KR100993840B1 - 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 석출 강화형 합금계인 Mg-Zn계 합금에 Mn 또는 Mn과 Al을 동시에 첨가하고 조직의 미세화, 분산상의 형성 및 석출 거동을 개선하여, 기계적 성질과 성형성이 개선된 고강도 마그네슘 합금 판재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, (a) Zn: 1 ~ 10중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750 ℃로 유지하여, 회전하는 두 냉각롤의 사이에 주입하여 10²~10³K/s의 냉각속도로 냉각시켜 판재를 제조하는 단계; (c) 제조된 판재를 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 용체화처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.

마그네슘 합금, 제조방법, 판재

Description

고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 {MAGNESIUM ALLOY PANEL HAVING HIGH STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 고강도 마그네슘 합금 판재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 마그네슘에 첨가되는 합금 성분의 제어와, 박판주조법 및 후속 열처리에 의한 판재의 미세조직 제어를 통해, 우수한 생산성과 함께 고강도를 구현할 수 있는 마그네슘 합금 판재의 제조방법과 그에 따른 마그네슘 합금 판재에 관한 것이다.

마그네슘 합금은 실용 구조재료 중 가장 낮은 비중, 우수한 비강도, 및 강성을 갖고 있어, 최근 경량화가 필요한 휴대기기의 케이스 류와 자동차용 소재로서 수요가 증대되고 있는 상황이다.

그런데 그동안의 마그네슘 합금에 대한 연구는 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용할 수 있도록 고온 물성의 향상에 치중되어 온 반면, 특히 판재와 같이 경량화가 요구되는 다양한 분야에 적용될 수 있는 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구는 부족한 실정이었다.

한편, 현재 실용화되어있는 마그네슘 제품의 제조방법으로는 다이캐스팅과 틱소 몰드법과 같은 마그네슘 합금의 사출성형에 의한 주조법이 주류를 이루고 있다. 그런데 마그네슘은 단위 체적에 따른 잠열이 적어 주조결함이 발생하기 쉽기 때문에, 주조결함을 제거하기 위한 후속 공정이 필수적이어서, 생산성이 크게 저하되고 생산단가가 증가하는 문제가 있을 뿐 아니라, 주조법으로는 마그네슘 합금의 고강도화가 어려운 문제도 있다.

일부에서는 다이캐스팅식 주조(이하 "DC주조"라 함)와 같은 반연속 주조법에 따라 얻어진 주조재를 열간 압출하여, 그것을 압연가공 등을 통해 한층 더 얇은 판재로 한 후에 프레스 가공 등의 성형가공법에 의해 제품을 제조하거나, 압출재를 그대로 단조가공으로 성형하는 등의 방법이 제안되고 있다.

그러나 주조법에 의해 제조된 마그네슘 합금은 결정립이 커서 그대로 프레스 가공 등 단조 가공 등으로 성형 가공하기 어렵기 때문에, 프레스 가공용 판재와 단조가공용 소재를 DC주조 등의 반연속 주조법으로 제조할 경우에는, 주조법으로 얻은 소재를 다시 가열하여 열간압출 가공함으로써, 결정립을 미세화할 필요가 있다. 더욱이 마그네슘 합금은 활성 금속이기 때문에, 열간 압출 시 가공 발열에 의한 표면 흑화나 연소를 막기 위하여, 충분한 냉각이 가능한 속도로 압출을 행할 필요가 있어 압출 속도를 높이는 것도 제한적이다.

이에 따라 주조재를 프레스 또는 단조가공 소재로 사용하는 방법은 생산성이 크게 떨어지고 제품의 가격이 높은 문제가 있다. 또한, 열간 압출하는 재료는 복잡한 형상으로 가공할 경우 결정립의 미세화가 충분하지 않아, 복잡한 형상으로 가공하기 곤란하다는 문제도 있었다.

한편, 현재 상업적으로 사용되고 있는 마그네슘 합금 판재의 조성과 인장성질은 하기 표 1과 같다.

상용 마그네슘 합금 판재의 조성과 인장특성

합금 명칭	합금 조성(중량%)						인장 특성
	Al	Mn	Th	Zn	Zr	Mg	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)
AZ31B-H24	3.0	-	-	1.0	-	Bal.	220	290	15
HK31A-H24	-	-	3.0	-	0.6	Bal.	200	255	9
HM21A-T8	-	0.6	2.0	-	-	Bal.	170	235	11

상기 표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 상용 마그네슘 합금 판재의 경우, 항복강도가 200MPa 내외이며 인장강도는 300MPa 이하의 수준으로 고강도가 요구되는 분야에 적용되기에는 강도가 충분하지 않고, 연신율도 10% 내외로 다양한 형태로의 성형가공하기에 불충분하다. 더욱이, 전술한 바와 같은 마그네슘 합금 판재 제조상의 문제점으로 인해, 종래의 마그네슘 합금 판재는 제조원가가 매우 높은 문제점도 있다.

