【발명의 명칭】

마그네슘 합금 판재， 및 그 제조방법

【기술분야】

마그네슘 합금 판재， 및 그 제조방법에 관한 것이다.

【배경기술】

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 1.74g/ciii '로서 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 응용 범위를 더욱 확대하는 데에는 한계가 있는 실정이다. ^'

특히 성형성과 관련하여， 마그네슘은 HCP 구조로써 (Hexagonal Closed Packed Structure) 상온에서의 슬립시스템이 충분하지 않아 가공 공정에 어려움이 많다. 즉， 마그네슘의 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 마그네슘 합금에 해당된다.

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

【발명의 내용】

【해결하려는 과제】

강도 및 성형성이 개선된 마그네슴 합금 판재합금 판재， 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

【과제의 해결 수단】

본 발명의 알 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재합금 판재는 A1 ： 2.7 내지 5 증량 %， Zn ： 0.75 내지 1 증량 %， Ca ： 0.1 내지 1 중량 % 및 Mn ： 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)를 함유하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

Ca ： 0.3 내지 0.8 증량 % 함유할 수 있다.

마그네슘 합금 판재합금 판재는 A1 ： 20 내지 25 중량 Ca ： 5 내지 10 중량 %， Mn ： 0.1 내지 0.5 증량 %， Zn ： 0.5 내지 1 중량 % 및 나머지 Mg를 포함하는 Al-Ca 이차상 입자를 포함할 수 있다.

Al-Ca 이차상 입자의 평균 입경은 0.01 내지 4 ； ^일 수 있다.

Al-Ca 이차상 입자는 상기 마그네슘 합금 판재합금 판재의 면적 100 βηι ² 당 5 내지 15개 포함할 수 있다.

마그네습 합금 판재합금 판재는 결정립을 포함하고, 결정립의 평균 입경은 5 내지 30 일 수 있다.

마그네슘 합금 판재합금 판재의 두께는 0.4 내지 3mm일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재의 제조방법은 A1 ： 2.7 내지 5 중량 %， Zn ： 0.75 내지 1 중량 Ca ： 0.1 내지 1 중량 % 및 Mn ： 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)를 함유하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계; 주조재를 균질화 열처리하는 단계; 및 균질화 처리된 주조재를 온간압연하는 단계;를 포함한다.

상기 주조재를 제조하는 단계;에서， 압하력은 0.2ton/nini ² 이상일 수 있다. 보다 구체적으로， It on/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로, 1 내지 1.5 ton/mm ² 이상일 수 있다. 주조재를 350 내지 500 ^° C의 온도에서 1 내지 28 시간 동안 균질화 열처리를 실시할 수 있다. 보다 구체적으로는, 18 내지 28 시간 균질화 열처리할 수 있다.

150 내지 350 ^° C의 온도에서 온간압연 할 수 있다. 보다 구체적으로는 200 내지 300 ^° C의 온도에서 은간압연할 수 있다.

온간압연을 복수 회 수행하며， 회당 10 내지 30%의 압하율로 은간압연할 수 있다.

복수회의 온간압연 중간에 중간소둔하는 단계를 1 회 이상 더 포함할 수 있다.

중간소둔하는 단계는 300 내지 500 ^° C의 온도로 실시할 수 있다. 보다 구체적으로는, 450 내지 500 ^° C의 온도로 실시할 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 1 내지 10 시간 동안 실시할 수 있다.

은간압연하는 단계 이후 후열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. 후열처리하는 단계는 300 내지 500 ^° C에서 1 내지 10시간 동안 실시할 수 있다.

본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재와 제조방법은, 전체 lOOwt 에 대해， A1： 2.7wt% 이상 5wt%이하, Zn: 0.75 %이상 lwt% 이하， Ca : 0. 1wt%이상 ¼«아하, Mn: 0wt% 초과 1 %이하 및 잔부인 불가피한 불순물과 마그네슘을 포함하는 모합금을 준비하는 단계; 상기 모합금을 주조하여 주조재를 제조하는 단계 ; 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계 ; 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 상기 압연재를 후열처리 하는 단계; 및 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계; 를 포함할 수 있다.

