KR20120049686A - 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 석출 강화형 합금계인 Mg-Zn 계 합금에 Ag, Ca 첨가원소를 통해 석출 거동을 개선하여 기계적 성질과 성형성이 개선된 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 , (a) Zn : 5~10중량%, Ag : 0.1~3중량%, Ca : 0.1~3중량%, Zr : 0.1~1중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕을 650~750로 유지하며 회전하는 두 냉각롤 사이에 주입하여 102~103K/s 의 냉각 속도로 냉각시켜 판재를 제조하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.

Description

고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 {MAGNESIUM ALLOY SHEET HAVING HIGH STRENGTH AND HIGH FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 고강도 마그네슘 합금 판재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 마그네슘에 첨가되는 합금 성분을 통한 2차상 제어, 박판주조 및 후속열처리를 통한 판재의 미세조직 제어를 통해 높은 강도와 성형성을 나타내는 마그네슘 합금 판재와 이러한 판재를 경제적으로 제조할 수 있는 제조방법에 관한 것이다.
마그네슘 합금은 실용 구조재료 중 가장 낮은 비중과, 우수한 비강도 및 강성을 나타내므로 최근 경량화가 필요한 휴대기기의 케이스 류와 자동차용 소재로서 수요가 증대되고 있는 상황이다.
그런데 그동안의 마그네슘 합금에 대한 연구는 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용할 수 있도록 고온 물성의 향상에 치중되어 온 반면, 특히 판재와 같이 경량화가 요구되며 다양한 분야에 적용될 수 있는 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구는 부족한 실정이었다.
한편, 현재 실용화되어있는 마그네슘 제품의 제조방법으로는 다이캐스팅과 틱소몰드(thixo-mold)법과 같은 마그네슘 합금의 사출성형에 의한 주조법이 주류를 이루고 있다. 그런데 마그네슘은 단위 체적당 잠열이 적어 주조결함이 발생하기 쉽기 때문에 주조결함을 제거하기 위한 후속 공정이 필수적인데, 이와 같은 후속공정은 생산성을 크게 저하시키고 생산단가를 높이는 문제가 있을 뿐 아니라, 상기한 주조법으로는 마그네슘 합금의 고강도화가 어려운 문제도 있다.
또한, 마그네슘 합금의 고강도화를 위한 방법으로 다이캐스팅식 주조와 같은 반연속 주조법에 따라 얻어진 주조재를 열간 압출하여, 그것을 압연가공과 같은 가공을 통해 한층 더 얇은 판재로 한 후에 프레스 가공 등의 성형 가공법에 의해 제품을 제조하거나 압출재를 그대로 단조가공으로 성형하는 등의 방법이 제안되고 있다.
그러나 주조법에 의해 제조된 마그네슘 합금은 결정립이 커서 그대로 프레스 가공 등 단조 가공 등으로 성형가공하기 어렵기 때문에 프레스 가공용 판재와 단조가공용 소재를 다이캐스팅 주조 등의 반연속 주조법으로 제조할 경우에는 주조법으로 얻은 소재를 다시 가열하여 열간압출함으로써 결정립을 미세화할 필요가 있다. 그런데 마그네슘 합금은 활성 금속이기 때문에 열간압출 시 가공 발열에 의한 표면 흑화나 연소를 막기 위해서 충분한 냉각이 가능한 속도로 압출을 해야하므로 압출 속도를 높이는 것도 제한적이다.
이에 따라 주조재를 프레스 또는 단조가공 소재로 사용하는 벙법은 생산성이 크게 떨어지고 제품의 가격이 높아지는 문제가 있다. 또한 열간압출하는 재료는 복잡한 형상으로 가공할 경우 결정립 미세화가 충분하지 않아 복잡한 형상으로 가공하기에도 곤란하다는 문제점이 있다.
한편, 현재 상업적으로 사용되고 있는 마그네슘 합금 판재의 조성과 인장 특성은 하기 표 1과 같다.
상용 마그네슘 합금 판재의 조성과 인장 특성
합금명칭 합금조성(중량%) 인장특성
Al Mn Th Zn Zr Mg 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
AZ31B-H24 3.0 - - 1.0 - Bal. 220 290 15
HK31A-H24 - - 3.0 - 0.6 Bal. 200 255 9
HM21A-T8 - 0.6 2.0 - - Bal. 170 235 11
상기 표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 상용 마그네슘 합금 판재의 경우, 항복강도(YS)가 200MPa 내외이며 인장강도(UTS)는 300MPa 이하의 수준으로 고강도가 요구되는 분야에 적용되기에는 강도가 충분하지 않고, 연신율(EL)도 10% 내외로 다양한 형태로 성형가공하기에 불충분하다.
