KR100994812B1 - 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고강도 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 석출강화형 합금계인 마그네슘-주석(Mg-Sn)계 합금에 아연(Zn), 알루미늄(Al), 망간(Mn)을 첨가하고 이 합금에 적합한 압출가공 및 열처리를 행하여 합금의 조직 미세화 및 고용강화 효과를 극대화함으로써 일반적인 마그네슘 합금 압출재와 비교해 강도가 크게 향상된 마그네슘 합금 압출재 및 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, (a) 상기 마그네슘 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750℃로 유지하고, 100 ~ 300℃로 유지되는 금속 몰드에 주입하여 빌렛을 제조하는 단계; (c) 제조된 빌렛을 480 ~ 520℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 균질화 열처리한 후 수냉하는 단계; (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 350℃에서 예열한 후 압출하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 압출재의 제조방법을 제공한다.

Description

고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 {HIGH-STRENGTH HIGH-DUCTILITY MAGNESIUM ALLOY EXTRUDATE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 석출강화가 가능한 Mg-Sn 합금계에 Zn과 선택적으로 Al 또는 Mn 등의 합금원소를 첨가하고 이 합금에 적합한 압출가공 및 열처리를 행하여 합금의 조직 미세화 및 고용강화 효과를 극대화함으로써 고강도와 고연성을 구현한 마그네슘 합금 압출재와 이의 제조방법에 관한 것이다.
마그네슘 합금은 실용 구조재료 중 가장 낮은 비중, 우수한 비강도 및 비강성을 갖고 있어, 최근 경량화가 필요한 자동차 및 전자제품에서의 수요가 증대되고 있다.
현재까지의 마그네슘 합금에 대한 연구는 마그네슘의 우수한 주조성을 바탕으로 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용하기 위한 주조용 마그네슘 합금에 치중되어 있으며, 우수한 기계적 특성으로 인해 경량화가 요구되는 부분에 더욱 다양하게 적용될 수 있는 압출재 또는 판재 형태의 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구는 부족한 실정이다.
알루미늄 합금과 비교해 볼 때, 마그네슘 합금을 이용한 가공재 개발에 있어 가장 큰 문제점은 마그네슘 합금의 취약한 가공성이며, 이는 마그네슘의 육방정계 결정구조에 기인한다.
이와 관련하여 마그네슘 판재의 경우, 최근 박판주조공정을 통해 마그네슘 용탕에서 박판을 직접 제조함으로써 후속 압연공정을 최소화함으로써 마그네슘의 취약한 가공성 문제를 극복하려는 접근이 활발하게 시도되고 있다.
또한, 압출재의 경우, 최근 간접 압출 및 정수압 압출과 같이 고효율의 압출 공정을 마그네슘 합금에 적용함으로써 압출재의 생산성을 향상시키려는 연구가 진행되고 있다.
그러나, 하기 표 1에 나타낸 바와 같이, 현재까지 개발된 상용 마그네슘 합금 압출재의 경우, 자동차 부품 분야와 같이 300 MPa 이상의 고강도가 요구되는 분야에 적용되기에는 강도가 충분하지 않거나, 강도가 충분한 경우에는 연신율이 낮아 다양한 형태로의 성형가공이 필요한 부품에 적용하기 어려운 점이 있다.
