • the primary rolling may be performed by warm rolling, and the primary rolling may be performed by heating the aluminum alloy sheet cast in pairs in the 3 ⁇ 4 type 1 to 4 to 6 m / min heated at 200 to 300 ° C. This can be done by passing between two rotating at speed.
  • the temperature is less than 200 r, the rolling defect due to cracking increases, and if it exceeds 300 ° C, sintering of the surface may occur. May occur.
  • the first rolling of the step 2 may be carried out at a reduction ratio of 18 to 32 3 ⁇ 4>, preferably a reduction ratio of 25% on average.
  • the reduction ratio is less than 18%, the process time and cost increase because many times of repeated rolling must be performed. If the reduction rate exceeds 32%, a significant crack occurs in the plate surface. There may be problems of deterioration in quality and mechanical properties.
  • the first rolling of step 2 may be repeatedly performed until the thickness of the plate on which the rolling is performed becomes 20 to 60% of the thickness of the plate before rolling, and the repeated rolling may be performed 2 to 5 times. have.
  • step 2 before performing the first rolling of the step 2, further comprising the step of annealing the alloy plate prepared in step 1 for 30 to 120 minutes at 350 to 450 ° C. Can be.
  • the annealing process heats the twin roll cast aluminum alloy sheet to a constant temperature. After cooling slowly, the internal structure of the aluminum alloy sheet is evened and stress is removed.
  • the annealing process is a twin roll cast aluminum alloy tube at 350 to 450 ° C
  • the internal stress may not be removed sufficiently, and when annealing is performed for a time exceeding 120 minutes, an excessive amount of energy may be used. Energy consumption may occur.
  • the aluminum alloy sheet produced by casting the pair of step 1 is maintained in a high temperature state, the pair casting apparatus It is also possible to arrange the rolling mill in a plurality of stands, and to immediately perform the first rolling of step 2 by omitting the annealing process.
  • the step 3 is a step of rolling the aluminum alloy sheet produced in the step 2 ,.
  • the fineness and homogenization of the crystal grains may be maximized to improve the elongation of the plate.
  • the rolling between steps 3 may be repeatedly performed until the thickness of the plate on which the rolling is performed decreases from 38 to 95% of the thickness of the plate on which the primary rolling is performed.
  • the rolling is not performed, and thus, the amount of deformation is not given. Since the recrystallization does not occur sufficiently during the heat treatment of step 4, there is a problem that the microstructure is coarse and the deviation is not eliminated. When rolling is performed at a thickness reduction rate of more than 95%, the thickness is very thin because the thickness is 0.2 mm. There is a problem that is difficult to apply to the actual product. ⁇ 108>
  • the method before performing the cold rolling of step 3, the method further comprises the step of annealing the alloy plate prepared in step 2 for 30 to 120 minutes at 350 to 450 ° C. can do.
  • the annealing process is carried out to the primary rolled aluminum alloy sheet at 350 to 450 ° C
  • Preference is given to performing by heating after cooling for 30 to 120 minutes.
  • ⁇ 2> when annealing for less than 30 minutes, the internal stress can not be removed sufficiently, and when annealing for more than 120 minutes, an excessive amount of energy may be used. Energy consumption may occur.
  • step 4 is a step of heat-treating the aluminum alloy plate prepared in step 3.
  • the heat treatment of Step 4 may be performed at 400 to 550 ° C. for 50 to 70 minutes, preferably at 480 to 530 ° C. for 50 to 70 minutes.
  • Step 4 As the heat treatment of Step 4 is performed under the above conditions, an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet having excellent mechanical properties may be manufactured, and in particular, the mechanical strength may be increased when the heat treatment is performed at 480 to 530 ° C. It is possible to produce aluminum-zinc-magnesium-copper alloy plates that retain and have higher elongation.
  • the elongation of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy plate heat-treated in step 4 of the present invention may have an elongation of 24.0% or more, or may have an elongation ductility balance of 8900 MPa% or more, and the elongation and strength ductility The balance can be satisfied at the same time.
  • the grain size of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet heat-treated in step 4 may be 5 to 20 mm 3.
  • the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet produced in the present invention is suitable for By maximizing the grain refinement and homogenization of the plate by performing the simple processing, cold working, and heat treatment, the size of the fine grains as described above can be maintained, thereby maintaining a high elongation while maintaining strength. Can be represented.
  • the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet produced according to the present invention may be manufactured using a twin roll casting process, and thus may be provided at a low price due to low process time and cost.
  • the grain size and homogenization of the manufactured sheet is maximized, the elongation is greatly improved while maintaining the strength, thus exhibiting a high strength ductility balance, which can be usefully used as a light-weight transport component and structural material.
  • the aluminum alloy was subjected to T4 treatment (natural aging).
  • Step 1 In order to manufacture an aluminum alloy sheet, a horizontal pair casting apparatus including an angled line was used. A pair of 300 mm diameter was applied to the casting unit for horizontal pairs.
  • the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy molten metal prepared at 680 ° C. was injected into a tundish consisting of a ceramic board having a width of 150 mm 3.
  • the molten metal flowed from the melting furnace into the tundish and after entering the tungsten inlet, the molten metal was transferred to the rotating roller surface.
  • Molten metal rapidly dries in contact with the pair rate cooled by the cooling water and passes through the pair.
  • the rotational speed of the pair is 5 m / min and the interval is 4 kW.
  • a twin roll cast aluminum alloy plate having a thickness of 4.4 mm 3 and a width of 150 mm was manufactured through the above process.
  • Step 2 The aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet prepared in step 1 was 400
  • warm rolling was performed. During the hot rolling, the hot rolling was repeatedly performed so that the thickness of the plate was 2.0 ⁇ at a rolling rate of 25 3 ⁇ 4 at a rotational speed of 5 m / min and preheating temperature of 250 ° C.
  • Step 3 The aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet first rolled in Step 2 was annealed again at 400 ° C. for 60 minutes and then cold rolled at room temperature.
  • the rolling was repeatedly performed at room temperature to have a thickness of 1.6 ⁇ by 20% less than the thickness of the aluminum alloy sheet subjected to the first rolling in Step 2 at a rotational speed of 5 m / min. Was performed.
