KR20200036421A - 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

마그네슘 합금 판재 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재에 관한 것이다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
(단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)

Description

마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법{MAGNESIUM ALLOY SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명의 일 구현예는 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 세계적으로 이산화탄소 배출에 대한 규제가 엄격하게 이루어지고 있는 실정에서, 자동차 산업에서의 차체 경량화는 필수 조건이 되었다. 이에 경량화를 위한 여러 연구가 진행되고 있으며, 이 중 구조용 재료로써 가장 가벼운 마그네슘에 대한 관심도 높은 편이다.
다만, 마그네슘 합금을 여러 산업분야에 적용하려면 성형성과 내식성을 개선할 필요가 있다. 우선, 내식성은 최근 다양한 표면처리 기법이 개발되어 어느 정도 극복 가능한 수준이다. 그러나 마그네슘의 저성형성은 제품 개발에 제약을 가져온다. 마그네슘의 저성형성의 이유는 다음과 같다.
마그네슘은 결정구조가 HCP구조이고, unit cell의 c/a비가 다른 HCP구조를 갖는 소재 대비 높아 상온에서는 Basal slip계 {0001}<11-20> 만 활성화 가능하다. 특히, 압연 혹은 압출된 소재의 경우, HCP의 C축이 압연판재의 두께방향과 나란히 함으로써, C축 변형 수용을 더 어렵게 만든다. 이와 같은 마그네슘 합금의 저성형을 극복하기 위해 여러 기술이 개발되었다.
특히, 공정을 통한 개선 중 상하부 압연롤의 속도를 달리하는 이속압연, ECAP 공정, 마그네슘 판재의 공정(eutectic) 온도 근처에서의 압연과 같은 고온 압연법 등이 있다. 하지만, 이 모든 공정은 상용화와 거리가 멀다. 또한, 상온 성형성이 부족하여 온간 성형을 실시하지만, 이 때의 부가적인 비용도 큰 문제가 있다.
이에, 합금 조성을 제어하여 고성형의 마그네슘 합금재를 발현하려는 노력도 있다. 선행특허(공개번호: 2012-0055304)의 경우 Zn: 1~10중량%, Ca: 0.1~5중량%를 함유한 마그네슘 판재를 개시하였으나, 이의 경우 후술하는 본 발명의 일 구현예와 같이 스트립 캐스팅 공법에는 적용할 수 없는 문제가 있다. 이에, 양산성이 결여되고, 장시간 주조 시 주물재와 롤 간 융착 현상으로 인해 장시간 주조가 어렵다.
또한, 선행특허(출원번호: 2015-0185017)는 기존의 Al: 3 중량%, Zn: 중량 1%, Ca: 중량 1% 합금을 공정 개선을 통해 한계돔 높이 7mm 이상의 고성형을 얻을 수 있었다. 다만, Ca이 첨가된 합금의 경우, 공정 중에 고온 정출상인 Al2Ca상이 생성되어 편석대로 형성되기 쉽다. 편석대는 성형성에 악영향을 미치는 문제가 있다.
가돌륨(Gd)과 아연(Zn)의 관계를 제어하여, 마그네슘 합금 판재의 집합 조직을 분산시키고, 비저면 슬립계의 활성화가 용이할 수 있다. 이에 따라, 자동차용 알루미늄 합금 수준의 성형성을 확보하고자 한다.
본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다.
더 구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 13.0 이하일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)을 더 포함할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2에 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개일 수 있다.
이때, 상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 구현예인 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계, 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계, 및 상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함하고, 상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다.
더 구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 13.0이하일 수 있다.
상기 합금 용탕 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)을 더 포함할 수 있다.
상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 5시간 이상 동안 실시할 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 150 내지 350℃ 온도 범위에서 압연할 수 있다.
구체적으로, 압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연할 수 있다.
가돌륨(Gd)과 아연(Zn)의 관계를 제어하여, 자동차용 알루미늄 합금 수준의 성형성을 확보할 수 있다.
