KR101636117B1 - 고강도 마그네슘 합금 선재 및 그 제조 방법, 고강도 마그네슘 합금 부품, 및 고강도 마그네슘 합금 스프링 - Google Patents

Abstract

연신율과 0.2% 내력을 모두 만족시킴으로써, 강도 및 가공성이 우수하고, 또한 표면 근방에서 더 높은 강도를 구비하며, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 제품에 이용하여 적절한 고강도 마그네슘 합금 선재를 제공한다. 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 부재에 사용되는 마그네슘 합금제의 선재로서, 선재는, 그 표층부가 최고 경도로 170HV 이상인 부분을 가짐과 함께, 내부가 550MPa 이상의 0.2% 내력 또한 5% 이상의 연신율을 가진다.

Description

고강도 마그네슘 합금 선재 및 그 제조 방법, 고강도 마그네슘 합금 부품, 및 고강도 마그네슘 합금 스프링{HIGH-STRENGTH MAGNESIUM ALLOY WIRE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME, HIGH-STRENGTH MAGNESIUM ALLOY PRODUCT, AND HIGH-STRENGTH MAGNESIUM ALLOY SPRING}

본 발명은, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 제품에 이용하여 적절한 고강도 마그네슘 합금 선재 및 그 제조 방법, 고강도 마그네슘 합금 부품, 및 고강도 마그네슘 합금 스프링에 관한 것이다.

종래, 항공 우주, 차량(자동차, 오토바이, 철도 등), 의료 기기, 복지 기기, 로봇 등의 다양한 분야에 있어서, 기능 확충이나 성능 향상, 조작성 향상 등을 목적으로 부품의 경량화 요구는 강하다. 특히, 자동차를 비롯한 차량 분야에 있어서는, 최근, 환경 문제를 배경으로 한 이산화탄소 배출량의 저감, 즉, 연비 향상을 목적으로 한 이 경량화에 대한 요구는 해마다 엄격함을 더해가고 있다.

그리고, 차량 분야를 중심으로 부품의 경량화에 대한 연구는 활발하며, 지금까지는, 조성 개량이나 표면 개질, 또는 그들의 조합에 의한 강의 고강도화를 중심으로 연구가 진행되어 왔다. 예를 들어, 강도 부품의 대표인 스프링에 대해서는, 이미 고장력재가 주류로서 이용되고 있으며, 질화 처리나 쇼트 피닝 처리 등의 표면 개질 기술을 조합함으로써 피로 강도를 더 향상시켜, 그 결과, 스프링으로서의 경량화가 도모되고 있다. 그러나, 강에서는 종래의 조성 의존에 의한 고강도화가 한계에 가까워지고 있어, 향후 대폭적인 경량화를 기대할 수 없는 것이 실정이다.

그래서, 한층 더 경량화에 대해, 티탄 합금, 알루미늄 합금, 마그네슘 합금을 대표로 하는 비중이 작은 경합금에 대한 기대는 크다. 그 중에서도 실용 금속 중에서 가장 가벼운 마그네슘 합금의 비중은, 강의 약 1/4, 티탄 합금의 약 1/2.5, 알루미늄 합금의 약 1/1.5로 그 경량화 효과는 크며, 자원이 풍부하다는 것도 더해져, 시장에 대한 조기 보급이 요망되고 있다.

단, 종래의 일반적인 마그네슘 합금은, 제품 용도가 한정되어 있다. 이 최대의 원인은, 종래의 일반적인 마그네슘 합금의 강도가 낮은 것에 기인하여, 부품으로서의 강도를 확보하기 위해서는 지금까지의 강 부품보다 부품 사이즈를 대형화하는 것을 피할 수 없다. 즉, 종래의 마그네슘 합금은, 경량화와 컴팩트화의 양립이 곤란하기 때문에, 강도 부품으로서는 아직 시장에 받아들여지고 있지 않은 것이 실정이다.

이러한 상황을 배경으로, 마그네슘 합금의 강도 부품으로의 적용을 위한 고강도 마그네슘 합금의 연구가 활발히 행해지고 있다. 예를 들면, 특허 문헌 1에는, Mg-Al-Zn-Mn-Ca-RE(희토류 원소) 합금의 용탕으로부터 휠 캐스팅으로 고체 생성물을 제조하고, 그 고체 생성물을 인발 가공으로 압밀화함으로써, 0.2% 내력 565MPa의 마그네슘 합금 부재를 얻을 수 있는 기술이 개시되어 있다.

또, 특허 문헌 2에는, Mg-X-Ln(X는 Cu, Ni, Sn, Zn의 1종 또는 2종 이상, Ln은 Y, La, Ce, Nd, Sm의 1종 또는 2종 이상) 합금을 용탕으로부터 급냉 응고하여 비정질의 박대(箔帶)로 함으로써, 경도 200HV 이상의 마그네슘 합금 박대를 얻을 수 있는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 3에는, Mg-Al-Mn 합금의 주조재 또는 압출재를 인발 가공함으로써, 인장 강도 250MPa 이상 또한 연신율 6% 이상의 마그네슘 합금 와이어를 얻는 기술이 개시되어 있다.

일본국 특허공개 평3-90530호 공보 일본국 특허공개 평3-10041호 공보 일본국 특허공개 2003-293069호 공보

이들 특허 문헌에 나타나는 수단은, 마그네슘 합금의 고강도화에 대해 유효하다. 그러나, 특허 문헌 1에 개시된 마그네슘 합금은, 강도 부품으로서 시장의 요구를 만족시키기에는 그 기계적 성질이 충분하지 않다. 예를 들어, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 스프링으로의 적용을 상정한 경우, 현행의 강제 스프링과 동일한 사이즈를 유지한 후 경량화를 도모할 수 있는 마그네슘 합금제의 선재의 강도로서는, 본 발명자들의 시산(試算)에 의하면 선재 내부에서 550MPa 이상의 0.2% 내력을 가지며, 또한 선재 표면 근방에서 650MPa 이상의 0.2% 내력이 필요하다. 또, 코일 스프링 등으로 성형하기 위해서는, 선재 내부에서 적어도 5% 이상의 연신율이 아울러 필요하다. 그런데, 특허 문헌 1에 개시되어 있는 가장 강도가 높은 0.2% 내력 565MPa의 발명품은, 그 연성이 부족하여 1.6%의 연신율 밖에 가지고 있지 않다. 한편, 특허 문헌 1에 개시되어 있는 가장 연성이 우수한 발명품의 연신율은 4.7%로, 본 발명에 있어서 원하는 값에 가까운 연신율을 가지고 있지만, 그 강도는 0.2% 내력으로 535MPa로 부족하여, 요구를 만족시키고 있지 않다.

