WO2020067704A1 - 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법 - Google Patents

마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법 Download PDF

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박준호
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a magnesium alloy plate and its manufacturing method.
  • Magnesium has a HCP structure with a crystalline structure, and the c / a ratio of the unit cell is higher than that of a material having a different HCP structure, so only the basal slip system ⁇ 0001 ⁇ ⁇ 11-20> can be activated at room temperature.
  • the C-axis of the HCP is aligned with the thickness direction of the rolled sheet material, thereby making it difficult to accommodate the C-axis deformation.
  • the aggregate structure of the magnesium alloy sheet can be dispersed, and activation of the non-bottom slip system can be facilitated. Accordingly, it is intended to secure moldability at the level of aluminum alloy for automobiles.
  • Magnesium alloy plate material which is an embodiment of the present invention, Zn: 0.1 to 1.5% by weight, Gd: 0.08 to 0.7% by weight, residual Mg and other unavoidable impurities with respect to 100% by weight, may satisfy the following relationship 1 .
  • relational expression 1 may be 3.0 or more and 15.0 or less.
  • relational expression 1 may be 3.0 or more and 13.0 or less.
  • Mn 0.3% by weight (excluding 0% by weight) may further include.
  • the magnesium alloy plate material includes a secondary phase, and the number of secondary phases per 40000 ⁇ m 2 of the magnesium alloy plate material may be 1 to 20.
  • the average particle diameter of the secondary phase may be 0.1 to 3 ⁇ m.
  • the average grain size of the magnesium alloy plate material may be 5 to 30 ⁇ m.
  • the limit dome height (LDH) of the magnesium alloy plate may be 10.5 mm or more.
  • the magnesium alloy plate material may have an edge crack of 5 mm or less.
  • the magnesium alloy plate material may have a maximum aggregate strength with respect to the (0001) plane of 4.5 or less.
  • a method of manufacturing a magnesium alloy sheet based on 100% by weight, Zn: 0.1 to 1.5% by weight, Gd: 0.08 to 0.7% by weight, residual Mg and other unavoidable impurities by casting an alloy melt
  • a step of preparing a cast material, a step of homogenizing heat treatment of the cast material, a step of preparing a rolled material by rolling the homogenized heat-treated cast material, and a step of final annealing the rolled material, wherein the alloy molten metal is Equation 1 can be satisfied.
  • relational expression 1 may be 3.0 or more and 15.0 or less.
  • relational expression 1 may be 3.0 or more and 13.0 or less.
  • Mn 0.3% by weight (excluding 0% by weight) or less may be further included.
  • the step of homogenizing heat treatment of the cast material may be performed in a temperature range of 300 to 500 ° C.
  • the step of preparing the rolled material may be rolled in a temperature range of 150 to 350 ° C.
  • it can be rolled at a reduction ratio of more than 0 and 30% or less per rolling.
  • gadolium (Gd) and zinc (Zn) By controlling the relationship between gadolium (Gd) and zinc (Zn), it is possible to secure moldability at the level of an aluminum alloy for automobiles.
  • 1 shows a state diagram of the Mg-Gd binary system.
  • Figure 2 shows the maximum high capacity of Gd according to the added element at 400 °C.
  • Figure 3 shows the observation of the microstructure of each step of Example 1 and Comparative Example 4 with an optical microscope (Optical Microscopy).
  • Figure 4 shows the results of the analysis of the (0001) plane of Examples 2 and 3 and Comparative Example 4 by XRD pole viscosity method.
  • Magnesium alloy plate material which is an embodiment of the present invention, may contain Zn: 0.1 to 1.5% by weight, Gd: 0.08 to 0.7% by weight, residual Mg, and other unavoidable impurities relative to 100% by weight.
  • Zn may include 0.1 to 1.5% by weight. Specifically, it may be 1 to 1.5% by weight.
  • the effect of dispersing the aggregated structure may increase.
  • the Zn element when the Zn element is less than 0.1% by weight, the effect of improving moldability and rollability may be insignificant. On the other hand, if it is added in excess of 1.5% by weight, the mechanical properties and moldability may be deteriorated due to the secondary phase fraction increase and coarsening.
  • Gd may include 0.08 to 0.7% by weight. Specifically, it may be 0.1 to 0.6% by weight. More specifically, it may be 0.1 to 0.5% by weight.