본 발명은 상기 상용 마그네슘 합금 판재의 문제점을 해결하기 위해 창안된 것으로서, 석출 강화형 합금계인 Mg-Zn계 합금에 Mn 또는 Mn과 Al을 동시에 첨가하고 박판주조와 후속 열처리 공정을 통해 조직의 미세화, 분산상 및 석출상의 거동 을 제어함으로써, 높은 강도와 함께 높은 연신율을 가져 성형성이 개선된 고강도 마그네슘 합금 판재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명의 다른 목적은 강도와 연신율이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재를 저비용으로 제조할 수 있는 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, Zn: 1 ~ 10중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재를 제공한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%, Al: 1 ~ 6중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%, Cu: 0.05 ~ 1중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%, Al: 1 ~ 6중량%, Cu: 0.05 ~ 1중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재에 있어서, 상기 Zn의 함량은 5.0~ 7.0중량%이고, 상기 Mn의 함량은 0.75 ~ 2.0중량%이며, 상기 Cu의 함량은 0.05 ~ 0.5중량%인 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재에 있어서, 상기 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재에 있어서, 미세조직 내의 분산입자(dispersoid)의 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 상기 분산입자의 부피 분율이 5% 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 미세조직 내 시효처리로 석출된 석출입자의 평균 입경이 200nm 이하인 것을 특징으로 하며, 상기 석출입자의 종횡비(aspect ratio)는 20 이하가 바람직하고, 10 이하인 것이 보다 바람직하다.한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 인장 강도가 300MPa 이상이고 연신율이 15% 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 상기 다른 목적을 달성하기 위해, (a) Zn: 1 ~ 10중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750 ℃로 유지하여, 회전하는 두 냉각롤의 사이에 주입하여 10²~10³K/s의 냉각속도로 냉각시켜 판재를 제조하는 단계; (c) 제조된 판재를 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 용체화처리(T4 열처리)하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 용탕은 Mn: 0.25 ~ 3중량%를 추가로 함유할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 용탕은 Mn: 0.25 ~ 3중량%와 Al: 1 ~ 6 중량%를 추가로 함유할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 용탕은 Mn: 0.25 ~ 3중량%, Cu: 0.05 ~ 1 중량%를 추가로 함유할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 용탕은 Mn: 0.25 ~ 3중량%, Al: 1 ~ 6 중량%, Cu: 0.05 ~ 1 중량%를 추가로 함유할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 Zn의 함량은 5.0~ 7.0중량%이고, 상기 Mn의 함량은 0.75 ~ 2.0중량%이며, 상기 Cu 의 함량은 0.05 ~ 0.5중량%인 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 (c)단계 후에, 추가로 70 ~ 150℃에서 24 ~ 96 시간 동안 시효처리를 하고 150 ~ 250℃에서 24시간 이상 시효처리하는 2단 시효처리(T6 열처리)를 수행하는 단계를 포함할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 (c)단계 후에 추가로, 용체화처리된 판재를 200 ~ 400 ℃에서 예열하여, 패스(pass)당 20%이하의 압하율로 최종 압하량 70%이하로 압연하는 단계와, 압연된 판재를 200 ~ 400℃에서 0.5 ~ 10 시간 동안 용체화처리하는 단계를 포함할 수 있으며, 추가로 이와 같이 최종 용체화처리된 판재를, 70 ~ 150℃(바람직하게는 70 ~ 100℃) 에서 24 ~ 96 시간 동안 시효처리를 하고 150 ~ 250℃(바람직하게는 150 ~ 180℃)에서 24시간 이상 시효처리하는 2단 시효처리(T6 열처리)를 수행하는 단계를 포함할 수 있다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 (a)단계의 Mn은 Mg-Mn합금의 첨가를 통해서 용탕에 첨가되는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 있어서, 상기 (b) 단계의 상기 두 냉각롤의 간격은 10㎜ 이하로 유지되고 롤의 회전속도는 10m/min 이하로 유지되는 것을 특징으로 한다.

