KR20060098039A

KR20060098039A - 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물

Info

Publication number: KR20060098039A
Application number: KR1020050019242A
Authority: KR
Inventors: 배동현; 권진욱; 김율
Original assignee: 학교법인연세대학교
Priority date: 2005-03-08
Filing date: 2005-03-08
Publication date: 2006-09-18
Also published as: CN100547100C; CN101137762A; KR100671195B1

Abstract

본 발명은 고온(150℃이상)에서 고강도를 유지하여 크리프(creep) 저항력이 우수한 구조용 마그네슘 합금에 관한 것으로, 본 발명에 따른 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금은 일반식 Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z로 표현되며, 상기 A는 아연(Zn)과 알루미늄(Al) 원소를 나타내며, 상기 B는 미시메탈(misch metal)이며, 원소 C는 규소(Si), 붕소(B), 망간(Mn), 니켈(Ni), 구리(Cu), 주석(Sn), 이트륨(Y), 인(P), 은(Ag), 스트론튬(Sr), 칼슘(Ca) 중에서 선택되는 하나 또는 둘 이상의 원소이고, 상기 x, y, z는 각각 0 at%≤x≤6at%, 0.8at%≤y≤7at%, 0at%≤z≤2at%인 것을 특징으로 하며, 이와 같은 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금은 용탕의 유동도가 향상되어 주조 정밀성, 내산화 및 내식성 특성이 우수하고, 열간 압출/압연 등의 방법으로 제2상 및 다상(multi-phases)을 입자화하여 분산시키고 기지 조직을 미세화하여 강도 및 연신이 우수한 가공재로 활용이 가능하다.

고강도 마그네슘 합금, 고온 구조용 마그네슘 합금, Mg-(Al, Zn)합금, 미시메탈, 세륨계 미시메탈, 디디늄계 미시메탈

Description

미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금{High temperature structural Mg alloys containing misch metal}

도 1은 표 1의 Alloy 3에서 알파 마그네슘 조직과 Mg₁₂Ce상의 네트워크 구조를 보여주는 주사전자 현미경(SEM) 사진.

도 2는 표 1의 Alloy 1을 열간 압출했을 때 제2상(Mg₁₂Ce)이 미세 알파 마그네슘 기지 내로 분산된 것을 보여주는 광학 현미경 사진.

도 3은 표 1 Alloy 1을 열간 압출 후 압연한 경우 제 2상(Mg₁₂Ce)이 기지내로 더욱 균일하게 분산되고 알파 마그네슘 조직이 더욱 미세화된 것을 보여 주는 광학 현미경 사진.

도 4는 표 1의 Alloy 9에 2wt% 칼슘(Ca)이 첨가되어 대기 중에서 용해된 사진.

본 발명은 마그네슘 합금에 관한 것으로, 특히, 미시메탈이 첨가되어 고온에서도 견고한 네트워크 구조를 가짐으로써 기계적 특성이 우수한 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금에 관한 것이다.

자동차 배기 가스로 인한 환경 문제와 화석연료의 고갈에 따라 국제적으로 자동차, 항공기 등의 운송기기 분야에서 연비 향상 등의 목적으로 점차 재료의 경량화가 요구되고 있다. 현재는 경량 구조재로 알루미늄 합금이 주로 사용되고 있으나, 알루미늄 합금보다 35% 이상 가볍고 강도 및 굽힘 탄성율 등이 우수한 마그네슘 합금도 경량 구조재로 사용되고 있으며, 10년 간 마그네슘 합금의 사용량은 매년 12% 이상 증가되어 왔다. 특히 자동차 및 항공기 등의 운송기기 분야의 경량화에 큰 비중을 차지하는 동력전달부품은 고강도 및 내열성을 갖추어야 하며 이 조건이 만족되는 마그네슘 합금이 사용되면 그 파급효과는 상당히 클 것이다.

고온 구조용 마그네슘 합금은 크게 2 종류, 즉, 열처리를 하지 않고 사용하는 주조용 합금과 기지 내에 제2상을 석출시켜 고온 특성이 향상된 사형주조용 합금으로 분류된다.

