KR102407828B1 - 고물성 마그네슘 합금 가공재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금 압출재에 대한 것으로서, 상기 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 Mg-Bi 2원계 합금에 알루미늄(Al)을 더 포함함으로써 압출 중에 동적 재결정이 촉진되어 얻어지는 균일하면서도 미세한 결정립으로 구성된 미세조직과 함께 압출 중에 석출되는 미세한 이차상(Mg₃Bi₂) 입자를 가져, 희토류 금속을 포함하지 않으면서도 기존의 마그네슘 압출재에 비해 크게 향상된 강도 및 연신율을 나타낸다.

Description

고물성 마그네슘 합금 가공재 및 그 제조방법{WROUGHT MAGNESIUM ALLOYS WITH HIGH MECHANICAL PROPERTIES AND METHOD FOR PREPARING THE SAME}

본 발명은 마그네슘 합금 가공재 및 이의 제조방법에 대한 것으로서, 보다 상세하게는 고가의 희토류 금속을 포함하지 않으면서도 종래의 상용 마그네슘 압출재의 단점인 낮은 기계적 특성을 극복한 고물성 마그네슘 합금 가공재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

국제적인 환경 규제가 점점 강화됨에 따라 이산화탄소 배출량이 적고 연비가 우수한 경량 차량이 자동차 산업의 주요 초점이 되었다.

그에 따라, 다른 구조재료용 금속에 비해 현저히 낮은 밀도를 가지는 마그네슘 (Mg: 1.738 g/㎤, Fe: 7.874 g/㎤, Ti: 4.506 g/㎤ 및 Al: 2.70 g/㎤)을 기반으로 하는 마그네슘 합금이 자동차 경량화를 위한 소재로서 산업계에서 상당한 관심을 끌고 있다.

한편, 마그네슘 합금에 대한 기존의 연구는 마그네슘의 우수한 주조성에 기초해 자동차 엔진이나 기어부품 등에 적용하기 위한 주조용 마그네슘 합금에 치중되어 있었으나, 마그네슘 합금 주조재는 주조결함을 가짐에 따라 보다 우수한 기계적 성질을 얻기 위해 압출, 압연, 단조 등의 소성 가공 공정을 통하여 얻어지는 마그네슘 합금 가공재에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있다.

특히, 마그네슘 합금 압출재는 주조재에 비해 뛰어난 기계적 특성을 나타내 범퍼 빔, 라디에이터 지지대, 엔진 크래들 및 서브 프레임 등의 자동차 바디 및 섀시 구성 요소에 사용하기에 적합하다.

하지만, 마그네슘 합금 압출재는 알루미늄 합금 압출재에 비해 낮은 강도와 높은 가격은 마그네슘 합금 압출재를 자동차 산업 등 광범위하게 적용하는데 여전히 큰 장애가 되고 있다.

한국 등록특허 제10-0994812호 (등록일: 2010.11.10) 한국 공개특허 제10-2012-0095184호 (공개일: 2012.08.28)

본 발명이 해결하고자 하는 기술적 과제는, 합금 원소로서 고가의 희토류 원소를 포함하지 않으면서도 종래 낮은 기계적 특성(강도, 연신율)으로 인해 산업계 적용 확대에 어려움이 있었던 종래의 마그네슘 압출재에 비해 현저히 향상된 기계적 물성을 가지는 신규한 마그네슘 합금 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 기술적 과제를 달성하기 위해서, 본 발명은 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금 압출재를 제공한다.

상기 마그네슘 합금 압출재는 합금 원소로서 희토류 금속(rare-earth metal)을 포함하지 않는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 합금 압출재는 이차상(second phase)으로 Mg₃Bi₂ 석출 입자를 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 합금 압출재는 3.0 내지 7.0 중량%의 비스무트(Bi); 2.0 내지 6.0 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하며, 최대인장강도(ultimate tensile strength, UTS) × 연신율(elongation) 값이 4000 MPa·% 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 마그네슘 합금 압출재는 5.0 중량%의 비스무트(Bi); 6.0 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하며, 최대인장강도(ultimate tensile strength, UTS) × 연신율(elongation) 값이 5792 MPa·%인 것을 특징으로 한다.