상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계; 에서， 상기 스킨 패스는 1 회 실시될 수 있고， 상기 스킨 패스는 250 ^° C 내지 350 ^° C 온도 범위에서 실시될 수 있다.

상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계; 에 의해, 상기 제조된 마그네슘 합금 판재는 상기 압연재의 두께에 대해， 2 내지 15% 압하율로 압연될 수 있다. 보다 더 구체적으로， 상기 제조된 마그네슘 합금 판재는 상기 압연재의 두께에 대해

2 내자 6% 압하율로 압연될 수 있다.

상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계; 는， 300 ^° C 내지 400 ^° C 온도 구간에서의 1 차 열처리 단계; 및 400 ^° C 내지 500 ^° C에서 은도 구간에서의 2차 열처리 단계 ; 를 포함할 수 있다.

300 ^° C 내지 400 ^° C 온도 구간에서의 1 차 열처리 단계; 는, 5 시간 내지 20시간 동안 실시될 수 있다.

400 ^° C 내지 500 ^° C에서 온도 구간에서의 2 차 열처리 단계; 는, 5 시간 내지 20시간 동안 실시될 수 있다.

상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 에 의해, 상기 주조재는 0.4 내지 3隱 두께 범위까지 압연될 수 있다.

상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 에 의해， 상기 주조재는 1회 내지 15회 압연될 수 있다.

상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 는, 150 ^° C 내지 350 ^° C에서 실시될 수 있다.

상기 압¾재를 후열처리하는 단계 ;에 의해 , 상기 ^' 압연재는 300 ^° C 내지 550 ^° C 온도 범위에서 1시간 내지 15시간 동안 소둔될 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재의 한계듬높이 (LDH)가 7隱 이상일 수 있다ᅳ 보다 더 구체적으로는, 상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이 (LDH)가 8瞧 이상일 수 있다.

상기 마그네슘 합금 판재 (0001)면을 기준으로 최대 집합 강도가 1 내지 4 일 수 있다. 또한， 상기 마그네슘 합금 판재의 항복강도는 170 내지 300MPa 일 수 있다.

【발명의 효과】

본 발명의 일 실시예에 따르면， 기존 마그네슘 합금 판재에서 생성되기 쉬운 중심편석이 제거되어， 성형성이 개선된 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

또한， 본 발명의 일 실시예에 따르면， 마그네슘 합금 판재 내의 집합 조직이 균일하게 분산되어， 성형성이 개선된 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다. 또한， 본 발명의 다른 일 실시예에 따르면, 마그네슘 합금 판재 내에

Al-Ca 계 이차상 입자가 형성되어， 강도가 향상된 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재 제조방법은， 상용화된 마그네슘 합금의 제조 공정을 제어하여 강도 및 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다. 이로 인해 향후 자동차 부품 또는 IT 모바일 기기에도 적용될 수 있다.

【도면의 간단한 설명】

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

도 2 는 실시예 1 에서 제조한 마그네슴 합금 판재의 주사전자현미경 (SEM ; Scanning Electron Mi croscope) 사진이다.

도 3 은 비교예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 주사전자현미경 사진이다.

도 4 는 실시예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 Secondary

Electron Mi croscopy사진이다 .

도 5 는 실시예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재를 한계 동 높이 ( l imi t ing dome height ) 측정한 결과의 사진이다.

도 6 은 실시예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 XRD 분석기로 결정방위를 분석한 결과이다.

도 7 은 비교예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 XRD 분석기로 결정방위를 분석한 결과이다.

도 8 은 실시예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 EBSD(Electron Backseat ter Di f fract ion) 사진이다.

도 9 는 스킨 패스 공정에서의 압하율에 따른 표면을 EBSD 로 분석한 결과이다.