전술한 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법의 특징 중 하나는, 하나는 쌍롤식 박판주조법을 이용하여 주조하는 것이다. 쌍롤식 박판주조법은 주 조와 열간압연 공정을 하나의 공정으로 동시에 진행하기 때문에 판재를 생산할 때 기존의 잉곳(ingot) 주조법에 비해 매우 경제적일 뿐 아니라, 동시에 잉곳 주조법에 비해 매우 빠른 10²~10³ K/s의 냉각속도를 제공할 수 있다. 이와 같이 빠른 냉각속도는 주조 조직을 미세화시키고 편석을 감소시킨다. 더욱이, 범용 잉곳 주조법을 사용할 때 느린 냉각속도로 인하여 조대한 금속간 화합물을 형성시켜 인장특성에 해로운 역할을 하는 합금원소를, 빠른 냉각속도를 가지는 박판주조법을 이용하면 이러한 상들이 보다 미세하게 분산될 수 있어 이로운 역할을 하게 할 수 있다.

본 발명에 있어서 상기와 같이 합금 조성 및 관련 수치를 제한한 이유는 다음과 같다.

아연( Zn ): 1 ~ 10중량%

Zn은 Mg 기지(matrix) 내에서의 최대 고용한이 340℃에서 6.2중량%로서, 1.0중량% 이상 첨가시 열처리를 통하여 침상 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타낸다. 1.0중량% 미만으로 첨가할 경우, 석출 강화 현상을 거의 기대할 수 없으며, 10중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 결정립계에 평형상의 석출이 조장되어 기계적 성질의 저하를 가져올 수 있다. 따라서 본 발명에서 Zn의 첨가범위는 1 ~ 10중량%의 범위로 하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 5.0 ~ 7.0중량%로 첨가할 경우 시효강화 효과를 극대화시킬 수 있다.

망간( Mn ) : 0.25 ~ 3.0중량%

Mn은 Mg-Zn 합금의 석출상을 미세화시켜 강도와 연신율을 향상시키며, 내식성을 향상시키는 효과를 얻을 수 있으며, 0.25중량% 이상으로 첨가되어야만 상기한 효과를 얻을 수 있으며, 3.0중량%를 초과할 경우 일반적인 용해공정으로 첨가하기 곤란할 뿐 아니라, 3.0중량%를 초과하는 Mn은 대부분 기지 내에 α-Mn 형태로 존재하게 되어 강도와 연신율의 향상에 영향을 미치지 못하므로 제조원가의 측면에서 바람직하지 않으며, 0.75 ~ 2.0중량%로 첨가되는 것이 보다 바람직하다.

알루미늄(Al) : 1.0 ~ 6.0중량%

Mg-Zn-Mn 삼원계 합금에서 Al은 열적으로 안정한 분산상인 Al-Mn계 석출상을 형성하기 때문에 추가적인 강화효과를 얻을 수 있으며, Mg-Zn 관련 침상 석출상의 개량화 효과도 얻을 수 있다. 본 발명에 따른 합금의 시효온도 범위에서 Mg 기지내의 Al 고용한이 대략 1중량% 이므로, 1.0중량% 미만으로 첨가하는 경우 전술한 Al 첨가효과를 기대하기 어렵고, 또한 6.0중량%를 초과하여 첨가되는 경우 결정립계에 조대하게 석출하는 경향이 있는 Mg₁₇Al₁₂ 상이 석출하여 강도 및 파괴강도를 저하시킬 수 있기 때문에 6.0중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 한편, Al을 6.0중량% 이하로 첨가하는 경우에도, Al이 Zn의 함량을 초과하여 첨가되는 경우에는 Mg-Al계 석출상이 형성될 수 있으므로, Al의 함량을 Zn 함량 이하로 유지하는 것이 보다 바람직하다.

