KR100448127B1 - 고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 기존에 고온강도가 개선된 합금 개발의 문제점을 해결하기 위해, Mg-Zn 이원계 합금에 새로운 합금원소를 첨가하는데 있어서, 기존에 첨가가 어려웠던 합금원소의 첨가 방식을 개선함과 아울러 기존 합금원소보다 저렴한 합금원소를 첨가하여 조직의 미세화 및 석출상의 석출거동을 개선함으로써 상온강도를 향상시킴과 더불어 고온강도가 향상된 마그네슘 합금을 제공하고자 한 것이다. 즉 Mg-Zn 이원계합금에 Ag를 첨가하고 추가적으로 Mn을 첨가하는데 있어서, 기존 용해방식으로는 첨가가 어려웠던 Mn을 Zn-Mn 모합금 형태로 용이하게 첨가할 수 있는 방법을 제공할 수 있다. 또한 고온강도 향상을 위하여 첨가하는 고가의 단위 희토류원소를 보다 가격이 저렴한 희토류원소 합금인 Mischmetal로 대체함으로써 합금의 제조원가를 낮출 수 있는 방법을 아울러 제공할 수 있다. 본 발명을 통하여 마그네슘 합금을 자동차 파워트레인 부품에의 적용시 요구되는 고온강도가 확보된 새로운 마그네슘 합금을 제공하고자 한다.

Description

고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법{Preparation method of Mg alloy for improvement of high temperature strength}

본 발명은 고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 합금원소의 첨가 방식을 개선함과 아울러 기존의 합금원소보다 저렴한 합금원소를 첨가하여 고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

통상적으로 마그네슘 합금은 그 경량화의 장점으로 인하여, 연비향상의 요구가 증대되고 있는 자동차 산업을 중심으로 부품 경량화 측면에서 지속적으로 그 적용이 증대되고 있다.

자동차 부품의 특성상 적용하고자 하는 마그네슘 합금의 경우에는 구조용 재료로서의 일정 수준 이상의 강도를 확보해야 한다.

이러한 측면에서 Mg-Zn 계 합금은 시효처리 후, 비교적 우수한 강도와 연성을 보이며 가공과 용접이 용이하다는 장점을 가지고 있고, 고강도 구조용 재료로서 각광을 받고 있다.

그러나, Zn 첨가에 따라 주조시 미소 기공이 생성되는 단점을 가지고 있으며, 아울러 합금원소 첨가 및 과열처리 등을 통한 조직 미세화가 용이하지 않기 때문에 강도 개선 측면에서 한계를 가지고 있다.

따라서, 이를 극복하기 위하여 Mg-Zn 이원계 합금에 Zr, 희토류금속, Th, Cu 등의 새로운 합금원소를 첨가하는 연구들이 진행되어 왔다. 그럼에도 불구하고 합금원소 첨가의 어려움, 고가의 합금원소 사용에 따른 원가상승 등의 문제점을 가지고 있다.

또한, 마그네슘 합금이 그 경량화의 장점으로 인하여, 자동차의 트랜스미션 케이스, 오일 팬 등의 자동차용 파워트레인 부품에 적극적으로 적용되고 있는 현실에서, 재료에 대한 기본적인 상온에서의 고강도 특성 요구와 아울러 부품 작동 환경을 고려한 일정 수준의 고온강도가 요구되는데, Mg-Zn 계 합금에서 이들에 대한 종래기술이 미미한 실정이다.