상용 마그네슘 합금 압출재의 인장특성 (F: 압출재, T5: 압출 후 시효처리)
합금 명칭 상태 인장 특성
항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
AZ31 F 200 260 15
F 250 340 7
AZ80
T5 275 380 7
본 발명은 상기 마그네슘 합금 압출재의 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로서, 석출강화가 가능한 Mg-Sn 합금계에 Zn과 선택적으로 Al 또는 Mn을 합금원소를 첨가하고 이 합금에 적합한 압출가공 및 열처리를 행하여 합금의 조직 미세화와 고용강화 효과를 극대화함으로써 고강도와 함께 높은 연신율을 구현할 수 있는 마그네슘 합금 압출재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, Sn: 6.5 ~ 9.5중량%, Zn: 0.1 ~ 2.5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재를 제공한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는, 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량%를 함유할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는, 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량% 및 Mn: 0.05 ~ 1.5중량%를 함유할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재에 있어서, 상기 결정립의 평균 입경이 2㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는, 항복강도가 220 MPa 이상이고 연신율이 15% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는, 인장강도가 290 MPa 이상이고 연신율이 15% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명은 상기 다른 목적을 달성하기 위해, (a) Sn: 6.5 ~ 9.5중량%, Zn: 0.1 ~ 2.5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계, (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750℃로 유지하고, 100 ~ 300℃로 유지되는 금속 몰드에 주입하여 빌렛을 제조하는 단계, (c) 제조된 빌렛을 480 ~ 520℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 균질화 열처리한 후 수냉하는 단계, (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 350℃에서 예열한 후 압출하는 단계를 통해 평균 결정립경 5㎛ 이하인 고강도 마그네슘 합금 압출재를 제조하는 방법을 제공한다.
또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법에 있어서, 상기 합금 용탕은 Al: 0.2 ~ 4중량%를 추가로 함유할 수 있다.
또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법에 있어서, 상기 합금 용탕은 Al: 0.2 ~ 4중량%, Mn: 0.05 ~ 1.5중량%를 추가로 함유할 수 있다.
또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법은, 상기 (d)단계 후에, 추가로 압출재에 대해 120 ~ 250℃에서 12 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법에 있어서, 상기 (a)단계의 Mn은 Sn-Mn합금의 첨가를 통해서 용탕에 보다 용이하게 첨가될 수 있으며 이때 모합금의 효율성의 측면에서 상기 Sn-Mn 모합금은 2.0 ~ 40.0중량%의 Mn을 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 주석으로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서 상기와 같이 합금 조성 및 관련 수치를 제한한 이유는 다음과 같다.
주석( Sn ): 6.5 ~ 9.5중량%
Sn은 Mg 기지(matrix) 내에서의 최대 고용한이 561℃에서 14.5중량%로서, 6.5중량% 이상 첨가시 열처리를 통하여 미세한 Mg2Sn 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타낸다. 6.5중량% 미만으로 첨가할 경우, 석출 강화 현상을 거의 기대할 수 없으며, 9.5중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 주조 시 형성된 조대한 Mg2Sn 상의 분율이 과도하여 이를 열처리를 통해 충분히 제거하기 어려우며 가공열처리 이후에도 이러한 조대한 입자가 상당량 조직 내부에 존재하여 기계적 성질, 특히 연신율의 저하를 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서의 Sn은 6.5 ~ 9.5중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
아연( Zn ) : 0.1 ~ 2.5중량%
