KR101792342B1 - Aluminum alloy forging and method for producing the same - Google Patents

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Abstract

고온 특성(고온 환경 하에서의 피로 강도)이 우수한 알루미늄 합금 단조재를 제공한다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재는, Cu: 3.0∼8.0질량%, Mg: 0.01∼2.0질량%, Ag: 0.05∼1.0질량%, Mn: 0.05∼1.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금을 단조하여 형성되는 알루미늄 합금 단조재로서, 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)가 10 이하인 것을 특징으로 한다.Provided is an aluminum alloy forging material excellent in high temperature characteristics (fatigue strength under high temperature environment).
The aluminum alloy forging material according to the present invention contains 3.0 to 8.0% by mass of Cu, 0.01 to 2.0% by mass of Mg, 0.05 to 1.0% by mass of Ag and 0.05 to 1.5% by mass of Mn, An aluminum alloy forging material formed by forging an aluminum alloy made of an impurity, characterized by having an average crystal grain size of 500 탆 or less and a crystal grain size ratio (major axis / minor axis) of 10 or less.

Figure 112015099505435-pat00004
Figure 112015099505435-pat00004

Description

알루미늄 합금 단조재 및 그의 제조 방법{ALUMINUM ALLOY FORGING AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}[0001] ALUMINUM ALLOY FORGING AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME [0002]

본 발명은 고속으로 회전 또는 접동하는 고속 동(動)부품용의 알루미늄 합금 단조재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to an aluminum alloy forging material for high-speed moving parts which rotates or slides at high speed, and a method for manufacturing the same.

알루미늄은 저밀도이면서 고강도이며, 가공이 용이하다는 특성을 갖는다. 이들 특성을 살려, 경량이고, 강도나 가공 특성이 요구되는 철도 차량, 자동차, 선박 등의 수송 기계나, 각종 기계 부품, 엔진 부품 등에 알루미늄 합금 단조재가 이용되고 있다. 구체적으로는, 예컨대 발전기, 컴프레서 등의 회전 로터(소형 날개), 회전 임펠러(대형 날개), 엔진의 피스톤 등과 같은 고속으로 회전 또는 접동하는 고속 동부품에 알루미늄 합금 단조재가 이용되고 있다.Aluminum is low in density, high in strength, and easy to process. Taking advantage of these characteristics, aluminum alloy forging materials are used for transportation machinery such as railway vehicles, automobiles, ships, etc., which are light in weight and require strength and processing characteristics, various mechanical parts and engine parts. Specifically, an aluminum alloy forging material is used for high-speed copper parts that rotate or slide at a high speed, such as rotary rotors (small wings) such as generators and compressors, rotary impellers (large wings), pistons of engines and the like.

이들 용도에 이용되는 고속 동부품에는, 100℃를 초과하는 고온 사용 환경이나, 회전 및/또는 접동한다는 부품의 성질상, 고온 특성(내열성 및 고온 내력)이 요구된다. 당해 요구에 응하도록 개발된 알루미늄 합금이나 알루미늄 합금 단조재에 관한 발명이, 예컨대 특허문헌 1∼6에 개시되어 있다.High-speed copper parts used in these applications are required to have a high-temperature operating environment exceeding 100 캜, and high-temperature characteristics (heat resistance and high temperature resistance) due to the nature of parts to be rotated and / or slid. The invention relating to an aluminum alloy or an aluminum alloy forging material developed to meet the requirements is disclosed in, for example, Patent Documents 1 to 6.

특허문헌 1에는, Cu: 4.0∼7.0질량%, Mg: 0.2∼0.4질량%, Ag: 0.05∼0.7질량%를 포함하고, 잔부 알루미늄 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법으로서, 이 조성으로 이루어지는 주조재를 500∼545℃의 온도에서 균질화 열처리 후, 280∼360℃의 온도에서 열간 단조하고, 그 후 510∼545℃의 온도에서 용체화 및 담금질 처리하고, 인공 시효 경화 처리를 실시한 경우의 알루미늄 합금 단조재의 실온에서의 내력이 400MPa 이상인 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법이 개시되어 있다.Patent Document 1 discloses a method for producing an aluminum alloy forging material comprising 4.0 to 7.0% by mass of Cu, 0.2 to 0.4% by mass of Mg, and 0.05 to 0.7% by mass of Ag and comprising the remainder aluminum and inevitable impurities, Is subjected to homogenization heat treatment at a temperature of 500 to 545 캜, followed by hot forging at a temperature of 280 to 360 캜, followed by solution treatment and quenching treatment at a temperature of 510 to 545 캜, and then subjected to artificial aging hardening treatment Wherein the aluminum alloy forging material has a proof stress at room temperature of 400 MPa or more.

특허문헌 2에는, Cu: 4.0∼7.0질량%, Mg: 0.2∼0.4질량%, Ag: 0.05∼0.7질량%, V: 0.05∼0.15질량%를 포함하고, 잔부 알루미늄 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금 단조재로서, 단조재 조직 중의 Al-V계 석출물의 분포 밀도가 1.5개/(μm)3 이상인 것을 특징으로 하는 고온 피로 강도가 우수한 알루미늄 합금 단조재가 개시되어 있다.Patent Document 2 discloses an aluminum alloy containing 4.0 to 7.0% by mass of Cu, 0.2 to 0.4% by mass of Mg, 0.05 to 0.7% by mass of Ag and 0.05 to 0.15% by mass of V and containing the remainder aluminum and inevitable impurities An aluminum alloy forging material excellent in high-temperature fatigue strength, which is characterized in that the distribution density of Al-V system precipitates in a monolithic structure is 1.5 / (μm) 3 or more as a forging material.

특허문헌 3에는, Cu: 1.5∼7.0질량%, Mg: 0.01∼2.0질량%를 포함하고 잔부 알루미늄 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금 냉간 단조재로서, 마이크로 조직이 θ'상 및/또는 Ω상을 가짐과 더불어, 결정 입경이 500μm 이하인 등축 재결정립으로 이루어지고, 이 등축 재결정립의 조직 중의 서로 달라 붙은 형태로 집합체화되어 있는 1μm 이하의 미세 재결정립의 면적률이 10% 이하이며, 1000hr 크리프 파단 강도가 250N/mm2 이상 및 고온 내력이 280N/mm2 이상인 것을 특징으로 하는 고속 동부품용 알루미늄 합금 냉간 단조재가 개시되어 있다.Patent Document 3 discloses an aluminum alloy cold forging material comprising 1.5 to 7.0% by mass of Cu and 0.01 to 2.0% by mass of Mg and comprising the remainder aluminum and inevitable impurities, wherein the microstructure has a phase angle of? 'And / And an area ratio of micro-recrystallized grains of 1 占 퐉 or less which are aggregated in the form of mutually adhering in the structure of the equiaxed recrystallized grains is 10% or less, and the 1000 hr creep rupture A strength of at least 250 N / mm 2 and a high temperature resistant strength of at least 280 N / mm 2 .

특허문헌 4에는, Cu 5.1∼6.5%(mass%, 이하 동일), Mg 0.10∼0.7%, Ag 0.10∼1.0%, Mn 0.10∼0.50%, Ti 0.22∼0.50%를 함유하고, 더욱이 Mn량과 Ti량의 비 Mn/Ti가 0.5∼2.5의 범위 내에 있으며, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 전신(展伸) 가공용 내열 알루미늄 합금이 개시되어 있다.Patent Document 4 discloses an alloy containing 5.1 to 6.5% of Cu (mass%, the same applies), 0.10 to 0.7% of Mg, 0.10 to 1.0% of Ag, 0.10 to 0.50% of Mn and 0.22 to 0.50% of Ti, (Al) and inevitable impurities, wherein the ratio Mn / Ti is in the range of 0.5 to 2.5, with the balance being Al and inevitable impurities.

특허문헌 5에는, Cu 5.1∼6.5%(mass%, 이하 동일), Mg 0.30∼0.70%, Ag 0.10∼1.0%, Mn 0.10∼0.50%, Cr 0.07∼0.11%, Ti 0.06∼0.30%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금에 있어서, 200℃, 160MPa에서의 크리프 파단 수명이 500hr 이상인 것을 특징으로 하는 내열성이 우수한 알루미늄 합금 단조재가 개시되어 있다.Patent Document 5 discloses an alloy containing 5.1 to 6.5% (mass%) of Cu, 0.30 to 0.70% of Mg, 0.10 to 1.0% of Ag, 0.10 to 0.50% of Mn, 0.07 to 0.11% of Cr and 0.06 to 0.30% , And the remainder being Al and inevitable impurities, characterized in that the creep rupture life at 200 DEG C and 160 MPa is 500 hours or more, and an aluminum alloy forging material excellent in heat resistance is disclosed.

특허문헌 6에는, Si: 0.1질량% 초과 1.0질량% 이하, Cu: 3.0질량% 이상 7.0질량% 이하, Mn: 0.05질량% 이상 1.5질량% 이하, Mg: 0.01질량% 이상 2.0질량% 이하, Ti: 0.01질량% 이상 0.10질량% 이하, Ag: 0.05질량% 이상 1.0질량% 이하를 함유하면서 Zr: 0.1질량% 미만으로 규제하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고온 특성이 우수한 알루미늄 합금이 개시되어 있다.Patent Document 6 discloses an alloy containing at least 0.1% by mass, at most 1.0% by mass of Si, at least 3.0% by mass and at most 7.0% by mass of Cu, at least 0.05% by mass and at most 1.5% by mass of Mn, at most 0.01% : 0.01 mass% to 0.10 mass%, Ag: 0.05 mass% to 1.0 mass%, Zr: 0.1 mass% or less, and the balance being Al and inevitable impurities. Aluminum alloy is disclosed.

일본 특허 제4088546호 공보Japanese Patent No. 4088546 일본 특허 제4058398호 공보Japanese Patent No. 4058398 일본 특허 제3997009호 공보Japanese Patent No. 3997009 일본 특허 제4676906호 공보Japanese Patent No. 4676906 일본 특허공개 2013-142168호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-142168 일본 특허공개 2013-14835호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-14835

최근, 회전 로터나 회전 임펠러 등에 대하여, 고온 환경 하에서의 안정성, 재료 특성의 성능 향상이 높아지고 있다. 상기한 특허문헌 1, 3∼6에 개시되어 있는 발명은 그와 같은 요구에 응할 수 있는 것이기는 하지만, 고온 환경 하에서의 피로 강도의 향상에 대해서는 전혀 검토되어 있지 않다. 그 때문에, 특허문헌 1, 3∼6에 개시되어 있는 발명에는, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시킨 알루미늄 합금 단조재를 구현할 수 없다는 문제가 있었다.BACKGROUND ART [0002] In recent years, improvements in stability and material properties in a high temperature environment have been improved with respect to a rotating rotor, a rotating impeller, and the like. Although the inventions disclosed in the above-mentioned Patent Documents 1 and 3 to 6 can meet such a demand, the improvement of fatigue strength under a high temperature environment has not been studied at all. Therefore, the invention disclosed in Patent Documents 1 and 3 to 6 has a problem in that an aluminum alloy forging material having improved fatigue strength under a high temperature environment can not be realized.

특허문헌 2에 개시되어 있는 발명은, V를 필수 성분으로 하고, Al-V계 석출물이라는 특수한 석출물을 특정한 분포 밀도로 석출시키는 것에 의해서, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시키고 있다. 그러나, 고온 환경 하에서의 피로 강도의 가일층의 향상이 요구되고 있다.The invention disclosed in Patent Document 2 improves the fatigue strength under a high temperature environment by using V as an essential component and precipitating a specific precipitate called Al-V system precipitate at a specific distribution density. However, it is required to further improve the fatigue strength under a high temperature environment.

본 발명은 이와 같은 상황에 비추어 이루어진 것으로, 고온 특성(고온 환경 하에서의 피로 강도)이 우수한 알루미늄 합금 단조재 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.An object of the present invention is to provide an aluminum alloy forging material excellent in high-temperature characteristics (fatigue strength under a high-temperature environment) and a manufacturing method thereof.

상기 과제를 해결한 본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재는, Cu: 3.0∼8.0질량%, Mg: 0.01∼2.0질량%, Ag: 0.05∼1.0질량%, Mn: 0.05∼1.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금을 단조하여 형성되는 알루미늄 합금 단조재로서, 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)가 10 이하인 것을 특징으로 하고 있다.The aluminum alloy forging material according to the present invention which solves the above problems contains 3.0 to 8.0% by mass of Cu, 0.01 to 2.0% by mass of Mg, 0.05 to 1.0% by mass of Ag and 0.05 to 1.5% by mass of Mn, Characterized in that the aluminum alloy forging material is formed by forging an aluminum alloy consisting of Al and inevitable impurities and has an average crystal grain size of 500 mu m or less and a crystal grain size ratio (major axis / minor axis) of 10 or less.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재는, 상기 알루미늄 합금이, Zn: 0.01∼0.40질량%, Si: 0.01∼1.00질량%, V: 0.01∼0.15질량%, Cr: 0.01∼0.30질량%, Zr: 0.01∼0.50질량%, Sc: 0.01∼1.00질량%, 및 Ti: 0.01∼0.20질량% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 된다.The aluminum alloy forging material according to the present invention is characterized in that the aluminum alloy contains 0.01 to 0.40 mass% of Zn, 0.01 to 1.00 mass% of Si, 0.01 to 0.15 mass% of V, 0.01 to 0.30 mass% of Cr, 0.50 mass%, Sc: 0.01 to 1.00 mass%, and Ti: 0.01 to 0.20 mass%.