도 1은 Mg-Gd 이원계의 상태도를 나타낸 것이다.
도 2는 400℃에서 첨가 원소에 따른 Gd의 최대 고용량을 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1과 비교예 4의 단계별 미세조직을 광학현미경(Optical Microscopy)으로 관찰하여 나타낸 것이다.
도 4는 실시예 2 및 3과 비교예 4의 (0001)면을 XRD 극점도법으로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 구현예를 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 예시로서 제시되는 것으로, 이에 의해 본 발명이 제한되지는 않으며 본 발명은 후술할 청구범위의 범주에 의해 정의될 뿐이다.
본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서 마그네슘 합금 판재의 성분 및 조성을 한정한 이유를 설명한다.
Zn은 0.1 내지 1.5중량%만큼 포함할 수 있다.
Zn 원소는 구체적으로, 후술하는 Gd 원소와 같이 결정립계 또는 쌍정계에 고용될 경우, 집합 조직 분산효과가 커질 수 있다.
구체적으로, Zn 원소가 0.1중량% 미만일 경우, 성형성 및 압연성 향상 효과가 미미할 수 있다. 한편 1.5중량%를 초과하여 첨가할 경우, 이차상 분율 증가와 조대화로 인해 기계적 물성 및 성형성이 저하될 수 있다.
Gd은 0.08 내지 0.7중량% 만큼 포함할 수 있다. 구체적으로는, 0.1 내지 0.6중량%일 수 있다. 더 구체적으로는, 0.1 내지 0.5중량%일 수 있다.
Untwinned
twin
Gd원소는 결정립계(grain boundary) 혹은 쌍정계(twin boundary)에 고용되어 편석(segregation) 될 수 있다. 편석이라 함은, 용질 원소들이 어느 특정부위에 몰려서 존재하는 것을 의미한다. 이에, 본 발명의 일 구현예에는 쌍정입계(twin boundary) 혹은 결정립계(grain boundary)에 몰려서 존재한다는 것을 의미할 수 있다. 이에, Gd원소는 전술한 계면들에 편석될 수 있다.
구체적으로, 편석(Segregation)된 Gd원소는 고용 견인 효과(solute dragging effect)를 주며, 압연 및 열처리 공정 중 집합조직 분산화를 가속화 시킬 수 있다. 전술한 바와 같이, Zn 원소와 같이 고용될 경우 집합 조직 분산효과가 더 우수할 수 있다.
다만, 0.08중량% 미만일 경우, 고용 강화 효과가 미미할 수 있다.
0.7중량%를 초과하여 첨가하는 경우, Mg5Gd 및 MgZn 이차상의 크기와 분율이 커질 수 있다. 이의 경우, 성형성에 열위한 영향을 미칠 수 있다. 또한, 0.7중량%를 초과함에 따라 후술하는 관계식 1([Zn]/[Gd])의 값이 3.0 이상이 되려면 Zn의 함량 또한 2.1중량%를 초과하여야 한다. 이에 따라, 이차상 분율 증대와 조대화로 인해 기계적 물성 및 성형성이 저하될 수 있다.
이때, 상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
이때, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 가돌륨(Gd)의 중량%에 대한 아연(Zn)의 중량%의 비는 3.0 이상일 수 있다. 구체적으로, 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다. 구체적으로, 13.0 이하일 수 있다. 구체적으로, 가돌륨에 대한 아연의 중량비를 상기와 같이 제어함으로써, 입계에 가돌륨과 아연이 같이 고용되어 고용 강화 효과가 우수할 수 있다.
보다 더 구체적으로, 가돌륨에 대한 아연의 중량비가 3 미만일 경우, 결정입계(grain boundary) 및 쌍정입계(twin boundary)에 같이 편석(segregation)되는 가돌륨(Gd)과 아연(Zn) 원소의 양이 감소될 수 있다. 이로 인해, 편석(segregation)되어 있는 원소들의 고용 강화 효과(solute dragging effect) 정도가 낮아질 수 있다. 즉, 고용된 편석의 양이 많을수록 비저면 슬립계가 활성화되어, 성형성이 우수해질 수 있다.
