KR101277297B1 - 이방성이 낮은 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 - Google Patents

이방성이 낮은 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 상기 마그네슘 합금 압출재의 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로서, 석출강화가 가능한 Mg-Sn 합금에 Zn와 선택적으로 Al, Mn 등의 합금원소를 첨가하고 이 합금의 기계적 특성을 제고할 수 있는 가공열처리 공정을 행하여 합금의 조직 미세화 및 입자 강화 효과를 극대화하고 집합조직을 제어함으로써 강도 및 연성이 우수하면서도 이방성이 낮은 마그네슘 합금 압출재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, (a) Sn: 3.5 ~ 6.5중량%, Zn: 0.05 ~ 6.0중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계, (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750℃로 유지하고, 주조 공정을 통해 빌렛을 제조하는 단계, (c) 제조된 빌렛을 360 ~ 480℃에서 0.5 ~ 96 시간 동안 균질화 열처리한 후 수랭하는 단계, 및 (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 450℃에서 예열한 후 압출하는 단계를 포함하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법을 제공한다.

Description

이방성이 낮은 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재 및 그 제조방법 {HIGH-STRENGTH HIGH-DUCTILITY MAGNESIUM ALLOY EXTRUSIONS WITH LOW ANISOTROPY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 마그네슘 합금 압출재에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 석출강화가 가능한 Mg-Sn 합금계에 Zn와 선택적으로 Al 또는 Mn 등의 합금원소를 첨가하고 이 합금에 적합한 압출가공 및 열처리를 행하여 합금의 조직 미세화 및 입자 강화 효과를 극대화하고 집합조직을 제어함으로써 기계적 특성이 우수하면서도 이방성을 낮춰 성형성이 개선된 마그네슘 합금 압출재에 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.
기존의 마그네슘 합금에 대한 연구는 마그네슘의 우수한 주조성을 바탕으로 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용하기 위한 주조용 마그네슘 합금에 치중되어 있었으나, 최근 들어 경량화가 요구되는 부분에 더욱 다양하게 적용될 수 있는 압출재 또는 판재 형태의 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구가 보다 활발히 진행되고 있다.
알루미늄 합금과 비교해 볼 때, 마그네슘 합금 가공재에 있어 가장 큰 문제점은 취약한 가공성이며, 이는 마그네슘의 육방정계 결정구조에 기인한다.
마그네슘 합금 판재의 경우, 최근 박판주조공정을 통해 용탕에서 박판을 직접 제조하여 후속 압연공정을 최소화함으로써 마그네슘의 취약한 가공성 문제를 극복하려는 연구가 활발하게 진행되고 있다.
또한, 마그네슘 합금 압출재의 경우, 최근 간접 압출 및 정수압 압출과 같이 고효율 압출공정을 마그네슘 합금에 적용함으로써 마그네슘의 취약한 가공성을 극복하여 압출재의 생산성을 향상시키려는 연구가 활발히 진행되고 있다.
마그네슘 합금 가공재에 있어 또 하나의 문제는 가공공정 후에 나타나는 취약한 성형성이며, 이는 마그네슘 가공재의 낮은 연신율과 가공공정에서 발달하는 집합조직에 기인한다. 일반적으로 마그네슘의 가공 집합조직은 저면 (0002)이 가공방향에 평행하게 배열하며, 이로 인해 가공재의 성형 한도가 제약을 받게 된다. 특히 집합조직이 발달한 마그네슘 합금 압출재의 경우, 인장변형에 비해 압축 변형 시 쌍정 형성이 매우 용이하기 때문에 굽힘 성형 등에서 심각한 압축-인장 변형 간 이방성이 발생하게 되고 결과적으로 매우 취약한 성형성을 나타내게 된다.
하기 표 1은 현재 상용되고 있는 마그네슘 합금 압출재의 기계적 특성을 나타낸 것이다.