또한, 상기 과제를 해결한 본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법은, 상기한 조성으로 이루어지는 알루미늄 합금을 용해시켜 주조재를 주조하는 주조 공정과, 상기 주조재를 500∼545℃의 유지 온도에서 균질화 열처리하는 균질화 열처리 공정과, 상기 균질화 열처리를 행한 주조재를 180∼360℃의 단조 온도에서 단련비 1.5 이상의 열간 단조를 행하는 열간 단조 공정과, 상기 열간 단조를 행한 단조재를 510∼545℃의 유지 온도에서 용체화 처리하는 용체화 처리 공정과, 상기 용체화 처리를 행한 단조재를 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도 10℃/분 이상 30000℃/분 미만으로 담금질 처리하는 담금질 처리 공정과, 상기 담금질 처리를 행한 단조재를 인공 시효 경화 처리하는 인공 시효 경화 처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다.A method of manufacturing an aluminum alloy forging material according to the present invention, which solves the above problems, includes a casting step of melting an aluminum alloy having the above composition to cast a cast material, and a casting step of casting the cast material at a holding temperature of 500 to 545 DEG C A hot forging step for performing hot forging at a tempering ratio of 1.5 or more at a forging temperature of 180 to 360 캜; and a hot forging step for heating the forged material subjected to the homogenizing heat treatment to a temperature of 510 to 545 캜 A quenching treatment step of quenching the forging material subjected to the solution treatment at an average cooling rate of 10 ° C / min to 30000 ° C / minute at a temperature of 400 to 290 ° C; And an artificial aging hardening treatment step of artificially aging the forged material subjected to the quenching treatment.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법에 있어서, 상기 열간 단조는, 적어도 상기 주조재의 상이한 2개의 면에 대하여 순차로 단련을 행하는 것인 것이 바람직하다.In the method for manufacturing an aluminum alloy forging material according to the present invention, it is preferable that the hot forging is performed at least for two different surfaces of the cast material.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법에 있어서, 상기 열간 단조는, 상기 주조재의 상이한 3개의 면에 대하여 순차로 단련을 행하는 것인 것이 바람직하다.In the method for manufacturing an aluminum alloy forging material according to the present invention, it is preferable that the hot forging is performed in succession to three different surfaces of the cast material.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법은, 상기 단조 온도를 180℃ 이상 280℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.In the method for producing an aluminum alloy forging material according to the present invention, it is preferable that the forging temperature is 180 ° C or more and less than 280 ° C.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법은, 상기 열간 단조 공정과 상기 용체화 처리 공정 사이에, 상기 단조재를 180∼360℃의 형타(型打) 단조 온도에서 형타 단조하는 형타 단조 공정을 포함하고 있어도 된다.The method for producing an aluminum alloy forging material according to the present invention includes a forging process in which the forged material is subjected to a forging process at a forging temperature of 180 to 360 DEG C between the hot forging process and the solution process process .

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법은, 상기 형타 단조 온도를 180℃ 이상 280℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.In the method for producing an aluminum alloy forging material according to the present invention, it is preferable that the above-mentioned forging temperature is 180 ° C or higher and lower than 280 ° C.

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재는 고온 특성(고온 환경 하에서의 피로 강도)이 우수하다.The aluminum alloy forging material according to the present invention is excellent in high temperature characteristics (fatigue strength under high temperature environment).

본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법은 고온 특성(고온 환경 하에서의 피로 강도)이 우수한 알루미늄 합금 단조재를 제조할 수 있다.The process for producing an aluminum alloy forging material according to the present invention can produce an aluminum alloy forging material excellent in high temperature characteristics (fatigue strength under high temperature environment).

도 1은 본 발명의 일 실시형태에 따른 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법의 내용을 설명하는 플로차트이다.
도 2는 평균 결정 입경 및 결정 입경비(장축/단축)를 산출할 때의 수법을 설명하는 설명도이다.
도 3은 평균 결정 입경 및 결정 입경비(장축/단축)를 산출할 때의 수법을 설명하는 설명도이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Fig. 1 is a flowchart for explaining contents of a method for producing an aluminum alloy forging material according to an embodiment of the present invention. Fig.
Fig. 2 is an explanatory view for explaining a method for calculating an average crystal grain size and crystal grain size ratio (long axis / short axis).
Fig. 3 is an explanatory diagram for explaining a method for calculating an average crystal grain size and crystal grain size ratio (long axis / short axis).

이하, 적절히 도면을 참조하여 본 발명에 따른 알루미늄 합금 단조재 및 그의 제조 방법을 실시하기 위한 형태(실시형태)에 대하여 상세히 설명한다.BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, embodiments (embodiments) for carrying out an aluminum alloy forging material and a manufacturing method thereof according to the present invention will be described in detail with reference to the drawings as appropriate.

[알루미늄 합금 단조재][Aluminum alloy forging material]

본 발명의 일 실시형태에 따른 알루미늄 합금 단조재(이하, 「Al 단조재」라고 한다)는, Cu: 3.0∼8.0질량%, Mg: 0.01∼2.0질량%, Ag: 0.05∼1.0질량%, Mn: 0.05∼1.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금을 단조하여 형성된 것이다. 본 실시형태에 따른 Al 단조재는, 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)가 10 이하이다.The aluminum alloy forging material (hereinafter referred to as " Al forging material ") according to one embodiment of the present invention comprises 3.0 to 8.0 mass% of Cu, 0.01 to 2.0 mass% of Mg, 0.05 to 1.0 mass% of Ag, : 0.05 to 1.5% by mass, and the balance being Al and inevitable impurities. The Al forging material according to the present embodiment has an average crystal grain size of 500 mu m or less and a crystal grain size ratio (major axis / minor axis) of 10 or less.

당해 Al 단조재는, 후기하는 열간 단조 공정 S3 종료 후에 용체화 처리 공정 S5로부터 인공 시효 경화 처리 공정 S8을 행한 것(도 1 참조), 및 열간 단조 공정 S3 종료 후에 형타 단조 공정 S4를 행하고, 이에 계속해서 용체화 처리 공정 S5로부터 인공 시효 경화 처리 공정 S8을 행한 것(마찬가지로 도 1 참조)이 해당한다. 후술하지만, 어느 경우라도 냉간 압축(가공) 공정 S7은 임의로 행할 수 있다. 본 발명에 따른 Al 단조재의 평균 결정 입경 및 결정 입경비는, 성분도 영향을 주지만, 열간 단조 공정 S3 및/또는 형타 단조 공정 S4의 단조 조건으로 주어지는 재료 내부의 변형 상태에 의해 거의 결정되고, 용체화 처리 공정 S5를 행하는 것에 의해서 조직의 형태, 즉 평균 결정 입경 및 결정 입경비로 나타난다. 용체화 처리 공정 S5를 행하는 것에 의해서 나타난 평균 결정 입경 및 결정 입경비는, 그 후의 처리에 의해서 그다지 변화하지 않고, 또한 나타난 평균 결정 입경 및 결정 입경비에 의해서 얻어지는 효과도 그다지 변화하지 않는다. 그 때문에, 평균 결정립 및 결정 입경비의 산출은, 용체화 처리 공정 S5 후에 담금질 처리 공정 S6이나 인공 시효 경화 처리 공정 S8을 행하더라도 측정할 수 있다.The Al forging material is obtained by performing the artificial aging hardening treatment step S8 (see Fig. 1) from the solution treatment step S5 after completion of the subsequent hot forging step S3, and the forging step S4 after the hot forging step S3 is finished And the artificial aging hardening treatment step S8 is performed from the solubilization treatment step S5 (see Fig. 1). In any case, the cold compression (processing) step S7 can be performed as will be described later. The average crystal grain size and crystal grain size ratio of the Al forging material according to the present invention affects the component degree but is almost determined by the deformation state inside the material given as the forging condition of the hot forging step S3 and / or the forging step S4, And the shape of the structure, that is, the average crystal grain size and crystal grain size ratio, is obtained by performing the processing step S5. The average crystal grain size and the crystal grain size ratio shown by the solution treatment step S5 do not change much by the subsequent treatment and the effect obtained by the average crystal grain size and crystal grain size ratio shown also does not change so much. Therefore, the calculation of the average crystal grain size and crystal grain size ratio can be performed even after the solubilization treatment step S5 and the quenching treatment step S6 or the artificial aging hardening treatment step S8.

한편, 본 실시형태에 따른 Al 단조재는, 알루미늄 합금이, Zn: 0.01∼0.40질량%, Si: 0.01∼1.00질량%, V: 0.01∼0.15질량%, Cr: 0.01∼0.30질량%, Zr: 0.01∼0.50질량%, Sc: 0.01∼1.00질량%, 및 Ti: 0.01∼0.20질량% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 된다.On the other hand, the Al forging material according to the present embodiment is characterized in that the aluminum alloy contains 0.01 to 0.40 mass% of Zn, 0.01 to 1.00 mass% of Si, 0.01 to 0.15 mass% of V, 0.01 to 0.30 mass% of Cr, To 0.50 mass%, Sc: 0.01 to 1.00 mass%, and Ti: 0.01 to 0.20 mass%.

이하, 합금 성분 및 결정립의 성상에 대하여 나누어 설명한다.Hereinafter, the properties of the alloy component and the crystal grain will be described separately.

<합금 성분><Alloy composition>

(Cu)(Cu)

Cu는 본 실시형태에 따른 Al 단조재의 기본 성분이다. Cu는, 고용 강화 및 석출 강화의 쌍방의 작용에 의해, 주로 Al 단조재의 상온 환경 하에서의 크리프 특성과, 고온 환경 하에서의 크리프 특성과, 고온 내력(고온 환경 하에서의 피로 강도)을 향상시킬 수 있다. 보다 구체적으로는, Cu는, 고온의 인공 시효 경화 처리 시에, θ'상이나 Ω상을 Al 합금의 (100)면이나 (111)면에 미세하고 또한 고밀도로 석출시켜, 인공 시효 경화 처리 후의 Al 단조재의 강도를 향상시킨다. 이 효과는 Cu의 함유량이 3.0질량% 이상, 보다 바람직하게는 4.0질량% 이상이면 발휘된다. Cu의 함유량이 3.0질량% 미만이면 상기한 효과가 작아, Al 단조재가 상온 환경 하와 고온 환경 하에서 충분한 크리프 특성 및 고온 내력을 얻을 수 없다. 한편, Cu의 함유량이 8.0질량%를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져, Al 단조재의 단조성이 저하된다.Cu is a basic component of the Al forging material according to the present embodiment. Cu can improve the creep characteristics under a room temperature environment of mainly Al forging materials, the creep characteristics under a high temperature environment, and the high temperature strength (fatigue strength under high temperature environment) mainly by the action of both of solid solution strengthening and precipitation strengthening. More specifically, during the artificial age hardening treatment at a high temperature, Cu precipitates finely and at a high density on the (100) plane or the (111) plane of the Al alloy, Thereby improving the strength of the forging material. This effect is exhibited when the content of Cu is 3.0 mass% or more, more preferably 4.0 mass% or more. When the content of Cu is less than 3.0 mass%, the above-mentioned effect is small, and the Al forging material can not obtain sufficient creep characteristics and high temperature resistant properties under normal temperature environment and high temperature environment. On the other hand, if the content of Cu exceeds 8.0 mass%, the strength becomes excessively high and the mono-composition of the Al forging material is lowered.

따라서, Cu의 함유량은 3.0∼8.0질량%로 하고, 바람직하게는 4.0∼7.0질량%로 하고, 보다 바람직하게는 4.5∼7.0질량%로 한다.Therefore, the content of Cu is set to 3.0 to 8.0 mass%, preferably 4.0 to 7.0 mass%, more preferably 4.5 to 7.0 mass%.

한편, 본 명세서에 있어서, 상온이란 실온 정도, 구체적으로는 약 25℃ 정도인 것을 말하고, 고온이란 약 100℃ 이상의 온도인 것을 말한다.In the present specification, the room temperature refers to room temperature, specifically about 25 캜, and the high temperature means a temperature of about 100 캜 or more.

(Mg)(Mg)

Mg는, Cu와 마찬가지로, 고용 강화 및 석출 강화의 쌍방의 작용에 의해, 주로 Al 단조재의 고온 환경 하에서의 크리프 특성과, 상온 내력과, 고온 내력을 향상시킬 수 있다. 보다 구체적으로는, Mg는, Cu와 마찬가지로, 고온의 인공 시효 경화 처리 시에, θ'상이나 Ω상을 Al 합금의 (100)면이나 (111)면에 미세하고 또한 고밀도로 석출시켜, 인공 시효 경화 처리 후의 Al 단조재의 강도를 향상시킨다. 이 효과는 Mg의 함유량이 0.01질량% 이상이면 발휘된다. Mg의 함유량이 0.01질량% 미만이면, 상기한 효과가 작아, Al 단조재가 고온 환경 하에서 충분한 크리프 특성과, 상온 내력과, 고온 내력을 얻을 수 없다. 한편, Mg의 함유량이 2.0질량%를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져, Al 단조재의 단조성이 저하된다.Mg can improve the creep characteristics, the room temperature strength and the high temperature resistant property mainly in the high temperature environment of the Al forging material mainly by the action of both of solid solution strengthening and precipitation strengthening like Cu. More specifically, as in the case of Cu, Mg is precipitated finely and at a high density on the (100) plane or the (111) plane of the Al alloy during the artificial aging hardening treatment at a high temperature, and the artificial aging The strength of the Al forging material after the hardening treatment is improved. This effect is exhibited when the Mg content is 0.01 mass% or more. If the content of Mg is less than 0.01 mass%, the above-mentioned effect is small, and the Al forging material can not obtain sufficient creep characteristics, room temperature strength and high temperature resistant property in a high temperature environment. On the other hand, when the content of Mg exceeds 2.0 mass%, the strength is excessively increased and the mono-composition of the Al forging material is lowered.

따라서, Mg의 함유량은 0.01∼2.0질량%로 하고, 바람직하게는 0.01∼1.5질량%로 하고, 보다 바람직하게는 0.01∼1.0질량%로 한다.Therefore, the content of Mg is 0.01 to 2.0 mass%, preferably 0.01 to 1.5 mass%, and more preferably 0.01 to 1.0 mass%.

(Ag)(Ag)

Ag는, Al 단조재 중에 있어서, 미세하고 균일한 Ω상을 형성함과 더불어, 석출상이 존재하지 않는 영역(PFZ; solute-depleted Precipitate Free Zone)의 폭을 극히 좁게 할 수 있다. 그 때문에, Ag는, Al 단조재의 상온 강도와, 고온 강도와, 고온 크리프 특성을 향상시킬 수 있다. Ag의 함유량이 0.05질량% 미만이면 이 효과가 적다. 한편으로 Ag의 함유량이 1.0질량%를 초과해도 그의 효과는 포화된다.Ag, in the Al forging material, and fine, with Ω to form a homogeneous phase, the deposition phase does not exist in the area; may be the width of the (PFZ solute-depleted P recipitate F ree one Z) is extremely narrow. Therefore, Ag can improve the room temperature strength, the high temperature strength and the high temperature creep property of the Al forging material. When the content of Ag is less than 0.05 mass%, this effect is small. On the other hand, if the Ag content exceeds 1.0% by mass, the effect is saturated.

따라서, Ag의 함유량은 0.05∼1.0질량%로 하고, 바람직하게는 0.05∼0.7질량%로 한다.Therefore, the Ag content is set to 0.05 to 1.0% by mass, preferably 0.05 to 0.7% by mass.

