KR20110104056A

KR20110104056A - Ｍｇ기 합금

Info

Publication number: KR20110104056A
Application number: KR1020117016717A
Authority: KR
Inventors: 히데토시 소메카와; 요시아키 오사와; 알록 싱; 토시지 무카이
Original assignee: 도쿠리츠교세이호징 붓시쯔 자이료 겐큐키코
Priority date: 2009-01-19
Filing date: 2010-01-19
Publication date: 2011-09-21
Also published as: JP5586027B2; US9347123B2; JPWO2010082669A1; WO2010082669A1; CN102282277A; US20110315282A1; CN102282277B

Abstract

Mg모상 중에 준결정상 또는 그 근사 결정상을 생성하는 첨가물이 Zn과 Al로 이루어지고, 덴드라이트 조직을 함유하지 않는 변형 가공용 Mg기 합금 소재와, 이것을 변형 가공해서 이루어지고, Mg모상의 크기가 40㎛이하의 변형 가공재를 제공하고, 본 발명에서는 희토류 원소를 사용하지 않고 저렴한 첨가 원소인 Zn, Al을 사용하고, Mg기 합금에 있어서의 준결정상 또는 그 근사 결정상의 발현과 변형 가공 전의 미세 조직 제어에 주목하여 강도·연성의 트레이드 오프 밸런스화를 도모함과 아울러 마그네슘 합금 전신재의 중요 과제인 항복 이방성의 저감을 가능하게 한다.

Description

Ｍｇ기 합금{Ｍｇ-BASE ALLOY}

본 발명은 마그네슘 모상 중에 준결정상이 분산되어서 이루어지는 Mg기 합금에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전자 기기나 구조 부재 등의 경량화 재료로서 사용함에 있어서 인장과 압축의 항복 이방성을 희토류 원소를 사용하지 않고 저감한 Mg기 합금 소재와 이것을 변형 가공한 변형 가공재에 관한 것이다.

마그네슘은 경량이고 풍부한 자원을 나타내기 때문에 전자 기기나 구조 부재 등의 경량화 재료로서 주목받고 있다. 또한, 철도 차량이나 자동차 등의 이동용 구조 부재로의 적용을 검토했을 경우 사용에 있어서의 안전성·신뢰성의 관점에서 소재의 고강도·고연성·고인성 특성이 요구되고 있다. 최근, 전신화(展伸化) 프로세스, 즉 변형 가공이 고강도·고연성·고인성 마그네슘 합금 창제의 유효한 수단의 하나로 생각되고 있다. 예를 들면 도 15[Materials Science and Technology, T. Mukai, H. Watanabe, K. Higashi,16,(2000) pp.1314-1319.]에 도시되어 있는 바와 같이 전신재는 주조재와 비교하여 우수한 강도·연성을 나타낸다. 또한, 도 16[마테리아, 소메카와 히데토시, 47, (2008) pp. 157-160.]에 도시되어 있는 바와 같이 전신재는 주조재와 비교하여 우수한 강도·파괴 인성을 나타낸다.

그러나, 소재에 압연이나 압출 등의 변형 가공을 실시하는 것은 마그네슘 특유의 결정 구조인 육방정 구조에 기인하여 가공시에 형성되는 저면에 배향되는 집합 조직이 그대로 재료에 존재한다는 문제가 있다. 그 때문에, 일반적인 마그네슘 합금 전신재는 실온에 있어서 높은 인장 강도를 나타내는 한편, 압축 강도는 낮다. 따라서, 종래의 마그네슘 합금 전신재를 이동용 구조 부재에 적용했을 경우 압축 변형이 발생되는 개소에서는 취약하여 등방 변형이 곤란하다는 결점이 있다.

최근, 일반적인 결정상과는 달리 결정된 원자의 배열이 반복되어 배열되는 구조(병진 질서성)를 나타내지 않는 특이한 상 : 준결정상이 Mg-Zn-RE(RE : 희토류 원소 = Y, Gd, Dy, Ho, Er, Tb)합금으로 발현되는 것이 발견되었다.

