KR20130023707A - 고온 주조용 Ｍｇ－Ａｌ계 마그네슘 합금 - Google Patents

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Abstract

1 ~ 9 중량%의 알루미늄(Al); 1 ~ 5 중량%의 주석(Sn); 0.5 ~ 6 중량%의 팔라듐(Pd); 0.5 ~ 3 중량%의 아연(Zn); 잔부의 마그네슘(Mg); 및 불순물로 구성되는 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금으로서, 상기 마그네슘 합금 중 Mg17Al12상 분율이 3.2 % 이하이고, Pd/Al의 비율이 0.25 내지 1.0인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금을 개시한다. 본 발명에 따르면, 마그네슘 기지를 미세화시키고 금속 간 화합물 석출 분율 및 형상 제어를 통해 결정립계의 파괴를 지연시켜 마그네슘 합금의 고온 강도와 크리프 특성이 향상될 수 있다.

Description

고온 주조용 Ｍｇ－Ａｌ계 마그네슘 합금{Mg-Al based alloys for high temperature casting}
본 발명은 고온 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 주석과 팔라듐 등을 적절히 첨가하여 결정립계의 파괴를 지연시켜 마그네슘의 고온특성 및 크리프 특성을 개선한 고온 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금에 관한 것이다.
자동차 배기 가스로 인한 환경 문제와 화석연료의 고갈에 따라 국제적으로 자동차, 항공기 등의 운송기기 분야에서 연비향상 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, 10년간 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 트랜스 미션 케이스 등의 높은 온도(150℃ 이상)에 노출되는 부품으로 적용하기 어렵다는 문제점이 있었다. 이것은 마그네슘(Mg)에 알루미늄(Al)이 첨가되면 상온에서의 강도와 용탕의 유동성이 향상되기는 하지만 Mg17Al12상이 형성되어 고온에서의 내크리프 특성이 저하되기 때문이다.
이러한 문제점을 개선하기 위하여 미국 특허 제 6,264,763에서는 칼슘(Ca), 규소(Si), 스트론튬(Sr) 등을 첨가하는 기술을 개시하고 있으나, 아직까지는 생산성 측면과 고온 크리프 특성을 포함한 기계적 특성 그리고 내식성 및 비용적인 측면을 고려한 실용성에서 한계가 있었다.
대한민국 공개특허공보 제2006-0098039호는 고온 구조용 마그네슘 합금은 일반식 Mg100-x-y- zAxByCz로 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 원소라는 것을 개시하고 있다. 그러나 마그네슘 합금의 내열성 문제가 발생되어 이에 대한 개선이 요구되고 있다.
상기 문제점들을 해결하기 위한 것으로, 본 발명은 마그네슘 합금의 주조성을 해치지 않으면서 150℃ 이상의 고온 특성을 향상시킬 수 있도록 알루미늄 및 주석이 첨가되는 동시에, 주강화상의 형성을 억제하면서 고온에서 안정한 상을 형성하는 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은
1 ~ 9 중량%의 알루미늄(Al); 1 ~ 5 중량%의 주석(Sn); 0.5 ~ 6 중량%의 팔라듐(Pd); 0.5 ~ 3 중량%의 아연(Zn); 잔부의 마그네슘(Mg); 및 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금으로서,
상기 마그네슘 합금 중 Mg17Al12상 분율이 3.2 % 이하이고, Pd/Al의 비율이 0.25 내지 1.0인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금을 제공한다.
본 발명에 따르면, 마그네슘에 알루미늄, 주석, 팔라듐, 및 아연과, 선택적으로 망간, 스트론튬, 및 칼슘 중에서 선택된 하나 이상을 적절히 첨가함으로써, 마그네슘 기지를 미세화시키고 금속 간 화합물 석출 분율 및 형상 제어를 통해 결정립계의 파괴를 지연시켜 마그네슘 합금의 고온 강도와 크리프 특성이 향상될 수 있다.