주조용 합금은 제조공정의 특성상 용탕이 금형의 게이트를 통과하여 제품을 이루는 캐비티(cavity) 내에 진입할 때 와류가 많이 발생하여 제품에 많은 기공을 내포하게 된다. 이러한 잔존 기공은 후에 용체화 처리를 포함한 열처리를 할 경우 제품 표면에 블러스터를 일으키는 요인이 되기 때문에 통상 열처리를 하지 않는다. 따라서 현재 주조용 합금으로 현재 널리 사용되고 있는 마그네슘-알루미늄(Mg-Al) 계 AZ91 합금은 고온 특성, 특히 크리프 저항성이 낮기 때문에 자동차의 트랜스미션 케이스 등의 높은 온도(150℃ 이상)에 노출되는 부품으로 적용하기 어려운 단점이 있었다. 이것은 마그네슘(Mg)에 알루미늄(Al)이 첨가되면 상온에서의 강도와 용탕의 유동성이 향상되기는 하지만 Mg₁₇Al₁₂상이 형성되어 고온에서의 내크리프 특성이 저하되기 때문이다. 이를 극복하기 위해서 희토류계 원소나 미국 특허 제 6,264,763에서 제시하는 것과 같이 칼슘(Ca), 규소(Si), 스트론튬(Sr) 등을 첨가하고 있지만 아직까지는 생산성 측면과 고온 크리프 특성을 포함한 기계적 특성 그리고 내식성 및 비용적인 측면을 고려한 실용성에서 한계가 있었다.

사형 주조형 합금은 열처리에 의해 기지 내에 제2상을 석출시켜 고온강도 및 내열 특성을 향상시킨 합금으로 비교적 건전한 주조품을 얻을 수 있다. 이것을 위해서 첨가하는 원소는 온도에 따라 마그네슘 기지 내 고용도가 크게 변하여야 하며 주사용 온도인 200℃ 이상에서도 유지되어야 한다. 주첨가 원소로 은(Ag), 토륨(Th), 이트륨(Y), 네오디뮴(Nd), 스칸듐(Sc) 등을 사용하지만 너무 고가이거나 방사성 물질을 함유하고 있어 소재의 단가보다는 성능에 더 비중을 두는 곳에서만 제한적으로 사용되어 왔다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래 문제점을 해결하기 위한 것으로, Mg-(Al, Zn)에 내열 특성이 우수한 미시메탈(misch metal)이 첨가되어 제2상 또는 다상 (multi-phases)이 견고한 네트워크 구조를 이룸으로써 고온에서 마그네슘 기지의 변형이 억제되고, 추가로 다른 원소들이 첨가되어 기지 조직에 석출/고용이 강화되거나 또는 네크워크 구조가 강화됨으로써 고온에서 고강도를 유지하는 기계적 특성이 우수한 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물을 제공하는데 그 목적이 있다.

또한, 본 발명은 제시한 합금은 열간 압출/압연 등의 가공 방법이 가능하여 다양한 용도의 가공재로 사용될 수 있는 구조용 마그네슘 합금 조성물을 제공하는 데에도 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금은 일반식 Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z로 표현되며, 상기 A는 아연(Zn)과 알루미늄(Al) 원소를 나타내며, 상기 B는 미시메탈(misch metal)이며, 원소 C는 규소(Si), 붕소(B), 망간(Mn), 니켈(Ni), 구리(Cu), 주석(Sn), 이트륨(Y), 인(P), 은(Ag), 스트론튬(Sr), 칼슘(Ca) 중에서 선택되는 하나 또는 둘 이상의 원소이고, 상기 x, y, z는 각각 0at%≤x≤6at%, 0.8at%≤y≤7at%, 0at%≤z≤2at%인 것을 특징으로 한다.