이때, 고용 편석(Solute segregation)은 통상적으로 기저면을 따라 분포할 확률이 높아 기저면 슬립(slip)을 제어할 수 있다. 반면, 비저면 슬립(slip)에는 영향이 없기 때문에 두 슬립(slip) 시스템간 활성화 정도의 격차가 줄어들면서, 비저면 슬립(slip) 활성화 확률이 높아질 수 있다.
다만, 15 초과일 경우에는 가돌륨이 너무 적게 포함되거나 아연이 너무 많이 포함될 수 있다. 이의 경우 성형성 향상 효과가 미미할 수 있다. 또는, 이차상 분율 증대 및 이차상 조대화 현상이 유발되어 성형성 및 가공성에 불리할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 망간을 0.3중량% 이하(0중량% 제외)로 더 포함할 수 있다.
Mn 성분은 Fe-Mn계 화합물을 형성하여, 판재 내 Fe성분의 함량을 저감하는 역할을 한다. 즉, Fe 불순물 제어에 용이하다.
다만, Mn 성분의 상한값을 0.3중량%로 한정하는 이유는 망간을 0.3중량% 초과하여 첨가하면 Gd 고용도가 작아져 성형성이 저하되기 때문이다.
구체적으로, 망간을 상기 범위만큼 포함하는 경우 성형성이 우수할 수 있다. 더 구체적으로, 합금 원소의 첨가량이 적은 합금일수록 벤딩성, 열전도성, 및 내식성이 모두 우수할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2에 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개일 수 있다.
이때, 상기 이차상은 Mg5Gd, MgZn, 또는 이들의 조합일 수 있다.
상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛일 수 있다.
구체적으로, 이차상의 평균 입경과 개수는 전술한 합금 성분의 조성 범위와 관계식 1을 제어한 데에 따른 결과이다. 이차상의 평균 입경과 개수를 상기 범위로 제어하여, 비저면 슬립계의 활성화를 향상시킬 수 있다. 이로 인해, 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛일 수 있다.
구체적으로, 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경이 상기 범위일 경우, 성형성이 더 우수할 수 있다. 더 구체적으로, 상기 범위보다 작은 경우 상온 성형성이 저하될 수 있다. 상기 범위보다 큰 경우에는 고온에서 성형성이 저하될 수 있다.
이에 따라, 상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상일 수 있다. 구체적으로는, 11.0mm 이상일 수 있다.
본 명세서에서 한계돔높이(LDH)란, 상온에서의 에릭슨 시험을 통해 도출되는 값을 의미한다. 한계돔높이를 통해 재료의 성형성을 비교할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내일 수 있다. 보다 구체적으로, 1mm 이하일 수 있다.
엣지 크랙이란, 마그네슘 합금 판재 표면부의 가장자리에 형성된 홈을 의미한다. 상기 엣지 크랙은 가공성이 낮을 경우에 유발될 수 있다. 즉, 성형성이 높은 합금일수록 가공성이 좋기 때문에 엣지 크랙이 저감될 수 있다.
이에 따라, 본 발명의 일 구현예에 따른 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 상기 범위일 수 있다. 상술한 바와 같이, 엣지 크랙이 작을수록 가공성이 좋기 때문에 하한을 한정하지 않는다.
이에, 엣지 크랙이 상기 범위일 경우, 성형성이 우수할 수 있다. 보다 구체적으로, 엣지 크랙은 Al2Ca 이차상에 의해 더 많이 유발될 수 있으나, 본 발명의 일 구현예에 의한 합금은 Ca 성분을 포함하지 않아 전술한 이차상이 없으므로 엣지 크랙이 저감되어 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하일 수 있다. 구체적으로는, 1.0 내지 4.5 이하일 수 있다.
