【발명의 명칭】

마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법

【기술분야】

본 발명의 일 구현예는 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

【발명의 배경이 되는 기술】

현재 국제사회에서의 이산화탄소 배출 제한과 신재생에너지의 중요성이 화두로 떠오르고 있으며, 이에 따라， 구조 재료 (structural mater i al )의 일종인 경량화 합금은 매우 매력적인 연구 분야로 인식되고 있다.

특히， 알루미늄 및 철강 등의 다른 구조 재료보다도 마그네슘은 그 밀도가 1.74 _g /citf로서 가장 가벼운 금속에 해당되며， 진동 흡수능， 전자파 차폐능 등의 다양한 장점을 가지고 있어， 이를 활용하기 위한 관련 업계의 연구가 활발히 이루어지고 있다.

이러한 마그네슘이 포함된 합금은， 현재 전자기기 분야뿐만 아니라 자동차 분야에 주로 응용되고 있으나， 내식성, 난연성， 및 성형성에 근본적인 문제가 있어, 그 웅용 범위를 더욱 확대하는 데에는 한계가 있는 실정이다.

특히 성형성과 관련하여， 마그네슘은 HCP 구조로써 (Hexagonal Closed

Packed Structure) 상온에서의 슬립시스템이 층분하지 않아 가공 공정에 어려움이 많다. 즉， 마그네슴의 가공 공정에서는 많은 열이 필요하며， 이는 곧 공정 비용 증가로 이어지는 것이다.

한편， 마그네슘 합금 중에서도 AZ 계 합금은， 알루미늄 (A1 ) 및 아연 (Zn)을 포함하는 것이며， 어느 정도의 적정한 강도 및 연성의 물성을 확보하고 있으면서도 저렴한 편에 속하여， 상용화된 마그네슴 합금에 해당된다.

그러나， 상기 언급한 물성은， 어디까지나 마그네슘 합금 중에서 적정한 정도임을 의미하며， 경쟁 소재인 알루미늄 (A1 )에 비하여 낮은 강도인 것이다. 따라서, KL 계 마그네슴 합금의 낮은 성형성 및 강도 등의 물성을 개선할 필요가 있으나， 아직까지 이에 대한 연구가 부족한 실정이다.

【발명의 내용】

【해결하고자 하는 과제】

마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법을 제공하는 것이다.

구체적으로, Al-Ca 이차상 입자로 구성되는 중심 편석을 억제하여， 마그네슘 판재의 성형성을 향상시키고자 하는 것이다. 따라서， Al-Ca 이차상이 중심에 편석되지 않고 분산된 형태의 마그네슘 합금 판재를 제공하고자 한다.

뿐만 아니라， 스킨 패스 압연을 통해 쌍정 조직을 제어하여， 성형성은 유지하며 강도를 향상시키고자 하는 것이다. 구체적으로， 스킨 패스 압연을 통해 (0001) 집합 조직의 발달 변화를 최소화하여， 성형성은 유지하되 강도를 향상시킬 수 있다.

【과제의 해결 수단】

본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는， 전체 100 중량 %에 대해， A1 : 2.7 내지 5.0 중량 %， Zn: 0.75 내지 1.0 중량 ¾>， Ca : 0. 1 내지 1.0 중량 %， Mn : 1.0 중량 >이하 (0 중량 % 쎄외) , 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고， 상기 마그네슘 합금 판재 전체 결정립 100부피 ¾>에 대해， 저면 결정립의 부피 분율은 3OT 이하이고， 상기 저면 결정립은 <0001>//C축 방위의 결정립인 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

상기 마그네슴 합금 판재는 Al— Ca 이차상 입자를 포함하되， 상기 마그네슘 합금 판재의 표면으로부터 1/4 지점인 쿼터부와, 상기 마그네슘 합금 판재의 표면으로부터 1/2 지점인 중심부의 Al-Ca 이차상 입자의 면적 분율의 차이는 1 이하일 수 있다.

구체적으로, 상기 마그네슘 합금 판재의 압연 방향으로의 전체 길이에 대해， 중간 편석의 길이의 비율은 5% 미만일 수 있다.

상기 마그네슴 합금 판재의 두께 방향 전체 두께에 대해, 중간 편석의 두께 비율은 2.5% 미만일 수 있다. 이로부터， 상기 마그네슘 합금 판재는 M-Ca 이차상 입자가 마그네슘 합금재의 중심부에 편석되지 않고， 고르게 분포되어 있을 수 있다. 상기 Al-Ca 이차상 입자는 전체 100 중량 %에 대해， A1 : 20.0 내지 25.0중량 %， Ca : 5.0 내지 10.0중량 %， Mn : 0. 1 내지 0.5중량 %， Zn : 0.5 내지 1.0중량 %， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

상기 Al-Ca 이차상 입자의 평균 입경은 0 1 내지 4 일 수 있다. 상기 Al-Ca 이차상 입자는 상기 마그네슴 합금 관재의 면적 100 ² 당 2 내지 15개 포함할 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재의 한계듬높이 (LDH)가 7醒 이상일 수 있다. 상기 마그네슘 합금 판재 (0001)면을 기준으로 최대 집합 강도가 1 내지 4일 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도는 150 내지 190MPa일 수 있다. 본 발명의 다른 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는， 전체 100중량 %에 대해， A1 : 2.7 내지 5.0중량 %， Zn: 0.75 내지 1.0증량 %， Ca : 0. 1 내지 1.0 중량 %， Mn : 1.0 중량 %이하 (0 중량 ¾ 제외)， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재 전체 면적 100%에 대해， 쌍정 조직의 면적 분율은 35% 이하인 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

구체적으로， 마그네슘 합금 판재 전체 면적 10 에 대해， 쌍정 조직의 면적 분율은 5 내지 35%일 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재 전체 결정립 100 부피 >에 대해， 저면 결정립의 부피 분율은 30% 이하이고， 상기 저면 결정립은 <0001>//C 축 방위의 결정립인 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

상기 마그네슴 합금 판재의 한계돔높이는 7mm 이상일 수 있다.