더욱이, 전술한 바와 같은 마그네슘 합금 판재 제조상의 문제점으로 인해, 종래의 마그네슘 합금 판재는 제조원가가 매우 높은 문제점도 있다.
본 발명은 마그네슘 합금 판재에 있어서 상온 인장특성은 물론 특히 성형성을 향상시키기 위해 연구개발된 것으로서, 종래의 마그네슘 판재에 비해 상온 인장특성이 우수할 뿐 아니라 특히 성형성이 우수하여 다양한 분야에 사용될 수 있는 마그네슘 합금 판재를 제공하는 것을 해결하려는 과제로 한다.
또한 본 발명의 다른 과제는 상온 인장특성이 우수하고 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 경제적으로 제조할 수 있는 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 수단으로서 본 발명은, Zn, Ag, Ca 및 Zr을 합금원소로 포함하는 마그네슘 합금 판재로서, 한계돔높이(LDH) 값이 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재를 제공한다.
본 발명에 있어서, 한계돔높이(LDH) 값이란 판재의 성형성을 평가하는 하나의 지표로서, 도 1에 도시된 바와 같이, 직경 50mm, 두께 0.7mm의 디스크형 시험편의 외주부를 5KN의 힘으로 고정한 후 27mm의 직경을 가지는 구형 펀치를 이용하여 0.1mm/sec의 속도로 변형을 가하여 디스크형 시편이 파단될 때까지 변형된 높이를 말한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 LDH는 성형성이 양호한 알루미늄 합금인 Al5052 합금에 비해 양호한 값인 8mm 이상의 수치를 구현할 수 있으며, 9mm 이상, 나아가서는 10mm 이상도 가능하다. 따라서 판재를 복잡한 형상으로 가공할 필요가 있는 각종 부품에 적용하기 용이하다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Zn: 5 ~ 10중량%, Ag: 0.1 ~ 3중량%, Ca: 0.1 ~ 3중량%, Zr: 0.1 ~ 1중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재에 있어서, 미세조직의 결정립 평균 입경이 20㎛ 이하인 것이 바람직한데, 결정립의 평균 입경이 20㎛를 초과하게 되면 재료의 강도가 저하되기 때문이며, 10㎛ 이하가 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘합금 판재의 미세조직에 있어서, 시효처리로 석출된 입자의 평균 입경은 200nm 이하인 것이 바람직한데, 평균 입경이 200nm를 초과할 경우, 강도가 저하되기 때문이다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 상온에서의 항복강도(YS) 310MPa 이상, 인장강도(UTS) 330MPa 이상, 및 연신율 (EL)이 15% 이상인 것을 특징으로 한다.
상기 다른 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, (a) Zn: 5 ~ 10중량%, Ag: 0.1 ~ 3중량%, Ca: 0.1 ~ 3중량%, Zr; 0.1 ~ 1중량%를 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 용탕을 액체 분율이 70%인 온도에서 상기 용탕이 발화되기 전의 온도까지의 온도 범위로 유지시키는 단계; 및 (c) 상기 온도 범위로 유지된 용탕을 회전하는 두 냉각롤 사이에 주입하여 마그네슘 합금 판재로 박판 주조하는 단계;를 포함하고, 제조된 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH) 값이 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은 쌍롤식 박판 주조법을 통해 주조와 열간 압연 공정을 하나의 공정으로 동시에 진행하기 때문에 종래에 비해 경제적일 뿐 아니라, 잉곳 주조법에 비해 매우 빠른 냉각속도를 제공하여 입자를 미세화시킬 수 있어 강도를 향상시킬 수 있게 된다. 또한, 상기 (b) 단계의 용탕 온도가 액체 분율이 70% 이하가 되는 온도 미만일 경우 용탕의 점성이 높아져 상기 (c) 단계의 냉각롤에 접촉하기 전에 응고되어 롤을 빠져나오지 못하게 되고, 용탕이 발화되는 온도를 초과할 경우 공정을 수행할 수 없기 때문에, 용탕 온도는 액체 분율이 70%인 온도에서 상기 용탕이 발화되기 전의 온도까지로 유지해야 한다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 (c)단계에서 두 냉각롤 사이의 간격을 1 ~ 8mm로 유지시키고 용탕 주입시 냉각롤의 회전 속도를 0.2 ~ 20m/min으로 유지시킴으로써, 용탕의 냉각 속도가 102 ~ 103K/s가 되도록 하는 것을 특징으로 한다. 