그리고, 본 발명은 발명의 다른 측면에서, 상기 마그네슘 합금 압출재의 제조방법으로서 (a) 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금의 용탕을 주조하여 마그네슘 합금 빌렛을 제조하는 단계; (b) 상기 단계 (a)에서 제조된 마그네슘 합금 빌렛을 균질화 열처리하고 냉각하는 단계; 및 (c) 상기 단계 (b)에서 균질화 열처리된 마그네슘 합금 빌렛을 압출하는 단계;를 포함하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법을 제공한다.

이때, 상기 단계 (a)에서 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금의 용탕을 670 ~ 770 ^oC에서 20분간 유지한 후 주조하여 마그네슘 합금 빌렛을 제조하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 단계 (b)에서 마그네슘 합금 빌렛을 350 ~ 550 ^oC에서 0.5 ~ 72시간 동안 균질화 열처리를 수행한 후 수냉을 하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 단계 (c)에서 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 450 ^oC에서 예열한 후 압출하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 Mg-Bi 2원계 합금에 알루미늄(Al)을 더 포함함으로써 압출 중에 동적 재결정이 촉진되어 얻어지는 균일하면서도 미세한 결정립으로 구성된 미세조직과 압출 중에 석출되는 이차상(Mg₃Bi₂) 입자를 가져, 희토류 금속을 포함하지 않으면서도 기존의 마그네슘 압출재에 비해 크게 향상된 강도 및 연신율을 나타낸다.

도 1은 비교예 2, 실시예 5 및 실시예 8 각각에서 제조된 마그네슘 합금 압출재의 표면부, 1/4 부분 및 중심부에서의 동적 재결정(dynamic recrystallization, DRX) 분율의 변화를 측정한 결과이다.
도 2는 비교예 2, 실시예 5 및 실시예 8 각각에서 제조된 마그네슘 합금 압출재의 표면부(S), 1/4 부분(Q) 및 중심부(C)에서의 전자후방산란회절(electron backscatter diffraction)법으로 측정한 역극점도지도(inverse pole figure map)이다(d _DRX : 동적 재결정된 결정립의 평균 입경, d _unDRX: 동적 재결정되지 않은 결정립의 평균 입경).
도 3은 실시예 5 및 실시예 8 각각에서 제조된 마그네슘 합금 압출재의 중심부(C)에 대한 주사 전자 현미경(SEM) 사진이다.
도 4는 비교예 2, 실시예 5 및 실시예 8 각각에서 제조된 마그네슘 합금 압출재의 인장 응력-변형률 그래프이다.

본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다.

본 발명의 개념에 따른 실시예는 다양한 변경을 가할 수 있고 여러 가지 형태를 가질 수 있으므로 특정 실시예들을 도면에 예시하고 본 명세서 또는 출원에 상세하게 설명하고자 한다. 그러나 이는 본 발명의 개념에 따른 실시 예를 특정한 개시 형태에 대해 한정하려는 것이 아니며, 본 발명의 사상 및 기술 범위에 포함되는 모든 변경, 균등물 내지 대체물을 포함하는 것으로 이해되어야 한다.

본 명세서에서 사용한 용어는 단지 특정한 실시예를 설명하기 위해 사용된 것으로, 본 발명을 한정하려는 의도가 아니다. 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다. 본 명세서에서, "포함하다" 또는 "가지다" 등의 용어는 설시된 특징, 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부분품 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 지정하려는 것이지, 하나 또는 그 이상의 다른 특징들이나 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부분품 또는 이들을 조합한 것들의 존재 또는 부가 가능성을 미리 배제하지 않는 것으로 이해되어야 한다.

이하, 본 발명을 상세히 설명하도록 한다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금을 압출해 제조된다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재에 있어서 상기와 같이 합금 조성을 한정한 이유는 다음과 같다.