상기 마그네슴 합금 판재 (0001)면을 기준으로 최대 집합 강도가 1 내지 4 일 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도는 200 내지 300MPa일 수 있다.

【발명의 효과】

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재는 Al-Ca 이차상 입자로 구성되는 중심 편석을 분산하여， 마그네슘 판재의 성형성을 향상시킬 수 있다. 이에 따라， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재는 Al-Ca 이차상이 중심에 편석되지 않고 분산된 형태의 마그네슴 합금 판재를 제공할 수 있다. 구체적으로， 상기 마그네슘 합금 판재의 표면으로부터 1/4 지점인 쿼터부와， 상기 마그네슘 합금 판재의 표면으로부터 1/2 지점인 중심부의 Al-Ca 이차상 입자의 면적 분율의 차이는 10% 이하인 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

본 발명의 다른 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재는 스킨 패스 압연을 통해, 마그네슴 합금 판재 전체 면적 100%에 대해, 쌍정 조직의 면적 분율이 35% 이하인 마그네슘 합금 판재를 수득할 수 있다. 구체적으로， 스킨 패스 공정을 통해 (0001) 집합 조직의 발달을 최소화하여 성형성은 유지하면서， 쌍정 조직을 제어하여 강도를 개선할 수 있다.

【도면의 간단한 설명】

도 1 은 본 발명의 일 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조 방법의 개략적인 순서도이다.

도 2 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 광학현미경 (Opt i cal mi croscopy) 사진이다.

도 3 은 비교예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 광학현미경 사진이다.

도 4 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슴 합금 판재의 2 차 전자 현미경 (Secondary Electron Mi croscopy) 사진이다.

도 5 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 한계 돔 높이 ( l imi t ing dome height )를 측정한 결과를 나타낸 것이다.

도 6은 실시예 la의 최대 (0001)면의 집합 강도를 나타낸 것이다. 도 7은 비교예 la의 최대 (0001)면의 집합 강도를 나타낸 것이다. 도 8 은 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재를 EBSD(Electron Backseat ter Di f fract ion)로 분석한 결과이다.

도 9는 실시예 la의 결정방위의 분율을 그래프로 나타낸 것이다. 도 10 는 스킨 패스 압하율에 따라 마그네슘 합금 판재를 EBSD 로 분석한 결과이다.

도 11 은 스킨 패스 조건에 따라， 실시예 2 및 비교예 2 의 (0001)면의 최대 집합 강도를 나타낸 것이다.

【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】 본 발명의 이점 및 특징， 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나， 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며， 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

따라서 몇몇 실시예들에서, 잘 알려진 기술들은 본 발명이 모호하게 해석되는 것을 피하기 위하여 구체적으로 설명되지 않는다. 다른 정의가 없다면 본 명세서에서 사용되는 모든 용어 (기술 및 과학적 용어를 포함)는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 공통적으로 이해될 수 있는 의미로 사용될 수 있을 것이다. 명세서 전체에서 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함 "한다고 할 때， 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다. 또한 단수형은 문구에서 특별히 언급하지 않는 한 복수형도 포함한다. - 본 발명의 일 구현예에 따른 마그네슘 합금 판재는 마그네슴 합금 판재 전체 100중량 ¾에 대해， Al : 2.7 내지 5.0중량 %， Zn : 0.75 내지 1.0중량%， Ca : 0. 1 내지 1.0중량 ¾>, Mn : 1.0 중량 %이하 (0 중량 %쩨외) , 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

이하， 성분 및 조성을 한정 이유에 대하여 설명한다.

먼저 알루미늄 (A1 )은 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성을 향상시키고， 용탕의 주조성을 개선시킨다. A1 이 5.0 중량 %보다 많이 첨가되면, 주조성이 급격히 악화되는 문제가 발생할 수 있다. A1 이 2.7 중량 %보다 적게 첨가되면， 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성이 악화되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서， 전술한 범위로 A1 의 함량 범위를 조절할 수 있다.

아연 (Zn)은 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성을 향상시킨다. Zn 이 1.0 중량 %보다 많이 첨가되면, 표면 결함 및 중심 편석이 다량 생성되어， 주조성이 급격히 악화되는 문제가 발생할 수 있으며， Zn 이 0.75 중량 %보다 적게 첨가되면， 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성이 악화되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 , 전술한 범위로 Zn의 함량 범위를 조절할 수 있다. 칼슴 (Ca)는 마그네슘 합금 판재에 난연성을 부여한다. Ca 이 1.0중량 %보다 많이 첨가되면， 용탕의 유동성을 감소시켜 주조성이 악화되고, Al-Ca 계 금속간 화합물로 이루어진 중심 편석이 증가되어 마그네슘 합금 판재의 성형성을 악화시키는 문제가 발생할 수 있다. Ca 이 0. 1 중량 %보다 적게 첨가되면， 난연성이 층분히 부여되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 전술한 범위로 Ca의 함량 범위를 조절할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ca는 0.5 내지 0.8 중량 % 포함될 수 있다.

망간 (Mn)은 마그네슴 합금 판재의 기계적 물성을 향상시킨다. Mn 이 1.0 중량 %보다 많이 첨가되면, 방열성이 저하됨과 동시에 균일분포 제어가 곤란할 수 있는 문제 문제가 발생할 수 있다. 따라서， 전술한 범위로 Mn 의 함량 범위를 조절할 수 있다.

마그네슘 합금 판재 전체 결정립 100 부피%에 대해， 저면 결정립의 부피 분율은 30% 이하일 수 있다.

본 발명의 일 구현예에서 저면 결정립이란， 저면 방위를 갖는 결정립을 의미한다. 구체적으로， 마그네슘은 HCP Hexagonal Closed Pack) 결정구조를 가지는데， 이 때 결정구조의 C 축이 판재의 두께 방향과 평행하는 방향일 때의 결정립을 저면 결정방위를 가지는 결정립 (즉， 저면 결정립)이라 한다. 따라서， 본 명세서에서 저면 결정립은 "<0001>//C축''으로 표시할 수 있다.