특허 문헌 2에 개시된 마그네슘 합금에서는, 170HV 이상의 경도가 얻어지고 있다. 이 경도는, 본 발명자들의 시산에 의하면, 상기한 선재 표면에서 650MPa 이상의 0.2% 내력에 상당하는 경도이다. 그러나, 특허 문헌 2에서는, 연성을 나타내는 특성에 대해서는 일절 개시되어 있지 않다. 특허 문헌 2에 개시된 마그네슘 합금은, 희토류 원소를 다량으로 포함함과 더불어 50% 이상의 비정질상으로 이루어지기 때문에 그 연성은 매우 부족하여, 본 발명에 있어서 원하는 정도의 연신율을 얻을 수 없는 것이 용이하게 상정된다. 또한, 비정질상은 열적으로 불안정하여, 환경 온도 등의 외인에 의해 용이하게 결정화된다는 결점이 있다. 비정질상과 결정상의 혼상 합금은 그 상의 비율에 따라 특성이 크게 다르기 때문에, 생산에 있어서 특성이 균질한 제품을 안정되게 생산하는 것에 어려움이 있음과 더불어, 시장에서의 품질 보증·안전 보장의 어려움으로부터도 공업제품으로의 적용은 부적당하다.

특허 문헌 3에 개시된 마그네슘 합금에서는, 연신율이 6% 이상으로 충분한 연성을 가지고 있다. 그러나, 인장 강도가 최대여도 479MPa로, 상기한 선재 내부에서 550MPa 이상의 0.2% 내력을 만족시킬 수 있는 것은 아니었다.

이와 같이, 종래의 마그네슘 합금은, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 강도 부품(예를 들면, 스프링)을 상정한 경우에 필요한 0.2% 내력과 연신율을 모두 만족시키는 것은 아니었다. 따라서, 본 발명은, 0.2% 내력과 연신율이라는 트레이드 오프의 관계에 있는 특성을 모두 만족시킴으로써, 강도 및 성형성(이하, 특별히 언급하지 않는 한 휨가공이나 코일링 가공 등에 필요한 연성을 의미한다)이 우수하고, 또한, 더 높은 표면 강도를 구비함으로써, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 제품에 이용하여 적절한 고강도 마그네슘 합금 선재 및 고강도 마그네슘 합금 부품 및 그러한 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.

본 발명은, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 부재에 사용되는 마그네슘 합금제의 선재로서, 상기 선재는, 그 표면 근방에 최고 경도로 170HV 이상인 부분을 가짐과 함께, 내부가 550MPa 이상의 0.2% 내력과 5% 이상의 연신율을 가지는 것을 특징으로 한다.

선재의 표면 근방이란, 선재의 최표면으로부터 약 d/10(d는 선재의 직경) 깊이까지의 범위를 나타내며, 그 표면 근방에 최고 경도로 170HV 이상인 부분을 가지기 때문에, 상술한 바와 같이 선재의 표면 근방에서는 650MPa 이상의 0.2% 내력을 만족시키고 있다. 본 발명에서는, 그 표면 근방으로부터 중앙부를 향함에 따라 강도(경도)는 완만하게 점차 감소하지만, 내부에서도 550MPa 이상의 0.2% 내력을 가지고 있으며, 또한 5% 이상의 연신율을 가지고 있다. 즉, 본 발명품은, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 제품에 이용하여 적절한 강도와 성형성을 가진 마그네슘 합금이다.

이와 같이, 본 발명에서는, 내부의 고강도 고연성역과 표면 근방의 한층 더 고강도역을 가지고 있기 때문에, 0.2% 내력과 연신율이라는 트레이드 오프의 관계에 있는 특성을, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 부품에 대해 적절한 기계적 성질의 분포를 갖게 함으로써 만족시킬 수 있다. 이 경우, 최표면부에 대해서는, 예를 들면 쇼트 피닝에 의해 압축 잔류 응력을 부여하는 등의 표면 개질이 가능하다. 그 결과, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 부품에 대해서는, 한층 더 내피로특성의 향상이 가능해진다.

다음에, 본 발명의 고강도 마그네슘 합금 선재의 제조 방법은, 급냉 응고법에 의해 마그네슘 합금으로 이루어지는 박대, 박편, 또는 세선 중 어느 하나의 형태를 이루는 출발 재료를 제작하는 공정과, 출발 재료를 소결에 의해 접합하여 빌릿을 성형하는 소결 공정과, 빌릿에 소성 가공을 실시하여 선재로 가공하는 소성 가공 공정에 의해 상기한 선재를 얻는 것을 특징으로 한다.

본 발명에서는, 급냉 응고법에 의해 마그네슘 합금으로 이루어지는 박대, 박편, 또는 세선 중 어느 하나의 형태를 이루는 후술하는 재료 조성의 출발 재료를 이용하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 특허 문헌 1에서의 한 수단으로서 기재되어 있는 비표면적이 큰 분말을 이용하는 경우나 보다 활성의 재료 조성으로 이루어지는 합금을 이용한 경우에 필요해지는, 출발 재료의 성형 후에서의 순시의 컨테이너 내로의 충전이나 캐닝과 같은 공정이 불필요하다.

또, 본 발명의 고강도 마그네슘 합금 선재를 제조하는 한 수단으로서는, 용탕 추출법에 의해 마그네슘 합금으로 이루어지는 세선을 제작하는 공정과, 세선을 소결에 의해 접합하여 빌릿을 성형하는 소결 공정과, 빌릿을 프레스의 컨테이너에 그대로 장입하고, 상기 빌릿에 압출 가공을 실시하는 압출 공정에 의해 상기 선재를 얻는 제조 방법을 채용할 수 있다.