  • Gd elements can be segregated by being employed at grain boundaries or twin boundaries. Segregation means that solute elements are concentrated in a certain area. Accordingly, in one embodiment of the present invention, it may mean that it is concentrated on a twin boundary or a grain boundary. Thus, the Gd element can be segregated at the aforementioned interfaces.
  • the segregated (Ggregated) element gives a solute dragging effect, and can accelerate the dispersion of aggregates during the rolling and heat treatment processes.
  • the aggregated tissue dispersion effect may be better.
  • the size and fraction of the secondary phases of Mg 5 Gd and MgZn may be increased. In this case, the moldability may be adversely affected.
  • the value of the relational expression 1 ([Zn] / [Gd]) which will be described later, exceeds 0.7 wt%, the content of Zn must also exceed 2.1 wt%. Accordingly, mechanical properties and formability may be deteriorated due to an increase in the secondary phase fraction and coarsening.
  • the magnesium alloy plate material may satisfy the following relationship (1).
  • [Zn] and [Gd] mean the weight percent of each element.
  • the ratio of the weight percent of zinc (Zn) to the weight percent of gadolium (Gd) may be 3.0 or more. Specifically, it may be 3.0 or more and 15.0 or less. Specifically, it may be 13.0 or less. Specifically, by controlling the weight ratio of zinc to gadolium as described above, gadolium and zinc are employed together at the grain boundary, and thus a solid solution strengthening effect may be excellent.
  • the weight ratio of zinc to gadolium is less than 3, the amount of gadolium (Gd) and zinc (Zn) elements that are segregated together at grain boundaries and twin boundaries This can be reduced. Due to this, the degree of solution dragging effect of segregated elements may be lowered. That is, as the amount of segregated solid solution increases, the non-bottom slip system is activated, so that the moldability can be improved.
  • the solution segregation (Solute segregation) is usually a high probability of distribution along the base surface can control the base surface slip (slip).
  • the base surface slip slip since there is no effect on the non-surface slip, the difference in the degree of activation between the two slip systems is reduced, and the probability of non-surface slip activation can be increased.
  • the moldability improvement effect may be negligible.
  • the secondary phase fraction increase and secondary phase coarsening may be caused, which may be detrimental to formability and processability.
  • the magnesium alloy plate may further include manganese in an amount of 0.3% by weight or less (excluding 0% by weight).
  • the Mn component forms a Fe-Mn-based compound, and serves to reduce the content of the Fe component in the plate material. That is, it is easy to control Fe impurities.
  • the reason for limiting the upper limit of the Mn component to 0.3% by weight is that when manganese is added in excess of 0.3% by weight, the Gd solid solubility decreases and moldability decreases.
  • moldability when manganese is included in the above range, moldability may be excellent. More specifically, an alloy having a small addition amount of alloying elements may have excellent bending properties, thermal conductivity, and corrosion resistance.
  • the magnesium alloy plate material includes a secondary phase, and the number of secondary phases per 40000 ⁇ m 2 of the magnesium alloy plate material may be 1 to 20.
  • the secondary phase may be Mg 5 Gd, MgZn, or a combination thereof.
  • the average particle diameter of the secondary phase may be 0.1 to 3 ⁇ m.
  • the average particle diameter and number of secondary phases are the results of controlling the composition range and relational expression 1 of the above-described alloying component.
  • the average grain size of the magnesium alloy plate material may be 5 to 30 ⁇ m.
  • moldability when the average grain size of the magnesium alloy sheet is within the above range, moldability may be more excellent. More specifically, if it is smaller than the above range, room temperature moldability may be deteriorated. If it is larger than the above range, moldability may deteriorate at high temperatures.
  • the limit dome height (LDH) of the magnesium alloy plate may be 10.5 mm or more. Specifically, it may be 11.0 mm or more.
  • the limit dome height means a value derived through the Ericsson test at room temperature. Through the limit dome height, the formability of the material can be compared.
  • the magnesium alloy plate material may have an edge crack of 5 mm or less. More specifically, it may be 1 mm or less.
  • the edge crack means a groove formed at the edge of the surface portion of the magnesium alloy plate.
  • the edge crack may be caused when the workability is low. That is, the higher the moldability, the better the workability, so the edge crack can be reduced.