구리(Cu) : 0.05 ~ 1.0중량%

Cu는 범용으로 사용되는 Mg-Al계 합금에서는 내식성에 악영향을 미치기 때문 에 사용에 제한이 있다. 그런데 Cu는 Mg-Zn-Mn계나 Mg-Zn-Mn-Al계에 첨가되면 Cu-Mg-Zn상을 미세하게 분산시켜 Mg-Zn상이나 Mg-Al-Zn상으로 인한 편석의 생성을 억제시켜 재료의 미세조직을 균일하게 하는 역할을 한다. 이에 따라 Cu의 첨가는 재료의 연신율을 향상시킬 수 있는데, 0.05중량% 미만으로 첨가하는 경우 전술한 Cu 첨가효과를 기대하기 어렵고, 1중량%를 초과하여 첨가되는 경우 합금의 내식성을 저하시킬 수 있기 때문에 1.0중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하며, 효과적인 Cu-Mg-Zn상을 생성하고 내식성 저하를 막기 위해서는 0.5중량%이하로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재에 있어서, 상기 결정립의 평균 입경(크기)은 20㎛ 이하인 것이 바람직한데, 결정립의 평균 입경이 20㎛를 초과하게 되면 재료의 강도가 저하되기 때문이며, 10㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 마그네슘 합금 판재의 미세조직에 있어서, 상기 분산 입자의 평균 입경이 5㎛ 이하인 것이 강도의 측면에서 바람직하다. 그리고, 상기 분산입자의 부피 분율은 5% 이하인 것이 바람직한데, 이는 분산 입자의 부피 분율이 5%를 초과하게 되면 강도는 증가하나, 전위의 움직임을 저해하여 연성을 저하시키기 때문이다.

또한, 상기 마그네슘 합금 판재의 미세조직에 있어서, 상기 분산된 입자 중 시효처리로 석출된 입자의 평균 입경은 200nm 이하인 것이 바람직한데, 평균 입경이 200nm를 초과할 경우, 강도가 저하되기 때문이다.

또한, 상기 석출입자의 종횡비(aspect ratio)는 20 이하인 것이 바람직한데, 종횡비가 20을 초과하면 결정립 내부의 이방성을 증대시키기 때문이며, 보다 바람직하게는 10 이하인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는 전술한 성분 설계와 조직의 미세화 및 석출상의 제어를 통해, 인장 강도 300MPa 이상 연신율 15% 이상으로, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에서 얻을 수 없었던 우수한 성형성을 나타내는 고강도 마그네슘 합금 판재를 얻을 수 있다.

또한, 상기 용탕의 온도는 650℃ ~ 750℃로 유지하는 것이 바람직한데, 이는 650℃ 미만에서는 롤에 접촉하기 전에 응고되어 롤을 빠져나오지 못하고, 750℃를 초과하는 경우에는 내부에 액상이 존재한 채로 빠져나와 표면에 응고결함이나 균열이 발생하기 때문이다.

또한, 상기 용탕의 냉각속도는 10²~10³K/s로 유지하는 것이 바람직한데, 이는 10²K/s 미만일 경우에는 일반적인 몰드주조법과 미세조직상 큰 차이가 없고, 10³K/s을 초과하는 경우에는 매우 얇은 리본형태를 얻는 급냉응고법을 제외하고는 상용적으로 도달하기 어렵기 때문이다.

또한, 상기 냉각속도를 얻기 위해서는 상기 두 냉각롤의 간격을 10㎜ 이하로 유지하고 롤의 회전속도는 10m/min 이하로 유지하는 것이 바람직하다.

또한, 상기와 같이 박판주조된 합금판재에는 주조시 발생할 수 있는 합금원소의 편석과 이에 따른 가공재의 특성 불균일이 있을 수 있으므로, 용체화처리(T4 열처리)를 해야 하는데, 용체화처리 온도 및 시간은 주 합금원소인 Zn의 확산도와 SDAS(secondary dendrite arm spacing)와, DTA/DSC를 통해 측정된 용융시작(incipient melting) 여부를 확인하여, 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24시간으로 설정하였으며, 300 ~ 330℃에서 1 ~ 5시간으로 용체화처리하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기와 같이 제조된 판재를 대상으로 선택적으로 70 ~ 150℃(보다 바람직하게는 70 ~ 100℃)에서 24 ~ 96시간 1차 시효처리를 행한 후, 150 ~ 250℃(보다 바람직하게는 150 ~ 180℃)에서 24시간 이상 2차 시효처리를 행하는 이중시효처리(T6 열처리)를 행할 수 있다. 이러한 이중시효는 Mg-Zn계 합금에서 주된 석출상인 β1'상의 G.P. zone solvus 온도 이하에서 1차 시효를 행한 후, 그 이상의 온도에서 2차 시효를 행함으로써, 강화에 기여하는 석출상의 효과를 극대화시키기 위함이다. 따라서, 본 발명에서 1차 시효 온도 구간은 일반적으로 알려진 β1'상의 G.P. zone solvus 온도보다 약간 낮은 구간인 70 ~ 150℃으로 제한하였으며, 시효 시간은 경도 측정을 통하여 G.P. zone 형성을 통한 일정 정도의 경도 향상을 기대하기에 충분한 구간으로 설정하였다. 한편 본 발명에서 2차 시효 온도 구간은 150 ~ 250℃로 설정하였는데, 150℃ 미만의 온도에서는 최대경도에 도달하는데 많은 시간을 요구하여 공정상의 문제점을 유발하며, 250℃를 초과하는 온도에서는 최대경도에는 빨리 도달하지만 최대경도가 저하되기 때문이다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 판재의 제조방법에 있어서, 상기 용체화처리된 판재를 200 ~ 400 ℃에서 예열하여, 패스(pass)당 20%이하의 압하율로 최종 압하량 70%이하로 압연하는 단계(가공열처리 단계)를 추가로 포함할 수 있다. 상기 예열온도범위(가공온도범위)는 건전한 판재를 얻을 수 있는 범위이므로, 상기 범위 내에서 가공하는 것이 바람직하며, 250 ~ 330 ℃의 범위가 보다 바람직하다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 판재의 제조방법에 있어서, 상기 가공열처리 단계를 행한 후, 재차 200 ~ 400℃(보다 바람직하게는 300 ~ 330 ℃)에서 0.5 ~ 10시간(보다 바람직하게는 1 ~ 5시간) 동안 용체화처리를 할 수 있으며, 이러한 온도범위 및 시간의 설정이유는 전술한 용체화처리 단계와 동일하다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 판재의 제조방법에 있어서, 마그네슘 용탕에 Mn을 첨가하는데 있어서, Mg-Mn 모합금을 첨가하는 방법이 바람직한데, 이는 Mg에서 Mn의 고용도가 낮고 확산도 또한 낮아 주조시 원하는 조성만큼 쉽게 첨가되지 않기 때문이다. Mg-Mn 모합금은 바람직하게는 Mg-1.5~4중량%Mn 모합금을 사용한다.