(Mn)(Mn)

Mn은 Al 단조재의 마이크로 조직을 섬유 조직화하여, 상온 강도 및 고온 강도를 향상시킨다. 그리고, Mn은 균질화 열처리 시에 Al 합금 매트릭스 중에서 열적으로 안정된 화합물인 Al-Mn계 분산 입자를 석출시킨다. 당해 분산 입자로서는, Al20Cu2Mn3을 들 수 있다. 당해 분산 입자는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지에 효과가 있다. Mn의 함유량이 0.05질량% 미만이면, 상온 강도 및 고온 강도를 향상시키는 효과나 결정립의 조대화를 방지하는 효과는 적다. 한편, Mn의 함유량이 1.5질량%를 초과하면, 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워 Al 단조재의 성형 불량 및 파괴의 원인이 된다.Mn improves the room temperature strength and the high temperature strength by texturing the microstructure of the Al forging material. Further, Mn precipitates Al-Mn-based dispersed particles which are thermally stable compounds in the Al alloy matrix during the homogenization heat treatment. The dispersed particles include Al 20 Cu 2 Mn 3 . Since the dispersed particles have an action of interfering with the grain boundary movement after recrystallization, they are effective for preventing grain boundary coarsening. If the content of Mn is less than 0.05 mass%, the effect of improving room temperature strength and high temperature strength and preventing coarsening of crystal grains are small. On the other hand, when the content of Mn exceeds 1.5% by mass, coarse insoluble intermetallic compounds are likely to be formed at the time of melt casting, resulting in defective molding and breakage of the Al forging material.

따라서, Mn의 함유량은 0.05∼1.5질량%로 하고, 바람직하게는 0.05∼1.0질량%로 하고, 보다 바람직하게는 0.05∼0.8질량%로 한다.Therefore, the content of Mn is 0.05 to 1.5% by mass, preferably 0.05 to 1.0% by mass, and more preferably 0.05 to 0.8% by mass.

(잔부)(The remainder)

잔부는 Al 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예컨대 Ni, Fe 등을 예시할 수 있다. 불가피적 불순물은 이들 원소가 합계로 0.15질량% 정도 이하이면 본 발명의 효과에 영향을 주지 않으므로, 이 정도의 함유는 허용할 수 있다.The remainder is Al and inevitable impurities. As the inevitable impurities, for example, Ni, Fe and the like can be mentioned. The inevitable impurities do not affect the effect of the present invention as long as the total amount of these elements is about 0.15 mass% or less, so that the content of such inevitable impurities is acceptable.

(Zn)(Zn)

Zn은 Mg-Zn계의 미세한 화합물을 형성하기 때문에, 강도를 향상시킬 수 있다. Zn의 함유량이 0.01질량% 미만이면 현저한 효과가 없다. 한편, Zn의 함유량이 0.40질량%를 초과하면, 내식성의 저하가 생긴다.Since Zn forms a Mg-Zn-based fine compound, the strength can be improved. When the content of Zn is less than 0.01 mass%, there is no remarkable effect. On the other hand, when the content of Zn exceeds 0.40 mass%, the corrosion resistance is lowered.

따라서, Zn의 함유량은 0.01∼0.40질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.10∼0.30질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.Therefore, the content of Zn is preferably 0.01 to 0.40 mass%, and more preferably 0.10 to 0.30 mass%.

(Si)(Si)

Si는 Al 단조재의 강도를 높이는 작용이 있어, Si가 첨가되는 것에 의해, 강도 향상에 효과가 있는 석출물이 불어나는 경향이 있다. 또한, Si가 첨가되는 것에 의해, Al 합금 내의 전위 루프의 억제에 효과가 있다. 이 때문에, Si의 첨가는 석출상의 미세화, 균일 석출에 유효하다. Si의 함유량이 0.01질량% 미만이면 이들 효과가 적다. 한편, Si의 함유량이 1.0질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 발생시켜, 회전 로터, 회전 임펠러나 피스톤 등의 고속 동부품을 형타 단조할 때의 성형 불량이나 금속 피로 강도의 저하, 파괴의 원인이 된다.Si has an effect of increasing the strength of the Al forging material, and when Si is added, precipitates effective for improving the strength tend to blow. Further, addition of Si is effective in suppressing dislocation loops in the Al alloy. For this reason, the addition of Si is effective for refining the precipitated phase and for uniform precipitation. When the content of Si is less than 0.01 mass%, these effects are small. On the other hand, when the content of Si exceeds 1.0% by mass, a coarse intermetallic compound is generated to prevent formation of defects, deterioration of metal fatigue strength and breakage of high-speed copper parts such as rotary rotors, rotary impellers, It causes.

따라서, Si의 함유량은 0.01∼1.00질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.01∼0.60질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.Therefore, the Si content is preferably 0.01 to 1.00 mass%, and more preferably 0.01 to 0.60 mass%.

(V)(V)

V는 Al-V계 화합물로서 Al 합금 매트릭스 중에 석출되어, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, V는 균질화 열처리 시에 있어서도, Al 합금 매트릭스 중에서 열적으로 안정된 화합물인 Al-V계 분산 입자를 석출시킨다. 이 분산 입자가 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지에 효과가 있다.V is precipitated in the Al alloy matrix as an Al-V compound, and the fatigue strength under a high temperature environment can be improved. V also precipitates Al-V-based dispersed particles which are thermally stable compounds in the Al alloy matrix even in homogenization heat treatment. Since the dispersed particles have an action of interfering with the grain boundary movement after recrystallization, it is effective in preventing grain boundary coarsening.

이 효과에 의해 V는, Al 단조재의 마이크로 조직을 섬유 조직화하여, 상온 강도 및 고온 강도, 특히 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시킬 수 있다. 그리고, 안정상을 조대하게 석출시키는 작용이 Zr, Cr, Mn에 비하여 비교적 작기 때문에, 상온 강도, 고온 강도, 그리고 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시키기 위해서 보다 바람직하다.By virtue of this effect, the microstructure of the Al forging material can be fiber-structured to improve the strength at room temperature and high temperature strength, particularly, the fatigue strength under a high temperature environment. Further, since the action of coarse precipitation of the inner surface is relatively smaller than that of Zr, Cr, and Mn, it is more preferable to improve the fatigue strength at room temperature strength, high temperature strength, and high temperature environment.

이러한 것으로부터, Al 단조재의 고온 특성의 확보를 보다 확실하게 보증할 목적으로, 결정 입경을 500μm 이하로 미세화시키기 위해서, V의 함유량은 0.01∼0.15질량%가 되도록 선택적으로 함유시키는 것이 바람직하다. V의 함유량이 0.01질량% 미만이면 이들 효과가 작다. 한편, V의 함유량이 0.15질량%를 초과하면, 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워, Al 단조재의 성형 불량 및 파괴의 원인이 된다.From this, it is preferable that the content of V is selectively contained in an amount of 0.01 to 0.15% by mass in order to finely grind the crystal grain size to 500 탆 or less for the purpose of ensuring more securely the high temperature characteristics of the Al forging material. When the content of V is less than 0.01% by mass, these effects are small. On the other hand, when the content of V is more than 0.15 mass%, coarse insoluble intermetallic compounds are likely to be formed at the time of melt casting, which may cause malformation and breakage of the Al forging material.

따라서, V의 함유량은 0.01∼0.15질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.01∼0.10질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.Therefore, the content of V is preferably 0.01 to 0.15 mass%, and more preferably 0.01 to 0.10 mass%.

(Cr)(Cr)

Cr은, V와 마찬가지로, 균질화 열처리 시에 Al 단조재의 조직 중에서, 열적으로 안정된 화합물인 Al-Cr계 분산 입자를 석출시킨다. 이 분산 입자는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지에 효과가 있다. Cr의 함유량이 0.01질량% 미만이면 결정립의 조대화를 방지하는 효과가 적다. 한편, Cr의 함유량이 0.30질량%를 초과하면 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워, Al 단조재의 성형 불량 및 파괴의 원인이 된다.Cr, like V, precipitates Al-Cr-based dispersed particles which are thermally stable compounds in the structure of the Al forging material during the homogenization heat treatment. This dispersed particle has an effect of interfering with the grain boundary movement after recrystallization, and therefore, it is effective in preventing grain boundary coarsening. If the content of Cr is less than 0.01 mass%, the effect of preventing coarsening of crystal grains is small. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.30 mass%, a coarse insoluble intermetallic compound tends to be formed during melt casting, which may cause malformation and breakage of the Al forging material.

따라서, Cr의 함유량은 0.01∼0.30질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.01∼0.15질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.Therefore, the content of Cr is preferably 0.01 to 0.30 mass%, and more preferably 0.01 to 0.15 mass%.

(Zr)(Zr)

(Sc)(Sc)

Zr 및 Sc는, 균질화 열처리 시에 Al 단조재의 조직 중에서, 열적으로 안정된 화합물인 Al-Zr계 분산 입자 및 Al-Sc계 분산 입자를 각각 석출시킨다. 이들 분산 입자에는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 작용이 있기 때문에, 결정립의 조대화 방지에 효과가 있다. Zr의 함유량이 0.01질량% 미만이거나, Sc의 함유량이 0.01질량% 미만이거나 하면, 결정립의 조대화를 방지하는 효과가 적다. 한편, Zr의 함유량이 0.50질량%를 초과하거나, Sc의 함유량이 1.00질량%를 초과하거나 하면, 용해 주조 시에 조대한 불용성 금속간 화합물을 생성하기 쉬워, Al 단조재의 성형 불량의 원인이 된다.Zr and Sc respectively precipitate Al-Zr-based dispersed particles and Al-Sc-based dispersed particles, which are thermally stable compounds, in the structure of the Al forgings upon homogenization heat treatment. These dispersed particles have an effect of interfering with the grain boundary movement after recrystallization, and therefore, they are effective in preventing grain boundary coarsening. When the content of Zr is less than 0.01% by mass or the content of Sc is less than 0.01% by mass, the effect of preventing grain boundary coarsening is small. On the other hand, when the content of Zr exceeds 0.50% by mass or the content of Sc exceeds 1.00% by mass, coarse insoluble intermetallic compounds are likely to be formed during melt casting, which may cause defective forming of the Al forging material.

따라서, Zr과 Sc를 함유시키는 경우, Zr의 함유량은 0.01∼0.50질량%로 하는 것이 바람직하고, Sc의 함유량은 0.01∼1.00질량%로 하는 것이 바람직하다.Therefore, when Zr and Sc are contained, the content of Zr is preferably 0.01 to 0.50 mass%, and the content of Sc is preferably 0.01 to 1.00 mass%.

(Ti)(Ti)

Ti는 주조 시의 결정립을 미세화하는 효과를 갖는다. Ti의 함유량이 0.01질량% 미만이면 이 효과가 적다. 한편, Ti의 함유량이 0.20질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성한다. 그리고, 이 금속간 화합물이 성형 가공 시에 Al 단조재의 파괴의 기점이 되기 때문에, 0.20질량%를 초과해서 첨가하면, Al 단조재의 성형성이 저하된다.Ti has an effect of refining the crystal grains during casting. When the content of Ti is less than 0.01 mass%, this effect is small. On the other hand, when the content of Ti exceeds 0.20 mass%, a coarse intermetallic compound is formed. Since this intermetallic compound becomes a starting point of fracture of the Al forging material at the time of molding, if it is added in excess of 0.20 mass%, the formability of the Al forging material is lowered.

따라서, Ti의 함유량은 0.01∼0.20질량%로 한다.Therefore, the content of Ti is set to 0.01 to 0.20 mass%.

(Fe)(Fe)

Fe는 통상 불가피적 불순물로서 혼입되는 것이다. 단, 스크랩 등으로부터 혼입되는 것이며, Al 단조재의 고온 특성을 향상시키는 효과도 있으므로, 0.15질량%까지는 함유시킬 수 있다. Fe의 함유량이 0.15질량%를 초과하면, 불용성 금속간 화합물을 생성하여, 성형 불량 및 파괴의 원인이 되기 쉽다.Fe is usually incorporated as an inevitable impurity. However, since it is mixed with scrap or the like and has an effect of improving the high-temperature characteristics of the Al forging material, it can be contained up to 0.15% by mass. If the content of Fe exceeds 0.15 mass%, an insoluble intermetallic compound is produced, which is likely to cause defective molding and breakage.

(평균 결정 입경 및 결정 입경비(장축/단축))(Average crystal grain size and crystal grain size ratio (long axis / short axis))

본 발명에 따른 Al 단조재의 평균 결정 입경 및 결정 입경비는, 상기한 바와 같이, 성분도 영향을 주지만, 열간 단조 공정 S3, 형타 단조 공정 S4의 단조 조건으로 주어지는 재료 내부의 변형 상태에 의해 거의 결정되고, 용체화 처리 공정 S5를 행하는 것에 의해서 조직의 형태로 나타난다. 즉, 평균 결정 입경 및 결정 입경비는, 열간 단조 공정 S3 및/또는 형타 단조 공정 S4를 후기하는 단조 조건에서 행하는 것에 의해 제어할 수 있다.The average crystal grain size and crystal grain size ratio of the Al forging material according to the present invention are almost determined by the deformation state inside the material given as the forging condition of the hot forging step S3 and the forging step S4 , And the solubilization treatment step S5 is performed. That is, the average crystal grain size and crystal grain size ratio can be controlled by performing the hot forging step S3 and / or the forging step S4 under forging conditions.

평균 결정 입경은 이하와 같이 해서 산출할 수 있다. 우선, 도 2에 나타내는 바와 같이, 제품 또는 시험재로부터 측정할 개소의 샘플을 약 15mm×15mm×10∼20mm의 크기로 절단하여, 수지 매설을 행한다. 그리고, 수지 매설을 행한 샘플의 하나의 면을 연마하여 전해 에칭을 행하고, 광학 현미경에 의해 사진 촬영을 행한다. 사진 촬영 시의 배율은 결정 입경의 사이즈에 맞추어 임의로 조정하면 된다.The average crystal grain size can be calculated as follows. First, as shown in Fig. 2, a sample of a part to be measured from a product or a test material is cut into a size of about 15 mm x 15 mm x 10 to 20 mm, and the resin is buried. Then, one surface of the sample in which the resin is buried is polished and electrolytic etching is carried out, and photographing is performed by an optical microscope. The magnification at the time of photographing may be arbitrarily adjusted in accordance with the size of the crystal grain size.