Zn는 마그네슘-주석계 합금에 첨가될 때 Mg2Sn 상을 미세화하여 석출강화 효과를 증대시키고 또한 고용강화를 통해 합금의 강도 증가에 기여하는 것으로 알려져 있다. 0.1중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 2.5중량%를 초과하여 첨가하게 되면 합금의 고상선 온도가 480℃ 이하로 내려가기 때문에 480℃ 이상의 고온에서의 균질화 열처리가 불가능하며 이로 인해 조직 내 조대한 Mg2Sn 상의 분율이 증가하여 합금의 연신율이 취약하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Zn는 0.1 ~ 2.5중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄( Al ) : 0.2 ~ 4.0중량%
Al은 상기 Zn와 마찬가지로 마그네슘-주석계 합금에 첨가될 때 Mg2Sn 상에 의한 석출강화 효과를 증대시키고 고용강화를 통해 합금의 강도 증가에 기여하는 것으로 알려져 있다. 또한 Al은 추가로 첨가되는 Mn과 결합하여 다양한 종류의 분산입자를 형성함으로써 입자강화 및 결정립미세화에 의해 합금의 강도 증가에 기여한다. 0.2중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 4.0중량%를 초과하여 첨가하게 되면 합금의 고상선 온도가 480℃이하로 내려가기 때문에 480℃이상의 고온에서의 균질화 열처리가 불가능하며 이로 인한 조직 불균질성으로 인해 합금의 연신율이 취약하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Al은 0.2 ~ 4.0중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간( Mn ) : 0.05 ~ 1.5중량%
Mn은 고용강화 뿐 아니라 Al과 결합하여 다양한 분산입자를 형성하여 합금의 강도 증가에 기여하며 또한 합금의 내식성을 향상시키는 효과도 얻을 수 있다. 0.05중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 1.5중량%를 초과할 경우 750℃이하의 온도에서 용탕 내 조대한 Mn 입자가 형성되어 합금의 연신율 저하를 초래하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Mn은 0.05 ~ 1.5중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
기타 불가피한 불순물
본 발명에 따른 마그네슘 합금에는 합금의 원료 또는 제조과정에서 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함할 수 있으며, 본 발명에 따른 마그네슘 합금에 포함될 수 있는 불순물 중에서 특히 Fe, Cu 및 Ni은 마그네슘 합금의 내식성을 악화시키는 역할을 하는 성분이다. 따라서 Fe의 함량은 0.004 중량% 이하, Cu의 함량은 0.005 중량% 이하, Ni의 함량은 0.001 중량% 이하를 유지하도록 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재에 있어서, 상기 결정립의 평균 입경(d; d=1.74L, L=linear intercept size)은 5㎛ 이하인 것이 바람직한데, 결정립의 평균 입경이 5㎛를 초과하게 되면 재료의 강도가 저하되기 때문이며, 고강도 특성을 나타내기 위해서는 1㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 전술한 성분 설계와 조직 제어를 통해, 항복 강도 220 MPa 이상 및 연신율 15% 이상으로, 보다 우수하게는 인장강도 290 MPa 이상과 연신율 15% 이상의 종래의 마그네슘 합금 압출재로부터 얻을 수 없었던 우수한 항복강도-연성의 조합을 나타낼 수 있다.
또한, 상기 용탕의 온도는 650 ~ 750℃로 유지하는 것이 바람직한데, 이는 650℃ 미만에서는 용탕의 유동도가 낮아 빌렛 주조에 어려움이 있고, 750℃를 초과하는 경우에는 용탕 산화가 급격히 발생하여 위험성이 있고 또한 생성된 산화물이 주조 시 빌렛 내부에 혼입될 수 있기 때문이다.
또한, 금속 몰드의 온도는 100 ~ 300℃로 유지하는 것이 바람직한데, 이는 100℃ 미만에서는 몰드 내부의 습기를 효과적으로 제거하기 힘들고, 300℃를 초과하는 경우에는 예열 및 주조에 소요되는 시간이 길어 경제성 측면에서 바람직하지 않기 때문이다.
또한, 주조 시 발생한 합금원소의 편석으로 인한 불균질한 조직을 개선하고 합금의 압출 가공성 및 기계적 특성을 향상시키기 위해 균질화 열처리를 행할 수 있다. 이때, 상기와 같이 주조된 빌렛을 480 ~ 520℃에서 균질화 열처리하는 것이 바람직한데, 이는 480℃ 미만에서는 열처리 과정에서 기지에 용해되는 Sn의 함량이 낮아 압출 시 동적석출에 의한 합금의 강화효과가 크지 않고, 또한 편석부에 생성된 조대한 Mg2Sn 상이 열처리 과정에서 충분히 제거되지 않아 압출재의 연성을 취약하게 하는 원인이 되기 때문이며, 520℃를 초과하는 경우에는 합금의 고상선 온도에 비해 열처리 온도가 높아 빌렛의 국부 용해가 발생하고 이로 인한 용탕 발화의 위험이 커지기 때문이다.
또한, 합금의 주요 첨가 원소인 Sn의 확산도(diffusivity)와 주조조직의 수지상 크기를 고려하여, 상기한 480 ~ 520℃에서 0.5 ~ 24시간 동안 균질화 열처리를 하는 것이 바람직한데, 0.5시간 미만에서는 열처리 효과가 충분하지 않고, 24시간을 초과하는 경우에 있어서는 효과에 비해 경제적 측면에서 바람직하지 않기 때문이다.