  • the edge crack of the magnesium alloy plate material according to an embodiment of the present invention may be in the above range.
  • the edge crack when the edge crack is within the above range, moldability may be excellent. More specifically, the edge crack may be caused more by the Al 2 Ca secondary phase, but the alloy according to one embodiment of the present invention does not contain the Ca component, so the above-described secondary phase is reduced, so the edge crack is reduced and formability It is possible to provide an excellent magnesium alloy plate material.
  • the magnesium alloy plate material may have a maximum aggregate strength with respect to the (0001) plane of 4.5 or less. Specifically, it may be 1.0 to 4.5 or less.
  • the fraction of the bottom crystal grains may be small, so that the activation of the non-bottom slip system may be easy. Thereby, the magnesium alloy plate material excellent in moldability can be provided.
  • a method of manufacturing a magnesium alloy sheet based on 100% by weight, Zn: 0.1 to 1.5% by weight, Gd: 0.08 to 0.7% by weight, residual Mg and other unavoidable impurities by casting an alloy melt
  • a step of preparing a cast material, a step of homogenizing heat treatment of the cast material, a step of preparing a rolled material by rolling the homogenized heat-treated cast material, and a step of final annealing the rolled material may be included.
  • the reason for limiting the composition and composition of the molten alloy is the same as the reason for limiting the composition and composition of the magnesium alloy plate described above, and thus will be omitted.
  • the molten metal may satisfy the following relational expression 1.
  • the temperature of the alloy molten metal may be 650 to 750 °C.
  • the magnesium alloy can be cast in the above temperature range.
  • the magnesium alloy may not be melted properly.
  • it may be difficult to manage molten metal at temperatures above 750 ° C due to ignition.
  • a step of preparing a cast material by casting the above-described alloy molten metal may be performed.
  • it can be cast through strip casting, gravity casting, or a combination thereof. However, it is not limited to this.
  • the step of homogenizing heat treatment of the cast material may be performed in a temperature range of 300 to 500 ° C. Specifically, it can be carried out for 1 hour or more.
  • gadolium When the temperature is 300 ° C or higher, solid solution of gadolium (Gd) is possible. In addition, the higher the temperature, the higher the amount of gadolium may increase. However, if it exceeds 500 °C, the surface of the cast material may be oxidized. Therefore, it may not be suitable for the mass production process.
  • the step of preparing the rolled material may be performed in a temperature range of 150 to 350 ° C.
  • a temperature of 150 ° C or higher may be secured to allow rolling without edge cracking. Rolling above 350 ° C does not realistically match mass production.
  • It can be rolled at a reduction ratio of more than 0 and 30% or less per rolling.
  • the rolling reduction refers to dividing the difference between the thickness of the material before passing through the rolling roll and the thickness of the material after passing through the rolling roll by dividing by the thickness of the material before passing through the rolling roll and multiplying by 100.
  • rolling may be performed several times at the rolling reduction rate to be rolled to a final target thickness.
  • the preparing of the rolled material may further include an intermediate annealing of the rolled material.
  • the intermediate annealing step may be performed in a temperature range of 300 to 500 ° C.
  • intermediate annealing can be performed after two continuous rolling. Alternatively, intermediate annealing may be performed after three consecutive rollings. Alternatively, it can be rolled without intermediate annealing.
  • the final annealing of the rolled material may be performed in a temperature range of 300 to 500 ° C.
  • Recrystallization can be easily formed by final annealing under the above conditions.
  • the Ericsson value of the magnesium alloy plate manufactured through the above-described process may be 10.5 mm or more. Specifically, it may be 11.0 mm or more.
  • the above value may mean a room temperature formability similar to that of a conventional aluminum metal.
  • the molten metal was cast by a strip casting method to prepare a cast material.
  • the cast material was subjected to a homogenization heat treatment at 400 ° C. for 7 hours.
  • the homogenized heat-treated cast material was rolled at 300 ° C at a rolling reduction rate of about 20% per rolling. Intermediate annealing was also performed in the middle of the rolling. Specifically, it was performed at 400 ° C. for 1 hour.
  • the thickness of the magnesium alloy sheet produced as described above was 0.4 to 1.8 mm.