따라서, 본 발명은 상기와 같은 고온강도가 개선된 합금 개발의 문제점을 해결하기 위해, Mg-Zn 이원계 합금에 새로운 합금원소 첨가에 따른 합금 개량화를 달성하는데 있어서, 기존에 첨가가 어려웠던 합금원소의 첨가 방식을 개선함과 아울러 기존 합금원소보다 저렴한 합금원소를 첨가하여, 조직의 미세화 및 석출상의 석출거동을 개선함으로써, 상온강도를 향상시킴과 더불어 고온강도가 향상된 마그네슘 합금 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

도 1은 본 발명에 따라 제조된 마그네슘 합금의 온도에 따른 인장특성을 나타낸 도면

도 2a,2b는 본 발명에 따라 제조된 마그네슘 합금과 기존 비교재와의 온도에 따른 항복강도 및 인장강도 특성 변화를 비교한 도면

이하, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 대해 설명하면 다음과 같다.

본 발명은 Zn 3.0∼10.0 중량%, Ag 0.5∼4.0 중량%, Mn 0.25∼4.0중량%, Mischmetal 0.5∼5.0 중량%와, Mg 나머지 중량% 및 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 고온강도가 향상된 마그네슘 합금을 제공한다.

바람직한 구현예로서, 상기 Zn 함량은 5.0∼7.0 중량%이고, 상기 Ag 함량은 2.5∼3.5 중량%이고, 상기 Mn 함량은 0.75∼2.0 중량%이고, 상기 Mischmetal 함량은 1.0∼3.0중량%인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명은 마그네슘 용탕에 Mn을 첨가하는데 있어서 Zn-Mn 모합금 형태로 첨가하는 상기 고강도 마그네슘 합금의 제조방법을 제공한다.

바람직하게는, 상기 고강도 마그네슘 합금은 마그네슘 용탕에 Ag와 Mischmetal과 Zn-10∼20중량%Mn 모합금을 670∼720℃에서 첨가하고, 교반자를 이용하여 5분간 용탕을 교반하고, 660∼670℃까지 노냉하여 Zn을 첨가한 후, 다시 5분간 용탕을 교반하여 주조재로 만들어진다.

합금의 용해시 CO₂+ 0.5% SF₆혼합가스를 2l/min의 유량으로 용탕표면에 도포시키는 무용제 용해법에 의하여 용탕표면을 보호하였으며, 스틸(steel) 도가니를 이용하였다.

바람직하게는 상술한 바와 같이 만들어진 주조재를 그 후 340∼410℃에서 6∼12시간 균질화 처리하여 합금원소 편석등에 의한 주조재의 조직 불균일성을 제거할 수 있다.

본 발명에서 합금원소의 조성범위가 상술한 바와 같이 제한되는 이유는 다음과 같다.

아연(Zn): 3.0 ∼ 10.0 중량%

Zn는 Mg 기지 내에 최대 고용한이 340℃에서 6.2중량%로서, 3.0중량% 이상 첨가시 열처리를 통하여 침상 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타낸다.

일반적으로 고용한을 기준으로 그 첨가량을 정하고 있으며, 최대 고용한에 가까운 대략 5.0∼7.0 중량% 첨가시 시효강화 거동을 극대화시킬 수 있다.

3.0중량% 미만 첨가할 경우, 이는 일반적인 시효 온도에서 고용한 미만에 해당함으로 인하여 석출상의 생성이 미약하여 석출강화 현상을 거의 기대할 수 없으며, 10.0중량% 이상 첨가할 경우에는 결정립계에 조대한 평형상의 석출이 조장되어 기계적 성질의 저하를 가져올 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Zn의 첨가범위는 3.0∼10.0중량%, 바람직하게는 5.0∼7.0중량%로 제한된다.

은(Ag): 0.5 ∼ 4.0 중량%

Ag는 Mg 기지 내에 최대 고용한이 472℃에서 대략 15중량% 정도이며, 상온에서 대략 4.0중량%의 고용한을 갖는다.

Mg-Ag 이원계 합금의 경우 열처리에 따라 결정립계에 합금의 연성에 악영향을 미치는 조대한 Mg₃Ag 석출상을 형성하는 것으로 알려져 있다.

