WO2018117632A1 - 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법 - Google Patents

내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2018117632A1
WO2018117632A1 PCT/KR2017/015112 KR2017015112W WO2018117632A1 WO 2018117632 A1 WO2018117632 A1 WO 2018117632A1 KR 2017015112 W KR2017015112 W KR 2017015112W WO 2018117632 A1 WO2018117632 A1 WO 2018117632A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
corrosion resistance
magnesium alloy
secondary phase
phase
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2017/015112
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
추동균
박재신
박우진
김혜정
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Research Institute of Industrial Science and Technology RIST
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Research Institute of Industrial Science and Technology RIST
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd, Research Institute of Industrial Science and Technology RIST filed Critical Posco Co Ltd
Priority to KR1020197025396A priority Critical patent/KR102306290B1/ko
Publication of WO2018117632A1 publication Critical patent/WO2018117632A1/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/06—Making non-ferrous alloys with the use of special agents for refining or deoxidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/04—Alloys based on magnesium with zinc or cadmium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a magnesium alloy excellent in corrosion resistance and a method of manufacturing the same.
  • Magnesium alloy is the lightest among the structural metal materials, and excellent strength, non-stiffness, vibration absorption ability, etc. is becoming more important as a lightweight material for transportation equipment as well as electronics and IT industry.
  • Pure magnesium is a very active metal electrochemically with a standard hydrogen electrode potential of -2.38V, which quickly corrodes when exposed to corrosive environments.
  • the MgO coating formed on the surface shows a level of corrosion resistance comparable to that of medium-carbon steels or ordinary aluminum alloys, whereas in the presence of water or in acidic or neutral solutions, the surface coating becomes unstable and does not form a passivation, resulting in rapid corrosion. Proceed. That is, magnesium is an electrochemically active metal, and when exposed to a corrosive environment, there is a disadvantage that corrosion proceeds at a rapid rate, and thus there is a limit to the application of material.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2003-0096890
  • One aspect of the present invention is to provide a magnesium alloy excellent in corrosion resistance and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, Al: 1.0-10.0%, Zn: 0.3-3.0%, Mn: 0.05-1.5%, Ti: 0.003-1.0%, Y: 0.03-1.0%, the remaining Mg and other unavoidable It includes impurities, and the microstructure relates to a magnesium alloy having excellent corrosion resistance including 0.8 to 7.0 area% of Al-Mn-Y secondary phase and Al-Y secondary phase in total.
  • another aspect of the present invention is by weight, Al: 1.0-10.0%, Zn: 0.3-3.0%, Mn: 0.05-1.5%, Ti: 0.003-1.0%, Y: 0.03-1.0%, the remaining Mg And preparing a molten metal including other unavoidable impurities; Casting the molten metal to obtain a casting material; Homogenizing the cast material for 12 to 24 hours in a temperature range of 380 to 420 ° C .; And a step of obtaining the magnesium alloy by rolling the homogenized cast material at a temperature in a range of 200 to 350 ° C ..
  • the present invention by adding Ti and Y in combination, it is possible to provide a magnesium alloy excellent in corrosion resistance and excellent mechanical properties such as yield strength and elongation, and a method of manufacturing the same.
  • FIG. 3 is a result of measuring the element and phase distribution in atomic units by 3D-APT analysis using the radiation accelerator of Inventive Example 1.
  • the present inventors have recognized that there is a problem that corrosion proceeds rapidly when magnesium is an electrochemically active metal and exposed to a corrosive environment.
  • an Al-Mn-Y secondary phase and an Al-Y secondary phase are formed by complex addition of Ti and Y, and the formation of the Al 8 Mn 5 phase and the ⁇ phase (Mg 17 Al 12 ) is suppressed, thereby preventing the formation of the secondary phase.
  • the difference in the electrochemical potential with the ⁇ -Mg matrix can be minimized, thus confirming that the corrosion resistance is significantly improved, and thus, the present invention has been completed.
  • Magnesium alloy excellent in corrosion resistance according to an aspect of the present invention in weight% Al: 1.0 ⁇ 10.0%, Zn: 0.3 ⁇ 3.0%, Mn: 0.05 ⁇ 1.5%, Ti: 0.003 ⁇ 1.0%, Y: 0.03 ⁇ 1.0 %, Remaining Mg and other unavoidable impurities.
  • the unit of each element content hereafter means weight% unless there is particular notice.
  • Al is an element that increases the strength and hardness when added, improves the flowability of the molten alloy, and improves castability by increasing the solidification range during casting. It also serves to lower the corrosion rate.
  • Al content is less than 1.0%, the above effects are insufficient.
  • the Al content is more than 10.0%, coarse? Phase (Mg 17 Al 12 ) is excessively formed to increase brittleness, thereby reducing workability and ductility, and at the same time, forming a fine galvanic circuit with Mg base to form corrosion resistance.
  • Al is excessively added, it reacts with Mg to form coarse? Phase (Mg 17 Al 12 ), which also lowers high temperature creep characteristics. Therefore, it is preferable that Al content is 1.0-10.0%.
  • the lower limit of Al content may be 1.5%, and the lower limit may be 2.0%.
  • the more preferable upper limit of Al content may be 9.5%, and a more preferable upper limit may be 9.0%.
  • Zn is added together with Al to refine the grains and increase the strength.
  • Zn content is less than 0.3%, the above-described effects are insufficient. If the Zn content is more than 3.0%, the possibility of hot cracking during casting may increase, resulting in inferior corrosion resistance and mechanical properties of the alloy. Therefore, it is preferable that Zn content is 0.3 to 3.0%.
  • the lower limit of the Zn content may be 0.5%, and the lower limit may be 0.8%.
  • the more preferred upper limit of the Zn content may be 2.5%, and the more preferable upper limit may be 1.5%.
