KR20110078446A - 가공용 마그네슘 합금 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, Mg-Zn-X-Ca(단, X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나)로 구성된 4원계 마그네슘 합금, 더욱 구체적으로는 종래의 Mg-Zn-X의 3원계 마그네슘 합금의 집합 조직을 변형시켜 성형성을 향상시킨 4원계 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금은 압연처리된 마그네슘 판재인 합금으로서, 3 ~ 12 중량%의 Zn; 0.5 ~ 6 중량%의 X (단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나; 0.1 ~ 1.5 중량%의 Ca , 기타 불가피한 불순물 및 잔부인 마그네슘을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재의 압연방향에 수직인 면을 X-선 회절 시험하였을 때, 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 20% 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

가공용 마그네슘 합금 및 그 제조방법 {Magnesium alloys with good formability and manufacturing method thereof}

본 발명은 Mg-Zn-X-Ca(단, X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나)로 구성된 4원계 마그네슘 합금, 더욱 구체적으로는 종래의 Mg-Zn-X의 3원계 마그네슘 합금의 집합 조직을 변형시켜 성형성을 향상시킨 4원계 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 육방조밀 충진(HCP) 구조를 가지는 마그네슘 합금은 슬립계가 다른 구조 즉 BCC 또는 FCC 합금보다 적기 때문에 BCC 및 FCC 합금에 비해 성형성이 어렵다고 알려져 있다. 이는 임의의 변형을 위해서는 von Mises 조건에 의해서 5개의 독립적인 슬립계가 작동해야 하는데, 상온에서 비저면 슬립(non-basal slip)의 임계분해전단응력(critical resolved shear stress, CRSS)이 저면 슬립(basal slip)에 비하여 매우 커서 비저면 슬립이 작동하기 어렵기 때문이다.

또한, 통상적인 방법으로 제조한 마그네슘 판재는 강한 저면 집합조직이 발달하는 것으로 알려져 있다. 그런데, 결정립의 저면이 판재의 압연면과 나란하게 놓여 있으면, 판재의 압연면과 나란한 방향으로 인장 응력을 받을 때 Schmid 인자가 0인 저면 슬립이 일어날 수 없기 때문에, 가공이나 성형에 이롭지 못하게 된다.

한편 최근 휴대폰 및 노트북 케이스 등의 휴대용 전자제품의 케이스나 자동차 부품 등의 소재는 특별히 경량성과 더불어 우수한 성형성이 요구되고 있으며, 더불어 그 사용처에 따라 각각의 합금 원소에 따른 다양한 특성이 요구된다. 예컨데, Mg-Zn-Y 합금은 기계적 성질 및 내 부식성이 다른 합금에 비해 뛰어나서 고부가 가치 산업에 많은 사용이 되고 있다. 하지만, 원활한 성형을 위해서는 200^oC 이상의 고온에서 성형을 해야 하므로, 제조원가가 비싸다는 단점이 있어서, 용이하게 성형이 가능한 온도를 낮춘 Mg-Zn-Y 합금의 도입이 시급한 실정이다.

본 발명의 발명자들은 이러한 문제를 해결하기 위하여 마그네슘에 아연(Zn), X(단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나)에 칼슘(Ca)을 적절히 첨가하여 제조한 가공용 마그네슘 합금은 특정 조성범위에서의 집합조직이 일반적인 가공용 마그네슘 합금의 집합조직과 다르고, 상온 및 저온에서 우수한 성형성을 보인다는 것에 착안하여 합금 설계를 하였다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여 일반적으로 저온 성형성이 취약하다고 알려진 Mg-Zn-X(단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중의 적어도 하나) 마그네슘 합금의 집합조직을 제어함으로써 저온에서 성형성이 우수한 새로운 가공용 마그네슘 합금을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

또한, 본 발명은 상기 마그네슘 합금을 압연 가공한 마그네슘 합금 판재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 마그네슘 합금은 압연처리된 마그네슘 판재인 합금으로 구성되고,

3 ~ 12 중량%의 Zn; 0.5 ~ 6 중량%의 X (단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나); 0.1 ~ 1.5 중량%의 Ca , 기타 불가피한 불순물 및 잔부인 마그네슘을 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 합금은 상기 마그네슘 합금 판재의 압연방향에 수직인 면을 X-선 회절 시험하였을 때, 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 20% 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 합금은 상기 마그네슘 합금 판재의 압연방향에 수직인 면을 X-선 회절 시험하였을 때, 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 45% 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 판재 합금은 소둔 열처리 시 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 증가하는 판재인 것이 바람직하다.

또한, 상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 마그네슘 합금의 제조방법은:

3 ~ 12 중량%의 Zn; 0.5 ~ 6 중량%의 X (단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나); 0.1 ~ 1.5 중량%의 Ca , 기타 불가피한 불순물 및 잔부인 마그네슘인 조성을 갖는 잉고트를 형성하는 제 1단계;

상기 잉고트를 압연처리하여 판재로 형성하는 제 2단계; 및

상기 판재를 소둔 열처리하는 제 3단계

를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이 경우, 상기 방법은 상기 제 1단계에서 형성된 잉고트를 균질화처리하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다.