상용 마그네슘 합금 압출재의 인장 및 압축 특성
합금 명칭 합금 조성(중량%) 인장 특성 항복강도비
Al Mn Zn Mg 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
AZ31-f 2.5~3.5 0.2~1.0 0.6~1.4 bal. 200 262 15 0.49
AZ80-T5 7.8~9.2 0.12~0.5 0.2~0.8 bal. 275 380 7 0.87
상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 현재 사용되고 있는 상용 마그네슘 합금 압출재의 경우, 성형공정을 수행하기에 충분한 압축-인장변형에서의 항복강도비 (압축항복강도/인장항복강도)를 얻을 수 없거나, 항복강도비가 충분히 큰 경우에는 연신율이 낮아 다양한 제품의 형태로 성형가공을 수행하기 어려운 문제점이 있다.
본 발명은 상기 마그네슘 합금 압출재의 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로서, 석출강화가 가능한 Mg-Sn 합금에 Zn와 선택적으로 Al, Mn 등의 합금원소를 첨가하고, 가공열처리 공정을 통해 합금 조직의 미세화 및 입자 강화 효과를 극대화하고 집합조직을 제어함으로써, 강도와 연성이 우수하면서도 이방성이 낮아 성형성을 높일 수 있는 마그네슘 합금 압출재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, Sn: 3.5 ~ 6.5중량% 미만, Zn: 0.05 ~ 6.0중량% 미만을 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 미세조직상 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하이고, 인장 강도가 270 MPa 이상이고 인장 연신율이 15% 이상이며, 항복강도비가 0.8 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재를 제공한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 추가로 Al: 0.05 ~ 6.0중량% 미만 또는 Mn: 0.05 ~ 1.5중량% 미만 중 1종 이상을 함유할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 석출상의 부피 분율이 0.2 ~ 10%인 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 보다 바람직한 예에 의하면, 미세조직상 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하이고, 인장강도가 300 MPa 이상이며, 항복강도비가 0.9 이상이다.
또한, 상기 목적을 달성하기 위한 다른 측면으로 본 발명은, (a) Sn: 3.5 ~ 6.5중량% 미만, Zn: 0.05 ~ 6.0중량% 미만을 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계, (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750℃로 유지하고, 주조 공정을 통해 빌렛을 제조하는 단계, (c) 제조된 빌렛을 360 ~ 480℃에서 0.5 ~ 96 시간 동안 균질화 열처리한 후 수랭하는 단계, 및 (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 450℃에서 예열한 후 압출하는 단계를 포함하여 제조되고, 제조된 압출재의 미세조직상 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하이고, 인장 강도가 270 MPa 이상이고 인장 연신율이 15% 이상이며, 항복강도비가 0.8 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법을 제공한다.
또한, 본 발명에 따른 방법에 있어서, 상기 합금의 용탕은 Al: 0.05 ~ 6.0중량% 미만 또는 Mn: 0.05 ~ 1.5중량% 미만 중 1종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 방법에 있어서, 상기 마그네슘 합금 압출재의 석출상의 부피 분율이 0.2 ~ 10%인 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 방법에 있어서, 상기 (c) 단계 전에 추가로, 250 ~ 350℃에서 예열하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 방법에 있어서, 상기 (d) 단계에서 제조된 압출재에 대해 150 ~ 250℃에서 1 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명에 있어서 상기와 같이 합금 조성 및 관련 수치를 제한한 이유는 다음과 같다.