이상의 구성에서 상기 미시메탈은 디디늄계 미시메탈(Didymium misch metal) 또는 세륨계 미시메탈(Ce-rich misch metal)을 의미하며, 특히 세륨계 미시메탈(Ce-rich misch metal)은 일반적으로 45wt%≤Ce≤65wt%, 20wt%≤La≤30wt%, 5wt%≤ Nd≤15 wt%, 0wt%≤Pr≤10wt%의 조성으로 이루어진다. 본 발명에서 제시하는 합금 조성물은 주조에 의해 응고되는 경우 마그네슘기 고용체(알파 마그네슘)가 기지 조직을 이루고 원소 B에 의해 제 2상이 정출되어 마그네슘 기지와 복합적으로 구성된 네트워크를 형성한다. 이 구조가 고온에서 견고하여 기계적 특성이 우수하고 또한 원소 A와 C 그룹에 의하여 제3상이 생성될 수도 있으나 이들은 주로 마그네슘 기지 조직의 고용/석출 또는 네트워크 조직을 강화하여 기계적 특성을 향상시킨다.

상기에서 언급한 원소 A그룹의 알루미늄(Al)의 경우 5%를 초과하여 원소 B와 같이 첨가하면 알파 마그네슘 기지에 Mg₁₇Al₁₂상이 형성되어 기계적 특성이 감소된다. 또한 아연(Zn)은 340℃에서 마그네슘(Mg)에 2.4 at%의 최대 고용한도를 가지고 있으나 제2상이나 제3상에 고용되는 양을 고려할 때 원소 A그룹의 첨가 범위는 5at% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명은 마그네슘에 고용도를 가지고 있는 원소 A그룹에 있는 알루미늄(Al)과 아연(Zn)이 Mg-Misch metal계에 포함되어 다상(multi-phases)을 얻을 수 있었다. 여기서 언급한 미시메탈은 원자번호 57에서 71까지의 원소로 구성되는데, 특히 세륨계 미시메탈은 45wt%≤Ce≤65wt%, 20wt%≤La≤30wt%, 5wt%≤Nd≤15wt%, 0wt%≤Pr≤10wt%의 주조성 범위를 가지면서 기타 15 가지 이상의 미량 원소가 존재하는 상용화된 미시메탈 합금을 의미한다. 이 원소 B에 의해 고온에서 견고한 네트워크 구조가 형성되며 내식성과 용탕의 유동도도 향상된다. 이 원소 B의 첨가 범위가 7at%를 초과할 경우 취성의 2상분률이 증가되어 상온에서 재료의 연신이 없기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 본 발명에서 원소 B의 첨가범위는 7at% 이하로 제한한다.

본 발명에서 마그네슘 기지 조직에 고용강화나 석출강화를 조성하거나 네트워크 구조를 강화하기 위하여 원소 C(Si, P, B, Mn, Sr, Y, Ni, Cu, Sn, Ag)그룹을 첨가한다. 이 때 첨가원소 C그룹은 마그네슘(Mg) 또는 원소 B와 친화력이 강한 원소들이나 소량 첨가했을 경우 네트워크 구조를 유지하면서 기계적인 특성을 향상시킬 수 있는 원소로 구성된다. 그 대표적인 예가 인(P), 붕소(B), 망간(Mn), 스트론튬(Sr), 이트륨(Y)과 니켈(Ni), 구리(Cu), 주석(Sn), 은(Ag)이 된다. 따라서, 첨가범위는 고온에서 견고한 네트워크 구조를 유지하면서 강화시키거나 기지 조직에 석출/고용 강화에 의한 효과를 기대할 수 있도록 2at% 이하로 제한한다.

또한, 본 발명에서 제시하는 첨가원소 C그룹에서 칼슘(Ca)은 소량 첨가됨으로써 보호성 가스나 용제를 사용하지 않고 대기 중에서 마그네슘 합금의 용해 및 주조를 행할 수 있다. 그 첨가 범위는 칼슘(Ca)의 유용한 효과를 제공할 수 있는 2at% 이하로 제한한다.