보다 더 구체적으로， 저면 결정립의 분율이 전술한 범위일 경우， 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 수득할 수 있다.

구체적으로， 마그네슴 합금 판재 전체 결정립 100 부피 %에 대해，

<0001>//C축 방위 관계를 가지는 결정립의 부피 분율은 30% 이하일 수 있다. 더 구체적으로, 마그네슘 합금 판재 전체 결정립 100 부피 >에 대해， <0001>//C 축 방위의 결정립의 부피 분율은 25% 이하일 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 20% 이하일 수 있다. 상기 <0001>//C 축 방위 관계를 가지는 결정립의 부피 분율은 하한은 초과일 수 있다. 이는 상기 <0001>//C 축 방위 관계를 가지는 결정립의 부피 분율이 존재하는 범위라면 본 발명에 포함될 수 있음을 의미한다.

마그네슘 합금 판재는 결정립의 방위 분포도 증가로 인해，

<0001>//C축 방위의 결정립 분율이 감소할 수 있다.

이에 전술한 <0001>//C 축 방위의 결정립 분율 범위를 만족하는 경우, 마그네슘 합금 판재의 집합 강도를 낮춰， 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 수득할 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재는 Al-Ca 이차상 입자를 포함할 수 있다.

구체적으로， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재는

Al-Ca 이차상 입자를 포함하되， 중심 편석을 거의 포함하지 않을 수 있다. 보다 더 구체적으로， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재는

Al-Ca 이차상 입자가 고르게 분산된 형태일 수 있다. 중심 편석이란， 마그네슴 합금 판재의 두께 방향 (ND)의 중심부에 Al-Ca 이차상 입자가 편석되는 것을 의미하며, 전술하였듯이 중심 편석이 증가하면 마그네슴 합금 판재의 성형성을 악화시킬 수 있다.

따라서， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재는 표면으로부터 1/4 지점인 쿼터부와， 마그네슘 합금 판재의 표면으로부터

1/2 지점인 중심부의 Al-Ca 이차상 입자의 면적 분율의 차이가 10% 이하일 수 있다. 이에 따라， Al-Ca 이차상 입자가 중심부에 편석되지 않고 전체적으로 고르게 분산되어 있어, 성형성을 개선할 수 있다. 여기서 면적 분율이란， 쿼터부 및 중심부의 동일 면적 당 Al-Ca 이차상 입자의 면적에 대한 분율을 의미한다.

더 구체적으로는, 마그네슘 합금 판재의 압연 방향 (RD)으로의 전체 길이에 대해， 중간 편석의 길이의 비율은 5¾> 미만일 수 있다. 또한， 마그네슘 합금 판재의 두께 방향 (ND)으로의 전체 두께에 대해, 중간 편석의 두께 비율은 2.5% 미만일 수 있다.

상기 기재는 중심 편석이 거의 형성되지 않았음을 의미하며， 일반적으로 Al , Ca 을 첨가하면 생성되는 중심 편석에 비해 편석의 길이와 두께가 모두 감소된 범위이다. 이에 따라， 본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는 성형성을 개선시킬 수 있는 것이다.

상기 마그네슘 판재의 전체 길이는， 일정한 길이 단위의 마그네슘 판재를 기준으로 할 수 있다. 구체적으로， 상기 길이 단위는 1 , 000 내지 3 , 000 zm일 수 있다.

구체적으로， 상기 Al-Ca 이차상 입자 전체 100 중량 %에 대해， A1 : 20.0 내지 25.0중량 %， Ca : 5.0 내지 10.0중량 %， Mn: 0. 1 내지 0.5중량 %， Zn: 0.5 내지 1.0중량 %， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 일반적으로 마그네슘에 A1 및 Ca 를 첨가하여 합금화 할 경우， Al-Ca 이차상 입자로 이루어진 중심 편석이 생성되어, 성형성을 매우 떨어뜨리게 된다. 반면， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재는 Al-Ca 이차상 입자로 구성되는 중심 편석 생성을 억제하여 마그네슴 판재의 성형성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로， Al-Ca 이차상 입자가 분산된 형태의 마그네슴 합금 판재를 제공할 수 있다.

Al-Ca 이차상 입자의 평균 입경은 0.01 내지 4 일 수 있다. Al-Ca 이차상 입자의 평균 입경이 클수록 전술한 바와 같이 중심 편석 생성으로 인한 성형성이 감소될 수 있다. 전술한 범위의 입경에서 개선된 성형성을 보여준다.

Al-Ca 이차상 입자는 상기 마그네슴 합금 판재의 면적 100 ； «m ² 당 2 내지 15 개 포함될 수 있다. 전술한 범위의 개수로 Al-Ca 이차상 입자를 포함함으로써 , 마그네슘 합금 판재의 성형성이 개선될 수 있다.

본 발명의 일 구현예에서는， Al-Ca 이차상 입자를 제어하기 위해 A1 , Zn, Mn 및 Ca의 조성 범위， 균질화 열처리 시 온도 및 시간 조건， 온간압연 시， 온도 및 압연율 둥이 정밀하게 조절할 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 따른， 마그네슘 합금 판재는 결정립을 포함하고， 결정립의 평균 입경은 5 내지 30 卿이 될 수 있다. 상기 결정립 입경 범위에서 성형성이 향상될 수 있다.

또한, 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재의 한계 돔 높이 ( l imi t ing dome height )는 7mm 이상일 수 있다. 보다 구체적으로는， 7 내지 10讓일 수 있다. 일반적으로 한계 돔 높이란 재료의 성형성 (특히， 압축성)을 평가하는 지표로 활용되며， 이러한 한계 돔 높이가 증가할수록 재료의 성형성이 향상됨을 의미한다. ^'

상기 한정된 범위는， 마그네슘 합금 판재 내 결정립의 방위 분포도가 증가된 것에 기인하여， 일반적으로 알려진 마그네슘 합금 판재에 비해 현저히 높은 한계 돔 높이이다.