본 발명에 따른 마그네슘 판재의 제조방법에 의하면 종래에 비해 제조공정수를 줄이면서도 고강도의 마그네슘 판재를 얻을 수 있다.

본 발명에 의하면, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재의 제조방법과 달리, 쌍롤식 박판 주조법을 통해 주조를 하고, 상기 박판 주조법에 맞는 합금설계와 그에 따른 후속 처리(열처리 또는 가공열처리)를 통해, 결정립 미세화, 분산 입자의 크기, 형상 및 부피 분율을 제어함으로써, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 경도 및 강도가 향상되고 연신율이 향상되어 자동차 및 전자산업 등에 실제적 적용이 가능한 고강도 고인성 마그네슘합금 판재를 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 의하면, 종래의 상 용 마그네슘 합금 판재의 제조공정에 비해 제조공정수가 줄기 때문에, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 저렴한 비용으로 고강도 마그네슘 합금 판재를 제조할 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 기초로 본 발명을 구체적으로 설명한다. 그러나 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되거나 제한되지 않고 당업자에 의해 변형되어 다양하게 실시될 수 있음은 물론이다.

마그네슘 합금 판재의 제조

먼저, 순 Mg(99.9%)과, Mg-2.5wt%Mn 모합금, 순 Zn(99.995%), 순 Al(99.99%)를 사용하여, 하기 표 2에 나타난 바와 같은 Mg 합금을 유도 용해로를 이용하여 CO₂와 SF₆의 혼합가스 분위기 하에서 용해하였다.

본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금의 조성

No.	합금 조성 (중량%)
	Zn	Mn	Al	Cu	Mg
1	6.0	-	-	-	Bal.
2	6.0	1.0	-	-	Bal.
3	6.0	1.0	0.25	-	Bal.
4	6.0	1.0	0.5	-	Bal.
5	6.0	1.0	1.0	-	Bal.
6	6.0	1.0	2.0	-	Bal.
7	6.0	1.0	3.0	-	Bal.
8	6.0	1.0	-	0.3	Bal.
9	6.0	1.0	0.25	0.3	Bal.
10	6.0	1.0	0.5	0.3	Bal.
11	6.0	1.0	1.0	0.3	Bal.

이상과 같은 조성으로 용해된 용탕을 700℃로 유지하고, 도 1에 도시된 바와 같은 구조를 갖는 턴디쉬로 이송한 후, 쌍롤식 박판 주조기에 구비된 수냉되고 있는 두 냉각롤 사이로 주입하였다. 이때 상기 턴디쉬는 상기 용해로의 용탕의 온도와 동일한 온도가 되도록 유지한다.

한편, 상기 두 냉각롤의 간격은 2㎜로 유지하고 상기 용탕의 주입시 냉각롤의 회전속도를 4 ~ 4.5m/min로 유지하여 용탕의 냉각속도가 100 ~ 400 K/s가 되도록 주조하였으며, 그 결과 길이 5m, 폭 70mm, 두께 2mm의 마그네슘 합금 박판을 얻었다.

