KR20120055304A

KR20120055304A - 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120055304A
Application number: KR1020100116975A
Authority: KR
Inventors: 김낙준; 김도향; 김동욱; 배준호
Original assignee: 포항공과대학교 산학협력단
Priority date: 2010-11-23
Filing date: 2010-11-23
Publication date: 2012-05-31
Also published as: EP2644728A4; WO2012070870A2; WO2012070870A3; EP2644728A2; KR101303585B1

Abstract

본 발명은 석출 강화형 합금계인 Mg-Zn 계 합금에 Ca 을 첨가하고, 쌍롤식 박판주조와 후속 가공 열처리 공정에 의한 석출 거동을 개선하여 우수한 강도와 함께 낮은 이방성을 가져 특히 프레스 성형성이 종래의 마그네슘 함금 판재에 비해 크게 개선된 고성형성 마그네슘 합금 판재를 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 ,Zn: 1 ~ 10 중량%, Ca: 0.1 ~ 5 중량%를 함유하고, 나머지 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 한계돔높이(LDH)가 7mm 이상인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재를 제공한다.

Description

상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 {MAGNESIUM ALLOY SHEET HAVING EXCELLENT ROOM TEMPERATURE FORMABILITY AND METHOD OF FABRICATING THE SAME}

본 발명은 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 마그네슘에 첨가되는 합금 성분을 통한 2차상 제어와 박판주조 및 후속 가공 열처리를 통해, 우수한 프레스 성형성을 나타내며, 성형 후 추가 열처리를 통해 고강도를 확보할 수 있는 마그네슘 판재의 제조 방법과 이 방법에 의해 제조된 마그네슘 판재에 관한 것이다.

마그네슘 합금은 실용 구조재료 중 가장 낮은 비중, 우수한 비강도, 및 강성을 나타내는 구조 재료용 합금으로, 최근 경량화가 필요한 휴대기기의 케이스류와 자동차용 소재로서 수요가 증대되고 있는 상황이다.

그런데 마그네슘 합금에 대한 그동안 연구는 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용하기 위해 고온 물성의 향상에 치중되어온 반면, 판재와 같이 다양한 분야에 적용될 수 있는 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구는 부족한 실정이었다.

마그네슘 합금 판재를 다양한 분야에 사용하기 위해서는 다양한 형상의 부품으로 가공할 수 있도록 우수한 성형성을 갖는 마그네슘 합금 판재의 개발이 필수적이며, 이러한 요구를 반영하여 최근 고온에서 높은 성형성을 갖는 마그네슘 판재에 대한 연구가 진행되고 있다.

그런데 마그네슘 합금 판재의 보다 다양한 분야로의 적용을 위해서는 상온에서 높은 성형성을 갖는 마그네슘 합금 판재의 개발이 요구된다.

한편, 마그네슘 합금 판재의 제조 방법으로, 종래 일반 주조나, 다이캐스팅과 같은 반연속 주조법에 따라 얻어진 주조재를 열간압출 및 압연가공함으로써 목표하는 두께의 판재로 만드는 방법이 알려져 있는데, 이 방법은 결정립 크기가 큰 주조재의 결정립 크기를 열간압출을 통해 미세화함으로써 프레스 또는 단조가공이 가능한 소재로 만드는 것을 특징으로 한다. 한편, 마그네슘은 활성이 높은 금속이기 때문에 열간압출을 할 때 발생하는 가공열에 의해 표면흑화나 연소가 발생하기 쉽다. 이에 따라 마그네슘의 열간압출 공정에서는 표면흑화나 연소가 발생하지 않을 정도로 냉각이 가능한 속도로 압출을 해야 하므로 압출속도를 높이는데 제한이 있다. 즉, 종래의 마그네슘 판재 공정에 필수적인 열간압출 공정은 생산성을 낮추가 제조원가를 높이는 주요인이 되어 왔다. 더욱이 열간압출 공정만으로 결정립을 미세화시키는데에는 한계가 있기 때문에, 복잡한 형상으로 미려하게 가공하기 곤란하다는 문제점도 있다.