본 발명에서는 이러한 석출상의 형성을 목적으로 Ag를 첨가한 것이 아니라, Mg-Zn 이원계 합금에서 주 강화상인 Mg-Zn 관련 침상 석출상의 개량화 및 부가적인 고용강화 효과를 얻기 위하여 첨가하였다.

따라서, 시효온도 등의 열처리 구간과 첨가되는 주 합금원소인 Zn의 함량을 고려하여 Mg-Ag계 석출상을 형성하지 않는 범위에서 그 첨가량을 정하였다.

즉, 상온에서의 고용한을 상한선으로 하여 Ag 첨가 상한을 4.0중량%로 정하였으며, Ag 함량이 0.5중량% 미만일 경우에 상기 목표를 달성할 수 없어 그 하한을 0.5wt.%로 정하였다. 결국, 본 발명에서 Ag의 첨가범위는 0.5∼4.0wt.%, 바람직하게는 2.5∼3.5wt.%로 제한된다.

망간(Mn): 0.25 ∼ 4.0 중량%

Mn은 Mg 기지 내에 최대 고용한이 Mg의 용융점인 650℃에서 2.2중량% 정도로,온도저하에 따라 고용한이 급격히 저하하여 Mg 기지 내에 α-Mn 형태로 존재한다.

일반적으로 상용 Mg 합금에서는 Mn이 0.1중량% 이상 첨가되어 내식성 향상에 기여하는 것으로 알려져 있으며, 내식성 이외의 목적, 예를 들어 상온 및 고온에서의 강도향상을 목적으로 첨가되는 경우, 0.25∼4.0중량% 첨가시 합금계에 따라 합금의 강도향상에 기여한다.

특히, 본 발명에서는 두 가지 목적으로 Mn을 첨가하였다. 그 첫번째로, Mn의 첨가를 통하여 용체화처리 후 시효처리시 이원계 Mg-Zn 합금의 석출상을 미세화 시켜 강도 향상 및 연신율 향상의 효과를 얻을 수 있었다. 따라서, 본 발명에서 합금의 강화를 목적으로 Mn을 첨가한 바, 최소 첨가량을 0.25중량%로 설정하였다.

그 두번째로, 석출상의 미세화에 기여하는 Mn 이외의 잉여 Mn은 기지 내에 α-Mn 형태로 존재하는데, 이는 고온에서의 열적 안정성으로 인하여 고온에서 기지 변형에 대한 저항 역할을 함으로써 고온강도를 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.

한편, Mn의 최대 고용한과 합금의 제조공정을 고려할 때 4.0중량% 이상 다량의 Mn 첨가는 일반적인 용해 공정으로는 첨가하기 곤란하여 최대 첨가량은 4.0중량%로 설정하였다. 결국, 본 발명에서 Mn의 첨가범위는 0.25∼4.0중량%, 바람직하게는 0.75∼2.0중량%로 제한된다.

미시메탈(Mischmetal): 0.5 ∼ 5.0중량%

미시메탈은 50%의 란타늄(La), 네오듐(Nd) 및 기타 동일계 원소와 50%의 셀륨(Ce)의 조성을 가진 희토류금속의 합금이다.

일반적으로 마그네슘에 첨가되는 희토류원소는 결정립계에 마그네슘과의 화합물을 형성하여 고온에서 결정립계 미끄러짐에 의한 변형을 억제함으로써 고온강도 향상에 기여하게 된다.

그러나, 순수 희토류원소의 경우 가격이 높은 관계로 합금 원가상승 요인을 제공함으로써 그 사용이 제한적으로 이루어져 왔다. 그러나, 미시메탈의 경우, 고온강도 향상에 기여할 수 있는 화합물을 형성하는 La, Nd, Ce 등의 합금원소를 포함하면서도 이들 원소들의 합금 형태로 제공됨으로써 각각의 정련에 필요한 제조 원가 절감으로 합금 자체의 원가상승 요인을 극복할 수 있는 장점을 가지고 있다.