본 발명에서는, 캐닝하고 있지 않는 빌릿을 직접 압출 가공함으로써, 내부의 고강도 고연성역을 얻음과 함께, 표면 근방에서는 한층 더 고강도역을 얻을 수 있다. 또, 내부의 고강도 고연성역과 표면 근방의 한층 더 고강도역은 점차적으로 연결되어 기계적 성질로서 명료한 경계를 가지고 있지 않으며, 이것은, 반복적인 응력을 받는 피로에 대해 특히 바람직하다. 양쪽 영역이 명료한 경계를 가지고 있었던 경우에는, 경도(혹은 탄성 변형) 차에 의해 그 계면이 파괴 기점이 될 가능성이 높아지지만, 양쪽 영역이 명료한 경계를 가지지 않고 점차적으로 연결됨으로써, 그 계면이 파괴 기점이 되는 위험성을 회피하는 것이 가능해진다. 그리고 본 발명에서는, 빌릿을 프레스의 컨테이너에 그대로 장입하기 때문에, 캐닝을 행하는 경우와 비교하여 공정이 단축되어, 염가로 제조하는 것도 가능하다.

본 발명의 고강도 마그네슘 합금 선재는, 높은 표면 강도와 성형성을 가진다. 따라서, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 성형 부품에 이용함으로써, 종래의 강제 부품과 비교한 경우, 부품 사이즈의 대형화가 요구되지 않아, 대폭적인 경량화가 가능하다. 구체적으로는, 예를 들면, 자동차 부품으로서는, 중량적으로 차지하는 비율이 큰 시트 프레임이나 고강도가 필요해지는 스프링(현가 스프링, 밸브 스프링, 클러치 토션 스프링, 토션 바, 스테빌라이져) 등에서 적용 가능한 강도와 성형성을 가지고 있다.

도 1은 실시 형태에서 사용하는 금속 세선 제조 장치를 나타내는 단면도이다.
도 2는 실시 형태에서 사용하는 압출 장치를 나타내는 측단면도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에서의 각 압출 온도에서 선재의 횡단면에서의 중심으로부터의 거리와 경도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 실시예에서의 각 재료 조성에서 선재의 횡단면에서의 중심으로부터의 거리와 경도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 본 발명의 실시예에서의 각 컨테이너 내경 및 압출비에서 선재의 횡단면에서의 중심으로부터의 거리와 경도의 관계를 나타내는 그래프이다.

1. 재료 조성

마그네슘 합금에서의 강도와 연성의 향상에 대해, 종래는 제1 첨가 원소로서 Zn이 주로 첨가되어 있었다. 그러나, Zn의 첨가에서는 본 발명에 있어서 원하는 고강도와 연성의 양립에는 불충분하다. 그래서, 제1 첨가 원소로서는, Ni를 첨가하는 것이 바람직하다. Ni는, Zn과 비교하여 고강도 또한 고연성에 대해 작용하는 효과가 크다.

그러나, 고강도 및 고연성에 크게 기여하는 Ni를 첨가해도 본 발명이 목표로 하는 고강도화를 달성하는 것은 용이하지 않다. 그래서, 제2 첨가 원소로서 Y를 첨가하는 것이 바람직하다. Y의 첨가에 의해 고강도의 Mg-Ni-Y계의 화합물상이 형성된다. 또, Y는 Mg에 대한 용해도가 높고, α-Mg상에서의 고용강화에도 유효하다. 또한, 출발 재료를 급냉 응고법으로 제조하는 것과 조합함으로써, 후술하는 바와 같이, 고강도화를 더 달성할 수 있다. 또한, 본 발명에서의 마그네슘 합금은, Mg, Ni, Y의 3원소로부터의 조성에 한정된 것은 아니다. Mg, Ni, Y를 주성분으로 하고, 결정립 미세화나 내식성 향상 등을 목적으로 제3 첨가 원소를 더 첨가해도 되고, 그 경우, 예를 들면, Zr이나 Al 등이 유효하다.

Mg를 주성분으로 하고 Ni와 Y를 함유하는 마그네슘 합금을 이용하는 경우에는, 원자%로, Ni：2~5%, Y：2~5%, 잔부：Mg 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성으로 하는 것이 바람직하다. Ni가 2원자% 미만이며 Y가 2원자% 미만인 경우에는, 표면 근방에서의 최고 경도가 원하는 경도에 이르지 않아, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 강도 부품에 대해서는 강도가 충분하지 않다. 한편, Ni가 5원자%를 초과하고, 또한, Y가 5원자%를 초과하는 경우에는, 가공성이 현저하게 나빠져 압출 가공 시에 파단된다. 이것은, Ni와 Y의 첨가에 의해 형성되는 고경도의 화합물상의 양이 많아짐과 함께 그 크기가 조대화되어, 그 결과, 변형 저항이 증대함과 함께 인성이 저하되어 파단에 이른다.

2. 출발 재료의 제작

상술한 조성으로 이루어지는 마그네슘 합금의 출발 재료를 제작한다. 그 방법으로서는, 단롤법, 용융 방사법, 용탕 추출법 등의 급냉 응고법을 이용하여, 박대, 박편, 또는 세선 중 어느 하나의 형태를 이루는 것을 제작한다. 응고 속도가 늦은 일반적인 주조법과 비교하여, 급냉 응고법으로 제작한 박대, 박편, 또는 세선에서의 각 첨가 원소의 α-Mg상으로의 고용량은 많다. 그 때문에, 각 원소의 첨가량이 동일해도, 고용강화에 의한 고강도화가 도모된다. 또, 급냉 응고법에서는 결정립이 미세해진다. 결정립의 미세화는, 강도 향상에 기여함과 더불어 연성도 향상시켜, 고용강화와 함께 기계적 성질 전반의 향상에 유효하다.

또한, 일반적으로 급냉 응고로 이루어지는 출발 재료로서 사용되는 애토마이즈법을 비롯한 급냉 응고 분말은, 본 발명에서의 출발 재료로서는 부적당하다. Mg는 활성이기 때문에, 대기에 노출되면 표면에 매우 얇지만 산화막이 용이하게 형성된다. 비표면적이 큰 분말에서는, 그 산화막의 총면적이 본 발명에서의 박대, 박편, 또는 세선과 비교하여 매우 크다. 여기서, 얻어진 분말을 한 번 대기에 폭로하고, 다음에 소결하는 공정을 생각한 경우, 표면에 형성된 산화층은, 분말들에 있어서의 접촉면에서의 접합을 저해한다. 또, 접합되었다고 해도, 산화물 또는 산화물이 분해한 산소가 다량으로 내부에 도입된다. 이와 같이, 비표면적이 큰 분말에서는, 접합 불량이나 산화물 또는 산소의 혼입에 의한 취화를 초래하기 쉬워, 박대, 박편, 또는 세선을 이용한 경우와 비교하여 특성이 저하된다. 그리고, 이 문제를 회피하기 위해서는, 분말 성형 후 순시의 캐닝 공정을 필요로 하며, 그 결과, 후술하는 바와 같이 소성 가공(예를 들면 압출 가공) 후의 선재에서 표면 근방의 고강도화를 도모하는 것은 곤란해진다.