  • Step 4 Step 'heat treatment of the plate with 1.6 mm thickness prepared in 3 in 510 ° C for 60 minutes and water cooling to prepare a Artoo minyum alloy plate.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, except that the thickness of the aluminum alloy sheet subjected to the primary rolling in Step 3 of Example 1 was reduced by 40% and the rolling was repeatedly performed to have a thickness of 1.2 kPa. To produce an aluminum alloy sheet.
  • the thickness of the aluminum alloy sheet subjected to the primary rolling in Step 3 of Example 1 was reduced by 60% except that rolling was repeatedly performed to have a thickness of 0.8 mm 3.
  • the furnace was performed in the same manner as in Example 1 to prepare an aluminum alloy plate.
  • Example 2 * The same as that of Example 1, except that the rolling of the aluminum alloy sheet subjected to the primary rolling in Step 3 of Example 1 was repeated by 80% to decrease the thickness of 0.4 mm. It was carried out to prepare an aluminum alloy plate.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, except that the thickness of the aluminum alloy sheet subjected to the primary rolling in Step 3 of Example 1 was reduced by 90%, and the rolling was repeatedly performed to have a thickness of 0.2 mm 3. To produce an aluminum alloy sheet.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed at 410 ° C. in Step 4 of Example 1.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed at 440 ° C. in Step 4 of Example 1.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 1, except that heat treatment was performed at 460 ° C. in Step 4 of Example 1.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed at 490 ° C. in Step 4 of Example 1.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 2 except that the heat treatment was performed at 410 ° C. in Step 4 of Example 2. ⁇ 176>
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 2, except that the heat treatment was performed at 440 ° C. in Step 4 of Example 2.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 2 except that the heat treatment was performed at 460 ° C. in Step 4 of Example 2.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 2, except that the heat treatment was performed at 490 ° C. in Step 4 of Example 2.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 3 except that the heat treatment was performed at 410 ° C. in Step 4 of Example 3.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 3, except that the heat treatment was performed at 440 ° C. in Step 4 of Example 3.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 3 except that the heat treatment was performed at 460 ° C. in Step 4 of Example 3.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 3 except that the heat treatment was performed at 490 X in Step 4 of Example 3.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 4 except that the heat treatment was performed at 410 ° C. in Step 4 of Example 4. ⁇ 200>
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 4 except that the heat treatment was performed at 440 ° C. in Step 4 of Example 4.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 4 except that the heat treatment was performed at 460 ° C. in Step 4 of Example 4.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 4 except that the heat treatment was performed at 490 ° C. in Step 4 of Example 4.
  • Example 5 In the same manner as in Example 5 except that the heat treatment was performed at 410 ° C in step 4 of Example 5 to prepare an aluminum alloy plate.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 5 except that the heat treatment was performed at 440 ° C. in Step 4 of Example 5.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 5 except that the heat treatment was performed at 460 ° C. in Step 4 of Example 5. ;
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Example 5 except that the heat treatment was performed at 490 ° C. in Step 4 of Example 5.
  • the preheating temperature is 250 ° C., and the thickness of the aluminum alloy sheet subjected to the primary rolling is reduced by 50%. It was carried out in the same manner as in Example 1 except that it was warm rolled and heat treated at 460 ° C. in step 4 to prepare an aluminum alloy plate.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1 except that the heat treatment was performed at 490 ° C. in Step 4 of Comparative Example 1.
  • An aluminum alloy plate was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1 except that the heat treatment was performed at 510 ° C. in Step 4 of Comparative Example 1.
  • Example 1 to 5 and 10 to 13 In order to observe the microstructure of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet produced in Examples 1 to 5 and 10 to 13, the side surface of the aluminum alloy sheet (surface formed by the direction perpendicular to the rolling direction) 1 and 25.
  • the grain size and aspect ratio of the aluminum-zinc-magnesium-copper alloy plates prepared in Examples 1 to 25 were observed, and are shown in FIGS. 2 and 3.
  • Figure 1 the plate material repeatedly cold rolled at room temperature to reduce 40% (1.2 mm) of the thickness of the primary rolled plate according to the present invention, that is, as the temperature increases from 410 t to 510 ° C.
  • Example 10 to Example 13 and Example 2 it can be confirmed that the galaxac crystal grains are fined from 40 to 25 kPa. This is because the higher the heat treatment silver for the same thickness reduction (processing), the easier the recrystallization.
  • the grain size becomes finer from 50 to 10 microseconds from Example 1 to Example 5.
  • the difference between the plate surface and the center of the average grain size showed a tendency that the decrease in thickness during cold rolling increases significantly as the temperature of the heat treatment increases.
  • the grain aspect ratio may be calculated by Equation 1 below.
  • Grain aspect ratio length of grain in RD direction I length of grain in TD direction
  • the aluminum alloy sheet produced in Examples 2 to 5 exhibited a maximum tensile strength of 360 to 395 MPa and an elongation of 24 to 27%, and was used as a control.
  • the aluminum alloy had a maximum tensile strength of 395 MPa and an elongation of 12%.
  • the pair has a higher level of elongation than the commercial aluminum alloy by controlling the microstructure of the plate by performing a subsequent cold rolling and heat treatment process after the sheet casting. Furthermore, the tensile strength can be maintained at a constant level, indicating high strength ductility balance.

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Abstract

본 발명은 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 용량을 쌍롤박판주조법을 통해 알루미늄 합금 판재로 제조하는 단계(단계 1); 상기 단계 1에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 1차 압연하는 단계(단계 2); 상기 단계 2에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 냉간 압연하는 단계(단계 3); 및 상기 단계 3에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 열처리하는 단계(단계 4); 를 포함하는 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법을 제공한다. 본 발명은 쌍롤 주조공정을 이용하여 공정시간 및 비용을 감소시킬 수 있다. 또한, 상기 쌍롤 주조법으로 제조된 판재를 온간압연 및 냉간압연을 순차적으로 수행하고 열처리함으로써 판재의 결정립 미세화 및 균질화를 극대화함으로써, 연신율을 향상시킬 수 있다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법 [기술분야】
<ι> 본 발명은 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제 조방법에 관한 것으로， 상세하게는 쌍를" 박판주조법을 통해 알루미늄-아연-마그네 슘 -구리 합금 판재를 성형한 후， 냉간 압연올 포함하는 후속 가공 열처리를 수행하 는 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법에 관한 것이다.