도 1a 내지 도 1d는 본 발명의 일 실시예에 따라 팔라듐의 함량에 따라 상이한 마그네슘 합금 조직을 나타낸 사진이다.
도 2a 내지 도 2d는 본 발명에 따른 마그네슘 합금에서 조직 내에서 정출된 Al4Pd과 Mg17Al12 상의 합금 원소 첨가별 거동을 나타낸 사진이다.
도 3a 및 도 3b는 본 발명에 따른 마그네슘 합금 조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명에 따른 마그네슘 합금 조직을 전자 현미경으로 촬용한 사진이다.
도 5 및 도 6은 본 발명에 따른 마그네슘 합금의 고온 특성을 평가한 변형량-시간 그래프를 도시한 것이다.
도 7a 내지 도 7f는 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 조직의 크리프 시험 전 사진이다.
도 8a 내지 도 8f는 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 조직의 크리프 시험 후 사진이다.
이하, 본 발명을 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
본 발명은 1 ~ 9 중량%의 알루미늄(Al); 1 ~ 5 중량%의 주석(Sn); 0.5 ~ 6 중량%의 팔라듐(Pd); 0.5 ~ 3 중량%의 아연(Zn); 잔부의 마그네슘(Mg); 및 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금으로서, 상기 마그네슘 합금 중 Mg17Al12상 분율이 3.2 % 이하이고, Pd/Al의 비율이 0.25 내지 1.0인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금을 제공한다.
본 발명은 자동차 powertrain 부품의 용도로서, 사용온도 100℃ 이상에서 제약을 받는 종래의 주조용 마그네슘 합금이 가지고 있는 제반 문제점들을 해결하기 위한 것이다. 그러므로 마그네슘 합금의 주조성을 해치지 않으면서 150℃ 이상의 고온 특성을 향상시킬 수 있도록 알루미늄 및 주석이 첨가되는 동시에 주강화상의 형성을 억제하면서 고온에서 안정한 상을 형성하는 새로운 합금원소가 첨가된다. 미세화된 이차상이 기지 및 결정립계에 분산되도록 함으로써 기지강화 및 결정립계를 통한 파괴가 억제되면서 열적 특성이 향상되는 고온 주조용 팔라듐이 첨가된 마그네슘-알루미늄계 마그네슘 합금을 제공한다.
마그네슘 합금의 인장 특성은 합금원소의 첨가 및 조성에 따라 영향을 많이 받는다. 마그네슘의 기본적인 상용합금인 Mg-Al계 합금에서 첨가 원소 및 조성에 따라 Mg 합금의 강도 및 연성이 결정된다.
알루미늄(Al)은 마그네슘 합금의 상온 기계적 특성 및 주조성을 향상시켜 주는 역할을 하는 원소이나, 마그네슘 합금의 미세조직 내에 Mg17Al12라는 열적으로 불안정한 정출상을 형성시키며, 결정입계에 과포화된 Al은 마그네슘 합금의 액상선 온도를 낮추기 때문에 마그네슘 합금의 내열특성을 저하시키는 원인이 되기도 한다.
본 발명의 마그네슘 합금에서 알루미늄(Al)의 함량은 3 내지 9 중량%인 것이 바람직하다. 알루미늄의 함량이 3 중량% 미만인 경우에는 주조성이 크게 저하되어 원활한 주조가 불가능하게 되며, 9 중량%를 초과하는 경우에는 Mg17Al12상의 정출량이 너무 많아져서 취성 증가에 따른 연성 저하 현상이 초래되기 때문에 바람직하지 못하다. 바람직하게는 주조성 향상을 위하여 알루미늄이 5 중량% 이상 첨가된다. 이때 Mg/Al 간의 결합력보다 더 큰 결합력을 가지는 원소를 첨가하여 Mg17Al12상을 억제함으로써 고온 특성을 향상시킬 수 있다.