이에， 상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면을 기준으로 최대 집합 강도가 1 내지 4 일 수 있다. 전술한 범위를 초과하는 경우， 마그네슘 합금 판재의 성형성이 열위할 수 있다.

또한， 상기 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재의 항복강도는 150 내지 190MPa 범위를 달성할 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재는 후술하는 제조 단계에서의 스킨 패스 압연을 통해, 마그네슘 합금 판재 전체 면적 100%에 대해, 쌍정 조직의 면적 분율이 35% 이하일 수 있다. 보다 구체적으로， 쌍정 조직의 면적 분율은 5 내지 35% 수 있다. 보다 더 구체적으로, 쌍정 조직의 면적 분율은 5 내지 33%일 수 있다. 상기 범위로 쌍정 조직 분율의 제어를 통해， 본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재의 항복강도는 200 내지 300MPa 일 수 있다. 이러한 범위는 본 발명의 일 구현예에 따른 성분의 마그네슴 판재에서는 우수한 범위로 판단된다.

또한， 본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재의 두께는 0.4 내지 3腿가 될 수 있다. 본 발명의 일 구현예에 따른 마그네슴 판재는 상기 두께 범위에서 요구되는 특성에 따라 선택될 수 있다. 다만， 이의 두께 범위에 본 발명이 제한되는 것은 아니다.

도 1 은 본 발명의 일 구현예에 따른 마그네슘 합금 판재의 제조 방법의 순서도를 개략적으로 나타낸다. 도 1 의 마그네슘 합금 판재의 제조 방법의 순서도는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 마그네슘 합금 판재의 제조 방법을 다양하게 변형할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슴 합금 판재의 제조 방법은 전체 100중량 에 대해， A1 : 2.7 내지 5.0중량 %， Zn: 0.75 내지 1.0중량 %， Ca : 0. 1 내지 1.0 중량 Mn: 1.0 중량 %이하 (0 증량 ¾> 제외)， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계 (S10); 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계 (S20); 및 상기 균질화 열처리된 주조재를 은간 압연하는 단계 (S30)를 포함한다.

이외에， 필요에 따라 마그네슘 합금 판재의 제조 방법은 다른 단계들을 더 포함할 수 있다.

먼저， 전체 100중량 )에 대해， A1: 2.7 내지 5.0중량 %， Zn: 0.75 내지 1.0중량 Ca: 0.1 내지 1.0중량 %， Mn: 1.0 중량 %이하 (0 중량 % 제외)， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계 (S10)를 실시할 수 있다.

각 성분의 수치 한정 이유에 대해서는 전술한 것과 동일하므로， 반복되는 설명을 생략한다.

이때， 상기 주조재를 제조하는 방법 (S10)은， 다이캐스팅， 스트립캐스팅， 빌렛 주조, 원심 주조, 경동 주조， 사형 주조, 다이렉트 칠 캐스팅 (Direct chill casting) 또는 이들의 조합인 방법을 이용할 수 있다. 보다 구체적으로는， 스트립 캐스팅법을 이용할 수 있다. 다만， 이에 제한하는 것은 아니다.

보다 구체적으로， 상기 주조재를 제조하는 단계 (S10)에서 압하력은 0.2t on/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로， lton/匪 ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 1 내지 1.5 ton/隱 ² 일 수 있다. 주조재가 응고됨과 동시에 압하력을 받게 되는데， 이 때 압하력을 상기 범위로 조절 함으로써， 마그네슘 합금 판재의 성형성을 향상시킬 수 있다.

이후， 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계 (S20)를 실시할 수 있다.

이 때 열처리 조건은 350°C 내지 500°C의 온도에서 1 내지 28 시간 동안 열처리 할 수 있다. 보다 구체적으로는， 18 내지 28 시간 동안 균질화. 열처리할 수 있다.

35( C보다 낮은 온도 범위에서는 균질화 열처리가 제대로 되지 못하고， ¾¾ ₁₇ / 1 ₁₂ 와 같은 베타상들이 기지에 고용되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 500 ^° C보다 높은 온도 범위에서는 주조재 내에 웅축되어 있는 베타상들이 녹아 화재가 발생하거나， 마그네슘 판재에 공공이 발생할 수 있다. 따라서 전술한 온도 범위 내에서 균질화 열처리 할 수 있다.

이후， 상기 균질화 열처리된 주조재를 온간 압연하는 단계 (S30)를 실시할 수 있다.

이 때， 온간 압연의 온도 조건은 150 ^° C 내지 350 ^° C가 될 수 있다. 150 ^° C 보다 낮은 온도 범위에서는 엣지 크랙이 다수 생기는 문제가 발생할 수 있다. 500 ^° C 보다 높은 온도 범위에서는 양산에 부적합한 문제가 발생할 수 있다. 따라서， 전술한 온도 범위 내에서 온간 압연 할 수 있다.

온간 압연하는 단계는 복수 회 수행할 수 있으며, 회당 10 내지

30%의 압하율로 온간압연 할 수 있다. 상기 온간 압연의 압하율은， 온간 압연 전， 주조재의 두께 100% (길이 %)에 대한 %값을 의미한다. 복수 회 온간 압연을 실시함으로써， 최종적으로 약 0.4隱 의 얇은 두께까지 압연이 가능하다.

복수 회의 온간 압연 중간에 중간 소둔하는 단계를 1 회 이상 더 포함할 수 있다. 중간 소둔하는 단계를 더 포함함으로써 마그네슘 합금 판재의 성형성을 더욱 향상시킬 수 있다. 구체적으로 중간 소둔하는 단계는 300 내지 50CTC의 온도로 1 내지 10 시간 동안 실시할 수 있다. 보다 구체적으로, 450 내지 500 ^° C의 온도로 실시할 수 있다. 전술한 범위에서 마그네슘 합금 판재의 성형성이 더욱 향상될 수 있다.