비스무트(Bi)

비스무트(Bi)는 마그네슘 합금에 첨가되어 고온 압출과 석출 강화에 유리한 조건을 가질 수 있다. Bi의 최대 고용한도가 551 ℃에서 9%로 높고, Bi 첨가로 형성되는 이차상 Mg₃Bi₂의 융점은 823 ℃로 고온에서 안정한 상이 형성되어 열간 압출 중 발달하는 미세조직과 최종 압출재의 기계적 물성을 개선할 수 있다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재에 포함되는 비스무트의 함량이 2.0 중량% 미만인 경우 고용된 Bi 용질 원자의 부족으로 인해 압출 후 석출 강화 효과를 효과적으로 나타낼 수 없어 최종 압출재의 강도가 낮고, 8.0 중량%를 초과하는 경우에는 균질화 열처리 이후 잔존하는 조대한 Mg₃Bi₂ 분산상이 최종 압출재에 잔존하여 인장 시험 시 조기 파괴의 원인이 될 수 있어 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 Bi를 2.0 내지 8.0 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 Mg-Bi 합금에 첨가되어 마그네슘 합금의 물성을 향상시키는 원소이다.

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재에 포함되는 알루미늄의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우 동적 재결정을 촉진시키기 위한 충분한 양이 되지 않아 압출 후 결정립의 크기가 균일하지 못하고 조대한 초기 결정립으로 인해 강도 증가 및 연성 증가 효과를 기대하기 어렵다. 반면, 6.5 중량%를 초과하는 경우에는 주조 중 응고과정에서 형성되는 조대한 Mg₁₇Al₁₂ 상이 균질화 열처리시 완전히 고용되지 못하고 압출 후 최종 소재 내에 존재하게 되고, 이러한 조대한 상은 인장 시험 시 조기 파괴의 원인이 될 수 있어 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재는 Al을 0.5 내지 6.5 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

기타 불가피한 불순물

본 발명에 따른 마그네슘 압출재에는 합금의 원료 또는 제조과정에서 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함할 수 있으며, 이러한 불순물 중에서도 특히, Fe, Cu 및 Ni은 마그네슘 합금의 내식성을 악화시키는 역할을 하는 성분이다. 따라서, Fe의 함량은 0.004 중량% 이하, Cu의 함량은 0.005 중량% 이하, Ni의 함량은 0.001 중량% 이하를 유지하도록 하는 것이 바람직하다.

나아가, 본 발명에 따른 마그네슘 압출재는 전술한 Bi 및 Al 외에 필요에 따라 1종 이상의 합금 원소를 더 포함할 수 있으며, 이와 같은 추가 합금 원소로는 대표적으로 아래와 같이 주석(Sn), 아연(Zn), 망간(Mn), 칼슘(Ca) 등을 들 수 있으나 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

주석(Sn)

주석(Sn)은 마그네슘 기 내에서의 최대 고용량이 561 ℃에서 14.5 중량%로서, 1.0 중량% 이상 첨가시 열처리를 통하여 미세한 Mg₂Sn 석출상을 형성시켜 시효강화 거동을 나타낸다.

마그네슘 합금에 Sn을 1.0 중량% 미만으로 첨가할 경우, 석출 강화 현상을 사실상 기대할 수 없으며, 3.0 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 주조 시 형성된 조대한 Mg₂Sn 상의 분율이 과도하여 이를 열처리를 통해 충분히 제거하기 어려우며 가공열처리 이후에도 이러한 조대한 입자가 상당량 조직 내부에 존재하여 기계적 성질의 저하를 초래할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재가 Sn을 포함할 경우에는 1.0 내지 3.0 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

아연(Zn)

아연(Zn)은 알루미늄과 마찬가지로 고용 강화 및 석출 강화를 통해 마그네슘 합금의 강도 증가에 기여하는 역할을 한다.

아연을 0.1 중량% 미만으로 첨가할 경우에는 강도 증가 효과를 기대할 수 없으며, 3.5 중량%를 초과하여 첨가할 경우 마이크로 갈바닉 부식이 촉진될 수 있어 압출재의 내부식성이 저하될 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재가 Zn을 포함할 경우에는 0.1 내지 3.5 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용 강화 뿐 아니라 알루미늄(Al)과 결합하여 다양한 분산입자를 형성하여 합금의 강도 증가에 기여하며 또한 합금의 내식성을 향상시키는 효과도 얻을 수 있다.