(0001)면에 대한 집합 강도가 상기 범위일 경우, 저면 결정립의 분율이 적어 비저면 슬립계의 활성화가 용이할 수 있다. 이에 따라, 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 구현예인 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계, 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계, 및 상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 합금 용탕의 성분 및 조성을 한정한 이유는 전술한 마그네슘 합금 판재의 성분 및 조성을 한정한 이유와 같으므로 생략한다.
상기 합금 용탕을 준비하는 단계에서, 상기 용탕은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
상기 합금 용탕의 온도는 650 내지 750℃ 일 수 있다.
구체적으로, 마그네슘 합금은 상기 온도 범위에서 주조할 수 있다.
더 구체적으로, 650℃ 미만에서는 마그네슘 합금의 용융이 제대로 이루어 지지 않을 수 있다. 한편, 750℃ 초과에서는 발화로 인해 용탕 관리가 힘들 수 있다.
전술한 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계를 실시할 수 있다.
구체적으로는, 스트립 캐스팅, 중력 주조, 또는 이들의 조합을 통해 주조할 수 있다. 다만, 이에 제한하는 것은 아니다.
이후, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계를 실시할 수 있다.
상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다. 구체적으로, 1시간 이상 동안 실시할 수 있다.
온도가 300℃ 이상이어야 가돌륨(Gd) 원소의 고용이 가능하다. 또한 온도가 높을수록 가돌륨의 고용량이 증가할 수 있다. 다만, 500℃를 초과하는 경우, 주조재 표면이 산화될 수 있다. 이에, 양산 공정에 적합하지 않을 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 150 내지 350℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 150℃ 이상의 온도가 확보되어야 엣지 크랙 없이 압연이 가능할 수 있다. 350℃ 를 초과하여 압연하는 것은 현실적으로 양산성에 부합하지 않는다.
압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연할 수 있다.
본 명세서에서 압하율이란, 압연 시 압연 롤을 통과하기 전의 재료의 두께와 압연 롤을 통과한 후의 재료의 두께의 차이를 압연 롤을 통과하기 전의 재료의 두께로 나눈 후 100을 곱한 것을 의미한다.
구체적으로, 상기 압하율로 압연을 수 회 실시하여 최종 목표 두께까지 압연할 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 상기 압연재를 중간 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 중간 소둔하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 10분 내지 15시간 동안 실시할 수 있다.
구체적으로, 2회 연속 압연 후 중간 소둔을 실시할 수 있다. 또는, 3회 연속 압연 후 중간 소둔을 실시할 수 있다. 또는, 중간 소둔 없이 압연할 수 있다.
더 구체적으로, 상기 온도 범위에서 중간 소둔을 실시하는 경우, 압연 시 발생한 응력을 충분하게 해소할 수 있다.
상기 압연재를 최종 소둔하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 10분 내지 15시간 동안 실시할 수 있다.
상기 조건에서 최종 소둔함으로써 재결정을 용이하게 형성할 수 있다.
전술한 공정을 통해 제조한 마그네슘 합금 판재의 에릭슨 값이 10.5mm 이상일 수 있다. 구체적으로는, 11.0mm 이상일 수 있다.
상기 값은 종래 알루미늄 금속과 유사한 수준의 상온 성형성을 의미할 수 있다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
하기 표 1에 개시된 합금 성분의 중량%에 따라 실시예 및 비교예의 합금 용탕을 준비하였다.
이후, 상기 용탕을 스트립 캐스팅법으로 주조하여 주조재를 준비하였다.
이후, 상기 주조재를 400℃에서 7시간 동안 균질화 열처리하였다.
상기 균질화 열처리된 주조재를 300℃에서 압연 1회 당 약 20%의 압하율로 압연하였다. 상기 압연 중간에 중간 소둔도 실시하였다. 구체적으로, 400℃에서 1시간 동안 실시하였다.
마지막으로, 상기 압연재를 400℃에서 1시간 동안 최종 소둔하였다.
이와 같이 제조된 마그네슘 합금 판재의 두께는 0.4 내지 1.8mm였다.