준결정상은 마그네슘 모상의 결정 격자와 좋은 연결, 즉 정합계면을 형성하여 계면끼리가 강고하게 결합된다는 특징이 있다. 그 때문에, 준결정상을 마그네슘 모상에 분산하는 것은 집합 조직의 강도(저면의 집적 정도)를 저감하고, 높은 인장 강도 레벨을 유지한 채 압축 특성을 개선하여 구조 용도의 부재 설계에는 바람직하지 않은 항복 이방성을 해소 가능하게 한다. 그러나, 마그네슘 합금에 준결정상을 발현시키기 위해서는 희토류 원소 사용이 불가결하다는 큰 문제를 안고 있다. 희토류 원소는 문자 그대로 희소 가치가 높은 원소이기 때문에 좋은 특성을 발휘해도 소재 가격의 급등은 부정할 수 없는 것이 현재의 상태이다.

예를 들면, 구체적으로는 특허 문헌 1∼3에는 마그네슘 모상 내에 준결정을 발현시키기 위해서는 희토류 원소(특히 이트륨) 첨가가 필요하다고 기재되어 있다. 또한, 특허 문헌 4에는 마그네슘 모상 내에 준결정을 발현시키기 위해서는 이트륨이나 그 밖의 희토류 원소 첨가가 필수적인 것과, 준결정 분산 및 결정 입자 미세화의 효과에 의해 전신재의 항복 이방성은 해소되는 것이 나타내어져 있다. 그리고, 또한 준결정 분산 마그네슘 합금의 2차 성형 가공 조건(가공 온도나 속도 등)에 대해서도 기재되어 있다. 단지 모두 희토류 원소의 첨가를 필수로 함으로써 상기한 바와 같은 지장이 있다.

한편, 희토류 원소의 첨가와는 다른 관점으로부터도 검토가 이루어져 있다. 예를 들면 비특허문헌 1, 2에는 Mg-Zn-Al로 이루어지는 준결정상의 생성에 대한 기재가 있지만 준결정이 단일상이기 때문에 Mg모상이 존재하지 않는다. 비특허문헌 3에는 주조법에 의한 것이므로 Mg모상의 결정 입경은 50㎛이상이다. 그 때문에, 상기 희토류 원소를 첨가한 것과 동등 또는 그 이상의 고강도·고연성·고인성 특성을 발휘하는 것은 나타내어져 있지 않고, 또한 기술적으로도 곤란한 것으로 생각된다.

일본 공개 특허 제 2002-309332호 공보 일본 공개 특허 제 2005-113234호 공보 일본 공개 특허 제 2005-113235호 공보 국제 공개 제 WO2008-16150호 공보

G. Bergman, J. Waugh, L. Pauling: Acta Cryst.(1957) 10 254. T. Rajasekharan, D. Akhtar, R. Gopalan, K. Muraleedharan: nature.(1986) 322 528. L. Bourgeois, C. L. Mendis, B. C. Muddle, J. F. Nie: Philo. Mag. Lett.(2001) 81 709.

이상 설명한 바와 같은 배경으로부터 본 발명에서는 희토류 원소를 사용하지 않고 저렴한 첨가 원소인 알루미늄을 사용하고, 준결정상이나 그 근사 결정상의 발현과 변형 가공 전의 미세 조직의 제어에 주목하여 Mg기 합금에 대해서 강도·연성의 트레이드 오프 밸런스화와, 마그네슘 합금 전신재의 중요 과제인 항복 이방성의 저감을 도모하는 것을 과제로 하고 있다.

본 발명은 상기 과제를 해결하는 것으로서 새로운 Mg기 합금을 제공한다. 이 Mg기 합금은, 즉 불가피적 불순물로서의 혼입을 제외하고는 희토류 원소를 그 조성에 있어서 함유하지 않는다. 그리고, 준결정상을 분산 함유하고 있다. 또한, 변형 가공 전에 있어서는 Mg합금의 주조 조직인 덴드라이트 조직(수지상 조직)을 갖고 있지 않다.

즉, 발명 1은 마그네슘 모상 중에 준결정상이 분산되어 이루어지고 변형 가공에 의해 소정의 형상으로 성형되는 변형 가공용 Mg기 합금 소재로서 그 준결정상 또는 그 근사 결정상을 생성하는 첨가 원소가 Zn과 Al로 이루어지고 덴드라이트 조직을 갖지 않는 것을 특징으로 한다.

발명 2는 발명 1의 변형 가공용 Mg기 합금 소재에 있어서, 상기 준결정상 또는 그 근사 결정상이 Mg-Zn-Al인 것을 특징으로 한다.