  • Magnesium alloy plates of 50 to 60 mm in size were used for the width and length, and lubricant was used on the outer surface of the plates to reduce friction between the plate and the spherical punch.
  • the outer periphery of the plate was fixed with a force of 10 kN, and then a speed of 5 mm / min using a dome punch having a diameter of 20 mm. Deformation was applied to the plate. Subsequently, a punch was inserted until the plate material was broken, and then the deformation height of the plate material at the time of fracture was measured.
  • the deformation height of the plate is measured as the Ericsson value or the limit dome height (LDH). From this, the moldability of the plate material can be compared. Specifically, the higher the deformation height of the magnesium alloy plate, the larger the Ericsson value, and may be excellent in moldability.
  • one embodiment of the present invention may not include aluminum.
  • employment of Gd may not be possible.
  • 1 shows a state diagram of the Mg-Gd binary system.
  • Figure 1 is a state diagram of Mg-Zn 0.5 wt% -xGd, it can be seen the high Gd capacity at 400 °C.
  • FIG. 2 can be derived by drawing a state diagram according to each element content.
  • Figure 2 shows the maximum high capacity of Gd according to the added element at 400 °C.
  • FIG. 2 shows the measurement of the amount of Gd that can be employed when the state diagrams of Al, Zn, and Mg 3 elements are prepared as in the Mg-Gd binary system diagram of FIG. 1.
  • an embodiment of the present invention may not include aluminum.
  • aluminum may be present as an impurity level.
  • aluminum may be included in an amount of 0.005% by weight or less.
  • the present embodiment may have a level of moldability similar to that of aluminum.
  • Al5083 has an Ericsson value of about 12 mm at room temperature.
  • Figure 3 shows the observation of the microstructure of each step of Example 1 and Comparative Example 4 with an optical microscope (Optical Microscopy).
  • Example 1 can be visually confirmed that the number of secondary phases is significantly less than that of Comparative Example 4. More specifically, in Example 1, it can be seen that the number of secondary phases per area of 40000 ⁇ m 2 is less than about 20. On the other hand, the comparison 4 can be seen that more than the example of 50 to 100 levels per area.
  • the secondary phase is Mg 5 Gd and MgZn.
  • the particle size of the secondary phase is greater than that of the example, and the fraction of the secondary phase can be confirmed.
  • Figure 4 shows the results of the analysis of the (0001) plane of Examples 2 and 3 and Comparative Example 4 by XRD pole viscosity method.
  • the pole figure is a stereoscopic projection of the direction of the arbitrarily fixed crystal coordinate system to the specimen coordinate system. That is, the poles for the (0001) planes of crystal grains of various orientations can be displayed in a reference coordinate system, and the pole figure can be represented by drawing a density contour line according to the pole density distribution. At this time, the pole is fixed in a specific lattice direction by the Bragg angle, and multiple poles may be displayed for a single crystal.
  • the density distribution value of the contour line represented by the pole figure method is expressed numerically as the maximum aggregate strength for the (0001) plane.
  • the maximum aggregate strength value is smaller, it means that the crystal grains of various orientations are distributed and the fraction of the bottom crystal grains is small, so that the formability is excellent.
  • Example 3 has a slightly higher maximum aggregate strength value than Comparative Example 4.
  • Example 3 has similar poles and shapes as compared with Comparative Example 4.
  • Methods for improving the workability of the magnesium alloy sheet include dispersing aggregates and activating non-bottom slip systems. Specifically, in Example 3 and Comparative Example 4, considering that the pole shape is similar, it can be derived that the orientation of the crystal grains is relatively random.
  • Comparative Example 4 is a case where more than the range of gadolium (Gd) according to an embodiment of the present invention is added. As a result, the Zn / Gd value of Comparative Example 4 was 1.28, resulting in a value of less than 3. That is, it can be seen that Comparative Example 4 does not satisfy the composition of gadolium and the value of relational expression 1 (Zn / Gd) according to one embodiment of the present invention.
  • the value according to Equation 1 is less than 3, the amount of gadolium and zinc segregated together at the grain boundary or the grain boundary may be reduced, and thus the activation of the non-surface slip system may be reduced.
  • the moldability of the alloy plate material with better activation of the non-bottom slip system may be better. Further, the moldability of the alloy plate material having a smaller fraction of the secondary phase and a smaller size may be better.