본 발명에서는 마그네슘 합금 중 Mg17Al12상 분율은 3.2 % 이하인 것이 바람직하다. Mg17Al12상 분율이 3.2 %를 초과하는 경우에는 열적으로 불안정하고 크리프 특성이 저하되기 때문에 바람직하지 못하다. Mg17Al12상은 마그네슘 합금에서 작을수록 열적으로 안정하고 최소값은 0이 되는 것이 가장 바람직하므로 하한값을 필요로 하지 않는다.
또한 본 발명에서 Pd/Al의 비율은 0.25 내지 1.0인 것이 바람직하다. Al의 함량이 너무 많아지고 Pd/Al의 비율이 작아지고 0.25 미만인 경우에는 제품의 주조성이 저하되고, Al의 함량이 너무 적고 Pd의 함량이 증가하게 되면 Pd/Al의 비율이 1.0을 초과하게 될 수 있고, 이러한 경우 인장특성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
주석(Sn)은 마그네슘 합금의 내열 특성을 향상시켜 주는 역할을 하는 원소로서, 마그네슘 합금의 기지조직에 열적으로 안정한 나노 크기의 Mg2Sn상과 결정립계 주위에 판상의 Mg2Sn상을 동시에 정출시킴으로써 기지를 보다 강화시키는 동시에 결정립계의 파괴를 더욱 지연시킬 뿐만 아니라, 마그네슘 합금의 열적 특성을 향상시켜 준다.
본 발명의 마그네슘 합금에서 주석(Sn)의 함량은 1 내지 5 중량%인 것이 바람직하다. 주석의 함량이 1 중량% 미만인 경우에는 열적으로 안정한 Mg2Sn 정출상의 양이 너무 적기 때문에 마그네슘 합금의 내열 특성을 향상시키는 효과가 거의 없어 바람직하지 못하고, 5 중량% 미만인 경우에는 더 이상의 내열 특성 향상 효과는 없기 때문에 바람직하지 못하다.
나노 크기의 Mg2Sn상은 결정립 내의 전위 이동을 방해하여 재료의 상온 및 고온 강도를 향상시켜 주며, 결정립계에 존재하는 판상의 Mg2Sn 상은 고온 변형시 발생하는 결정립계의 이동을 억제하여 고온강도를 향상시켜 주는 역할을 하게 된다. 마그네슘 합금 중 Mg2Sn 상은 1 내지 9 중량%인 것이 바람직하다.
팔라듐(Pd)은 마그네슘 합금의 내열특성을 향상시키는 위한 성분으로서, 알루미늄과 우선적으로 반응하여 Al4Pd 상을 형성하게 되는데, 팔라듐 성분이 증가함에 따라 미세한 구형상에서 조대한 라멜라 형상의 Al4Pd상이 결정입계에 형성한다. 열적으로 안정한 Al4Pd상은 결정립을 통한 파괴 현상을 억제하며, 팔라듐 원소 자체가 고융점이기 때문에 알루미늄 용질의 편석으로 인한 결정립계의 액상선 온도 감소 영향을 방지할 수 있다. 또한, 적절한 팔라듐 원소 첨가는 고온강도를 저하시키는 결정입계의 과포화된 알루미늄 용질을 전량 없앨 수 있다.
한편, 다량의 팔라듐 첨가는 이차상이 조대화되어 인장 특성을 저하시키나 적절한 Pd을 첨가는 Mg17Al12상 대신에 형성된 Al4Pd상이 결정립계에 균일하게 미세 분포하면서 마그네슘 합금의 인장 특성을 더욱 향상시키게 된다. 즉, 위와 같은 이유로 마그네슘 합금의 기계적 특성을 최적화시킬 필요가 있다. 범용으로 사용하기 위해서는 적당한 연성 및 강도 하에서 내열 특성이 우수해야 한다. 또한, Mg17Al12상 대신에 형성된 Al4Pd상이 결정립계에 균일하게 분포하면 마그네슘 합금의 인장 특성을 더욱 향상시키게 된다. 마그네슘 합금 중 Al4Pd 분율은 2.0 % 이상인 것이 바람직하다. Al4Pd 분율이 2.0 % 미만인 경우에는 마그네슘 합금의 인장 특성의 개선이 미미하여 바람직하지 못하다.