<2>
【배경기술】
<3> 최근 국내ᅳ외적으로 환경규제가 강화되면서 완성차 산업뿐만 아니라 소재 산업에서도 에너지 절약 및 공해방지책으로 연비절감방안을 모색하고 있다.
<4> 일반적으로 연비를 개선하는 방안으로는 엔진효율 향상, 주행저항 감소， 차 체 경량화 등이 거론되고 있으나 가장 효과적인 방법은 차체 경량화이며， 10 %의 경량화로 약 10 )의 연비를 향상시킬 수 있다고 알려져 있다. '
<5>
<6> 이와 같은 이유로 기존 철강재를 가볍고 강도가 높은 알루미늄 합금으로 대 체하고자 하는 연구가 활발하게 진행되고 있다 .
<7> 하지만， 현재 제조되고 있는 고강도 알루미늄 판재는 잉곳 주조 후 열처리, 열간 및 냉간압연 등 복잡한 과정을 거쳐 제조되는 고비용 구조이며， 대형 슬라브 형태로 주조되기 때문에 정출상 및 개재물의 크기 제어에 어려움이 있다.
<8>
<9> 따라서， 알루미늄 합금올 자동차 부품에 확대 적용하기 위해서는 비강도 가 공성 등의 제반특성을 향상시킴과 동시에 기존의 철강소재 대체 시、수반되는 비용 증가를 최소화하여 가격 경쟁력을 확보할 수 있는 저비용 제조공정기술 개발이 요 구된다.
<10>
<π> 이와 같은 금속 판재의 제조공정 기술로써， 쌍를주조법 (Twin-rol l cast ing) 은 주조와 열간압연이라는 두 가지 공정을 단일화하여 용탕으로부터 직접 판재를 제조할 수 있는 공정으로써， 주조 시 큰 냉각속도로 인하여 기존의 잉곳 주조에서 는 얻기 힘든 미세한 주조 조직과 정출상을 제어하는 것이 가능하기 때문에 많은 금속학적 이점을 갖는다.
<12>
<13> 기존의 쌍를주조법의 경우 고액공존영역의 온도범위 편차가 작아 비교적 조 직제어가 용이한 저합금계 알루미늄 합금 판재를 경제적인 가격으로 생산하기 위하 여 도입되었으나; 최근에는 공정의 정밀제어를 통하여 고강도 고합금계 알루미늄 판재를 생산하기 위한 연구가 시도되고 있다 .
<14>
<15> 하지만， 고합금계 알루미늄 합금의 쌍를주조의 경우 냉각속도의 차이에 의한 판재 표면부와 증심부의 고용원소 및 석출물 크기 편차가 발생하게 되며， 이는 후 속 가공열처리 공정 시 미세조직 편차를 야기하여 판재의 물성을 저하시킨다.
<16>
<17> 따라서， 적절한 후속 가공 및 열처리 공정을 통한 미세조직 제어가 요구된 다.
<18>
<19> 한편 , 현재 상업적으로사용되고 있는 M7075 합금 판재의 조성 및 인장특성 은 각각 하기 표 1 및 표 2와 같다.
<20>
<21> [표 1】
Figure imgf000004_0001
<22>
<23> 【표 2】
Figure imgf000004_0002
알루미늄 합금 판재의 제조방법과 관련된 종래의 기술로서, 대한민국 공개특 허 제 10-2012-0135546호에서는 스칸듐 첨가 알루미늄 합금의 강도와 연신율 증가를 위한 용체화 처리 및 자연시효 단계를 포함하는 스칸듐 첨가 알루미늄 합금 -제조방 법이 개시된 바 있다ᅳ 구체적으로는, Ai-Zn-(Mg)-(Cu)-(Zr)-(Ti )-Sc 합금의 주조 및 균질화 처리 단계 후 재결정 분율 및 vacancy-cluster 생성양을 제어하고 연신 율을 증가시키기 위한 용체화 처리 단계 ; 및 상온에서 유지되는 동안 G.P zone으로 석출되어 강도를 증가시키기 위한 자연시효 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 스칸듬 첨가 알투미늄 합금 제조방법이 개시된 바 있다ᅳ
<26> 그러나， 상기의 제조방법으로 알루미늄 합금을 제조하는 경우 연신율의 향상 정도가 미미한문제점이 있다.
<27>
<28> 이에， 본 발명자들은 연신율이 향상된 7000계열 알루미늄 합금 판재의 제조 방법에 대한 연구를 수행하던 증， 쌍를 박판주조법으로 알루미늄ᅳ아연-마그네슘-구 리 합금 판재를 성형한 후, 온간압연 및 냉간압연을 순차적으로 수행하고, 열처리 함으로써 알루미늄 합금 판재의 미세조직을 제어하여 연신율이 향상된 알루미늄-아 연-마그네슘 -구리 합금 판재를 제조하는 방법을 개발하고 본 발명을 완성하였다.
<29>
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
<30> 본 발명의 목적은
<31> 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재와 제조방법을 제 공하는 데 있다.
<32>
<33> 본 발명의 다른 목적은
<34> 상기 방법에 따라 제조되는 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재를 제공하는 데 있다.
<35>
[기술적 해결방법]
<36> 상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은,
<37> 알루미늄-아연-마그네슘—구리 합금 용탕을 쌍를 박판주조법을 통해 알루미늄 합금 판재로 제조하는 ¾계 (단계 1) ;
<38> 상기 단계 1에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 1차 압연하는 단계 (단계 2) :
<39> 상기 단계 2에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 냉간 압연하는 단계 (단계 3) ;
<40> 상기 단계 3에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 열처리하는 단계 (단계 4) ;를 포함하는 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재의 제조방법을 제공한다.
<41>
<42> 또한， 본 발명은,
<43> 상기 알투미늄 합금 판재의 제조방법에 따라 제조되는 결정립이 미세화된 알 루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재를 제공한다.
<44>
[유리한 효과】
<45> 본 발명에 따른 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법은 쌍를 주조공정을 이용하여 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재를 제조함으로써 공정 시간 및 비용올 감소시킬 수 있다.
