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KR20190000756A - 상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 - Google Patents

상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20190000756A
KR20190000756A KR1020170090349A KR20170090349A KR20190000756A KR 20190000756 A KR20190000756 A KR 20190000756A KR 1020170090349 A KR1020170090349 A KR 1020170090349A KR 20170090349 A KR20170090349 A KR 20170090349A KR 20190000756 A KR20190000756 A KR 20190000756A
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KR
South Korea
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magnesium alloy
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magnesium
rolling
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KR1020170090349A
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김낙준
김재혁
티탄트람트랑
황지현
자르가란 알리레자
징후아이 장
Original Assignee
포항공과대학교 산학협력단
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Publication date
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Abstract

본 발명은 합금성분의 제어, 쌍롤식 박판주조법을 이용한 판재의 제조와 후속 가공 열처리 공정에 의한 미세조직과 분산상, 첨가원소의 편석 거동의 제어를 통해 우수한 강도와 함께 성형에 유리한 집합조직을 가져 특히 종래의 마그네슘 판재에 비해 프레스 성형성이 크게 개선된 고성형성 마그네슘 합금 판재에 관한 것이다.
본 발명은, Al, Zn, Mn, Ca을 합금원소로 포함하고, (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며, 집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재를 제공한다.

Description

상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 {MAGNESIUM ALLOY SHEET HAVING HIGH ROOM TEMPERATURE FORMABILITY AND HIGH STRENGTH AND METHOD FOR FABRICATION}
본 발명은 상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재와 그 제조방법에 관한 것으로, 합금성분의 제어, 쌍롤식 박판주조법을 이용한 판재의 제조와 후속 가공 열처리 공정에 의한 미세조직과 분산상, 첨가원소의 편석 거동 제어를 통해 우수한 강도와 함께 성형에 유리한 집합조직을 가져 종래의 마그네슘 판재에 비해 프레스 성형성이 크게 개선된 고성형성 마그네슘 합금 판재에 관한 것이다.
마그네슘 합금은 실용 구조재료 중 가장 낮은 비중과, 우수한 비강도 및 강성을 갖는 구조 재료용 합금으로, 최근 휴대전화, 노트북과 같이 경량화가 필요한 휴대기기의 케이스 류와 자동차용 소재로서 수요가 증대되고 있는 상황이다.
그러나 기존의 마그네슘 합금 연구는 주로 주조용 부품, 특히 자동차 엔진이나 기어 부품에 적용을 위한 고온 물성 향상에 집중되어온 반면, 판재와 같이 경량화가 요구되며 다양한 분야에 적용될 수 있는 가공용 마그네슘 합금에 대한 연구는 부족한 실정이며, 판재로의 적용을 위해서는 판재를 목적하는 다양한 형상의 부품으로 가공할 수 있도록 높은 성형성을 갖는 마그네슘 합금 판재의 개발이 필수적이다.
한편, 현재 실용화되어있는 마그네슘 제품의 제조방법으로는 DC 캐스팅과 틱소 몰드법과 같은 반연속 주조법을 통해 주조재를 얻고 이를 열간 압출 또는 압연가공 등을 통해 목표하는 두께의 판재로 만드는 방법이 알려져 있는데, 이 방법은 주조재가 갖는 큰 결정립 크기를 열간 압출을 통해 미세화함으로써 프레스 또는 단조가공이 가능한 소재로 만드는 것을 특징으로 한다.
그런데 마그네슘 합금은 활성이 높은 금속이기 때문에 열간 압출 시 가공 발열에 의해 표면 흑화나 연소가 발생하기 쉽다. 이에 따라 마그네슘의 열간 압출 공정에서는 표면 흑화나 연소가 발생하지 않게 충분히 냉각 가능한 속도로 압출을 해야 하기 때문에 압출 속도를 높이는데 제한이 있다. 이에 따라 주조재를 프레스 또는 단조가공 소재로 사용하는 방법은 생산성이 크게 떨어지고 제품의 가격이 높아지는 문제가 있다.
더욱이 열간 압출만으로는 결정립 미세화가 충분하지 않고 최초 주조재의 두께가 두꺼워 최종 판재로 만들기까지 높은 압하율의 압연 공정을 여러 번 실시해야 하기 때문에 강한 저면 집합조직(basal texture)이 발달한다. 마그네슘 합금에서의 저면 집합조직의 발달은 슬립계(slip system)가 적은 마그네슘의 성형성을 저해하기 때문에, 종래의 제조법에 의해 제조된 마그네슘 합금 판재는 복잡한 형상으로 가공하기에는 성형성, 특히 프레스 가공성이 떨어지는 문제가 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명자들은 하기 특허문헌들에 개시된 바와 같이, Mg-Zn계 합금에 이트륨(Y), 칼슘(Ca)을 첨가하고, 박판주조와 후속 가공 열처리 공정에 의한 조직의 미세화 및 분산상의 거동 제어를 통해, 프레스 성형성이 개선된 마그네슘 합금 판재를 제안하였다.
