KR101191105B1

KR101191105B1 - 고온 크리프 특성, 연성 및 부식 성능의 우수한 조합을갖는 주조 부품을 생성하는 주조 공정 및 합금 조성의 조합

Info

Publication number: KR101191105B1
Application number: KR1020087011832A
Authority: KR
Inventors: 퍼 바크; 웨스텐겐 하콘
Original assignee: 마곤텍 게엠베하
Priority date: 2005-11-10
Filing date: 2006-09-19
Publication date: 2012-10-16
Also published as: RS52267B; CA2627491C; CN101528390A; EA013656B1; US20090133849A1; CN101528390B; KR20080066805A; EA200801268A1; EP1957221B1; AU2006312743B2; ES2379806T3; AU2006312743A1; JP5290764B2; WO2007054152A1; EP1957221A1; CA2627491A1; ATE538887T1; BRPI0618517A2; PL1957221T3; HRP20120244T1

Abstract

2.0-6.00 중량%의 알루미늄, 3.00~8.00 중량%의 희토류 금속(RE금속)(중량%로 표시된 알루미늄의 양에 대한 RE금속 양의 비율이 0.8보다 크고, RE금속의 40 중량% 이상이 세륨임), 0.5 중량% 미만의 망간, 1.00 중량% 미만의 아연, 0.01 중량% 미만의 칼슘, 0.01 중량% 미만의 스트론튬 및 잔부로서 마그네슘 및 불가피적 불순물(총 불순물 수준은 0.1 중량% 미만임)로 이루어진 마그네슘 합금의 주조 공정으로서, 상기 합금이 180-340℃로 조절된 다이 온도에서 주조되고, 다이는 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 5 내지 500의 수를 곱한 결과와 같은 1,000분의 1초 단위로 표현되는 시간 동안 충전되며, 정적 금속압이 주조하는 동안 20-70MPa로 유지되고 이후 180MPa까지 강화되는, 마그네슘 합금 주조 공정.

Description

고온 크리프 특성, 연성 및 부식 성능의 우수한 조합을 갖는 주조 부품을 생성하는 주조 공정 및 합금 조성의 조합{A COMBINATION OF CASTING PROCESS AND ALLOY COMPOSITIONS RESULTING IN CAST PARTS WITH SUPERIOR COMBINATION OF ELEVATED TEMPERATURE CREEP PROPERTIES, DUCTILITY AND CORROSION PERFORMANCE}

본 발명은 2.0~6.00 중량%의 알루미늄, 3.00~8.00 중량%의 희토류 금속(RE금속)(중량%로 표시된 알루미늄의 양에 대한 RE-금속 양의 비율이 0.8보다 크고, RE금속의 40 중량% 이상이 세륨임), 0.5 중량% 미만의 망간, 1.00 중량% 미만의 아연, 0.01 중량% 미만의 칼슘, 0.01 중량% 미만의 스트론튬 및 잔부인 마그네슘 및 불가피적 불순물(총 불순물 수준은 0.1 중량% 미만임)로 이루어진 마그네슘 합금의 주조 공정에 관한 것이다.

마그네슘계 합금은 항공기 및 차량 산업에서 주조 부품으로서 널리 사용되고 있다. 마그네슘계 합금 주조 부품은 다이 주조(die casting), 사형 주조(sand casting), 영구 및 반영구 주형 주조(mold casting), 석고-주형 주조(plaster-mold casting) 및 정밀 주조(investment casting)를 비롯한 종래의 주조 방법에 의하여 생산될 수 있다.

Mg계 합금은 차량 산업에서 마그네슘계 합금 주조 부품에 대한 증가된 요구 를 촉구했던 다수의 특별히 유리한 특성을 나타낸다. 이러한 특성은 낮은 밀도, 높은 강도 대 중량 비율, 양호한 주조성, 용이한 가공성 및 양호한 감쇠 특성을 포함한다.

가장 일반적인 마그네슘 다이 주조 합금, 예컨대, Mg-Al 합금 또는 Mg-Al-Zn 합금은 120℃를 초과하는 온도에서 크리프 내성을 상실하는 것으로 알려져 있다. Mg-Al-Si 합금은 고온용으로 개발되었으며, 크리프 내성을 제한적으로 향상시킬 뿐이다. Mg-Al-Ca 및 Mg-Al-Sr 시스템의 합금은 크리프 내성을 보다 향상시키지만, 이들 합금의 큰 단점은 주조성의 문제이다. 이는 특히 직접적으로 다이 표면에 충돌하는 높은 금속 속도, 소위 물망치 효과(water hammer effect)와 관련된 문제이다.