온간 압연하는 단계 이후， 후열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. 후열처리하는 단계를 더 포함함으로써 마그네슘 합금 판재의 성형성을 더욱 향상시킬 수 있다. 후열처리하는 단계는 300 내지 500 ^° C에서 1 내지 15시간 동안 실시할 수 있다. 구체적으로， 1 내지 10 시간 동안 실시할 수 있다. 전술한 범위에서 마그네슴 합금 판재의 성형성이 더욱 향상될 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슴 합금 판재의 또 다른 제조방법은， 전체 100중량 ¾>에 대해， A1 : 2.7 내지 5.0중량 ¾， Zn: 0.75 내지 1.0중량 %， Ca : 0. 1 내지 1.0중량 Mn : 1.0 중량 %이하 (0 중량 ¾> 제외) , 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계; 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계; 상기 균질화 열처리된 주조재를 온간 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 상기 압연재를 후열처리하는 단계; 및 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계를 포함할 수 있다.

먼저 , 전체 100중량 %에 대해， A1: 2.7 내지 5.0중량 %， Zn: 0.75 내지 1.0중량 Ca: 0.1 내지 1.0중량 %, Mn: 1.0 중량%이하 (0 증량 % 제외), 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계; 를 실시할 수 있다.

상기 단계에서 용탕은 이미 상용화된 AZ31 합금, AL5083 합금， 또는 이들의 조합일 수 있다. 다만， 이에 제한되는 것은 아니다.

보다 구체적으로， 650 내지 750 °C 온도 범위에서 용탕을 준비할 수 있다. 이후， 상기 용탕을 주조하여 주조재를 제조할 수 있다. 이때， 상기 주조재의 두께는 3 내지 7隱 일 수 있다.

이때， 상기 주조재를 제조하는 방법은， 다이캐스팅， 스트립캐스팅， 빌렛 주조， 원심 주조， 경동 주조， 사형 주조， 다이렉트 칠 캐스팅 (Direct chill casting) 또는 이들의 조합인 방법을 이용할 수 있다. 보다 구체적으로는， 스트립 캐스팅법을 이용할 수 있다. 다만, 이에 제한하는 것은 아니다.

보다 구체적으로, 상기 주조재를 제조하는 단계에서 압하력은 0.2ton/隱 ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로， lton/匪 ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 1 내지 1.5 ton/瞧 ² 일 수 있다.

이후, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계를 실시할 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는， 30CTC 내지 400°C 온도 구간에서의 1 차 열처리 단계; 및 400°C 내지 500°C에서 온도 구간에서의 2 차 열처리 단계; 를 포함할 수 있다. 상기 1 차 열처리 단계 및 2차 열처리 단계의 은도범위는 상이할 수 있다.

보다 더 구체적으로， 30CTC 내지 400°C 온도 구간에서의 1 차 열처리 단계; 는， 5 시간 내지 20 시간 동안 실시될 수 있다. 또한， 40C C 내지 500°C에서 온도 구간에서의 2차 열처리 단계; 는， 5시간 내지 20시간 동안 실시될 수 있다. 상기 은도 범위에서 1 차 열처리 단계를 실시함으로써， 주조 단계에서 발생된 Mg-Al-Zn 삼원계 파이상을 제거할 수 있다. 상기 삼원계 파이상이 존재할 경우， 이후 공정에 악영향을 줄 수 있다. 또한， 상기 온도 범위에서 2 차 열처리 단계를 실시함으로써， 슬라브 내의 웅력을 풀어줄 수 있다. 더해서， 주조 조직의 재결정 형성을 더욱 활발하게 유도할 수 있다. 이후 상기 균질화 열처리된 주조재를 온간 압연하여 압연재를 제조하는 단계를 실시할 수 있다.

상기 열처리된 주조재는 1 회 내지 15 회 압연을 통해， 0.4 내지 3隱 두께 범위까지 압연될 수 있다. 또한， 상기 압연은 150 내지 350 ^° C에서 실시될 수 있다.

보다 구체적으로， 압연 온도가 15( C 미만일 경우, 압연 시 표면에 크랙을 유발시킬 수 있고, 350 ^° C를 초과하는 경우， 실제 양산 설비에 적합하지 않을 수 있다. 이에 15C C 내지 350 ^° C에서 압연될 수 있다.

다음으로 상기 압연재를 중간 소둔하는 단계를 실시할 수 있다. 상기 압연 단계에서 복수 회 압연될 때， 패스와 패스 사이 구간에서 30CTC 내지 550 ^° C 은도 범위로 1시간 내지 15시간 동안 열처리할 수 있다.

예를 들어, 2 회 압연 후 1 회 중간 소둔하여， 최종 목표 두께까지 압연할 수 있다. 또 다른 예를 들어, 3 회 압연 후 1 회 소둔하여 최종 목표 두께까지 압연할 수 있다. 보다 구체적으로, 압연된 주조재를 상기 온도 범위에서 소둔하는 경우， 압연에 의해 발생된 응력을 풀어줄 수 있다. 따라서， 목적하는 주조재의 두께까지 수 회 압연할 수 있다.

이후, 상기 압연재를 후열처리하는 단계를 실시할 수 있다.

후열처리하는 단계는 300 내지 50CTC에서 1 내지 15 시간 동안 실시할 수 있다. 구체적으로， 1 내지 10 시간동안 실시할 수 있다. 전술한 범위에서 마그네슴 합금 판재의 성형성이 더욱 향상될 수 있다.

마지막으로， 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계를 수행할 수 있다.