그러나 상기 Mg-Zn계 합금들은 항복강도가 150 MPa 수준으로 강도가 낮고 석출 강화형 합금이기 때문에 추가적인 후속 열처리 공정을 요구할 뿐 아니라, 주조시 용탕의 유동성이 낮아 주조성이 떨어지는 문제점이 있다.
이에 따라, 강도 수준이 향상되고, 주조성이 향상된 마그네슘 합금 판재의 개발이 요구된다.
1. 공개특허공보 제2010-0038809호 2. 공개특허공보 제2012-0055304호
본 발명은 전술한 종래의 마그네슘 합금 판재의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 박판주조와 후속 가공열처리 공정 설계를 통해 미세조직과 분산상, 첨가원소의 편석 거동을 제어하고 성형에 유리한 집합조직이 형성되도록 하여, 강도가 높고 상온 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공하고자 하는 과제로 한다.
또한, 본 발명의 다른 과제는 상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재를 경제적으로 제조할 수 있는 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위해 본 발명은, Al, Zn, Mn, Ca을 합금원소로 포함하고, (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며, 집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재를 제공한다.
상기 다른 과제를 해결하기 위해 본 발명은, (a) Al: 0.1 ~ 10중량%, Zn: 0.1 ~ 10중량%, Mn: 0.05 ~ 2중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%를 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕의 균일한 성분을 위해 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 ~ 500℃에서 1 ~ 24시간 균질화 처리하는 단계; (e) 상기 균질화 처리된 마그네슘 합금 판재를 200 ~ 500℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계; 및 (f) 상기 압연 후 200 ~ 500℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 열처리를 수행하는 단계를 포함하고, 제조된 마그네슘 합금 판재의 항복강도가 200MPa 이상이고 에릭슨 값(Index of Erichsen)이 8mm 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법을 제공한다.
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, 첨가원소의 편석 거동 제어를 통해, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 상온 강도는 물론 성형성이 크게 향상되어 자동차 및 전자산업 등에 폭넓게 적용이 가능한 고성형성 마그네슘 합금 판재를 얻을 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법에 의하면, 종래의 판재의 제조공정에 비해 제조 공정수가 줄기 때문에, 종래의 상용 마그네슘 합금 판재에 비해 저렴한 비용으로 마그네슘 합금 판재를 제조할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 방법에 의하면, 최종적으로 판재를 제조함에 있어서 압하량을 크게 줄일 수 있기 때문에 집합조직의 형성을 최소화할 수 있고, 이로부터 개선된 프레스 성형성을 얻을 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 사용한 박판주조장치의 개략도이다.
도 2a는 본 발명의 실시예에 따라 박판 주조된 마그네슘 판재를 450℃에서 12시간 동안 열처리한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 2b는 도 2a의 열처리 후 압연한 판재의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 2c는 도 2b의 압연 후 350℃에서 1시간 열처리한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 3은 압연 후 350℃에서 1시간 열처리한 조직 내의 석출상을 투과전자현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 압연 후 350℃에서 1시간 열처리한 조직상의 결정립계 계면을 투과전자현미경의 에너지 분산형 분광 분석법으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명에서 사용한 에릭슨 값을 측정하는 과정을 설명하기 위한 개략도이다.
도 6a는 본 발명의 실시예 1에 따라 박판 주조된 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 6b는 본 발명의 실시예 1에 따라 박판 주조된 판재의 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 7a는 본 발명의 실시예 6에 따라 박판 주조된 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 7b는 본 발명의 실시예 6에 따라 박판 주조된 판재의 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 8a는 본 발명의 실시예 7에 따라 박판 주조된 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 8b는 본 발명의 실시예 7에 따라 박판 주조된 판재의 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 9a는 AZ31B 상용 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 9b는 AZ31B 상용 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 10a는 ZW61 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 10b는 ZW61 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 11a는 ZX11 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 11b는 ZX11 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 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.
본 발명자들은 마그네슘 판재의 강도와 성형성을 동시에 높일 수 있게 하기 위하여 연구한 결과, 강도를 향상시킬 수 있는 합금원소의 첨가와 함께, 판재로 제조된 마그네슘의 집합조직의 상태가 특정한 상태가 되도록 조절할 경우, 상온에서의 성형성이 현저하게 향상될 수 있음을 밝혀내고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Al, Zn, Mn, Ca을 합금원소로 포함하고, (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며, 집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 한다.