마그네슘 합금에 망간(Mn)을 0.05 중량% 미만으로 첨가할 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들며, 1.5 중량%를 초과하여 첨가할 경우 750 ℃ 이하의 온도에서 용탕 내 조대한 망간(Mn) 입자가 형성되어 합금의 기계적 성질의 저하를 초래하게 된다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재가 Mn을 포함할 경우에는 0.0 5 내지 1.5 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 알루미늄이 함유된 마그네슘 합금에서 Mg-Al-Ca 금속간 화합물을 형성하여 강도 및 내열특성을 향상시킬 뿐만 아니라 용탕 표면에 얇고 치밀한 CaO 산화층을 형성시켜 용탕의 산화를 억제함으로써 마그네슘 합금의 발화 저항성을 향상시킨다.

칼슘을 0.05 중량% 미만으로 첨가할 경우 발화 저항성 향상 효과가 크지 않고, 2.0 중량%를 초과할 경우 용탕의 주조성이 떨어지고 열간 균열(hot cracking)이 발생하며, 금형과의 점착성(die sticking)이 증가하며 연신율이 크게 떨어지는 등의 문제가 있고, 압출 공정의 경우 압출 하중이 크게 증가하여 표면 균열 발생하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재가 Ca을 포함할 경우에는 0.05 내지 2.0 중량%의 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 고물성 마그네슘 합금 압출재를 제조하기 위해서, 본 발명에서는 (a) 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금의 용탕을 주조하여 마그네슘 합금 빌렛을 제조하는 단계; (b) 상기 단계 (a)에서 제조된 마그네슘 합금 빌렛을 균질화 열처리하고 냉각하는 단계; 및 (c) 상기 단계 (b)에서 균질화 열처리된 마그네슘 합금 빌렛을 압출하는 단계;를 포함하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법을 제공한다.

상기 단계 (a)에서는 2.0 내지 8.0 중량%의 비스무트(Bi); 0.5 내지 6.5 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 제조한 후 이를 예열된 금속 몰드에 주입하여 빌렛을 주조할 수 있다.

본 단계에서의 주조 공정은 상기 마그네슘 합금 용탕을 670 ~ 770 ^oC에서 20분간 유지한 후 주조하는 것이 바람직하다. 마그네슘 합금 용탕을 670 ℃ 미만에서 주조하는 경우에는 마그네슘 합금 용탕의 유동도가 낮아 주조가 어려운 문제가 있다. 또한, 마그네슘 합금 용탕을 770 ℃를 초과하여 주조하는 경우에는 마그네슘 합금 용탕이 급격하게 산화되어 주조 시 불순물이 혼합될 수 있어 이로부터 제조된 마그네슘 합금 빌렛의 순도가 낮아지는 문제가 있다.

또한, 마그네슘 합금의 용탕은 마그네슘 합금의 원료를 용융하여 제조할 수 있는데, 상기 마그네슘 합금 용탕을 제조하는 방법은 당업에서 통상적으로 사용하는 방법이라면 이에 한정되지 않으며, 예를 들면, 중력주조, 연속주조, 사형주조 또는 가압주조 등을 사용할 수 있다.

다음으로, 상기 단계 (b)는 제조된 마그네슘 합금 빌렛을 균질화 열처리한 후 냉각하는 단계로서, 균질화 처리는 마그네슘 합금 용탕을 주조하는 과정에서 발생하는 합금원소의 편석으로 인한 불균질한 조직을 개선하고, 등축정 a-Mg 입자를 형성시켜 마그네슘 합금의 고온 가공성 및 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.

균질화 처리 온도의 범위는 마그네슘 합금 빌렛을 구성하는 구성원소의 종류에 따라 당업자가 적절하게 선택할 수 있는데, 상기 마그네슘 합금 빌렛의 균질화 처리는 바람직하게는 350 내지 550 ℃에서 0.5 내지 72 시간 동안 열처리 공정을 수행할 수 있으며, 균질화 처리온도가 350 ℃ 미만인 경우에는 온도가 낮아 합금원소 편석의 균질화와 응고 중 형성된 이차상의 기지로의 고용이 충분히 이루어지지 않고, 550 ℃를 초과하는 경우에는 마그네슘 합금 빌렛의 국부적인 용해가 발생하여 물성이 저하될 수 있는 문제가 있다.