도 10 은 본원 실시예 및 비교예의 (0001)면의 집합 강도를 나타낸 것이다. 【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】 제 1 , 제 2 및 제 3 흥의 용어들은 다양한 부분， 성분， 영역， 층 및 /또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분， 성분， 영역， 충 또는 섹션을 다른 부분， 성분， 영역. 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제 1 부분, 성분, 영역， 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제 2 부분, 성분， 영역， 충 또는 섹션으로 언급될 수 있다.

여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며， 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는" 의 의미는 특정 특성， 영역, 정수， 단계, 동작, 요소 및 /또는 성분을 구체화하며， 다른 특성, 영역， 정수， 단계， 동작, 요소 및 /또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.

다르게 정의하지는 않았지만， 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고， 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다 .

또한， 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량 %(^%)를 의미한다.

이하， 첨부한 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

본 발명의 일 실시예에 따른 마그네슘 합금 판재는 A1 ： 2.7 내지 5 중량 %， Zn ： 0.75 내지 1 중량 Ca ： 0. 1 내지 1 중량 %， Mn ： 1 중량 % 이하 (0 증량 %를 제외함)를 함유하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하에서는 본 발명의 일 실시예에서의 성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 먼저 알루미늄 (A l )은 마그네슘 _. 합금 판재의 기계적 물성을 향상시키고, 용탕의 주조성을 개선시킨다. A 1 이 너무 많이 첨가되면， 주조성이 급격히 악화되는 문제가 발생할 수 있으며， A 1 이 너무 적게 첨가되면， 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성이 악화되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서， 전술한 범위로 A 1의 함량 범위를 조절할 수 았다.

아연 (Zn)은 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성을 향상시킨다. Zn 이 너무 많이 첨가되면, 표면 결함 및 중심 편석이 다량 생성되어, 주조성이 급격히 악화되는 문제가 발생할 수 있으며， Zn 이 너무 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 가 너무 많이 첨가되면, 용탕의 유동성을 감소시켜， 주조성이 악화되고 Al -Ca 계 금속간 물질로 이루어진 중심 편석이 생성되어 마그네슘 합금 판재의 성형성을 악화시키는 문제가 발생할 수 있고, Ca 가 너무 적게 첨가되면， 난연성이 충분히 부여되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 따라서， 전술한 범위로 Ca 의 함량 범위를 조절할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ca 는 0. 3 내지 0 . 8 중량 %포함될 수 있다.

망간 (Mn)은 마그네슘 합금 판재의 기계적 물성을 향상시킨다. Mn 이 너무 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.

본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재는 A 1 ： 20 내지 25 중량 %， Ca ： 5 내지 10 중량 %， Mn ： 0. 1 내지 0. 5 중량 %， Zn ： 0. 5 내지 1 중량 % 및 나머지 Mg 를 포함하는 Al -Ca 이차상 입자를 포함할 수 있다. 일반적으로 마그네슘에 A 1 및 Ca를 첨가하여 합금화 할 경우， A l -Ca 금속간 화합물로 이루어진 중심 편석이 생성되어， 성형성을 매우 떨어뜨리게 된다. 반면， 본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재는 Al— Ca 이차상 입자를 포함함으로써， 성형성을 향상시킬 수 있다. A l -Ca 이차상 입자의 평균 입경은 0. 01 내지 4 卿가 될 수 있다. 전술한 범위에서 성형성이 더욱 향상될 수 있다. 또한， A l -Ca 이차상 입자는 상기 마그네슘 합금 판재의 면적 100 ² 당 5 내지 15개 포함될 수 있다. 전술한 범위의 개수로 Al-Ca 이차상 입자를 포함함으로써， 마그네슘 합금 판재의 성형성을 더욱 향상시킬 수 있다. 전술한 Al-Ca 이차상 입자를 얻기 위해서는 Al , Zn , Mn 및 Ca 의 조성 범위， 균질화 열처리 시 은도 및 시간 조건， 은간압연 시， 온도 및 압연율 등이 정밀하게 조절될 필요가 있다.