이러한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명자들은 한국공개특허공보 제2010-38809호에 개시된 바와 같이, Mg-Zn계 합금에 아연(Zn)의 함량을 고려하여 이트륨(Y)을 첨가하고, 박판주조와 후속 가공 열처리 공정에 의한 조직의 미세화 및 분산상의 거동 제어를 통해, 프레스 성형성이 개선된 마그네슘 합금 판재를 제안하였다.

그런데, 상기 마그네슘 합금은 고가의 이트륨을 사용할 뿐 아니라, 상용의 알루미늄에 비하면 여전히 프레스 성형성이 낮아 적용분야에 일정한 한계를 가지는 문제점이 있다.

본 발명은 종래의 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법의 문제점을 해결하기 위해 연구개발된 것으로서, 저가의 합금원소를 사용하여 저비용으로 제조할 수 있을 뿐 아니라, 상용의 알루미늄에 상당하는 프레스 성형성을 구비하여 복잡하고 다양한 부품의 제조에도 적합하게 사용될 수 있는 마그네슘 합금 판재와 이의 제조방법을 제공하는 것을 해결하려는 과제로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해 본 발명은, Zn과 Ca을 합금원소로 포함하는 마그네슘 합금 판재로서, 한계돔높이(LDH)가 7mm 이상, 바람직하게는 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재를 제공한다.

'한계돔높이(이하, LDH(Limit Dome Height))'란, 판재의 성형성 특히 프레스성을 평가하는 지표로서, 본 발명에서는 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 펀치가 이동한 거리(즉, 시험편이 변형된 높이)를 의미한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 상기 Zn의 함량이 1 ~ 10중량%, 바람직하게는 1 ~ 7중량%, 상기 Ca의 함량이 0.1 ~ 5중량%, 바람직하게는 0.5 ~ 3중량%인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 미세조직상 결정립 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 항복강도(YS)가 200MPa 이상, 인장강도(UTS)가 270MPa 이상, 연신율(EL)이 12% 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, (0002)면의 집합강도(texture intensity)가 2.5 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해, (a) Zn: 1 ~ 10중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%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; (c) 상기 온도 범위로 유지된 용탕을 회전하는 두 냉각롤 사이에 주입하여 마그네슘 합금 판재로 박판 주조하는 단계; (d) 상기 주조된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 490℃에서 1 ~ 24시간 용체화 처리하는 단계; (e) 상기 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 400℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계; 및 (f) 상기 압연 후 300 ~ 490℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 용체화 처리를 수행하는 단계;를 포함하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 (c)단계의 두 냉각롤 사이의 간격은 1 ~ 5mm로 하고 용탕 주입시 냉각롤의 회전 속도는 0.2 ~ 20m/min로 함으로써, 용탕의 냉각 속도가 10²~ 10³K/s가 되도록 하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 Zn의 함량은 1 ~ 10중량%, 바람직하게는 1 ~ 7중량%이고, 상기 Ca의 함량은 0.1 ~ 5중량%, 바람직하게는 0.5 ~ 3중량%인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 추가로 상기 압연 후 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 150 ~ 200℃에서 1 ~ 72 시간 동안 시효처리를 수행하는 단계;를 포함할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 Ca의 첨가를 Mg-Ca 모합금을 첨가하는 방법으로 수행하는 것을 특징으로 한다. 이는 순수 Ca를 사용할 경우 Ca의 녹는점이 높아서 주조시 원하는 조성만큼 쉽게 첨가되지 않기 때문이며, Mg-Ca 모합금은 Mg-2~3.5중량%Ca 모합금이 바람직하다.

다음으로 본 발명에 있어서 상기와 같이 합금조성과 제조공정을 제한한 이유를 설명한다.