발명 3은 발명 1 또는 2의 변형 가공용 Mg기 합금 소재에 있어서, Zn이 6wt%∼35wt%, Al이 2wt%∼15wt% 첨가되어 이루어지는 것을 특징으로 한다.

발명 4는 발명 1∼4 중 어느 하나의 변형 가공용 Mg기 합금 소재에 있어서, 준결정상 또는 그 근사 결정상의 단위 면적당 전유 비율이 1%이상 40%이하인 것을 특징으로 한다.

발명 5는 Mg기 합금 소재가 변형 가공된 변형 가공재로서 상기 Mg기 합금 소재가 발명 1∼5 중 어느 하나의 변형 가공용 Mg기 합금 소재이며, 변형 가공 후의 Mg모상의 크기가 40㎛이하인 것을 특징으로 한다.

발명 6은 발명 5의 Mg기 합금 변형 가공재에 있어서, 그 준결정상 또는 그 근사 결정상의 크기는 20㎛이하인 것을 특징으로 한다.

발명 7은 발명 5 또는 6의 변형 가공재로서, 인장 항복 응력 300㎫이상, 압축 항복 응력 300㎫이상, 압축/인장 항복 응력비 1.0∼1.2, 소성 에너지 값(E) 20이상, 파단 신장 0.06이상인 것을 특징으로 한다.

발명 8은 발명 1∼4 중 어느 하나에 기재된 변형 가공용 Mg기 합금 소재의 제조 방법으로서, 마그네슘 모상 중에 준결정상이 분산되고, 그 준결정상 또는 그 근사 결정상을 생성하는 첨가 원소가 Zn과 Al로 이루어지는 Mg기 합금 주조재에 열처리를 실시해서 덴드라이트 조직을 소실시키는 것을 특징으로 한다.

발명 9는 발명 5∼7 중 어느 하나에 기재된 Mg기 합금 변형 가공재의 제조 방법으로서, 발명 8의 제조 방법에 의해 얻어진 변형 가공용 Mg기 합금 소재를 Mg모상의 크기가 40㎛이하가 되도록 변형 가공하는 것을 특징으로 한다.

<발명의 효과>

본 발명에서는 희토류 원소 대신에 Zn과 Al을 사용함으로써 희토류 원소를 사용한 것과 같거나 그 이상으로 양호한 준결정상을 마그네슘 모상 중에 발현시킬 수 있고, 변형 가공 전에 덴드라이트 조직을 배제함으로써 그 압출재의 인장, 압축의 양 강도를 비약적으로 향상시킬 수 있다. 그리고, 이 덴드라이트 조직의 배제는 항복 이방성을 저감하고, 강도와 연성의 트레이드 오프 밸런스화를 도모하게 된다. 2차 가공 조건에 의해서는 우수한 변형 및 가공능, 즉 우수한 초소성 거동을 발현시킨다.

도 1은 실시예 1의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 주조 상태 재료의 조직 관찰도.
도 2는 실시예 1의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 열처리재의 조직 관찰도.
도 3은 실시예 1의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 압출재의 조직 관찰도.
도 4는 실시예 1의 X선 측정 결과를 도시하는 그래프.
도 5는 실시예 1의 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선도.
도 6은 실시예 2의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 주조 상태 재료의 조직 관찰도.
도 7은 실시예 2의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 열처리재의 조직 관찰도.
도 8은 실시예 2의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 압출재의 조직 관찰도.
도 9는 실시예 3의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 주조 상태 재료의 조직 관찰도.
도 10은 실시예 3의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 열처리재의 조직 관찰도.
도 11은 실시예 4의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 주조 상태 재료의 조직 관찰도.
도 12는 실시예 4의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 열처리재의 조직 관찰도.
도 13은 실시예 2, 3, 4의 X선 측정 결과를 도시하는 그래프.
도 14는 Mg-12Al-4Zn의 고온 인장력 시험에 의해 얻어진 진응력-진변형.
도 15는 마그네슘 합금 전신재와 주조재의 강도와 파단 신장의 관계.
도 16은 마그네슘 합금 전신재와 주조재의 비강도(=항복 응력/밀도)와 파괴 인성값의 관계.
도 17은 비교예 1의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 투과형 전자 현미경에 의한 주조 상태 재료의 조직 관찰도.
도 18은 비교예 1의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 압출재의 조직 관찰도.
도 19는 비교예 1의 X선 측정 결과도.
도 20은 비교예 1 및 비교예 2의 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선도.
도 21은 비교예 3의 미세 조직 관찰 결과를 도시하는 사진 : 광학 현미경에 의한 압출재의 조직 관찰도.
도 22는 비교예 3의 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선도 곡선 : (a) 압출 가공 전에 열처리 없음 : 비교예 5, (b) 압출 가공 전에 열처리 있음 : 실시예 3이다.