특히, 본 발명에서 아연의 함량이 3 중량% 미만이면 합금의 항복강도가 낮아지고, 12 중량%를 초과하는 경우에는, 제 2상 분율의 증가로 인하여 계면에너지가 높아질 뿐 아니라, 상온에서의 연신율이 작아지고 압연성이 떨어지기 때문에 바람직하지 못하다. 왜냐하면, 마그네슘 합금에 적정량의 아연을 첨가하면 비저면의 연 화 현상을 가져와 비저면 슬립을 촉진하지만, 적절량을 초과하여 아연을 첨가하면 다시 비저면 강화 현상이 일어나기 때문이다.

또한, X의 함량은 합금의 종류에 따라 다르지만, 일반적으로 너무 많이 첨가되면 압연성이 떨어진다. 또한, 제 2원소인 Zn의 특성을 해치면 안되므로, Zn의 절반 미만으로 함량을 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 칼슘의 함량이 0.1 중량% 미만이면 본 발명에서 원하는 마그네슘 합금의 집합조직을 변화시킴으로써 저온 성형성을 증가시키기 위한 목적을 달성하기 곤란하다. 또한, 칼슘의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 압연성에 문제가 생길 뿐 아니라, 일반적인 압연 공정에서는 Ca가 증가함에 따라 건전한 판재 합금을 제조하기 어려우므로, Ca의 함량은 1.5 중량%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금은 적절한 양의 Zn과 X(Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb) 외에 Ca을 첨가함으로써 일반적인 마그네슘 판재 합금이 보이는 기저면이 강한 이방성을 지닌 집합조직과는 달리 추면이 강한 집합조직을 갖고, 그로 인하여 상온 및 100^oC 이하에서 저온 성형성이 매우 우수해진다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금은 경량성 및 고성형성이 요구되는 부품, 예를 들면 노트북이나 휴대폰 케이스 등 포터블 전자기기의 부품이나 자동차 부품 등에 활용될 수 있을 것이며, 합금의 선택의 폭이 넓어져 마그네슘 합금의 적 용 범위가 지금보다 광범위해 질 것이다.

다음으로 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 마그네슘 합금의 바람직한 실시예를 이하에서 설명한다. 참고로, 다음의 실시예는 본 발명의 구성 및 효과를 설명하기 위한 것이므로 본 발명의 범위가 다음의 실시예로 한정되는 것은 아니다.

다음의 표 1의 실시예 1 내지 실시예 5에 기재된 것과 같은 성분을 갖는 Mg, Zn, X 및 Ca의 원료 물질을 준비한 후, 상기 원료를 용해하여 중력 주조방법을 이용하여 잉고트를 제조하였다. 이어서, 상기 잉고트를 300^oC에서 24시간 동안 균질화 처리를 하였다. 이어서 일반적인 마그네슘 합금의 압연공정에 준하여 400 ^oC의 열처리 노에서 30분간 예열한 후 150^oC, 지름 40cm, 속도 22.7rpm의 압연롤에서 압연처리하여 최종 두께 1 mm의 판재를 형성하였다. 마지막으로, 제조된 판재를 350^oC에서 30분간 풀림 처리하였다.

다음으로 비교를 위하여 Ca을 첨가하지 않은 합금인 비교예 1 내지 비교예 4에 따른 합금을 상기 실시예와 동일한 방법으로 제조하였다. 이어서, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 합금과 비교예에 따른 합금의 기저면과 추면의 X-선 회절 강도비(%)를 비교하였다.

시료 번호	합금 조성(중량%)				저면대 추면의 X-선 회절 강도비(%)
	Zn	X	Ca	Mg
실시예 1	4.5	0.6(Y)	0.3	Bal.	60
실시예 2	4.5	1(Sn)	0.5	Bal.	45
실시예 3	4.5	1(Al)	0.5	Bal.	37
실시예 4	8	1.42(Y)	0.5	Bal.	48
실시예 5	10	1.78(Y)	0.5	Bal.	23
비교예 1	4.5	0.6(Y)	-	Bal.	5
비교예 2	4.5	1(Sn)	-	Bal.	14
비교예 3	4.5	1(Al)	-	Bal.	8
비교예 4	1	3(Al)	-	Bal.	6

표 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 바람직한 실시예인 실시예 1 내지 실시예 5에 따른 가공용 마그네슘 판재 합금의 저면과 추면의 X-선 회절비는 비교예 1 내지 비교예 4에 따른 마그네슘 판재 합금의 저면과 추면의 X-선 회절 강도보다 훨씬 큰 값을 가짐을 볼 수 있다. 이것은 일반적인 마그네슘 판재 합금인 비교예는 강한 저면(0002) 집합조직이 발달하였으나, 바람직한 실시예에 따른 판재 합금들의 경우, 추면(10-11)의 집합조직이 상대적으로 강하게 발달하여 무작위의 집합조직이 형성되었기 때문이다.