Zn은 Mg 기지 내에서의 최대 고용한이 340℃에서 6.2중량%로서, 1.0중량% 이상 첨가 시 열처리를 통하여 침상 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타내므로, 1.0중량% 미만으로 첨가할 경우 석출강화 현상의 거의 기대할 수 없고, Zn을 10중량% 초과하여 첨가할 경우에는 결정립계에 평형상의 석출이 조장되어 기계적 성질의 저하를 가져올 수 있다. 따라서 Zn의 함량은 1 ~ 10중량%로 하는 것이 바람직하다. 한편 Mg-Zn 2원계 합금에서 적정량의 Zn 첨가는 비저면의 연화 현상을 가져와 비저면 슬립을 활성화하지만 그 이상의 Zn 첨가는 비저면의 강화 현상뿐만 아니라 기계적 성질의 저하를 가져오기 때문에 Zn의 비저면의 슬립과 석출강화 효과를 극대화하기 위해서는 Zn의 상한치를 7중량%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

Ca은 마그네슘 합금의 고온 강도 향상에 유효한 원소이다. Ca의 함량이 0.1중량% 미만일 경우 고온 강도 상승 효과가 불충분하고, 또한 Ca 함량이 5중량%를 초과할 경우 펴짐이 저하되고 용탕의 유동성을 감소시켜, 주조성이 낮아지고 열간균열이 발생하기 쉬어지며 응고 시 금형과의 점착성이 증대되어 결과적으로 생산성이 떨어진다. 그러므로 Ca의 함량은 0.1 ~ 5중량%의 범위로 하는 것이 바람직하며, 0.5 ~ 3중량%로 첨가할 경우 그 효과를 극대화시킬 수 있으므로 보다 바람직하다.

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.

또한, 미세조직상 결정립의 평균 입경이 10㎛를 초과하게 되면 재료의 강도 및 성형성이 저하되기 때문에 미세조직상 결정립 평균 입경이 10㎛ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 마그네슘 합금에서 집합강도(texture intensity)의 증가는 슬립계(slip system)가 적은 마그네슘의 경우 성형성을 저해하는데, 베이슬면인 (0002)면의 집합강도(texture intensity)가 2.5 이하로 되지 않을 경우, 알루미늄 합금과 대등한 정도의 프레스 성형성을 구현하기 어려우므로, 2.5 이하가 바람직하며, 2.2 이하가 되도록 하는 것이 보다 바람직하다.

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 상기 범위로 유지해야 한다.

또한, 상기 (c)단계에서 용탕의 냉각 속도가 10²K/s 미만인 경우, 냉각 속도가 느려서 일반적인 몰드 주조법과 미세조직상 큰 차이가 없고 주조 전에 용탕의 흐름이 불안정 해질 수 있는 문제점이 있고, 10³K/s을 초과하는 경우에는 매우 얇은 리본 형태를 얻는 급랭응고법을 제외하고는 상용적으로 도달하기 어렵기 때문에, 10²~ 10³K/s가 되도록 유지하는 것이 바람직하며, 상기 두 냉각롤의 간격을 10mm 이하로 유지하는 것 역시 상기와 같은 냉각속도를 얻는데 유리하다. 본 발명에 있어서, 상기 (c) 단계와 같은 빠른 냉각속도는 주조 조직을 미세화 시키고 편석을 감소시킬 뿐 아니라, 냉각속도가 느릴 경우 인장특성에 해로운 역할을 하는 금속간화합물들을 기지 내에 미세하게 분산시킴으로써 오히려 이로운 역할을 하게 할 수 있다. 더욱이 주조 단계에서 타 주조법에 비해 상대적으로 얇은 판재의 제조가 가능하기 때문에, 압연공정에 있어서 압하율 및 압연 패스 줄일 수 있어 압연공정에서 발생하는 집합조직을 최소화할 수 있어, 프레스 성형성에 악영향을 미치는 판재의 이방성을 줄일 수 있다.