AE48 합금(4% AP, 2~3% RE)이 고온 특성 및 부식에서 유의적인 향상을 제공한다고 알려져 있다.

Sr 및 Ca와 같은 원소를 포함하는 Mg-Al 합금은 크리프 특성을 보다 향상시키지만, 주조성의 감소를 댓가로 한다. Mg-Al-Ca 및 Mg-Al-Sr 시스템의 합금은 크리프 내성을 보다 향상시키지만, 이들 합금의 큰 단점은 주조성의 문제이다. 이는 특히 직접적으로 다이 표면에 충돌하는 높은 금속 속도, 소위 물망치 효과(water hammer effect)와 관련된 문제이다.

첨부의 도 1A 및 1B에는 저온 챔버 및 고온 챔버 다이 주조 기계가 각각 도식적으로 도시되어 있는데, 각 기계는 각각 유압 감쇠 시스템(11, 21)이 구비된 다이(10, 20)를 갖는다. 용융된 금속은 피스톤(13, 23)이 각각 구비된 쇼트 실린더(12, 22)에 의하여 다이에 도입된다. 저온 챔버 시스템에서는, 수평 쇼트 실린더까지 금속의 계량을 위한 보조 시스템이 요구된다. 고온 챔버 기계(도 1B)는 용융된 합금에서 직접 수직 피스톤 시스템(23)을 사용한다.

Mg-Al-Re 합금의 우수한 성능을 얻기 위하여, 합금이 극히 빠른 냉각 조건하에서 주조되는 것이 필수적이다. 이는 고압 다이 주조 공정을 위한 경우이다. 강철 다이(10, 20)에 다이 온도를 200-300℃로 조절하는 오일(또는 물) 냉각 시스템이 구비된다. 양호한 품질의 전제 조건은 충전하는 동안 금속의 고체화를 방지하는 짧은 다이 충전 시간이다. 10^-3초 x 평균 부품 두께(mm) 차수의 다이 충전 시간이 바람직하다. 이는 통상적으로 30-300 m/s의 고속으로 게이트를 통하여 합금을 밀어넣음으로써 달성된다. 충분히 큰 직경을 갖는 10 m/s까지의 플런져 속도가 필요한 짧은 충전 시간 동안 쇼트 실린더에서 원하는 체적 유속을 얻기 위하여 사용되고 있다. 정적 금속압 20-70 MPa 및 150 MPa까지의 이후 압력 강화를 사용하는 것이 일반적이다. 이러한 주조 방법으로 수득되는 구성 요소의 냉각 속도는 주조되는 구성 요소의 두께에 따라서 일반적으로 10-1000℃/s 범위 내이다. 부품의 일반적으로 높은 냉각 속도, 및 특히 표면층의 극히 높은 냉각 속도 모두 때문에, AE 합금에서 이것은 특성을 결정하는 중요한 인자이다. 첨부된 도 2에는 고체화 온도 범위 및 미세구조의 관계가 도시되어 있다. 수평축에 ℃/s로 표시된 고체화 속도가, 좌측 수직 스케일에 μm로 표시된 2차 수지상 아암 간격(secondary dendrite arm spacings)이, 그리고 우측 수직 스케일에 μm로 표시된 그레인의 직경이 도시되어 있다. 선 30은 얻어진 그레인 크기를 가리키며, 선 31은 2차 수지상 아암 간격에서 얻어진 수치이다. 다이 주조로 냉각 속도에 의하여 입도 정련을 달성한다. 상기한 바와 같이, 10-1000 ℃/s 범위의 냉각속도가 대체로 달성된다. 이는 5-100μm 범위의 그레인 크기를 생성한다.

미세한 그레인 크기가 합금의 연성에 유익하다는 것이 잘 알려져 있다. 이러한 관계는 그레인 크기와 상대 신장도와의 관계가 나타나 있는 첨부된 도 3에 도시되어 있다. 수평 축에 μm 로 표시된 배열된 그레인 크기가 제시되어 있고, 수직 축에 %로 표시된 상대 신장도가 나타나 있다. 두 개의 상이한 조성, 첫번째 순수한 Mg(선 35)와 AZ91로 표시된 Mg 합금(선 36)이 그래프에 나타나 있다.

미세한 그레인 크기가 합금의 인장 항복 강도에 유익하다는 것이 잘 알려져 있다. 이러한 관계(Hall-Petch)가 첨부된 도 4에 도시되어 있다. 수평 축에 ㎛로 표시되어 있는 d^-0.5로 나타낸 그레인 직경이 제시되어 있고, 수직 축에 MPa로 나타낸 인장 항복 강도가 도시되어 있다.