또한, 균질화 열처리 후 빌렛을 수냉(water-cooling)하는 것이 바람직한데, 수냉을 하지 않고 공냉(air-cooling)을 할 경우 냉각 시간이 길고, 냉각 과정에서 조대한 Mg2Sn 상이 석출되어 압출과정에서의 동적석출에 의한 강화효과를 감소시키기 때문이다.
또한, 균질화 열처리가 완료된 빌렛을 압출하는 단계에서는 빌렛을 200 ~ 350℃에서 예열한 후 압출하는 것이 바람직한데, 이는 200℃ 미만에서는 과도한 압출력이 소요되어 압출 가공이 원활히 수행되기 어렵고, 350℃를 초과하는 경우에는 압출 온도가 높아 결정립경이 5㎛보다 커지게 되어 합금의 강도가 저하되기 때문이다. 동적석출의 효과를 높이기 위해서는 빌렛의 예열온도를 200 ~ 300℃로 최대한 저온으로 유지하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 압출재에 대해 추가적으로 150 ~ 250℃에서 12 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 것이 바람직한데, 150℃ 미만의 온도에서는 최대강도에 도달하는데 많은 시간을 요구하여 공정상의 문제점을 유발하며, 250℃를 초과하는 온도에서는 최대강도에 도달하는 시간은 단축되나 합금의 강도가 낮아지기 때문이다. 시효 시간에 있어서 12시간 미만에서는 열처리 효과가 충분하지 않고, 360시간을 초과하는 경우에 있어서는 효과에 비추어 경제성 측면에서 바람직하지 않기 때문이다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 압출재의 제조방법에 있어서, 마그네슘 용탕에 Mn을 첨가하는데 있어서, Sn-Mn 모합금을 첨가하는 방법이 바람직한데, 이는 Mg에순 Mn을 직접 첨가하는 방법, 또는 Mg-Mn 모합금을 제조하여 용탕에 첨가하는 방법에 비해 효과적이기 때문이다. Mg에 순 Mn 을 첨가하는 것은 두 금속간의 녹는점의 차이가 크기 때문에 합금화가 용이하지 않으며, Mg-Mn 모합금의 경우 2.3중량%의 Mn이 첨가되면 모합금의 녹는점이 700℃에 도달하기 때문에 고농도의 모합금을 제조하는 것이 현실적으로 어렵다. 이에 비해 Sn-Mn 모합금은 Sn-20중량% Mn 모합금의 녹는점이 약 700℃이기 때문에 Mg-Mn 모합금에 비해 효과적으로 Mn을 첨가할 수 있다. 상기 Sn-Mn 모합금은 2.0 ~ 40.0중량%의 Mn을 포함하는 것이 바람직한데, 2.0 중량% 미만에서는 Mn 첨가 효과가 효율적이지 않고, 40.0 중량%를 초과하면 모합금의 녹는점이 850℃ 이상이 되어 마그네슘 용탕 내에서 모합금을 용해하는 것이 어렵기 때문이다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법에 의하면 종래에 비해 고강도 및 고연성의 마그네슘-주석계 합금 압출재를 얻을 수 있다.
본 발명에 의하면, 석출강화가 가능한 마그네슘-주석계 합금을 기반으로 고강도화를 위한 합금설계와 합금의 특성에 최적화된 압출가공 및 열처리를 통해, 결정립 및 석출상을 미세하게 제어함으로써, 종래의 상용 마그네슘 합금 압출재에 비해 강도가 향상되어 자동차 및 전자산업 등에 실제적 적용이 가능한 고강도 및 고연성 마그네슘 합금 압출재를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 Sn-18.0중량%Mn 모합금의 광학현미경 사진이다.
도 2a는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 빌렛의 주조 조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 2b는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 빌렛의 균질화 열처리 후 광학현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 압출재의 광학현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 압출재의 시효 처리 전 저배율 투과전자현미경 사진이다.