또한, 박판 주조된 합금판재에는 주조시 발생할 수 있는 합금원소의 편석에 의해 후가공시 가공재의 특성 불균일이 발생할 수 있기 때문에 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, 300 ~ 490℃에서 1 ~ 24시간의 조건으로 수행되어야만 충분한 용체화 처리 결과를 얻을 수 있다.

또한, 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 400℃에서 예열한 후 가열된 압연롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연함에 있어서, 상기 예열온도범위(가공온도범위)를 유지하지 않을 경우 건전한 판재를 얻기 어렵기 때문에 상기 예열온도범위를 유지하는 것이 바람직하고, 압하량이 증가할수록 집합조직이 발달하여 성형성이 저하되므로 패스당 압하율은 1 ~ 45%의 범위로 유지하는 것이 바람직하다.

또한, 압연 후에 300 ~ 490℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 열처리를 하지 않으면 가공후 특성 불균일을 충분히 제거할 수 없으므로, 상기 조건을 유지하는 것이 바람직하다.

또한, 상온 인장특성을 향상시키기 위하여, 상기 압연 후 열처리된 마그네슘 합금 판재를 150 ~ 200℃에서 1 ~ 96 시간 동안 시효처리를 수행하는 단계를 포함할 수 있는데, 이는 상기 열처리 조건 범위에 있을 때 가장 효율적으로 인장특성을 향상시킬 수 있기 때문이다.

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 형성 및 부피 분율 제어를 통해, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 상온 강도와 더불어 연신 및 성형성이 향상되어 자동차 및 전자산업 등에 폭넓게 적용할 수 있는 상온성형성 마그네슘 판재를 제공한다.

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 발명의 실시예에서 사용한 마그네슘 합금 판재를 제조하기 위한 박판주조장치의 개략도이다.
도 2는 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이의 평가방법을 나타낸 개략도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따라 박판주조된 마그네슘 판재를 440℃에서 1시간 열처리 후의 광학현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따라 박판주조된 마그네슘 합금 판재를 압연한 후 440℃에서 30분 용체화 처리 후의 광학현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 5는 0.95Zn, 0.9Ca 합금을 압연한 후 440℃에서 30분 용체화 처리 후의 투과전자현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 6은 5.99Zn, 0.98Ca 합금을 압연한 후 350℃에서 30분 용체화 처리 후의 투과전자현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 7은 0.95Zn, 0.9Ca 합금을 압연한 후 440℃에서 30분 용체화 처리 후 시편의 변형 전후를 EBSD를 이용하여 나타낸 것이다.
도 8은 5.99Zn, 0.98Ca 합금을 압연한 후 350℃에서 30분 용체화 처리 후 시편의 변형 전후를 EBSD를 이용하여 나타낸 것이다.
도 9a 및 9b는 각각 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 (0002) 베이슬 폴 피겨(basal pole figure) 분석 결과를 보여주고 있다.
도 10은 본 발명의 실시예와 비교예에 따른 마그네슘 합금 판재의 (0002) 집합강도와 LDH를 나타낸 것이다.

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 기술 분야에서 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%), 및 Mg-3중량%Ca 모합금을 사용하여 CO₂와 SF₆ 혼합가스 분위기 하에서 용해하여 마그네슘 합금 용탕을 제조하였다. 이때 제조된 용탕에서 각 성분의 함량 비율은 하기 표 1의 조성이 되도록 하였다.

조성 (중량%)
Zn	Ca	Mg
0.95	0.9	Bal.
3.43	0.82	Bal.
5.99	0.98	Bal.

도 1은 본 발명의 실시예에서 사용한 쌍롤식 박판주조 장치에 대한 개략도이다. 도 1에 도시된 바와 같이, 쌍롤식 판재 주조 장치는 용해로(10), 노즐(20), 및 두 개의 냉각 롤(30)을 포함한다.