또, 분말 상태에서는 분진 폭발의 위험을 수반하기 때문에, 실용상, 활성의 마그네슘 합금 분말을 대기 중에서는 취급할 수 없다. 즉, 분말을 이용할 때에는, 진공 또는 불활성 분위기에서 제작한 분말을 대기에 노출하지 않고, 연속된 일련의 진공 또는 불활성 분위기를 가지는 장치 내에서 구리제 등의 금속 외피에 충전하고, 불활성 분위기인 경우는 금속 외피 중을 더 탈가스하고, 그 후 봉지하는 것과 같은 연속된 진공 프로세스 또는 불활성 분위기 프로세스에서의 캐닝 공정이 필수가 된다. 진공 또는 불활성 분위기 하에 있어서 캐닝까지 행하는 설비에서는, 제작할 수 있는 제품 사이즈에 대한 제약이 크다. 결국은, 본 발명품이 적용되는 제품, 예를 들면, 자동차용 스프링(현가 스프링, 밸브 스프링, 클러치 토션 스프링, 토션 바, 스테빌라이져)이나 시트 프레임과 같은 크기의 부품에 대해서는, 분말을 이용한 진공 프로세스 또는 불활성 분위기 프로세스로 이루어지는 일련의 연속된 프로세스를 공업적인 양산 프로세스로서 성립시키는 것은 곤란하다고 할 수 있다.

도 1은, 출발 재료를 제작하기 위한 하나의 수단인 금속 세선 제조 장치(100)(이하, 「장치(100)」라고 약칭한다)의 개략 구성을 나타내며, (A)는 장치(100) 전체의 개략 구성의 측단면도, (B)는 장치(100)에서 이용하는 회전하는 원판(141)의 주변 가장자리(141a)의 단면도이다. 도 1(b)는, 도 1(a)의 종이면 수직 방향에서의 측단면도이다.

장치(100)는, 용탕 추출법을 이용한 금속 세선의 제조 장치이다. 용탕 추출법을 이용한 장치(100)에서는, 로드 형상의 원재료 M의 상단부를 용융하고, 그 용융 재료 Ma가 회전하는 원판(141)의 주변 가장자리(141a)와 접촉시킴으로써, 용탕 재료 Ma의 일부를 원판 원주의 대략 접선 방향으로 꺼냄과 함께 급냉함으로써 마그네슘 합금 세선 F를 형성한다. 여기서 원재료 M으로서는 Mg-Ni-Y계의 마그네슘 합금을 이용하여, 예를 들면 선직경이 200μm 이하인 마그네슘 합금 세선 F를 제조한다. 마그네슘 합금 세선 F의 선직경은 특별히 한정된 것이 아니며, 생산성이나 그 후의 공정에서의 취급성 등의 관점에서 적당히 선택하는 것이 가능하며, 원하는 각 첨가 원소의 α-Mg상으로의 고용량이나 조직 미세화에 대해, 선직경을 200μm 이하의 범위로 함으로써 충분한 효과를 얻을 수 있다.

장치(100)는, 도 1에 나타내는 바와 같이, 밀폐 가능한 챔버(101)를 구비하고, 챔버(101) 내에는, 원재료 공급부(110), 원재료 유지부(120), 가열부(130), 금속 세선 형성부(140), 온도 계측부(150), 고주파 발생부(160), 및, 금속 세선 회수부(170)가 설치되어 있다.

챔버(101) 내에는 분위기로서 산소나 질소 등이 용융 재료 Ma와 반응하는 것을 방지하기 위해, 분위기 가스로서, 예를 들어 아르곤 가스 등의 불활성 가스가 이용되어 있다. 원재료 공급부(110)는, 예를 들면, 챔버(101)의 저부에 설치되어, 원재료 M을 소정 속도로 화살표 B방향을 향해 이동시켜 원재료 유지부(120)로 공급한다. 원재료 유지부(120)는, 용융 재료 Ma의 직경 방향으로의 이동을 방지하는 기능 및 원재료 M을 세선 형성부(140)의 적정한 위치로 안내하는 가이드 기능을 가진다.

원재료 유지부(120)는 통형상 부재이며, 원재료 공급부(110)와 금속 세선 형성부(140) 사이에서의 원판(141)의 하측에 설치되어 있다. 가열부(130)는, 원재료 M의 상단부를 용융함으로써 용융 재료 Ma를 형성하기 위한 자속을 발생시키는 고주파 유도 코일이다. 원재료 유지부(120)의 재질로서는, 용융 재료 Ma와의 반응이 없는 재질이 바람직하다. 원재료 유지부(120)의 실용적인 재질로서는, 예를 들면 흑연이 적절하다.

세선 형성부(140)는, 회전축(142) 둘레로 회전하는 원판(141)을 이용하여 용융 재료 Ma로부터 마그네슘 합금 세선 F를 형성한다. 원판(141)은, 예를 들면 열전도율이 높은 구리 혹은 구리 합금으로 이루어진다. 원판(141)의 외주부에는, 도 1(b)에 나타내는 바와 같이, V자 형상을 이루는 주변 가장자리(141a)가 형성되어 있다.

온도 계측부(150)는, 용융 재료 Ma의 온도를 계측한다. 고주파 발생부(160)는, 가열부(130)에 고주파 전류를 공급한다. 고주파 발생부(160)의 출력은, 온도 계측부(150)로 계측된 용융 재료 Ma의 온도에 기초하여 조정되며, 용융 재료 Ma의 온도가 일정하게 유지된다. 금속 세선 회수부(170)는, 금속 세선 형성부(140)에 의해 형성된 금속 세선 F를 수용한다.

상기 구성의 장치에 있어서는, 우선, 원재료 공급부(110)는 원재료 M을 화살표 B방향으로 연속적으로 이동시켜 원재료 유지부(120)에 공급한다. 가열부(130)는, 원재료 M의 상단부를 유도 가열에 의해 용융하여 용융 재료 Ma를 형성한다. 그 다음에, 용융 재료 Ma는, 화살표 A방향으로 회전하고 있는 원판(141)의 주변 가장자리(141a)를 향해 연속적으로 송출되며, 용융 재료 Ma는 원판(141)의 주변 가장자리(141a)에 접촉하고, 일부가 원판(141)의 원주의 대략 접선 방향으로 꺼내짐과 함께 급냉되어 마그네슘 합금 세선 F를 형성한다. 이것에 의해 형성된 마그네슘 합금 세선 F는, 원판(141)의 원주의 대략 접선 방향으로 연신하여, 그 앞에 위치하는 금속 세선 회수부(170)에 의해 수용된다.