  • Mn improves corrosion resistance in Mg-Al and Mg-Al-Zn based alloys.
  • the corrosion resistance is improved by forming an intermetallic compound which is harmless to corrosion resistance by combining with Fe or other heavy metal elements which adversely affect the corrosion resistance.
  • Mn content is more than 1.5%, the solubility in the Mg alloy is exceeded, and mechanical properties may be degraded by formation of coarse ⁇ -Mn phase and Al 8 Mn 5 phase. Therefore, it is preferable that Mn content is 0.05 to 1.5%.
  • the lower limit of the Mn content may be 0.08%, and the lower limit may be 0.15%.
  • the more preferable upper limit of Mn content may be 1.0%, and a more preferable upper limit may be 0.3%.
  • Ti is dissolved in the ⁇ -Mg matrix and serves to improve corrosion resistance by increasing the electrochemical potential of the matrix to reduce the potential difference with the secondary phase.
  • Ti has a very large growth inhibitory factor, and contributes to the miniaturization of the cast structure and contributes to miniaturization of the final particle size and miniaturization of the ⁇ phase to inhibit corrosion.
  • it increases the Al solid solution content in the ⁇ -Mg matrix to improve the corrosion resistance.
  • the Ti content is less than 0.003%, the above effects are insufficient. Therefore, it is preferable to add 0.003% or more, and more preferably 0.07% or more, even more preferably 0.1% or more for the purpose of improving the corrosion resistance.
  • the Ti content is increased, it is effective to improve corrosion resistance, but when the Ti content is more than 1.0%, there is a fear that Ti is not dissolved in the ⁇ -Mg base and separated into Ti metal. Therefore, it is preferable to add at 1.0% or less, and more preferably at 0.5% or less.
  • Y suppresses the formation of the Al 8 Mn 5 phase and the ⁇ phase (Mg 17 Al 12 ) by forming an Al-Mn-Y secondary phase and an Al-Y secondary phase, thereby reducing the difference in electrochemical potential from the ⁇ -Mg matrix. It is an element that plays a role of minimizing and improving corrosion resistance. Further, by forming the Y 2 O 3 to improve the corrosion resistance.
  • the Y content is less than 0.03%, the above effects are insufficient.
  • the Y content is more than 1.0% (Al, Mg) 2 Y intermetallic compound is formed coarse, there is a problem that the mechanical properties such as ductility deteriorate and the manufacturing cost increases.
  • the remaining component of the present invention is magnesium (Mg).
  • Mg magnesium
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • one or more of B, Zr, Be, Sn, Sr, and Ca may be added in an amount of 0.003 to 2.0 wt% in total.
  • the total is less than 0.003%, the effect of improving corrosion resistance is insufficient. If the total amount is less than 2.0%, a large amount of the intermetallic compound is formed, which may lower the mechanical properties and the manufacturing cost increases.
  • the microstructure of the magnesium alloy according to the present invention includes an Al-Mn-Y secondary phase and an Al-Y secondary phase in a total of 0.8 to 7.0 area%.
  • the formation of the Al 8 Mn 5 phase and the ⁇ phase (Mg 17 Al 12 ) is suppressed, and the difference in the electrochemical potential from the ⁇ -Mg matrix is minimized.
  • These secondary phases are mainly formed during casting, but are controlled at a constant size and area ratio by heat treatment, rolling, cooling rate control, and the like after casting. That is, the secondary phase present in the casting material may be properly controlled in size and area ratio by rolling and heat treatment.
  • the sum is less than 0.8 area%, the above-mentioned effects are insufficient. If the total amount is more than 7.0 area%, the mechanical properties may be lowered, and the manufacturing cost increases.
  • the lower limit of the sum of the area fractions of the Al-Mn-Y secondary phase and the Al-Y secondary phase may be 1.0 area%, and even more preferably, the lower limit may be 2.0 area%.
  • the more preferable upper limit of the sum of the area fractions of the Al-Mn-Y secondary phase and the Al-Y secondary phase may be 6.8 area%, and the even more preferable upper limit may be 6.5 area%.
  • the Al-Mn-Y secondary phase may be Al 8 Mn 4 Y
  • Al-Y secondary phase may be Al 3 Y.
  • AZ-based magnesium alloys contain various secondary phases at the ⁇ -Mg matrix.
  • Representative secondary phases include Al 8 Mn 5 phase and ⁇ phase (Mg 17 Al 12 ).
  • the electrochemical potential of the representative secondary phase was determined by thermodynamic calculation.
  • the electrochemical potentials of the Al-Mn-Y secondary phase and the Al-Y secondary phase are about ⁇ 1.7 V and about ⁇ 1.8 V, respectively, which are lower than those of the Al 8 Mn 5 phase.
  • Figure 1 (a) is a Volta potential of Al 8 Mn 5 phase in Comparative Example 1 (AZ31), (b) is a result of measuring the volta potential of Al 8 Mn 4 Y secondary phase formed in Comparative Example 3 (AZ31-Y) to be.
  • Volta potential is a value measured by the SKPFM (Scanning Kelvin Probe Force Microscopy) between the secondary phase and the ⁇ -Mg base, which is not exactly equivalent to the electrochemical potential difference shown in the thermodynamic data. Shows a trend proportional to value.
  • the volta potential of the Al-Mn-Y secondary phase of the present invention may be 300 mV or less.
  • the magnesium alloy of the present invention has a tensile strength of 180 MPa or more, an elongation of 15% or more, and an LDH of 2.0 to 3.5 mm.
  • the magnesium alloy of the present invention has a corrosion rate of 0.7 mm / year or less. More preferably, it is 0.5 mm / year or less.