이와 같이, 주조된 판재를 다음과 같은 3가지 방법으로 열처리를 행하였다.

먼저, 주조된 판재를 330℃에서 2시간 동안 T4 열처리(또는 용체화처리)를 하였다.

다음으로, 주조된 판재를 330℃에서 2시간 동안 T4 열처리(또는 용체화처리)를 한 후, 70℃에서 24시간 1차 시효처리를 행한 후 즉시 150℃에서 24시간 2차 시효처리하는 T6 열처리를 실시하였다.

마지막으로, 주조된 판재의 일부를 330℃에서 2시간 동안 T4 열처리(또는 용체화처리)한 후, T4 열처리한 판재를 다시 300℃로 예열하여 150℃로 가열된 압연 롤로 pass당 10%씩 총 50% 압하량으로 압연하였으며, 이와 같이 압연한 판재를 다시 330℃에서 30분 동안 T4 열처리한 후, 70℃에서 24시간 1차 시효처리를 행한 후 150℃에서 24시간 2차 시효처리를 하는 T6 열처리를 하였다.

미세조직 분석

이상과 같이 제조된 판재의 미세조직을 주사전자현미경과 투과전자현미경을 통해 분석하였다.

도 2a와 도 2b는 각각 Mg-6Zn-1Mn합금(No.2)과 Mg-6Zn-1Mn-1Al합금(No.5)을 쌍롤식 박판 주조기로 주조한 판재의 주조 후 미세조직을 나타내는 현미경 사진이다. 도 2a와 도 2b에 나타나 있는 것과 같이 두 합금 모두 판재의 두께방향으로 등축정 응고조직을 보여주고 응고 셀 간격은 Mg-6Zn-1Mn-1Al합금이 5~10㎛로 Al을 첨가하지 않은 Mg-6Zn-1Mn합금에 비해 미세한 것을 알 수 있다.

도 3a와 도 3b는 주조 후 T4 열처리를 한 경우의 Mg-6Zn-1Mn합금(No.2)과 Mg-6Zn-1Mn-1Al합금(No.5)의 미세조직을 촬영한 현미경 사진이다. Mg-6Zn-1Mn합금에 비해 Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 결정립의 크기가 다소 작은 것으로 관찰되며, 결정립 크기는 각각 15㎛와 12㎛로 측정되었다.

박판주조법으로 제조되어 T4 열처리를 한 판재를 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 결과, 도 4a와 도 4b에 나타난 바와 같이 다량의 미세한 입자가 결정립내에 분산되어 있음을 알 수 있으며 Mg-6Zn-1Mn합금의 경우 50nm~500nm 정도(평균 크기로는 200nm 이하)의 크기를 갖고, Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 경우 이보다 훨씬 미세하여 크기가 약 10~50nm 정도인 입자들이 결정립 내부에 균일하게 분포되어 있다. 이 분산입자들은 두 합금 모두 약 2%의 부피 분율을 가지며 합금의 강도향상에 크게 기여하는 것으로 판단된다.

주조 후 T4 열처리를 한 경우, 도 5a와 도 5b에 나타난 바와 같이 국부적으로 생성된 편석으로 인하여 연신율의 저하가 초래될 수 있다. 특히, Mg-6Zn-1Mn합금의 경우 Mg-Zn계, Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 경우 파이 상이라고 알려진 Mg-Al-Zn계 상이 조대하게 형성될 수 있다.

그런데, 도 5c와 도 5d에 나타난 바와 같이, Cu를 첨가는 미세조직 내에 Mg-Zn-Cu계 상을 균일하게 형성하면서 전술한 조대한 편석의 생성을 억제시켜 결과적으로 균일한 미세조직을 유도하는데, 이는 판재의 연신율 향상에 기여할 수 있다.

도 6a와 도 6b에 나타난 바와 같이 주조 후 T6 열처리를 한 경우, Mg-6Zn-1Mn합금과 Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 경우 석출상이 [2-1-10] 정대축에서 Mg <0001> 기지면과 평행한 방위관계를 가진다. 석출입자의 종횡비(aspect ratio)는 Mg-6Zn-1Mn합금의 경우 약 15.2이고, Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 경우 약 4.9로 Mg-6Zn-1Mn합금의 경우에 비해 작아졌다.