본 발명의 Mg기 합금 소재와 변형 가공재에 있어서는 그 조성은 Mg, Zn, Al을 필수 원소로 하고 있다. 물론, 본 발명의 목적, 효과를 저해하지 않는 한은 다른 성분이나 원료, 제조에 따른 불가피적 불순물 성분이 함유되는 것도 허용된다.

일반적으로는, (100-a-b)wt.%Mg-awt.%Al-bwt.%Zn합금의 조성에 있어서 Mg-Zn-Al로 이루어지는 준결정상 또는 그 근사 결정상이 발현되는 조성 영역은 3≤a≤15이고 6≤b≤12, 및 2≤a≤15이고 12<b≤35인 것으로 생각된다. 본 발명에서는 압출이나 압연, 단조 등의 온간 변형 가공 전에 주조 조직인 덴드라이트 조직을 없애고, 미크론 사이즈의 준결정상의 입자나 그 근사 결정상의 입자, 예를 들면 금속간 화합물 입자를 마그네슘 모상에 분산시킨다.

여기서, 「준결정상」이란 Mg32(Al, Zn)49의 조성으로 이루어지고, 전자선 제한 시야 회절상이 5회 또는 3회 회전축을 따르는 것(참고로서 도 17의 오른쪽 위의 상)으로 정의된다. 또한, 「근사 결정상」이란 Al₂Mg₅Zn₂로 이루어지는 상으로 정의된다.

상기 조직을 얻기 위해서는 주조 후의 열처리에 의해 덴드라이트 조직을 실질적으로 배제할 수 있으면 좋은 것이고, 열처리 온도나 그 시간은 조성 비율에 따라 크게 좌우되므로 일률적으로는 한정할 수 없지만 일반적으로는 25×10℃∼40×10℃의 범위 내가 고려되지만 하기 실시예에 있어서는 열처리 온도가 30×10℃∼35×10℃이고, 유지 시간은 1∼72시간(3일)인 것이 바람직하다.

본 발명의 목적, 효과에 의한 항복 이방성이 해소된다는 것이란 일반적으로는 압축 항복 응력/인장 항복 응력의 비가 0.8이상을 나타내는 것으로서 정의된다.

또한, 강도·연성의 트레이드 오프 밸런스화의 효과에 대해서는 강도와 연성이 반비례의 관계를 나타내지 않는 것, 즉 비례에 가까운 관계를 나타내는 것으로서 정의된다.

이러한 효과를 나타내기 위해서는 마그네슘 모상의 크기, 즉 결정 입자의 평균 입경이 40㎛이하이고, 바람직하게는 20㎛이하이고, 보다 바람직하게는 10㎛이하이도록 한다. 마그네슘 모상의 크기(평균 입경)가 40㎛를 초과할 경우에는 항복 강도 : 300㎫이상이나 파단 신장 : 0.06이상을 달성하는 것이 곤란하다.

준결정 입자상의 단위 면적당 전유 비율이 1%이상 40%이하, 바람직하게는 2%이상 30%이하 함유되는 것이 바람직하다. 40%를 초과하면 연성 저하의 원인이 되고, 한편 1%미만에서는 고강도·고연성의 효과를 발휘하는 것이 어렵다.

또한, 여기서의 단위 면적당 전유 비율에 대해서는 SEM 또는 광학 현미경 관찰 등을 이용하여 점산법이나 면적법에 의해 측정, 산출된다. 또한, 준결정 입자상의 크기는 20㎛이하, 보다 바람직하게는 5㎛이하이고, 최소 50㎚이상으로 하는 것이 바람직하다. 20㎛를 초과하면 변형 중에 파괴의 핵이 되어 연성 저하의 원인이 되고, 한편 50㎚미만에서는 전위 피닝(dislocation pinning)을 저해하는 효과가 부족하여 고강도화를 달성하는 것이 어렵다. 또한, 석출 입자 등의 금속간 화합물 입자가 마그네슘 모상에 함께 분산되어 있어도 관계 없다. 상기 조직이나 특성을 얻기 위해서는 열처리 후의 시료에 가공하는 압출 등의 변형이 1이상이며, 가공 온도는 200∼300℃인 것이 바람직하다.