냉각롤의 간격 및 회전속도를 용탕의 냉각속도가 102~103K/s가 되도록 하는 것인데, 용탕의 냉각 속도가 102K/s 미만인 경우, 냉각 속도가 느려서 일반적인 몰드 주조법과 미세조직상 큰 차이가 없고 주조 전에 용탕의 흐름이 불안정 해질수 있는 문제점이 있고, 103K/s을 초과하는 경우에는 매우 얇은 리본형태를 얻는 급랭응고법을 제외하고는 상용적으로 도달하기 어렵기 때문이다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 주조된 마그네슘 합금 판재를 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24시간 용체화 처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 박판 주조된 합금판재에는 주조시 발생할 수 있는 합금원소의 편석에 의해 후 가공시 가공재의 특성 불균일이 발생할 수 있어 용체화 처리를 하는 것이 바람직한데, 용체화 처리 온도 및 시간은 주 합금원소인 Zn의 확산도와 SDAS(secondary dendrite arm spacing)와, DTA/DSC를 통해 측정된 용융시작(incipient melting) 여부 및 산화도를 고려하여 설정되며, 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24시간의 조건으로 수행되어야만 충분한 용체화 처리 결과를 얻을 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 추가로 상기 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 400℃에서 예열한 후 가열된 압연롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 예열온도범위(가공온도범위)는 건전한 판재를 얻을 수 있는 범위이므로, 상기 범위 내에서 가공하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 다른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 압연 후 300 ~ 450℃에서 0.5 ~ 10시간 동안 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 이와 같은 열처리 조건의 설정 이유는 상기 용체화 처리단계와 동일하다.
또한, 본 발명에 다른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상온 인장특성을 향상시키기 위하여, 상기 압연 후 열처리된 마그네슘 합금 판재를 150 ~ 200℃에서 12시간 이상 시효처리를 수행하는 단계를 포함할 수 있는데, 이는 상기 열처리 조건 범위에 있을 때 가장 효율적으로 인장특성을 향상시킬 수 있기 때문이다.
한편, 본 발명에 있어서 상기와 같이 합금 성분을 선택하고 한정한 이유는 다음과 같다.
Zn은 Mg 기지 내에서의 최대 고용한이 340℃에서 6.2중량%로서, 1.0중량% 이상 첨가 시 열처리를 통하여 침상 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타낸다.
그러므로 1.0중량% 미만으로 첨가할 경우 석출 강화 현상의 거의 기대할 수 없으며, 10중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 결정립계에 평형상의 석출이 조장되어 기계적 성질의 저하를 가져올 수 있다. 따라서 본 발명에서 Zn의 석출 강화 효과를 극대화하기 위한 조성 범위로서 5 ~ 10중량%의 범위로 하는 것이 바람직하며, 5 ~ 7중량%로 첨가할 경우 시효강화 효과를 극대화시킬 수 있으므로, 보다 바람직하다.
Ag은 합금의 시효경화 거동에 영향을 주어 열처리시 합금의 기계적 특성을 향상시키는 효과를 가지기 때문에 석출강화를 위한 추가적인 첨가원소로서 사용된다. 그런데 이러한 Ag의 함량이 3중량% 이상 첨가될 경우 시효경화 거동에 추가적인 강화 효과가 미비하고, 4중량% 이상 첨가시에는 열처리에 따라 결정립계에 합금의 연성에 악영향을 미치는 조대한 Mg-Ag 석출상을 형성한다. 또한 Ag 함량이 0.1중량% 미만일 경우 석출강화 효과를 기대하기 어렵기 때문에, Ag의 함량은 0.1 ~ 3중량%로 제한한다.
Ca은 마그네슘 합금의 고온 강도 향상에 유효한 원소이다. 또한 Ag와 병행하여 사용하였을 경우 Ag 단일 원소를 첨가하였을 경우에 비해 월등히 우수한 강도 상승효과를 볼 수 있다. 이러한 Ca의 함량이 0.1중량% 미만일 경우 상온 강도 상승 효과가 불충분하고, 또한 Ca 함량이 5중량% 이상으로 과도하게 첨가될 경우 용탕의 유동성을 감소시켜 주조성을 떨어뜨리고 열간 균열을 조장하며 응고 시 금형과의 점착성을 증가시켜 생산성을 저하시킨다. 따라서 Ca는 5중량%보다 낮도록 0.1 ~ 3중량%가 되도록 제한한다.