  • Another aspect of the present invention provides a method for producing a magnesium alloy excellent in corrosion resistance comprising the steps of preparing a melt that satisfies the alloy composition of the present invention; Casting the molten metal to obtain a casting material; Homogenizing the cast material for 12 to 24 hours in a temperature range of 380 to 420 ° C .; And rolling the homogenized cast material at a temperature range of 275 to 325 ° C. to obtain a magnesium alloy.
  • a molten metal that satisfies the alloy composition of the present invention described above is prepared. It does not need to specifically limit, According to the general preparation of the molten metal for magnesium alloys.
  • pure magnesium is charged into a low carbon steel crucible and dissolved by heating to 720 ° C. under a protective gas atmosphere.
  • alloy elements are added in order of Al-B, Al-Ti, Al-Mn, Al, Mg-Y, and Zn in order from high melting point alloy element to dissolve the alloy elements evenly in the molten metal. It can stir for about a minute and can hold about 10 minutes so that an inclusion may fully settle.
  • the molten metal is cast to obtain a casting material.
  • the casting step need not be particularly limited as in the molten metal preparation step. For example, it may be cast using gravity casting, pressure casting, continuous casting, twin roll type sheet casting machine. In addition, the step of extruding the cast material to produce an extruded material may be further performed.
  • the cast material is homogenized for 12 to 24 hours in the temperature range of 380 ⁇ 420 °C. This is to homogenize the composition and texture segregation and non-uniformity present in the Mg alloy matrix structure during casting. Secondary phases such as ⁇ phase (Mg 17 Al 12 ) dispersed in the base can be sufficiently employed in the base, and appropriately control the heat treatment temperature and time within a range that does not cause economic deterioration due to excessive increase of the heat treatment temperature and time. shall.
  • the homogenization temperature is less than 380 ° C. or the holding time is less than 12 hours, sufficient homogenization is not achieved, and segregation and non-uniformity of the composition and the tissue remain, which may adversely affect the corrosion resistance.
  • the homogenization temperature is more than 420 °C or the holding time is more than 24 hours, the corrosion resistance is rather deteriorated due to abnormal growth of the tissue, there is a fear that the economic efficiency is lowered.
  • the homogenized cast material is rolled in a temperature range of 200 ⁇ 350 °C to obtain a magnesium alloy. Since the Mg alloy has an HCP structure, it must be warm rolled at 200 ° C. or higher, and a rolling crack may occur when the rolling temperature is lower than 200 ° C. On the other hand, if the rolling temperature is greater than 350 °C there is a risk that hot tearing (rolling) occurs during rolling. Therefore, it is preferable that rolling temperature is 200-350 degreeC.
  • the more preferable minimum of rolling temperature may be 250 degreeC, and a more preferable upper limit may be 325 degreeC.
  • the rolling can be performed so that the reduction ratio per pass is 10 to 20%.
  • the manufacturing cost is increased because a number of passes must be rolled to a desired thickness, and if it exceeds 20%, there may be a rolling crack due to excessive reduction ratio.
  • the corrosion rate of the magnesium alloy was measured and listed in Table 1 below.
  • Corrosion rate was used by the Salt Immersion Test, in which the specimen was immersed in brine, and the brine used was a 3.5% NaCl solution at 25 ° C and the specimen was immersed in brine for 75 hours to lose weight in mg / cm 2. It was measured in units of / day, and this was divided by the sample area and expressed in terms of the annual corrosion rate in mm / y.
  • the total fractions of the Al-Mn-Y secondary phase and the Al-Y secondary phase were measured in area% using an image analyzer after measuring the microstructure with a scanning electron microscope, and the results are shown in Table 1.
  • Formability Limit Dome Height is one of the test methods for measuring the formability of the material, by measuring the limit dome height (Limit Dome Height) is formed without breaking the material measured by the Ericsson test (Table 2) It is described in.
  • Comparative Example 3 in which only Y was added, also exhibited a corrosion rate of 0.86 mm / y, indicating poor corrosion resistance.
  • 3 is a result of 3D-APT analysis using an emission accelerator for Inventive Example 1, and is a result of measuring elemental and phase distribution in atomic units for the internal microstructure.
  • the unit of the Z axis is nm.
  • Ti is finely and uniformly dissolved in the ⁇ -Mg matrix, and it is possible to identify the Al-Mn-Y secondary phase finely formed in several tens of nm in size.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Prevention Of Electric Corrosion (AREA)

Abstract

본 발명의 일 측면은, 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 그 합계로 0.8~7.0 면적% 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금에 관한 것이다.

Description

내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법
본 발명은 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.
마그네슘 합금은 구조용 금속소재 중 가장 가벼우며, 비강도, 비강성, 진동 흡수능 등이 우수하여 전자 및 IT 산업뿐 아니라 수송기기용 경량 소재로서 갈수록 그 중요성이 더해지고 있다.
순수 마그네슘은 전기화학적으로 표준 수소 전극 전위가 -2.38V 정도로 활성이 매우 큰 금속으로 부식 환경에 노출 시 빠른 속도로 부식이 진행된다. 대기 중에서는 표면에 형성되는 MgO 피막으로 인해 중탄소강 또는 일반 알루미늄 합금과 대등한 내식성 수준을 보이는 반면, 수분이 존재하거나 산성 또는 중성 용액 내에서는 표면 피막이 불안정해져 부동태를 형성하지 못해 빠른 속도로 부식이 진행된다. 즉, 마그네슘은 전기화학적으로 활성이 큰 금속으로 부식 환경에 노출될 경우 빠른 속도로 부식이 진행되는 단점이 있어 소재화 적용에 한계가 있다.