  • the non-bottom slip system can be activated.
  • the content of the gadolium (Gd) component decreases, the fraction of the secondary phase decreases, so the deformation behavior may be easy.

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Abstract

마그네슘 합금 판재 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재에 관한 것이다. [관계식 1] [Zn]/[Gd] ≥ 3.0 (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)

Description

마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법
본 발명의 일 구현예는 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 세계적으로 이산화탄소 배출에 대한 규제가 엄격하게 이루어지고 있는 실정에서, 자동차 산업에서의 차체 경량화는 필수 조건이 되었다. 이에 경량화를 위한 여러 연구가 진행되고 있으며, 이 중 구조용 재료로써 가장 가벼운 마그네슘에 대한 관심도 높은 편이다.
다만, 마그네슘 합금을 여러 산업분야에 적용하려면 성형성과 내식성을 개선할 필요가 있다. 우선, 내식성은 최근 다양한 표면처리 기법이 개발되어 어느 정도 극복 가능한 수준이다. 그러나 마그네슘의 저성형성은 제품 개발에 제약을 가져온다. 마그네슘의 저성형성의 이유는 다음과 같다.
마그네슘은 결정구조가 HCP구조이고, unit cell의 c/a비가 다른 HCP구조를 갖는 소재 대비 높아 상온에서는 Basal slip계 {0001}<11-20> 만 활성화 가능하다. 특히, 압연 혹은 압출된 소재의 경우, HCP의 C축이 압연판재의 두께방향과 나란히 함으로써, C축 변형 수용을 더 어렵게 만든다. 이와 같은 마그네슘 합금의 저성형을 극복하기 위해 여러 기술이 개발되었다.
특히, 공정을 통한 개선 중 상하부 압연롤의 속도를 달리하는 이속압연, ECAP 공정, 마그네슘 판재의 공정(eutectic) 온도 근처에서의 압연과 같은 고온 압연법 등이 있다. 하지만, 이 모든 공정은 상용화와 거리가 멀다. 또한, 상온 성형성이 부족하여 온간 성형을 실시하지만, 이 때의 부가적인 비용도 큰 문제가 있다.
이에, 합금 조성을 제어하여 고성형의 마그네슘 합금재를 발현하려는 노력도 있다. 선행특허(공개번호: 2012-0055304)의 경우 Zn: 1~10중량%, Ca: 0.1~5중량%를 함유한 마그네슘 판재를 개시하였으나, 이의 경우 후술하는 본 발명의 일 구현예와 같이 스트립 캐스팅 공법에는 적용할 수 없는 문제가 있다. 이에, 양산성이 결여되고, 장시간 주조 시 주물재와 롤 간 융착 현상으로 인해 장시간 주조가 어렵다.
또한, 선행특허(출원번호: 2015-0185017)는 기존의 Al: 3 중량%, Zn: 중량 1%, Ca: 중량 1% 합금을 공정 개선을 통해 한계돔 높이 7mm 이상의 고성형을 얻을 수 있었다. 다만, Ca이 첨가된 합금의 경우, 공정 중에 고온 정출상인 Al2Ca상이 생성되어 편석대로 형성되기 쉽다. 편석대는 성형성에 악영향을 미치는 문제가 있다.
가돌륨(Gd)과 아연(Zn)의 관계를 제어하여, 마그네슘 합금 판재의 집합 조직을 분산시키고, 비저면 슬립계의 활성화가 용이할 수 있다. 이에 따라, 자동차용 알루미늄 합금 수준의 성형성을 확보하고자 한다.
본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다.
더 구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 13.0 이하일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)이하를 더 포함할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2 당 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개일 수 있다.
이때, 상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내일 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 구현예인 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계, 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계, 및 상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함하고, 상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다.
더 구체적으로, 상기 관계식 1은 3.0 이상 및 13.0이하일 수 있다.
상기 합금 용탕 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외) 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 5시간 이상 동안 실시할 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 150 내지 350℃ 온도 범위에서 압연할 수 있다.
구체적으로, 압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연할 수 있다.
가돌륨(Gd)과 아연(Zn)의 관계를 제어하여, 자동차용 알루미늄 합금 수준의 성형성을 확보할 수 있다.