따라서, 다이 주조 공정에 의하여 촉진되는 극히 높은 냉각 속도에 의하여 제공된 미세한 그레인 크기가 인장 강도 및 연성을 얻는데 필수적인 것임이 분명하다.

주조성이라는 용어는 요구되는 기능성 및 특성을 갖는 최종 제품으로 주조될 수 있는 합금의 능력을 나타낸다. 이는 일반적으로 3개의 카테고리를 포함한다: (1) 원하는 기하학적 구조 특성 및 치수를 모두 갖는 부품을 형성하는 능력, (2) 원하는 특성을 갖는 조밀한 부품을 생산하는 능력, 및 (3) 다이 주조 세공, 주물 장비 및 다이 주조 공정 효율에 미치는 영향.

독일 특허출원 제2122148호는 Mg-Al-RE 유형의 합금, 보다 높은 RE 함량을 갖는 합금 또한 논의되었으나, 주로 RE 함량이 3 중량% 미만인 Mg-Al-RE 합금을 기재한다. 합금 AE42(4% Al, 2-3% RE)가 고온 특성 및 부식 특성을 유의적으로 향상시킨다는 것이 알려져 있다. Mg-Al 합금에 소량의 RE를 첨가하면 부식 특성을 유의적으로 향상시키지만, 다이 점착의 문제와 같은 주조성 악화가 보다 빈번히 일어난다는 것이 경험으로 알려져 있다. 첨부된 도 5에 Mg-Al-Re 시스템에서 우수, 불량 및 매우 불량한 주조성을 갖는 영역이 도시되어 있다. 수평 축에, 중량%로 나타낸 Al의 양이, 수직 축에 중량%로 나타낸 RE금속의 양이 도시되어 있다. 선 40은 680℃에서 RE금속의 용해도를 나타내는 선이고, 선 41은 640℃에서 RE금속의 용해도를 나타내는 선이다. 영역 42(진한 색)는 매우 불량한 주조성을 갖는 조성을 나타낸다. 영역 43(중간 색)은 불량한 주조성을 갖는 조성을 나타내고, 영역 44(밝은 색)는 우수한 주조성을 갖는 조성을 나타낸다. 도 5에 도시한 바와 같이, 합금의 RE금속 함량이 증가할수록 주조성은 나빠진다. 그러나, 도 5에 나타낸 바와 같이, 3.5 중량%를 초과하는 RE금속(RE금속의 용해도에 의하여 제한된 상한값), 2.5% 내지 5.0% 범위의 Al 및 나아가 0.8보다 큰 RE%/Al% 비율을 갖는 영역에서는 고압 다이 주조성이 우수하다.

따라서, 본 발명의 목적은 향상된 고온 성능 및 향상된 주조성을 갖는 비교적 저렴한 마그네슘계 합금을 제공하는 것이다.

Al_xRE_y 분산질 상(dispersoid phase)의 형성으로 인하여, 본 발명의 조성은 취약한 Mg₁₇Al₁₂상의 체적 분획을 최소화한다.(분산질 상에서 RE/Al 비율은 합금에서 RE%/Al% 함량이 증가함에 따라서 증가한다.) 공융 Mg₁₇Al₁₂상이 약 420℃에서 용융한다는 사실로 인하여, AM50, AM60 및 AZ91과 같은 종래의 Mg-Al 합금은 첨부된 도 6에 나타난 바와 같이 거의 200℃의 고체화 온도를 가질 것이다. 도 6은 다수의 합금에 대하여 수평 축에 고체 분획량(중량%)을, 수직 축에 온도(℃)를 나타낸다. 본 발명에서 특정되는 RE%/Al% 비율을 갖는 Mg-Al-RE 합금은 약 570℃에서 완전히 고체화할 것이고, 따라서 고체 온도 범위는 단지 대략 50℃이다.