따라서, 마그네슘 합금의 적용 분야 확대를 위해 열악한 부식 환경에 적용 가능한 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2003-0096890호
본 발명의 일 측면은 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 그 합계로 0.8~7.0 면적% 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 준비하는 단계; 상기 용탕을 주조하여 주조재를 얻는 단계; 상기 주조재를 380~420℃의 온도범위에서 12~24시간 동안 균질화 처리하는 단계; 및 상기 균질화 처리된 주조재를 200~350℃의 온도범위에서 압연하여 마그네슘 합금을 얻는 단계;를 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, Ti 및 Y를 복합첨가 함으로써 내식성이 우수하면서도, 항복강도, 연신율 등의 기계적 물성도 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1의 (a)는 비교예 1에서 Al8Mn5 이차상의 볼타 포텐셜, (b)는 비교예 3에서 형성된 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐셜, (c)는 발명예 1에서 형성된 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐셜을 측정한 결과이다.
도 2의 (a)는 비교예 1, (b)는 발명예 1의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 3은 발명예 1의 방사광 가속기를 이용한 3D-APT 분석에 의해 원자 단위의 원소, 상 분포를 측정한 결과이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 마그네슘은 전기화학적으로 활성이 큰 금속으로 부식 환경에 노출될 경우 빠른 속도로 부식이 진행되는 문제가 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, Ti 및 Y를 복합첨가 함으로써 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 형성시키고, Al8Mn5 상과 β상(Mg17Al12)의 형성을 억제함으로써, 이차상과 α-Mg 기지와의 전기화학 포텐셜 차이를 최소화시킬 수 있으며, 이에 따라 내식성을 현저히 향상됨을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
내식성이 우수한 마그네슘 합금
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 내식성이 우수한 마그네슘 합금에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 내식성이 우수한 마그네슘 합금은 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
Al: 1.0~10.0%
Al은 첨가 시 강도와 경도를 증가시키며, 합금 용탕의 유동성을 향상시키고, 주조 시 응고범위를 증가시켜 주조성을 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 또한, 부식 속도를 낮추는 역할을 한다.
Al 함량이 1.0% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Al 함량이 10.0% 초과인 경우에는 조대한 ?상(Mg17Al12)이 과다하게 생성되어 취성을 증가시켜 가공성 및 연성을 감소시킬 수 있으며, 동시에 Mg기지와 미세 갈바닉 회로를 형성하여 내식성이 저하된다, 또한 Al은 과다하게 첨가되면 Mg와 반응하여 조대한 ?상(Mg17Al12)을 형성하여 고온 크리프 특성도 저하한다. 따라서, Al 함량은 1.0~10.0%인 것이 바람직하다.
또한, Al 함량의 보다 바람직한 하한은 1.5%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 2.0%일 수 있다. 또한, Al 함량의 보다 바람직한 상한은 9.5%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 9.0%일 수 있다.
Zn: 0.3~3.0%
Zn은 Al과 함께 첨가하여 결정립을 미세화시키고 강도를 증가시키는 효과를 가진다.
Zn 함량이 0.3% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하며, 3.0% 초과인 경우에는 주조시 열간 균열이 발생할 가능성이 증가하여 합금의 내식성과 기계적 특성이 열위해질 수 있다. 따라서, Zn 함량은 0.3~3.0%인 것이 바람직하다.
또한, Zn 함량의 보다 바람직한 하한은 0.5%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 0.8%일 수 있다. 또한, Zn 함량의 보다 바람직한 상한은 2.5%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 1.5%일 수 있다.
Mn: 0.05~1.5%
Mn은 Mg-Al, Mg-Al-Zn 계 합금에서 내식성을 향상시킨다. 보다 상세하게 설명하면, 내식성에 악영향을 끼치는 Fe 또는 그 외 중금속 원소들과 결합하여 내식성에 무해한 금속간 화합물을 형성함으로써 내식성을 향상시킨다. 이를 위해서는 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 Mn 함량 1.5% 초과인 경우에는 Mg 합금에서의 고용한을 초과하며, 조대한 β-Mn상, Al8Mn5 상의 형성으로 기계적 특성이 저하될 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.05~1.5%인 것이 바람직하다.
또한, Mn 함량의 보다 바람직한 하한은 0.08%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 0.15%일 수 있다. 또한, Mn 함량의 보다 바람직한 상한은 1.0%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 0.3%일 수 있다.
Ti: 0.003~1.0%
Ti는 α-Mg 기지에 고용되어 기지의 전기화학 포텐셜을 증가시켜 이차상과의 전위차를 감소시킴으로써 내식성을 향상시키는 역할을 한다. Ti은 매우 큰 성장 억제인자를 가지고 있어, 주조조직의 미세화와 함께 최종 입도의 미세화 및 β상의 미세화에 기여하여 부식을 억제하는 역할을 한다. 또한, α-Mg 기지 내의 Al 고용 함량을 증가시켜 내식성을 향상하게 한다. 나아가, 내식성을 저하시키는 Fe, Ni, Co, Cu등의 불순물들을 TiFe2, TiNi3, TiCo3, Ti2Cu등의 내식성에 무해한 금속간 화합물로 만들어 제거하는 스캐빈징(scavenging) 효과가 있다.
Ti 함량이 0.003% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 따라서, 0.003% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 내식성 향상을 위하여 보다 바람직하게는 0.07% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.1% 이상 첨가할 수 있다.
반면에, Ti 함량이 증가할수록 내식성 향상에 효과적이나, Ti 함량이 1.0% 초과인 경우에는 Ti이 α-Mg기지에 고용되지 않고 Ti금속으로 분리될 우려가 있다. 따라서, 1.0% 이하로 첨가하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 첨가할 수 있다.
Y: 0.03~1.0%
Y는 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 형성시킴으로써 Al8Mn5 상과 β상(Mg17Al12)의 형성을 억제하고, α-Mg 기지와의 전기화학 포텐셜의 차이를 최소화하여 내식성을 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 또한, Y2O3를 형성하여 내식성을 향상시킨다.