아연(Zn)은 고용강화를 위하여 첨가되는 원소이며, 망간(Mn)은 마그네슘의 부식 특성을 저해하는 불순물의 영향을 감소시켜 전기 화학적으로 부식저항성을 향상시키기 위한 원소로 첨가되며, 각각 독립적인 효과를 가지고 있기 때문에 마그네슘 합금의 조성에 따라 어느 하나 또는 다수를 복합 첨가한다.
아연, 망간 등은 정출상의 불균일 핵생성 장소를 제공하거나, 표면장력 에너지를 제어함으로써 정출상의 형상을 제어하게 되는데, 첨가되는 아연 함량은 0.5 내지 3.0 중량%인 것이 바람직하다. 0.5 중량% 미만일 경우 불균일 핵생성 장소의 수가 극히 적어 형상 제어가 거의 불가능하게 되며, 3.0 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 다른 합금원소인 알루미늄, 주석 및 기지합금 원소인 마그네슘과 반응하여 금속간 화합물을 형성함으로써 고용강화 및 부식특성 향상에 영향을 미치지 못한다.
첨가되는 망간의 함량은 0.1 내지 2.0 중량%인 것이 바람직하다. 0.1 중량% 미만일 경우 불균일 핵생성 장소의 수가 극히 적어 형상 제어가 거의 불가능하게 되며, 2.0 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 다른 합금원소인 알루미늄, 주석 및 기지합금 원소인 마그네슘과 반응하여 금속간 화합물을 형성함으로써 고용강화 및 부식특성 향상에 영향을 미치지 못한다.
칼슘(Ca)과 스트론튬(Sr)은 마그네슘 합금의 내열특성과 기계적 특성을 보다 향상시키기 위한 성분으로서, 알루미늄과 화학적으로 반응하여 Al2Ca, Al4Sr 상을 형성하게 되는데, 이는 Mg17Al2 상을 억제할 뿐 아니라 초정으로 형성되면, 불균일 핵생성 자리가 되어 접종제와 같은 역할을 하는 효과가 있다.
또한, 융점이 약 1000 ℃ 이상으로 열적으로 상당히 안정한 상이므로 Mg17Al12상의 열적 불안정성을 충분히 극복할 수 있는 특성이 있으며, 정출상의 양이 필요 이상 증가하면서 마그네슘 합금의 인장 특성을 저하시키게 된다.
첨가되는 칼슘과 스트론튬의 함량은 0.1 내지 2.0 중량%인 것이 바람직하다. 0.1 중량% 미만일 경우 전량 고용이 되어 안정한 금속간 화합물을 형성하지 못하여 바람직하지 못하고, 2.0 중량%를 초과하는 경우에는 용탕의 유동성을 감소시키고 금형과의 소착으로 인하여 바람직하지 못하다.
본 발명은 150 내지 200℃의 고온범위에서 50 내지 70 MPa의 압력을 가하였을 경우 크리프(Creep) 변형율이 1.0 ×10-10s-1 내지 9.44×10-9s-1인 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 합금조성으로 인하여 상기의 크리프 변형율이 얻어지고 이러한 물성은 자동차용 파워트레인 부품으로 사용되기에 충분한 수치이다.
실시예
실시예 1
6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-1wt%Pd 및 89wt%Mg의 조성으로 마그네슘 합금을 제조하였다.
실시예 2
6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-3wt%Pd 및 87wt%Mg의 조성으로 마그네슘 합금을 제조하였다.
실시예 3 ~ 실시예 8
Mg-Al-Sn-Zn-Mn-Pd의 구성으로 상세한 조성은 표 3에 나타내었다.
비교예 1
기존의 Mg-9wt%Al-1wt%Zn으로 구성된 AZ91을 이용하여 마그네슘 합금을 제조하였다.