보다 구체적으로, 스킨 패스란， 조질 압연 또는 템퍼 를링이라고도 하며， 열처리 후 _. 넁간 압연 강판에 생긴 변형 무늬를 제거하고， 경도를 향상시키기 위해 가벼운 압력으로 넁간 압연 하는 것을 의미한다. 따라서， 본 발명의 일 구현예에서는 250 ^° C 내지 35CTC 온도 범위에서 1회 스킨 패스를 실시할 수 있다.

스킨 패스를 실시하여 제조된 상기 마그네슘 합금 판재는 상기 압연재의 두께에 대해 2 내지 15%의 압하율로 압연될 수 있다. 보다 구체적으로 상기 압하율은 상기 스킨 패스 온도와 연동될 수 있다.

구체적인 예를 들어， 상기 스킨 패스 온도가 250 ^° C일 때， 스킨 패스 압하율은 5 내지 15%일 수 있다. 이때, 항복 강도 범위는 200 내지 260 MPa 일 수 있다. 이때 한계듬 높이는 7.3 내지 8. 1 범위일 수 있다.

구체적인 예를 들어， 상기 스킨 패스 온도가 300 ^° C.일 때， 스킨 패스 압하율은 5 내지 15%일 수 있다. 보다 더 구체적으로， 7 내지 12%일 수 있다. 이때， 항복 강도 범위는 200 내지 250 MPa 일 수 있다. 이때 한계돔 높이는 7.3 내지 8. 1 범위일 수 있다.

본원에서 한계돔높이 (Limi t Dome Height , LDH)란， 판재의 성형성 특히 프레스성을 평가하는 지표로서， 시편에 변형을 가하여 변형된 높이를 측정하여 성형성을 측정할 수 있다. 한계돔높이 값이 높은 경우 판재의 성형성이 우수한 것을 의미할 수 있다.

보다 구체적으로, 상기 온도 및 압력 조건 하에서 스킨 패스 하는 경우， (0001) 집합 조직의 발달을 저하시키므로 성형성을 확보할 수 있다. 즉， 상기 조건에서 스킨 패스를 실시하는 경우, 집합 조직 강도의 변화를 최소화하며， 강도를 향상시킬 수 있다.

이하， 실시예를 통해 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명올 예시하는 것일 뿐， 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.

실시예 1

전체 100 중량 %에 대해, A1 과 Ca 은 하기 표 1 에 개시된 바와 같이 포함하고， Zn . 0.8 중량 %， Mn 0.5 중량 %， 잔부 Mg 및 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 준비하였다.

상기 용탕은 두 넁각를 사이로 통과시켜 마그네슘 주조재를 제조하였다. 이때, 냉각를의 압하력은 하기 표 1에 개시된 바와 같다. 이후， 상기 마그네슘 주조재를 400 ^° C에서 하가표 1 에 개시된 바와 같이 시간을 달리하여， 균질화 열처리하였다.

상기 균질화 열처리된 주조재를 250 ^° C의 온도에서 15%의 압하율로 온간 압연하였다. 이후， 하기 표 1 에 개시된 온도로 1 시간 동안 중간 소둔한 후， 다시 250 ^° C의 은도에서 15%의 압하율로 온간 압연하여 마그네슘 합금 판재를 제조하였다.

비교예 1

전체 100 중량 %에 대해， ΑΓ과 Ca 은 하기 표 1 에 개시된 바와 같이 포함하고， Zn 0.8 중량 %， 잔부 Mg 및 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 준비하였다.

하기 표 1 에 개시된 조건을 제외하고는， 실시예 1 과 동일하게 마그네슴 합금 판재를 제조하였다. .

【표 1】

A1함량 Ca함량 주 로 균질화 압연온도중간소둔 (중량 (중량 %)압하력 (ton/腿 ² ) 소둔시간 (hr) Γ 온도 ( ^° C ) 실시예 la 3 0.6 1.2 24 250 450 실시예 lb 4 0.6 1.2 24 250 450 실시예 lc 5 0.6 1 24 250 450 실시예 Id 3 0.6 1.2 24 250 300 실시예 le 3 0.6 1.2 24 250 400 실시예 If 3 0.6 1.2 24 250 500 실시예 lg 3 0.7 0.2 24 250 500 실시예 lh 3 0.7 . 1.2 24 250 450 실시예 li 3 0.6 1 1 250 400 비교예 la 3 0.6 0.8 24 250 - 비교예 lb 3 0.7 1.2 24 400 250 비교예 lc 3 0.7 1 48 250 400 비교예 Id 3 0.7 0.8 24 100 400 앞서 제조한 실시예와 비교예의 물성을 비교 및 평가하기 위해， 하기 시험예를 실시하였다.

시험예 1 : 마그네슘합금 판재의 미세조직 관찰

주사전자현미경 (SEM, Scanning Electron Mi croscope)을 이용하여， 실시예 및 비교예에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 미세조직을 관찰하였다.

이는 본원 도 2 내지 도 4에 개시되어 있다.

도 2 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슴 합금 판재의 주사전자현미경 (SEM; Scanning El ectron Mi croscope) 사진이다. 도 3 은 비교예 la에서 제조한 마그네슘 합금 판재와주사전자현미경 사진이다.

구체적으로， 도 2 내지 도 3 의 가로는 마그네슘 합금 판재의 압연 방향 (RD)을 의미하고， 세로는 두께 방향 (ND)을 의미하는 것이다.

도 2에 개시된 바와 같이， 실시예 la의 경우, 마그네슘 합금 판재에 중심 편석이 거의 생성되지 않은 것을 알 수 있다. 구체적으로, 실시예 la 의 압연 방향으로의 전체 길이 약 2000 에 대해, 중심 편석의 길이의 비율은 5% 미만인 것을 알 수 있다.