그리고, 균질화 처리시간이 0.5시간 미만인 경우에는 마그네슘 합금 빌렛의 합금원소의 확산이 충분히 일어나지 않아 균질화 처리의 효과가 나타나지 않을 수 있고, 균질화 처리를 72 시간을 초과하여 수행되는 경우에는 수행시간 대비 효과의 상승 폭이 크지 않아 경제적이지 않다.

또한, 균질화 처리를 통해 마그네슘 합금 빌렛의 미세조직을 과고용체 상태로 만들기 위해서 마그네슘 합금 빌렛을 수냉 등을 통해 급속 냉각시킬 수 있도록 구성하는 것이 바람직하다.

마지막으로, 상기 단계 (c)에서는 균질화 열처리된 마그네슘 합금 빌렛을 압출해 압출재로 가공하는 단계이다.

예를 들어, 마그네슘 합금을 직접 압출 또는 간접 압출하여 마그네슘 합금 압출재를 제조할 수 있으며, 이와 같이 압출 공정을 실시할 경우에는 보다 미세한 결정립의 형성을 위해 균질화 열처리된 마그네슘 합금 빌렛을 200 내지 450 ℃의 온도로 0.5 내지 2시간 동안 예열한 후 압출하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 들어 본 발명에 대해 보다 상세하게 설명하기로 한다.

본 명세서에 따른 실시예들은 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 명세서의 범위가 아래에서 상술하는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되지 않는다. 본 명세서의 실시예들은 당업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 명세서를 보다 완전하게 설명하기 위해 제공되는 것이다.

<실시예 1 내지 10>

본 발명에 따른 마그네슘 합금 압출재를 제조하기 위해서 하기 표 1의 조성을 갖는 마그네슘 합금 주조 빌렛을 다음과 같이 제조하였다. 압출용 빌렛의 제조과정은 CO₂와 SF₆의 혼합가스 분위기에서 탄소 도가니에 99.99%의 순도를 갖는 순수한 Mg 잉곳을 용해시키고 비스무트와 알루미늄를 첨가한 후 안정화를 위해 720 ℃에서 20분간 유지하고, 용탕을 균일하게 하기 위해서 충분히 저어준 후 210 ℃로 예열된 스틸 몰드에 출탕하였다. 주조된 합금의 화학적 조성은 유도결합플라즈마 분광기 (PerkinElmer, Optima 7300DV) 로 측정하였다.

다음으로, 주조된 빌렛을 410 ℃에서 24시간 동안 전기로를 사용하여 불활성 기체분위기에서 균질화 열처리한 후, 냉각 중에 마그네슘 기지에 고용된 Bi 및 Al의 정적 석출(static precipitation)을 방지하기 위해 수냉하였다.

균질화 열처리된 빌렛을 직경 68 mm, 길이 120 mm로 가공 후 350 ℃에서 1시간 동안 예열한 후 램 속도(ram speed) 1 mm/s, 압출비 10으로 직접 압출(direct extrusion)하여 직경 21.5mm인 압출 바(bar)를 제조하였다.

<표 1>

<비교예 1 내지 5>

아래 표 2의 합금 조성을 갖는 것을 제외하고는 상기 실시예 1 내지 10과 동일한 공정에 따라 마그네슘 합금 압출재를 제조하였다.

<표 2>

<실험예>

압출재의 미세조직 특성은 후방산란전자회절(electron backscatter diffraction, EBSD) 검출기가 장착된 FE-SEM을 사용하여 분석했다.

알루미늄(Al) 함량의 변화에 따른 동적 재결정(DRX) 분율의 변화를 정량적으로 분석하기 위해, 압출재의 종 방향 단면의 표면부, 1/4 부분 및 중심부 영역에서 미재결정된 결정립들의 면적 분율을 각 영역의 광학 현미경 사진에서 18.8 mm²의 비교적 넓은 영역을 대상으로 측정하였다.

EBSD 실험은 비교예 2에서 제조한 합금(B5), 실시예 5에서 제조한 합금(BA53) 및 실시예 8에서 제조한 합금(BA56) 합금의 종단면에 대해 2.02 mm² 영역에서 step size 0.9 μm, confidence index > 0.1의 조건으로 TexSEM Laboratories (TSL) data acquisition software를 사용해 실시하였다.