비교예 2 ~ 비교예 11
Mg-Al-Sn-Zn-Mn-Pd의 구성으로 상세한 조성은 표 4에 나타내었다.
시험방법
인장 시험
합금별 상온 기계적 특성을 평가하기 위하여 인장시험을 수행하였다. 인장시험편은 ASTM B557 sub size 규격으로, 만능인장시험기 (INSTRON 8516)를 이용하여 인장시험은 초기 공칭변형 속도 3.332 s1로 적용하여 상온에서 수행하였으며, 인장시험 측정을 통해 이차상들의 분포 및 형상이 마그네슘 합금에 미치는 영향을 분석하였다.
크리프 시험
마그네슘 합금의 내열 특성을 평가하기 위하여 크리프 시험을 수행하였다. 시험편은 상기 인장시험편과 동일한 규격으로 제조하였으며 lever arm 타입의 크리프 시험기를 이용하여 실험을 실시하였다. 자용차용 파워트레인 부품에 사용되기 위해서는 150 ~ 200℃의 온도 범위, 50 ~ 70 MPa 응력 조건(하중)에서 최소 변형율을 측정하였다.
시험결과
도 1a 내지 도 1d는 팔라듐 함량에 따른 마그네슘 합금 조직을 나타낸 사진이다. 구체적으로는 도 1a는 실시예 3, 도 1b는 실시예 6, 도 1c는 실시예 7, 도 1d는 실시예 8을 나타낸다. 도 1a 내지 도 1d를 참조하면, 전체적으로 합금량이 많아지면 정출량이 증가하는 것을 알 수 있으며, 팔라듐 첨가량이 증가에 따라서 Al4Pd 상은 구상에서 라멜라 형태로 바뀌는 것을 알 수 있다. 함량이 많은 도 1a, 도 1b, 도 1d는 라멜라형이지만, 도 1c는 구형인 것을 알 수 있다.
도 2a 내지 도 2d는 본 발명에 따른 마그네슘 합금에서 조직 내에서 정출된 Al4Pd과 Mg17Al12 상의 합금 원소 첨가별 거동을 나타낸 사진이다. 팔라듐 첨가량 증가에 따라 판상의 상(도 2a 참조)과 라멜라 상이 정출되며(도 2b 참조), 최종 응고부의 과포화된 알루미늄 용질이 감소하는 것을 알 수 있다. 도 2c 및 도 2d에서는 Mg17Al12 상은 거의 관찰되지 않고 전량 라멜라 형태의 Al4Pd 상이 관찰된다.
도 3a 및 도 3b는 본 발명에 따른 마그네슘 합금 조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다. 구체적으로 도 3a는 실시예 1, 도 3b는 실시예 2의 합금을 T4 열처리한 후의 광학현미경으로 촬영한 미세조직 사진이다. 열적으로 불안정한 Mg17Al12상은 전량 기지조직에 고용되었으며, Al4Pd상은 Mg17Al12상과 달리 기지조직에 고용되지 않고 전량 잔류하고 있는 바, 크리프 특성을 향상시킬 수 있는 상임을 확인할 수 있다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명에 따른 마그네슘 합금 조직을 전자 현미경으로 촬용한 사진이다. 구체적으로 도 4a는 실시예 1, 도 4b는 실시예 2의 합금을 T4 열처리한 후의 전자 현미경으로 촬영한 미세조직 사진이다. 주로 입계에 Al4Pd상이 잔류하고 있는 것을 관찰할 수 있다.
도 5 및 도 6은 본 발명에 따른 마그네슘 합금의 고온 특성을 평가한 변형량-시간 그래프를 도시한 것이다. 도 5 및 도 6을 참조하면, 팔라듐이 첨가됨으로써 변형량이 여전히 감소됨을 알 수 있는데, 이는 곧 마그네슘 합금의 내열특성이 향상되었음을 의미한다. 그리고, 종래에 널리 사용되고 있는 상용 마그네슘 합금인 비교예 1(AZ 91) 마그네슘 합금(Mg-9wt%Al-1wt%Zn)과 본 발명의 마그네슘 합금을 150℃ 및 200℃에서 각각 고온 특성 시험을 실시하였으며, 그 결과인 최소 크리프 변형률을 측정하여 다음의 [표 1]과 [표 2]에 나타내었다.