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 냉각 롤을 거친 판재의 내부에 액상이 존재할 수 있기 때문에, 이점을 고려하여 본 발명의 실시예에서는 750℃ 이하, 구체적으로 710℃를 유지시키면서 노즐(20)로 이송시켰다.

온도가 710℃로 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 냉각 롤의 회전속도를 약 4m/min으로 유지하였는데, 이러한 조건하에서 용탕의 냉각 속도는 200 ~ 300K/s가 되도록 주조하였으며, 이와 같은 주조방법을 통해 길이 약 5m, 폭 약 70mm, 및 두께 약 2mm인 마그네슘 합금 판재를 얻었다.

이와 같이 주조된 판재를 다음과 같은 후속 가공 열처리를 행하였다. 먼저, 주조된 판재를 440℃에서 1시간 용체화 처리를 하였다. 용체화 처리는 압연 전 주조시 생성되는 주조 조직과 편석을 최대한 제거하고, 압연 시 불균일한 결정립이나 편석으로 인해 결함 발생하는 것을 피하기 위함이다.

다음으로 용체화처리된 판재를 300℃로 예열하여 200℃로 가열된 압연 롤로 열간압연을 실시하였다.

열간압연시 패스당 10%씩의 압하율을 주면서 5 패스로 최종 압하율 50%로 압연을 하여, 최종 두께 약 1~ 0.7mm의 판재를 얻은 후, 압연된 판재를 하기 표 2와 같이 후속 용체화 처리를 한 후, 시효처리를 하는 T6 열처리를 하였다.

[마그네슘 판재의 미세조직]

이상과 같이 제조된 판재의 미세조직을 분석하였다. 도 3은 이상과 같이 주조된 마그네슘 합금 판재를 440℃에서 1시간 동안 열처리한 후 시편의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.

도 4는 본 발명에 의해 제조된 마그네슘 합금 판재를 압연한 후 440℃에서 30분 동안 용체화 처리한 후의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 4에서 확인되는 바와 같이, 압연후 용체화 처리를 거친 후, 미세조직의 평균 결정립 크기는 대략 11㎛ 정도이고 미세한 석출상들이 미세조직 전반에 고르게 분포해 있다.

도 5와 6은 각각 본 발명에 의해 제조된 마그네슘 합금 판재를 압연한 후 용체화 처리한 미세조직을 투과전자현미경으로 관찰한 사진이다.

본 발명의 실시예에서 석출상은 Zn의 양에 따라 다르게 형성된다. Ca을 1 중량%로 고정하고 Zn의 함량을 대략 1, 4, 6중량%으로 변화시켜서 제조하였을 때, 도 5에서 보여주듯이 Zn가 1중량% 경우, Mg₂Ca상이 형성됨을 확인할 수 있었고, Zn의 함량이 6중량%(4중량% 이상)일 경우 Mg₆Zn₃Ca₂상이 형성됨을 도 6에서 확인할 수 있다. 이런 석출상들의 차이가 있음에도 하기 표 3과 같이 유사한 베이슬 폴 인텐시티를 가지는 것으로 보아 석출상의 차이로 인한 성형성의 차이는 없을 것이라 판단된다.

도 7과 8은 각각 본 발명에 의해 제조된 마그네슘 합금 판재 중 0.95 Zn, 0.9 Ca 과 5.99 Zn, 0.98 Ca을 압연한 후 용체화 처리한 미세조직을 주사전자현미경으로 후방산란전자회절(EBSD)을 이용하여 변형 거동을 분석한 것이다. 이들 도면에서 확인되는 바와 같이, 변형 전 후 결정립 방위의 변화정도가 상이하며, 이러한 차이로 인해 본 발명의 실시예 중, 0.95 Zn, 0.9 Ca 경우 다른 합금들에 비해 보다 성형성이 높아지는 것으로 추정된다.