도 1에 비교예 2, 실시예 5 및 실시예 8 각각에서 제조된 마그네슘 합금 압출재의 표면부(S), 1/4 부분(Q) 및 중심부(C)에서의 재결정 분율을 Al 함량의 함수로 나타냈다.

모든 부분에서 Al 함량이 높을수록 재결정 분율은 증가하며, 표면부(90.3 ~ 100%)보다 중심부(69.3 ~ 100%)에서 증가하는 정도가 더 두드러진다.

일반적으로, 압출 시 중심부보다는 표면부가 보다 심한 금속 유동(metal flow)을 겪기 때문에 압출 중에 소재에 가해지는 유효 변형(effective strain)은 중심부보다는 표면부에서 더 높다. 또한, 빌렛과 용기 벽 사이의 마찰로 인해 표면부에서 변형 온도가 더 높다. 따라서, 더 큰 유효 변형 및 변형 온도는 열간 압출 중 재결정을 촉진하여 압출재의 표면부가 더 높은 재결정 분율을 나타낸다.

비교예 2에서 제조된 압출재(B5)에서 각 부분의 재결정 분율을 기반으로 계산한 평균 재결정 분율은 상대적으로 낮으며(80.3%), 표면부와 중심부 간의 재결정 분율 차이는 상대적으로 높아(21.0%) 압출재의 미세조직 불균일성이 높은 것으로 나타났다(도 1). 그러나, 이러한 Mg-Bi 2원계 합금에 Al이 첨가되면 압출재 전반에 걸쳐 재결정 분율이 증가하고 미세조직의 균일성 또한 크게 향상된다. Al 함량이 0 wt%에서 6 wt%로 증가함에 따라 평균 재결정 분율은 80.3%에서 99.4%로 증가하고, DRX 분율의 차이는 21.0%에서 1.4%로 크게 감소해 압출재 미세조직의 균일성이 해당 Al 함량 범위 내에서 현저히 증가한다.

실시예 8에서 제조된 합금(BA56)은 이미 거의 완전히 재결정된 미세조직을 갖기 때문에 Al 함량이 6 중량%에서 9 중량%로 증가할 때 미세 구조에는 거의 변화가 없다.

상기와 같은 결과로부터 Mg-Bi 2원계 합금에 Al를 첨가하면 압출 중에 재결정 거동을 효과적으로 촉진시켜 균일한 결정립 구조를 갖는 Mg-Bi-Al 합금 압출재를 얻을 수 있음을 알 수 있다.

압출재의 미세조직에서 결정립 크기에 대한 Al 첨가의 효과는 압출재의 길이 방향 단면의 표면부(S), 1/4 부분(Q) 및 중심부(C)의 역극점도지도(inverse pole figure map)를 사용하여 분석하였다(도 2).

동적 재결정되지 않은 결정립의 평균 크기(48.3 ~ 89.1 μm)는 동적 재결정된 결정립의 크기(4.9 ~ 13.7 μm)보다 훨씬 크고, 표면부에서 유효 변형률이 더 크기 때문에 표면부의 미재결정된 결정립의 크기가 중심부의 미재결정된 결정립 크기보다 작다. 또한, Al 함량이 0 중량%에서 6 중량%로 증가함에 따라 동적 재결정의 촉진으로 인해 중심부에서의 미재결정된 결정립의 크기는 89.1 μm에서 68.6 μm로 감소했다.

또한, Mg-Bi 2원계인 비교예 2의 경우 조대한 미재결정 결정립이 상당히 많이 존재하며, 압출재의 표면부(S)와 중심부(C)의 조직 차이가 크다. 반면, 본 발명에 따른 Mg-Bi-Al 합금 압출재인 실시예 5 및 8의 경우 미재결정된 결정립의 양이 적고 조직이 전체적으로 균일하다. 따라서, Mg-Bi 2원계 합금에 Al 첨가 시 압출 중 재결정이 촉진으로 인해 압출재의 평균 결정립 크기가 감소하고 보다 미세하고 균일한 조직을 얻을 수 있다.