일반적으로, Mg-Al 다이 주조 합금에서 알루미늄 함량을 증가시키면 다이 주조성이 향상된다. 그 이유는 Mg-Al 합금이 넓은 고체화 온도 범위를 갖는다는 사실 때문인데, 이는 고체화가 끝날 때 공융물이 충분히 다량 존재하지 않으면 본래부터 합금이 주조되기 어렵게 한다. 이것은 도 6에 도시된 냉각 곡선과 일치되는 AZ91D의 양호한 주조성을 설명할 수 있다. AM60, AM50 및 AM20에서 각각 Al 함량이 6, 5, 2%까지 감소됨에 따라서, 남은 공융물도 고체화의 최종 단계 동안 공급이 어렵게 되는 수준까지 감소되는데, 이는 두꺼운 벽이 있는 부품에서 미세공극 및 심지어 보다 큰 공극이 존재할 수 있다는 것을 의미한다. 얇은 벽이 있는 부품에서, 체적 수축이 다이 벽으로부터의 수축으로 인한 두께 감소에 의하여 부분적으로 처리되기 때문에 (합금 유동성이 유의적인 인자가 되는 동안) 최종 단계 동안의 공급 능력은 덜 중요하다. AE44 및 AE35 합금은 Mg-Al 합금과는 매우 상이한 냉각 특성을 나타낸다. 고체화 간격이 훨씬 더 작아서, 밀집된 수축 공극이 고체화 동안 감소될 수 있다는 것을 나타낸다. 이들 합금은 주형을 충전하는 동안 양호한 유동성을 갖고, 따라서, 주조 결함이 보다 적은 최종 제품으로 용이하게 주조될 수 있다. AE44 및 AE35의 주조성은 AZ91D와 비교적 동등하다.

좁은 고체화 간격과 관련된 또 다른 논점은 AM 합금 뿐만 아니라 AZ91D에서도 일어나는 일반적으로 관찰되는 역 편석이 일어나지 않을 것이라는 사실이다. 이는 높은 RE금속 함량을 갖는 AE 합금이 Mg-Al 공융상의 편석 없이 반짝이는 표면을 갖는다는 사실에 의하여 설명된다. 표면층은 다이 충전 동안 그리고 그 직후 고체화되고, 온도는 고체화 온도 미만으로 급격히 낮아짐으로써 수축이 시작될 때 용융된 금속이 다이 표면을 향하여 밀리는 것을 방지할 것이다. 이러한 점은 다이 점착을 일으킬 수 있는 다이 벽과 용융된 금속 사이의 반응을 방지하는데 유익할 것이다.

AE44에서 상이한 미세구조를 갖는 3층을 보여 주는 약 3mm 벽 두께의 예가 첨부된 도 7에 나타나 있다. 약 50μm의 두께를 갖는 표면층은 약 10μm의 크기를 갖는 등축 그레인으로 이루어져 있다. 이는 상당히 작은 그레인 크기로서, 다이 벽에서의 급속 냉각 조건에 의하여 설명될 수 있다. 중간층은 약 100μm의 두께이고 극히 미세한 그레인이다. 형태는 전자와 상이하고 DAS가 2-4μm 범위로 관찰된다. 압력으로 인한 평형 용융점의 변화는 이러한 관찰을 설명할 수 있다. 금속이 가압되게 될 때, 평형 용융점은 증가, 즉 금속이 갑자기 과냉각된다. 이론적으로, 이는 모든 Mg 합금에 대하여 동일하지만, 합금 간의 고체화 특성에서 유의적인 차 이가 있다. 코어는 20μm 이하의 등축 그레인으로 이루어진다. 코어의 고체화는 코어 밖에서 다이로의 열 흐름에 의하여 제한된다. 이미 고체화된 층을 통한 열 전달 및 주조물/다이 계면에 걸친 열 전달 모두가 표면보다 더 느린 냉각 속도를 부여할 것이고, 따라서 더욱 거친 미세구조가 형성된다.

AE42 또는 AE63에서처럼 RE금속 함량이 낮거나 RE%/Al% 비율이 낮을 때, 표면으로의 편석을 일으켜서 점착을 일으킬 수 있는 공융 Mg-Al이 존재할 가능성이 있을 것이다. 이 점은 AE42에서 불량한 주조성이 나타나는 이유를 설명할 수 있다.

도 8에, 도면의 박스 다이 (상부) 부분이 도시되어 있다. (게이트에 근접한) 노드 3으로부터의 합금 AM60, AM40, AE63, AE44 및 AE35의 예들의 현미경 사진은 하부에 도시된 바와 같다. 고온 크랙이 AM40 및 AE63에서 관찰된다.

도 8은 AE44 및 AE35가 AM 합금보다 고온 균열(hot tearing)에 덜 민감하다는 것을 보여주었다. 이는 상기한 바와 같은 비교적 미세한 그레인 구조를 야기하는 표면층의 상당히 급속한 고체화로부터 설명된다.