이상에서 살펴본 바와 같이 본 발명에 의하면 Mg-Misch metal 합금계를 기본으로 알루니늄(Al)과 아연(Zn)을 첨가하여 제2상 영역 또는 다상 영역(multi-pahses)이 정출되고 이것은 네트워크 구조로 고온(150℃ 이상)에서 견고한 구조를 유지하는 동시에 기지 조직의 변형을 억제하기 때문에 고온(150℃ 이상)에서 고강도 및 내크리프 특성을 나타내는 고온 구조용 마그네슘 합금을 제공하고 있다. 또한, 첨가 원소 그룹 C(Si, B, Mn, Ni, Cu, Sn, Y, P, Ag, Sr)를 첨가함으로써 네 트워크 구조를 강화하거나 또는 기지 조직에 고용/석출강화를 형성하여 기계적 특성이 향상된 고온 구조용 마그네슘 합금도 제공한다. 또한, 칼슘(Ca)을 첨가함으로써 이상의 효과 이외에 대기 중에서 용해 및 주조를 행할 수 있는 제조방법을 제시한다.

본 발명에서는 이렇게 개발된 고온 구조용 마그네슘 합금 주조재를 대상으로 압출 및 압연의 가공재를 제조하였다. 일반적으로 마그네슘 합금은 상온에서 가공성을 확보할 수 없으므로 건전한 가공재를 얻기 위하여 고온 가공을 행하게 되며 주조재의 가공 온도는 실험을 통하여 가공재의 건전성을 확보할 수 있는 범위로 설정했다. 압출의 경우 주조재를 350~450℃에서 예열한 후 같은 온도에서 압출을 수행하였다. 압출 조건으로는 압출비 6.5:1, 압출 다이각 180ㅀ, 램속도(ram speed) 2cm/min을 적용하였다.

이러한 압출을 통해 제2상 분산과 기지 조직상의 재결정을 유발하고 이것을 이용하여 강도 및 연신에 있어서 유리한 방향으로 개선된 응용 제품을 얻을 수 있다. 또한 400℃에서 40% 두께 수축율로 반복 압연하여 두께 1mm의 압연물을 얻었을 때도 압출과 같은 효과를 얻을 수 있었다.

이상으로부터 본 발명은 상기에서 제시하는 고온 구조용 마그네슘 합금 조성의 주조재를 압출과 압연을 통한 가공재로 제조할 수 있는 가능성을 제시하여 그 응용성의 폭을 증가시킬 수 있다.

[실시예 1]

다음의 표 1과 같이 마그네슘 합금의 용탕을 준비하고 주조방법에 의해 주조재를 얻었다. 주조는 전기유도가열로에서 700℃로 카본 도가니를 가열하여 마그네슘을 용융시킨 다음 다른 첨가물을 첨가하여 합금 용탕을 만들고 120℃로 예열시킨 주조틀에 합금 용탕을 주입하여 주조재를 제조하였다.

표 1에서 명시한 조성에서 B는 세륨계 미시메탈(misch metal)의 at%로 나타낸다. 원소 B가 첨가되어서 생성되는 제2상은 Mg₁₂Ce상이며 도 1은 Alloy 3의 주사전자 현미경 사진으로 알파 마그네슘 조직과 Mg₁₂Ce상이 네트워크 구조를 이루고 있는 것을 보여주고 있다. 이 네트워크 구조를 이루고 있는 조직이 고온에서 견고하여 알파 마그네슘 조직의 변형을 억제하기 때문에 고온에서 고강도를 나타낸다. 따라서 원소 B의 양이 증가됨에 따라 Mg₁₂Ce상이 증가하고 상온 및 고온에서 항복 및 인장 강도 모두가 증가된다. 또한, Alloy 10의 경우 Mg₁₂Ce상의 제2상뿐만 아니라 제3상을 알루미늄(Al) 화합물 형태로 정출시켜 기계적인 특성을 향상시킨다.