마그네슘 합금 판재는 결정립을 포함하고, 결정립의 평균 입경은 5 내지 30 이 될 수 있다. 전술한 범위에서 성형성이 더욱 향상될 수 있다. 전술한 크기의 결정립경을 얻기 위해서는 Al , Zn, Mn 및 Ca 의 조성 범위， 균질화 열처리 시 온도 및 시간 조건, 온간압연 시, 온도 및 압연율 등이 정밀하게 조절될 필요가 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재의 한계 듬 높이 ( l imi t ing dome height )는 7匪 이상일 수 있다. 보다 구체적으로는, 8 uiui 이상， 더 구체적으로는 8 내지 10 ran일 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 결정립 방위 분포도가 증가된 것에 기인하여， 일반적으로 알려진 마그네슘 합금 판재에 비해 현저히 높은 한계 돔 높이이다.

또한， 본 발명의 일 실시예에 의한 마그네슘 합금 판재의 두께는 0.4 내지 3 醒가 될 수 있다.

도 1 은 본 발명의 일 실시예에 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 마그네슘 합금 판재의 제조 방법은 A1 - : 2.7 내지 5 중량 %， Zn ： 0.75 내지 1 중량 %， Ca ： 0. 1 내지 1 중량 % 및 Mn ： 1 중량 % 이하 (0 증량 %를 제외함)를 함유하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 주조하여 주조재를 제조하는 단계 (Sl ^' O), 주조재를 균질화 열처리하는 단계 (S20) 및 균질화 처리된 주조재를 은간압연하는 단계 (S30)를 포함한다. 이외에， 필요에 따라 마그네슘 합금 판재의 제조 방법은 다른 단계들을 더 포함할 수 있다.

먼저， 단계 (S10)에서는 A1 ： 2.7 내지 5 중량 %, Zn ： 0.75 내지 1 증량 %, Ca ： 0.1 내지 1 중량 % 및 Mn ： 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)를 함유하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 주조하여 주조재를 제조한다.

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

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 어에 제한하는 것은 아니다.

보다 구체적으로， 상기 주조재를 제조하는 단계;에서 압하력은

0.2 ton/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로， It on/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 1 내지 1.5 ton/mm ² 이상일 수 있다.

주조하여 주조재를 제조할 수 있다. 이 때， 주조재가 웅고됨과 동시에 압하력을 받게 되는데， 이 때 압하력을 상기 범위로 조절 함으로써， 마그네슘 합금 판재의 성형성을 향상시킬 수 있다. 단계 (S20)에서는 주조재를 균질화 열처리 한다. 이 때 열처리 조건은 350 내지 500°C의 온도에서 1 내지 28 시간 동안 열처리 할 수 있다. 보다 구체적으로는， 18 내지 28 시간 동안 균질화 열처리할 수 있다. 온도가 너무 낮으면， 제대로 균질화처리가 되지 못하고, M _gl7 Al ₁₂ 와 같은 베타상들이 기지에 고용되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 온도가 너무 높으면， 주조재 내에 응축되어 있는 베타상들이 녹아 화재가 발생하거나， 마그네슘 판재에 공공이 발생할 수 있다. 따라서 전술한 은도 범위 내에서 균질화 열처리 할 수 있다.

단계 (S30)에서는 균질화 처리된 주조재를 온간압연한다. 이 때， 온간압연의 은도 조건은 150 내지 350°C가 될 수 있다. 온도가 너무 낮으면， 엣지 크랙이 다수 생기는 문제가 발생할 수 있다. 온도가 너무 높으면， 양산에 부적합한 문제가 발생할 수 있다. 따라서 전술한 은도 범위 내에서 온간압연 할 수 있다.

온간압연하는 단계 (S30)은 복수회 수행할 수 있으며. 회당 10 내지 30%의 압하율로 온간압연 할 수 있다. 복수회 온간압연을 실시함으로써, 최종적으로 0.4nim의 얇은 두께까지 압연이 가능하다.