본 발명에 대해서는 중간재로서의 즉 열처리 후의 것(열처리재)과 이것에 변형 가공한 예를 들면 압출 후의 것(압출재)이 고려되지만, 압출재로서는 예를 들면 대표적으로는 이하와 같은 특성값의 모두를 만족하는 것으로서 본 발명의 Mg기 합금이 제공된다.

인장 항복 응력 300㎫이상,

압축 항복 응력 300㎫이상,

압축/인장 항복 응력비 1.0∼1.2,

소성 에너지 값(E) 20이상,

파단 신장 0.06이상

그래서 이하에 실시예를 나타내고, 더욱 상세하게 설명한다.

실시예 1

상용 순마그네슘(순도 99.95%)에 8질량% 아연과 4질량% 알루미늄(이하, Mg-8Zn-4Al로 기재)을 용해 주조하여 모합금을 제작했다(이하, 주조 상태 재료로 칭함). 이 주조 상태 재료를 325℃에서 48시간 로 내에서 열처리를 행했다(이하, 열처리재로 칭함). 이 열처리재를 기계 가공에 의해 직경 40㎜의 압출 빌릿(billet)을 준비했다. 압출 빌릿을 225℃로 승온한 압출 컨테이너에 투입하고, 1/2시간 유지한 후 25:1의 압출비로 온간 압출 가공을 실시하여 직경 8㎜의 압출재를 얻었다(이하, 압출재로 칭함).

주조 상태 재료, 열처리재, 및 압출재의 미세 조직을 광학 현미경에 의해 관찰했다. 또한, 열처리재와 압출재에 존재하는 입자를 동정(同定)하기 위해서 X선 측정을 행했다. 도 1은 주조 상태 재료, 도 2는 열처리재, 도 3은 압출재의 미세 조직 관찰예를 도시한다. 또한, 도 4에는 열처리재(a)와 압출재(b)의 X선 측정예를 도시한다. 도 1로부터 주조 상태 재료에 대해서 전형적인 주조 조직인 덴드라이트 조직(D)에 관한 다수의 입자의 존재를 확인할 수 있다. 도 2로부터 열처리재에서는 덴드라이트 조직(D)이 소멸되어 명료한 입계로 변화됨과 아울러 수미크론 정도의 준결정상 입자(P) 및 금속간 화합물 입자(P')의 분산을 관찰할 수 있다. 또한, 미세 조직 관찰용 부식액에는 피크르산을 사용하고, 부식 시간은 30초로 하고, 조직 관찰 시료 전부에 있어서 같은 조건에서 행했다.

도 3으로부터 압출재의 Mg모상 결정 입경은 약 3∼5㎛ 정도이고, 등축 입자(애스팩트비 2이하)로 이루어지는 것을 확인할 수 있다. 또한, 도 4에 도시하는 열처리재(a)와 압출재(b)의 양 시료의 X선 회절 패턴이 같은 것으로부터 압출 가공을 실시해도 마그네슘 모상 중에 준결정상과 금속간 화합물 입자의 존재를 확인할 수 있다. 도면 중 흰색 동그라미는 준결정상 즉 준결정상의 회절 각도 39.3, 42.4, 44.6°를, 검은색 동그라미는 마그네슘 모상의 회절 각도를 나타낸다.

또한, 압출재로부터 평행부 직경 3㎜, 길이 15㎜를 나타내는 인장력 시험편, 직경 4㎜, 높이 8㎜를 나타내는 압축 시험편을 채취했다. 각각의 시험편 채취 방향은 압출 방향에 대해서 평행 방향이며, 초기 인장·압축 변형 속도는 1×10^-3s^-1이다. 도 5에 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선을 도시한다. 인장, 압축 항복 응력은 각각 318, 350㎫이며, 우수한 강도 특성(특히, 압축 특성)을 나타내는 것을 알 수 있다. 인장·압축 항복 응력은 0.2%변형의 오프셋값을 사용하고, 파단 신장은 공칭응력 30%이상 저하되었을 때의 공칭변형값으로 했다. 또한, 압출재의 압축/인장 항복 응력의 비는 1.1이며, 항복 이방성의 해소를 확인할 수 있다.