결정 입경의 측정은 이른바 절편법에 의해 행할 수 있다. 즉, 결정 입경의 측정은, 예컨대, 도 3에 나타내는 바와 같이, 광학 현미경 사진의 세로와 가로의 각각에, 균등하게 각각 3본의 선을 그어(도 3의 a1∼a3, b1∼b3), 1본마다 통과하는 결정 입계의 수를 측정한다. 결정 입경은 사진의 배율, 사이즈와 결정 입계의 수로부터 산출한다. 일련의 측정을 사진 3장으로 행하여, 세로 9본(즉, 3본×3장), 가로 9본(즉, 3본×3장)의 측정으로부터, 세로가로 각각 N=9의 결정 입경을 얻고, 세로, 가로 각각에서 결정 입경의 평균을 산출하여, 세로, 가로 각각의 평균 결정 입경을 얻는다. 그리고, 본 발명에서는, 세로, 가로 각각의 평균 결정 입경을 다시 모두 더하여 그의 평균을 산출함으로써, 평균 결정 입경으로 하고 있다.The crystal grain size can be measured by the so-called slicing method. That is, as shown in Fig. 3, for example, the measurement of the crystal grain size is carried out by three lines (a1 to a3 and b1 to b3 in Fig. 3) uniformly drawn on the longitudinal and transverse sides of the optical microscope photograph, Measure the number of grain boundaries that pass through every single grain. The crystal grain size is calculated from the magnification of the photograph, the size and the number of grain boundaries. A series of measurements were carried out with three photographs, and from the measurement of 9 lines (i.e., 3 lines x 3 lines) and 9 lines (i.e., 3 lines x 3 lines) And an average of the crystal grain sizes is calculated in each of the vertical and horizontal directions to obtain the average crystal grain size in each of the vertical and horizontal directions. In the present invention, the mean grain size of each of the longitudinal and transverse directions is again added, and the average thereof is calculated to obtain an average crystal grain size.

또한, 결정 입경비(장축/단축)는, 세로, 가로 각각의 결정 입경의 평균을 이용하여, 결정 입경이 큰 쪽을 장축, 작은 쪽을 단축으로 해서, 결정 입경비를 산출하는 것에 의해 얻을 수 있다.The crystal grain size ratio (long axis / short axis) can be obtained by calculating the crystal grain size ratio using the average of the crystal grain sizes of the longitudinal and transverse directions, with the longer grain size being the longer axis and the smaller grain size being the shorter axis have.

본 발명자들은 다양한 검토를 행한 결과, 평균 결정 입경을 500μm 이하, 또한 결정 입경비(장축/단축)를 10 이하로 하는 것에 의해, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 향상되는 것을 발견했다. 평균 결정 입경이 500μm보다 커지면, 피로 파괴의 원인이 되는 초기 균열이 들어가기 쉬워질 뿐 아니라, 균열의 진전도 빨라져, 고온 환경 하에서의 피로 강도의 향상이 달성되지 않는다. 또한, 결정 입경비(장축/단축)가 10보다 커지면, 결정의 방향성이 영향을 주어 고온 환경 하에서의 피로 강도, 크리프 특성, 재료 강도 등의 재료 특성의 이방성이 커져, 균질한 제품의 제조를 할 수 없다. 이들 검토로부터, 평균 결정 입경을 500μm 이하, 또한 결정 입경비(장축/단축)를 10 이하로 했다. 결정 입경비는 7 이하가 바람직하고, 5 이하가 보다 바람직하다.As a result of various studies, the inventors of the present invention have found that fatigue strength under a high temperature environment is improved by setting an average crystal grain size to 500 탆 or less and a crystal grain size ratio (long axis / short axis) to 10 or less. If the average crystal grain size is larger than 500 mu m, not only the initial cracks which cause fatigue fracture are easily entered but also the progress of cracking is accelerated, and improvement of fatigue strength under high temperature environment is not achieved. When the crystal grain size ratio (long axis / short axis) is larger than 10, crystal orientation affects the anisotropy of material characteristics such as fatigue strength, creep characteristics and material strength under a high temperature environment, none. From these examinations, the average crystal grain size was set to 500 탆 or less, and the crystal grain size ratio (long axis / short axis) was set to 10 or less. The crystal grain size ratio is preferably 7 or less, more preferably 5 or less.

평균 결정 입경을 500μm 이하, 또한 결정 입경비(장축/단축)를 10 이하로 하는 것에 의해, 혼립 조직에서 보이는 바와 같은, 입경이 1μm 이하의 미세한 결정립이 집합체화된 집단이나, 수 mm∼수 cm 정도의 조대한 재결정립, 또는 잔존하는 주괴 조직도 없어, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하며, 크리프 특성 등의 고온 특성과 피삭성을 겸비할 수 있다. 한편, Al 단조재에 있어서의 바람직한 결정립의 조직은, 상기한 일정 사이즈의 결정립만이 100%인 조직을 반드시 의미하는 것은 아니고, 고온 환경 하에서의 피로 강도나 피삭성, 크리프 특성 등의 고온 특성을 저하시키지 않는 범위이면, 주조 조직이나 혼립 조직의 혼입은 허용된다.By setting the average crystal grain size to 500 占 퐉 or less and the crystal grain size ratio (long axis / short axis) to 10 or less, it is possible to obtain a group of aggregated fine crystal grains having a grain size of 1 占 퐉 or less, , Or the remaining ingot structure is not provided, the fatigue strength under a high-temperature environment is satisfactory, and high-temperature characteristics such as creep characteristics and machinability can be combined. On the other hand, the structure of crystal grains preferable in the Al forging material does not always mean a structure in which only the crystal grains of the predetermined size are 100%, but it does not necessarily mean that the high temperature characteristics such as fatigue strength, machinability, If it is not within the range, incorporation of casting or coarse-grained structure is allowed.

예컨대, 입경이 1μm 이하인 미세한 결정립은, 단일 결정립이 개개로 분산되어 존재해 있었다고 하더라도, 고온 환경 하에서의 피로 강도나 크리프 특성 등의 고온 특성을 저하시키지 않는다. 그러나, 이것이 서로 달라 붙은 형태로 집단화 내지 집합체화된 경우에는, 피삭성이나 고온 특성을 저하시키게 된다. 따라서, 이 점에서는, 용체화 처리 후의 마이크로 조직에 있어서, 집합체화되어 있는 1μm 이하의 미세 결정립의 면적률이 10% 이하인 것이 바람직하다.For example, fine crystal grains having a grain size of 1 占 퐉 or less do not deteriorate the high-temperature characteristics such as fatigue strength and creep characteristics under a high-temperature environment even when single crystal grains are dispersed individually. However, when they are grouped or aggregated in the form of sticking to each other, machinability and high-temperature characteristics are deteriorated. Therefore, in this respect, in the microstructure after the solution treatment, it is preferable that the area ratio of the aggregated fine micro grains of 1 탆 or less is 10% or less.

또한, 예컨대 결정 입경비가 10보다도 큰 것이 개개로 분산되어 있었다고 하더라도, 고온 환경 하에서의 피로 강도나 크리프 특성 등의 고온 특성을 저하시키지 않는다. 그러나, 이것이 서로 달라 붙은 형태로 집단화 내지 집합체화된 경우에는, 피삭성이나 고온 특성을 저하시키게 된다. 따라서, 이 점에서는, 용체화 처리 후의 마이크로 조직에 있어서, 집합체화되어 있는 결정 입경비 10을 초과하는 결정립의 면적률이 10% 이하인 것이 바람직하다.Further, even if the crystal grain size ratio is larger than 10, for example, the high temperature characteristics such as fatigue strength and creep characteristics under a high temperature environment are not deteriorated. However, when they are grouped or aggregated in the form of sticking to each other, machinability and high-temperature characteristics are deteriorated. Therefore, in this respect, in the microstructure after the solution treatment, it is preferable that the area ratio of the crystal grains exceeding the crystal grain size ratio 10 being aggregated is 10% or less.

[알루미늄 합금 단조재의 제조 방법][Manufacturing method of aluminum alloy forging material]

다음으로, 도 1을 참조하여, 본 발명의 일 실시형태에 따른 Al 단조재의 제조 방법에 대하여 설명한다.Next, a method of manufacturing an Al forging material according to an embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.

도 1에 나타내는 바와 같이, 본 실시형태에 따른 Al 단조재의 제조 방법은, 주조 공정 S1과, 균질화 열처리 공정 S2와, 열간 단조 공정 S3과, 용체화 처리 공정 S5와, 담금질 처리 공정 S6과, 인공 시효 경화 처리 공정 S8을 포함하고, 이들 공정을 이 순서로 행함으로써, 상기한 Al 단조재를 제조할 수 있다.As shown in Fig. 1, the method for producing an Al forging material according to the present embodiment includes a casting step S1, a homogenization heat treatment step S2, a hot forging step S3, a solution treatment step S5, a quenching step S6, And an age hardening treatment step S8. By performing these steps in this order, the above Al forging material can be produced.

한편, 본 제조 방법에 있어서는, 필요에 따라 열간 단조 공정 S3과 용체화 처리 공정 S5 사이에 형타 단조 공정 S4를 포함시켜도 된다. 형타 단조 공정 S4를 행한 단조재도 본 발명의 Al 단조재인 것은 전술한 대로이다.On the other hand, in the present manufacturing method, a forging step S4 may be included between the hot forging step S3 and the solution treatment step S5, if necessary. The forging material subjected to the forging process S4 is also the Al forging material of the present invention as described above.

또한, 필요에 따라 담금질 처리 공정 S6 후에 냉간 압축(가공) 공정 S7을 포함시켜도 된다.If necessary, the cold pressing (processing) step S7 may be included after the quenching treatment step S6.

또, 후술하는 T6 조질, T61 조질은 용체화 처리 공정 S5, 담금질 처리 공정 S6 및 인공 시효 경화 처리 공정 S8에서 행할 수 있다.The T6 tempering and T61 tempering to be described later can be performed in the solubilization treatment step S5, the quenching treatment step S6 and the artificial aging hardening treatment step S8.

게다가 또한, T652 조질은 용체화 처리 공정 S5, 담금질 처리 공정 S6, 냉간 압축(가공) 공정 S7과 인공 시효 경화 처리 공정 S8에서 행할 수 있다. 한편, 이들 조질은 제조하는 부재의 크기나 용도에 따라 적절히 선택된다.In addition, the T652 tempering can be performed in the solution treatment process S5, the quenching treatment process S6, the cold compression (processing) process S7 and the artificial aging hardening process S8. On the other hand, these steels are appropriately selected depending on the size and application of the member to be produced.

한편, 본 명세서에서는, 조질의 구체예로서, T6 조질, T61 조질 및 T652 조질을 예로 들어 설명하지만, 이들에 한정되는 것은 아니고, 이들 이외의 조질이 행해진 것이어도, 본 발명에 포함된다.In the present specification, T6 tempering, T61 tempering and T652 tempering are described as examples of the crude as an example, but the present invention is not limited thereto, and any other tempering may be included in the present invention.

(주조 공정)(Casting process)

주조 공정 S1은 상기한 조성을 갖는 Al 합금을 용해시켜, 주조재를 주조하는 공정이다. 주조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니고, 종래 공지된 방법을 이용하면 된다. 예컨대, 연속 주조 압연법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법으로부터 적절히 선택한 주조 방법에 의해, 본 발명의 성분 범위 내로 용해 조정된 Al 합금 용탕을 이용하여 주괴를 주조하는 것이 가능하다.The casting step S1 is a step of casting a casting material by dissolving an Al alloy having the above composition. The casting method is not particularly limited, and conventionally known methods may be used. For example, it is possible to cast an ingot using an Al alloy melt that is dissolved and adjusted within the component range of the present invention by a casting method appropriately selected from a conventional melt casting method such as a continuous casting rolling method or a semi-continuous casting method (DC casting method) .

(균질화 열처리 공정)(Homogenization heat treatment process)

균질화 열처리 공정 S2는, 500∼545℃의 유지 온도로서, 공정(共晶) 용융을 발생시키지 않는 온도 범위이면서 가능한 한 고온에서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 균질화 열처리의 시간은, 금속간 화합물의 모재 중으로의 용해, 확산을 효과적으로 행할 수 있는 시간을 성분, 주괴 사이즈, 제조에 적합한 시간 등에 따라서 적절히 설정하는 것이 가능하다. 균질화 열처리의 시간은, 예컨대 8∼100시간 행하는 것이 바람직하다. 이와 같은 조건에 의해, 금속간 화합물의 모재 중으로의 용해나 확산이 효과적으로 행해진다. 그 결과, 금속간 화합물의 크기를 작게 하는 것이 가능해진다. 한편, 금속간 화합물의 종류에 따라서는, 균질화 열처리를 적어도 2단계로 나누어 행하는 다단계의 균질화 열처리 방법이 금속간 화합물을 공정 용융시키지 않고서 작게 하기 위한 방법으로서 보다 효과적이다.It is preferable that the homogenization heat treatment step S2 is carried out at a holding temperature of 500 to 545 DEG C at a temperature as high as possible while maintaining a temperature range that does not cause eutectic melting. The time for the homogenization heat treatment can be appropriately set in accordance with the component, the ingot size, the time suitable for production, and the like, the time for effectively dissolving and diffusing the intermetallic compound into the matrix. The time for the homogenization heat treatment is preferably 8 to 100 hours, for example. By such a condition, the intermetallic compound is effectively dissolved and diffused into the base material. As a result, it is possible to reduce the size of the intermetallic compound. On the other hand, depending on the kind of the intermetallic compound, the multistage homogenizing heat treatment method in which the homogenization heat treatment is divided into at least two stages is more effective as a method for reducing the intermetallic compound without melting the process.

이 다단계의 균질화 열처리 방법은 금속간 화합물의 종류에 맞추어 적절한 조건(승온 속도, 균질화 온도, 처리 시간)을 설정하는 것에 의해 행해진다. 예컨대, 각 금속간 화합물에 적절한 열처리로서, 균질화 열처리의 온도 범위 내(500∼545℃)의 비교적 저온에서 열처리를 행하는 것에 의해 금속간 화합물을 충분히 용해, 확산시킨다. 다음으로, 균질화 열처리의 온도 범위 내의 비교적 고온에서 열처리를 행함으로써 금속간 화합물을 작게 한다. 이와 같은 다단계로 온도를 조정하는 균질화 열처리가 효과적이다.This multistage homogenization heat treatment method is carried out by setting appropriate conditions (heating rate, homogenization temperature, treatment time) in accordance with the type of intermetallic compound. For example, the intermetallic compound is sufficiently dissolved and diffused by subjecting each intermetallic compound to a heat treatment at a relatively low temperature within the temperature range of the homogenization heat treatment (500 to 545 DEG C). Next, the intermetallic compound is reduced by performing the heat treatment at a relatively high temperature within the temperature range of the homogenization heat treatment. The homogenization heat treatment for adjusting the temperature in such a multistage manner is effective.