Y 함량이 0.03% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Y 함량이 1.0% 초과인 경우에는 (Al,Mg)2Y 금속간 화합물이 조대하게 형성되어 연성 등 기계적 특성이 악화되고 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
본 발명의 나머지 성분은 마그네슘(Mg)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 원소 외에, 내식성을 보다 향상시키기 위하여 B, Zr, Be, Sn, Sr 및 Ca 중 1종 이상을 그 합계로 0.003~2.0중량% 추가로 포함할 수 있다.
그 합계가 0.003% 미만인 경우에는 내식성 향상 효과가 불충분하고, 2.0% 초과인 경우에는 금속간 화합물이 다량 형성되어 기계적 특성이 저하될 우려가 있으며, 제조비용이 상승한다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금의 미세조직은 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 그 합계로 0.8~7.0 면적% 포함한다.
Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 형성시킴으로써 Al8Mn5 상과 β상(Mg17Al12)의 형성을 억제하고, α-Mg 기지와의 전기화학 포텐셜의 차이를 최소화하여 내식성을 향상시키기 위함이다. 이들 이차상은 주로 주조 시에 형성되지만 주조 후 열처리, 압연, 냉각속도 제어 등에 의해 일정 크기 및 면적 비율로 제어된다. 즉, 주조재에 존재하는 이차상은 압연 및 열처리에 의해 크기와 면적율이 적정하게 제어될 수 있다.
그 합계가 0.8 면적% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 7.0면적% 초과인 경우에는 기계적 특성이 저하될 우려가 있으며, 제조비용이 상승한다.
또한, Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상의 면적분율 합계의 보다 바람직한 하한은 1.0 면적%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 2.0 면적%일 수 있다. 또한, Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상의 면적분율 합계의 보다 바람직한 상한은 6.8 면적%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 6.5 면적%일 수 있다.
이때, 상기 Al-Mn-Y 이차상은 Al8Mn4Y이고, Al-Y 이차상은 Al3Y일 수 있다.
AZ계 마그네슘 합금은 α-Mg 기지에 여러가지 이차상을 포함한다. 대표적인 이차상으로는 Al8Mn5 상과 β상(Mg17Al12)이 있다. 대표적인 이차상에 대한 전기화학 포텐셜을 열역학 계산에 의해 구한 결과 하기와 같았다.
Al8Mn5(-1.423V) > β상(-2.013V) > α-Mg (-2.37V)
기지인 α-Mg와 이차상의 전기화학 포텐셜의 차이가 클수록 미세 갈바닉 부식이 증가하므로, 이차상 중에서도 α-Mg과 포텐셜 차이가 큰 Al8Mn5상이 β상 보다 내식성에 더 큰 영향을 미치는 것을 알 수 있다. Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상의 전기화학 포텐셜은 각각 약 -1.7V 및 약 -1.8V로 Al8Mn5 상보다 낮은 값을 갖는다.
도 1의 (a)는 비교예 1(AZ31)에서 Al8Mn5 상의 볼타 포텐셜, (b)는 비교예 3(AZ31-Y)에서 형성된 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐션을 측정한 결과이다.
볼타 포텐셜이란 이차상과α-Mg기지와의 전기화학 포텐셜의 차이를 SKPFM(Scanning Kelvin Probe Force Microscopy) 장비를 통해 실측한 값으로 열역학 data에 나타난 전기화학 포텐셜 차이와는 정확히 일치하는 것은 아니나, 상대적인 값으로 비례하는 경향을 보여준다.
비교예 1에서 Al8Mn5 의 볼타 포텐셜은 550mV, 비교예 2에서 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐셜은 470mV으로 측정되었으며, Al-Mn-Y 이차상의 볼타 포텐셜이 80mV정도 낮으므로 Y를 첨가하여 Al8Mn5 상을 Al-Mn-Y 이차상으로 치환할 경우 내식성 향상 효과가 있다는 것을 알 수 있다.
또한, 본 발명의 Al-Mn-Y 이차상의 볼타 포텐셜(volta potential)은 300mV 이하일 수 있다.
도 1의 (c)는 발명예 1의 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐션을 측정한 결과로, 290mV로 측정되어 비교예 3의 Al8Mn4Y 이차상의 볼타 포텐션 값인 470mV보다 훨씬 낮은 것을 확인할 수 있다. 이는 Ti 첨가에 의해 α-Mg 기지의 전기화학 포텐셜이 증가하므로 이차상과의 전위차인 볼타 포텐셜이 감소한 것이다. 즉, Ti 첨가에 따른 α-Mg 기지 금속의 전기화학 전위 상승으로 이차상과의 volta potential이 감소하고, 미세갈바닉 부식이 감소하여 내식성이 향상된 것이다.
따라서 Al-Mn-Y 이차상의 볼타 포텐셜을 300mV 이하로 제어함으로써 내식성을 보다 향상시킬 수 있다.
한편, 본 발명의 마그네슘 합금은 인장강도는 180MPa 이상이며, 연신율이 15% 이상이고, LDH는 2.0~3.5 mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 마그네슘 합금은 부식속도가 0.7 mm/year 이하이다. 보다 바람직하게는 0.5 mm/year 이하이다.
내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법은 상술한 본 발명의 합금조성을 만족하는 용탕을 준비하는 단계; 상기 용탕을 주조하여 주조재를 얻는 단계; 상기 주조재를 380~420℃의 온도범위에서 12~24시간 동안 균질화 처리하는 단계; 및 상기 균질화 처리된 주조재를 275~325℃의 온도범위에서 압연하여 마그네슘 합금을 얻는 단계;를 포함한다.
용탕 준비 단계
상술한 본 발명의 합금조성을 만족하는 용탕을 준비한다. 특별히 한정할 필요는 없으며, 일반적인 마그네슘 합금용 용탕 준비에 따르면 된다.