주석( Sn ): 3.5 ~ 6.5중량% 미만
Sn은 Mg 기지(matrix) 내에서의 최대 고용한이 561℃에서 14.5중량%인데, 적절한 열처리를 행할 경우, Mg2Sn 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타내는 성분이다. 3.5중량% 미만으로 첨가할 경우, 석출 강화 현상을 거의 기대할 수 없으며, 6.5중량% 이상 첨가할 경우에는 주조 시 형성된 Mg2Sn 상의 크기가 크고 분율이 과도하여 열처리를 통해 이를 제거하기 위해서는 480℃ 이상의 고온열처리가 필요하나 이는 고온 산화가 쉽게 발생하는 마그네슘 합금의 특징을 고려할 때 단점으로 작용할 수 있다. 또한 열처리 과정을 거친 후에도 조대한 입자가 상당량 조직 내부에 존재하여 기계적 성질, 특히 연신율의 저하를 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서와 같이 성형성이 우수한 고연성 압출재를 제조하기 위해서는 Sn은 3.5 ~ 6.5중량% 미만의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
아연( Zn ) : 0.05 ~ 6.0중량% 미만
Zn은 마그네슘-주석계 합금에 첨가될 때 석출강화 효과를 증대시키고 또한 고용강화를 통해 합금의 강도 증가에 기여하는 성분이다. 0.05중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 6.0중량% 이상 첨가하게 되면 합금의 고상선 온도가 낮아 360℃ 이상의 온도에서의 균질화 열처리가 불가능하며 이로 인해 조직 내 조대한 Mg2Sn 상의 분율이 증가하여 합금의 연신율이 취약하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Zn는 0.05 ~ 6.0중량% 미만의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄( Al ) : 0.05 ~ 6.0중량% 미만
Al은 상기 아연과 마찬가지로 마그네슘-주석계 합금에 첨가될 때 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. 0.05중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 6.0중량% 이상 첨가하게 되면 합금의 고상선 온도가 낮아 380℃ 이상의 고온에서의 균질화 열처리가 불가능하며 이로 인해 야기되는 조직의 불균질성으로 인해 합금의 연신율이 취약하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Al은 0.05 ~ 6.0중량% 미만의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간( Mn ) : 0.05 ~ 1.5중량% 미만
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% 이상 첨가할 경우 750℃이하의 온도에서 용탕 내 조대한 Mn 입자가 형성되어 합금의 연신율 저하를 초래하게 된다. 따라서 본 발명에서의 Mn은 0.05 ~ 1.5중량% 미만의 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 20㎛ 이하인 것이 바람직한데, 결정립의 평균 입경이 20㎛를 초과하게 되면 압출재의 압축변형 시 쌍정 형성이 용이하고 이로 인해 이방성이 증가하게 되어 성형성이 저하되기 때문이며, 낮은 이방성을 나타내기 위해서는 결정립의 평균 입경이 최소 20㎛ 이하, 보다 바람직하게는 10㎛ 이하로 유지하며, 결정립의 평균 입경이 20㎛를 초과하는 것은 재료의 강도 측면에서 바람직하지 않다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 전술한 성분 설계와 조직 제어를 통해, 인장강도 270 MPa 이상, 연신율 15% 이상 및 항복강도비 0.8 이상으로, 나아가서는 인장강도 300 MPa 이상, 연신율 15% 이상 및 항복강도비 0.9 이상의 기계적 성질을 구현할 수 있어, 종래의 마그네슘 합금 압출재로부터 얻을 수 없었던 우수한 강도-연성-항복강도비의 조합을 나타낼 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 미세조직상 석출상의 부피 분율이 0.2 ~ 5.0%인 것이 바람직한데, 이는 석출상의 분율이 0.2% 미만일 경우 석출상에 의한 쌍정 형성 억제효과를 기대하기 힘들고, 10%를 초과할 경우 높은 강도로 인해 연신율이 현저하게 취약해지기 때문이다.
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, 빌렛 주조방식은 중력주조, 금형주조, 연속주조, 사형주조, 가압주조, 분무주조, 반응고주조, 정밀주조, 박판주조 등 다양한 주조 공정이 적용될 수 있으며, 반드시 어떠한 특정한 주조방식에 한정되는 것은 아니다.
또한, 주조 시 발생한 합금원소의 편석으로 인한 불균질한 조직을 개선하고 합금의 고온 가공성 및 기계적 특성을 향상시키기 위해 균질화 열처리를 행할 수 있다. 이때, 상기와 같이 주조된 빌렛을 360 ~ 480℃에서 균질화 열처리하는 것이 바람직한데, 이는 360℃ 미만에서는 열처리 과정에서 기지에 용해되는 Sn의 함량이 낮아 고온 소성가공공정 시 동적 석출에 의한 합금의 강화효과가 크지 않고, 또한 주조 편석부에 생성된 조대한 Mg2Sn 상이 열처리 과정에서 충분히 제거되지 않아 압출재의 연성을 취약하게 하는 원인이 되기 때문이며, 480℃를 초과하는 경우에는 합금의 고상선 온도에 비해 열처리 온도가 높아 빌렛의 국부 용해가 발생하고 이로 인해 가공재의 조직 불균일성이 증가하고 용탕 발화의 위험이 커지기 때문이다.