합금명 50MPa 70MPa
실시예 1 Mg-6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-1wt%Pd 9.45×1010s-1 4.10×108s-1
실시예 2 Mg-6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-3wt%Pd 1.45×1010s-1 8.19×109s-1
비교예 1 AZ 91 1.08×107s-1 6.64×107s-1
합금명 50MPa 70MPa
실시예 1 Mg-6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-1wt%Pd 8.62×108s-1 1.30×107s-1
실시예 2 Mg-6wt%Al-3wt%Sn-1wt%Zn-3wt%Pd 2.24×108s-1 8.88×108s-1
비교예 1 AZ 91 2.28×106s-1 5.84×105s-1
표 1 및 표 2를 참조하면, 실시예 1,2의 경우에는 150℃, 200℃ 모두에서 크리프 특성이 우수한 것을 확인할 수 있으며, 종래기술인 비교예 1의 경우에는 크리프 변형율이 150℃에서는 낮으나, 200℃에서는 높은 것을 확인할 수 있다.
또한 실시예 3 내지 8, 비교예 1 내지 11을 이용하여 Mg17Al12 분율, 인장강도, Al4Pd 분율, 크리프 변형율을 측정하였다. 본 크리프 시험은 온도 150 ℃에서 70 MPa로 실시하였으며, 1.45 ×10-10s-1 내지 9.44×10-9s-1의 다양한 결과를 나타내었다. 결과를 다음의 표 3 및 표 4에 나타내었다.
Figure pat00001
본 실험을 통해 내열 마그네슘 합금 설계를 위해서는 Al이 9 중량%일 때는 Pd을 4 중량% 이상 첨가하여야 하며, 6 중량%일 때는 3 중량% 이상 첨가해야 하고, 4 중량%일 때는 1 중량% 이상 첨가해야 내열특성이 향상된 마그네슘 합금을 얻을 수 있었다. Mg17Al12 분율은 0.9 내지 3.2%를 나타내었고, Pd/Al 비율은 0.25 내지 1.0을 나타내었다. 크리프 변형율은 1.0 ×10-10s-1 내지 9.44×10-9s-1의 범위를 나타내고 있다.
Figure pat00002
표 4를 참조하면, Pd이 포함되지 않거나 Mg17Al12 분율은 0 내지 10.4%를 나타내었고, Pd/Al 비율은 0 내지 1.0을 나타내었다.
도 7a 내지 도 7f는 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 조직의 크리프 시험 전 사진이다. 구체적으로 도 7a 내지 도 7f는 각각 비교예 1(AZ91), 비교예 4, 비교예 6, 실시예 6, 비교예 9, 실시예 8의 크리프 시험 전 사진을 나타내고 있다.
비교예 1은 α-Mg와 divorced eutectic Mg17Al12상으로 이루어져 있고, 비교예 4는 α-Mg와 Mg17Al12, Mg2Sn, Al4Pd 상으로 이루어져 있다. 이때, Mg17Al12, Mg2Sn의 형상은 같으며, Al4Pd 상은 구형과 라멜라 형태가 혼재되어 있다. 비교예 6은 α-Mg와 Mg17Al12, Mg2Sn 상으로 이루어져 있고, 실시예 6은 α-Mg와 Mg17Al12, Mg2Sn, Al4Pd 상으로 이루어져 있다. 이때, divorced eutectic Mg17Al12상의 분율은 감소하고 라멜라 형태의 Al4Pd 상이 분율이 증가한다. 비교예 9는 α-Mg와 Mg17Al12, Mg2Sn 상으로 이루어져 있다. 이때, Al 함량이 적어서 Mg17Al12 분율은 적다. 실시예 8은 α-Mg와 Mg17Al12, Mg2Sn, Al4Pd 상으로 이루어져 있다.