<46> 또한， 상기 쌍롤 주조법으로 제조된 판재를 온간압연 및 냉간압연을 순차적 으로 수행하고 열처리함으로써 판재의 결정립 미세화 및 균질화를 극대화함으로써， 연신율을 향상시킬 수 있다.
<47> 나아가， 상기 제조방법으로 제조된 알루미늄 판재는 연신율을 포함하는 강도 연성밸런스가 크게 향상되어 경량 수송기기 부품 및 구조재료로 유용하게 사용할 수 있다.
<48>
【도면의 간단한 설명】
<49> 도 1은 실시예 1 내지 5 및 10 내지 13에서 제조된 알루미늄-아연-마그네슴- 구리 합금 판재의 미세조직을 나타낸사진이고;
<50> 도 2는 실시예 1 내지 25에서 제조된 알루미늄 -아연 -마그네슘' -구리 합금 판 재의 표면부 (두께방향 표면)와 중심부 (두께방향 중심)의 결정립 크기 측정 결과를 나타내는 그래프이고;
<51> 도 3은 실시예 1 내지 25에서 제조된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판 재의 표면부 (두께방향 표면)와 증심부 (두께방향 중심)의 결정립의 종횡비 (Aspect rat io) 측정 결과를 나타내는 그래프이고;
<52> 도 4는 대조군, 실시예 1 내지 실시예 5 및 비교예 1 내지 3에서 제조된 알 루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재의 인장강도 및 연신율을 나타낸 그래프이다.
<53>
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
<54> 본 발명은 <55> 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕을 쌍를 박판주조법을 통해 알루미늄 합금 판재로 제조하는 단계 (단계 1) ;
<56> 상기 단계 1에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 1차 압연하는 단계 (단계 2) ;
<57> 상기 단계 2에서 제조된 알루미늄합금 판재를 냉간압연하는 단계 (단계 3) ;
<58> 상기 단계 3에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 열처리하는 단계 (단계 4) ;를 포함하는 알루미늄—아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법올 제공한다.
<59>
<60> 이하， 본 발명에 따른 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법을 각단계별로 상세히 설명한다 .
<61>
<62> 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기—단계 1은 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕을 쌍를 박판주조법을 통해 알루미늄 합금 판재로 제조하는 단계이다. <63> 상기의 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금， 즉 7000계열의 알루미늄 합금은
Zn이 첨가되어 강도가 높아지는 대신, 고액공존구간이 넓기 때문에 주조 결함이 발 생하기 쉬워 쌍를 박판주조법을 적용하기 어려운 것으로 알려져 있으며， 종래기술 에 따르면， 7000계열 알루미늄 합금 판재를 제조하기 위하여 먼저 알루미늄 합금 용탕을 주괴로 제조한후 이를 압연하는 공정이 수행되고 있다.
<64> 이에， 본 발명에서는， 상기한 바와 같은 종래기술의 한계를 극복하고 7000계 열의 알루미늄 합금을 박판주조법으로 제조하는 방법을 제공하며， 상기 단계 1에서 는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕을 쌍를 박판주조법을 통해 알루미늄 합 금 판재로 제조한다.
<65>
<66> 상기 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕은 5.0 내지 6.0 중량 %의 1，
2.0 내지 3.0 중량 %의 Mg, 1.0 내지 2.0 중량 %의 Cu , A1 잔부를 포함할 수 있다.
<67> 상기의 함량범위로 알루미늄 합금 용탕이 Zn , Mg , Cu를 포함하는 경우， 용탕 으로부터 제조되는 알루미늄 합금 판재의 강도가 향상되는 효과가 있다.
<68>
<69> 특히, 주요 합금 원소인 Zn은 5.0 내지 6.0 중량 %의 함량으로 알루미늄 합 금 용탕에 첨가되는 것이 바람직하다.
<70> 만약, Zn의 함량이 5.0¾ 미만인 경우에는 용탕으로부터 제조되는 알루미늄 합금 판재의 강도가 낮아지는 문제가 있고， 6.0% 초과하는 경우에는 용탕의 유동도 가 감소하여 쌍롤 박판주조 도증 노즐입구가 일부 막히는 현상이 발생하기 때문에 건전한 판재의 연속적인 제조가 곤란한 문제점이 있다.
<7i> 그러나， 상기 합금 용탕의 조성이 이에 제한되는 것은 아니며， 7000계열 합 금 판재로사용될 수 있는 금속 조성을 적절히 선택하여 사용할 수 있다.
<72>
<73> 상기 단계 1의 쌍를 박판주조는 를 속도가 2 내지 10 m/min이고， 를 간격이
2 내지 10 mm 인 조건으로 수행될 수 있으며， 바람직하게는 를 속도 4 내지 6 m/min이고， 를 간격이 3.0 내지 4.5 mm 인 조건으로 수행될 수 있다.
<74>
<75> 구체적으로， 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕을 판재의 형상으로 제 ■ 조하기 위해， 쌍를주조법은 2 내지 10 m/min , 바람직하게는 4 내지 6 m/min의 속도 로 회전하는 두 개의 를 사이에 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 용탕을 통과시 킴으로써 수행된다.
<76> 이때， 두 개의 를은 수평타입의 쌍를로써， 수평으로 배치되고 상하 간격은 2 내지 10 膽， 바람직하게는 3.0 내지 4.5 聽로 이격되어 있으며, 롤 내부로 흐르는 냉각수에 의하여 알루미늄 합금 용탕이 를 사이를 통해 이송되면서 냉각되는 과정 으로 이루어져 있다.
<77> 만약, 를 속도가 2 m/min 미만인 경우에는 너무 낮은 롤 속도로 인하여 용탕 이 웅고되고 난 뒤에 롤을 빠져나가게 되기 때문에 압하력이 높아지고， 이에 따라 제조된 판재에 많은 크랙이 발생하는 문제점이 있다. 또한， 상기 를의 회전속도가 10 m/min 를 초과하는 경우에는 용탕이 흘러내리는 문제점이 있어 판재가 제조되지 못하는 문제점이 있다.