또한, 이 다단계의 균질화 열처리 방법과 마찬가지의 효과를 얻을 수 있는 방법으로서, 균질화 열처리 온도에의 도달 속도를 비교적 저속으로 해서 금속간 화합물이 공정 용융되지 않는 온도 범위에서 승온시키는 방법이 있다. 이 방법은 상기한 다단계의 균질화 열처리와 조합하여 행할 수도 있다. 한편, 이 경우의 승온 속도는 금속간 화합물의 종류, 크기, 양 등에 따라 적절히 설정할 필요가 있다.As a method for achieving the same effect as the multistage homogenizing heat treatment method, there is a method of raising the temperature in the temperature range in which the intermetallic compound is not process-melted at a relatively low rate of arrival at the homogenization heat treatment temperature. This method may also be performed in combination with the above-described multi-step homogenization heat treatment. On the other hand, the rate of temperature rise in this case needs to be appropriately set depending on the kind, size, amount, etc. of the intermetallic compound.

이들 균질화 열처리 방법은 금속간 화합물의 공정 용융을 방지하면서, 금속간 화합물의 크기를 작게 하는 것이 가능해진다. 금속간 화합물이 작아지는 것에 의해, 금속간 화합물을 기점으로 하는 피로 파괴가 억제되어, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 향상된다. 또한, 균질화 열처리에 의해 금속간 화합물 중에 함유되는 각 원소가 모재 중으로 균일하게 확산되는 것에 의해, 고용 강화 및 석출 강화에 의한 모재의 강도 향상이 가능해진다. 동시에, Al 합금의 신도, 충격치, 및 고온 환경 하에서의 피로 강도를 더욱 향상시킬 수도 있다.These homogenization heat treatment methods can reduce the size of the intermetallic compound while preventing the process melting of the intermetallic compound. As the intermetallic compound becomes smaller, the fatigue failure starting from the intermetallic compound is suppressed, and the fatigue strength under a high temperature environment is improved. Further, by uniformly diffusing each element contained in the intermetallic compound into the base material by the homogenization heat treatment, strength of the base material can be improved by solid solution strengthening and precipitation strengthening. At the same time, the elongation, the impact value of the Al alloy, and the fatigue strength under a high temperature environment can be further improved.

또한, 균질화 열처리를 행하는 것에 의해, 응고에 의해서 생긴 마이크로 편석의 균질화, 과포화 고용 원소의 석출, 준안정상의 평형상으로의 변화가 행해진다. 균질화 열처리의 온도가 500℃ 미만이면 주괴의 정출물 등의 금속간 화합물이 고용되지 않고, 균질화가 불충분해진다. 한편, 균질화 열처리의 온도가 545℃를 초과하면, 버닝이 생길 가능성이 높아진다. 따라서, 균질화 열처리의 온도는 500∼545℃의 범위로 한다.Further, by homogenizing heat treatment, homogenization of micro segregation caused by solidification, precipitation of supersaturated solid elements, and change of the metastable phase to equilibrium are carried out. If the temperature of the homogenization heat treatment is less than 500 ° C, the intermetallic compound such as the crystallized product of the ingot is not dissolved and the homogenization becomes insufficient. On the other hand, if the temperature of the homogenization heat treatment exceeds 545 DEG C, the possibility of burning increases. Therefore, the temperature of the homogenization heat treatment is set in the range of 500 to 545 ° C.

다단계의 균질화 열처리를 행하는 경우에는, 상기한 바와 같이 금속간 화합물의 종류에 맞추어 열처리 조건을 설정할 필요가 있다. 또한, 비교적 저속도로 승온시키는 균질화 열처리를 행하는 경우에도 마찬가지로 금속간 화합물의 종류에 맞추어 열처리 조건을 설정할 필요가 있다.In the case of performing the multistage homogenizing heat treatment, it is necessary to set the heat treatment conditions in accordance with the kind of the intermetallic compound as described above. Also, in the case of performing the homogenization heat treatment for raising the temperature at a relatively low rate, it is also necessary to set the heat treatment conditions in accordance with the kind of the intermetallic compound.

(열간 단조 공정)(Hot forging process)

열간 단조 공정 S3은 균질화 열처리를 행한 주조재를 180∼360℃의 단조 온도에서 단련비 1.5 이상의 열간 단조를 행하는 공정이다. 이 열간 단조 공정 S3과 후기하는 형타 단조 공정 S4의 단조 조건(단조 온도, 단조 속도, 재료의 단련 방향 등)에 의해, 재료 내부에 변형을 준다. 이 변형의 집적 정도(방향, 밀도 등)에 의해, 다음 공정인 용체화 처리 공정 S5에서 얻어지는 결정 입경, 결정 입경비가 거의 결정된다. 한편, 이들 단조 공정에서는, 결정 입경은 주조재의 결정립이 변형된 것뿐이며, 이 시점에서 확인되는 결정 입경은 최종적인 결정 입경에는 그다지 반영되지 않는다(단, 주조재에서의 결정 입경이 작으면 용체화 처리 공정 후의 결정 입경도 작은 경향이 있다). 후기하는 용체화 처리 공정 S5에서 고온 환경 하에 놓이면, 이들 단조 공정에서 재료에 도입된 재료 내부의 변형이 개방되어, 새롭게 결정립을 형성한다.In the hot forging step S3, the cast material subjected to the homogenization heat treatment is subjected to hot forging at a forging temperature of 180 to 360 deg. The inside of the material is deformed by the forging conditions (forging temperature, forging speed, material running direction, etc.) of the hot forging step S3 and the later forging forging step S4. The crystal grain size and crystal grain size ratio obtained in the solution treatment process step S5 which is the next step are almost determined by the degree of integration (direction, density, etc.) of this strain. On the other hand, in these forging processes, the crystal grain size of the cast material is only deformed, and the crystal grain size confirmed at this point is not reflected in the final crystal grain size (note that if the crystal grain size in the cast material is small, The crystal grain size after the treatment process also tends to be small). If the solution is subjected to the high temperature environment in the later solution treatment step S5, the deformation inside the material introduced into the material in these forging steps is opened to newly form crystal grains.

열간 단조의 온도 조건은 후술하는 단련비와 함께 Al 합금의 특성, 특히 고온 환경 하에서의 피로 강도의 향상을 도모하기 위해서 중요하다. 즉, 열간 단조의 온도 조건은 Al 합금의 용체화 처리 공정 S5 후의 결정 입경, 결정립 형상을 제어하기 위해서 중요하다. 열간 단조 시의 단조 온도를 180∼360℃로 하는 것에 의해, 결정 입경과 결정립의 형상을 제어할 수 있고, 또한 안정적으로 Al 단조재를 제조할 수 있다. 열간 단조의 단조 온도가 180℃ 미만이면, 열간 단조 시에 있어서 Al 합금에 깨짐이 생기기 쉬워, 단조 가공 자체가 곤란하다. 한편, 열간 단조의 단조 온도가 360℃를 초과하면, Al 합금의 조직에 조대 결정립이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Al 단조재의 고온 특성이 저하되어, 고온 특성이 우수한 Al 단조재를 제조할 수 없다. 따라서, 열간 단조 시의 단조 온도는 180∼360℃로 한다. 열간 단조 시의 단조 온도는 180℃ 이상 280℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.The temperature condition of hot forging is important in order to improve the characteristics of the Al alloy, especially the fatigue strength under a high temperature environment, together with the following annealing ratio. That is, the temperature condition for hot forging is important for controlling the crystal grain size and grain shape after the solubilization treatment step S5 of the Al alloy. By controlling the forging temperature during hot forging to 180 to 360 캜, the crystal grain size and the shape of the crystal grain can be controlled and the Al forging material can be stably produced. If the forging temperature of the hot forging is less than 180 캜, the Al alloy tends to be cracked during hot forging, which makes forging difficult. On the other hand, if the forging temperature of the hot forging exceeds 360 ° C, coarse grains tend to form in the structure of the Al alloy. For this reason, the high-temperature characteristics of the Al forgings are lowered and the Al forgings excellent in high-temperature characteristics can not be produced. Therefore, the forging temperature during hot forging is 180 to 360 캜. The forging temperature at the time of hot forging is preferably 180 占 폚 or higher but lower than 280 占 폚.

또한, 단련을 한 방향에 치우쳐서 행하면, 변형의 집적이 한 방향에 치우쳐, 특히 용체화 처리 공정 S5 후의 결정립 형상이 장축측으로 당겨 늘여져, 결정 입경비가 10을 초과하는 경우가 있다. 이와 같이 되면, Al 단조재의 고온 특성이 저하되어, 고온 특성이 우수한 Al 단조재를 제조할 수 없다. 결정 입경비를 10 이하로 제어하기 위해서는, 변형의 집적의 치우침을 억제하는 단조 방법이 유효하며, 2방향 이상의 단조(즉, 2면 단조 이상)가 유효하다.In addition, when the steps are performed biased in one direction, the deformation accumulation is shifted in one direction, and in particular, the grain shape after the solubilization treatment step S5 is pulled toward the long axis side, and the crystal grain size ratio exceeds 10 in some cases. In this case, the high-temperature characteristics of the Al forging material are lowered, and an Al forging material excellent in high-temperature characteristics can not be produced. In order to control the crystal grain size ratio to 10 or less, a forging method that suppresses unevenness of deformation accumulation is effective, and forging in two or more directions (i.e., two-sided forging or more) is effective.

Al 합금의 용체화 처리 후의 마이크로 조직은 열간 단조의 단련비에 크게 영향을 받는다. 따라서, Al 단조재의 용체화 처리 후의 마이크로 조직을 본 발명에 나타내는 결정 입경과 결정립의 형상으로 제어하기 위해서 단련비를 1.5 이상으로 한다. 단련비가 1.5 미만이면, Al 합금의 조직이 혼립이 되기 쉽다. 또한, 단련의 방향은 한 방향뿐만 아니라, 적어도 상이한 2방향(2면 단조라고 하는 경우도 있다), 바람직하게는 3방향(3면 단조라고 하는 경우도 있다) 이상에서 행하고, 각 방향에서의 단련비를 1.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기에서, 2면 단조나 3면 단조에 대하여 설명한다.The microstructure after solution treatment of the Al alloy is greatly influenced by the annealing cost of hot forging. Therefore, in order to control the microstructure after solution treatment of the Al forging material to the shape of the crystal grain size and the crystal grain in the present invention, the annealing ratio is set to 1.5 or more. If the annealing ratio is less than 1.5, the structure of the Al alloy tends to become coarse. In addition, the direction of the training is not limited to one direction but at least in two different directions (sometimes referred to as two-sided forging), preferably three or more directions (sometimes referred to as three-sided forging) Is preferably 1.5 or more. Here, the two-sided forging and the three-sided forging will be described.

2면 단조나 3면 단조를 행하는 주조재는 직방체, 입방체, 원주체 등이어도 된다. 한편, 직방체나 입방체로 하는 경우에는, 열간 단조 전에 예비 단조를 행하거나, 절삭하거나 하는 것에 의해서 형성할 수 있다.The casting material for performing the two-side forging or the three-side forging may be a rectangular parallelepiped, a cube, a cylindrical body, or the like. On the other hand, in the case of a rectangular parallelepiped or cubic, it can be formed by preliminary forging or cutting before hot forging.

예컨대, 직방체의 주조재인 경우, A면과, 이 A면에 수직한 B면과, 이 A면 및 B면에 수직한 C면을 갖는다. 즉, 주조재는 A면을 상면으로 했을 때에, A면과, 이 A면에 대향하는 면(하면)과, 측면 B와, 이 측면 B에 대향하는 면과, C면과, 이 C면에 대향하는 면의 6면으로 구성되어 있다.For example, in the case of a rectangular parallelepiped cast material, it has an A plane, a B plane perpendicular to the A plane, and a C plane perpendicular to the A plane and the B plane. That is, the casting material has an A face, a face (lower face) facing the A face, a side face B, a face facing the side face B, a C face, and a face opposite to the C face As shown in FIG.

예컨대, B면과 C면의 2면을 단조하여, A면의 면적이 1/2가 되도록 한다(A면의 단련비를 2S로 한다). 이어서, A면과 C면의 2면을 단조하여, B면의 면적이 1/2가 되도록 한다(B면의 단련비를 2S로 한다). 여기까지의 단조를 2면 단조라고 한다.For example, two surfaces of the B-side and the C-side are forged so that the area of the A-side is 1/2 (the side-to-side ratio of the A-side is 2S). Subsequently, two surfaces of the A-plane and the C-plane are forged so that the area of the B-plane is 1/2 (the aspect ratio of the B-plane is 2S). Forging up to this point is called two-sided forging.

그리고, A면과 B면의 2면을 단조하여, C면의 면적이 1/2가 되도록 한다(C면의 단련비를 2S로 한다). 여기까지의 단조를 3면 단조라고 한다.Then, the two surfaces of the A-side and the B-side are forged so that the area of the C-side is 1/2 (the side-to-side ratio of the C-side is 2S). Forging up to this point is called three-sided forging.

본 발명에 있어서는, 2면 단조 또는 3면 단조를 1회로 하고, 나아가 2면 단조 또는 3면 단조를 1회 이상 행해도 된다. 단조의 상한은 특별히 규정되는 것은 아니고, 원하는 단조재의 사이즈에 따라 결정하면 된다. 한편, 2면 단조 또는 3면 단조를 1회 또는 복수회 행한 후, 임의의 면의 단조를 1회 또는 2회 행해도 된다는 것(즉, 4면 단조나 5면 단조, 6면 단조, 7면 단조, 8면 단조로 해도 된다는 것)은 말할 필요도 없다.In the present invention, the two-side forging or the three-side forging may be performed once, and furthermore, the two-side forging or the three-side forging may be performed at least once. The upper limit of forging is not specifically defined, but may be determined according to the size of the desired forging material. On the other hand, it is also possible to perform forging of an arbitrary surface once or twice after performing two-side forging or three-side forging one time or a plurality of times (that is, forging for four sides, forging for five sides, forging for six sides, Forgery, or 8-sided forging).

이와 같이, 주조재를 적어도 2면 단조함으로써, 재료 강도가 늘거나, 결정립의 방향성을 잃거나 할 수 있으므로(균일하게 할 수 있으므로), 고온 환경 하에서의 피로 강도를 향상시킬 수 있다.As described above, by forging the cast material at least two times, the strength of the material can be increased or the grain orientation can be lost (can be made uniform), so that the fatigue strength under a high temperature environment can be improved.

(형타 단조 공정)(Forging process)

형타 단조 공정 S4는 열간 단조 공정 S3과 용체화 처리 공정 S5 사이에 행할 수 있는 임의의 공정이며, 단조재를 180∼360℃의 형타 단조 온도에서 형타 단조하는 공정이다.The forging step S4 is an optional step that can be carried out between the hot forging step S3 and the solution treatment step S5 and is a step for forging the forging material at a hot forging temperature of 180 to 360 ° C.