상기 집합강도는 3 ~ 8의 범위 내일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 '에릭슨 값(Index of Erichsen)'이 5.5mm 이상, 바람직하게는 6mm 이상, 보다 바람직하게는 7mm 이상일 수 있다.
본 발명에 있어서, '에릭슨 값(Index of Erichsen)'이란 판재의 성형성 특히 프레스 성형성을 평가하는 하나의 지표로서, 도 1에 도시된 바와 같이, 직경 50mm, 두께 0.7mm의 디스크형 시험편의 외주부를 10KN의 힘으로 고정한 후 20mm의 직경을 가지는 구형 펀치를 이용하여 0.1mm/sec의 속도로 변형을 가하여 디스크형 시편이 파단될 때까지 변형된 높이를 말한다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, 성형성을 평가하는 에릭슨 값이 5.5mm 이상으로 양호하고 본 발명의 실시예 중의 일부는 에릭슨 값이 알루미늄 합금인 Al5052 합금에 비해 양호한 8mm 이상의 수치를 구현할 수 있으며, 9mm 이상, 나아가서는 10mm 이상도 구현될 수 있어, 판재를 복잡한 형상으로 가공할 필요가 있는 각종 부품에 적용하기 용이하다.
본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재는, Al: 0.1 ~ 10중량%, Zn: 0.1 ~ 10중량%, Mn: 0.05 ~ 2중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 것이 바람직하다.
또한, 상기 마그네슘 합금 판재는, 미세조직의 결정립 평균 입경이 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이는 미세조직의 결정립 평균 입경이 20㎛를 초과하게 되면 재료의 강도 및 성형성이 저하되기 때문이다.
또한, 상기 마그네슘 합금 판재는, 상온에서의 항복강도(YS) 200MPa 이상, 인장강도(UTS) 290MPa 이상, 및 연신율(EL)이 10% 이상인 것이 바람직하다.
또한, 상기 마그네슘 합금 판재는, 결정립계 및 쌍정계 계면에 Zn 및 Ca가 편석되어 있는 것이 바람직하다.
또한, 상기 마그네슘 합금 판재의 조성을 상기와 같은 수치범위로 한정한 이유는 다음과 같다.
알루미늄(Al)은 조직의 미세화를 도모할 수 있고, 실온 인장강도 및 경도를 향상시키며, 주조시 유동성을 향상시키고 응고 범위를 넓혀 주조성을 개선하는 작용을 한다. 이러한 알루미늄의 함량이 0.1중량% 미만인 경우 주조성 개선 효과 및 강도 향상의 효과가 불충분하게 되고 10중량%를 초과하는 경우 조대한 Mg17Al12상이 결정립계에 석출하게 되어 강도 및 파괴강도를 저하시킬 수 있다. 주조성 개선과 상온강도 향상을 위한 바람직한 Al 함량은 0.1 ~ 8중량%이며, 보다 바람직한 함량은 0.5 ~ 7중량%이다.
망간(Mn)은 Mg-Al-(Zn)계 합금에서 Fe 또는 그 외의 중금속 불순물 원소와 결합하여 내식성을 향상시키고 특히 열적으로 안정한 Al-Mn의 석출상을 형성하여 추가적인 강화효과를 기대할 수 있다. Mn은 0.05중량% 이상 첨가되어야만 상기 효과를 기대할 수 있고 2중량%를 초과할 경우 일반적인 용해 공정으로 첨가하기 곤란할 뿐 아니라, 2중량%를 초과하는 Mn은 대부분 기지 내에 α-Mn형태로 존재하게 되어 강도와 연신율의 향상에 영향을 미치지 못하므로 바람직한 Mn의 함량은 0.05 ~ 2중량%이고, 강도와 성형성의 향상을 위한 보다 바람직한 Mn의 함량은 0.5 ~ 1.5중량%이다.
아연(Zn)은 Al과 함께 첨가하여 결정립을 미세화하고 강도를 증가하며 응고 범위를 넓히고 주조 시에 유동성을 향상시키는 작용이 있으며, 또한 Fe나 Ni 등의 불순물을 포함하는 합금에서 Zn의 첨가는 내식성을 개선하는 효과도 있다. 또한 시효경화 처리시 Mg-Zn상의 석출물을 생성하여 강도를 향상시키는 역할을 할 수 있다. 또한, Ca과 함께 첨가 시, 결정립계, 쌍정계 계면에 편석 되어 성형성 향상에 이상적인 집합조직의 발달을 유도한다. 이러한 Zn의 함량이 0.1중량% 미만일 경우에는 결정립 미세화 및 강도 증가 효과가 불충분하고 10중량% 초과하여 첨가할 경우에는 결정립계에 평형상의 석출이 조장되어 기계적 성질의 저하를 가져올 수 있다. 그리고 주조성을 고려했을 때 바람직한 Zn의 함량은 0.1 ~ 5중량%이며, 보다 바람직한 함량은 0.5 ~ 4중량%로 한다.