3. 소결

제작한 출발재는, 소결에 의해 소성 가공용의 빌릿으로 성형된다. 소결의 방법은, 분위기 소결, 진공 소결, 혹은 방전 플라즈마 소결 등을 이용하여, 무가압, 혹은 가압 소결로 제작할 수 있다. 또, 소결 후의 빌릿의 특성이나 품질은, 그 후, 소성 가공이 실시된 제품으로서의 특성이나 품질에 영향을 준다. 따라서, 보다 청정도가 높고, 조직이 균일하고 기공이 적은 치밀한 빌릿을 성형하기 위해서는, 가압 기구를 가지며 또한 진공 또는 불활성 가스 분위기에서 소결이 가능한 진공 핫 프레스(HP)에 의한 소결이 바람직하다. 진공 또는 불활성 가스 분위기에서 가열하면서 가압함으로써, 기공이 거의 존재하지 않는 빌릿을 얻을 수 있다.

소결은, 예를 들면 HP의 경우는, 진공 용기의 내부에 가열실을 배치하고, 가열실의 내부에 몰드를 배치한 것으로, 진공 용기의 상측에 설치한 실린더로부터 돌출된 프레스 램이 가열실 내에서 상하 방향으로 이동 가능하게 되어, 프레스 램에 설치한 상측 펀치가 몰드에 삽입되게 되어 있다. 이와 같이 구성된 HP의 몰드에, 출발재인 마그네슘 합금 세선 F를 충전하여, 진공 용기 내를 진공 또는 불활성 가스 분위기로 하여 소정의 소결 온도까지 승온시킨다. 그리고, 몰드에 삽입된 상측 펀치에 의해 마그네슘 합금 세선 F를 가압하여 소결한다.

이 소결 공정에 있어서는, 가열 온도：250~500℃, 가열 시간：10분 이상, 가압력：25MPa 이상으로 행하는 것이 바람직하고, 이러한 조건에 의해 마그네슘 합금 세선들의 접점에서의 소결이 충분히 진행된 빌릿을 얻을 수 있다. 또한, 가열 온도：350~500℃, 가열 시간 30분 이상, 가압력 40MPa 이상으로 행하는 것이 보다 바람직하고, 이러한 조건에 의해 마그네슘 합금 세선들의 접점에서의 소결이 충분히 진행됨과 함께 기공율이 10% 미만인 치밀한 빌릿을 얻을 수 있다. 또한, 가열 온도가 250℃ 미만인 경우는, 세선들의 접점에서의 소결이 충분히 진행되지 않고, 또, 많은 기공이 존재한다. 그 후의 소성 가공 공정을 거친 제품에 이르러도, 그 소결이 불충분한 세선들의 접점 및 세선들의 미소결 계면이 잔존하여, 그 결과, 강도의 저하를 초래하기 때문에, 가열 온도는 250℃ 이상이 바람직하다. 또, 가열 온도가 500℃를 넘은 경우는, 세선들의 접점에서의 소결은 충분히 진행되며, 기공도 거의 존재하지 않는다. 그러나, 500℃를 넘은 가열 온도에서는 조직이 조대화되어, 그 후의 소성 가공 공정을 거친 제품에 이르러도 원하는 미세 조직을 얻을 수 없다. 그 결과, 본 발명에 있어서 원하는 강도의 마그네슘 합금 선재를 얻는 것은 곤란해지기 때문에, 가열 온도는 500℃ 이하가 바람직하다.

여기서, 출발 재료가 분말인 경우에는, 캐닝 공정에서의 봉지 전에 소결하는 것이 필요하다. 그러나, 진공 또는 불활성 분위기를 설치하는 일련의 장치가 대규모가 됨과 함께, 폐쇄된 장치 중에서 몰드 혹은 금속 외피로의 분말의 균일한 충전은 용이하지 않아, 그 결과, 치밀한 소결물체의 제작은 곤란해진다. 즉, 분말을 이용한 경우는, 대기 폭로 전에 캐닝이 필요함과 함께, 그 급속 외피 내의 소결물체는 분말들의 소결이 불충분하고, 또, 기공이 많이 존재함과 함께 밀도가 불균일한 소결물체가 된다. 또한, 금속 외피를 제거한 경우에는, 표면과 연통한 기공이 내부까지 많이 존재하기 때문에 내부까지 대기에 노출되는 것을 피할 수 없다. 따라서, 빌릿 상태로 해도 금속 외피를 제거하지 못하여, 다음의 소성 가공 공정에 있어서는, 어쩔 수 없이 캐닝한 채로 가공해야 한다.

4. 소성 가공

빌릿으로부터 선재로의 가공은, 온간 가공으로서 인발 가공, 압연 가공, 압출 가공, 단조를 비롯한 소성 가공에 의해 행한다. 적절한 온도와 가공도(단면 감소율)에서의 소성 가공은, 동적 재결정에 의한 조직 미세화나 가공 경화가 생겨, 마그네슘 합금의 고강도화에 유효하다. 그 중에서도, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 선재에 대해서는, 인발 가공 또는 압출 가공이 보다 바람직하다. 이들 소성 가공 방법에 의하면, 선재로서 필요 불가결한 균일한 단면 형상을 얻을 수 있음과 더불어, 선재 표면에 내부와 비교하여 보다 큰 변형을 도입할 수 있다. 그 결과, 선재 표면 근방의 조직이 보다 미세화되어, 선재 내부의 특성과는 별도로 표면에서의 한층 더 고강도화가 도모된다.

본래, 강도와 연신율은 트레이드 오프의 관계에 있다. 지금까지 분말을 이용하는 수단 등에 의해 조직의 미세화를 도모하고, 고강도화를 달성한 마그네슘 합금은 다양하게 연구되고 있지만, 모두 고강도의 조직을 가지고 있는 한편 연성에 과제가 있어, 그 연성의 부족함으로부터 부품 형상으로의 성형이 곤란하다는 문제가 있었다. 그리고, 분말을 이용한 경우에는, 금속 외피를 외장한 상태로 가공하고 있기 때문에, 가공에서의 변형은 최표층이 되는 금속 외피에 우선적으로 도입된다. 따라서, 본 발명에서 얻어지는 바와 같이 표면 근방 고강도화의 효과를 얻을 수는 없다.