제품의 형상 등에 따라서는, 상기한 열간 단조 공정 S3 후에, 형타 단조 공정 S4를 행하는 것도 선택된다. 이 형타 단조 공정 S4에 있어서도 단조 시의 온도 조건은 Al 합금의 특성, 특히 고온 환경 하에서의 피로 강도의 향상을 도모하기 위해서 중요하다. 즉, Al 합금의 용체화 처리 공정 S5 후의 결정 입경과 결정립의 형상을 제어하기 위해서 중요하다.Depending on the shape of the product, it is also selected to perform the forging step S4 after the hot forging step S3 described above. Even in this forging step S4, the temperature condition at the time of forging is important in order to improve the characteristics of the Al alloy, especially the fatigue strength under a high temperature environment. That is, it is important to control the crystal grain size and the shape of the crystal grain after the solubilization treatment step S5 of the Al alloy.

또한, 상기한 열간 단조 공정 S3과 마찬가지로, 단련이 한 방향에 치우치면, 변형의 집적이 한 방향에 치우치고, 특히 용체화 처리 공정 S5 후의 결정립 형상이 장축측으로 당겨 늘여져, 결정 입경비가 10을 초과하는 경우가 있다. 이와 같이 되면, Al 단조재의 고온 특성이 저하되어, 고온 특성이 우수한 Al 단조재를 재현성 좋게 제조할 수 없다. 결정 입경비를 10 이하로 제어하기 위해서는, 형타 단조 공정 S4에 있어서, 형타 시의 단련 방향이 한 방향에 치우치지 않도록, 금형 형상을 조정하는 등, 변형의 집적의 치우침을 억제하는 형타 단조 방안을 적절히 검토하여, 적용하는 것이 효과적이다.In addition, as in the above-mentioned hot forging step S3, if the annealing is shifted in one direction, the accumulation of deformation is shifted in one direction, and in particular, the grain shape after the solution treatment step S5 is pulled toward the long axis side, . In this case, the high-temperature characteristics of the Al forgings are lowered and the Al forgings excellent in high-temperature characteristics can not be produced with good reproducibility. In order to control the crystal grain size ratio to 10 or less, it is necessary to adjust the shape of the die so that the running direction of the die is not deviated in one direction in the die forging step S4. It is effective to review and apply them appropriately.

상기한 열간 단조와 마찬가지로, 형타 단조 시의 단조 온도를 180∼360℃로 하는 것에 의해, 결정 입경과 결정립의 형상을 제어할 수 있고, 또한 안정적으로 Al 단조재를 제조할 수 있다. 형타 단조의 단조 온도가 180℃ 미만이면, 형타 단조 시에 있어서 Al 단조재에 깨짐이 생기기 쉬워, 단조 가공 자체가 곤란하다. 한편, 형타 단조의 단조 온도가 360℃를 초과하면, Al 단조재의 조직에 조대 결정립이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Al 단조재의 고온 특성이 저하되어, 고온 특성이 우수한 Al 단조재를 재현성 좋게 제조할 수 없다. 따라서, 형타 단조 시의 단조 온도는 180∼360℃로 하는 것이 바람직하고, 180℃ 이상 280℃ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.Similar to the hot forging described above, by controlling the forging temperature at the time of die forging to 180 to 360 캜, the crystal grain size and the shape of the crystal grain can be controlled and the Al forging material can be stably manufactured. If the forging temperature of the die forging is less than 180 캜, cracking of the Al forging material tends to occur during die forging, which is difficult for forging itself. On the other hand, when the forging temperature of the die forging exceeds 360 캜, coarse grain is easily formed in the structure of the Al forging material. For this reason, the high-temperature characteristics of the Al forgings are lowered and the Al forgings excellent in high-temperature characteristics can not be produced with good reproducibility. Therefore, the forging temperature at the time of die forging is preferably 180 to 360 ° C, more preferably 180 to 280 ° C.

(용체화 처리 공정 및 담금질 처리 공정)(Solution treatment process and quenching process)

다음으로, 용체화 처리 공정 S5 및 담금질 처리 공정 S6에 대하여 설명한다.Next, the solubilization treatment step S5 and the quenching treatment step S6 will be described.

용체화 처리 공정 S5는 열간 단조를 행한 단조재를 510∼545℃의 유지 온도에서 용체화 처리하는 공정이다.In the solution treatment step S5, the forged material subjected to hot forging is subjected to a solution treatment at a holding temperature of 510 to 545 占 폚.

또한, 담금질 처리 공정 S6은 용체화 처리를 행한 단조재를 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도 10℃/분 이상 30000℃/분 미만으로 담금질 처리하는 공정이다.The quenching treatment step S6 is a step of quenching the forging material subjected to the solution treatment at an average cooling rate of 10 to 300 deg. C or higher and lower than 30000 deg. C / minute at an average cooling rate of 400 to 290 deg.

이 용체화 처리 공정 S5 및 담금질 처리 공정 S6에 있어서, 가용성 금속간 화합물을 재고용하고, 또한 냉각 중의 재석출을 가능한 한 억제하기 위해서는, JIS-H-4140, AMS-H-6088 등에 규정된 조건 내에서 행하는 것이 바람직하다. 단, 가령 AMS-H-6088 등의 규격에 따라서 열처리를 행하더라도, 용체화 처리 온도가 지나치게 높으면 버닝을 발생시켜, 기계적 성질을 현저히 저하시킨다. 반대로, 용체화 처리 온도가 하한 온도 이하이면 인공 시효 경화 처리 후의 내력이 본 발명의 목적에 대하여 충분한 것으로는 되지 않고, 또한 용체화 처리 자체도 곤란해진다. 따라서, 용체화 처리 온도의 상한은 545℃로 하고, 하한은 510℃로 한다.In order to reuse the soluble intermetallic compound and to inhibit the precipitation of ash during cooling as much as possible in the solution treatment step S5 and the quenching treatment step S6, . However, even if the heat treatment is carried out according to a standard such as AMS-H-6088, if the solution treatment temperature is excessively high, burning is caused and mechanical properties are remarkably lowered. On the other hand, if the solution treatment temperature is lower than the lower limit temperature, the proof strength after the artificial age hardening treatment is not sufficient for the purpose of the present invention, and the solution treatment itself becomes difficult. Therefore, the upper limit of the solution treatment temperature is 545 ° C, and the lower limit is 510 ° C.

용체화 처리 및 담금질 처리 등의 조질(열처리)에 이용하는 노(爐)는 배치로, 연속 소둔로, 용융 염욕로, 오일로 등을 적절히 사용 가능하다. 또한, 담금질에 있어서의 냉각 수단도 물 침지, 온수 침지, 비등수 침지, 폴리머액 침지, 물 분사, 공기 분사 등의 수단을 적절히 선택 가능하다. 한편, 폴리머액 침지에 이용하는 폴리머는 폴리옥시에틸렌·프로필렌·폴리에터 등을 이용할 수 있다. 구체적으로는, 예컨대 미국 유니온·카바이드사제의 유콘??찬트(상품명)를 이용할 수 있다.A furnace used for tempering (heat treatment) such as solution treatment and quenching treatment can be appropriately used as a batch, a continuous annealing furnace, a molten salt bath, an oil furnace or the like. The cooling means in the quenching may be appropriately selected from water immersion, hot water immersion, boiling water immersion, polymer solution immersion, water injection, air injection, and the like. On the other hand, the polymer used for immersing the polymer solution may be polyoxyethylene, propylene, polyether, or the like. Concretely, for example, Yukon 占 chan (trade name) manufactured by Union Carbide of the United States may be used.

담금질 처리 공정 S6은, 다음에 행하는 고온의 인공 시효 경화 처리 시에, θ'상이나 Ω상을, Al 합금의 (100)면이나 (111)면에 미세하고 또한 고밀도로 석출시켜, 인공 시효 경화 처리 후의 Al 단조재의 강도를 향상시키기 위해서 중요한 공정이다. 담금질 처리에 있어서, 냉각 과정의 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도가 느려지면 냉각 도중에 조대한 θ'상이나 Ω상이 석출되어 버려, 인공 시효 경화 처리 후의 재료 강도가 저하된다. 또한, 실제의 제품(Al 단조재)의 크기는 수 10mm∼수 m까지 폭넓고, 담금질 육후(肉厚)가 크게 상이하다. 그 때문에, 제품의 사용 조건, 사용 환경에 따라, 담금질 처리에서의 냉각 속도를 적절히 조정할 필요가 있다. 다양한 제품에 있어서 검토를 진행시킨 결과, 냉각 과정의 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/분 미만이면, 재료 강도가 저하되어, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 만족시킬 수 없다는 것을 알 수 있었다. 또한, 냉각 속도는 빠를수록 강도 향상에는 유효하기 때문에, 빠른 편이 좋지만, 30000℃/분 이상이면 담금질 속도의 제어가 곤란해진다. 따라서, 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도는 10℃/분 이상 30000℃/분 미만으로 행하는 것이 바람직하다. 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도의 하한은, 예컨대 15℃/분으로 하는 것이 바람직하고, 20℃/분으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도의 상한은, 30000℃/분 미만이면 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예컨대 20000℃/분으로 하는 것이 보다 바람직하고, 10000℃/분으로 하는 것이 더 바람직하며, 6000℃/분으로 하는 것이 보다 더 바람직하다.The quenching treatment step S6 is a step of finely and high-density precipitation of θ 'phase or Ω phase on the (100) plane or the (111) plane of the Al alloy during the next artificial age hardening treatment, This is an important step for improving the strength of the Al forging material after it. In the quenching treatment, when the average cooling rate between 400 and 290 ° C in the cooling process is slowed, a coarse? 'Phase or? Phase is precipitated during cooling, and the material strength after the artificial age hardening treatment is lowered. In addition, the size of the actual product (Al forgings) is wide ranging from several tens of mm to several meters, and the quenching hardness is greatly different. Therefore, it is necessary to appropriately adjust the cooling rate in the quenching treatment depending on the use conditions of the product and the use environment. As a result of reviewing various products, it was found that when the average cooling rate in the cooling process between 400 and 290 ° C is less than 10 ° C / minute, the material strength is lowered and the fatigue strength under high temperature environment can not be satisfied . The higher the cooling rate, the higher the strength is, the better the speed is. However, if the cooling rate is higher than 30000 ° C / min, it becomes difficult to control the quenching speed. Therefore, the average cooling rate between 400 and 290 ° C is preferably 10 ° C / min or more and less than 30000 ° C / minute. The lower limit of the average cooling rate between 400 and 290 ° C is preferably 15 ° C / minute, for example, and more preferably 20 ° C / minute. The upper limit of the average cooling rate between 400 and 290 deg. C is not particularly limited as long as it is less than 30000 deg. C / minute, but is preferably 20000 deg. C / minute, more preferably 10000 deg. C / More preferably 6000 deg. C / minute.

(냉간 압축(가공) 공정)(Cold compression (processing) step)

냉간 압축(가공) 공정 S7은 담금질 처리 공정 S6 후에 행할 수 있는 임의의 공정이다. 냉간 압축(가공) 공정 S7을 행하면, 담금질 처리 시의 변형을 교정할 수 있어, 최종 제품의 내력이나 크리프 파단 강도 등의 고온 특성을 향상시킬 수 있다. 냉간 압축(가공)은 냉간 압연기, 스트레처 및 냉간 단조 등을 이용하여 행할 수 있다. 냉간 압축(가공)의 압축(가공)량이 작으면, 충분한 잔류 응력의 저감 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 냉간 압축(가공)의 압축(가공)량이 크면, 인공 시효 경화 처리 중이나 Al 단조재를 고온 환경 하에서 사용했을 때에, θ'상의 석출량이 증가하기 때문에, 내력이 저하되기 쉽다. 따라서, 냉간 압축(가공)은 압축(가공)률 1∼5%로 하는 것이 바람직하다.The cold compression (processing) step S7 is an optional step that can be performed after the quenching treatment step S6. When the cold compression (processing) step S7 is performed, the deformation during the quenching treatment can be corrected, and the high temperature characteristics such as proof stress and creep rupture strength of the final product can be improved. Cold compression (processing) can be performed using a cold rolling mill, stretcher, cold forging, or the like. If the compression (processing) amount of the cold compression (processing) is small, a sufficient residual stress reducing effect can not be obtained. On the other hand, when the compression (processing) amount of the cold compression (processing) is large, the precipitation amount of the θ 'phase increases during the artificial aging hardening treatment or when the Al forging material is used under a high temperature environment. Therefore, it is preferable that the compression (processing) rate is 1 to 5% in the cold compression (processing).

(T6 조질)(T6 tempering)

직경 100mm 정도까지의 자잘한 물건 부품이나 피스톤 등은, 잔류 응력이 비교적 크더라도, 절삭 등의 가공상 문제가 되지 않는다. 따라서, 이와 같은 경우에는, Al 단조재를 용체화 처리 및 담금질 처리한 후, 인공 시효 경화 처리를 실시하여, 조질 T6재로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 잔류 응력이 비교적 커졌다고 하더라도, 높은 강도 특성 및 고온 특성을 얻기 위해서, 담금질 처리의 온도를 50℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.Even small parts and pistons of up to about 100 mm in diameter do not have a problem in machining, such as cutting, even if the residual stress is relatively large. Therefore, in such a case, it is preferable to subject the Al forgings to a solubilization treatment and quenching treatment, followed by an artificial aging hardening treatment to obtain a crude T6 material. In this case, even if the residual stress is relatively large, it is preferable to set the temperature of the quenching treatment to 50 DEG C or less in order to obtain high strength characteristics and high temperature characteristics.

(T61 조질)(T61 tempering)

회전 임펠러 등의 대형 제품에서는, 담금질 처리 시에 제품 표면과 중앙부의 냉각 속도가 크게 상이하기 때문에, 제품(Al 단조재)의 표면에는 약 98MPa(10kgf/mm2)을 초과하는 높은 잔류 응력이 발생한다. Al 단조재의 표면에 이와 같은 높은 잔류 응력이 발생하면, Al 단조재의 절삭 가공 시에 큰 변형이 생겨, 정밀한 절삭 가공이 극히 곤란해진다. 또한, 경우에 따라서는, 절삭 가공 중에 잔류 응력에 의한 깨짐 등이 발생하여, Al 단조재의 파괴가 생기는 경우도 있을 수 있다. 가령, 절삭 가공 중에 깨짐 등의 Al 단조재의 파괴가 생기지 않더라도, 재료 중에 잔존하는 정출물 등의 금속간 화합물을 기점으로 해서, 또는 제품 반송 중에 생긴 근소한 표면 흠집 등을 기점으로 해서, 제품의 장기간 사용 중에 균열이 전파 성장하기 쉬워, 최종 파괴에 이를 가능성도 있다.A large residual stress exceeding about 98 MPa (10 kgf / mm 2 ) is generated on the surface of the product (Al forging material) because the cooling speed of the product surface and the center part greatly differs during quenching treatment in a large product such as a rotary impeller do. When such a high residual stress is generated on the surface of the Al forging material, a large deformation occurs at the time of cutting the Al forging material, and it is extremely difficult to perform accurate cutting work. Further, in some cases, cracking or the like may occur due to residual stress during cutting, and breakage of the Al forging material may occur. For example, even if no breakage of the Al forging material such as breakage during cutting is caused, it is preferable to use the intermetallic compound such as a crystallized product remaining in the material as a starting point, or a small surface scratch or the like, It is likely that the crack propagates and grows, resulting in the final destruction.