칼슘(Ca)은 마그네슘 합금에 첨가하면 고온에서 안정하여 용탕의 난연화 효과를 기대할 수 있다. 또한, 전술한 바와 같이 Zn과 함께 첨가 시 결정립계, 쌍정계 계면에 편석되어 성형성 향상에 이상적인 집합조직의 발달을 유도한다. 이러한 Ca의 함량이 0.1중량% 미만일 경우 용탕의 난연화 효과가 불충분하고, 또한, Ca의 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%로 하는 것이 바람직하며, 0.5 ~ 3중량%로 첨가할 경우 그 효과를 극대화시킬 수 있으므로 보다 바람직하다.
상기 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, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은 다음과 같은 단계를 통해 제조되는 것을 특징으로 한다.
(a) Al: 0.1 ~ 10중량%, Zn: 0.1 ~ 10중량%, Mn: 0.05 ~ 2중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%를 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계; (b) 상기 마그네슘 용탕의 균일한 성분 제어를 위해 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 ~ 500℃에서 1 ~ 24시간 균질화 처리하는 단계; (e) 상기 균질화 처리된 마그네슘 합금 판재를 200 ~ 500℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계; 및 (f) 상기 압연 후 200 ~ 500℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 열처리를 수행하는 단계를 통해 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계를 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재는, (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며, 집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 (a) 단계에 있어서, Mg-Mn 모합금을 첨가하여 Mn의 함량을 조절하고, Mg-Ca 모합금을 첨가하여 Ca의 함량을 조절하는 것이 바람직하다.
상기 마그네슘 합금의 용탕을 제조함에 있어서는 Mg-Mn 모합금을 첨가하여 Mn의 함량을 조절하는 것이 바람직한데 이는 Mn의 녹는점이 높아서 주조시 원하는 조성만큼 쉽게 첨가되지 않기 때문이다. 그리고 Mg-Mn 모합금은 바람직하게는 Mg에 1.5 ~ 4 중량%의 Mn을 포함하는 Mg-Mn 모합금을 사용한다. 또한, 녹는점이 높은 Ca의 함량을 조절하기 위하여 용탕을 제조하는데 Mg-Ca 모합금을 첨가하여 원하는 조성을 얻을 수 있다. 그리고 Mg-Ca 모합금은 바람직하게는 Mg를 1.5 ~ 4중량% 포함하는 Mg-Ca 모합금을 사용한다.
또한, 상기 (b) 단계의 용탕 온도가 액체 분율이 70%가 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 액체 분율이 70%인 온도에서 상기 용탕이 발화되기 전의 온도까지로 유지해야 한다.
또한, 상기 (c)단계에서 두 냉각롤 사이의 간격을 1 ~ 8mm로 유지시키고 용탕 주입시 냉각롤의 회전 속도를 0.2 ~ 20m/min으로 유지시킴으로써, 용탕의 냉각 속도가 102 ~ 103K/s가 되도록 하는 것을 특징으로 한다. 냉각롤의 간격 및 회전속도를 용탕의 냉각속도가 102~103K/s가 되도록 하는 것인데, 용탕의 냉각 속도가 102K/s 미만인 경우, 냉각 속도가 느려서 일반적인 몰드 주조법과 미세조직상 큰 차이가 없고 주조 전에 용탕의 흐름이 불안정해질 수 있는 문제점이 있고, 103K/s를 초과하는 경우에는 매우 얇은 리본 형태를 얻는 급랭 응고법을 제외하고는 상용적으로 도달하기 어렵기 때문이다.
한편, 상기와 같은 빠른 냉각 속도는 주조 조직을 미세화시키고 편석을 감소시킬 뿐 아니라, 냉각속도가 느릴 경우 인장 특성에 해로운 역할을 하는 금속간화합물들을 기지 내에 미세하게 분산시킴으로써 이로운 역할을 하게 할 수 있다.
또한, 박판 주조된 합금판재에는 주조시 발생할 수 있는 합금원소의 편석에 의해 후가공시 가공재의 특성 불균일이 발생할 수 있어 균질화 처리를 하는 것이 바람직한데, 균질화 처리 온도 및 시간은 주 합금원소인 Al의 확산도와 SDAS(secondary dendrite arm spacing)와, DTA/DSC를 통해 측정된 용융시작(incipient melting) 여부 및 산화도를 고려하여 설정되며, 300 ~ 500℃에서 1 ~ 24시간의 조건으로 수행되어야만 충분한 균질화 처리 결과를 얻을 수 있다.