이상과 같이, 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은 열간압출 공정을 종래에 비해 단순한 공정으로, 미세조직 내에 고르게 분산된 석출상을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

또한 하기 표 2에 나타낸 바와 같이, Zn의 함량이 증가할수록 열처리 온도가 낮아지도록 설정되어 있는데, 이는 본 발명의 각 실시예에 대해 각 결정립에 석출상이 고르게 분포하는 최적의 온도로서, 상기 온도보다 높은 온도에서 장시간 열처리하게 되면 결정입계가 일부 용해되고, 결정입계에 석출상들이 다량 분포하여 상온 인장성질 및 성형성을 저해한다.

[마그네슘 판재의 물성 평가]

이상과 같이 제조된 주조 및 후가공처리를 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.

또한, 제조된 마그네슘 합금 판재의 프레스 성형성을 평가하기 위하여, 한계돔높이(LDH) 시험을 행하였다. 도 2는 본 발명의 실시예에서 마그네슘 합금 판재의 성형성(특히 프레스성)을 평가하는 지표로서 선택한 한계돔높이(LDH) 값을 구하는 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.

한계돔높이 시험은 직경 50mm, 두께 0.7mm의 디스크형 시험편을 제작한 후, 상부다이와 하부다이 사이에 시험편을 삽입한 후 5kN의 힘으로 시편을 고정하고, 윤활유는 공지의 프레스유를 사용하였다. 그리고 27.5mm의 직경을 갖는 구형 펀치를 사용하여 0.1mm/sec의 속도로 변형을 가하여, 디스크형 시편의 파단 시까지 펀치를 삽입한 후 파단 시의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다. 한계돔높이 시험은 본 발명의 실시예는 물론, 비교를 위하여 현재 상용되고 있는 마그네슘 합금 판재(AZ31 H24, ZW41) 및 알루미늄 판재(Al 5052)에 대해서도 실시하였다.

하기 표 2는 이상과 같은 방법에 의해 측정된 인장 특성과 성형 특성을 나타낸 것이다.

조성 (중량%)			열처리	결정립 크기 (um)	UTS (MPa)	YS (MPa)	EL (mm)	LDH (mm)	비고
Zn	Ca	Mg	열처리	결정립 크기 (um)	UTS (MPa)	YS (MPa)	EL (mm)	LDH (mm)	비고
0.95	0.9	Bal.	440℃/1h+5pass+440/30m	11.6	229.5	151.7	11.4	8.8	실시예
			470℃/2h+5pass+470/30m	20	222.7	126.9	13.1	8	실시예
			470℃/2h+5pass+380/30m	7.8	236	168.4	13.8	6.6	실시예
3.43	0.82	Bal.	400℃/1h+5pass+400/30m	11.2	258.2	151.9	14.5	7.1	실시예
3.43	0.82	Bal.	380℃/4h+5pass+380/30m	13.2	254.4	158.8	15.5	7.4	실시예
5.99	0.98	Bal.	350℃/1h+5pass+350/30m	10.9	258.9	163.6	17.2	7.5	실시예
			380℃/4h+5pass+380/30m	12.7	258.4	152.4	14.3	8	실시예
			380℃/4h+5pass+300/ 1h	-	247.7	154	14.8	8.6	실시예
상용 AZ31B H24				-	290	220	15	2.7	비교예
ZW41				4	223	89	21	6.6	비교예
Al 5052				29.2	189	82	16.9	7.7	비교예

시험결과, 상기 표 2에서 확인되는 바와 같이, 상용되고 있는 마그네슘 합금인 AZ31B H24의 LDH는 2.7mm에 불과했으나, 성형성이 우수한 마그네슘 합금으로 알려진 ZW41의 LDH는 6.6mm로 AZ31B H24보다는 매우 우수한 성형성을 나타내었으며, 마그네슘에 비해 성형성이 좋은 알루미늄 합금 Al 5052의 LDH는 상기 2 종류의 마그네슘 합금에 비해서 우수한 7.7mm를 나타내었다.