Zr은 마그네슘 합금의 결정립을 미세화시키는 역할을 함으로써 연신율을 향상시키는데, 이는 지르코늄의 격자상수가 마그네슘과 유사하여 용해시 형성된 Zr 입자가 응고과정에서 마그네슘의 핵생성 장소를 제공하기 때문인 것으로 보인다. 그리고 Zr과 Zn, 희토류 금속 등이 함께 첨가되면 결정립 미세화 효과가 증가할 수 있다. Zr이 결정립 미세화 효과를 가지려면 마그네슘 내에 고용된 상태로 존재하여야 하는데 그 함량이 0.1중량% 미만일 경우 그 효과가 미비하고 또한 1중량% 이상 첨가시 상온에서 마그네슘 내의 한계고용량을 초과하여 한계고용량을 초과하는 Zr은 편석을 일으켜 오히려 물성을 저하시킬 수 있으므로, Zr 첨가 함량은 0.1 ~ 1중량%로 제한한다.
본 발명에 있어서, 불가피한 불순물이란 원료 또는 제조과정에서 의도되지 않은 상태로 혼입된 성분을 말하며, 혼입된 성분은 본 발명에 따른 마그네슘 합금의 물성에 영향을 미치지 않도록 0.5중량% 이하로 함유되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01중량% 이하이어야 한다. 특히, Fe, Ni, Cr, Cu, Co 등의 원소는 내식성에 악영향을 미칠 수 있으므로 0.005중량% 이하가 되도록 관리가 필요하다.
본 발명에 의하면, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재의 제조방법과 달리 쌍롤식 박판 주조법에 맞는 합금성분의 설계와, 박판 주조 및 그 후속 열처리 또는 가공 열처리를 통한 결정립 미세화와 금속간화합물 형성의 제어를 통해, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 상온 강도는 물론 연신율과 성형성이 크게 향상된 마그네슘 합금 판재를 얻을 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 의하면, 종래의 판재의 제조공정에 비해 제조공정수가 줄기 때문에, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 저렴한 비용으로 마그네슘 합금 판재를 제조할 수 있다. 또한 최종 압하량을 크게 줄일 수 있기 때문에 집합조직의 형성을 최소화할 수 있고, 이로부터 개선된 프레스 성형성을 얻을 수 있다.
도 1은 본 발명에서 사용한 한계돔높이 값을 측정하는 과정을 설명하기 위한 개략도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 사용한 박판주조장치의 개략도이다.
도 3a는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조된 마그네슘 판재를 330℃에서 24시간 열처리한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 3b는 도 3a의 열처리 후 추가적으로 400℃에서 1시간 열처리한 후의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 3c는 본 발명의 실시예에 따라 박판주조된 마그네슘 판재를 330℃에서 열처리를 행하지 않고 곧바로 400℃에서 열처리를 한 후의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4a는 본 발명의 실시예에 따라 주조된 마그네슘 합금 판재를 압연한 후 400℃에서 1시간 동안 용체화 처리한 후의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4b는 본 발명의 실시예와 동일한 조성을 갖는 마그네슘 합금을 압출방식을 통해 판재로 제조한 후, 400℃에서 1시간 동안 용체화 처리한 후의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 5a 및 5b는 각각 본 발명의 실시예에 따라 T6 열처리된 시편의 석출상을 TEM을 통해 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 6a 및 6b는 각각 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 (0002) 베이슬 폴 피겨(basal pole figure) 분석 결과를 보여주고 있다.
도 7은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이 시험을 한 시편의 사진이다.
본 발명의 실시예들을 설명하기 위해 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함하는 의미이다. 그리고 '포함한다'의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및 /또는 성분을 구체화하며 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만 여기에 사용되는 기술용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미이다. 또한, 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련 기술 문헌과 현재 개시된 내용에 부합되는 사전에 정의된 용어들은 관련 기술 문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 갖는 것으로 추가 해석되고 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하 첨부된 도면들을 참조하여 마그네슘 합금 판재의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 마그네슘 합금 판재에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만 본 발명이 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 변경할 수 있음은 자명하다.