반면， 도 3 에 개시된 바와 같이, 비교예 la 의 경우， 중심 편석이 다량 발생한 것을 알 수 있다. 구체적으로， 비교예 la 는 압연 방향으로의- 전체 길이 약 2000 에 대한, 중심 편석의 길이의 비율은 5% 이상인 것을 알 수 있다. 또한， 비교예 la는 두께 방향으로 전체 두께 약 1200 에 대해 , 중간 편석의 두께는 약 30 /mi로 확인되었다. 이에， 마그네슘 합금 판재의 두께 방향으로 전체 두께에 대해， 중간 편석의 두께 비율은 2.5%인 것을 알 수 있다. 따라서， 비교예 la 는 중심 편석이 다량 발생한 것을 확인할 수 있었다.

이에 따라, 중심 편석은 마그네슘 합금 판재의 성형성을 떨어트리는 요인이므로， 중심 편석이 생성되지 않을수록 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 수득할 수 있다.

도 4 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 2 차 전자 현미경 (Secondary Electron Mi croscopy) 사진이다. 도 4 에서 흰 점은 Al-Ca 이차상 입자를 의미한다. 보다 구체적으로, 도 4의 흰 점 부분을 성분 분석한 결과, A1 24.61 중량 %， Ca 8.75 중량 %， Mn 0.36 중량 %， Zn 0.66중량 %， 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물로 분석되었다. 이로부터， 실시예 la 에 의한 마그네슘 합금 판재는 Al-Ca 이차상 입자를 포함하는 것을 확인하였다. 구체적으로， 도 4 에서 마그네슴 합금 판재 면적 1600 ² 당 Al-Ca 의 이차상 입자는 50 개 분포하는 것을 알 수 있다.

다만， 도 4에 개시된 바와 같이， 실시예 la의 경우， Al-Ca 이차상이 편석되지 않고， 분산되어 있는 것을 알 수 있다. 이로부터, 하기 표 2 에도 개시되어 있듯이， 본원 실시예 la 의 한계듬높이는 9.4隱 인 반면， 비교예 la 의 한계돔높이는 2.5腿 로써 실시예에 비해 성형성이 열위함을 알 수 있다.

시험예 2: 마그네슴 합금 판재와한계 듬높이 측정

본원에서 한계듬높이 (Limi t Dome Height , LDH)란, 판재의 성형성 특히 프레스성을 평가하는 지표로서， 시편에 변형을 가하여 변형된 높이를 측정하여 성형성을 측정할 수 있다.

한계듬높이는 실시예 및 비교예에 의한 마그네슴 합금 판재를 상부 다이와 하부 다이 사이에 삽입하고， 각 시험편의 외주부를 5kN 의 힘으로 고정하였으며， 윤활유는 공지의 프레스유를 사용하였다. 그리고, 20 I腿의 직경을 가지는 구형 펀치를 사용하여 5 내지 10 mm/min 의 속도로 변형을 가해주었고， 각 시험편이 파단될 때까지 편치를 삽입한 뒤， 파단 시의 각 시험편의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다. 즉， 시험편이 변형된 높이를 측정한 것이다.

이는 본원 도 5에 개시되어 있다.

도 5 는 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 한계 돔 높이 ( l imi t ing dome height )를 측정한 결과를 나타낸 것이다.

도 5 에 개시된 바와 같이 , 실시예 la 에 의한 마그네슘 합금 판재의 성형성이 우수함을 알 수 있다.

이는 하기 표 2 및 표 3에서도 확인할 수 있다.

시험예 3: 결정립의 결정방위 분석 XRD 분석기로 실시예 및 바교예에 의한 마그네슘 합금 판재의 결정립들의 결정방위를 확인하여， 도 6 내지 도 11 에 나타내었다. 구체적으로, XRD 극점도 (Pole Figure)법을 이용하여， 결정립의 집합조직을 나타내었다.

보다 구체적으로， 극점도는 임의로 고정된 결정좌표계의 방향을 시편 좌표계에 스테레오 투영하여 나타낸 것이다. 보다 더 구체적으로， 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 값이 작을수록 다양한 방위의 결정립이 분포하는 것이며， 밀도 분포 값이 클수록 <0001>//C축 방위의 결정립이 많이 분포하는 것으로 해석할 수 있다.

이는 본원 도 6 및 도 7을 통해 비교할 수 있다.

도 6 은 실시예 la 의 (0001)면의 최대 집합 강도를 나타낸 것이다. 도 7은 비교예 la의 (0001)면의 최대 집합 강도를 나타낸 것이다.

구체적으로， 도 6 및 도 7 의 (0001)면의 최대 집합 강도는 전술한 XRD 분석기로 마그네슴 합금 판재의 결정방위를 분석한 결과이다.

도 6 에 개시된 바와 같이 실시예는 (0001)면의 최대 밀도 분포 값 (집합 강도)가 2 /73으로 낮은 반면， 비교예의 경우 12. 1로 실시예에 비해 높은 것을 확인할 수 있었다.

즉， 실시예는 최대 집합 강도 값이 작고， 등고선이 넓게 퍼져있어 다양한 방위의 결정립이 분포하고 있음을 도출할 수 있다.

반면， 비교예는 최대 집합 강도 값이 크고， 등고선이 밀집되어 있는 것으로부터， 비교예는 실시예에 비해 <0001>//C 축 방위의 결정립을 많이 포함하는 것을 알 수 있다.

이로부터, 실시예는 성형성이 더 우수함을 알수 있다.

이는 본원 도 8 및 도 9를 통해서도 알 수 있다.

도 8 은 실시예 la 에서 제조한 마그네슘 합금 판재를 EBSD(Electron Backseat ter Di f f ract ion)로 분석한 결과이다. 도 9는 실시예 la의 결정방위의 분율을 그래프로 나타낸 것이다. 먼저， 도 8 에 개시된 바와 같이, EBSD 를 이용하여서도 결정립의 결정방위를 측정할 수 있다. 보다 구체적으로， EBSD 는 e 전자빔을 통해 시편에 전자를 입사하고, 시편 후방에서의 비탄성 산란 회절을 이용하여 결정립의 결정방위를 측정할 수 있다.