상기 언급한 미시메탈 내의 합금원소들은 마그네슘 기지내에 고용한이 거의 없지만, 0.5중량% 미만에서는 그 첨가 효과를 기대할 수 없고, 5.0중량%를 초과하는 경우에는 적정 수준 이상의 결정립계 석출상을 형성하여 오히려 합금의 취성을 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 미시메탈의 첨가범위는 0.5~5.0wt.%, 바람직하게는 1.0~3.0wt.%로 제한된다.

본 발명에서는 이렇게 개발된 합금 주조재를 대상으로 가공재를 제조하였다.

주조재를 가공방식에 적합하게 선반 등으로 가공하여 300∼400℃에서 30분∼2시간 동안 예열한 후 같은 온도 구간에서 압출, 압연, 단조, 스웨이징 (swaging) 및 인발 등의 가공을 수행하는 것이 바람직하다. 일반적으로 마그네슘 합금은 상온에서 가공성을 확보할 수 없으므로, 건전한 가공재를 얻기 위하여 고온 가공을 행하게 되며, 상기 가공 온도는 실험을 통하여 가공재의 건전성을 확보할 수 있는 범위에서 설정되었다. 본 발명에서는 개발된 합금의 가공 방법으로서 압출방식을 택하였다. 압출 조건으로는 압출비 25 : 1, 압출다이각 180o, 램속도(ram speed) 2.5 cm/min.을 적용하였으며, 압출전 빌렛은 350℃에서 1 시간 동안 예열하였고 압출기 컨테이너 및 다이는 빌렛의 예열온도와 같은 350℃로 설정하였다. 이러한 압출공정 온도는 압출 후 Mg-Zn 석출상의 석출강화 효과를 얻을 수 있고, Mg-La, Nd, Ce 화합물의 결정립계 분포가 고온강도에 기여하는 정도를 극대화 시킬 수 있도록 실험을 통하여 설정되었다.

제조된 가공재를 대상으로 70∼100℃에서 24∼96 시간동안 1차 시효 처리를 행한 후, 곧바로 150∼180℃에서 48 시간 이상 2차 시효 처리를 행하는 것이 바람직하다. 이러한 이중시효 처리는 Mg-Zn계 합금에서 주된 석출상인 β₁'상이 강화에 기여하는 효과를 극대화 시키기 위함이다.

따라서, 본 발명에서 1차 시효 처리 온도 구간은 일반적으로 알려진 β₁'상의 G.P. zone solvus 온도보다 약간 낮은 구간인 70∼100℃으로 제한하였으며, 시효 처리 시간은 경도 측정을 통하여 G.P. zone 형성을 통한 일정 정도의 경도 향상을 기대하기에 충분한 구간으로 설정하였다.

한편, 본 발명에서 2차 시효 처리 온도 구간은 150∼180℃로 설정하였는데, 150℃ 미만의 온도에서는 최대경도에 도달하는데 많은 시간을 요구하여 공정상의 문제점을 유발하며, 180℃를 초과하는 온도에서는 최대경도에는 빨리 도달하지만 최대경도가 저하되게 된다.

본 발명에서는 실시예로서 90℃에서 48 시간 동안 1차 시효 처리를 행한 후이를 다시 2차 시효 처리로서 180℃에서 12 시간 동안 시효 처리를 행하였다.

개발 합금의 고온강도 등의 내열성 향상에 기여하는 기지 내의 α-Mn 석출상과 결정립계의 희토류원소 석출상의 분포양상은 용해, 주조, 압출 등의 가공공정 상에서 결정되며, 이러한 이중시효 처리 중에는 미세구조 상에 큰 변화를 나타내지 않았다.

도 1에 실시예로서 이러한 가공 및 열처리 과정을 마친 후에 측정한 개발 합금의 상온 및 고온 인장 특성을 나타내었다.