또, 빌릿을 주물로 제작한 경우는, 본 발명과 동등한 조성을 가지는 마그네슘 합금이어도 고강도화는 도모되지 않는다. 이것은, 주물에서는 원래의 α-Mg상 결정립이 조대(粗大)함과 함께, 석출되어 있는 화합물상도 조대하기 때문에, 변형 저항이 큰 것과 변형의 축적이 큰 것이 서로 작용하여, 원하는 미세 조직으로의 도달 전에 전단 파괴에 이르기 때문이다. 또, α-Mg상으로의 첨가 원소의 고용량도 적기 때문에, α-Mg상의 고용강화에 의한 고강도화의 효과도 부족하다. 이에 반해, 조직이 미세한 박대, 박편, 또는 세선으로 제작한 빌릿의 경우는, 적정한 가열 온도로 소결함으로써, 그 소결 후의 조직도 또한 미세하기 때문에 변형 저항이 작다. 따라서, 변형능이 우수하기 때문에 소성 가공에서 보다 저온으로 큰 변형을 도입하는 것이 가능해져, 재결정의 구동력이 되는 내부 에너지를 많이 축적할 수 있기 때문에, 보다 미세한 조직을 얻을 수 있다. 또, α-Mg상으로의 첨가 원소의 고용량도 많기 때문에 고용강화의 효과도 크고, 미세 조직과 더불어 고강도화가 도모된다.

도 2는, 소성 가공으로서 압출 가공을 채용했을 때에 이용하는 압출 장치(200)를 나타내는 도이다. 도 2에 있어서 부호 205는 외측 몰드, 부호 210은 외측 몰드(205)에 수용된 컨테이너이다. 컨테이너(210)는 통형상을 이루며, 그 일단면측에는 하측 몰드(220)가 동일축 상에 배치되어 있다. 컨테이너(210)와 하측 몰드(220) 사이에는 다이스(230)가 배치되어 있다. 또, 컨테이너(210)에는 펀치(240)가 슬라이드 이동 가능하게 삽입되어 있다. 또한, 컨테이너(210)의 외주에는, 히터(260)가 배치되어 있다.

상기 구성의 압출 장치(200)에서는, 컨테이너(210) 내에 미리 가열된 빌릿 B가 장입되면, 펀치(240)가 하강하여, 빌릿 B를 압축한다. 압축된 빌릿 B는, 다이스(230)에 의해 직경이 축소되면서 하측 몰드(220) 내의 공간으로 압출되어 선재가 형성된다.

상기와 같은 압출 장치에 의한 압출은, 빌릿 B의 가열 온도：315~335℃, 압출비：5~13, 펀치(240)의 전진 속도：0.01~2.5mm/초로 행하는 것이 바람직하다. 이러한 조건에 의해, 동적 재결정의 유발에 의한 조직 미세화와 변형 도입에 의한 가공 경화가 적절해져, 내부가 고강도 또한 고연성이며, 표면 근방이 더 고강도인 고강도 마그네슘 합금 선재가 형성된다. 즉, 표면 근방의 최고 경도가 170HV 이상이며, 내부가 550MPa 이상의 0.2% 내력 및 5% 이상의 연신율을 가지고 있어, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 강도 부품에 적절한 고강도 마그네슘 합금 선재를 얻을 수 있다.

또한, 빌릿 B의 가열 온도가 315℃ 미만에서는, 변형 저항이 크기 때문에 압출 가공에서 곤란을 초래하고, 압출 가공 중의 파단이나 선재 표면에서의 표면 거침이나 크랙의 발생을 초래한다. 또 가공할 수 있었던 경우의 선재는 고강도화가 진행됨과 함께 연성이 손상되어 있어, 성형성으로서 필요한 5% 이상의 연신율을 얻을 수 없다. 한편, 가열 온도가 335℃를 넘으면, 동적 재결정에 의한 조직의 미세화와 변형 도입에 의한 가공 경화가 충분하지 않다. 그 결과, 원하는 표면 근방에서의 경도가 얻어지지 않아, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 강도 부품으로의 적용에는 이용할 수 없다.

여기서, 압출 가공에서의 조건은, 상기한 범위나 후술하는 실시예에서의 값에 한정되는 것이 아니며, 내부에서의 고강도 고연성과 표면 근방에서의 한층 더 고강도화의 확보를 주안으로 하여 적절한 범위에서 설정되어야 할 것이다. 즉, 소성 가공에서의 변형의 도입이나 동적 재결정의 유발은, 재료 조성, 가공율, 가공 온도 등의 복잡한 관계에 영향을 받아, 이론, 경험, 실험에 의해 조건을 적절히 설정함으로써 유도되는 것이다.

이상과 같이 하여 제작한 고강도 마그네슘 합금 선재의 표면 근방의 경도가 가장 높은 부분의 EBSD법으로 측정한α-Mg상의 평균 결정 입경은, 1μm 이하인 것이 바람직하다. 홀 펀치 법칙을 비롯하여 결정립의 미세화가 고강도화에 크게 기여하는 것은 잘 알려져 있으며, 또, 반복 응력이 걸리는 피로 부품에 있어서의 표면에서의 첫 균열 발생 억제에 대해서도 결정립의 미세화는 유효하다. 후술하는 본 발명의 실시예에서 표면 근방의 최고 강도가 170HV 이상인 제조예에 대해서는, 그 표면 근방에서의 α-Mg상의 평균 결정 입경이 1μm 이하로 매우 미세하며, 내정적 강도는 물론 내피로 강도에 대해서도 적절하다.

<실시예>

이하, 구체적인 실시예에 의해 본 발명을 더 상세하게 설명한다.

우선, 소정의 주물 사이즈에 맞추어 원하는 마그네슘 합금 성분이 되도록 주물 제작용의 각 원소 원료를 칭량하고, 칭량한 각 원소 원료를 이용하여 진공 용해에 의해 주물을 제작했다. 주물의 성분을 표 1에 나타낸다. 진공 용해에서는, 흑연제의 도가니와 구리 합금제의 금형을 이용했다. 다음에, 제작한 주물을 원재료로 하고, 도 1에 나타내는 장치(100)를 이용하여 용탕 추출법에 의해 세선을 성형했다. 용탕 추출법에 의한 세선 성형에서는, 흑연제의 원재료 유지부와 구리 합금제의 원판을 이용하여, Ar가스 치환에 의한 불활성 분위기에서 평균 선직경 60μm의 세선을 성형했다.