부분적으로는 미세 그레인 구조로 인하여, 그리고 부분적으로는 취약한 Mg₁₇Al₁₂상의 부재로 인하여, 이러한 층은 매우 연성이 높아지고, 따라서 고체화 동안 열 변형(thermal strains)이 발전되고 있을 때, 변형될 수 있다. 더 큰 고체화 간격을 갖는 합금에서 일반적으로 나타나는 것과 같은, 거친 그레인을 갖는 표면층, 및/또는 Mg₁₇Al₁₂가 풍부한 층은 훨씬 낮은 연성을 가질 것이고, 변형되기보다는 크랙킹되고 열 균열을 형성하는 경향이 있을 것이다.

크고(~1.5m) 얇은 벽을 갖는 부품(~3mm 두께)의 시험은 AE44 및 AE35의 다이 충전 특성이 우수하고, 상기한 바와 같이 얇은 벽을 갖는 부품에 대해서는 긴 범위의 공급이 필수적이지 않기 때문에, 이러한 합금은 다이 충전이 가장 중요한 경우, 이들 유형의 구성 요소의 실용적인 대체물로 기대된다는 것을 보여주었다.

RE금속이 그레인 둘레 영역에서 분산질 상을 형성하는 Al과 결합하면서, Al단독이 고체 용액을 강화한다는 관찰로부터 다양한 AE 합금의 특성이 설명된다. AE44 및 AE35 합금에서, 분산질상(주로 Al₂RE)은 연속 3D 네트워크를 구성하여, 열적 활성화 및 그레인 둘레 미끄럼(grain boundary sliding)으로부터 일어나는 크리프를 효율적으로 방지한다. 이 점은 (좌측에서 우측으로) AE44, AE35 및 AE63의 다이 주조 미세구조를 보여주는 SEM-BEC(후방산란 전자 조성, Backscatter Electronic Composition) 이미지인 도 9에 도시되어 있다. Al 단독이 고체 용액을 강화하면서, RE금속은 그레인 둘레 영역에서 분산질 상을 형성하는 Al과 결합한다.

AE44의 SEM-BEC 이미지의 추가적 확대도가 도 10에 도시되어 있는데, 이는 AE44에서 Al_xREy 상의 라멜라 구조를 또한 보여준다. 도 10에 도시된 바와 같이, AE 합금에서 분산질 AlxREy상은 극도로 미세한 라멜라 구조로 이루어진다. 미크론 이하의 라멜라인 이러한 구조는 그레인 둘레를 강화시킴으로써 크리프를 방지한다. 한편, 다이 주조 AE44 합금이 AE42와 유사한 연성을 나타내므로 이러한 라멜라는 취약하지 않다. (또는 공융 Mg-Al만큼 취약하지 않다.) AE63에서, 네트워크(주로 Al₁₁RE₃)가 단편화되고 그레인 둘레 영역은 공융 Mg-Al의 상당량에 의한 영향을 받 을 수 있어서 연성 및 크리프 특성이 감소될 것이다. AE42에서, 또한 크리프 특성을 제한하는 유의적인 양의 공융 Mg-Al이 있을 수 있다. 합금 AE35는 AE44보다 약간 낮고, AE63보다 훨씬 높은 연성을 갖는다.

AE 합금의 연성, 인장 강도, 크리프 내성 및 부식 특성을 비롯한 기계적 특성의 다수 예를 이후에 나타낸다. 기존의 합금과 비교하여 크리프 내성 및 연성의 독특한 조합을 도 11에 도시한다. 도 11에, 다수의 공지된 Mg-합금에서 연성(수평 축) 대 크리프 내성이 도시되어 있다. 구역 50은 AM 합금을 포함하고, 구역 51은 AE 합금, 구역 52는 AZ91 합금, 구역 53은 다른 고온 합금을 포함한다. 본 발명의 AE 합금은 이러한 방식으로 연성 및 고온 특성을 조합하여, 특히 차량 산업에서 제조자 및 고안자를 위하여 다수의 새롭고 발견되지 않은 기회를 제공하는 유일한 다이 주조 합금이다.

보다 구체적인 목적은 특히 150℃ 이상의 고온에서 우수한 주조성, 양호한 크리프 내성 및 인장 항복 강도 및 볼트 하중 유지(bolt-load retention)를 갖는 비교적 저렴한 다이 주조 마그네슘-알루미늄-희토류 합금을 제공하는 것이다.

발명의 요약

따라서, 본 발명에서,

■ 합금은 다이 온도가 170-390℃로 조절된 다이에서 주조되고,

■ 다이는 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 5 내지 500의 수를 곱한 결과와 같은 1,000분의 1초 단위로 표현되는 시간 동안 충전되며,

■ 정적 금속압이 주조하는 동안 20-70MPa로 유지되고 이후 180MPa까지 강화된다.