또한， 도 9 에 개시된 바와 같이， 그레인 간의 방위 차 (mi sor ientat ion angle)가 20 ^° 이하인 결정립을 저면 결정립이라 할 수 있다. 이에 따라， 전체 결정립의 부피 분율 10 에 대해， <0001>//C축 방위 결정립의 부피 분율은 약 18.5% 분포하는 것으로 확인되었다.

또한， 도 8 에 개시되었 듯이， 다양한 방위의 결정립이 다양한 색깔로 분포하고 있음을 알 수 있고， <0001>//C축 방위의 결정립에 해당하는 결정립 (빨간색)을 EBSD 결과를 통해 육안으로도 확인할 수 있었다.

【표 2]

비교예 Id 8 1 166 4.9 그 결과， 균질화 소둔 시간 압연 온도, 및 중간 소둔 온도 조건을 만족하지 못한 비교예 la 내지 Id 의 경우， 실시예에 비해 성형성이 열위함을 확인하였다. 뿐만 아니라， 항복강도도 실시예에 열위함을 알 수 있다. 비교예 lc 의 경우， 결정립의 평균 크기가 40 im 수준으로 다른 비교예에 비해 비교적 성형성이 우수하였으나， 실시예에 미치지 못하는 수준이었다.

실시예 2

전체 100중량%에 대해 , A1 : 3.0중량 %ᅳ Zn : 1.0중량 ¾， Ca : 1 .0중량 %， Mn : 0.3 중량 %， 및 잔부 Mg 및 기타 블가피한 불순물을 포함하는 용탕을 준비하였다.

상기 용탕을 주조하여 주조재를 제조하였다.

상기 주조재를 35CTC에서 10 시간 동안 1 차 균질화 열처리하였다. 상기 1 차 균질화 열처리된 주조재를 450 ^° C 10 시간 동안 2 차 균질화 열처리하였다.

상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하였다.

이후， 상기 압연재를 400 ^° C에서 10시간 동안 후열처리 하였다.

마지막으로， 상기 후 열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 판재를 제조하였고， 상기 스킨 패스 실시 온도 및 압하율은 표 2에 개시된 바와 같다.

비교예 2

스킨 패스 온도 및 압하율 조건을 제외하고는, 실시예 2 와 동일하게 마그네슴 합금 판재를 제조하였다.

실시예와 비교예의 물성을 비교 및 평가하기 위해， 하기 시험예를 실시하였다. 그 외, 한계듬높이 측정 및 결정방위 분석과 시험예도 실시하였으며， 시험 방법은 앞서 전술한 바와 같다.

시험예 4: 스킨 패스 압하율 및 온도에 따른물성 비교

【표 3】 스킨 패스스킨 패스 최대인장 한계돔높이 항복강도 (MPa) 연신율

온도 ( ^° C ) 압하율 (¾>) 강도 (MPa) (LDH , mm) 실시예

5 202 257 22 8. 1

2a

실시예

9 211 254 22 8.0 2b

250

실시예

15 252 272 16 7.3 2c

비교예

22 272 289 8.6 7.0 2a

비교예

X 140 233 23 8-9 2b

실시예

7 203 253 22 8 2d

300

실시예

12 247 267 18 7.3 2e

비교예

17 247 272 10 7.3 2c 상기 표 3 에 개시된 바와 같이， 성분 및 조성이 동일한 마그네슘 합금에 스킨 패스를 실시한 결과, 성형성의 큰 변화 없이 항복 강도를 향상시킬 수 있었다. 보다 구체적으로, 성형성이란 연신율 및 한계돔 높이의 수치로 비교할 수 있다.

더해서， 이는 집합조직의 변화를 최소화함으로써, 성형성을 확보할 수 있었던 것이며， 스킨 패스 압하율에 따른 집합조직의 변화는 도 10 를 통해 확인할 수 있다.

도 10 는 스킨 패스 압하율에 따라 마그네슘 합금 판재를 EBSD 로 분석한 결과이다. 도 10 에 개시된 바와 같이, 압연 후 스킨 패스를 더 실시한 경우에도 다양한 방위의 결정립들이 분포하고 있는 것을 확인할 수 있다. 더해서， 스킨 패스 압하율을 높여 압연하는 경우， 쌍정 (검정색) 조직과 전위 발달로 인해 집합조직의 방위 변화는 최소화하며 강도를 향상시킬 수 있었던 것이다.

구체적으로， 스킨 패스 압하율이 2 내지 6¾>인 경우， 전체 면적 100%에 대해， 쌍정 조직의 면적 분율은 15%로 확인되었다. 스킨 패스 압하율이 6 내지 15%인 경우, 전체 면적 100%에 대해， 쌍정 조직의 면적 분율은 30%로 확인되었다.

전술한 바와 같이， 쌍정 조직과 전위로 인해 마그네슘 ^' 합금 판재의 강도를 유지하며 성형성도 향상시킬 수 있다.

따라서， 15% 압하율을 초과하여 압연하는 경우 (비교예 2a)， (0001)면의 집합조직이 다시 발달하여 성형성을 저하시킬 수 있다.

도 11 은 스킨 패스 조건에 따라， 실시예 2 및 비교예 2 의 (0001)면의 집합 강도를 나타낸 것이다.

도 11 에 개시된 바와 같이， 스킨 패스를 질시하여도 실시예의 집합조직의 변화는 크지 않은 것을 알 수 있다. 다만， 비.교예 2a 와 같이， 스킨 패스 압하율이 과할 경우， 집합 조직의 강도가 크게 변하는 것을 알 수 있었다. 이로 인해, 표 3 에 개시된 바와 같이， 비교예 2a 는 항복 강도 상승 효과는 우수하였으나, 연신율이 매우 열위해지는 현상을 확인하였다. 또한， 스킨 패스 온도 변화에 의한 항복강도의 상승 효과보다 스킨 패스 압하율에 따른 항복강도의 상승 효과가 더 크게 나타나는 것도 확인할 수 있다.

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 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며， 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.