도 1은 Mg-Gd 이원계의 상태도를 나타낸 것이다.
도 2는 400℃에서 첨가 원소에 따른 Gd의 최대 고용량을 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1과 비교예 4의 단계별 미세조직을 광학현미경(Optical Microscopy)으로 관찰하여 나타낸 것이다.
도 4는 실시예 2 및 3과 비교예 4의 (0001)면을 XRD 극점도법으로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 구현예를 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 예시로서 제시되는 것으로, 이에 의해 본 발명이 제한되지는 않으며 본 발명은 후술할 청구범위의 범주에 의해 정의될 뿐이다.
본 발명의 일 구현예인 마그네슘 합금 판재는 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서 마그네슘 합금 판재의 성분 및 조성을 한정한 이유를 설명한다.
Zn은 0.1 내지 1.5중량%만큼 포함할 수 있다. 구체적으로는, 1 내지 1.5 중량%일 수 있다.
Zn 원소는 구체적으로, 후술하는 Gd 원소와 같이 결정립계 또는 쌍정계에 고용될 경우, 집합 조직 분산효과가 커질 수 있다.
구체적으로, Zn 원소가 0.1중량% 미만일 경우, 성형성 및 압연성 향상 효과가 미미할 수 있다. 한편 1.5중량%를 초과하여 첨가할 경우, 이차상 분율 증가와 조대화로 인해 기계적 물성 및 성형성이 저하될 수 있다.
Gd은 0.08 내지 0.7중량% 만큼 포함할 수 있다. 구체적으로는, 0.1 내지 0.6중량%일 수 있다. 더 구체적으로는, 0.1 내지 0.5중량%일 수 있다.
Untwinned
twin
Gd원소는 결정립계(grain boundary) 혹은 쌍정계(twin boundary)에 고용되어 편석(segregation) 될 수 있다. 편석이라 함은, 용질 원소들이 어느 특정부위에 몰려서 존재하는 것을 의미한다. 이에, 본 발명의 일 구현예에는 쌍정입계(twin boundary) 혹은 결정립계(grain boundary)에 몰려서 존재한다는 것을 의미할 수 있다. 이에, Gd원소는 전술한 계면들에 편석될 수 있다.
구체적으로, 편석(Segregation)된 Gd원소는 고용 견인 효과(solute dragging effect)를 주며, 압연 및 열처리 공정 중 집합조직 분산화를 가속화 시킬 수 있다. 전술한 바와 같이, Zn 원소와 같이 고용될 경우 집합 조직 분산효과가 더 우수할 수 있다.
다만, 0.08중량% 미만일 경우, 고용 강화 효과가 미미할 수 있다.
0.7중량%를 초과하여 첨가하는 경우, Mg5Gd 및 MgZn 이차상의 크기와 분율이 커질 수 있다. 이의 경우, 성형성에 열위한 영향을 미칠 수 있다. 또한, 0.7중량%를 초과함에 따라 후술하는 관계식 1([Zn]/[Gd])의 값이 3.0 이상이 되려면 Zn의 함량 또한 2.1중량%를 초과하여야 한다. 이에 따라, 이차상 분율 증대와 조대화로 인해 기계적 물성 및 성형성이 저하될 수 있다.
이때, 상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3.0
이때, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
구체적으로, 가돌륨(Gd)의 중량%에 대한 아연(Zn)의 중량%의 비는 3.0 이상일 수 있다. 구체적으로, 3.0 이상 및 15.0 이하일 수 있다. 구체적으로, 13.0 이하일 수 있다. 구체적으로, 가돌륨에 대한 아연의 중량비를 상기와 같이 제어함으로써, 입계에 가돌륨과 아연이 같이 고용되어 고용 강화 효과가 우수할 수 있다.
보다 더 구체적으로, 가돌륨에 대한 아연의 중량비가 3 미만일 경우, 결정입계(grain boundary) 및 쌍정입계(twin boundary)에 같이 편석(segregation)되는 가돌륨(Gd)과 아연(Zn) 원소의 양이 감소될 수 있다. 이로 인해, 편석(segregation)되어 있는 원소들의 고용 강화 효과(solute dragging effect) 정도가 낮아질 수 있다. 즉, 고용된 편석의 양이 많을수록 비저면 슬립계가 활성화되어, 성형성이 우수해질 수 있다.