또한, 균질화 처리된 마그네슘 합금 판재를 200 ~ 500℃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 범위 내에서 가공하는 것이 바람직하고, 압하량이 증가할수록 집합조직이 발달하여 성형성이 저하되므로 패스당 압하율은 1 ~ 45%의 범위로 유지하는 것이 바람직하다.
또한, 압연 후에 200 ~ 500℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 열처리를 하지 않으면 가공 후 특성 불균일을 충분히 제거할 수 없으므로 상기 조건을 유지하는 것이 바람직하고, 이와 같은 열처리 조건의 설정 이유는 상기 균질화 처리 단계와 동일하다.
또한, 본 발명에 다른 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 상기 열처리된 마그네슘 합금 판재를 성형 후 100 ~ 300℃에서 0.5 시간 이상 소부경화 열처리를 수행하는 단계를 포함할 수 있는데, 이를 통해 상용 성형 공정에서 필수 공정인 성형 후 도장 열처리 시 추가 가공열처리를 적용하지 않아도 상온 인장특성이 향상될 수 있다. 비교적 강도가 낮은 판재가 성형 초기 단계에서 변형이 쉽게 일어나고, 이후 소부경화를 통해 항복강도 및 인장강도가 향상되어 고성형성을 유지하며 고강도의 물성을 얻을 수 있다.
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.
[실시예]
마그네슘 합금 판재의 제조
먼저, 순 Mg (99.9%)과 순 Al (99.9%), 순 Zn (99.9%), Mg-3중량%Mn 모합금 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 실시예와 같이 되도록 조절하였다. 본 발명에 따른 마그네슘 합금의 조성을 정하는데 있어 첨가한 Ca이 Al과 반응하여 Al2Ca 석출상을 만드는 것을 최대한 피하기 위해, 적절한 양의 Mn을 첨가해 Al2Ca 대신 Al8Mn5, Al8Mn4Ca 등의 Al-Mn계 상을 석출시키는 것을 고려해야 한다.
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. 또한 비록 도면에 구체적으로 도시하지는 않았지만 쌍롤식 박판주조장치는 쌍롤식 박판주조법을 적용하는데 필요한 부수적인 구성 요소들을 포함하고 있다.
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 냉각롤을 거친 판재의 내부에 액상이 존재할 수 있기 때문에, 이점을 고려하여 본 발명의 실시예에서는 750℃ 이하, 구체적으로 715℃에서 노즐(20)로 이송시켰다.
715℃의 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 약 300K/s가 되었다. 이와 같은 주조방법을 통해 길이 약 5m, 폭 약 70mm, 및 두께 약 2mm인 마그네슘 합금 판재를 얻었다.
이와 같이 주조된 판재를 다음과 같은 방법으로 후속 가공 및 열처리를 수행하였다.
먼저, 주조된 판재를 450℃에서 12시간 균질화 처리를 하였다. 균질화 처리는 압연 전 주조시 생성되는 주조 조직과 편석을 최대한 제거하고, 압연시 불균일한 결정립이나 편석으로 인해 결함이 발생하는 것을 피하기 위함이다.
다음으로 균질화 처리된 판재를 300℃로 예열하여 200℃로 가열된 압연 롤로 패스당 13%씩의 압하율을 주면서 5 패스로 50% 압연을 하였으며, 이와 같이 압연된 판재를 350℃에서 1시간 동안 소둔 열처리를 하였다.
마그네슘 합금 판재의 미세조직
이상과 같이 제조된 판재의 미세조직을 분석하였다. 도 2a는 이상과 같이 주조된 마그네슘 합금 판재를 450℃에서 12시간 동안 균질화 처리한 후 시편의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2a에서 확인되는 바와 같이 균질화 처리를 거친 후, 주조시 생성되는 주조 조직과 편석이 제거된 조직을 보이고 있고 평균 24㎛ 크기의 결정립이 미세조직 전반에 균일하게 분포해 있다. 도 2b는 이상과 같이 균질화 처리된 마그네슘 합금 판재의 압연 후, 도 2c는 판재의 압연 후 350℃에서 1시간동안 열처리한 후의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2b, 2c에서 확인되는 바와 같이, 압연공정과 소둔 열처리를 거친 후 약 9㎛ 크기의 미세한 결정립과 고르게 분산된 분산상이 분포하는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 소둔 열처리 한 시편의 석출상을 투과전자현미경(TEM)을 통해 관찰한 결과를 나타낸 것인데 200nm 이하의 미세한 석출상(Al8Mn5, Al8Mn4Ca)이 조직 전반에 고르게 분포하고 있어 박판주조로 판재를 제조하였을 경우 미세조직 제어가 용이하여 고성형을 유지하며 강도 향상을 기대할 수 있다.