또한, 합금의 주요 첨가 원소인 Sn의 확산도(diffusivity)와 주조조직의 수지상 크기를 고려하여, 상기한 360 ~ 480℃에서 0.5 ~ 96시간 동안 균질화 열처리를 하는 것이 바람직한데, 0.5시간 미만에서는 열처리 효과가 충분하지 않고, 96시간을 초과하는 경우에 있어서는 효과에 비해 경제적 측면에서 바람직하지 않기 때문이다.
또한, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법은, 선택적으로 상기 균질화 열처리 이전에 급격한 온도 상승으로 인한 2차상의 국부적 융해 현상을 억제하기 위해 균질화 열처리 온도보다 낮은 250 ~ 350℃에서 예열과정을 거친 후 균질화 열처리 온도로 승온하는 과정이 포함될 수 있다.
또한, 균질화 열처리가 완료된 빌렛을 압출하는 단계에서는 빌렛을 200 ~ 450℃에서 예열한 후 압출하는 것이 바람직한데, 이는 200℃ 미만에서는 과도한 압출력이 소요되어 압출공정이 원활히 수행되기 어렵고, 450℃를 초과하는 경우에는 높은 온도로 인해 압출과정에서 결정립경이 20㎛보다 커지게 되어 합금의 강도가 저하되기 때문이다.
또한, 압출은 직접압출, 간접압출, 정수압압출, 연속압출, 직간접겸용 압출, 충격압출, 측방압출 등 다양한 압출 공정에 의해 봉상, 판상, 튜브형 등 다양한 압출재 형태로 수행될 수 있으며, 반드시 어떠한 특정한 압출방식 또는 압출재 형태에 한정되는 것은 아니다.
또한, 압출재에 대해 추가적으로 120 ~ 250℃에서 1 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 것이 바람직한데, 120℃ 미만의 온도에서는 최대강도에 도달하는데 많은 시간을 요구하여 경제적 측면에서 바람직하지 않고, 250℃를 초과하는 온도에서는 최대강도에 도달하는 시간은 단축되나 석출상의 크기가 조대하고 합금의 강도가 낮아지기 때문이다. 시효 시간에 있어서 1시간 미만에서는 열처리 효과가 충분하지 않고, 360시간을 초과하는 경우에 있어서는 효과에 비추어 경제성 측면에서 바람직하지 않기 때문이다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재의 제조방법에 의하면 종래 마그네슘 압출재에 비해 강도 및 연성이 우수하면서도 이방성이 낮은 마그네슘 합금 압출재를 얻을 수 있다.
본 발명에 의하면, 석출강화가 가능한 마그네슘-주석계 합금을 기반으로 합금의 특성에 최적화된 고온 소성가공공정 및 열처리를 통해, 결정립,석출상, 집합조직을 제어함으로써, 종래의 상용 마그네슘 합금 압출재에 비해 강도-연성-이방성의 조합이 우수하여 자동차 및 전자산업 등에 실제적 적용이 가능한 마그네슘 합금 압출재를 제공할 수 있다.
도 1은 비교예인 TZ51 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ54 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZA515 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 4는 비교예인 TZ51 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 주사전자현미경 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ54 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 주사전자현미경 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ515 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 주사전자현미경 사진이다.
도 7은 비교예 및 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 (a) TZ51, (b) TZ54, (c) TZA515 합금 압출재의 집합조직을 보여주는 역극점도이다.
도 8은 비교예인 TZ51 합금 압출재의 3% 압축 변형 후 미세조직을 보여주는 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 오리엔테이션 맵(orientation map) 이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ54 합금 압출재의 3% 압축 변형 후 미세조직을 보여주는 EBSD 오리엔테이션 맵이다.
도 10은 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ54 합금 압출재의 3% 압축 변형 후 미세조직을 보여주는 투과전자현미경 사진이다.
도 11은 비교예 및 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54, TZA515 합금 압출재의 인장 항복강도, 압축 항복강도 및 항복강도비를 보여주는 그래프이다.
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 합금의 제조
순 Mg(99.9%)과, 순 Sn (99.9%), 순 Zn(99.995%), 순 Al(99.9%), Sn-18.0중량%Mn 모합금을 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 330℃에서 2시간 예열한 후 1℃/min의 속도로 승온하여 420℃~ 460℃에서 균질화 열처리를 하였으며, 420℃에서 열처리하는 경우에는 24시간, 460℃의 경우에는 10시간 동안 열처리를 하였다.