상기 다이 온도는 180-340℃로 조절되는 것이 보다 바람직하다.
특정 Mg-Al-RE 합금과 특정 주조 공정의 조합을 사용함으로써, 생성물은 고온에서의 우수한 크리프 내성, 높은 연성 및 대체로 양호한 부식 특성뿐만 아니라 대체로 양호한 기계적 특성을 갖는 제품을 얻을 수 있다.

일반적으로, 다수의 RE금속, 예컨대, Ce, La, Nd 및/또는 Pr 및 이들의 혼합물이 합금 원소로서 사용될 수 있다. 그러나, 상당량의 세륨을 사용하는 것이 바람직한데, 이는 이러한 금속이 가장 우수한 기계적 특성을 부여하기 때문이다. Mn은 부식 내성을 향상시키기 위하여 첨가하지만, 이의 첨가는 한정된 용해도로 인하에 제한된다.

바람직하게는, 알루미늄 함량이 2.0 내지 6.00 중량%, 보다 바람직하게는 2.60 내지 4.50 중량%이다.

보다 많은 양의 알루미늄이 존재한다면, 크리프 특성에 해로운 Mg₁₇Al₁₂ 상의 형성이 쉽게 초래될 수 있다. 너무 적은 양의 Al은 주조성에 불리하다.

RE금속과 관련하여, RE금속 함량이 3.50 내지 7.00 중량%인 것이 바람직하며, 상한은 도 5에 나타낸 바와 같이 Mg-Al-RE 시스템에서 RE금속의 용해도에 의하여 제한된다.

3.50 중량%보다 많은 RE금속이 존재하면, 크리프 특성이 유의적으로 향상된다. 7.00 중량%보다 많으면 액상 마그네슘-알루미늄 합금에서 RE금속의 제한된 용해도 때문에 실용적이지 않다.

나아가, RE/Al 비율은 0.9보다 큰 것이 바람직하다.

특정 용도를 위하여, 알루미늄 함량이 3.6 내지 4.5 중량%이고, RE금속 함량이 3.6 내지 4.5 중량%이고, 추가적 제한으로서 RE/Al 비율이 0.9보다 크도록 합금 조성이 선택된다.

이러한 유형의 합금은 우수한 크리프 특성 및 인장 강도를 여전히 나타내면서 175℃까지의 용도에서 사용될 수 있다. 더욱이, 이러한 합금은 노화로 인한 특성의 하락을 나타내지 않고 양호한 주조성을 갖는다. 175℃를 초과하는 용도에서, 합금 조성은 알루미늄 함량이 2.6 내지 3.5 중량%이고 RE금속 함량이 4.6 중량%보다 크다.

우수한 크리프 특성 및 인장 강도와 별도로, 이러한 합금은 노화로 인한 특성의 하락을 나타내지 않는다.

바람직하게는, RE 금속은 세륨, 란탄, 네오디뮴 및 프라세오디뮴으로 이루어진 군으로부터 선택된다.

RE 금속은 합금 용이성에 공헌하지만 부식 내성 및 크리프 내성도 증가시키고 기계적 특성을 향상시킨다.

바람직하게는, 란탄의 양은 RE 금속의 총 함량의 15 중량% 이상, 보다 바람직하게는 20 중량% 이상이다. 바람직하게는, 란탄의 양은 RE 금속의 총 함량의 35 중량% 이하이다.

바람직하게는, 네오디뮴의 양은 RE 금속 총 함량의 7 중량% 이상, 보다 바람직하게는 10 중량% 이상이다. 바람직하게는, 네오디뮴의 양은 RE 금속 총 함량의 20 중량% 이하이다.

바람직하게는 프라세오디뮴의 양은 RE 금속 총 함량의 2 중량% 이상, 보다 바람직하게는 4 중량% 이상이다. 바람직하게는, 프라세오디뮴의 양이 RE 금속 총 함량의 10 중량% 이하이다.

바람직하게는, 세륨의 양은 RE 금속 총 함량의 50 중량% 보다 크고, 바람직하게는 50 내지 55 중량%이다.

칼슘 및 스트론튬이 크리프 내성을 증가시키고, 0.5 중량% 이상의 칼슘 첨가가 인장 강도를 향상시키는 것이 알려져 있다.

그러나, Ca 및 Sr은 심지어 매우 작은 농도에서도 상당한 점착 문제를 일으켜서 합금의 주조성에 영향을 미치기 때문에, 이들의 사용은 피해야 한다.

하기 실시예를 참조하여 본 발명을 보다 상세하게 기술하지만, 이는 예시 목적일 뿐 본원에 기재된 본 발명에 대한 임의의 한정을 기재하거나 암시하는 것으로 이해되는 것은 아니다.