따라서, 회전 임펠러 등의 잔류 응력이 문제가 되는 제품에 대해서는, 잔류 응력을 바람직하게는 약 29MPa(3.0kgf/mm2) 이하로 제거 내지 저감하기 위해, 용체화 처리 후의 물 담금질 온도를 70℃ 이상의 비교적 고온으로 하고, 그 후 인공 시효 경화 처리를 실시하여, 조질 T61재로 하는 것이 바람직하다.Thus, for products of this, the residual stress of the rotating impeller, etc. in question, preferably the residual stress is about 29MPa (3.0kgf / mm 2) for removing reduced to below, the solution heat temperature of at least 70 ℃ water quenching after treatment for It is preferable to set the temperature to a relatively high temperature and then subject to an artificial aging hardening treatment to obtain a crude T61 material.

(T652 조질)(T652 temper)

제품(Al 단조재)의 용도에 따라서는, 제품의 대소에 관계없이, 잔류 응력이 엄격하게 관리되는 경우가 있다. 이와 같은 제품에 대해서는, 잔류 응력을 최대한 작게 하도록, 냉간 압축(가공)을 가하여, 잔류 응력을 바람직하게는 약 29MPa(3.0kgf/mm2) 이하로 제거 내지 저감하고, 인공 시효 경화 처리를 실시하여 조질 T652재로 하는 것이 바람직하다. 조질 T652재로 하기 위해서는, 예컨대 담금질 온도를 50℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.Depending on the use of the product (Al forging material), the residual stress may be strictly controlled regardless of the size of the product. For such a product, cold compression (processing) is applied so as to minimize the residual stress, and the residual stress is preferably removed or reduced to about 29 MPa (3.0 kgf / mm 2 ) or less and artificial age hardening treatment is performed It is preferable to use a crude T652 material. In order to obtain a temper T652 material, for example, it is preferable to set the quenching temperature to 50 DEG C or lower.

한편, 냉간 압축(가공)의 냉간 압축(가공)량이 작으면, 담금질 온도를 50℃ 이하로 한 경우라도 충분한 잔류 응력의 저감 효과를 얻을 수 없다. 한편, 냉간 압축(가공)량이 크면, 담금질 온도를 50℃ 이하로 한 경우라도 인공 시효 경화 처리 중이나 고온에서의 사용 중에 θ'상의 석출량이 증가하기 때문에, 내력이 저하되기 쉽다. 따라서, 냉간 압축(가공)은 압축(가공)률 1∼5%로 하는 것이 바람직하다.On the other hand, if the cold compression (machining) amount of the cold compression (machining) is small, even when the quenching temperature is set to 50 캜 or less, a sufficient residual stress reduction effect can not be obtained. On the other hand, if the cold compression (processing) amount is large, even when the quenching temperature is set to 50 캜 or less, the precipitation amount of the θ 'phase during the artificial aging hardening treatment or during use at a high temperature is increased. Therefore, it is preferable that the compression (processing) rate is 1 to 5% in the cold compression (processing).

(인공 시효 경화 처리 공정)(Artificial aging hardening treatment step)

인공 시효 경화 처리 공정 S8은 담금질 처리 공정 S6 후에 행하는 공정이다. 한편, 담금질 처리 공정 S6 후에 냉간 압축(가공) 공정 S7을 행한 경우에는, 당해 냉간 압축(가공) 공정 S7 후에 인공 시효 경화 처리 공정 S8을 행한다. 인공 시효 경화 처리 공정 S8은 담금질 처리나 냉간 압축(가공)을 행한 단조재를 인공 시효 경화 처리하는 공정이다.The artificial aging hardening treatment step S8 is a step performed after the quenching treatment step S6. On the other hand, in the case where the cold compression (processing) step S7 is performed after the quenching treatment step S6, the artificial aging hardening treatment step S8 is performed after the cold compression (processing) step S7. The artificial aging hardening treatment step S8 is a step for artificial aging hardening treatment of a forged material subjected to quenching treatment or cold compression (processing).

상기한 각 조질에 있어서의 인공 시효 경화 처리는, Al 단조재의 상온 내력, 고온 내력, 크리프 파단 강도 등의 고온 특성, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 부여시키기 위해서 행해진다. 이 인공 시효 경화 처리에 의해 Al 합금의 (111)면에 석출되는 Ω상 및 (100)면에 석출되는 θ'상을 석출시킬 수 있어, 전술한 특성을 발현한다. 인공 시효 경화 처리의 방법은 특별히 한정되는 것은 아니고, 본 발명에 따른 Al 단조재에 있어서 Ω상 및 θ'상이 고온 환경 하에서의 피로 강도를 만족하는 석출 상태가 되면 되고, 바람직하게는 상온 내력, 고온 내력, 크리프 파단 강도 등의 고온 특성, 및 금속 피로 특성을 얻을 수 있는 것이면 된다.The artificial age hardening treatment in each tempering is performed to impart high temperature characteristics such as room temperature strength, high temperature strength and creep rupture strength of the Al forging material and fatigue strength under a high temperature environment. By this artificial aging hardening treatment, it is possible to deposit an? Phase phase to be precipitated on the (111) face of the Al alloy and a? 'Phase to be precipitated on the (100) face, thereby exhibiting the above-mentioned characteristics. The method of the artificial aging hardening treatment is not particularly limited, and in the Al forgings according to the present invention, the? Phase and? 'Phase become a precipitate state satisfying the fatigue strength under a high temperature environment, , High-temperature characteristics such as creep rupture strength, and metal fatigue characteristics.

이상, 본 발명에 따른 Al 단조재 및 그의 제조 방법의 일 실시형태에 대하여 설명했다.As described above, one embodiment of the Al forging material and the manufacturing method thereof according to the present invention has been described.

본 발명에 따른 Al 단조재에 의하면, 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)가 10 이하이기 때문에, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 우수한 것으로 할 수 있다.According to the Al forging material of the present invention, since the average crystal grain size is 500 탆 or less and the crystal grain size ratio (long axis / short axis) is 10 or less, the fatigue strength under high temperature environment can be excellent.

본 발명에 따른 Al 단조재의 제조 방법에 의하면, 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)가 10 이하인 Al 단조재를 제조할 수 있다. 그 때문에, 본 발명에 따른 Al 단조재의 제조 방법에 의하면, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 우수한 Al 단조재를 제조할 수 있다.According to the method for producing an Al forging material according to the present invention, an Al forging material having an average crystal grain size of 500 mu m or less and a crystal grain size ratio (long axis / short axis) of 10 or less can be produced. Therefore, according to the method for producing an Al forging material according to the present invention, an Al forging material excellent in fatigue strength under a high temperature environment can be produced.

실시예Example

다음으로, 본 발명을 실시예에 기초하여 설명한다. 한편, 본 발명은 이하에 나타낸 실시예에 한정되는 것은 아니다.Next, the present invention will be described on the basis of examples. On the other hand, the present invention is not limited to the embodiments described below.

(시험재 1∼23)(Test materials 1 to 23)

표 1의 조성 1∼17에 나타내는 Al 합금을 이용하여, 표 2의 시험재 1∼23에 따른 주괴(직경 500mm×길이 2000mm)를 용제했다. 그 후, 510℃×15시간의 균질화 열처리(공기로)를 실시했다. 그리고, 평균 결정 입경 및 결정 입경비를 조정하기 위해, 균질화 열처리 후의 주괴를, 열간 단조로 각 방향에서의 단련비가 1.5 이상이 되도록 3면 단조를 행했다. 한편, 열간 단조의 단조 온도는 180∼360℃ 사이에서 설정했다. 이어서, 3면 단조를 행한 단조재로부터 50mm 각(角)(두께)×300mm의 길이의 재료를 기계 가공에 의해 제작(절삭)했다. 이 절삭재를 공기로에서 가열 속도 200℃/시로 승온시켜, 530℃×3시간의 용체화 처리를 행한 후, 70∼91℃의 온수 담금질(평균 냉각 속도 약 30∼120℃/분)을 행하고, 190℃×18시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하여, 시험재 1∼23(모두 조질 T61재)을 제작했다.The ingot (500 mm in diameter x 2000 mm in length) according to the test materials 1 to 23 in Table 2 was melted using the Al alloys shown in the compositions 1 to 17 in Table 1. Thereafter, homogenization heat treatment (in air) was performed at 510 DEG C for 15 hours. In order to adjust the average crystal grain size and crystal grain size ratio, the ingot after the homogenization heat treatment was subjected to three-plane forging so that the annealing ratio in each direction was 1.5 or more by hot forging. On the other hand, the forging temperature of hot forging was set between 180 and 360 캜. Subsequently, a material having a length of 50 mm square (thickness) x 300 mm was produced (cut) from the forgings subjected to three-plane forging by machining. The cutting material was heated in an air furnace at a heating rate of 200 ° C / hour to perform solution treatment at 530 ° C for 3 hours, followed by hot water quenching (average cooling rate of about 30 to 120 ° C / min) at 70 to 91 ° C , And artificial aging hardening treatment at 190 占 폚 for 18 hours to prepare test materials 1 to 23 (all of the tempering T61 materials).

한편, 시험재 14는 열간 단조의 단조 온도를 400℃로 변경하고, 시험재 15는 1방향의 단조(1면 단조)로 시험재를 제작했다.On the other hand, the test material 14 was changed to the forging temperature of the hot forging to 400 ° C and the test material 15 was produced by forging (one-side forging) in one direction.

한편, 표 1에 나타내는 조성에 있어서 잔부는 Al 및 불가피적 불순물이다. 표 1에 있어서 밑줄을 그은 수치는 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않는 것을 나타내고 있다.On the other hand, in the composition shown in Table 1, the balance is Al and inevitable impurities. The numerical values underlined in Table 1 indicate that the requirements of the present invention are not satisfied.

제작한 각 시험재에 대하여, 하기와 같이 해서 평균 결정 입경 및 결정 입경비를 측정하여, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 측정했다.The average grain size and crystal grain size ratio were measured for each of the manufactured test materials as described below, and the fatigue strength under a high temperature environment was measured.

(평균 결정 입경, 결정 입경비의 측정)(Measurement of average crystal grain size, crystal grain size ratio)

도 2에 나타내는 바와 같이, 시험재로부터 측정할 개소의 샘플을 약 15mm×15mm×10∼20mm의 크기로 절단하여, 수지 매설을 행했다. 그리고, 수지 매설을 행한 샘플의 하나의 면을 연마하고 전해 에칭을 행하여, 광학 현미경에 의해 사진 촬영을 행했다. 사진 촬영 시의 배율은 결정 입경의 사이즈에 맞추어 임의로 조정했다.As shown in Fig. 2, a sample of a portion to be measured was cut into a size of about 15 mm x 15 mm x 10 to 20 mm from the test material, and the resin was embedded. Then, one surface of the resin-embedded sample was polished and electrolytic etching was carried out, and photographing was carried out by an optical microscope. The magnification at the time of photographing was arbitrarily adjusted according to the size of the crystal grain size.

결정 입경의 측정은 이른바 절편법에 의해 행했다. 즉, 결정 입경의 측정은, 도 3에 나타내는 바와 같이, 광학 현미경 사진의 세로와 가로 각각에, 균등하게 각각 3본의 선을 그어(도 3의 a1∼a3, b1∼b3), 1본마다 통과하는 결정 입계의 수를 측정했다. 결정 입경은 사진의 배율, 사이즈와 결정 입계의 수로부터 산출했다. 일련의 측정을 사진 3장으로 행하고, 세로 9본(즉, 3본×3장), 가로 9본(즉, 3본×3장)의 측정으로부터, 세로가로 각각 N=9의 결정 입경을 얻고, 세로, 가로 각각에서 결정 입경의 평균을 산출하여, 세로, 가로 각각의 평균 결정 입경을 얻었다. 그리고, 세로, 가로 각각의 평균 결정 입경을 다시 모두 더하여 그의 평균을 산출함으로써, 평균 결정 입경으로 했다.The crystal grain size was measured by the so-called slicing method. That is, as shown in Fig. 3, the measurement of the crystal grain size is performed by equally dividing three lines (a1 to a3 and b1 to b3 in Fig. 3) The number of crystal grain boundaries passing through was measured. The crystal grain size was calculated from the magnification of the photograph, the size and the number of crystal grain boundaries. A series of measurements were carried out with three photographs, and from the measurements of 9 lengths (i.e., 3 lines x 3 lines) and 9 lines (i.e., 3 lines x 3 lines) And the average of the crystal grain sizes in the vertical and horizontal directions was calculated to obtain the average crystal grain sizes in the vertical and horizontal directions. Then, the average crystal grain size of each of the length and width was added again, and the average thereof was calculated to obtain an average crystal grain size.

또한, 결정 입경비(장축/단축)는, 세로, 가로 각각의 결정 입경의 평균을 이용하여, 결정 입경이 큰 쪽을 장축, 작은 쪽을 단축으로 해서, 결정 입경비를 산출하는 것에 의해 얻었다.The crystal grain size ratio (long axis / short axis) was obtained by calculating the crystal grain size ratio using the average of the crystal grain sizes of the longitudinal and transverse directions, with the longer grain size being the longer axis and the smaller grain size being the shorter axis.

(고온 환경 하에서의 피로 강도)(Fatigue strength under high temperature environment)

제작한 T61 조질재로부터 이하의 시험편을 제작하여, 당해 시험편을 150℃의 고온 환경 하에서 금속 피로 강도 시험을 행했다(최대 응력 130MPa, 응력비 -1). 시험편은 평행부의 직경 6mm, 평행부의 길이 13.55mm로 하고, #1000의 에머리 페이퍼 마무리로 한 환봉(丸棒) 시험편을 회전 굽힘 피로 강도 시험에 제공했다.The following test specimens were produced from the prepared T61 crude material and subjected to a metal fatigue strength test under a high temperature environment of 150 DEG C (maximum stress: 130 MPa, stress ratio: -1). The test piece was provided with a round bar specimen of # 1000 having an emery paper finish with a diameter of 6 mm in parallel portion and a length of 13.55 mm in parallel portion in a rotational bending fatigue strength test.