도 5a는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 압출재의 시효 처리 전 고배율 투과전자현미경 사진이다.
도 5b는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 압출재의 시효 처리 후 고배율 투과전자현미경 사진이다.
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.
Sn - Mn 모합금의 제조
마그네슘 합금의 제조에 앞서 Mn이 첨가된 합금 제조에 필요한 Sn-Mn 모합금을 제조하였다. 순 Sn (99.9%)과 순 Mn (99.9%)을 사용하여, Sn-18.0중량%Mn의 조성을 갖는 합금을 고주파 유도 용해로를 이용하여 흑연 도가니(graphite)내에서 용해하였다. 이때 용탕의 산화를 방지하기 위해 Ar 가스를 용탕 상부에 도포하여 대기와의 접촉을 차단하였다. 용해 후 용탕을 800℃에서 10분간 유지한 후 200℃로 예열된 스틸 몰드를 이용해 주조하였으며 주조 후 상온에서 공냉하였다.
마그네슘 합금의 제조
순 Mg(99.9%)과, 순 Sn (99.9%), Sn-18.0중량%Mn 모합금, 순 Zn(99.995%), 순 Al(99.9%)를 사용하여, 하기 표 2에 나타난 바와 같은 Mg 합금을 고주파 유도 용해로를 이용하여 흑연 도가니(graphite)내에서 용해하였다.
이때 용탕의 산화를 방지하기 위해 SF6와 CO2 혼합가스를 용탕 상부에 도포하여 대기와의 접촉을 차단하였다. 용해 후 용탕을 700℃에서 10분간 유지한 후 200℃로 예열된 스틸 몰드를 이용해 직경 80 mm, 길이 200 mm의 빌렛을 제조하였다. 제조된 빌렛에 대해 500℃에서 3시간 동안 균질화 열처리를 실시하였으며, 빌렛의 산화를 억제하기 위해 열처리로 내에 SF6와 CO2 혼합가스를 주입하였다. 빌렛의 냉각 과정에서 조대한 석출상의 생성을 억제하기 위해 균질화 열처리 직후 빌렛을 상온의 물로 수냉하였다.
본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금의 조성
성분 비고
합금명 Sn Zn Al Mn Mg
TZ80 8 0.5 - - Bal. 실시예
TZ81 8 1 - - Bal. 실시예
TZ82 8 1.5 - - Bal. 실시예
TZA811 8 1 1 - Bal. 실시예
TZA833 8 3 3 - Bal. 실시예
TZAM8111 8 1 1 1 Bal. 실시예
마그네슘 합금의 압출
압출 실험은 최대 압출력 500 tonf인 간접 압출기를 이용하여 수행되었다. 압출조건은, 초기 빌렛온도 250℃, 압출비 25 ~ 50, 램속도 0.65 ~ 1.3 mm/s 이었으며 지름 16 mm인 봉상으로 압출되었다.
시효처리(T5)에 의한 압출재의 강도 증가를 확인하기 위해 TZA811 합금 압출재에 대해 200℃에서 144시간 동안 시효처리를 실시하였다.
본 발명의 실시예에서는 간접압출법(indirect extrusion process)을 사용하였으나, 예를 들어 직접압출법(direct extrusion process), 정수압압출법(hydrostatic extrusion process), 충격압출법(impact extrusion process) 등 타 압출공정에 의해 제조될 수 있으며, 반드시 어떠한 특정한 압출방식에 한정되지는 않는다.
또한, 본 발명의 실시예에서는 봉상(rod) 형태의 압출재를 제조하였으나, 예를 들어 파이프(pipe), 각재, 판재, 이형류 등 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 반드시 어떠한 특정한 압출재 형태에 한정되지는 않는다.
또한, 본 발명의 실시예에서는 25 ~ 50의 압출비와 0.65 ~ 1.3 mm/s의 램속도를 적용하였으나, 반드시 어떠한 특정한 압출비나 램속도에 한정되지는 않는다.