이때, 고용 편석(Solute segregation)은 통상적으로 기저면을 따라 분포할 확률이 높아 기저면 슬립(slip)을 제어할 수 있다. 반면, 비저면 슬립(slip)에는 영향이 없기 때문에 두 슬립(slip) 시스템간 활성화 정도의 격차가 줄어들면서, 비저면 슬립(slip) 활성화 확률이 높아질 수 있다.
다만, 15 초과일 경우에는 가돌륨이 너무 적게 포함되거나 아연이 너무 많이 포함될 수 있다. 이의 경우 성형성 향상 효과가 미미할 수 있다. 또는, 이차상 분율 증대 및 이차상 조대화 현상이 유발되어 성형성 및 가공성에 불리할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 망간을 0.3중량% 이하(0중량% 제외)로 더 포함할 수 있다.
Mn 성분은 Fe-Mn계 화합물을 형성하여, 판재 내 Fe성분의 함량을 저감하는 역할을 한다. 즉, Fe 불순물 제어에 용이하다.
다만, Mn 성분의 상한값을 0.3중량%로 한정하는 이유는 망간을 0.3중량% 초과하여 첨가하면 Gd 고용도가 작아져 성형성이 저하되기 때문이다.
구체적으로, 망간을 상기 범위만큼 포함하는 경우 성형성이 우수할 수 있다. 더 구체적으로, 합금 원소의 첨가량이 적은 합금일수록 벤딩성, 열전도성, 및 내식성이 모두 우수할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고, 상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2 당 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개일 수 있다.
이때, 상기 이차상은 Mg5Gd, MgZn, 또는 이들의 조합일 수 있다.
상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛일 수 있다.
구체적으로, 이차상의 평균 입경과 개수는 전술한 합금 성분의 조성 범위와 관계식 1을 제어한 데에 따른 결과이다. 이차상의 평균 입경과 개수를 상기 범위로 제어하여, 비저면 슬립계의 활성화를 향상시킬 수 있다. 이로 인해, 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛일 수 있다.
구체적으로, 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경이 상기 범위일 경우, 성형성이 더 우수할 수 있다. 더 구체적으로, 상기 범위보다 작은 경우 상온 성형성이 저하될 수 있다. 상기 범위보다 큰 경우에는 고온에서 성형성이 저하될 수 있다.
이에 따라, 상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상일 수 있다. 구체적으로는, 11.0mm 이상일 수 있다.
본 명세서에서 한계돔높이(LDH)란, 상온에서의 에릭슨 시험을 통해 도출되는 값을 의미한다. 한계돔높이를 통해 재료의 성형성을 비교할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내일 수 있다. 보다 구체적으로, 1mm 이하일 수 있다.
엣지 크랙이란, 마그네슘 합금 판재 표면부의 가장자리에 형성된 홈을 의미한다. 상기 엣지 크랙은 가공성이 낮을 경우에 유발될 수 있다. 즉, 성형성이 높은 합금일수록 가공성이 좋기 때문에 엣지 크랙이 저감될 수 있다.
이에 따라, 본 발명의 일 구현예에 따른 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 상기 범위일 수 있다. 상술한 바와 같이, 엣지 크랙이 작을수록 가공성이 좋기 때문에 하한을 한정하지 않는다.
이에, 엣지 크랙이 상기 범위일 경우, 성형성이 우수할 수 있다. 보다 구체적으로, 엣지 크랙은 Al2Ca 이차상에 의해 더 많이 유발될 수 있으나, 본 발명의 일 구현예에 의한 합금은 Ca 성분을 포함하지 않아 전술한 이차상이 없으므로 엣지 크랙이 저감되어 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하일 수 있다. 구체적으로는, 1.0 내지 4.5 이하일 수 있다.
(0001)면에 대한 집합 강도가 상기 범위일 경우, 저면 결정립의 분율이 적어 비저면 슬립계의 활성화가 용이할 수 있다. 이에 따라, 성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재를 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 구현예인 마그네슘 합금 판재의 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계, 상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계, 및 상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 합금 용탕의 성분 및 조성을 한정한 이유는 전술한 마그네슘 합금 판재의 성분 및 조성을 한정한 이유와 같으므로 생략한다.