열처리 시 빌렛의 산화를 억제하기 위해 열처리로 내에 불활성 가스를 주입하였다. 빌렛의 냉각 과정에서 발생할 수 있는 조대한 석출상의 생성을 억제하기 위해 균질화 열처리 후 빌렛을 상온의 물로 수랭 처리하였다.
본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금의 조성
합금명 성분 비고
Sn Zn Al Mn Mg
TZ51 4.9 1.0 - - Bal. 비교예
TZ52 4.9 1.9 - - Bal. 실시예
TZ54 5.0 3.8 - - Bal. 실시예
TZM540 5.1 3.9 - 0.4 Bal. 실시예
TZA511 4.9 0.9 1.0 - Bal. 실시예
TZA513 4.9 0.9 2.8 - Bal. 실시예
TZA515 5.0 1.0 4.8 - Bal. 실시예
TZA521 5.0 1.9 0.9 - Bal. 실시예
TZA523 5.1 2.0 2.8 - Bal. 실시예
TZAM5230 5.0 1.9 2.9 0.5 Bal. 실시예
마그네슘 합금의 압출
압출은 최대 압출력 500 tonf인 간접 압출기를 이용하여 수행되었다. 압출조건은, 빌렛 및 다이온도 250℃, 압출비 25, 램속도 1.3 mm/s 이었으며 지름 16 mm인 봉상으로 압출되었다.
미세조직 분석
이상과 같이 제조된 합금의 미세조직을 광학현미경, 주사전자현미경, 투과전자현미경을 통해 각각 분석하였다.
도 1, 도 2, 도 3은 각각 비교예 및 본 발명의 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54, TZA515 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 광학현미경 사진이다. 압출 전 빌렛의 결정립 크기는 100㎛ 이상이었으나 압출과정에서의 동적 재결정에 의해 압출 후 결정립 크기가 10㎛ 이하로 감소되었다. 실시예에 따라 제조된 압출재의 결정립 크기는 하기 표 3에 나타내었다.
도 4, 도 5, 도 6은 각각 비교예 및 본 발명의 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54, TZA515 합금 압출재의 미세조직을 보여주는 주사전자현미경 사진이다. 압출재 내부에 1㎛ 이하 크기의 미세한 상이 분산되어 있는 것을 확인할 수 있으며, 이러한 미세한 상은 압출과정에서 동적 석출에 의해 형성된다. 이러한 미세 석출상은 고온 압출 과정에서 발생할 수 있는 결정립의 성장을 억제하여 압출재의 결정립 미세화에 기여할 수 있다. 합금원소의 영향을 살펴보면 TZ51 합금에 Zn를 첨가할 경우 (TZ54 합금) 미세 석출상의 분율이 증가하는 것을 확인할 수 있으며, Al을 첨가할 경우 (TZA515 합금) Zn의 경우와 달리 석출상 분율에 큰 변화가 없음을 확인할 수 있다.
도 7은 비교예 및 본 발명의 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54, TZA515 합금 압출재의 집합조직을 보여주는 역극점도이다. 세 합금 중에서 TZ51 합금이 가장 강한 집합조직 강도를 나타내었으며 TZA515 합금이 가장 낮은 집합조직 강도를 나타내었다. 즉, TZ51합금에 Zn를 첨가하는 것보다 Al을 첨가하는 것이 집합조직 강도를 약화시키는데 더욱 효과적이라는 것을 알 수 있다.
도 8과 도 9는 각각 비교예 및 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54 합금 압출재의 3% 압축 변형 후 미세조직을 보여주는 EBSD 오리엔테이션 맵이다. 두 합금 모두에서 압축변형 후 다수의 쌍정이 형성되었음을 확인할 수 있다. 그러나 TZ54 합금의 경우 TZ51 합금에 비해 쌍정의 분율이 매우 낮음을 알 수 있다. 이는 앞서 언급한 미세 석출물과 관련이 있으며, TZ51 합금에 비해 상대적으로 석출물 분율이 높은 TZ54 합금의 경우, 도 10에 보여지는 것과 같이 쌍정면의 이동이 보다 효과적으로 억제되어 쌍정의 분율이 감소된 것이라고 판단된다.