[마그네슘 합금 판재의 제조]
먼저, 순 Mg (99.9%)과 순 Zn (99.9%), 순 Ag (99.9%), Mg-2.5중량%Ca 모합금 및 Mg-33중량%Zr 모합금을 사용하여 CO2와 SF6 혼합가스 분위기 하에서 용해하여 마그네슘 합금 용탕을 제조하였다. 이때 제조된 용탕에서 각 성분의 함량 비율은 하기 표 2과 같이 되도록 조절하였다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 사용한 쌍롤식 박판주조 장치에 대한 개략도이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 쌍롤식 판재 주조 장치는 용해로(10), 노즐(20), 및 두 개의 냉각 롤(30)을 포함한다. 또한 비록 도면에 구체적으로 도시하지는 않았지만 쌍롤식 박판주조장치는 쌍롤식 박판주조법을 적용하는데 필요한 부수적인 구성 요소들을 포함하고 있다.
이와 같은 쌍롤식 박판주조장치를 통한 주조방법은 구체적으로, CO2와 SF6 혼합가스 분위기 하에서 유도 용해로(10)에서 상기와 같은 조성으로 용해된 용탕을 액체 분율이 약 70%인 온도(약 650℃)에서 용탕이 발화되기 전의 온도까지의 온도(약 950℃) 범위 내로 유지시키며 노즐(20)로 이송시킨다. 이때 용탕의 온도가 지나치게 높으면 냉각롤을 거친 판재의 내부에 액상이 존재할 수 있기 때문에, 이점을 고려하여 본 발명의 실시예에서는 750℃ 이하, 구체적으로 710℃에서 30분간 유지시킨 후 노즐(20)로 이송시켰다.
710℃로 온도가 유지된 용탕은 노즐(20)을 거쳐 쌍롤식 박판주조장치에 구비된 냉각장치(미도시)에 의해 냉각되고 있는 두 개의 냉각 롤(30) 사이로 주입된다. 이때 두 냉각롤 사이의 간격은 약 2mm로 유지되도록 하였고 용탕 주입시 냉각롤의 회전속도를 약 4m/min으로 유지하였는데, 이러한 조건하에서 용탕의 냉각 속도는 약 300K/s가 되었다. 이와 같은 주조방법을 통해 길이 약 5m, 폭 약 70mm, 및 두께 약 2mm인 마그네슘 합금 판재를 얻었다.
이와 같이 주조된 판재를 다음과 같은 방법으로 후속 가공 및 열처리를 수행하였다.
먼저, 주조된 판재를 330℃에서 12시간 용체화 처리를 한 후, 추가적으로 400℃에서 1시간 용체화 처리를 하였다. 이같이 연속적인 단계별 열처리를 행하는 이유는 입계에 존재하는 2차 상들의 용해로 인해 결함이 발생하는 것을 피하기 위함이다.
도 3은 연속적인 단계별 열처리에서 330℃에서 24시간 열처리한 미세조직(도 3a)과 추가적으로 400℃에서 1시간 열처리한 조직(도 3b)을 보여주고 있다. 도 3c는 330℃에서 열처리를 행하지 않고 바로 400℃에서 열처리를 할 경우 2차 상들의 용해로 인해 결함이 발생하는 것을 보여주고 있다.
이어서 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 300℃로 예열하여 200℃로 가열된 압연 롤로 패스당 10%씩의 압하율을 주면서 5 패스로 50% 압연을 하였으며, 이와 같이 압연된 판재를 다시 400℃에서 1시간 동안 용체화 처리한 후 160℃에서 24시간 시효처리를 하는 T6 열처리를 하였다.
도 4a는 본 발명에 의해 제조된 마그네슘 합금 판재를 압연한 후 400℃에서 1시간 동안 용체화 처리한 후의 미세조직을 나타낸 것이다. 도 4a에서 확인되는 바와 같이 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 경우, 일반적인 주조 공정 및 압출 공정을 거친 합금의 미세조직에 비해 상당히 균일하고 미세한 조직을 보여준다. 평균 결정립 크기는 5 ~ 6㎛인데, 압출 방식으로 제조된 동일한 조성의 용체화 처리된 합금의 미세조직(도 4b)에 비해 상당히 균일하고 미세한 조직을 나타냄을 알 수 있다.