예를 들어, 순수 마그네슘을 저탄소강 도가니에 장입하고 보호가스 분위기 하에서 720℃로 승온하여 용해한다. 순수 마그네슘이 완전히 용해되면 고융점 합금원소부터 차례로 Al-B, Al-Ti, Al-Mn, Al, Mg-Y, Zn 순으로 합금원소들을 투입하여 용해하고 용탕 내 합금원소가 균일하게 분포하도록 10분 정도 교반하고, 개재물이 충분히 침강하도록 10분 정도 유지할 수 있다.
주조 단계
상기 용탕을 주조하여 주조재를 얻는다. 주조 단계도 상기 용탕 준비 단계와 마찬가지로 특별히 한정할 필요는 없다. 예를 들어, 중력주조, 가압주조, 연속 주조, 쌍롤식 박판 주조기를 이용하여 주조할 수 있다. 또한, 주조재를 압출하여 압출재를 제조하는 단계를 추가로 행할 수 있다.
균질화 처리 단계
상기 주조재를 380~420℃의 온도범위에서 12~24시간 동안 균질화 처리한다. 이는 주조 시에 Mg합금 기지 조직 내에 존재하는 조성과 조직상의 편석과 불균일을 균질화하기 위함이다. 기지 내에 분산되어 있는 β상(Mg17Al12)등의 이차상이 기지 내로 충분히 고용될 수 있으며, 열처리 온도 및 시간의 지나친 증가에 따른 경제성 저하를 초래하지 않는 범위 내에서 열처리 온도 및 시간을 적절히 제어하여야 한다.
균질화 온도가 380℃ 미만이거나 유지시간이 12시간 미만인 경우에는 충분한 균질화가 이루어지지 않고, 조성 및 조직의 편석과 불균일이 잔류되어 내식성에 악영향을 끼칠 우려가 있다. 반면에 균질화 온도가 420℃ 초과이거나 유지시간이 24시간 초과인 경우에는 조직의 이상 성장으로 인하여 내식성이 오히려 악화되고, 경제성이 저하될 우려가 있다.
압연 단계
상기 균질화 처리된 주조재를 200~350℃의 온도범위에서 압연하여 마그네슘 합금을 얻는다. Mg 합금은 HCP 조직을 가지므로 200℃ 이상에서 온간 압연하여야 하며, 압연 온도가 200℃ 미만인 경우에는 압연균열이 발생할 우려가 있다. 반면에, 압연 온도가 350℃ 초과인 경우에는 압연 시 열간 균열(hot tearing)이 발생할 우려가 있다. 따라서, 압연 온도는 200~350℃인 것이 바람직하다.
또한, 압연 온도의 보다 바람직한 하한은 250℃일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 325℃일 수 있다.
이때, 상기 압연은 패스당 압하율이 10~20%가 되도록 행할 수 있다.
압하율이 10% 미만인 경우에는 원하는 두께까지 여러 패스의 압연을 거쳐야 하므로 제조비용이 증가하며, 20% 초과인 경우에는 지나친 압하비(reduction ratio)로 인해 압연균열이 발생할 우려가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1에 나타낸 합금조성 및 나머지 Mg로 이루어진 용탕을 주조한 후, 400℃에서 18시간 동안 균질화 처리하고, 300℃에서 압연하여 두께 1mm의 마그네슘 합금을 제조하였다. 다만, Pure Mg는 Mg가 100중량%로 이와 같은 제조조건을 적용한 것이 아니며, 비교예 6의 경우 주조품으로 균질화 처리 및 압연은 행하지 않았다.
상기 마그네슘 합금의 부식속도를 측정하여 하기 표 1에 기재하였다.
부식속도는 시편을 염수에 침적하는 염수침적시험(Salt Immersion Test)을 사용했으며, 이때 사용한 염수는 25℃의 3.5% NaCl 용액이며, 시편을 75시간 동안 염수에 침적하여 무게 감량을 mg/cm2/day 단위로 측정하고, 이를 시편 면적으로 나누어 mm/y단위인 연간 부식되는 속도로 환산하여 표시하였다.
Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상의 합계 분율은 주사전자현미경으로 미세조직을 측정한 후 영상분석장비를 통해 면적%로 측정하였으며, 그 결과를 표 1 에 기재하였다.
비교예 1과 발명예 1의 항복강도, 연신율 및 성형성 LDH(Limit Dome Height)를 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
성형성 LDH(Limit Dome Height)는 소재의 성형성을 측정하는 시험법 중 하나로, 에릭슨 테스트(Erichsen test)로 측정한 소재의 파단없이 성형되는 한계 돔높이(Limit Dome Height)를 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
구분 합금조성(중량%) 부식속도(mm/y) Al-Mn-Y 및 Al-Y(면적%) 제조공정
Al Zn Mn B Y Ti
Pure Mg - - - - - - 2.36 -
비교예1 3.04 0.74 0.24 - - - 1.65 - 압연
비교예2 2.95 0.98 0.22 0.0076 - - 1.3 - 압연
비교예3 2.86 0.88 0.20 - 0.22 - 0.86 3.2 압연
비교예4 0.98 0.75 0.20 0.01 0.20 0.1 2.18 - 압연
비교예5 10.5 0.96 0.17 0.01 0.23 0.01 0.33 8.0 압연
발명예1 2.9 0.92 0.20 - 0.31 0.011 0.45 2.8 압연
발명예2 2.95 1.02 0.21 - 0.28 0.05 0.33 3.1 압연
발명예3 2.91 1.07 0.22 - 0.31 0.20 0.21 4.5 압연
발명예4 2.81 0.97 0.23 - 0.33 0.47 0.16 4.3 압연
발명예5 5.58 0.92 0.2 0.01 0.4 0.01 0.25 6.5 압연
비교예6 3.11 0.89 0.19 0.01 0.27 0.01 0.75 0.7 주조
구분 항복강도(MPa) 연신율(%) 성형성 LDH (mm)
비교예1 195 18 2.6
발명예1 190 19 2.9
비교예5 160 4 <1
본 발명의 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예들은 부식속도가 0.7 mm/year 이하로 우수한 것을 확인 할 수 있다.