기계적 특성 평가
이상과 같이 제조된 마그네슘 합금 가공재의 인장 및 압축변형 시 특성을 평가하기 위하여, 게이지 길이 25 mm, 게이지 직경 6 mm인 봉상 인장시편 및 높이 12 mm, 직경 8 mm인 압축시편을 각각 제작하여, 1× 10-3 s-1의 변형률 속도에서 상온 인장 및 압축 시험을 각각 실시하였다.
도 11은 비교예 및 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 TZ51, TZ54, TZA515 합금 압출재의 인장 항복강도, 압축 항복강도 및 항복강도비를 보여주는 그래프이다. TZ51 합금과 비교해 TZ54 합금 및 TZA515 합금은 높은 항복강도비를 나타내고 있으며 이는 TZ51 합금에 Zn 또는 Al 첨가함으로써 압출재의 이방성이 효과적으로 감소될 수 있음을 보여준다.
상기 표 2의 합금으로 제조한 압출재의 인장 및 압축특성을 평가한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
압출재의 결정립경 및 상온 기계적 특성
합금명 균질화 온도
(℃)		 결정립경
(㎛)		 인장 특성 압축항복강도 (MPa) 항복강도비
항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
TZ51 460 8.8 188 262 18.4 133 0.71
TZ52 460 8.4 191 277 18.6 160 0.84
TZ54 420 6.3 173 287 24.8 149 0.84
TZM540 420 6.6 168 286 27.0 147 0.88
TZA511 460 4.5 190 277 19.0 174 0.92
TZA513 460 4.2 195 308 17.1 183 0.96
TZA515 460 4.0 198 332 18.5 197 0.99
TZA521 460 4.5 204 299 18.8 188 0.92
TZA523 460 4.3 225 331 20.0 211 0.94
TZAM5230 460 4.3 198 316 18.2 192 0.97
상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 의하면, Al 및 Zn의 첨가뿐 아니라 Mn 첨가에 의해서도 압출재의 항복강도비가 증가되는 것이 확인된다. 즉, 본 발명에 의하면, 제품에 요구되는 기계적 특성에 따라 Mg-Sn계 합금에 Zn, Al, Mn을 적절히 첨가함으로써 요구되는 기계적 특성은 물론 낮은 이방성으로 성형가공성이 확보되는 마그네슘 압출재를 제공할 수 있게 된다.

Claims (11)

  1. Sn: 3.5 ~ 6.5중량% 미만, Zn: 0.05 ~ 6.0중량% 미만을 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며,
    미세조직상 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하이고, 인장 강도가 270 MPa 이상이고 인장 연신율이 15% 이상이며, 항복강도비가 0.8 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Al: 0.05 ~ 6.0중량% 미만 또는 Mn: 0.05 ~ 1.5중량% 미만 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 압출재의 석출상의 부피 분율이 0.2 ~ 10%인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 미세조직상 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  5. 제 3 항에 있어서,
    인장강도가 300 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  6. 제 3 항에 있어서,
    항복강도비가 0.9 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재.
  7. (a) Sn: 3.5 ~ 6.5중량% 미만, Zn: 0.05 ~ 6.0중량% 미만을 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계,
    (b) 상기 마그네슘 용탕을 650 ~ 750℃로 유지하고, 주조 공정을 통해 빌렛을 제조하는 단계,
    (c) 제조된 빌렛을 360 ~ 480℃에서 0.5 ~ 96 시간 동안 균질화 열처리한 후 수랭하는 단계, 및
    (d) 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 450℃에서 예열한 후 압출하는 단계를 포함하여 제조되고,
    제조된 압출재의 미세조직상 결정립의 평균 입경이 20㎛ 이하이고, 인장 강도가 270 MPa 이상이고 인장 연신율이 15% 이상이며, 항복강도비가 0.8 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 합금의 용탕은 Al: 0.05 ~ 6.0중량% 미만 또는 Mn: 0.05 ~ 1.5중량% 미만 중 1종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
  9. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 압출재의 석출상의 부피 분율이 0.2 ~ 10%인 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
  10. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    상기 (c) 단계 전에 추가로, 250 ~ 350℃에서 예열하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
  11. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서 제조된 압출재에 대해 150 ~ 250℃에서 1 ~ 360 시간 동안 시효처리를 행하는 단계;를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연성 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
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