회전 굽힘 피로 강도 시험의 측정 결과인 파단 반복 횟수를 표 2에 나타낸다. 한편, 파단 반복 횟수란, 회전 피로 시험에서의 파단까지의 반복 횟수를 말한다. 또한, 표 2에 있어서 밑줄을 그은 수치는 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않는 것을 나타내고 있다.Table 2 shows the number of times of repetition of fracture, which is a measurement result of the rotational bending fatigue strength test. On the other hand, the number of repetitions of fracture refers to the number of repetitions from the rotation fatigue test to the fracture. Also, the numerical values underlined in Table 2 indicate that the requirements of the present invention are not satisfied.

파단 반복 횟수 5.0e6 미만(5.0×106 미만)을 「×」로 평가하고, 5.0e6 이상 8.0e6 미만(5.0×106 이상 8.0×106 미만)을 「△」로 평가하고, 8.0e6 이상(8.0×106 이상)을 「○」로 평가했다. 본 발명에서는, 「○」를 합격으로 하고, 「△」 및 「×」를 불합격으로 했다.(5.0 × 10 6 or more and less than 8.0 × 10 6 ) was evaluated as "Δ", and a value of 8.0e6 or more (less than 5.0 × 10 6 ) was evaluated as "×" (8.0 x 10 &lt; 6 &gt; or more) was evaluated as &quot;?&Quot;. In the present invention, &quot; o &quot; is accepted and &quot; DELTA &quot; and &quot; x &quot; are rejected.

Figure 112015099505435-pat00002
Figure 112015099505435-pat00002

표 2에 나타내는 바와 같이, 시험재 1∼13, 20∼23은 본 발명의 요건을 만족시키고 있었으므로, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호했다(실시예).As shown in Table 2, since the test materials 1 to 13 and 20 to 23 satisfied the requirements of the present invention, the fatigue strength in a high temperature environment was good (Examples).

이에 비하여, 시험재 14∼19는 본 발명의 요건을 만족시키지 않았으므로, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다(비교예).On the other hand, since the test materials 14 to 19 did not satisfy the requirements of the present invention, the fatigue strength under a high temperature environment was not good (Comparative Example).

구체적으로는, 시험재 14는 단조 온도의 조건이 400℃였으므로, 평균 결정 입경이 본 발명의 요건을 만족시키지 않았다. 그 결과, 시험재 14는 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Specifically, since the test piece 14 had a forging temperature of 400 캜, the average crystal grain size did not satisfy the requirements of the present invention. As a result, the test piece 14 was found to have poor fatigue strength under a high temperature environment.

시험재 15는 1방향의 단조로 제작했기 때문에, 결정 입경비(장축/단축)가 본 발명의 요건을 만족시키지 않았다. 그 결과, 시험재 15는 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the test piece 15 was produced by forging in one direction, the grain entrance cost (major axis / minor axis) did not satisfy the requirements of the present invention. As a result, the test piece 15 was found to have poor fatigue strength under a high temperature environment.

시험재 16은 Cu의 함유량이 하한치 미만이었으므로, 재료 강도를 충분히 얻을 수 없어, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the content of Cu in the test material 16 was less than the lower limit value, the material strength could not be sufficiently obtained and the fatigue strength under the high temperature environment was not good.

시험재 17은 Mg의 함유량이 하한치 미만이었으므로, 재료 강도를 충분히 얻을 수 없어, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the content of Mg in the test material 17 was less than the lower limit value, the material strength could not be sufficiently obtained and the fatigue strength under the high temperature environment was not good.

시험재 18은 Mn의 함유량이 하한치 미만이었으므로, 결정 입경이 커져, 피로 강도가 충분히 얻어지지 않았다. 그 때문에, 시험재 18은 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the content of Mn in the test material 18 was less than the lower limit value, the crystal grain size became large and the fatigue strength was not sufficiently obtained. As a result, the test piece 18 was found to have poor fatigue strength under a high temperature environment.

시험재 19는 Ag의 함유량이 하한치 미만이었으므로, PFZ의 폭을 충분히 좁게 할 수 없었다. 그 때문에, 시험재 19는 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the content of Ag in the test material 19 was less than the lower limit value, the width of the PFZ could not be sufficiently narrowed. As a result, the test piece 19 was found to have poor fatigue strength under a high-temperature environment.

(시험재 24)(Test piece 24)

다음으로, 표 1의 조성 1에 나타내는 Al 합금을 이용하여 시험재 24를 제작했다. 시험재 24는 각 방향에 단련비 2의 3면 단조를 행한 것 이외에는, 시험재 1과 마찬가지로 해서 제작했다.Next, the test material 24 was produced using the Al alloy shown by the composition 1 in Table 1. The test piece 24 was produced in the same manner as the test piece 1 except that the three sides of the test pieces 2 were subjected to forging in each direction.

제작한 시험재 24에 대하여, 상기와 마찬가지의 조건에서 회전 굽힘 피로 강도 시험을 행하여, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 평가한 바, 시험재 1∼13, 20∼23과 마찬가지로, 150℃라는 고온 환경 하에서의 피로 특성을 만족하는 것이었다(실시예).The manufactured test piece 24 was subjected to a rotational bending fatigue strength test under the same conditions as above to evaluate the fatigue strength under a high temperature environment. As in the test pieces 1 to 13 and 20 to 23, (Example). &Lt; tb &gt; &lt; TABLE &gt;

(시험재 25∼35)(Test materials 25 to 35)

다음으로, 표 3에 나타내는 바와 같이, 조성 1을 이용하여 표 3에 나타내는 열간 단조 온도(℃)와, 용체화 처리를 행한 후의 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도(℃/분)를 다양하게 제어한 것 이외에는, 시험재 1과 마찬가지로 해서 시험재 25∼35를 제작했다.Next, as shown in Table 3, the hot forging temperature (占 폚) shown in Table 3 and the average cooling rate (占 폚 / min) between 400 and 290 占 폚 after solution treatment were varied Test materials 25 to 35 were prepared in the same manner as test material 1,

그리고, 시험재 25∼35에 대하여, 상기와 마찬가지의 조건에서 회전 굽힘 피로 강도 시험을 행하여, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 측정했다.Then, the test pieces 25 to 35 were subjected to the rotational bending fatigue strength test under the same conditions as described above, and the fatigue strength under the high temperature environment was measured.

열간 단조 온도(℃) 및 평균 냉각 속도(℃/분)와 함께, 시험재 25∼35에 있어서의 고온 환경 하에서의 피로 강도의 평가 결과를 표 3에 나타낸다. 한편, 표 3에 있어서 밑줄을 그은 수치는 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않는 것을 나타내고 있다.Table 3 shows the evaluation results of the fatigue strength under the high temperature environment of the test materials 25 to 35 together with the hot forging temperature (占 폚) and the average cooling rate (占 폚 / min). On the other hand, the numerical values underlined in Table 3 indicate that the requirements of the present invention are not satisfied.

Figure 112015099505435-pat00003
Figure 112015099505435-pat00003

시험재 25∼32는 본 발명의 요건을 만족시키고 있었으므로(모두 평균 결정 입경이 500μm 이하이고, 결정 입경비(장축/단축)도 10 이하가 되었으므로), 표 3에 나타내는 바와 같이, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호했다(실시예). 특히, 시험재 26, 30은 용체화 처리를 행한 후의 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도가 크므로, 인장 강도가 높았다(표 3에는 나타내지 않는다).As shown in Table 3, since the test materials 25 to 32 satisfied the requirements of the present invention (all having an average crystal grain size of 500 μm or less and a crystal grain size ratio (long axis / short axis) of 10 or less) The fatigue strength was good (Example). In particular, the test materials 26 and 30 exhibited high tensile strength (not shown in Table 3) since the average cooling rate between 400 and 290 ° C after the solution treatment was high.

이에 비하여, 시험재 33∼35는 본 발명의 요건을 만족시키지 않았으므로, 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다(비교예).On the other hand, since the test materials 33 to 35 did not satisfy the requirements of the present invention, the fatigue strength under a high temperature environment was not good (Comparative Example).

구체적으로는, 시험재 33, 34는 열간 단조 온도가 상한을 초과해 있었으므로, 결정 입경이 커져(평균 결정 입경이 500μm를 초과해 있었다), 피로 강도가 충분히 얻어지지 않았다. 그 때문에, 시험재 33, 34는 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Specifically, since the hot forging temperature exceeded the upper limit of the test materials 33 and 34, the crystal grain size became larger (the average crystal grain size exceeded 500 μm), and the fatigue strength was not sufficiently obtained. As a result, the test materials 33 and 34 were found to have poor fatigue strength under a high temperature environment.

시험재 35는 평균 냉각 속도가 하한 미만이었으므로, 재료 강도가 충분히 얻어지지 않고(내력이 350MPa 미만이었다), 피로 강도가 충분히 얻어지지 않았다. 그 때문에, 시험재 35는 고온 환경 하에서의 피로 강도가 양호하지 않은 결과가 되었다.Since the average cooling rate of the test material 35 was less than the lower limit, the material strength was not sufficiently obtained (the proof stress was less than 350 MPa), and the fatigue strength was not sufficiently obtained. As a result, the test piece 35 was found to have poor fatigue strength under a high temperature environment.

(시험재 36)(Test material 36)

다음으로, 표 1의 조성 1에 나타내는 Al 합금을 이용해서, 단조로서 각 방향에 단련비 2의 3면 단조를 행하여 36을 제작했다. 시험재 36은 열간 단조 후, 270℃에서 대략 원반 형상의 형타 단조를 행한 것 이외에는, 시험재 1과 마찬가지로 해서 제작했다.Next, by using the Al alloy shown in composition 1 of Table 1, forging was performed for three sides of the orientation ratio of 2 in each direction to prepare 36. [ The test piece 36 was produced in the same manner as the test piece 1, except that after the hot forging, roughly disk-shaped forging was performed at 270 ° C.

제작한 시험재 36에 대하여, 상기와 마찬가지의 조건에서 회전 굽힘 피로 강도 시험을 행하여, 고온 환경 하에서의 피로 강도를 평가한 바, 시험재 1∼13, 20∼23과 마찬가지로, 150℃라는 고온 환경 하에서의 피로 특성을 만족하는 것이었다(실시예).The manufactured test piece 36 was subjected to a rotational bending fatigue strength test under the same conditions as above to evaluate the fatigue strength under a high temperature environment. As in the test materials 1 to 13 and 20 to 23, (Example). &Lt; tb &gt; &lt; TABLE &gt;

S1: 주조 공정
S2: 균질화 열처리 공정
S3: 열간 단조 공정
S4: 형타 단조 공정
S5: 용체화 처리 공정
S6: 담금질 처리 공정
S7: 냉간 압축(가공) 공정
S8: 인공 시효 경화 처리 공정S1: Casting process
S2: homogenization heat treatment process
S3: Hot Forging Process
S4: Forging process
S5: Solution treatment process
S6: Quenching treatment process
S7: Cold compression (processing) process
S8: Artificial aging hardening treatment process

Claims (8)

Cu: 3.0∼8.0질량%,
Mg: 0.01∼2.0질량%,
Ag: 0.05∼1.0질량%,
Mn: 0.05∼1.5질량%를 함유하고,
잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금을 용해시켜 주조재를 주조하는 주조 공정과,
상기 주조재를 500∼545℃의 유지 온도에서 균질화 열처리하는 균질화 열처리 공정과,
상기 균질화 열처리를 행한 주조재를 180∼360℃의 단조 온도에서 단련비 1.5 이상의 열간 단조를 행하는 열간 단조 공정과,
상기 열간 단조를 행한 단조재를 180∼360℃의 형타 단조 온도에서 형타 단조하는 형타 단조 공정과,
상기 형타 단조를 행한 단조재를 510∼545℃의 유지 온도에서 용체화 처리하는 용체화 처리 공정과,
상기 용체화 처리를 행한 단조재를 400∼290℃ 사이의 평균 냉각 속도 10℃/분 이상 30000℃/분 미만으로 담금질 처리하는 담금질 처리 공정과,
상기 담금질 처리를 행한 단조재를 인공 시효 경화 처리하는 인공 시효 경화 처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.Cu: 3.0 to 8.0% by mass,
Mg: 0.01 to 2.0 mass%
Ag: 0.05 to 1.0% by mass,
Mn: 0.05 to 1.5% by mass,
A casting step of casting a cast material by dissolving an aluminum alloy containing Al and inevitable impurities in the remainder,
A homogenizing heat treatment step of homogenizing the cast material at a holding temperature of 500 to 545 DEG C,
A hot forging step of subjecting the cast material subjected to the homogenizing heat treatment to hot forging at a forging temperature of 180 to 360 캜 at a drafting ratio of 1.5 or more,
A hot forging step in which the hot forged material is subjected to hot forging at a hot forging temperature of 180 to 360 DEG C,
A solution treatment step of subjecting the forged material subjected to the forging process to a solution treatment at a holding temperature of 510 to 545 DEG C,
A quenching treatment step of quenching the forging material subjected to the solution treatment at an average cooling rate of 10 ° C / min to less than 30000 ° C / min between 400 and 290 ° C;
And an artificial aging hardening treatment step of artificially aging the forged material subjected to the quenching treatment. 제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이,
Zn: 0.01∼0.40질량%,
Si: 0.01∼1.00질량%,
V: 0.01∼0.15질량%,
Cr: 0.01∼0.30질량%,
Zr: 0.01∼0.50질량%,
Sc: 0.01∼1.00질량%, 및
Ti: 0.01∼0.20질량% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.The method according to claim 1,
The aluminum alloy,
Zn: 0.01 to 0.40% by mass,
Si: 0.01 to 1.00 mass%
V: 0.01 to 0.15% by mass,
Cr: 0.01 to 0.30 mass%
Zr: 0.01 to 0.50% by mass,
Sc: 0.01 to 1.00 mass%, and
Ti: 0.01 to 0.20 mass%, based on the total mass of the aluminum alloy. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 열간 단조는, 적어도 상기 주조재의 상이한 2개의 면에 대하여 순차로 단련을 행하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the hot forging is performed at least for two different surfaces of the cast material. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 열간 단조는, 상기 주조재의 상이한 3개의 면에 대하여 순차로 단련을 행하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the hot forging is performed in succession on three different surfaces of the cast material. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 열간 단조 공정에서의 단조 온도를 180℃ 이상 280℃ 미만으로 한 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the forging temperature in the hot forging step is set to be 180 占 폚 or more and less than 280 占 폚. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 형타 단조 온도를 180℃ 이상 280℃ 미만으로 한 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 단조재의 제조 방법.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the die forging temperature is in the range of 180 ° C or more and less than 280 ° C. 삭제delete 삭제delete
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