또한, 상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, 기계적 물성도 종래의 AZ31(비교예 1)과 동등한 수준으로 나타났다.
반면에, Y 및 Ti 가 첨가되지 않은 Pure Mg, 비교예 1 및 2는 1.3 mm/y 이상의 부식속도를 나타내어 내식성이 열위하였다.
또한, Y만 첨가한 경우인 비교예 3도 0.86 mm/y의 부식속도를 나타내어 내식성이 열위하였다.
Al의 함량이 1.0% 미만으로 낮은 경우 비교예4와 같이 부식속도가 매우 높은 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교예5와 같이 Al의 함량이 10.0% 초과인 경우 내식성은 어느 정도 우수하였으나, 항복강도, 연신율 및 성형성 LDH가 급격히 저하되는 것을 표 2에서 확인할 수 있다.
나아가, 비교예 6의 경우 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하였으나, 균질화 처리 및 압연 공정을 행하지 않은 주조품으로 2차상 분율이 낮고 부식속도도 높은 것을 확인할 수 있다.
즉, 합금조성뿐만 아니라, 주조 후 균질화 처리 및 압연 공정 등에 의해 내식 특성이 변화되는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 제시한 열처리 및 압연 등을 통해 불균일한 주조조직을 개선하고 2차상을 확보함으로써 내식성을 보다 향상시킬 수 있는 것이다.
도 2의 (a)는 비교예 1, (b)는 발명예 1의 미세조직을 촬영한 사진이다. 비교예 1의 경우 대부분 Al8Mn5상이 형성되어 있으나, 발명예 1은 Al8Mn5상 중의 일부 Mn이 Y으로 치환되어 Al8Mn4Y상이 형성되었으며, Al3Y도 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 발명예1에 대해 방사광 가속기를 이용한 3D-APT 분석결과이며, 내부미세조직에 대해 원자 단위의 원소, 상 분포를 측정한 결과이다. 여기서, Z축의 단위는 nm이다.
Ti는 α-Mg 기지 내에 미세하고 균일하게 고용되어 있으며, 수십 nm크기로 미세하게 형성되어 있는 Al-Mn-Y 이차상을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직은 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 그 합계로 0.8~7.0 면적% 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금은 B, Zr, Be, Sn, Sr 및 Ca 중 1종 이상을 그 합계로 0.003~2중량% 추가로 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 Al-Mn-Y 이차상은 Al8Mn4Y이고, Al-Y 이차상은 Al3Y인 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 Al-Mn-Y 이차상의 볼타 포텐셜(volta potential)은 300mV 이하인 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  5. 제1항에 있어서,
    마그네슘 합금은 인장강도는 180MPa 이상이며, 연신율이 15% 이상이고, LDH는 2.0~3.5 mm인 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금은 부식속도가 0.7 mm/year 이하인 내식성이 우수한 마그네슘 합금.
  7. 중량%로, Al: 1.0~10.0%, Zn: 0.3~3.0%, Mn: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~1.0%, Y: 0.03~1.0%, 나머지 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 준비하는 단계;
    상기 용탕을 주조하여 주조재를 얻는 단계;
    상기 주조재를 380~420℃의 온도범위에서 12~24시간 동안 균질화 처리하는 단계; 및
    상기 균질화 처리된 주조재를 200~350℃의 온도범위에서 압연하여 마그네슘 합금을 얻는 단계;를 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 압연은 패스당 압하율이 10~20%가 되도록 행하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 용탕은 B, Zr, Be, Sn, Sr 및 Ca 중 1종 이상을 그 합계로 0.003~2중량% 추가로 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금의 미세조직은 Al-Mn-Y 이차상 및 Al-Y 이차상을 그 합계로 0.8~7.0 면적% 포함하는 내식성이 우수한 마그네슘 합금의 제조방법.