복수회의 온간압연 증간에 중간소둔하는 단계를 1 회 이상 더 포함할 수 있다. 중간소둔하는 단계를 더 포함함으로써 마그네슘 합금 판재의 성형성을 더욱 향상시킬 수 있다. 구체적으로 중간소둔하는 단계는 300 내지 500 ^° C의 온도로 1 내지 10 시간 동안 실시할 수 있다. 보다 구체적으로, 450 내지 500 ^° C의 은도로 실시할 수 있다. 전술한 범위에서 마그네슘 합금 판재의 성형성이 더욱 향상될 수 있다.

은간압연하는 단계 (S30)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 10 시간 동안 실시할 수 있다. 전술한 범위에서 마그네슘 합금 판재의 성형성이 더욱 향상될 수 있다.

본 발명의 일 구현예에 의한 마그네슘 합금 판재의 제조방법은， 전체 100 %에 대해， ^' Al : 2.7wt% 이상 5wt%이하， Zn: 0.75wt¾>이상 1M% 이히- . Ca : 0. 1 %이상 0.7wt%이하, Mn : 0wt 초과 1\ %이하 및 잔부인 불가피한 불순물과 마그네슘을 포함하는 모합금을 준비하는 단계; 상기 모합금을 주조하여 주조재를 제조하는 단계 ; 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계 ; 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 상기 압연재를 후열처리 하는 단계; 및 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계; 를 포함할 수 있다.

먼저， 전체 100 %에 대해, Al : 2.7wt% 이상 5wt%이하， Zn :

0.75 %이상 lwt% 이하, Ca : 0. 1 %이상 0.7wt%이하， Mn: 0wt% 초과 1 %이하 및 잔부인 불가피한 불순물과 마그네슘을 포함하는 모합금을 준비하는 단계; 에서， 상기 모합금은 이미 상용화된 AZ31 합금, AL5083 합금， 또는 이들의 조합일 수 있다. 다만， 이에 제한되는 것은 아니다. 다음 상기 모합금을 주조하여 주조재를 제조하는 단계; 를 실시할 수 있다.

보다 구체적으로， 상기 모합금을 650 내지 750°C 은도 범위에서 용해하여 용탕을 준비할 수 있다. 이후， 상기 용탕을 주조하여 주조재를 제조할 수 있다. 이때， 상기 주조재와 두께는 3 내지 7mm 일 수 있다.

이때, 상기 주조재를 제조하는 방법은, 다이캐스팅， 스트립캐스팅, 빌렛 주조， 원심 주조， 경동 주조， 사형 주조, 다이렉트 칠 캐스팅 (Di rect chi l l cast ing) 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;에서 압하력은 0.2t on/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로， lton/mm ² 이상일 수 있다. 보다 더 구체적으로는， 1 내지 1.5 ton/mm ² 이상일 수 있다.

이후， 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계; 를 실시할 수 있다. 보다 구체적으로， 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계; 는， 30CTC 내자 400 ^° C 온도 구간에서의 1 차 열처리 단계; 및 400 ^° C 내지 500 ^° C에서 온도 구간에서의 2차 열처리 단계 ; 를 포함할 수 있다. 보다 더 구체적으로， 300 ^° C 내지 400 ^° C 온도 ^: 구간에서의 1 차 열처리 단계 ; 는， 5 시간 내지 20시간 동안 실시될 수 있다. 또한 400 ^° C 내지 500 ^° C에서 은도 구간에서의 2차 열처리 단계 ; 는， 5시간 내지 20시간 동안 실시될 수 있다.

상기 은도 범위에서 1차 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 은도 범위에서 2 차 열처리 단계를 실시함으로써， 슬라브 내의 웅력을 풀어줄 수 있다. 더해서， 슬라브 내 주조 조직의 재결정 형성을 더욱 활발하게 유도할 수 있다.

이후 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 를 실시할 수 있다. 상기 열처리된 슬라브는 1 회 내지 15 회 압연을 통해， 0.4 내지 3麵 두께 범위까지 압연될 수 있다. 또한. 상기 압연은 15CTC 내지 350°C에서 실시될 수 있다. ^■

보다 구체적으로, 압연 온도가 150 ^° C 미만일 경우， 압연 시 표면에 크랙을 유발시킬 수 있고， 350 ^° C를 초과하는 경우， 실제 양산 설비에 적합하지 않을 수 있다. 이에 150 ^° C 내지 350 ^° C에서 압연될 수 있다.