도 4는 소둔 열처리 후 결정립계를 투과전자현미경(TEM)의 에너지 분산형 분광 분석법(EDS)을 통해 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도시된 바와 같이 입계에 Al, Zn, Ca 등이 편석 되어 있으며, 특히 Zn, Ca 원소들의 편석 현상은 계면의 활동도를 현저히 감소시켜 열처리 과정 중에 집합조직의 약화 및 무작위화를 효과적으로 야기해 성형에 유리한 집합조직, 궁극적으로 우수한 성형성을 얻는데 큰 영향을 미친다.
물성평가
이상과 같이 제조된 주조 및 후 가공 처리를 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, 에릭슨(Erichsen) 시험을 행하였다. 에릭슨 시험은 직경 50mm, 두께 0.7mm의 디스크형 시험편을 제작한 후, 상부 다이와 하부 다이 사이에 시험편을 삽입한 후 10kN의 힘으로 시편을 고정하였으며, 윤활유는 공지의 프레스유를 사용하였다. 그리고 20mm의 직경을 갖는 구형 펀치를 사용하여 0.1mm/sec의 속도로 변형을 가하여, 도 5에 도시된 바와 같이 시편의 파단 시까지 펀치를 삽입한 후 파단 시의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다.
하기 표 1은 300℃에서 압연 후 350℃ 1시간 소둔 열처리 한 시편을 이상과 같은 방법에 의해 측정된 인장 특성과 성형 특성을 나타낸 것이다. 비교를 위하여 현재 상용되고 있는 마그네슘 합금 판재(상용 AZ31B H24, ZW41) 및 알루미늄 판재(Al 5052)의 특성도 표시하였다.
조성 (중량%) 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 에릭슨값 (mm)
Al Zn Mn Ca Mg
2.8 1.1 0.9 0.5 Bal. 215 306 17 8.0 실시예1
3.2 1.1 0.6 0.7 Bal. 194 292 19 5.6 실시예2
3.4 1.1 0.6 1.1 Bal. 208 300 17 6.0 실시예3
1.2 3.8 0.9 1.0 Bal. 202 273 13 6.1 실시예4
1.6 1.0 1.2 0.4 Bal. 196 270 18 6.0 실시예5
1.1 1.0 1.1 0.5 Bal. 225 273 18 6.3 실시예6
1.1 2.0 1.2 0.5 Bal. 233 278 19 5.9 실시예7
상용 AZ31B H24 220 290 15 2.7 비교예
ZW41 89 223 21 6.6 비교예
상용 Al 5052 82 189 17 7.7 비교예
상기 표 1에서 확인되는 바와 같이, 본 발명에 따른 마그네슘 합금 판재의 경우, 종래의 우수한 성형성을 나타내는 ZW41 합금 및 상용 Al 5052계열과 비교해 볼 때 비슷한 수준의 에릭슨 값을 보이나 강도가 크게 향상되었음을 확인할 수 있고 상용 AZ31 H24 합금과 비교해 볼 때도 월등히 우수한 성형성을 보여주고 있다.
도 6 내지 도 8은 본 발명의 실시예 1, 실시예 6 및 실시예 7에 따라 제조된 마그네슘 합금 판재의 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 보여주고 있다.
일반적으로 마그네슘 합금 판재의 경우 압연과정을 거치면서 저면 집합조직의 강도(texture intensity)가 강해지고, 이와 같은 집합조직의 강도 증가는 슬립계가 적은 마그네슘의 경우 성형성을 저해하는 현상으로 알려져 있다.
따라서 종래의 많은 연구가 이와 같은 저면 극(basal pole)의 최대 강도(maximum intensity)를 낮추고 무작위한 집합조직을 갖게 하기 위해 다양한 공정 및 열처리에 관해서 이루어져 왔다.