PCT/KR2017/015112 2016-12-23 2017-12-20 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법 Ceased WO2018117632A1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020197025396A KR102306290B1 (ko) 2016-12-23 2017-12-20 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20160178038 2016-12-23
KR10-2016-0178038 2016-12-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018117632A1 true WO2018117632A1 (ko) 2018-06-28

Family

ID=62626838

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2017/015112 Ceased WO2018117632A1 (ko) 2016-12-23 2017-12-20 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR102306290B1 (ko)
WO (1) WO2018117632A1 (ko)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112424385A (zh) * 2018-07-18 2021-02-26 株式会社Posco 镁合金板材及其制造方法
CN113025858A (zh) * 2021-03-05 2021-06-25 吉林大学 具有细化基体相和共晶相Mg-Al-Zn系镁合金及其制备方法和应用
CN116926391A (zh) * 2023-07-25 2023-10-24 上海交通大学 一种高亮高耐蚀镁合金及其制备方法
WO2024208130A1 (zh) * 2023-04-06 2024-10-10 上海交通大学 一种超耐蚀镁合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07316713A (ja) * 1994-05-25 1995-12-05 Kobe Steel Ltd 高強度高耐食性Ｍｇ基合金及び該合金よりなる鋳物の製法
KR20030044997A (ko) * 2003-05-23 2003-06-09 연우인더스트리(주) 성형성이 우수한 마그네슘합금 및 이를 이용한마그네슘합금 제품의 제조방법
JP2006144059A (ja) * 2004-11-18 2006-06-08 Mitsubishi Alum Co Ltd プレス成形性に優れたマグネシウム合金板およびその製造方法
KR20100106137A (ko) * 2009-03-23 2010-10-01 주식회사 지알로이테크놀로지 저온에서 고속 성형능이 우수한 가공재 마그네슘-아연계 마그네슘 합금과 그 합금 판재의 제조방법
KR20150017143A (ko) * 2013-08-06 2015-02-16 이인영 소성가공성이 우수한 압출용 마그네슘합금 빌렛 및 그 제조방법

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100452452B1 (ko) 2002-06-18 2004-10-12 현대자동차주식회사 내식성이 향상된 고강도 마그네슘 합금 및 이의 제조방법
KR100605741B1 (ko) * 2004-04-06 2006-08-01 김강형 내식성과 도금성이 우수한 마그네슘합금 단련재

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07316713A (ja) * 1994-05-25 1995-12-05 Kobe Steel Ltd 高強度高耐食性Ｍｇ基合金及び該合金よりなる鋳物の製法
KR20030044997A (ko) * 2003-05-23 2003-06-09 연우인더스트리(주) 성형성이 우수한 마그네슘합금 및 이를 이용한마그네슘합금 제품의 제조방법
JP2006144059A (ja) * 2004-11-18 2006-06-08 Mitsubishi Alum Co Ltd プレス成形性に優れたマグネシウム合金板およびその製造方法
KR20100106137A (ko) * 2009-03-23 2010-10-01 주식회사 지알로이테크놀로지 저온에서 고속 성형능이 우수한 가공재 마그네슘-아연계 마그네슘 합금과 그 합금 판재의 제조방법
KR20150017143A (ko) * 2013-08-06 2015-02-16 이인영 소성가공성이 우수한 압출용 마그네슘합금 빌렛 및 그 제조방법

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112424385A (zh) * 2018-07-18 2021-02-26 株式会社Posco 镁合金板材及其制造方法
EP3825429A4 (en) * 2018-07-18 2021-10-27 Posco MAGNESIUM ALLOY SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS
JP2021529888A (ja) * 2018-07-18 2021-11-04 ポスコＰｏｓｃｏ マグネシウム合金板材およびその製造方法
CN112424385B (zh) * 2018-07-18 2022-07-26 株式会社Posco 镁合金板材及其制造方法
JP7138229B2 (ja) 2018-07-18 2022-09-15 ポスコ マグネシウム合金板材およびその製造方法
US11542577B2 (en) 2018-07-18 2023-01-03 Posco Holdings Inc. Magnesium alloy sheet and manufacturing method thereof
CN113025858A (zh) * 2021-03-05 2021-06-25 吉林大学 具有细化基体相和共晶相Mg-Al-Zn系镁合金及其制备方法和应用
CN113025858B (zh) * 2021-03-05 2022-03-04 吉林大学 具有细化基体相和共晶相Mg-Al-Zn系镁合金及其制备方法和应用
WO2024208130A1 (zh) * 2023-04-06 2024-10-10 上海交通大学 一种超耐蚀镁合金及其制备方法
CN116926391A (zh) * 2023-07-25 2023-10-24 上海交通大学 一种高亮高耐蚀镁合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190120227A (ko) 2019-10-23
KR102306290B1 (ko) 2021-09-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020013524A1 (en) Lightweight medium-entropy alloys using spinodal decomposition
WO2016137211A1 (ko) 열전도성과 난연성이 우수한 소성가공용 마그네슘 합금과 그의 제조방법
WO2018117716A1 (ko) 내식성이 우수한 알루미늄계 도금 강재, 이를 이용한 알루미늄계 합금화 도금 강재 및 이들의 제조방법
WO2011122785A2 (en) Magnesium-based alloy for high temperature and manufacturing method thereof
WO2019022283A1 (ko) 극저온 특성이 우수한 중엔트로피 합금
WO2011122784A2 (en) Magnesium alloy for room temperature and manufacturing method thereof
WO2018117632A1 (ko) 내식성이 우수한 마그네슘 합금 및 그 제조방법
WO2011152617A2 (ko) 알루미늄 합금 및 알루미늄 합금 주물
WO2021215666A1 (ko) 고물성 마그네슘 합금 가공재 및 그 제조방법
WO2020085755A1 (ko) 하이엔트로피 합금을 포함하는 복합 구리 합금 및 그 제조 방법
WO2015022734A1 (ja) 高強度アルマイト素材用アルミニウム合金板及びその製造方法、並びに高強度アルマイト皮膜付きアルミニウム合金板
WO2022139007A1 (ko) 고인성 주조용 알루미늄 합금 및 그 제조방법
WO2018203601A1 (ko) Al 첨가 고엔트로피 합금의 가공성 향상 방법
WO2020209485A1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 cu-co-si-fe-p계 구리합금 및 그 제조 방법
WO2016137210A1 (ko) 열전도성과 난연성이 우수한 소성가공용 마그네슘 합금과 그의 제조방법
WO2013022144A1 (en) Copper alloy material for continuous casting mold and process for producing same
WO2021230392A1 (ko) 고엔트로피 합금 및 이의 제조 방법
WO2020116876A2 (ko) 수소취성에 대한 저항성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 그 제조방법
WO2019039743A1 (ko) V-cr-fe-ni계 고강도 고엔트로피 합금
WO2022102807A1 (ko) Al-mg-si계 알루미늄 합금 및 그 제조방법
WO2017164601A1 (ko) 극저온용 고 엔트로피 합금
WO2020111879A1 (ko) 내식성 및 내열성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금 강판, 열간 프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2023224218A1 (ko) 강도, 전기전도도 및 굽힘가공성이 우수한 구리-니켈-실리콘-망간-주석계 동합금재 및 그의 제조 방법
WO2017131260A1 (ko) 다단 열간압연을 적용한 핵연료용 지르코늄 부품의 제조방법
WO2018117713A1 (ko) 난연성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17885037

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197025396

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17885037

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1