조성(at%)	강도(MPa)	상온	150℃	200℃	250℃	300℃	E_corr(V)
비교 예
AZ91D-T6	항복 강도	135	100	80	65	50	-1.610
AZ91D-T6	인장 강도	280	195	125	98		-1.610
AE42	항복 강도	113	100	85
AE42	인장 강도	194	141	100
실시 예
Alloy 1	항복 강도	140	120	107	103	92
Alloy 1	인장 강도	297	257	197	196
Alloy 2	항복 강도	236	177	171	153	133	-1.600
Alloy 2	인장 강도	355	302	275	250		-1.600
Alloy 3	항복 강도	192	169	140	127	123
Alloy 3	인장 강도	352	266	265	228
Alloy 4	항복 강도	280	249	240	204	168
Alloy 4	인장 강도	426	370	362	309
Alloy 5	항복 강도	265	192	185	149	125	-1.590
Alloy 5	인장 강도	384	297	291	228		-1.590
Alloy 6	항복 강도	284	199	194	191	132
Alloy 6	인장 강도	428	355	304	248
Alloy 7	항복 강도	310	237	215	210	174	-1.552
Alloy 7	인장 강도	443	372	368	283		-1.552
Alloy 8	항복 강도	387	242	236	223	209
Alloy 8	인장 강도	518	422	392	320
Alloy 9	항복 강도	400	350	320	290	219	-1.537
Alloy 9	인장 강도	537	456	425	358		-1.537
Alloy 10	항복 강도	259	192	174	152	130	-1.556
Alloy 10	인장 강도	404	298	270	217		-1.556
Alloy 11	항복 강도	447	397	381	360	315
Alloy 11	인장 강도	541	526	467	414
Alloy 12	항복 강도	623	574	462	453	445
Alloy 12	인장 강도	667	639	503	483

Alloy 1 : Mg_97.5Zn₁B_1.5Alloy 2 :Mg₉₇Zn₁B₂Alloy 3 : Mg_96.5Zn₁B_2.5

Alloy 4 : Mg_95.5Zn_1.5B₃Alloy 5 : Mg₉₆Zn₂B₂Alloy 6 : Mg_95.5Zn₂B_2.5

Alloy 7 : Mg₉₅Zn₂B₃Alloy 8 : Mg_94.5Zn₂B_3.5Alloy 9: Mg₉₄Zn₂B₄

Alloy 10 : Mg₉₄Al₂B₄Alloy 11 : Mg_92.5Zn_2.5B₅Alloy 12 : Mg_89.5Zn_3.5B₇

그러므로 기존 마그네슘 내열 합금과 비교할 때 본 발명에 제시한 합금은 온도 변화에 의한 강도 변화가 매우 적은 2상 또는 3상의 네트워크 구조가 형성되기 때문에 300도 이상에서도 고강도를 유지하고 200℃ 이상에서 주로 사용하는 열처리형 사형 주조 내열 마그네슘 합금을 대체할 수 있는 고온 구조용 마그네슘 합금의 조성을 제공한다.

표 1에 나온 E_corr값은 3.5 wt% 염화나트륨(NaCl)용액에서 3시간 동안 개방회로 전위 측정을 통해 구한 값으로 비교 대상이 되는 기존 내열 합금(AZ91)과의 상대적인 내식성을 확인하였다. 그 결과 원소 B의 양이 증가하면서 내식성이 증가되는 것을 알 수 있다.

[실시예 2]

표 1에서 제시한 Alloy 1합금의 주조재를 열간 압출로 가공했다. 가공 조건은 350-450℃에서 예열한 후 같은 온도에서 압출비 6.5:1, 압출 다이각 180ㅀ, 램속도(ram speed) 2cm/min을 적용하여 압출하였다. 도 2는 Alloy 1합금을 압출한 것으로 제2상인 Mg₁₂Ce상이 알파 마그네슘 조직으로 입자화하여 분산된 것과 알파 마그네슘 조직의 미세화을 보여주는 광학현미경 조직 사진이다.