도 5는 T6 열처리된 시편의 석출상을 TEM을 통해 관찰한 결과를 나타낸 것인데, 석출상이 [2-1-10] 정대축에서 Mg <0001> 기지면과 평행한 방위관계를 가지고 있고 다이아몬드 형태와 판상 형태의 두 가지 형태의 석출상이 존재하고 있음을 보여준다.
[인장 시험]
이상과 같이 제조된 주조 및 후가공 처리를 마친 마그네슘 합금 판재의 인장 특성을 평가하기 위해 게이지 길이 12.6mm, 게이지 너비 5mm, 두께 1mm를 갖는 인장 시편을 제작하여, 6.4×10-4s-1의 변형률 속도로 인장 시험하였다. 하기 표 2는 이상과 같은 방법에 의해 측정된 인장 특성을 나타낸 것이다.
조성(중량%) 열처리 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
Mg-6Zn-0.45Ag-0.25Zr T4 162 283 22
T6 275 307 9
Mg-6Zn-0.45Ag-0.2Ca-0.25Zr T4 171 271 19
T6 304 330 16
Mg-6Zn-0.48Ag-0.2Ca-1.5Zr T4 167 270 8
T6 312 332 9.5
Mg-6Zn-0.5Ag-0.1Ca-0.2Zr T4 177 285 28
T6 316 342 17
상기 표 2에서 확인되는 바와 같이 Ag와 Ca을 동시에 첨가하였을 경우 Ca을 첨가하지 않았을 때와 비교해 보면, 용체화 처리 후와 시효처리 후의 항복강도 증가분이 현저히 크다는 것을 확인할 수 있다. 또한 Zr의 첨가량이 1중량%를 초과하였을 경우 국부적인 Zr 편석으로 인한 연신율 저하를 보여주고 있다.
조성(중량%) 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)
ZM61 256 310 16
ZMA611 307 330 16
ZMA613 319 360 6.3
Mg-6Zn-5Ag-0.1Ca-0.2Zr 316 342 17
Al 6009 325 345 12
상기 표 3은 본 발명의 실시예에 따라 제조한 마그네슘 합금 판재와 기존에 알려진 마그네슘 합금을 본 발명의 실시예와 동일하게 제조한 마그네슘 판재 및 상용 Al 6009 합금 판재의 인장성질을 비교한 것이다. 상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 박판 주조된 종래의 마그네슘 합금 판재에 비해서 인장 강도 및 연신율이 우수할 뿐 아니라, 현재 각종 운송수단에 적용되고 있는 상용 Al 6009 계열과 비교하였을 경우에도 대등한 인장 특성을 보이고 향상된 연신율을 보이고 있다.
[성형성 평가]
또한, 제조된 마그네슘 합금 판재의 프레스 성형성을 평가하기 위하여, 한계돔높이(LDH) 시험을 행하였다. 한계돔높이 시험은 직경 50mm, 두께 0.7mm의 디스크형 시험편을 제작한 후, 상부다이와 하부다이 사이에 시험편을 삽입한 후 5kN의 힘으로 시편을 고정하였으며, 윤활유는 공지의 프레스유를 사용하였다. 그리고 27.5mm의 직경을 갖는 구형 펀치를 사용하여 0.1mm/sec의 속도로 변형을 가하여, 도 1에 도시된 바와 같이 시편의 파단 시까지 펀치를 삽입한 후 파단 시의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다.
조성(중량%) 결정립크기
(㎛)		 열처리
(압연+온도/시간)		 Eu
(%)		 LDH
(mm)
Mg-6Zn-0.5Ag-0.1Ca-0.2Zr 7 50%+400℃/1h 20 10.7
Mg-6Zn-0.45Ag-0.2Ca-0.25Zr 7 50%+400℃/1h - 10.4
ZW41 4 75%+330℃/24h 21 6.6
Al5052 - - 16 7.7
상용 AZ31 H24 - - 15 2.7
상기 표 4에서 확인되는 바와 같이, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 경우, 최대 연신율을 제공하는 열처리 조건에서 종래의 우수한 성형성을 나타내는 ZW41 합금 및 상용 Al 5052계열과 비교해 볼 때 연신율 및 LDH 값이 크게 향상되었음을 확인할 수 있다.
또한, 상용 AZ31 H24 합금과 비교해 볼 때도 월등히 우수한 성형성을 보여주고 있다. 또한, 동일한 합금 조성을 가지는 압출재와 미세조직을 비교하였을 경우 박판주조로 제조된 합금의 경우 압출로 제조된 합금의 미세조직에 비해 상당히 균일한 크기 분포를 가지는 미세조직(도 4a, 4b)을 가지고 있어 박판주조로 판재를 제조하였을 경우 미세조직 제어가 용이하여 고성형성을 기대할 수 있다.