실시예 2

주조 상태 재료의 조성을 Mg-6wt%Zn-3wt%Al으로 한 것 이외에는 상기 실시예 1과 마찬가지로 해서 주조 상태 재료, 열처리재, 압출재를 얻었다.

도 6은 주조 상태 재료, 도 7은 열처리재, 도 8은 압출재의 광학 현미경에 의한 미세 조직 관찰 사진이다. 또한, 압출재의 X선 측정예를 도 13(a)에 도시했다. 조직 관찰예로부터 도 1과 마찬가지로 주조 상태 재료는 전형적인 주조 조직인 덴드라이트 조직을 보이지만, 열처리에 의해 덴드라이트가 소멸되어 명료한 입계를 형성하여서, 수미크론 정도의 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 분산을 확인할 수 있다. 도 13의 X선 측정예로부터 실시예 1과 같이 압출재에 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 존재를 확인할 수 있다.

실시예 1과 마찬가지로 해서 실온 인장·압축 시험을 행하고 그 결과를 표 1에 나타낸다. 압출재의 압축/인장 항복 응력의 비는 1.0을 초과하고, 마그네슘 합금 전신재의 결점인 항복 이방성의 해소를 확인할 수 있다.

실시예 3

주조 상태 재료의 조성을 Mg-12wt%Zn-4wt%Al으로 한 것 이외에는 상기 실시예 1과 마찬가지로 해서 주조 상태 재료, 열처리재, 압출재를 얻었다.

도 9는 주조 상태 재료, 도 10은 열처리재의 광학 현미경에 의한 미세 조직 관찰 사진이다. 또한, 압출재의 X선 측정예를 도 13(b)에 도시했다. 조직 관찰예로부터 도 1과 같은 주조 상태 재료는 전형적인 주조 조직인 덴드라이트 조직을 보이지만 열처리에 의해 덴드라이트가 소멸되어 명료한 입계를 형성하여서 수미크론 정도의 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 분산을 확인할 수 있다. 도 13의 X선 측정예로부터 실시예 1과 같이 압출재에 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 존재를 확인할 수 있다.

실시예 1과 마찬가지로 실온 인장·압축 시험을 행하고 그 결과를 표 1에 나타낸다. 압출재의 압축/인장 항복 응력의 비는 1.0을 초과하고, 마그네슘 합금 전신재의 결점인 항복 이방성의 해소를 확인할 수 있다.

실시예 4

주조 상태 재료의 조성을 Mg-20wt%Zn-2wt%Al으로 한 것 이외에는 상기 실시예 1과 마찬가지로 해서 주조 상태 재료, 열처리재, 압출재를 얻었다.

도 11은 주조 상태 재료, 도 12는 열처리재의 광학 현미경에 의한 미세 조직 관찰 사진이다. 또한, 압출재의 X선 측정예를 도 13(c)에 도시했다. 조직 관찰예로부터 도 1과 같은 주조 상태 재료는 전형적인 주조 조직인 덴드라이트 조직을 보이지만 열처리에 의해 덴드라이트가 소멸되어 명료한 입계를 형성하여서 수미크론 정도의 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 분산을 확인할 수 있다. 도 13의 X선 측정예로부터 실시예 1과 같이 압출재에 준결정상 입자와 금속간 화합물 입자의 존재를 확인할 수 있다.

<비교예 1>

상기 실시예 1과 같은 주조 상태 재료를 사용하고, 열처리하지 않고, 압출 온도가 300℃인 것 이외에는 실시예 1과 마찬가지로 압출재를 얻었다.

상기 압출재를 실시예 1과 마찬가지로 해서 실온 인장·압축 시험을 행하고 그 결과를 표 1에 나타낸다.

실시예 1과 마찬가지로 해서 상기 비교예에 있어서도 압출재의 미세 조직 관찰 및 X선 측정을 실시했다. 관찰 부위는 압출 방향에 대해서 평행한 면이다. 모합금에 있어서도 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용한 조직 관찰 및 X선 측정을 행했다.