성형한 세선을 캐닝하지 않고 그대로 흑연제의 소결 몰드에 충전하여, HP에 의해 소결하여 직경：15mm, 길이：50mm의 빌릿과, 직경：33mm, 길이：50mm의 빌릿을 제작했다. 또한, HP에 의한 소결은, Ar가스 치환에 의한 불활성 분위기(분위기 압력 0.08MPa) 하, 소결 온도 300~525℃, 프레스 압력 50MPa로 행했다.

도 2에 나타내는 압출 장치(200)를 이용하여, 제작한 빌릿을 선재로 가공했다. 구체적으로는, 흑연계의 윤활제(일본 애치슨제, OILDAG-E)를 이용하여, 압출비 3~15, 압출 속도(펀치(240)의 전진 속도) 0.01~5mm/분, 표 1에 병기하는 압출 온도 300~425℃의 범위로 하고, 직경 15mm의 빌릿에 대해서는 내경 16mm의 컨테이너(210)와 구멍 직경 5mm의 다이스(230)를 이용하여(압출비 10), 직경 33mm의 빌릿에 대해서는 내경 35mm의 컨테이너(210)와 각 압출비에 맞춘 구멍 직경 20mm(압출비 3), 구멍 직경 15.5mm(압출비 5), 구멍 직경 11mm(압출비 10), 구멍 직경 9.7mm(압출비 13), 구멍 직경 9mm(압출비 15)의 다이스(230)를 각각 이용하여 선재를 제작했다. 또한, 비교를 위해 주물의 빌릿에 대해서도 압출 가공해 선재를 제작했다.

상기와 같이 하여 제작한 선재의 인장 시험을 행했다. 인장 시험에서는, 직경 5mm의 선재로부터는, 평행부 직경 1.6mm의 시험편을 기계 가공에 의해 제작하고, 직경이 9mm 이상인 선재로부터는, 평행부 직경 3mm의 시험편을 기계 가공에 의해 제작했다. 그리고, 각 시험편에 대해 만능 재료 시험기(인스트롱제, 제품번호 5586)를 이용하여, 실온에서 시험 속도 0.5mm/분으로 인장 시험을 행했다. 인장 시험의 결과를 표 2에 나타낸다.

또한, 표 1에 있어서 「빌릿 형태」란 압출 전의 빌릿까지의 제법을 나타내며, 「세선 소결물체」란 세선을 소결함으로써 제작한 빌릿, 「주물」이란 원재료인 주물인 채로의 빌릿을 나타낸다. 또, 표 1에 압출 결과도 병기한다. 표 1에 있어서 「×」는 압출 가공 중에 파단되어 압출 후의 선재를 얻을 수 없었던 것, 「△」는, 선재는 얻을 수 있었지만 그 표층에 표면 거침이나 크랙이 육안에 의해 확인된 것, 「○」는 표면 거침이나 크랙이 없는 양호한 선재를 얻을 수 있었던 것임을 나타낸다. 인장 시험은 압출 결과가 「△」과 「○」인 것에 대해서 실시했다.

압출 결과가 「△」과 「○」이었던 선재에 대해서 경도를 측정했다. 경도 측정의 시험편은, 압출된 선재의 횡단면이 노출되도록 수지 매설 후에 기계 연마로 경면 마무리하고, 경도 시험기로서 비커스 경도 시험기(퓨쳐 테크제, FM-600)를 이용하여, 시험 하중 25gf에서 압출재 횡단면에서의 직경 방향의 분포를 측정했다. 경도 측정의 결과를 표 2 및 도 3~도 5에 나타낸다.

표 2 및 도 3~도 5에 있어서 선재의 표면 근방에서의 최대 경도가 170HV 이상이며 인장 시험에 의해 측정한 내부의 0.2% 내력이 550MPa 이상 또한 연신율이 5.0% 이상인 것이 본 발명의 실시예(제조예 4~8, 14, 15, 18~20, 22, 25, 26, 28~30)이다. 주물의 빌릿으로 제작한 비교예 2, 3과 비교하면, 실시예에서의 강도는 현격히 높다. 선재의 내부는, 0.2% 내력이 563MPa 이상이며, 또한, 연신율이 5% 이상인 고강도 고연성역을 가지고 있다. 또, 이들 실시예에서는, 선재의 표면 근방에서는, 최대 경도가 170HV 이상이기 때문에, 650MPa 이상의 0.2% 내력을 만족시키는 한층 더 고강도역을 가지고 있다. 그리고, 내부의 고강도 고연성역과 표면 근방의 한층 더 고강도역은 점차적으로 연결되어 명료한 경계를 가지고 있지 않아, 선재 전체적으로 강도 및 인성이 우수함과 함께 충분한 성형성을 가지고 있다.

표 1에 나타내는 바와 같이, 제조예 1, 2에서는 압출 온도(빌릿의 가열 온도)가 낮기 때문에 변형 저항이 커, 압출 가공 중에 파단되어 선재를 얻을 수 없었다. 또, 제조예 3에서는, 선재는 얻을 수 있었지만 그 표층에 표면 거침이나 크랙의 발생이 보여짐과 함께, 그 선재의 내부는 고강도화가 진행됨과 함께 연성이 손상되어 있어, 성형성으로서 필요한 5% 이상의 연신율이 얻어지지 않았다.

한편, 제조예 9~12, 23에서는, 압출 온도가 335℃를 초과하고 있기 때문에 동적 재결정에 의한 조직의 미세화와 변형 도입에 의한 가공 경화가 충분하지 않다. 그 결과, 표면 근방의 최고 경도가 170HV 미만이며, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 강도 부품으로의 적용에는 표면 근방의 경도가 불충분하다. 또, 제조예 13에서는, Ni 및 Y의 함유량이 1.0원자%로 적기 때문에, α-Mg상에서의 고용강화와 고강도의 Mg-Ni-Y계 화합물상의 석출량이 부족하여, 그 결과, 표면 근방의 최고 경도 170HV를 얻을 수 없었다. 한편, 제조예 16에서는, Ni 및 Y의 함유량이 6.0원자%로 많기 때문에, Ni와 Y의 첨가에 의해 형성되는 고강도의 Mg-Ni-Y계 화합물상의 석출량이 많고 또한 조대하여, 그 결과, 변형 저항이 커짐과 함께 인성이 저하됨으로써, 압출 가공 시의 파단에 이르렀다.