이에 비해, 본 발명의 실시예에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재는 LDH가 6.6 ~ 8.8mm를 나타내었다. LDH가 클수록 성형성이 우수하다는 것을 고려하면, 본 발명의 실시예를 통해 제조된 마그네슘 합금은 상용의 AZ31 H24 합금과 비교해 볼 때 3배 이상의 월등히 우수한 성형성을 보여줄 뿐만이 아니라, 종래 우수한 성형성을 나타낸다고 알려진 ZW41 합금과 비교해 볼 때도 일부 실시예의 경우 LDH가 크게 향상되었음을 확인할 수 있다. 더욱이, 마그네슘에 비해 성형성이 우수한 재료인 알루미늄 중 Al 5052 계열과 비교하여도 대등하거나 일부 실시예의 경우 우수한 성형성을 나타내고 있다.

도 9a 및 9b는 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 슬립계(slip system)가 적은 마그네슘의 경우 성형성을 저해한다.

이에 따라 종래의 많은 연구가 이와 같은 베이슬 폴(basal pole)의 최대 강도(maximum intensity)를 낮추고 랜덤 텍스쳐(random textrue)를 가지게 하도록 공정 및 열처리에 관해 다양한 연구가 이루어져 왔다.

조성 (중량%)			열처리	E_U (mm)	LDH (mm)	(0002) texture intensity	비고
Zn	Ca	Mg	열처리	E_U (mm)	LDH (mm)	(0002) texture intensity	비고
0.95	0.9	Bal.	440℃/1h+5pass+440/30m	11.4	8.8	2.0	실시예
3.43	0.82	Bal.	400℃/1h+5pass+400/30m	14.5	7.1	2.0	실시예
5.99	0.98	Bal.	350℃/1h+5pass+350/30m	17.2	7.5	2.1	실시예
상용 AZ31 H24				15	2.7	-	비교예
AZ31				15.9	4.1	9.3	비교예
ZW41				21	6.6	3.0	비교예
Al 5052				16.9	7.7	-	비교예

그런데 바로 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 압연 후에도 베이슬면의 집합조직 경우 3.8의 낮은 강도(intensity)(도 9a 참조)를 보여주고 있으며, 최고 LDH 값을 나타내는 열처리를 한 합금 시편의 경우 2.0의 낮은 강도(intensity)(도 9b 참조)를 보여주고 있다. 상기 표 3에서 확인되는 바와 같이 종래의 마그네슘 판재에 비해 낮은 강도(intensity)를 보여주고 있다.

또한, 도 10은 상기 합금의 실시예와 비교예의 베이슬 면(0002) 집합 조직과 피라미드면(10-11) 집합 조직의 비를 나타낸 것인데, 본 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재 경우 피라미드면의 집합조직이 상대적으로 강하게 발달하여 AZ31 합금의 비보다 낮은 값을 가진다. 이는 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재에서 랜덤 집합조직이 형성되었음을 의미한다.

상기 표 2의 합금에 추가적인 열처리(시효경화)를 통해 용체화 처리 후의 항복강도에 비해 고강도의 마그네슘 합금을 제조할 수 있다. 하기 표 4는 추가적인 시효경화 처리를 실시한 후의 인장성질과, 기존에 알려진 마그네슘 합금을 본 발명의 실시예와 동일하게 제조한 마그네슘 판재 및 상용 AZ31 H24의 인장성질을 비교한 것이다.