표 1에 따른 결과는 도 1을 통해서도 확인가능한데, 도 1은 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예에 따른 마그네슘 판재 합금의 X-선 회절 시험결과를 도시하는 도면이다. 구체적으로 도 1(a)는 본 발명의 바람직한 실시예 중 실시예 1, 도 1(b)는 실시예 2, 도 1(c)는 실시예 5에 따른 마그네슘 판재 합금의 X-선 회절 시험결과를 도시한다. 또한, 도 1(d)는 비교예 1, 도 1(e)는 비교예 2, 도 1(f)는 비교예 4에 따른 마그네슘 판재 합금의 X-선 회절 시험결과를 도시하는 도면이다.

도 1에서 보듯이, 도 1(a) 내지 도 1(c)는 저면(basal)의 회절값에 비하여 추면(Pyramidal)의 회절값이 상대적으로 큰 반면, 도 1(d) 내지 도 1(e)는 추면의 회절값이 지극히 낮음을 볼 수 있다. 이것은 비교예인 일반적인 마그네슘 판재 합금에서는 강한 저면(0002) 집합조직만 발달하고, 추면(10-11)의 집합조직은 거의 발달하지 않았으나, 바람직한 실시예에 따른 판재 합금들의 경우, 추면(10-11)의 집합조직이 상대적으로 강하게 발달하였음을 의미한다.

다음으로, 실시예 1 및 비교예 1, 4에 따른 마그네슘 판재 합금의 성형성 시험 결과를 설명한다. 상기 본 발명의 바람직한 실시예에 따라서 형성된 마그네슘 판재 합금을 직경 50mm의 원판으로 가공한 후 상온, 75^oC 및 100^oC의 온도에서 펀치 스피드 50mm/min.의 속도로 원추형 컵 시험을 수행하였다. 이때 원추형 컵 시험 공구는 KS B 0434의 17형을 따랐다. 원추형 컵 값(C.C.V.)는 변형 후 직경의 최대와 최소의 산술 평균값(mm)으로 하였으며, 그 결과를 표 2와 도 2 에 나타내었다.

	원추형 컵 값
	상온	75oC	100oC
실시예 1	46.1	44.1	42.95
비교예 1	49.3	47.8	47.3
비교예 4	47.2	46.7	44.2

표 2 및 도 2에 나타낸 바와 같이, 본 실시예에 따른 마그네슘 합금은 상온, 75^oC 및 100^oC에서 각각 46.1, 44.1, 42.95의 원추형 컵 값을 갖는다. 반면, 비교예 1에 따른 마그네슘 합금은 상온, 75^oC 및 100^oC에서 각각 49.3, 47.8, 47.3의 원추형 컵 값을 갖고, 비교예 2에 다른 마그네슘 합금은 상온, 75^oC 및 100^oC에서 각각 47.2, 46.7, 44.2의 원추형 컵 값을 갖는다. 즉, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 마그네슘 합금은 비교예에 다른 합금에 비하여 매우 작은 원추형 컵 값을 갖는데, 이것은 Ca을 첨가함으로써 마그네슘 합금의 성형성이 기존의 마그네슘 합금에 비하여 증가하였음을 의미한다.

이상으로 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 마그네슘 합금을 도면을 참고로 설명하였다. 하지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 상기 실시예에 대한 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 범위는 오직 뒤에서 설명할 특허청구범위에 의해서만 한정된다.

도 1은 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예에 따른 마그네슘 판재 합금의 X-선 회절 시험결과를 도시하는 도면이다.

도 2는 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예에 따른 마그네슘 판재 합금의 원추형 컵 시험 결과를 도시하는 도면이다.

Claims (6)

1. 압연처리된 판재인 마그네슘 합금으로서,

   3 ~ 12 중량%의 Zn; 0.5 ~ 6 중량%의 X (단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나); 0.1 ~ 1.5 중량%의 Ca , 기타 불가피한 불순물 및 잔부인 마그네슘을 포함하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금.
2. 제 1항에 있어서, 상기 마그네슘 합금은 상기 마그네슘 합금 판재의 압연방향에 수직인 면을 X-선 회절 시험하였을 때, 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 20% 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금.
3. 제 1항에 있어서, 상기 마그네슘 합금은 상기 마그네슘 합금 판재의 압연방향에 수직인 면을 X-선 회절 시험하였을 때, 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 45% 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금.
4. 제 1항 내지 3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 마그네슘 판재 합금은 소둔 열처리 시 저면(basal plane, (0002))과 추면(pyramidal plane, (10-11))의 X-선 회절 강도비가 증가하는 판재인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금.
5. 3 ~ 12 중량%의 Zn; 0.5 ~ 6 중량%의 X(단 X는 Al, Ag, Ce, Ni, Cu, Y, Th, Sn, Pb, Zr, Bi, Sb 중에서 선택된 적어도 하나; 0.1 ~ 1.5 중량%의 Ca , 기타 불가피한 불순물 및 잔부인 마그네슘인 조성을 갖는 잉고트를 형성하는 제 1단계;

   상기 잉고트를 압연처리하여 판재로 형성하는 제 2단계; 및

   상기 판재를 소둔 열처리하는 제 3단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금의 제조방법.
6. 제 5항에 있어서, 상기 방법은 상기 제 1단계에서 형성된 잉고트를 균질화처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금의 제조방법.

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