도 7a와 도 7b에 나타난 바와 같이, 주조 후 T4 열처리하고, 가공열처리(Thermo-Mechanical Treatment)를 행한 후, T4 열처리를 한 경우, 결정립의 크기는 Mg-6Zn-1Mn합금의 경우 7㎛로, Mg-6Zn-1Mn-1Al합금의 경우 4㎛로 각각 감소하였고 감소폭은 Al을 첨가한 경우가 큰 것을 알 수 있다.

한편, 주조 후 T4 열처리하고, 가공열처리(Thermo-Mechanical Treatment)를 행한 후, T6 열처리를 한 경우, 결정립 내부에 생성된 석출상의 크기, 분포 및 기지와의 방위관계는 주조 후 T6 열처리를 한 경우와 동일한 경향을 나타낸다고 할 수 있다.

인장 특성 시험

이상과 같이 제조된 마그네슘 합금 판재의 인장 특성을 평가하기 위하여, 게이지 길이 6mm, 게이지 너비 5mm, 두께 1mm를 갖는 인장 시편을 제작하여, 6.4 × 10^-4 s^-1의 변형률 속도로 인장 시험하였다.

먼저, 상기 표 1의 No.1 ~ No.11의 조성을 갖는 시편을 T4 열처리 또는 T6 열처리한 후 인장특성을 평가한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

박판 주조 후, T4 열처리 또는 T6 열처리한 시편의 인장특성

No.	열처리조건	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)
1	T4	101	219	9.2
	T6	189	253	7.2
2	T4	130	258	18.0
	T6	220	281	14.9
3	T4	152	267	14.5
	T6	232	295	13.5
4	T4	156	266	13.1
	T6	236	291	13.4
5	T4	168	281	11.9
	T6	246	297	9.1
6	T4	174	284	11.5
	T6	-	-	-
7	T4	180	290	8.3
	T6	-	-	-
8	T4	130	257	23.0
	T6	219	277	19.1
9	T4	154	276	23.0
	T6	232	287	19.0
10	T4	158	281	21.5
	T6	236	293	16.9
11	T4	170	282	17.3
	T6	240	300	15.5

상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, No.1 ~ 7 합금 판재의 경우 종래의 상용 마그네슘 합금 판재와 대비할 때 동등 내지는 우수한 강도 또는 연신율을 나타낸다. 그런데, 본 발명의 상기 No.1 ~ 7 합금 판재는 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 간단한 공정으로 제조되기 때문에, 본 발명에 따른 제조방법은 제조비용 및 생산성의 측면에서 큰 이점이 있다.

또한, Cu가 함유되는 No.8 ~ 11 합금 판재의 경우, 강도는 종래의 상용 마그네슘 합금과 대비할 때, 연신율은 매우 향상되고 강도도 동등 이상의 수준을 나타내기 때문에, 제조비용 및 생산성 측면 외에, 물성의 측면에서도 성형성이나 인성이 요구되는 용도에 적용될 수 있는 이점이 있다.

또한, 상기 표 1의 No.1, 2, 5 및 7의 조성을 갖는 용탕을 박판 주조한 후, 용체화처리(T4 열처리)를 하고, 전술한 가공열처리(Thermo-Mechanical Treatment, TMT 처리)한 후, 다시 T4 열처리 또는 T6 열처리한 시편의 인장특성을 평가한 결과를 하기 표 4에 나타내었다.

가공열처리한 후, T4 열처리 또는 T6 열처리한 시편의 인장특성

No.	열처리조건	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)
1	TMT-T4	146	283	25.4
	TMT-T6	263	304	12.6
2	TMT-T4	170	284	17.1
	TMT-T6	256	310	16.2
5	TMT-T4	216	308	17.3
	TMT-T6	307	330	16.2
7	TMT-T4	227	327	7.8
	TMT-T6	319	360	6.3

상기 표 4에서 알 수 있는 바와 같이, T4 열처리를 한 시편의 경우, No.1, 2, 5는 상기 표 1의 종래 마그네슘 합금 판재 대비 인장 강도가 동등 이상이며, 연신율은 상당히 향상되었음을 알 수 있고, No.7의 경우 연신율은 다소 떨어지나 항복강도와 인장강도가 매우 향상되어 연신율보다는 강도가 요구되는 분야에 적용될 수 있음을 알 수 있다.

한편, T6 열처리를 한 시편 No.1 ~ 3은 높은 연신율과 함께 항복강도 250MPa 이상, 인장강도 300MPa 이상의 높은 강도를 나타냄을 알 수 있다. 특히 No.5 시편의 경우, 높은 항복 및 인장강도(각각 307MPa, 330MPa)를 나타냄에도 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 높은 연신율(16.2%)를 나타내므로, 고강도 고인성이 요구되는 분야에 적용될 수 있음을 알 수 있다.