다음으로 상기 압연재를 중간소둔하는 단계; 를 실시할 수 있다. 상기 압연 단계에서 수 회 압연될 때， 패스와 패스 사이 구간에서 300 ^° C 내지 550 ^° C 은도 범위로 1 시간 내지 15 시간 동안 열처리할 수 있다. 예를 들어， 2회 압연 후 1회 중간소둔하여， 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 웅력을 풀어줄 수 있다. 따라서， 목적하는 주조재의 두께까지 수 회 압연할 수 있다.

마지막으로， 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계; 를 수행할 수 있다. 보다 구체적으로， 스킨 패스란， 조질 압연 또는 템퍼 롤링이라고도 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 350 ^° C 온도 범위에서

1 회 스킨 패스를 실시할 수 있다. 보다 더 구체적으로， 스킨 패스를 실시하여 제조된 상기 마그네슘 합금 판재는 상기 압연재의 두께에 대해 2 내지 15%의 압하율로 압연될 수 있고， 보다 더 구체적으로는, 2 내지 6%의 압하율로 압연될 수 있다. 보다 구체적으로， 상기 은도 및 압력 조건 하에서 압연하는 경우， 약한 기저면 집합조직인 (0001) 집합 조직의 발달을 저하시키므로 성형성올 확보할 수 있다.

더해서， 상기 소둔된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하는 단계 ; 에 의해 제조된 마그네슘 합금 관재는 상기 압연된 슬라브 두께에 대해, 2 내지 15% 압하율로 압연될 수 있다. 보다 구체적으로， 2 내지 6% 압하율로 압연될 수 있다. 상기 압하율로 압연하는 경우， 집합 조직 강도의 변화를 최소화하며， 강도를 향상시킬 수 있다. 보다 구체적으로， 압하율이 2 내지 6%일 때, 집합 조직 강도의 변화가 가장 적으며， 항복강도는 170 내지 300MPa 일 수 있다. 또한, 한계돔높이 (LDH)값은 8 내지 9mm일 수 있다.

다만， 압하율이 2 내지 15%일 경우， 항복강도는 250 내지 280MPa 일 수 있으나， 집합 조직이 다소 발달하므로 한계돔높이 (LDH)값은 7 내지 8隱 일 수 있다. 이는 도 9 에 개시된 바와 같이， 6 내지 15% 압하율로 압연하는 경우, 더블 트닝 또는 전위로 인해 경화현상이 발생되기 때문이다. 보다 더 구체적으로， 압하율이 2 내지 15%일 경우, 마그네슘 합금 판재 전체 면적 100%에 대해， 쌍정 조직의 면적 분율은 5%이하일 수 있다. 보다 더 구체적으로， 6 내지 15% 압하율로 압연하는 경우， 마그네슴 합금 판재 전체 면적 100%에 대해， 쌍정 조직의 면적 분을은 5 내지 20%일 수 있다. 상기 도 9에 개시된 조직 사진에서 검정색이 쌍정 조직을 의미하고， 전술한 바와 같이 쌍정과 전위로 인해 마그네슘 합금 판재의 강도를 유지하며 성형성도 향상시킬 수 있는 것이다.

따라서， 15% 압하율을 초과하여 압연되는 ^' 경우， (0001)면의 집합조직이 다시 발달하여 성형성을 저하시킬 수 있다. 이는 압연 시 온도 범위가 낮을 때 생기는 현상과 같을 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 의한 온도 범위 및 압하율 조건 하에서 스킨 패스를 실시할 수 있다.