이러한 미세해진 결정립 크기는 인장 변형 시 결정립계 강화 효과를 증대시켜 압출재의 강도를 향상시키며, 조대한 미재결된 결정립 분율의 감소는 인장 변형 시 미세균열 형성을 억제시킴으로써 압출재의 연성을 향상시킨다.

도 3에 실시예 5에서 제조한 합금(BA53) 및 실시예 8에서 제조한 합금(BA56) 합금의 압출재 중심부에서의 SEM 사진을 나타냈다. 압출 방향 (extrusion direction, ED)를 따라 재배열된 용해되지 않은 소량의 Mg₃Bi₂ 입자가 두 압출재에서 관찰된다. 또한, 압출 중에 형성된 동적 석출물로써, 100 ~ 200 nm 크기의 매우 미세하고 균일하게 분포된 Mg₃Bi₂ 석출물이 두 압출재에 존재하며, 그 크기 및 수는 Al 함량에 관계없이 유사한 것으로 확인된다. 이러한 소재 전반에 걸쳐 균일하게 형성된 미세한 석출물들은 인장 변형 시 전위의 이동을 효과적으로 방해하여 석출강화 효과를 야기시킴으로써 압출재의 강도를 높이게 된다.

마그네슘 합금 압출재의 기계적 특성을 분석하기 위해서, 마그네슘 합금 압출재를 가공해 얻은 게이지 직경 6 mm, 게이지 길이 25 mm를 가지는 인장 시험편에 대해 Instron 8516 시험기를 이용하여 상온에서 1 x 10^-3 s^-1의 변형률 속도로 인장 시험을 수행하였으며 그 결과를 상기 표 1, 표 2 및 도 4에 나타내었다.

표 1 및 표 2에 기재된 기계적 물성 측정 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 비교예 1 내지 5의 Mg-Bi 2원계 압출재의 인장강도*연신율이 1197 MPa·% 이하를 가지는 반면, 실시예 1 내지 10의 Mg-Bi-Al 3원계 압출재는 2228 MPa·% 이상의 우수한 물성을 가진다.

특히, Al을 2 중량% 이상 포함하는 실시예 2, 4-8, 10의 Mg-Bi-Al 3원계 압출재는 인장강도*연신율이 4000 MPa·% 이상의 매우 뛰어난 기계적 특성을 가지는 것으로 나타났다.

이상, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예에는 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (9)

1. 5.0 중량%의 비스무트(Bi);
   6.0 중량%의 알루미늄(Al);
   마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물로 이루어지며,
   최대인장강도(ultimate tensile strength, UTS) × 연신율(elongation) 값이 5792 MPa·%인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재.
2. 제1항에 있어서,
   합금 원소로서 희토류 금속(rare-earth metal)을 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재.
3. 제1항에 있어서,
   이차상(second phase)으로 Mg₃Bi₂ 석출 입자를 포함하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재.
4. 삭제
5. 삭제
6. (a) 5.0 중량%의 비스무트(Bi); 6.0 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금의 용탕을 주조하여 마그네슘 합금 빌렛을 제조하는 단계;
   (b) 상기 단계 (a)에서 제조된 마그네슘 합금 빌렛을 균질화 열처리하고 냉각하는 단계; 및
   (c) 상기 단계 (b)에서 균질화 열처리된 마그네슘 합금 빌렛을 압출하는 단계;를 포함하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
7. 제6항에 있어서,
   상기 단계 (a)에서 5.0 중량%의 비스무트(Bi); 6.0 중량%의 알루미늄(Al); 마그네슘(Mg) 잔부; 및 불가피한 불순물을 포함하는 마그네슘 합금의 용탕을 670 ~ 770 ^oC에서 20분간 유지한 후 주조하여 마그네슘 합금 빌렛을 제조하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
8. 제6항에 있어서,
   상기 단계 (b)에서 마그네슘 합금 빌렛을 350 ~ 550 ^oC에서 0.5 ~ 72시간 동안 균질화 열처리를 수행한 후 수냉을 하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.
9. 제6항에 있어서,
   상기 단계 (c)에서 균질화 열처리된 빌렛을 200 ~ 450 ^oC에서 예열한 후 압출하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 압출재의 제조방법.

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