<78> 또한， 만약， 를의 간격이 2 醒 미만일 경우에는 제조되는 판재의 두께가 얇 아 후속 가공 열처리 공정올 수행하기 어려운 문제점이 있고， 롤의 간격이 10 麵를 초과하는 경우에는 판재의 두께가 두꺼워 후속 가공 열처리 공정을 많이 수행해야 하는 문제점이 있다ᅳ
<79>
<80> 한편， 상기 단계 1의 쌍롤 박판주조를 통해 제조된 알루미늄 합금 판재는 2 내지 10 mm의 두께일 수 있다.
<81> 만약， 제조되는 판재의 두께가 2 mm 미만일 경우에는 두께가 얇아후속 가공 열처리 공정을 수행하기 어려운 문제점이 있고， 제조되는 판재의 두께가 10 mm를 초과하는 경우에는 두께가 두꺼워 후속 가공 열처리 공정을 많이 수행해야 하는 문 제점이 있다.
<82>
<83> 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기 단계 2는 상기 단계 1에서 제조된 알루 미늄 합금 판재를 1차 압연하는 단계이다.
<84> 구체적으로 상기 1차 압연은 온간압연으로 수행될 수 있으며， 상기 1차 압연 은 상기 ¾계 1에서 쌍를 주조된 알루미늄 합금 판재를 200 내지 300 °C로 가열된 4 내지 6 m/m i n의 속도로 회전하는 두 개의 를 사이를 통과시켜 수행될 수 있다.
<85>
<86> 만약， 를 온도가 200 r 미만인 경우에는 균열 발생에 의한 압연 결함이 증 가하는 문제가 있고， 300 °C를 초과하는 경우에는 를 표면과의 소착 현상이 발생할 수도 있으며， 설비 관리가곤란한 문제가 발생할수 있다.
<87> 또한， 만약， 를 속도가 4 m/m i n 미만인 경우에는 판재 전체적으로 압연변형 을 주어 판재 성형성 향상에 도움을 주는 전단변형의 발생이 어려운 문제점이 있 고， 6 m/m i n 를 초과하는 경우에는 판재 중심부까지 변형을 야기시키지 못하는 문 제점이 발생할수 있다.
<88>
<89> 상기 단계 2의 1차 압연은 18 내지 32 ¾>의 압하율, 바람직하게는 평균 25% 의 압하율로수행될 수 있다.
<90> 만약， 압하율이 18 % 미만인 경우에는 많은 횟수의 반복압연을 실시해야 하 기 때문에 공정시간 및 비용이 증가하는 문제점이 있고， 32 %를 초과하는 경우에는 판재에 상당한 크랙이 발생하여 표면품질 및 기계적 성질이 저하되는 문제점이 발 생할 수 있다.
<91>
<92> 상기 단계 2의 1차 압연은 압연이 수행된 판재의 두께가 압연 수행 전 판재 두께의 20 내지 60 %가 될 때까지 반복적으로 이루어질 수 있고， 상기 반복적 압연 은 2 내지 5회 수행될 수 있다.
<93>
<94> 한편， 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기 단계 2의 1차 압연 수행 전， 상기 단계 1에서 제조된 합금 판재를 350 내지 450 °C에서 30 내지 120 분 동안 어닐링 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
<95>
<96> 상기 어닐링 공정은 쌍롤 주조된 알루미늄 합금 판재를 일정한 온도로 가열 한 다음에 천천히 냉각시키는 공정으로서， 알루미늄 합금 판재의 내부 조직을 고르 게 하고 응력을 제거하는 공정이다.
<97> 상기 어닐링 공정은 쌍롤 주조된 알루미늄 합금 관재를 350 내지 450 °C에서
30 내지 120 분 동안 가열한후 넁각시킴으로써 수행될 수 있으며，
<98> 만약, 350 V 미만의 은도로 어닐링 하는 경우에는 이전 압연단계에서 도입 된 내부응력을 충분히 제거하지 못하는 문제점이 발생할 수 있고， 450 °C 를 초과 하는 은도로 어닐링을 수행하는 경우에는 표면 산화를 증가시키는 문제점이 발생할 수 있다.
<99> 또한， 30 분 미만의 시간 동안 어닐링 하는 경우에는 내부 웅력이 층분히 제 거되지 못하는 문제점이 발생할 수 있고， 120 분을 초과하는 시간으로 어닐링올 수 행하는 경우에는 에너지 효율의 측면에서 과량의 에너지가 소모되는 문제점이 발생 ᅵ 할 수 있다.
<100> ,
< 101> 한편， 본 발명의 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법에 있어 서， 상기 단계 1의 쌍를주조를 통해 제조된 알루미늄 합금 판재는 고온의 상태를 유지하고 있기 때문에, 쌍를주조장치와 압연기를 복수 스탠드로 배치하여， 상기 어 닐링 과정을 생략하여 바로 상기 단계 2의 1차 압연을 수행하는 것 또한 가능하다.
<102>
<103> 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기 단계 3은 상기 단계 , 2에서 제조된 알루 미늄 합금 판재를 넁간 압연하는 단계이다.
<1 4> 상기와 같이 1차 압연이 수행된 알루미늄 합금 판재를 냉간 압연하고， 후속 열처리를 수행함으로써 결정립의 미세화 및 균질화를 끅대화하여 판재의 연신율을 향상시킬 수 있다.
<105>
<106> 이때， 상기 단계 3의 넁간 압연은 압연이 수행된 판재의 두께가 1차 압연이 수행된 판재 두께의 38 내지 95 %가 감소될 때까지 반복적으로 이루어질 수 있다.
<107> 만약， 상기 단계 3의 넁간 압연이 수행된 판재의 두께가 상기 1차 압연이 수 행된 판재 두께의 38 % 미만의 두께 감소율로 압연이 수행되는 경우에는 층분한 변 형량이 주어지지 않아 후속 단계 4의 열처리 시 재결정이 충분히 일어나지 않으므 로, 미세조직이 조대하며 편차가 제거되지 않는 문제점이 있고， 95 %를 초과하는 두께 감소율로 압연이 수행되는 경우에는 두께가 0.2 mm 수준이기 때문에 매우 얇 아 실제 제품에 적용하기 어려운 문제점이 있다. <108>
<109> 한편， 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기 단계 3의 냉간 압연 수행 전, 상 기 단계 2에서 제조된 합금 판재를 350 내지 450 °C에서 30 내지 120 분동안 어닐 링하는 단계를 더 포함할 수 있다.