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

보다 구체적으로, 본 발명의 일 구현예에 의한 한계돔높이 (LDH)는 직경 50醒 의 시험편의 외주부를 10KN 의 힘으로 고정한 후， 20誦 의 직경을 가지는 구형 펀치를 이용하여 상은으로 5~10mm/min 의 속도로 변형을 가해， 디스크형 시편이 파단될 때까지 편치가 이동한 거리 즉， 시험편이 변형된 높이를 측정한 것이다. 이하 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예 1

A1 3.0 중량 %， Zn 0.8 중량 %， Ca 0.6 중량 %, Mn 0.5 중량 %를 포함하고， 나머지는 Mg 및 불가피한 불순물로 이루어진 용탕을 압하력이 1.2ton/mni ² 인 두 넁각를 사이로 통과시켜 마그네슘 주조재를 제조하였다. 마그네슘 주조재를 40CTC에서 24 시간 균질화 열처리를 실시하고， 25CTC의 은도에서 1¾의 압하율로 은간압연한 후, 450 ^° C에서 1 시간 동안 증간 소둔 한 후， 다시 250 ^° C의 온도에서 15 )의 압하율로 온간압연 하여 최종 두께 0.7隱의 마그네슘 합금 판재를 제조하였다.

비교예 1

A1 3.0 중량 %， Zn 0.8 중량 %를 포함하는 것을 제외하고는 실시예 1 과 동일하게 실시하여 마그네슘 합금 판재를 제조하였다.

시험예 1 : 마그네슘 합금 판재를 이루는 미세조직의 관찰

실시예 1 및 비교예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재의 주사전자현.미경 (SEM ; Scanning Electron Mi croscope) 사진을 도 2 및 도 3에 각각 나타내었다.

실시예 1(도 2)의 경우， 마그네슘 합금 판재에 중심 편석이 거의 생성되지 아니한 반면， 비교예 1(도 3)의 경우， 중심 편석이 다량 발생한 것을 확인할 수 있다. 이러한 중심 편석은 마그네슘 합금 판재의 성형성을 현격히 떨어뜨리는 요인이 된다.

실시예 1 에서 제조한 마그네습 합금 판재의 Secondary El ectron Mi croscopy사진을 도 4에 나타내었다.

도 4 의 흰 점 부분이 Al-Ca 이차상 입자이다. 흰 점 부분을 분석한 결과 Mg 65.62 중량 % , A1 24.61 중량 %， Ca 8.75 증량 %， Mn 0.36 중량 %， Zn 0.66중량 %로 분석되었다.

시험예 2: 마그네슴 합금 판재의 한계 듬 높이 측정

한계 동 높이는 실시예 및 비교예의 각 마그네슘 합금 판재를 상부 다이와 하부 다이 사이에 삽입하고， 각 시험편의 외주부를 5kN 의 힘으로 고정하였으며， 윤활유는 공지의 프레스유를 사용하였다. 그리고, 30 誦의 직경을 가지는 구형 펀치를 사용하여 5 내지 10 隱 /niin 의 속도로 변형을 가해주었고, 각 시험편이 파단될 때까지 펀치를 삽입한 뒤, 이러한 파단 시의 각 시험편의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다.

도 5 는 실시예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재를 한계 돔 높이 측정한 결과의 사진이다.

시험예 3: 결정립 방위 분석

실시예 1 및 비교예 1 에서 제조한 마그네슘 합금 판재를 X D 분석기로 각각의 결정립들의 결정 방위를 확인하여 각각 도 6 및 도 7 에 나타내었다.

실시예 1(도 6)의 경우, 등고선이 넓게 퍼져있고, 판재내 결정립들의 결정방위가 넓게 다양하게 존재함을 확인할 수 있다. 따라서, 실시예 1 의 성형성이 우수함을 확인할 수 있다. 반면， 비교예 K도 7)의 경우， (0001) peak가 몰려있는 것을 확인할 수 있다.

실시예 1 의 EBSD 사진을 촬영하여 도 8 에 나타내었다. <b>에서 나타나듯이, 각 결정립들마다 mi sor i entat i on 값들이 고루 분포하는 것을 알 수 있고， 각 결정립들이 다양한 결정방위를 가지고 있음을 확인할 수 있다.