조성 (중량%)			열처리	UTS (MPa)	YS (MPa)	EL (mm)	비고
Zn	Ca	Mg	열처리	UTS (MPa)	YS (MPa)	EL (mm)	비고
0.95	0.9	Bal.	440℃/1h+5pass+440/30m+150/16h	252.4	194.2	8	실시예
			470℃/2h+5pass+470/2h+150/48h	256.4	186.9	9.2	실시예
			470℃/2h+5pass+470/2h+200/1h	256.3	201.3	7.2	실시예
3.43	0.82	Bal.	400℃/1h+5pass+400/30m+150/8h	262.7	180.5	16.2	실시예
			380℃/4h+5pass+380/4h+150/16h	245.1	172.3	11.6	실시예
			380℃/4h+5pass+380/4h+200/1h	253.7	174.7	15.9	실시예
5.99	0.98	Bal.	350℃/1h+5pass+350/30m+150/24h	263.7	175.8	13.9	실시예
			380℃/4h+5pass+380/4h+150/48h	278.6	208.8	12	실시예
			380℃/4h+5pass+380/4h+200/8h	262.5	205	8.4	실시예
상용 AZ31 B H24				290	220	15	비교예
AZ31				235	131	15.9	비교예
ZW41				223	89	25.5	비교예

상기 표 4에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 동일하게 박판 주조된 마그네슘 합금 판재에 비해서 상당히 우수한 인장 강도를 가지고, 일부 실시예의 마그네슘 합금은 상용 AZ31 H24와 인장강도를 비교하여도 다소 낮은 정도를 나타낸다.

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.

우선 본 발명의 마그네슘 합금 판재 제조방법인 쌍롤식 박판 주조법을 통해 주조와 열간 압연 공정을 하나의 공정으로 동시에 진행하기 때문에 종래에 비해 경제적이고 매우 빠른 냉각속도를 제공하여 입자를 미세화시킬 수 있어 강도를 향상시킬 수 있게 된다.

또한 기존의 마그네슘 합금 판재는 열처리형 알루미늄에 비해 비교적 강도가 많이 떨어지는 편이었으나 본 발명의 실시예에 따른 합금 판재는 비교적 높은 강도를 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 이용할 수 있다.

10: 용해로
20: 노즐
30: 냉각 롤

Claims

Zn: 1 ~ 10 중량%, Ca: 0.1 ~ 5 중량%를 함유하고, 나머지 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지며, 한계돔높이(LDH)가 7mm 이상인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
제 1 항에 있어서,
상기 Zn의 함량이 1 ~ 7 중량%, Ca의 함량이 0.5 ~ 3 중량%인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 마그네슘 합금 판재의 미세조직의 결정립 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)가 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도(YS)가 200MPa 이상, 인장강도(UTS)가 270MPa 이상, 연신율(EL)이 12% 이상인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 마그네슘 합금 판재의 (0002)면의 집합강도(texture intensity)가 2.5 이하인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재.
(a) Zn: 1 ~ 10중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%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;
(c) 상기 온도 범위로 유지된 용탕을 회전하는 두 냉각롤 사이에 주입하여 마그네슘 합금 판재로 박판 주조하는 단계;
(d) 상기 주조된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 490℃에서 1 ~ 24시간 용체화 처리하는 단계;
(e) 상기 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 300 ~ 400℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계; 및
(f) 상기 압연 후 300 ~ 490℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 용체화 처리를 수행하는 단계;
를 포함하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 (c)단계에서 두 냉각롤 사이의 간격은 1 ~ 5mm로 유지시키고 용탕 주입시 냉각롤의 회전 속도를 0.2~20m/min으로 유지시킴으로써, 용탕의 냉각 속도가 10²~10³K/s가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 Zn의 함량은 1 ~ 7중량%이고, 상기 Ca의 함량은 0.1 ~ 3중량%인 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
추가로 상기 압연 후 용체화 처리된 마그네슘 합금 판재를 150 ~ 200℃에서 1 ~ 72 시간 동안 시효처리를 수행하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 Ca의 첨가는 Mg-Ca 모합금을 첨가하는 방법에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는 고성형성 마그네슘 합금 판재의 제조방법.