<ι ιο> 상기 어닐링 공정은 1차 압연된 알루미늄 합금 판재를 350 내지 450 °C에서
30 내지 120 분 동안 가열한후 냉각시킴으로써 수행하는 것이 바람직하다.
<ι ι ι> 만약， 350 V 미만의 온도로 어닐링 하는 경우에는 이전 압연단계에서 도입 된 내부응력을 충분히 제거하지 못하는 문제점이 발생할 수 있고， 450 °C 를 초과 하는 온도로 어닐링을 수행하는 경우에는 표면 산화를 증가시키는 문제점이 발생할 수 있다.
<Π2> 또한， 30 분 미만의 시간 동안 어닐링 하는 경우에는 내부 응력이 층분히 제 거되지 못하는 문제점이 발생할 수 있고， 120 분을 초과하는 시간으로 어닐링을 수 행하는 경우에는 에너지 효율의 측면에서 과량의 에너지가 소모되는 문제점이 발생 할 수 있다.
<113>
<Π4> 본 발명의 제조방법에 있어서， 상기 단계 4는 상기 단계 3에서 제조된 알루 미늄 합금 판재를 열처리하는 단계이다.
<1 15>
<Π6> 상기 단계 4의 열처리는 400 내지 550 °C에서 50 내지 70 분 동안수행될 수 있으며， 바람직하게는 480 내지 530 °C에서 50 내지 70 분 동안 수행될 수 있다.
<117> 상기 조건으로 단계 4의 열처리가 수행됨에 따라 우수한 기계적 특성을 갖는 알루미늄-아연-마그네슘—구리 합금 판재를 제조할 수 있으며， 특히， 480 내지 530 °C에서 열처리를 수행하는 경우 기계적 강도를 유지하며 더욱 높은 연신율을 갖는 알루미늄-아연-마그네슘—구리 합금 판재를 제조할 수 있다.
<Π8>
<Π9> 본 발명의 상기 단계 4에서 열처리된 알루미늄―아연-마그네슘 -구리 합금 판 재의 연신율은 24.0 % 이상의 연신율을 가지거나， 8900 MPa% 이상의 강도연성밸런 스를 가질 수 있으며， 상기 연신율 및 강도연성밸런스를 동시에 만족할 수 있다.
<120> 또한， 상기 단계 4에서 열처리된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 결정립 크기는 5 내지 20 卿일 수 있다ᅳ
<121>
<122> 본 발명에서 제조되는 알루미늄-아연-마그네슴—구리 합금 판재는 적절한 온 간가공， 냉간가공 및 열처리를 행하여 판재의 결정립 미세화 및 균질화를 극대화함 으로써 상기와 같은 미세한 결정립의 크기를 가지므로, 이에 따라 강도는 유지되면 서도 높은 연신율을 가질 수 있으며， 이에 따라 높은 강도연성벨런스를 나타낼 수 있다.
<123>
― <124> 또한， 본 발명은，
<125> 상기 제조방법으로 제조되는 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재를 제공 한다.
<126>
<127> 본 발명에 따라 제조된 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재는 쌍롤 주조 공정을 이용하여 제조됨으로써 공정시간 및 비용이 적게 들어 저렴한 가격으로 제 공될 수 있다.
<128> 또한， 제조된 판재의 결정립 미세화 및 균질화가 극대화되어， 강도는 유지 되면서도 연신율이 크게 향상되기 때문에 높은 강도연성벨런스를 나타내어 경량 수 송기기 부품 및 구조재료로 유용하게 사용할 수 있다.
<129> '
【발명의 실시를 위한 형태】
<130> 이하， 본 발명의 실시예를 통하여 더욱 구체적으로 설명한다. 단， 하기 실시 예들은 본 발명의 설명을 위한 것일 뿐, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
<131>
<132> <다1조군〉
<133> 상용 알루미늄 합금인 7075-T4를 대조군으로 비교하였다.
<134> 상기 알루미늄 합금은 T4처리 (자연시효)가수행되었다.
<135>
<136> <실시예 1>
<137> 단계 1 : 알루미늄 합금 판재를 제조하기 위해 넁각수 라인이 포함된 수평형 쌍를 주조장치를 사용하였다. 300 瞧의 직경올 가진 쌍를은 수평형 쌍를 주조장치 에 적용되었다.
<138> 알루미늄 합금은 상용 M7075 알투미늄 합금과 동일한 조성의 상용합금올 사 용하였고 이를 740 °C에서 용해한 후, 결정립 미세화제로 Al-5Ti-lB를 첨가하여 완 전히 용해한 후， 730 °C에서 10 분 동안 아르곤 가스를 주입하여 탈가스 처리 하였 다.
<139> 680 °C로 준비된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 용탕올 폭 150 瞧의 세 라믹보드로 이루어진 턴디쉬에 주입하였다. 쌍를 주조를 위해， 용융 금속은 용해로 로부터 턴디쉬로 흐르게 하고， 턴디쉬의 주입구로 들어간 후 용융 금속은 회전하는 롤러 표면으로 이송되도록 하였다. 용융 금속은 냉각수에 의하여 냉각되는 쌍률과 접촉하여 급속히 웅고되고， 쌍를 사이를 통과한다. 쌍를의 회전속도는 5 m/min이 고， 간격은 4 隱이다.
<HO> 상기 공정을 통하여 두께 4.4 麵, 폭 150 mm 인 쌍롤주조 알루미늄 합금 판 재를 제조하였다.
<141>
<142> 단계 2 : 단계 1에서 제조된 알루미늄-아연―마그네슘 -구리 합금 판재를 400
°C에서 60 분 동안 어닐링한 후 온간압연을 수행하였다. 온간압연 시， 상 /하부 를 의 회전속도 5 m/min , 예열온도 250 °C에서 평균 25 ¾의 압하율로 판재의 두께가 2.0 讓가 되도록 반복적으로 온간압연을 수행하였다.
<143>
<144> 단계 3 : 단계 2에서 1차 압연한 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재를 다시 400 °C에서 60 분 동안 어닐링한후 상온에서 냉간압연을 수행하였다.
<145> 냉간압연 시， 상 /하부 롤의 회전속도 5 m/min으로 단계 2에서 1차 압연을 수 행한 알루미늄 합금 판재 두께보다 20 % 감소하여 1.6 瞧의 두께를 갖도록 상온에 서 반복적으로 압연을 수행하였다.