실시예 2

A1： 3%, Zn : 1%， Ca : 1% , Mn : 0.3% , 및 잔부는 마그네슘과 불가피한 불순물을 포함하는 모합금을 준비하였다.

상기 모합금을 주조하여 주조재를 제조하였다. 상기 주조재를 350 ^° C에서 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 후열처리하였다.

마지막으로 상기 후열처리된 압연재에 스킨 패스를 실시하여 마그네슘 판재를 제조하였고， 상기 스킨 패스 실시 은도 및 압하율은 하기 표 1과 같다.

시험예 4: 스킨 패스 압하율 및 은도에 따른 기계적 물성 비교 실험 【표 1】 압연 압하율 ( ^< ¾ 항복강도 (MPa 최대인장 연신율 (% 한계돔높 온도 ( ^° C ) ) 강도 (MPa ) 이

) ) (LDH, mm) 실시예 2a 250 5 202 257 22 8.1 실시예 2b 9 21 1 254 22 8.0 2

실시예 2c 15 252 272 16 7.3 비교예 2a 22 272 289 8.6 7.0 비교예 2b 300 X 140 233 23 8-9

7 203 253 22 8 실시예 2d

실시예 2e 12 247 267 18 7.3 비교재 2c 17 247 . 272 10 7.3 상기 표 1 에 개시된 바와 같이， 성분 및 조성이 동일한 마그네슘 합금에 스킨 패스를 실시한 결과， 성형성의 큰 변화 없이 항복 강도를 향상시킨 것을 알 수 있다. 보다 구체적으로， 성형성이란 연신율 및 한계듬 높이의 수치로 비교할 수 있다.

더해서， 이는 집합 강도의 변화를 최소화함으로써 , 성형성을 확보할 수 있었던 것이며 , 상기 집합 강도는 본원 도 10에 개시된 바와 같다.

도 10 는 본원 실시예 및 비교예의 (0001)면의 집합 강도를 나타낸 것이다.

상기 도 10 에 개시된 바와 같이, 비교예 2a 및 2c 의 경우, 집합 조직의 강도 변화가 큰 결과， 상기 표 1 에 개시된 바와 같이 항복 강도는 증가한 것을 알 수 있다. 다만， 연신율이 급격하게 저하됨으로써 성형성이 다소 감소될 것을 알 수 있다.

따라서， 상기 표 1 및 본원 도 10 에 개시된 바와 같이 , 본원은 집합 조직의 강도 변화를 최소화 하며 성형성을 확보할 수 있는 것을 확인하였다. 실시예 3

실시예. 1 과 비교하여， 하기 표 2 에 개시된 조건만 달리하여 마그네슴 합금 판재를 제조하였다. 그 결과， 실시예 3 에 의해 제조된 마그네슴 합금 판재의 기계적 물성을 하기 표 3에 개시하였다.

【표 21

【표 3]

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대체용지 (규칙 제 26조) 실시예 3d 13 1 155 7.5

실시예 3e 21 1 157 8

실시예 3f 25 1 154 9.9

실시예 3g 16 0.7 151 9

실시예 3h 15 3 155 9. 1

실시예 3i 17 1 164 9

비교예 3a 10 0.7 188 2.5

비교예 3b 11 0.6 155 5

비교예 3c 40 1.5 145 5. 1

비 H예 3d 8 1 166 4.9 그 결과, 균질화 소둔 시간, 압연 온도， 및 증간 소둔 온도 조건을 만족하지 못한 비교예 3a 내지 3d 의 경우， 본원 실시예에 비해 성형성이 열위함을 확인하였다. 뿐만 아니라, 항복강도도 본원 실시예에 열위함을 알 수 있다. 비교예 3c 의 경우， 결정립 크기 40 수준으로 다른 비교예에 비해 비교적 성형성이 우수하였으나， 본원 실시예에 미치지 못하는 수준이었다.

본 발명은 상기 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

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대체용지 (규칙 제 26조)