미세조직 분석
이상과 같이 제조된 합금의 미세조직을 광학현미경, 주사전자현미경, 투과전자현미경을 통해 각각 분석하였다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 Sn-18.0중량%Mn 모합금의 미세조직을 나타내는 광학현미경 사진이다.
모합금은 전형적인 응고조직인 수지상 조직을 보여주고 있다. 미세조직은 도 1 내부에 A로 표시된 Sn-rich 상과 B로 표시된 Mn-rich 상으로 구성되어 있으며, 순 Mn은 발견되지 않았다. 주사전자현미경의 성분분석기를 통해 각 상의 성분을 분석한 결과 A와 B 부분의 Sn/Mn 원자비가 각각 5.5과 0.8로 나타났다.
도 2a와 도 2b는 본 발명의 실시예에 따라 제조된 TZA811 합금 빌렛의 주조 상태와 균질화 열처리 후의 미세조직을 각각 보여주는 광학현미경 사진이다. 주조 상태에서는 약 20 ~ 30㎛의 결정립 크기를 나타내고 있으며, 주로 결정립계를 따라 다량의 Mg2Sn 상이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다. 균질화 열처리 후 결정립은 약 300㎛의 크기로 증가되었으며, 주조 상태에서 결정립계에 존재하는 Mg2Sn 상의 대부분이 마그네슘 기지 내로 용해되었음을 확인할 수 있다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따라 압출비 50에서 제조된 TZA811 합금 압출재의 미세조직을 나타내는 광학현미경 사진이다. 미세조직은 매우 균일하며, 결정립 크기는 압출 이전의 100㎛에서 압출 후 1.5㎛로 크게 감소하였으며, 이는 압출과정에서 발생하는 동적재결정(dynamic recrystallization)에 기인한다. 표 3에 나타낸 바와 같이, 실시예에 따라 제조된 압출재는 모두 5㎛ 이하의 결정립 크기를 나타내고 있다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따라 압출비 50에서 제조된 TZA811 합금 압출재의 미세조직을 나타내는 저배율 투과전자현미경 사진이다. 상기 광학현미경 사진과 유사하게 2㎛ 이하의 매우 미세한 결정립을 보여주고 있으며, 또한 100nm 크기의 미세한 상이 결정립계 및 결정립 내부에 분산되어 있는 것을 확인할 수 있다. 이러한 미세한 상은 압출가공 이전의 빌렛 상태에는 존재하지 않으며, 이는 압출과정에서 동적석출에 의해 미세한 Mg2Sn 상이 기지 내부에 생성됨을 의미한다. 이러한 미세 Mg2Sn 상은 동적재결정에 의해 생성된 미세 결정립계에 위치하여 압출 과정에서 발생할 수 있는 결정립의 성장을 억제하여 압출재의 결정립 미세화에 기여한다.
도 5a와 도 5b는 본 발명의 실시예에 따라 압출비 50에서 제조된 TZA811 합금 압출재의 압출 후 및 T5 열처리 후 미세조직을 각각 보여주는 고배율 투과전자현미경 사진이다. 압출 후에는 TZA811 합금의 결정립 내부에 다소 둥근 형태의 Mg2Sn 상이 형성되어 있다. 그러나 T5 열처리 후에는 상기한 둥근 형태의 상 이외에 침상의 Mg2Sn 상이 추가로 형성되어 있음을 알 수 있다. 이러한 열처리에 의한 미세 Mg2Sn 상의 증가는 입자간 거리를 감소시켜 합금의 강화에 기여한다. 회절도형 분석 결과 T5 열처리 과정에서 생성된 침상입자는 압출 후 형성된 둥근 형태의 입자와는 달리 마그네슘 기지와 특정한 방위관계를 형성하는 것으로 나타났다.
인장 특성 시험
이상과 같이 제조된 마그네슘 합금 압출재의 인장 특성을 평가하기 위하여, 게이지 길이 25 mm, 게이지 직경 6 mm인 봉상 인장 시편을 제작하여, 1 × 10-3 s-1의 변형률 속도로 인장 시험을 실시하였다.