<146>
<147> 단계 4 : 단계 ' 3에서 제조된 1.6 mm 두께의 판재를 510 °C에서 60 분 동안 열 처리하고 수냉하여 알투미늄 합금 판재를 제조하였다.
<148>
<149> <실시예 2>
<150> 상기 실시예 1의 단계 3에서 1차 압연을 수행한 알루미늄 합금 판재의 두께 가 40 % 감소하여 1.2 睡의 두께를 갖도록 반복적으로 압연을 수행한 것을 제외하 고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<151>
<152> <실시예 3>
<153> 상기 실시예 1의 단계 3에서 1차 압연을 수행한 알루미늄 합금 판재의 두께 가 60 % 감소하여 0.8 麵의 두께를 갖도록 반복적으로 압연올 수행한 것을 제외하 고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<154>
<155> <실시예 4>
<156>
<157> *상기 실시예 1의 단계 3에서 1차 압연을 수행한 알루미늄 합금 판재의 두께 가 80 % 감소하여 0.4 mm의 두께를 갖도록 반복적으로 압연을 수행한 것을 제외하 고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<158>
<159> <실시예 5>
<160> 상기 실시예 1의 단계 3에서 1차 압연을 수행한 알루미늄 합금 판재의 두께 가 90 % 감소하여 0.2 隱의 두께를 갖도록 반복적으로 압연을 수행한 것을 제외하 고는 실시예 1과동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<161>
<162> <실시예 6>
<163> 상기 실시예 1의 단계 4에서 410 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<164>
<165> <실시예 7>
<166> 상기 실시예 1의 단계 4에서 440 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 1과동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<167>
<168> <실시예 8>
<169> 상기 실시예 1의 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<170>
<171> <실시예 9>
<172> 상기 실시예 1의 단계 4에서 490 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<173>
<174> <실시예 10>
<175> 상기 실시예 2의 단계 4에서 410 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 2와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다. <176>
<177> <실시예 11>
<178> 상기 실시예 2의 단계 4에서 440 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 2와동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<179>
<180> <실시예 12>
<181> 상기 실시예 2의 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 2와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<182>
<183> <실시예 13>
<I 84> 상기 실시예 2의 단계 4에서 490 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 2와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<185>
<186> <실시예 14>
<187> 상기 실시예 3의 단계 4에서 410 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 3과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<188>
<189> <실시예 15>
<190> 상기 실시예 3의 단계 4에서 440 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 3과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<191>
<192> <실시예 16>
<193> 상기 실시예 3의 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 3과동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<194>
<195> <실시예 17>
<196> 상기 실시예 3의 단계 4에서 490 X에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 3과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<197>
<198> <실시예 18>
<199> 상기 실시예 4의 단계 4에서 410 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 4와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다. <200>
<20i> <실시예 19>
<202> 상기 실시예 4의 단계 4에서 440 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 4와동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<203>
<204> <실시예 20>
<205> 상기 실시예 4의 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 4와동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<206>
<207> <실시예 21>
<208> 상기 실시예 4의 단계 4에서 490 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 4와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<209>
<2 io> <실시예 22>
<2ΐ ι> 상기 실시예 5의 단계 4에서 410 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 5와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<212>
<213> <실시예 23>
<214> 상기 실시예 5의 단계 4에서 440 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 5와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<215>
<216> <실시예 24>
<217> 상기 실시예 5의 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 5와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다. ；
<218>
<219> <실시예 25>
<220> 상기 실시예 5의 단계 4에서 490 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 5와 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<221>
<222> <비교예 1>
<223> 상기 실시예 1의 단계 3에서 예열온도 - 250 °C로 하고, 1차 압연을 수행한 알루미늄 합금 판재의 두께가 50 % 감소하여 1.0 赚의 두께를 갖도특 반복적으로 온간압연하고, 단계 4에서 460 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 실시예 1 과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<비교예 2> .
상기 비교예 1의 단계 4에서 490 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 비교예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
<비교예 3>
상기 비교예 1의 단계 4에서 510 °C에서 열처리를 수행한 것을 제외하고는 비교예 1과 동일하게 수행하여 알루미늄 합금 판재를 제조하였다.
【표 31
Figure imgf000017_0001
<실험예 1> 알루미늄 합금 판재의 미세조직 관찰
상기 실시예 1 내지 5 및 10 내지 13에서 제조된 알루미늄-아연-마그네습-구 리 합금 판재의 미세조직을 관찰하기 위해， 알루미늄 합금 판재의 측면 (압연방향과 판면에 수직한 방향이 이루는 면)을 광학현미경으로 관찰하고 이를 도 1에 나타내 었으며， 상기 실시예 1 내지 25에서 제조된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판 재의 결정립 크기 및 종횡비를 관찰하고, 이를 도 2 및 도 3에 도시하였다. 도 1에 나타낸 바와 같이， 본 발명에 따라 1차 압연된 판재 두께의 40 % ( 1.2 mm) 감소하도록 상온에서 반복적으로 냉간 압연된 판재는, 열처리의 온도 410 t에서 510 °C로 증가할수록, 즉, 실시예 10에서 실시예 13 및 실시예 2로 갈수톡 결정립이 40 에서 25 卿로 미세해지는 것을 확인할 수 있다. 이러한 결과는 동 일한 두께 감소을 (가공량)에 대하여 열처리 은도가 높을수록 재결정이 용이하기 때 문이다.
또한， 1차 압연된 판재의 두께가 20 내지 90 ¾( 1.6 내지 0.2瞧) 감소하도록 상은에서 반복적으로 냉간 압연된 판재를 510 °C의 온도로 열처리를 수행할 경우에 는, 두께의 감소율이 클수록, 즉， 실시예 1에서 실시예 5로 갈수록 결정립이 50 에서 10卿수준으로 미세해지는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해， 단계 4의 열처리의 은도가 증가할수록 또는， 단계 3의 냉간압연 시 두께 감소율이 클수록 결정립이 미세해짐을 알수 있다. 또한， 도 2 및 도 3에 나타낸 바와 같이， 평균 결정립의 판재 표면과 중심 사이의 차이는， 열처리의 온도가 증가할수록， 또는 냉간압연시 두께 감소율이 클수 특 줄어드는 경향을 나타내었다. 이때, 결정립 종횡비는 다음의 수학식 1에 의해 계산될 수 있다.