실시예 1은 Mg-Zn-Ag 삼원계 합금에 Mn 또는 Mn과 Mischmetal을 첨가하기 전과 후의 고온강도를 비교하기 위한 것이고, 실시예 2는 삼원계 합금에 Mn 만을 첨가한 경우에 해당하며, 실시예 3은 Mn과 Mischmetal을 동시에 첨가한 경우에 해당한다.

도 1의 표를 참조하면, Mg-Zn-Ag 삼원계 합금에 Mn과 Mischmetal을 동시에 첨가한 경우, Mn 만을 첨가한 경우와 비교하여 상온 강도는 유사하지만 100℃ 이상에서의 고온강도가 현저히 개선됨을 알 수 있다.

한편, 도 2a는 본 발명에 따라 제조된 도 1의 실시예 2와 실시예 3에 해당하는 마그네슘 합금과, 기존 비교재와의 온도에 따른 항복강도 특성변화를 비교한 도면이고, 도 2b는 인장강도 특성변화을 비교한 것을 나타낸다.

도 2a,2b를 참조하면, 본 발명을 통하여 개발된 합금이 기존 고온강도 개선용 합금과 비교하여 고온, 특히 150℃ 이상의 온도에서 우수한 고온강도를 나타냄을 알 수 있다.

결국 본 발명을 통하여 Mg-Zn 이원계 마그네슘 합금에, 기존에 첨가가 어려웠던 Mn을 Zn-Mn 모합금 형태로 보다 용이하게 첨가하고, 기존에 제조원가 상승 요인이 되었던 희토류원소를 단위원소가 아닌 합금형태로 첨가함과 아울러 열처리를 통하여 조직 미세화 및 석출상의 석출거동을 개선함으로써, 상온 및 고온에서의 강도를 향상시킬 수 있다.

이상에서 본 바와 같이, 본 발명에 따르면 Mg-Zn 이원계합금에 Ag를 첨가하고 추가적으로 Mn 또는 Mn과 Mischmetal을 첨가하여 상온 강도가 다소 저하하지만 고온, 특히 150℃ 이상의 온도에서 우수한 고온강도를 가지는 새로운 마그네슘 합금을 제공할 수 있다. 이러한 우수한 고온강도는 Mn 첨가에 따라 기지 내에 분포하는 α-Mn 석출상 및 Mischmetal 첨가에 따라 결정립계에 존재하는 화합물 석출상이 고온에서 변형을 억제하는데 기인한다.

아울러 기존 용해방식으로는 첨가가 어려웠던 Mn은 Zn-Mn 모합금 형태로 용이하게 첨가할 수 있는 방법을 제공할 수 있다. 본 발명을 통하여 마그네슘 합금을 자동차 파워트레인 부품에의 적용시 요구되는 고온강도가 확보된 새로운 마그네슘 합금을 제공할 수 있다.

Claims (4)

1. 삭제
2. 삭제
3. 마그네슘 합금을 제조함에 있어서, Zn 3.0∼10.0 중량%, Ag 0.5∼4.0 중량%, Mn 0.25∼4.0중량%, Mischmetal 0.5∼5.0 중량%와, Mg 나머지 중량%를 사용하되, 670∼720℃에서 마그네슘 용탕에 상기량의 Ag와 Mischmetal을 가하고, Mn은 Zn-10∼20중량%Mn 모합금 형태로 첨가한 다음, 이를 5분간 교반하고, 660∼670℃까지 노냉하여 Zn을 첨가한 후, 다시 5분간 용탕을 교반하여 제조함을 특징으로 하는 고온강도가 향상된 마그네슘 합금의 제조 방법.
4. 제 3 항에 있어서, 상기 마그네슘 합금을 70 ∼ 100℃에서 24 ∼ 96 시간 동안 1차 시효 처리를 행한 후, 150 ∼ 180℃에서 48 시간 이상 2차 시효 처리를 시행하는 것을 특징으로 하는 고온강도가 향상된 마그네슘 합금의 제조방법.