그런데 본 발명의 실시예 1에 따른 마그네슘 합금 판재는 기존의 마그네슘 합금 판재(AZ31B)에 비해 압연 후에도 6.8의 낮은 강도(도 6a)를 보여주고 있으며 특히 (0002)면의 집합조직이 압연 방향(RD)으로 중심을 기준으로 대략 대칭적인 형태로 나뉘어지고(도면상 집합강도 4 이상의 세기가 중심을 기준으로 2개의 원으로 분리되는 형태임) 횡 방향(TD)으로 확장된 균형 잡힌 모양을 가지기 때문에, 성형 시에 모든 방향으로의 변형을 균형적으로 견딜 수 있어 성형에 매우 유리한 집합조직의 형태를 가지고 있다. 또한, 이러한 집합조직의 형태는 추가 열처리를 하여도(도 6b) 유지되며 집합조직 강도가 5.0으로 감소하여 더 나은 성형성을 기대할 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예 6에 따른 마그네슘 합금 판재도 실시예 1과 동일하게 기존의 마그네슘 합금 판재(AZ31B)에 비해 압연 후에도 5.8의 낮은 강도(도 7a)를 보여주고 있으며 (0002)면의 집합조직이 압연 방향(RD)으로 중심을 기준으로 대략 대칭적인 형태로 나뉘어지고(도면상 집합강도 3.9 이상의 세기가 중심을 기준으로 2개의 원으로 분리되는 형태임) 횡 방향(TD)으로 확장된 균형 잡힌 모양을 가지기 때문에, 실시예 1과 마찬가지로 성형 시에 모든 방향으로의 변형을 균형적으로 견딜 수 있어 성형에 매우 유리한 집합조직의 형태를 가지고 있다. 또한, 이러한 집합조직의 형태는 추가 열처리를 하여도(도 7b) 유지되며 집합조직 강도가 4.7로 감소하여 더 나은 성형성을 기대할 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예 7에 따른 마그네슘 합금 판재도 실시예 1 및 2와 동일하게 압연 후에 4.9의 낮은 강도(도 8a)를 보여주고 있으며 (0002)면의 집합조직이 압연 방향(RD)으로 중심을 기준으로 대략 대칭적인 형태로 나뉘어지고(도면상 집합강도 3.4 이상의 세기가 중심을 기준으로 2개의 원으로 분리되는 형태임) 횡 방향(TD)으로 확장된 균형 잡힌 모양을 가지고 있고, 이러한 집합조직의 형태가 추가 열처리를 하여도(도 8b) 유지되며 집합조직 강도는 3.7로 감소하여 더 나은 성형성을 기대할 수 있다.
즉, 본 발명의 실시예 1, 6 및 7에 따른 마그네슘 합금은, (0002)면의 집합조직이 압연 방향(RD)으로 중심을 기준으로 대략 대칭적인 형태로 나뉘어지고(도면상 적어도 집합강도가 가장 큰 것의 세기가 중심을 기준으로 2개의 원으로 분리되는 형태를 나타냄), 횡 방향(TD)으로는 압연 방향에 비해 전체적으로 확장된 형상을 나타내어 균형 잡힌 모양을 가지기 때문에 종래에 비해 우수한 성형성을 구현하는데 공통점이 있다. 또한, 도면으로 나타내지는 않았으나, 본 발명의 다른 실시예들도 실시예 1, 6 및 7과 동일한 형태의 집합조직을 갖고 있음을 확인하였다.
도 9a는 AZ31B 상용 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이고, 도 9b는 AZ31B 상용 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 9a 및 9b에 나타난 바와 같이, 일반적인 AZ31B 합금 판재의 경우, (0002) 저면 극점도는 압연 방향을 중심으로 대략 동심원 형태를 나타내며 압연 방향(RD)에 비해 횡 방향(TD)이 압연 방향(RD)에 비해 그 폭이 좁은 형상을 나타낸다.
도 10a는 ZW61(Zn 5.93중량%, Y 0.8중량%) 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이고, 도 10b는 ZW61 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 10a 및 10b에 나타난 바와 같이, ZW61 합금(ZW41(Zn 약 4중량%, Y 약 1중량%) 합금과 거의 유사한 형태를 나타냄)의 경우, AZ31B 합금과 유사하게 압연 방향(RD)의 중심을 기준으로 분리된 형태를 나타내지 않고 일체된 형태를 나타내며 다만 집합조직의 강도가 낮고 횡 방향(TD)이 압연 방향(RD)에 비해 상대적으로 확장된 형태를 나타낸다.
한편, ZW41 합금 판재의 에릭슨 값이 6.6으로 매우 우수하나, 고가의 이트륨을 첨가해야 하므로, 상용화에는 불리한 합금일 뿐 아니라 항복강도가 본 발명의 실시예들에 비해 현저하게 낮아 고강도와 고성형을 양립시키지 못함에 비해, 본 발명의 실시예에 따른 합금 판재는 고가의 이트륨을 첨가하지 않고도 우수한 성형성을 나타내고 높은 항복강도를 구현할 수 있기 때문에, 고강도와 고성형성을 양립시킨 점에서 본 발명의 실시예에 따른 합금 판재는 ZW41 합금 판재에 비해서도 우수하다고 평가할 수 있다.
도 11a는 ZX11(Zn 0.95중량%, Ca 0.9중량%) 마그네슘 합금 판재의 압연 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이고, 도 11b는 ZX11 마그네슘 합금 판재의 압연과 소둔 열처리 후 (0002) 저면 극점도(basal pole figure) 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 11a 및 11b에 나타난 바와 같이, ZX11 합금의 경우, 압연 방향의 중심으로 기준으로 분열되어 있지 않은 형태를 나타내며, 집합조직의 강도는 낮게 나타난다.