또한, 실시예 및 비교예의 에릭슨값은 하기와 같이 측정하여 나타내었다.
에릭슨 값 측정 방법
가로, 세로 각각 50 내지 60mm 크기의 마그네슘 합금 판재를 사용하였으며, 판재의 겉면에는 판재와 구형 펀치간의 마찰을 감소시키기 위해 윤활제를 사용하였다.
이때, 다이 및 구형 펀치의 온도는 상온으로 하여 테스트를 실시하였다.
보다 더 구체적으로, 마그네슘 합금 판재를 상부 다이와 하부 다이 사이에 삽입한 후, 상기 판재의 외주부를 10kN의 힘으로 고정하였고, 이후 20mm의 직경을 가지는 구형(dome) 펀치를 사용하여 5mm/min의 속도로 상기 판재에 변형을 가해주었다. 이후, 상기 판재가 파단될 때까지 펀치를 삽입한 뒤, 파단 시 판재의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다.
이렇게 측정한 판재의 변형 높이를 에릭슨 값 또는 한계돔높이(LDH)라고 한다. 이로부터 판재의 성형성을 비교할 수 있다. 구체적으로는, 마그네슘 합금 판재의 변형 높이가 높을수록 에릭슨 값이 크며, 성형성이 우수할 수 있다.
구분 Al Gd Zn Mn 상온 에릭슨값(mm) Zn/Gd
비교예1 0 0.27 0 0 4.6 0
비교예2 0 0.27 0.49 0 10.2 1.81
실시예1 0 0.28 1 0 11.0 3.57
비교예3 0 0.43 0.95 0 10 2.20
실시예2 0 0.15 1 0 11.2 6.66
비교예4 0 0.76 0.98 0 9.3 1.28
비교예5 0 0.78 1.41 0 10 1.80
비교예6 1.96 0.11 1.02 0 3.6 9.27
실시예3 0 0.25 1.49 0 11.1 5.96
실시예4 0 0.25 1.49 0.1 11.1 5.96
비교예 7 0 0.28 1.7 0 9.5 6.07
비교예 8 0 0.28 2.0 0 9.3 7.14
실시예 5 0 0.12 1.5 0 11.1 12.5
비교예 9 0 0.07 1.38 0 3.5 19.7
먼저, 표 1에 개시되어 있듯이, 본 발명의 일 구현예는 알루미늄을 포함하지 않을 수 있다. 알루미늄을 포함하는 경우, Gd 고용이 불가능할 수 있다.
이는, 본원 도 1 및 2에서도 확인할 수 있다.
도 1은 Mg-Gd 이원계의 상태도를 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 1은 Mg-Zn0.5중량%-xGd의 상태도 이며, 400℃에서의 Gd고용량을 알 수 있다. 또한, 도 1과 같이 각 원소 함량에 따른 상태도를 그려서 도 2를 도출할 수 있다.
도 2는 400℃에서 첨가 원소에 따른 Gd의 최대 고용량을 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 2는 도 1의 Mg-Gd 이원계 상태도처럼 Al, Zn, Mg 3원소의 상태도를 작성하였을 때, 고용 가능한 Gd 양을 측정하여 나타낸 것이다.
도 2에 도시된 바로부터, 알루미늄을 포함하는 경우, Gd 고용이 불가능한 것을 확인할 수 있다. 이에 전술하였듯이, 본 발명의 일 구현예는 알루미늄을 포함하지 않을 수 있다. 다만, 불순물 수준으로는 알루미늄이 존재할 수 있다.
더욱 구체적으로 알루미늄을 0.005중량% 이하로 포함할 수 있다.
또한, 표 1에 개시되어 있듯이, 가돌륨(Gd)과 아연(Zn)을 같이 포함하고, 가돌륨에 대한 아연의 중량비가 3 이상인 본원 실시예의 경우 에릭슨 값이 우수한 결과를 알 수 있다.