도 1A 및 1B에는 저온 챔버 및 고온 챔버 다이 주조 기계가 각각 도식적으로 도시되어 있다.

도 2에는 고체화 온도 범위 및 미세구조의 관계가 도시되어 있다.

도 3에는 그레인 크기와 상대 신장도와의 관계가 나타나 있다.

도 4에는 수평 축에 μm로 표시되어 있는 d^-0,5로 나타낸 그레인 직경이 제시되어 있고, 수직 축에 MPa로 나타낸 인장 항복 강도가 도시되어 있다.

도 5에 Mg-Al-Re 시스템에서 우수, 불량 및 매우 불량한 주조성을 갖는 영역이 도시되어 있다.

도 6은 다수의 합금에 대하여 수평 축에 고체 분획량(중량%)을, 수직 축에 온도℃를 나타낸다.

도 7에 AE44에서 상이한 미세구조를 갖는 3층을 보여 주는 약 3mm 벽 두께의 예가 나타나 있다.

도 8은 AE44 및 AE35가 AM 합금보다 고온 균열(hot tearing)에 덜 민감하다는 것을 보여준다.

도 9는 AE44, AE35 및 AE63의 다이 주조 미세구조를 보여주는 SEM-BEC 이미지이다.

도 10은 AE44의 SEM-BEC 이미지의 추가적 확대도이다.

도 11에, 다수의 공지된 Mg-합금에서 연성(수평 축) 대 크리프 내성이 도시되어 있다.

도 12 내지 14는 다수의 조성에 대하여 온도의 함수로 측정된 강도를 나타낸다.

도 15 및 16은 다수의 조성에 대하여 시간의 함수로서 측정된 크리프 변형을 나타낸다.

도 17 내지 19는 표 1에 따른 다수의 조성에서 잔존 하중 대 시간으로 표현된 스트레스 완화 측정 결과이다.

도 20은 ASTM B117에 따라 측정된 부식 특성의 측정 결과이다.

실시예 1

합금 원소의 영향을 알아보기 위하여, 다수의 Mg 합금을 표 1에 기재한 조성에 따라서 제조하였다.

각 합금에 대하여, 다음의 실시예에 기재된 실험을 하기 위하여 다수의 테스트 바(test bars)가 제조되었다. 수행된 시험은 다음과 같다:

인장 강도 및 연성

ASTM에 따라서 6mm의 테스트 바가 제조되었고, 하기와 같은 시험 조건이 사용되었다:

?10kN 인스트론(Instron) 머신

?실온 내지 210℃

?각 온도에서 5 이상의 비교

?변형 속도(strain rate)

- 0.5% 변형까지 1.5 mm/분

- 0.5% 변형 초과시 10 mm/분

?ISO 6892에 따른 시험

인장 크리프 시험

이 실험을 위하여 하기 시험 물질이 사용된다:

?직경: 6mm

?표점 거리(gauge length): 32.8mm

?곡률 반경: 9mm

?그립 헤드 직경: 12mm

?총 길이: 125mm

시험은 ASTM E 139에 따라서 수행된다.

스트레스 완화 시험

?시험 물질

- 직경 12mm, 길이 6mm

- 크리프 바의 임의의 말단으로부터 절단

?ASTM E328-86에 따라서 시험

부식 특성

부식은 ASTM 117에 따라서 시험된다.

실시예 2

다수의 조성에 대하여 온도의 함수로 강도가 측정되었다.

결과를 도 12, 13 및 14에 나타낸다. 이들 도면에서, y축은 MPa로 표현되는 인장 강도를 나타내고, x축은 섭씨로 표현되는 온도를 나타낸다.

실시예 3

다수의 조성에 대하여, 크리프 변형이 시간의 함수로서 측정되었다.

결과를 도 15 및 16에 나타낸다. 도 15에서 40MPa의 힘으로 175℃에서 측정이 이루어지고, 도 16에서는 90MPa의 힘으로 150℃에서 측정이 이루어진다.

이들 도면에서, y축은 백분율로 표현되는 크리프 변형을 나타내고, x 축은 시(時)로 표현되는 시간을 나타낸다.

실시예 4

표 1에 따른 다수의 조성에서, 스트레스 완화가 잔존 하중 대 시간으로 표현되어 측정되었다. 결과는 도 17, 18 및 19에 나타낸다.

이들 도면에서, y축은 초기 하중에 대한 백분율로 표현되는 잔존 하중을 나타내고, x축은 시(時)로 표현되는 시간을 나타낸다.