한편, No.7 시편의 경우, 항복강도와 인장강도는 매우 높으나 연신율이 다소 떨어지므로, 경우 연신율보다는 고강도를 요구하는데 적합함을 알 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에서 사용한 스트립 캐스팅 장치의 개략도이다.

도 2a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 주조상태의 조직도이다.

도 2b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al) 판재의 주조상태의 조직도이다.

도 3a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 T4열처리 후의 조직도이다.

도 3b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al) 판재의 T4열처리 후의 조직도이다.

도 4a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 T4열처리 후 미세한 분산입자를 보여주는 조직도이다.

도 4b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al) 판재의 T4열처리 후 미세한 분산입자를 보여주는 조직도이다.

도 5a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 T4열처리 후 국부적으로 생성되는 편석을 보여주는 조직도이다.

도 5b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al) 판재의 T4열처리 후 국부적으로 생성되는 편석을 보여주는 조직도이다.

도 5c는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg- 6Zn-1Mn-0.3Cu) 판재의 T4열처리 후 국부적으로 생성되는 편석없이 균일한 이차상들이 분포한 상태를 보여주는 조직도이다.

도 5d는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al-0.3Cu) 판재의 T4열처리 후 국부적으로 생성되는 편석 없이 균일한 이차상들이 분포한 상태를 보여주는 조직도이다.

도 6a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 T6열처리 후 미세한 분산입자와 석출입자를 보여주는 조직도이다.

도 6b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 T6열처리 후 미세한 분산입자와 석출입자를 보여주는 조직도이다.

도 7a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn) 판재의 가공열처리후 T4열처리한 조직도이다.

도 7b는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조법으로 제조된 마그네슘 합금(Mg-6Zn-1Mn-1Al) 판재의 가공열처리후 T4열처리한 조직도이다.

Claims (30)

1. 삭제
2. 삭제
3. Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%, Al: 1 ~ 6중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하이며 인장 강도가 300MPa 이상이고 연신율이 15% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
4. 삭제
5. 삭제
6. 제 3 항에 있어서, 상기 Zn의 함량은 5.0 ~ 7.0중량%인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
7. 제 3 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 0.75 ~ 2.0중량%인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
8. 삭제
9. 제 3 항 또는 제 6 항에 있어서, Al의 함량은 Zn의 함량 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
10. 제 3 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
11. 제 3 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 판재의 미세조직 내 분산입자(dispersoid)의 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
12. 제 11 항에 있어서, 상기 분산입자의 부피 분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
13. 제 3 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 판재의 미세조직 내의 석출입자의 평균 입경은 200nm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
14. 삭제
15. 제 13 항에 있어서, 상기 석출입자의 종횡비(aspect ratio)가 10 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재.
16. 삭제
17. 삭제
18. 삭제
19. (a) Zn: 1 ~ 10중량%, Mn: 0.25 ~ 3중량%, Al: 1 ~ 6 중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계;

    (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750 ℃로 유지하고, 두 냉각롤의 간격이 10㎜ 이하로 유지되고 롤의 회전속도는 10m/min 이하로 유지되는 두 냉각롤의 사이에 주입하여 판재를 제조하는 단계;

    (c) 제조된 판재를 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 용체화처리하는 단계;

    (d) 용체화처리된 판재를 200 ~ 400 ℃에서 예열하여, 패스(pass)당 20%이하의 압하율로 최종 압하량 70%이하로 압연하는 단계;

    (e) 압연된 판재를 200 ~ 400℃에서 0.5 ~ 10 시간 동안 용체화처리하는 단계; 및

    (f) 용체화처리된 판재를, 70 ~ 150℃에서 24 ~ 96 시간 동안 시효처리를 한 후, 150 ~ 250℃에서 24시간 이상 시효처리를 행하는 단계;를 통해,

    평균 결정립경 20㎛ 이하, 인장강도 300MPa 이상 및 연신율이 15% 이상인 고강도 마그네슘 합금 판재를 제조하는 방법.
20. 삭제
21. 삭제
22. 제 19 항에 있어서, 상기 Zn의 함량은 5.0 ~ 7.0중량%인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
23. 제 19 항 또는 제 22 항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 0.75 ~ 2.0중량%인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
24. 삭제
25. 제 19 항 또는 제 22 항에 있어서, 상기 Al의 함량은 상기 Zn의 함량 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
26. 삭제
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