이와 같이 본 발명의 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 압연 후 열처리를 통해 통상적인 마그네슘 합금 판재에 비해 성형성이 우수하며 일부 실시예의 경우 타 경량금속인 알루미늄과 대등한 기계적 특성을 가지도록 고성형성 및 고강도의 기계적 물성을 동시적으로 제어할 수 있다. 또한, 기존의 마그네슘 합금 판재는 열처리형 알루미늄에 비해 비교적 강도가 많이 떨어지는 편이었으나 본 발명의 실시예에 따른 합금 판재는 고강도를 구현함으로써 고강도 판재가 요구되는 자동차 및 구조재료 산업에 적용할 수 있을 뿐만 아니라 종래의 마그네슘에 비해 월등히 우수한 성형성을 지녀 기존의 마그네슘 합금 판재가 적용되지 못한 복잡한 형태의 판재가 요구되는 다양한 분야에 적용할 수 있다.

Claims (11)

  1. Al, Zn, Mn, Ca을 합금원소로 포함하고,
    (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며,
    집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 에릭슨 값(Index of Erichsen)이 5.5mm 이상인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재는,
    Al: 0.1 ~ 10중량%, Zn: 0.1 ~ 10중량%, Mn: 0.05 ~ 2중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%를 함유하고, 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재는, 미세조직의 결정립 평균 입경이 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재는, 상온에서의 항복강도(YS) 200MPa 이상, 인장강도(UTS) 290MPa 이상, 및 연신율(EL)이 10% 이상인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재는, 결정립계 및 쌍정계 계면에 Zn 및 Ca가 편석되어 있는 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 집합강도는 3 ~ 8인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재.
  8. (a) Al: 0.1 ~ 10중량%, Zn: 0.1 ~ 10중량%, Mn: 0.05 ~ 2중량%, Ca: 0.1 ~ 5중량%를 포함하고 나머지는 불가피한 불순물과 마그네슘으로 이루어지는 합금의 용탕을 제조하는 단계;
    (b) 상기 마그네슘 용탕의 균일한 성분을 위해 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 ~ 500℃에서 1 ~ 24시간 균질화 처리하는 단계;
    (e) 상기 균질화 처리된 마그네슘 합금 판재를 200 ~ 500℃로 예열한 후 가열된 압연 롤로 패스당 1 ~ 45%씩 요구되는 두께까지 압연하는 단계; 및
    (f) 상기 압연 후 200 ~ 500℃에서 0.5 ~ 4시간 동안 열처리를 수행하는 단계를 통해 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계를 포함하고,
    상기 마그네슘 합금 판재는, (0002)면의 집합조직(texture)이 압연 방향을 따라 중심을 기준으로 나뉘어지고 횡 방향으로는 압연 방향에 비해 확장된 모양을 가지며, 집합강도(texture intensity)가 8 이하인 것을 특징으로 하는, 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도가 200 MPa 이상이고, 에릭슨 값(Index of Erichsen)이 5.5mm 이상인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 (a) 단계에 있어서, Mg-Mn 모합금을 첨가하여 Mn의 함량을 조절하고, Mg-Ca 모합금을 첨가하여 Ca의 함량을 조절하는 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 Mg-Mn 모합금은 1.5 ~ 4중량%의 Mn을 포함하는 합금이고,
    상기 Mg-Ca 모합금은 1.5 ~ 4중량%의 Ca를 포함하는 합금인 것을 특징으로 하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JPWO2020203980A1 (ko) * 2019-03-29 2020-10-08
WO2021214891A1 (ja) * 2020-04-21 2021-10-28 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金板材、プレス成形体、及びマグネシウム合金板材の製造方法
WO2021214890A1 (ja) * 2020-04-21 2021-10-28 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金板材、プレス成形体、及びマグネシウム合金板材の製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2020203980A1 (ko) * 2019-03-29 2020-10-08
WO2021214891A1 (ja) * 2020-04-21 2021-10-28 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金板材、プレス成形体、及びマグネシウム合金板材の製造方法
WO2021214890A1 (ja) * 2020-04-21 2021-10-28 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金板材、プレス成形体、及びマグネシウム合金板材の製造方法
CN113825850A (zh) * 2020-04-21 2021-12-21 住友电气工业株式会社 镁合金板材、压制成形体以及镁合金板材的制造方法
CN113825851A (zh) * 2020-04-21 2021-12-21 住友电气工业株式会社 镁合金板材、压制成形体以及镁合金板材的制造方法

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