실시예 5

다수의 조성에 대하여, 부식 특성을 ASTM B117에 따라서 측정하였다. 이 시험에서, Al 함량에 대한 RE 함량의 영향을 측정하기 위하여 다량의 데이터를 포함시켰다. 결과를 도 20에 나타낸다.

상기 도에서, y축은 중량%로 표현되는 RE 함량을 나타내고, x축은 중량%로 표현되는 Al 함량을 나타낸다.

상이한 음영을 갖는 영역 사이의 경계선은 동일한 부식 내성의 선들을 나타내고 있다.

상기 시험 결과로부터, 마그네슘 합금의 주조 공정이 제공됨으로써 고온 크리프 특성, 연성 및 부식 성능의 우수한 조합을 갖는 제품이 수득된다는 것이 명백하다.

Claims

2.0-6.00 중량%의 알루미늄,

3.00~8.00 중량%의 희토류 금속(RE금속),

0 중량% 초과이고 0.5 중량% 미만의 망간,

1.00 중량% 미만의 아연,

0.01 중량% 미만의 칼슘,

0.01 중량% 미만의 스트론튬, 및

잔부로서 마그네슘 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

중량%로 표시된 알루미늄의 양에 대한 RE금속 양의 비율(RE/Al)이 0.8보다 크고, 총 불순물 수준이 0중량% 이상이고 0.1 중량% 미만,

인 마그네슘 합금의 주조 공정으로서,

상기 합금이 다이 온도가 170-390℃로 조절된 다이에서 주조되고,

다이는 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 5 내지 500의 수를 곱한 결과와 같은 1,000분의 1초 단위로 표현되는 시간 동안 충전되며,

정적 금속압이 주조하는 동안 20-70MPa로 유지되고 이후 180MPa까지 강화되는, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항에 있어서,

상기 다이 온도가 180 내지 340℃의 온도로 조절되는, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

1,000분의 1초 단위로 표현되는 상기 다이 충전 시간이 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 8 내지 200의 수를 곱한 결과와 동일한 것인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1항 또는 제 2항에 있어서,

주조하는 동안 상기 정적 금속압이 30 - 70MPa로 유지되는, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1항 또는 제 2항에 있어서,

주조 후 냉각 속도가 10-1,000℃/s의 범위인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2항에 있어서,

상기 알루미늄 함량이 2.60 내지 4.50 중량%인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2항에 있어서,

상기 RE금속 함량이 3.50 내지 7.00 중량%인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2항에 있어서,

상기 알루미늄 함량이 3.6 내지 4.5 중량%이고, 상기 RE금속 함량이 3.6 내지 4.5 중량%이며, 중량%로 RE/Al 비율이 0.9보다 크고 1.25 미만인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2항에 있어서,

상기 알루미늄 함량이 2.6 내지 3.5 중량%이고, 상기 RE금속 함량이 4.6 중량% 내지 7.00중량% 인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

상기 RE금속이 세륨, 란탄, 네오디뮴 및 프라세오디뮴으로 이루어진 군으로부터 선택되는, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 10 항에 있어서, 상기 란탄의 양이 RE금속의 총 함량의 15 중량% 이상이고 35중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 11 항에 있어서, 상기 란탄의 양이 RE금속의 총 함량의 20 중량% 이상이고 35 중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 10 항에 있어서, 상기 네오디뮴의 양이 RE금속의 총 함량의 7 중량% 이상이고 20중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 13 항에 있어서, 상기 네오디뮴의 양이 RE금속의 총 함량의 10중량% 이상이고 20 중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 10 항에 있어서, 상기 프라세오디뮴의 양이 RE금속의 총 함량의 2 중량% 이상이고 10중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 15 항에 있어서, 상기 프라세오디뮴의 양이 RE금속의 총 함량의 4중량% 이상이고 10 중량% 이하인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 10 항에 있어서, 상기 세륨의 양이 RE금속의 총 함량의 50 중량% 내지 55 중량%인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 3 항에 있어서,

1,000분의 1초 단위로 표현되는 상기 다이 충전 시간이 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 5 내지 50의 수를 곱한 결과와 동일한 것인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 3 항에 있어서,

1,000분의 1초 단위로 표현되는 상기 다이 충전 시간이 mm로 표현되는 평균 부품 두께에 5 내지 20의 수를 곱한 결과와 동일한 것인, 마그네슘 합금 주조 공정.
제 1 항 또는 제 2항에 있어서,

상기 알루미늄 함량이 2.60 내지 5.50 중량%인, 마그네슘 합금 주조 공정.