<수학식 1>
결정립 종횡비 = 결정립의 RD방향 길이 I 결정립의 TD방향 길이 이와 같이, 냉간압연단계에서 최종 두께를 많이 감소시킬수록, 열처리단계의 열처리 온도를 증가시킬수록 결정립이 미세해지고 결정립 종횡비가 감소하며， 판재 표면부와 중심부의 편차또한사라짐을 알수 있다.
<실험예 2> 알루미늄 합금 판재의 기계적 강도 관찰
상기 실시예 1 내지 5에 의해 제조된 알루미늄 합금 판재와 비교예 1 내지 3 및 대조군의 기계적 특성을 관찰하기 위하여, 게이지 길이 25 mm , 게이지 넓이 6 瞧， 최종 판재 두께를 갖는 판상의 인장시편을 제작하여 1 隱 /m i n의 크로스헤드 스 피드로 인장 시험을 수행하고, 그 결과를 표 4와도 4에 도시하였다.
【표 4】
Figure imgf000019_0001
<253>
<254> 표 4과 도 4에 도시한 바와 같이， 실시예 2 내지 5에 의해 제조된 알루미늄 합금 판재의 경우 360 내지 395 MPa의 최대 인장강도와 24 내지 27 %의 연신율을 나타내었고， 대조군인 상용 알루미늄 합금의 경우에는 395 MPa의 최대 인장강도와 12 %의 연신율을 나타내었다.
<255> 또한， 실시예 1 내지 5와 달리 냉간압연단계 대신 은간압연을 수행한 비교예
1 내지 3의 경우 430 내지 443 MPa의 최대 인장강도와 8 내지 17 %의 연신율을 나 타내었다.
<256>
<257> 이를 통해， 쌍를 박판주조 후， 후속 냉간압연 및 열처리 공정을 수행하여 판 재의 미세조직을 제어함으로써 상용 알루미늄 합금보다 더 높은 수준의 연신율을 가짐올 알 수 있다. 나아가， 인장강도도 일정 수준으로 유지할 수 있어， 높은 강도 연성벨런스를 나타낸다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
알루미늄-아연ᅳ마그네슴-구리 합금 용탕을 쌍를 박판주조법을 통해 알루미늄 합금 판재로 제조하는 단계 (단계 1) ;
상기 단계 1에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 1차 압연하는 단계 (단계 2) ; 상기 단계 2에서 제조된 알루미늄 합금판재를 냉간압연하는 단계 (단계 3) ; 상기 단계 3에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 열처리하는 단겨 K단계 4) ;를 포함하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법 .
【청구항 2】
제 1항에 있어서，
상기 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 용탕은 5.0 내지 6.0 증량 %의 Zn, 2.0 내지 3.0 증량 ¾)의 Mg, 1.0 내지 2.0 증량 ¾>의 Cu 및 A1 잔부를 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재의 제조방법 .
【청구항 3】
제 1항에 있어서，
상기 단계 1의 쌍롤 박판주조는 를 속도가 2 내지 10 m/min이고， 롤 간격이
2 내지 10 瞧 인 조건으로 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘- 구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 4】
제 1항에 있어서，
상기 단계 1의 쌍를 박판주조된 알루미늄 합금 판재의 두께는 2 내지 10 mm 인 것을 특징으로 하는 알루미늄ᅳ아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 5]
제 1항에 있어서，
상기 단계 2의 1차 압연 수행 전， 상기 단계 1에서 제조된 알루미늄 합금 판 재를 350 내지 450 °C에서 30 내지 120 분 동안 어닐링하는 단계를 더 포함하는 것 을 톡징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 6】
제 1항에 있어서，
상기 단계 2의 1차 압연은 를 온도가 200 내지 300 °C , 를 속도가 4 내지 6 m/min 인 조건으로 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합 금 판재의 제조방법 .
[청구항 7】
제 1항에 있어서,
상기 단계 2의 1차 압연은 18 내지 32 %의 압하율로 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법 .
【청구항 8】
거 U항에 있어서，
상기 단계 2의 1차 압연은 평균 25 %의 압하율로 수행되는 것을 특징으로 하 는 알루미늄-아연―마그네슴 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 9】
제 1항에 있어서，
상기 단계 2의 1차 압연은 압연이 수행된 판재의 두께가 압연 수행 전 판재 두께의 20 내지 60 %가 될 때까지 반복적으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 알루 미늄 _아연_마그네슴ᅳ구리 합금 판재의 제조방법ᅳ
【청구항 10】
제 9항에 있어서，
상기 반복적 압연은 2 내지 5회 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄 -아연 -마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 11】
제 1항에 있어서，
상기 단계 3의 냉간 압연 수행 전， 상기 단계 2에서 제조된 알루미늄 합금 판재를 350 내지 450 °C에서 30 내지 120 분 동안 어닐링하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 12】
제 1항에 있어서，
상기 단계 3의 냉간 압연은 압연이 수행된 판재의 두께가 1차 압연이 수행된 판재 두께의 38 내지 95 %가 감소될 때까지 반복적으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슴 -구리 합금 판재의 제조방법 .
【청구항 13】
제 1항에 있어서，
상기 단계 4의 열처리는 400 내지 550 °C에서 50 내지 70 분 동안 수행되는 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 14】
제 1항에 있어서，
상기 단계 4에서 열처리된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 연신율 은 24.0 % 이상인 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘—구리 합금 판재의 제조방법.
【청구항 15】
제 1항에 있어서,
상기 단계 4에서 열처리된 알루미늄-아연-마그네습 -구리 합금 판재의 강도연 성벨런스는 8900 MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합 금 판재의 제조방법 .
【청구항 16】
제 1항에 있어서，
상기 단계 4에서 열처리된 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재의 결정립 크기는 5 내지 20 ^인 것을 특징으로 하는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판 재의 제조방법.
【청구항 17] 제 1항의 제조방법으로 제조되는 알루미늄-아연-마그네슘 -구리 합금 판재.
PCT/KR2013/010575 2013-10-24 2013-11-20 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법 WO2015060492A1 (ko)

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