[실시예 3]

표 1에서 제시한 Alloy 1합금의 주조재를 열간 압연으로 가공했다. 가공 방법은 Alloy 1합금을 400℃에서 두께를 40%씩 감소시키는 방법으로 열간 압연한 것으로 두께를 1mm까지 반복 압연하였다. 도 3은 광학현미경으로 본 Alloy 1합금을 압연한 가공재의 조직사진이다. 도 3에서는 제2상의 Mg₁₂Ce상이 알파 마그네슘 조직상으로 입자화하여 분산된 것과 알파 마그네슘 조직의 미세화된 것을 확인할 수 있다.

[실시예 4]

도 4에서는 마그네슘 합금 조성(Alloy 9)에 칼슘(Ca)을 첨가함으로써 대기 중에서 마그네슘 합금의 용해 및 주조를 행할 수 있음을 보여준다. 도 4에서 대기 중에서 마그네슘 합금의 용해를 행할 때 용탕 표면에 두꺼운 산화물이 형성되지 않음을 확인할 수 있다.

[실시예5]

조성 (at%)	경도값 (HV)	크랙(crack) 발생 여부
Alloy 12	165	○
Alloy 12+Ni_0.3	169	△
Alloy 12+Cu_0.3	190	×
Alloy 12+Sn_0.3	176	×
Alloy 12+Al_0.3	185	△
Alloy 12+Mn_0.3	195	×
Alloy 12+Si_0.3	191	×

○ : 미소 크랙이 발생

△ : 미소 크랙이 경미하게 발생

× : 크랙이 발생하지 않음

본 발명에서 언급한 것처럼 마그네슘(Mg)에 세륨(Ce)계 미시메탈을 첨가함으로써 나오는 Mg₁₂Ce상은 금속간 화합물로 취성을 지니고 있다. 그러므로 합금에서 Mg₁₂Ce상의 분율이 마그네슘 기지보다 더 많아질 경우 연신이 저하되는 특성이 있다. 그래서 본 발명에서는 특정 원소를 첨가하여 그 특성을 개선하고자 하였다. 실시예 5에서는 표 1에서 제시하는 조성중 Mg₁₂Ce상의 분율이 가장 많은 Alloy 12를 선택하여 첨가 원소에 따른 제 2상의 취성 정도를 조사하였다. 상기 표 2와 같이 마그네슘 합금의 용탕을 준비하고 주조방법에 의해 주조재를 얻어 빅커스(Vickers) 경도시험을 하였다. 이 때 가해준 압입 하중은 100g에서부터 1000g까지 변화시키면 조사하였다. 표 2에서 Alloy 12에 니켈(Ni), 구리(Cu), 주석(Sn), 알루미늄(Al), 망간(Mn), 규소(Si) 등의 원소가 첨가되어서 경도값이 증가한 것을 보여준다. 또한 경도 시험을 했을 때 재료 표면의 압입자국 근처에 나타나는 미소 크랙(crack)이 발생하는 정도 또한 줄어들거나 없어지는 것을 확인하였다. 표 2에서 경도값의 증가나 크랙 발생 정도의 변화는 첨가 원소가 네트워크 프레임 조직을 강화시켜 나타난 것이다. 이와 같이 본 발명에서 제시한 합금에 첨가 원소 C(Si, P, B, Mn, Sr, Y, Ni, Cu, Sn, Ag)그룹과 같이 마그네슘(Mg) 또는 세륨계 미시메탈과 친화력 강한 원소들이 첨가됨에 따라 기계적 특성이 증가한다는 것을 알 수 있다.

[실시예 6]

조성 (at%)	연신율(%)
조성 (at%)	상온	150℃	200℃
(Alloy 2)_99.5Al_0.5	0.2	2	4
(Alloy 2)₉₉Al₁	0.5	4	6
(Alloy 2)_98.5Al_1.5	1.5	7	10
(Alloy 6)₉₉Al₁	0.2	2	5
(Alloy 6)₉₈Al₂	1	6	11
(Alloy 6)₉₇Al₃	1.8	8	16

표 3에서는 실시예 1에서 제시한 합금 조성(Alloy 2, Alloy 6)에 Al을 첨가하여 인장 시험을 통해 얻은 연신율을 나타낸 것이다. 표 3에서 나타난 것처럼 Al의 미소량 변화에 따라 연신율이 증가하는 것을 알 수 있다. 그러나 Al이 4at% 초과하여 첨가 했을 경우 고온에서 고강도를 유지할 수 있는 네트워크 구조가 유지되지 않고 마그네슘 기지에 Mg₁₇Al₁₂상이 생성되어 바람직하지 않다.