제조예 27에서는, 압출비가 13을 초과하고 있기 때문에 선재의 고강도화와 함께 그 인성이 저하되어 압출 가공 시에 파단되었다. 제조예 21에서는, 소결 온도가 500℃를 넘고 있기 때문에 소결 시에서 고강도화에 유효한 상의 분해와 함께 결정립의 조대화를 초래하여, 표면 근방의 경도가 170HV 미만이 되었다. 제조예 17에서는, 소결 온도가 350℃ 미만이기 때문에 치밀한 빌릿의 제작이 곤란했다. 빌릿에는 다음의 공정인 소성 가공 공정을 거쳐도 소멸이 곤란한 압출 후의 선재로서는 결함이 되는 세선들의 미접합 계면이 많이 존재하고, 또, 마그네슘 합금 세선들의 접점에서의 접합 정도도 불충분했었기 때문에, 경도의 향상은 보여지지만, 0.2% 내력이나 연신율에 대해서는 원하는 충분한 특성을 얻을 수 없었다. 제조예 31에서는, 압출 속도가 2.5mm/초를 초과하고 있기 때문에, 윤활의 불충분 등을 초래함으로써 선재 표면에 뜯김과 같은 표면 거침이 발생했다. 그러한 표면 거침에 의해 가공 변형은 해방되어, 내부에서는 600MPa의 0.2% 내력 또한 5.1%의 연신율이 확보되어 있지만, 표면 근방의 경도는 170HV 미만이 되었다. 비교예 1, 2에서는, 주물이기 때문에 α-Mg상이 조대함과 함께, 석출되어 있는 화합물상도 조대했다. 그 때문에, 변형 저항이 크고 또한, 변형의 축적이 커, 비교예 1에서는 압출 가공 중에 파단되고, 비교예 2에서는 압출 가공에 의해 선재의 표층에 표면 거침이나 크랙이 발생했다. 또한, 비교예 3에서는 압출 온도가 높기 때문에 압출 가공 중의 파단에는 이르지 않았지만, 원하는 특성은 얻어지지 않았다.

다음에, 본 발명의 실시예와 비교예 3의 선재에 대해서, 표면 근방에서의 α-Mg상의 평균 결정 입경과 경도의 관계를 조사했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. α-Mg상의 평균 결정 입경의 측정은, 경도 시험에 사용한 시험편을 그대로 이용하여, FE-SEM(전계 방사형 주사 전자현미경, 일본 전자제：JSM-7000F)를 이용한 EBSD법(전자선 후방 산란 회절 장치, TSL사제)으로 압출된 선재의 횡단면에서의 표면 근방에서 최고 경도가 얻어진 위치에서, 실시예에 대해서는 분석 배율 10,000배로, 비교예 3에 대해서는 분석 배율 2,000배로 측정했다. 또, 경도에 대해서는, 표면 근방의 최고 경도를 이용했다.

표 3에 나타낸 대로, 본 발명의 실시예에서는α-Mg상의 평균 결정 입경이 0.19~0.76μm이며, 비교예 3의 6.76μm와 비교하여 매우 미세하다. 이 미세한 결정립이 표면 근방의 경도의 향상에 공헌하고 있는 것은 분명하다.

본 발명의 고강도 마그네슘 합금 선재는, 휨 응력 및/또는 비틀림 응력이 주로 작용하는 고강도 부품에 적절하다. 본 발명의 고강도 마그네슘 합금 선재를 이용함으로써, 종래의 강 부품과 비교한 경우에 부품 사이즈의 대형화를 거의 수반하지 않고 대폭적인 경량화가 가능하다. 예를 들면, 자동차 부품으로서는, 중량적으로 차지하는 비율이 큰 시트 프레임이나 고강도가 필요해지는 스프링(현가 스프링, 밸브 스프링, 클러치 토션 스프링, 토션 바, 스테빌라이져) 등에서 경량화의 효과는 크다.

Claims (10)

1. 휨 응력 및 비틀림 응력 중 적어도 어느 하나가 작용하는 부재에 사용되는 마그네슘 합금제의 선재로서,
   상기 선재는, 박대(箔帶), 박편, 또는 세선 중 어느 하나의 형태를 이루는 출발 재료를 제작하는 공정과, 상기 출발 재료를 소결에 의해 접합하고 가압하여 빌릿을 성형하는 소결 공정과, 상기 빌릿에, 가열 온도: 315~335℃, 압출비：5~13, 펀치의 전진 속도：0.01~2.5mm/초로 압출 가공을 실시하는 공정에 의해 제조되고,
   상기 선재는, 원자%로, Ni：2~5%, Y：2~5%, 잔부：Mg 및 불가피 불순물로 이루어지고, 그 직경을 d로 한 경우에, 그 최표면으로부터 깊이 0.1d 까지의 범위에서 최고 경도가 170HV 이상인 부분을 가짐과 함께, 상기 선재의 중심으로부터 0.16d 이내의 범위가 550MPa 이상의 0.2% 내력과 5% 이상의 연신율을 가지고, 상기 최표면으로부터 깊이 0.1d 까지의 범위의 최고 경도 부분의 EBSD법으로 측정한 평균 결정 입경이 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 선재.
2. 삭제
3. 삭제
4. 급냉 응고법에 의해 마그네슘 합금으로 이루어지는 박대, 박편, 또는 세선 중 어느 하나의 형태를 이루는 출발 재료를 제작하는 공정과,
   상기 출발 재료를 소결에 의해 접합하고 가압하여 빌릿을 성형하는 소결 공정과,
   상기 빌릿에 압출 가공을 실시하여 선재로 가공하는 공정에 의해 청구항 1에 기재된 선재를 얻는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 선재의 제조 방법.
5. 청구항 4에 있어서,
   상기 급냉 응고법은 용탕 추출법인 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 선재의 제조 방법.
6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
   상기 소결 공정을, 가열 온도：350~500℃, 가열 시간：10분 이상, 가압력：25MPa 이상으로 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 선재의 제조 방법.
7. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
   상기 압출 공정을, 가열 온도：315~335℃, 압출비：5~13, 펀치의 전진 속도：0.01~2.5mm/초로 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 선재의 제조 방법.
8. 청구항 1에 기재된 고강도 마그네슘 합금 선재를 이용한 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금제 시트 프레임.
9. 청구항 1에 기재된 고강도 마그네슘 합금 선재를 이용한 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 스프링.
10. 삭제

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