먼저, 상기 표 2의 합금으로 제조한 압출재의 인장특성을 평가한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
압출재의 인장특성 및 압출재의 결정립 크기 (F: 압출재, T5: 압출 후 시효처리)
합금명 조건 압출비 램속도 (mm/s) 인장 특성 미세조직
항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 결정립경
(㎛)
TZ80 F 25 1.3 239 290 20.4 5.0
TZ81 F 25 1.3 241 294 18.1 4.7
TZ82 F 25 1.3 238 302 15.7 4.5
TZA811 F 25 1.3 245 310 18.5 3.8
F 50 0.65 280 334 22.5 1.5
T5 50 0.65 310 355 22.0 1.6
TZA813 F 25 1.3 221 323 16.1 3.5
TZAM8111 F 25 1.3 264 320 15.7 3.4
상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 마그네슘 합금 압출재는 종래의 상용 마그네슘 합금 압출재와 대비할 때 우수한 강도와 연신율 특성을 보여주고 있으며, 220 MPa 이상의 항복강도, 290 MPa 이상의 인장강도, 15% 이상의 연신율을 나타낸다. 또한, TZA811합금에 나타난 바와 같이 압출 조건의 변화에 의해 결정립 크기는 2㎛ 이하로 감소될 수 있으며, 이러한 결정립 크기 감소 및 시효 열처리에 의해 압출재의 인장특성이 더욱 향상될 수 있음을 알 수 있다. T5 열처리를 거친 TZA811 합금은 항복강도 310 MPa, 인장강도 355 MPa, 연신율 22%의 우수한 인장 특성을 나타내며, 이는 현재까지 개발된 마그네슘 합금 중 가장 우수한 강도 및 연성 특성을 나타낸다고 할 수 있다.

Claims (13)

  1. Sn: 6.5 ~ 9.5중량%, Zn: 0.1 ~ 2.5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 결정립의 평균 입경이 2㎛ 이하이고, 기지 내에 평균크기가 200nm 이하인 Mg2Sn상이 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  2. 제 1 항에 있어서, 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  3. 제 1 항에 있어서, 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량%와 Mn: 0.05 ~ 1.5중량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  4. 삭제
  5. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 항복강도가 220 MPa 이상이고 연신율이 15% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  6. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 인장강도가 290 MPa 이상이고 연신율이 15% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  7. (a) Sn: 6.5 ~ 9.5중량%, Zn: 0.1 ~ 2.5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계;
    (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750 ℃로 유지하고, 100 ~ 300℃로 유지되는 금속 몰드에 주입하여 빌렛을 제조하는 단계;
    (c) 제조된 빌렛을 480 ~ 520℃에서 0.5 ~ 24 시간 동안 균질화 열처리한 후 수냉하는 단계;
    (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 350℃에서 예열한 후 압출하는 단계;를 통해, 평균 결정립경 5㎛ 이하인 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재를 제조하는 방법.
  8. 제 7 항에 있어서, 상기 합금의 용탕은 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 방법.
  9. 제 7 항에 있어서, 상기 합금의 용탕은 추가로 Al: 0.2 ~ 4중량%와, Mn: 0.05 ~ 1.5중량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 방법.
  10. 제 9 항에 있어서, 상기 (a)단계의 Mn은 Sn-Mn 모합금의 첨가를 통해서 용탕에 첨가되는 것을 특징으로 하는 방법.
  11. 제 10 항에 있어서, 상기 Sn-Mn 모합금은 2.0 ~ 40.0중량%의 Mn을 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 주석으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 방법.
  12. 제 7 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 (d) 단계에서 제조된 압출재에 대해 150 ~ 250℃에서 12 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 단계;를 추가로 포함하는 방법.
  13. 제 7 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 (d) 단계의 압출은 200 ~ 300℃에서 예열한 후 수행하는 것을 특징으로 하는 방법.
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