실시예를 통하여 본 발명에서 제시하는 조성은 기존에 나와 있는 내열 마그네슘 합금에 비하여 기계적인 특성 및 내식성이 크게 향상된 고온 구조용 마그네슘 합금인 것을 확인하였다.

이상에서 기술한 바와 같이 본 발명에 따르면, 주조용으로 Mg-Misch metal계에 알루미늄(Al)과 아연(Zn)을 첨가하여 정출된 2상(2 phase) 또는 다상(multi-phases)이 고온에서 기지 조직상의 변형을 억제하는 견고한 네트워크 구조를 형성하고 추가적으로 첨가원소 C 그룹을 첨가하여 기지 조직에 고용 강화나 석출 강화 또는 네트워크 조직을 강화시킴으로써 기계적 특성이 우수하여 자동차의 동력 전달 계 부품 등에서 요구되는 고강도 및 내열성 조건에 만족한 마그네슘 합금 조성을 제공할 수 있다. 또한, 칼슘(Ca) 첨가로 대기 중에 용해 및 주조가 가능하여 생산원가 절감을 도모할 수 있다. 또한, 기존에 열처리를 통해 생산된 내열 마그네슘 합금보다 우수한 고온 강도를 나타내는 고온 구조용 마그네슘 합금 조성을 제공함으로써 자동차 및 항공기용 부품에 적용이 가능한 고온 구조용 마그네슘 합금을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금은 기존 상용화된 내열 마그네슘 합금보다 상대적으로 내식성에서 더 우수한 성능을 나타내기 때문에 고온 그리고 부식이라는 가혹한 조건에서 견딜 수 있는 경량제 부품에 사용할 수 있다. 뿐만 아니라 압출 및 압연의 가공재로 제조가 가능하여 마그네슘 합금의 응용분야를 더욱 확대할 수 있다.

Claims

일반식 Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z로 표현되며,

상기 A는 아연(Zn) 또는 알루미늄(Al) 원소를 나타내며, 상기 B는 미시메탈(misch metal)이며, 원소 C는 규소(Si), 붕소(B), 망간(Mn), 니켈(Ni), 구리(Cu), 주석(Sn), 이트륨(Y), 인(P), 은(Ag), 스트론튬(Sr), 칼슘(Ca) 중에서 선택되는 하나 또는 둘 이상의 원소이고, 상기 x, y, z는 각각 0at%≤x≤6at%, 0.8at%≤y≤7at%, 0at%≤z≤2at%인 것을 특징으로 하는 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물.
제 1 항에 있어서,

미시메탈은 원자 번호 57에서 71까지의 원소로 이루어진 상용화된 합금으로 디디늄계 미시메탈(Didymium misch metal) 또는 세륨계 미시메탈(Ce-rich misch metal)인 것을 특징으로 하는 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물.
제 2 항에 있어서,

상기 디디늄계 미시메탈(Didymium misch metal)은 Nd(neodymium)과 Pr(praseodymuim)으로 구성된 희토류계 합금 조성이고, 미시메탈이 정출되는 특성상 첨가될 수 있는 미량의 원소를 포함하는 것을 특징으로 하는 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물.
제 2 항에 있어서,

상기 세륨(Ce)계 미시메탈은 45wt%≤Ce≤65wt%, 20wt%≤La≤30wt%, 5wt%≤Nd≤15wt%, 0wt%≤Pr≤10wt%이고, 미시메탈이 정출되는 특성상 첨가될 수 있는 미량의 원소를 포함하여 이루어진 것을 특징으로 하는 미시메탈이 첨가된 고온 구조용 마그네슘 합금 조성물.