도 6a 및 6b는 각각 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 (0002) 베이슬 폴 피겨(basal pole figure) 분석 결과를 보여주고 있다. 일반적으로 마그네슘 합금 판재의 경우 압연과정을 거치면서 베이슬 플레인(basal plane)의 폴 강도(pole intensity)가 강해지고, 이와 같은 텍스쳐(texture)의 강도(intensity) 증가는 슬립계가 적은 마그네슘의 경우 성형성을 저해하는 현상으로 알려져 있다.
따라서 종래의 많은 연구가 이와 같은 베이슬 폴(basal pole)의 최대 강도(maximum intensity)를 낮추고 랜덤 텍스쳐(random textrue)를 가지기 위한 다양한 공정 및 열처리에 관해서 이루어져 왔다.
그런데 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 기존의 마그네슘 합금 판재에 비해 압연 후에도 6.2의 낮은 강도(intensity)(도 6a 참조)를 보여주고 있으며 최고 연신율 및 최고 LDH 값을 나타내는 열처리를 한 합금 시편의 경우 4.3의 낮은 강도(intensity)(도 6b 참조)를 보여주고 있다.
도 7은 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재로 만든 시편으로 한계돔높이 시험을 한 후의 시편 상태를 보여주는 것으로, 2개의 실시예 모두 변형 높이가 10mm를 초과하고 있음을 알 수 있다.
이와 같이 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 압연 후 열처리를 통해 경량금속인 알루미늄과 대등한 기계적 특성을 가지도록 고성형성 및 고강도의 기계적 물성을 동시적으로 제어할 수 있다. 또한 기존의 마그네슘 합금 판재는 열처리형 알루미늄에 비해 비교적 강도가 많이 떨어지는 편이었으나 본 발명의 실시예에 따른 합금 판재는 고강도를 구현함으로써 고강도 판재가 요구되는 자동차 및 구조재료 산업에 적용할 수 있을 뿐만 아니라 종래의 마그네슘에 비해 월등히 우수한 성형성으로 인해 기존의 마그네슘 합금 판재가 적용되지 못한 복잡한 형태의 판재가 요구되는 다양한 분야에 적용할 수 있다.

Claims (13)

  1. Zn, Ag, Ca 및 Zr을 합금원소로 포함하는 마그네슘 합금 판재로서, 한계돔높이(LDH) 값이 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 LDH값이 9mm 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 LDH값이 10mm 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 Zn: 5 ~ 10중량%, Ag: 0.1 ~ 3중량%, Ca: 0.1 ~ 3중량%, Zr: 0.1 ~ 1중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 미세조직의 결정립 평균 입경이 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 미세조직의 결정립 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  7. 제 4 항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도(YS)가 310MPa 이상, 인장강도(UTS)가 330MPa 이상, 연신율 (EL)이 15% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재.
  8. (a) Zn: 5 ~ 10중량%, Ag: 0.1 ~ 3중량%, Ca: 0.1 ~ 3중량%, Zr; 0.1 ~ 1중량%를 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계;
    (b) 상기 용탕을 액체 분율이 70%인 온도에서 상기 용탕이 발화되기 전의 온도까지의 온도 범위로 유지시키는 단계; 및
    (c) 상기 온도 범위로 유지된 용탕을 회전하는 두 냉각롤 사이에 주입하여 마그네슘 합금 판재로 박판 주조하는 단계;를 포함하며,
    제조된 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH) 값이 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 (c)단계에서 두 냉각롤 사이의 간격은 1 ~ 8mm로 유지시키고 용탕 주입시 냉각롤의 회전 속도를 0.2~20m/min으로 유지시킴으로써, 용탕의 냉각 속도가 102~103K/s가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  10. 제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
    상기 주조된 마그네슘 합금 판재를 250 ~ 450℃에서 0.5 ~ 24시간 용체화 처리하는 단계를 포함하고 상기 용체화 처리는 2단계 이상으로 구분되어 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 350 ~ 400℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 압연 후 300 ~ 450℃에서 0.5 ~ 10시간 동안 용체화처리를 수행하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 압연 후 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 150 ~ 200℃에서 12시간 이상 시효처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
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