도 17에 주조 상태 재료의 투과형 전자 현미경에 의한 조직 관찰예를, 도 18에 압출재의 광학 현미경에 의한 미세 조직 관찰예를 도시한다. 또한, 도 19에 양 시료의 X선 측정예를 도시한다. 도 17로부터 마그네슘 모상에 수미크론 정도의 입자(P)가 존재하고, 제한 시야 회절상으로부터 이 입자(P)는 준결정상인 것을 알 수 있다. 또한, 도 18로부터 압출재의 마그네슘 모상의 평균적인 결정 입경은 12㎛이고, 등축 입자로 이루어지는 것을 확인할 수 있다. 평균적인 결정 입경은 절편법에 의해 산출되었다. 도 17, 18에 도시하는 양 시료의 X선 회절 패턴이 도 5에 도시하는 바와 같이 같기 때문에 압출 가공을 실시해도 마그네슘 모상 중에 준결정상의 존재를 확인할 수 있다. 또한, 도 19에 도시하는 흰색 동그라미는 준결정상의 회절 각도 39.3, 42.4, 44.6°를 나타낸다.

그리고, 또한 압출재로부터 평행부 직경 3㎜, 길이 15㎜를 나타내는 인장 시험편, 직경 4㎜, 높이 8㎜를 나타내는 압축 시험편을 채취했다. 각각의 시험편 채취 방향은 압출 방향에 대해서 평행 방향이고, 초기 인장·압축 변형 속도는 1×10^-3s^-1이다. 도 20에 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선을 도시한다. 도 20으로부터 얻은 기계적 특성을 표 1에 정리한다. 여기서, 항복 응력은 공칭변형 0.2%시의 응력값, 최대 인장 강도는 공칭응력의 최대값, 파단 신장은 공칭응력 30%이상 저하되었을 때의 공칭변형값으로 하고 있다.

<비교예 2>

비교예 2로서 전형적인 마그네슘 합금 전신재인 Mg-3wt%Al-1wt%Zn 압출재(초기 결정 입경 : 약 15㎛)의 공칭응력-공칭변형 곡선도 함께 도 20에 도시한다. 양 압출재의 결정 입경은 거의 동일 정도임에도 불구하고 비교예 1에 도시하는 압출재의 인장, 압축 항복 응력은 각각 228, 210㎫이다.

<비교예 3>

실시예 1과 같은 주조 상태 재료를 기계 가공에 의해 압출시의 가열 온도를 225℃로 한 것 이외에는 상기 비교예 1과 마찬가지로 해서 직경 8㎜의 압출재를 얻었다. 상기 실시예 1과 같은 조건에서 조직 관찰, 실온 인장·압축 시험을 행했다. 도 21에 압출재의 미세 조직 관찰, 도 22에 실온 인장·압축 시험에 의해 얻어진 공칭응력-공칭변형 곡선을 도시한다. 도 21로부터 Mg모상의 평균적인 결정 입경은 3.5㎛이었다. 도 22로부터 인장·압축 항복 응력은 각각 275, 285㎫이다.

<비교예 4>

상기 실시예 2와 같은 주조 상태 재료를 사용하고, 열처리하지 않고, 비교예 3과 마찬가지로 압출재를 얻었다.

상기 압출재를 비교예 1과 마찬가지로 해서 실온 인장·압축 시험을 행하고 그 결과를 표 1에 나타낸다.

<비교예 5>

상기 실시예 3과 같은 주조 상태 재료를 사용하고, 열처리하지 않고, 비교예 3과 마찬가지로 압출재를 얻었다.

<비교예 6>

상기 실시예 4와 같은 주조 상태 재료를 사용하고, 열처리하지 않고, 비교예 3과 마찬가지로 압출재를 얻었다.

표 1로부터 압출 가공 전의 열처리에 의해 소성 에너지의 값 : E(도 5의 사선 영역)가 향상되고, 강도·연성의 트레이드 오프 밸런스화를 나타내는 것을 알 수 있다.

여기서, 「소성 에너지의 값(E)은 응력-변형 곡선의 면적부, 즉 도 5의 사선부의 면적인 것으로 정의되는 것이고, 보다 큰 값인 것이 고강도나 고연성 재료인 것을 나타낸다.

또한, 본 발명의 목적, 효과에 관한 「항복 이방성의 저감」과 「강도·연성의 트레이드 오프 밸런스화」에도 관련해서 본 발명에 있어서는 실시예 1∼4의 결과로부터도 다음과 같은 특성값을 구비한 것으로서 높게 평가된다.