도 8a 내지 도 8f는 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 조직의 크리프 시험 후 사진이다. 구체적으로 도 8a 내지 도 8f는 각각 비교예 1(AZ91), 비교예 4, 비교예 6, 실시예 6, 비교예 9, 실시예 8의 크리프 시험 후 사진을 나타내고 있다.
비교예 1은 크리프 후 사진으로 α-Mg 와 Mg17Al12 상으로 이루어져 있으므로 Creep 후 사진에서는 열적으로 불안정한 Mg17Al12상을 주변으로 상의 분열이 일어난 것을 알 수 있으며, 이후 결정입계에서부터 균열이 발생하여 급격하게 크리프 파단이 발생한다.
비교예 4는 크리프 후의 사진으로 Pd가 첨가되기는 하지만, Pd/Al 비가 0.25 보다 적은 0.2이기 때문에 Pd에 의한 효과가 적기 때문에 결정입계를 따라 균열이 전파하는 것을 관찰할 수 있다. 비교예 6은 크리프 후의 사진으로 Al 함량이 줄어들어 Mg17Al12 상의 분율이 감소하여 이러한 영향이 감소한 것을 관찰할 수 있다. 여기에 Sn 첨가로 인해 Mg2Sn 상이 형성된 것을 관찰할 수 있다. 그러나 열적으로 안정한 상이지만, 크리프 변형시 균열이 발생하는 것을 관찰할 수 있다.
그리고 실시예 6은 Pd/Al 0.5일 때는 Pd 효과 즉, Mg17Al12 상이 감소되고, Al4Pd 상이 증가하여 결정입계를 강화시켜 Mg 크리프 기구인 grain boundary sliding을 효과적으로 방해하는 것으로 관찰된다. 비교예 9는 크리프 후의 사진으로 Al이 4wt%이기 때문에 Pd이 첨가되지 않아도 Mg17Al12 상이 적기 때문에 열적인 영향은 상대적으로 덜 받는다. 그러나 Al 함량이 적기 때문에 상온 인장 특성은 감소하는 것으로 관찰된다.실시예 8은 크리프 후 사진으로 Pd/Al 비가 0.5이므로 효과적으로 grain boundary sliding 방해하고 미세조직이 상대적으로 안정한 것을 확인할 수 있다.
이러한 실험결과로부터, 본 발명에 따른 마그네슘 합금은 고온에서의 내열 특성과 크리프 특성이 우수하다는 것을 확인할 수 있다.

Claims (5)

1 ~ 9 중량%의 알루미늄(Al); 1 ~ 5 중량%의 주석(Sn); 0.5 ~ 6 중량%의 팔라듐(Pd); 0.5 ~ 3 중량%의 아연(Zn); 잔부의 마그네슘(Mg); 및 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 고온 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금으로서,
상기 마그네슘 합금 중 Mg17Al12상 분율이 3.2 % 이하이고, Pd/Al의 비율이 0.25 내지 1.0인 것을 특징으로 하는 고온 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금.
제1항에 있어서,
상기 합금에 0.1 ~ 2 중량%의 스트론튬(Sr), 0.1 ~ 2 중량%의 칼슘(Ca), 및 0.1 ~ 2 중량%의 망간(Mn) 중에서 선택된 하나 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금.
제1항에 있어서,
상기 Al4Pd 분율이 2.0 % 이상인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금.
제1항에 있어서,
상기 마그네슘 합금 중 Mg2Sn 상은 1 내지 9중량%인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금.
제1항에 있어서,
상기 마그네슘 합금은 150 내지 200℃의 온도범위, 50 내지 70 MPa의 하중 하에서 크리프(Creep) 변형율이 1.0 ×10-10s-1 내지 9.44×10-9s-1인 것을 특징으로 하는 Mg-Al계 마그네슘 합금.
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