한편, Gd을 단독으로 포함하는 비교예 1의 경우 상온 에릭슨 값이 4.6mm 로 본원 실시예에 비해 성형성이 낮은 결과를 확인할 수 있다.
한편, 비교예 2와 같이 Gd과 Zn을 모두 포함하는 경우, 비교예 1에 비해 에릭슨 값이 현저하게 증가한 것을 알 수 잇다. 이는, Gd과 Zn이 같이 고용되어 입계에 편석되면서 고용 강화 효과가 발현되었기 때문이다.
다만, 비교예 2의 경우, Zn/Gd (관계식 1)의 값이 3 미만인 것을 알 수 있다. 그 결과, 비교예 1에 비해서는 에릭슨 값이 우수하나, 실시예에 비해서는 에릭슨 값이 열위한 것을 확인할 수 있다.
보다 구체적으로, 본원 실시예는 알루미늄과 유사한 수준의 상온 성형성일 수 있다. 상용되는 알루미늄 합금 중 Al5083은 상온에서의 에릭슨 값이 약 12mm 수준이다.
이와 같은 실시예의 특성은 본원 도 3 및 4를 통해서도 확인할 수 있다.
도 3은 실시예 1과 비교예 4의 단계별 미세조직을 광학현미경(Optical Microscopy)으로 관찰하여 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 3의 열처리 후 사진에 도시되어 있듯이, 실시예 1은 비교예 4에 비해 이차상의 개수가 현저하게 적은 것을 육안으로도 확인할 수 있다. 더 구체적으로, 실시예 1의 경우 면적 40000㎛2당 이차상의 개수가 약 20개 이하로 적은 것을 알 수 있다. 한편, 비교에 4는 같은 면적 당 50 내지 100개 수준으로 실시예보다 많은 것을 알 수 있다.
이때, 상기 이차상은 Mg5Gd 및 MgZn이다.
또한, 실시예에 비해 비교예에서 조대한 입경의 이차상이 더 많이 포함된 것을 확인할 수 있다.
비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 따른 가돌륨(Gd)의 범위보다 많이 첨가한 결과, 실시예보다 이차상의 입경이 조대하고 이차상의 분율이 많은 결과를 확인할 수 있다.
이에 따라, 앞서 표 1에서도 개시하였듯이, 비교예 4의 상온 에릭슨 값은 9.3mm인 데 반해, 실시예 1의 상온 에릭슨 값은 11.0mm로 상온 성형성이 더 우수함을 알 수 있다.
즉, 본원 실시예와 같이 가돌륨(Gd)의 조성 범위와 가돌륨과 아연과의 관계식(Zn/Gd)를 통해 이차상의 분율과 크기를 제어하여 변형 거동을 방해하는 인자를 줄일 수 있다.
이와 같은 특성은 도 4를 통해서도 확인할 수 있다.
도 4는 실시예 2 및 3과 비교예 4의 (0001)면을 XRD 극점도법으로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
XRD 극점도법을 통해 결정립의 결정방위에 따른 집합조직을 나타낼 수 있다.
구체적으로, 극점도는 임의로 고정된 결정좌표계의 방향을 시편 좌표계에 스테레오 투영하여 나타낸 것이다. 즉, 다양한 방위의 결정립들의 (0001)면에 대한 극을 기준 좌표계에 표시하고, 이를 극밀도 분포에 따라 밀도 등고선을 그림으로써 극점도를 나타낼 수 있다. 이때, 극은 브래그 각에 의해 특정한 격자 방향으로 고정한 것이고, 단결정에 대해 여러 개의 극들이 표시될 수 있다.
따라서, 극점도법으로 나타낸 등고선의 밀도 분포 값을 수치로 표현한 것을 (0001)면에 대한 최대 집합 강도라 할 수 있다.
이에, 최대 집합 강도 값이 작을수록 다양한 방위의 결정립이 분포하고, 저면 결정립의 분율이 적어 성형성이 우수함을 의미한다.