즉, 인장 항복 응력 300㎫이상, 압축 항복 응력 300㎫이상, 압축/인장 항복 응력비 1.0∼1.2, 소성 에너지 값(E) 20이상, 파단 신장 0.06이상이다.

실시예 5

실시예 1∼4와 비교예 3∼6에서 제작된 압출재의 고온 인장 특성을 평가했다. 압출재로부터 평행부 직경 2.5㎜, 길이 5㎜를 나타내는 인장 시험편을 채취했다. 각각의 시험편 채취 방향은 압출 방향에 대해서 평행 방향이다. 고온 인장 시험의 속도는 진변형 속도 일정으로 1×10^-2∼1×10^-5s^-1 범위 내, 온도는 200℃이다. 실시예 3과 비교예 5에서 사용된 Mg-12Zn-4Al 압출재를 사용하고, 고온 인장 시험에 의해 얻어진 진응력-진변형 곡선을 도 14에 도시한다. 변형 속도의 저하에 따라 파단 신장이 향상되는 것을 알 수 있다. 또한, 압출 가공 전에 열처리를 실시한 시료 쪽이 큰 파단 신장을 나타낸다. 표 2에 여러 가지의 시료의 고온 인장 시험에 의해 얻어진 파단 신장을 정리한다. 도 14와 같이 표 2로부터 압출 가공 전에 열처리를 실시한 시료 쪽이 큰 파단 신장을 나타내는 경향이 있고, 우수한 변형 및 가공능을 갖는 것을 알 수 있다.

(P) : 준결정
(P') : 금속간 화합물
(D) : 덴드라이트 조직
(E) : 소성 에너지

Claims

마그네슘 모상 중에 준결정상이 분산되어 이루어지고 변형 가공에 의해 소정의 형상으로 성형되는 변형 가공용 Mg기 합금 소재로서: 그 준결정상 또는 그 근사 결정상을 생성하는 첨가 원소가 Zn과 Al로 이루어지고 덴드라이트 조직을 함유하지 않는 것을 특징으로 하는 변형 가공용 Mg기 합금 소재.
제 1 항에 있어서,
상기 준결정상 또는 그 근사 결정상이 Mg-Zn-Al인 것을 특징으로 하는 변형 가공용 Mg기 합금 소재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 Zn이 6wt%∼35wt%, 상기 Al이 2wt%∼15wt% 첨가되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 변형 가공용 Mg기 합금 소재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 준결정상 또는 그 근사 결정상의 단위 면적당 전유 비율이 1%이상 40%이하인 것을 특징으로 하는 변형 가공용 Mg기 합금 소재.
Mg기 합금 소재가 변형 가공된 변형 가공재로서: 상기 Mg기 합금 소재가 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 변형 가공용 Mg기 합금 소재이고, 변형 가공 후의 Mg모상의 크기가 40㎛이하인 것을 특징으로 하는 Mg기 합금 변형 가공재.
제 5 항에 있어서,
그 준결정상 또는 그 근사 결정상의 크기는 20㎛이하인 것을 특징으로 하는 Mg기 합금 변형 가공재.
제 5 항 또는 제 6 항에 있어서,
인장 항복 응력 300㎫이상, 압축 항복 응력 300㎫이상, 압축/인장 항복 응력비 1.0∼1.2, 소성 에너지 값(E) 20이상, 파단 신장 0.06이상인 것을 특징으로 하는 Mg기 합금 변형 가공재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 변형 가공용 Mg기 합금 소재의 제조 방법으로서: 마그네슘 모상 중에 준결정상이 분산되고, 그 준결정상 또는 그 근사 결정상을 생성하는 첨가 원소가 Zn과 Al로 이루어지는 Mg기 합금 주조재에 열처리를 실시해서 덴드라이트 조직을 소실시키는 것을 특징으로 하는 변형 가공용 Mg기 합금 소재의 제조 방법.
제 5 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 Mg기 합금 변형 가공재의 제조 방법으로서: 제 8 항에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 변형 가공용 Mg기 합금 소재를 Mg모상의 크기가 40㎛이하가 되도록 변형 가공하는 것을 특징으로 하는 Mg기 합금 변형 가공재의 제조 방법.