다만, 도 4에 도시된 바와 같이, 실시예 3은 비교예 4에 비해 최대 집합 강도 값이 소폭 높은 것을 알 수 있다. 뿐만 아니라, 실시예 3은 비교예 4와 비교하여 극점도 모양도 비슷한 것을 알 수 있다.
마그네슘 합금 판재의 가공성을 향상시키는 방법에는 집합 조직을 분산시키는 방법과 비저면 슬립계를 활성화시키는 방법이 있다. 구체적으로, 실시예 3 과 비교예 4는 극점도 모양이 비슷한 것으로 미루어 보아, 결정립들의 방위가 비교적 랜덤한 것을 도출할 수 있다.
다만, 표 1에서 전술한 바와 같이, 비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 따른 가돌륨(Gd)의 범위보다 많이 첨가한 경우이다. 그 결과, 비교예 4의 Zn/Gd 값은 1.28로서, 3 미만의 값이 도출되었다. 즉, 비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 의한 가돌륨의 조성과 관계식 1(Zn/Gd)의 값을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
가돌륨의 양이 많을 경우 이차상의 크기가 조대화되고, 이차상 분율이 증가하여 성형성이 저하될 수 있다. 이는 앞서 도 3에서 확인한 바와 같다.
뿐만 아니라, 관계식 1에 따른 값이 3 미만일 경우, 결정입계 또는 쌍정입계에 같이 편석되는 가돌륨과 아연의 양이 감소되어 비저면 슬립계 활성화가 저하될 수 있다.
따라서, 앞서 표 1과 도 3 및 도 4에 개시한 바로부터, 비교예 4의 경우 비저면 슬립계 활성화가 저하되어 에릭슨값이 실시예보다 열위한 결과가 도출될 수 있다. 표 1에서 개시하였듯이, 비교예 4의 상온 에릭슨 값은 9.3mm인 데 반해, 실시예 3의 상온 에릭슨 값은 11.1mm 이다.
즉, 결정립의 방위가 랜덤하여 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하인 경우, 비저면 슬립계의 활성화가 더 우수한 합금 판재의 성형성이 더 우수할 수 있다. 또한, 이차상의 분율이 적고 크기가 더 작은 합금 판재의 성형성이 더 우수할 수 있다.
구체적으로, Zn/Gd(관계식 1) 값이 높아질수록 비저면 슬립계를 활성화시킬 수 있다. 뿐만 아니라, 가돌륨(Gd) 성분의 함량이 줄어들면서 이차상의 분율도 줄어들기 때문에 변형 거동이 용이할 수 있다.
또한, 비교예 9와 같이 가돌륨의 조성이 본 발명의 일 구현예에 따른 범위를 만족하지 못하는 경우, 상온에서의 에릭슨 값이 3.5mm 수준이었다.
이의 경우, 가돌륨의 함량이 너무 적어 고용 강화 효과가 미미한 것을 알 수 있다.
본 발명은 상기 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (18)

  1. 마그네슘 합금 판재 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  2. 제1항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    15.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  3. 제2항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    13.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  4. 제3항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)을 더 포함하는 마그네슘 합금 판재.
  5. 제4항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고,
    상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2에 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개인 마그네슘 합금 판재.
  6. 제5항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고,
    상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛인 마그네슘 합금 판재.
  7. 제6항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛인 마그네슘 합금 판재.
  8. 제7항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상인 마그네슘 합금 판재.
  9. 제8항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내인 마그네슘 합금 판재.
  10. 제9항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하인 마그네슘 합금 판재.
  11. 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계;
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계;
    상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계; 및
    상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  12. 제11항에서,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    15.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  13. 제12항에서,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    13.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  14. 제11항에서,
    상기 합금 용탕 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)을 더 포함하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  15. 제11항에서,
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는,
    300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
  16. 제15항에서,
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는.
    5시간 이상 동안 실시하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
  17. 제11항에서,
    상기 압연재를 준비하는 단계는,
    150 내지 350℃ 온도 범위에서 압연하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  18. 제17항에서,
    상기 압연재를 준비하는 단계는,
    압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
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