상기 합금 용탕을 준비하는 단계에서, 상기 용탕은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[Zn]/[Gd] ≥ 3
단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
상기 합금 용탕의 온도는 650 내지 750℃ 일 수 있다.
구체적으로, 마그네슘 합금은 상기 온도 범위에서 주조할 수 있다.
더 구체적으로, 650℃ 미만에서는 마그네슘 합금의 용융이 제대로 이루어 지지 않을 수 있다. 한편, 750℃ 초과에서는 발화로 인해 용탕 관리가 힘들 수 있다.
전술한 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계를 실시할 수 있다.
구체적으로는, 스트립 캐스팅, 중력 주조, 또는 이들의 조합을 통해 주조할 수 있다. 다만, 이에 제한하는 것은 아니다.
이후, 상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계를 실시할 수 있다.
상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다. 구체적으로, 1시간 이상 동안 실시할 수 있다.
온도가 300℃ 이상이어야 가돌륨(Gd) 원소의 고용이 가능하다. 또한 온도가 높을수록 가돌륨의 고용량이 증가할 수 있다. 다만, 500℃를 초과하는 경우, 주조재 표면이 산화될 수 있다. 이에, 양산 공정에 적합하지 않을 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 150 내지 350℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 150℃ 이상의 온도가 확보되어야 엣지 크랙 없이 압연이 가능할 수 있다. 350℃ 를 초과하여 압연하는 것은 현실적으로 양산성에 부합하지 않는다.
압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연할 수 있다.
본 명세서에서 압하율이란, 압연 시 압연 롤을 통과하기 전의 재료의 두께와 압연 롤을 통과한 후의 재료의 두께의 차이를 압연 롤을 통과하기 전의 재료의 두께로 나눈 후 100을 곱한 것을 의미한다.
구체적으로, 상기 압하율로 압연을 수 회 실시하여 최종 목표 두께까지 압연할 수 있다.
상기 압연재를 준비하는 단계는, 상기 압연재를 중간 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 중간 소둔하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 10분 내지 15시간 동안 실시할 수 있다.
구체적으로, 2회 연속 압연 후 중간 소둔을 실시할 수 있다. 또는, 3회 연속 압연 후 중간 소둔을 실시할 수 있다. 또는, 중간 소둔 없이 압연할 수 있다.
더 구체적으로, 상기 온도 범위에서 중간 소둔을 실시하는 경우, 압연 시 발생한 응력을 충분하게 해소할 수 있다.
상기 압연재를 최종 소둔하는 단계는, 300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.
구체적으로, 10분 내지 15시간 동안 실시할 수 있다.
상기 조건에서 최종 소둔함으로써 재결정을 용이하게 형성할 수 있다.
전술한 공정을 통해 제조한 마그네슘 합금 판재의 에릭슨 값이 10.5mm 이상일 수 있다. 구체적으로는, 11.0mm 이상일 수 있다.
상기 값은 종래 알루미늄 금속과 유사한 수준의 상온 성형성을 의미할 수 있다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
하기 표 1에 개시된 합금 성분의 중량%에 따라 실시예 및 비교예의 합금 용탕을 준비하였다.
이후, 상기 용탕을 스트립 캐스팅법으로 주조하여 주조재를 준비하였다.
이후, 상기 주조재를 400℃에서 7시간 동안 균질화 열처리하였다.
상기 균질화 열처리된 주조재를 300℃에서 압연 1회 당 약 20%의 압하율로 압연하였다. 상기 압연 중간에 중간 소둔도 실시하였다. 구체적으로, 400℃에서 1시간 동안 실시하였다.
마지막으로, 상기 압연재를 400℃에서 1시간 동안 최종 소둔하였다.
이와 같이 제조된 마그네슘 합금 판재의 두께는 0.4 내지 1.8mm였다.
또한, 실시예 및 비교예의 에릭슨값은 하기와 같이 측정하여 나타내었다.
에릭슨 값 측정 방법
가로, 세로 각각 50 내지 60mm 크기의 마그네슘 합금 판재를 사용하였으며, 판재의 겉면에는 판재와 구형 펀치간의 마찰을 감소시키기 위해 윤활제를 사용하였다.
이때, 다이 및 구형 펀치의 온도는 상온으로 하여 테스트를 실시하였다.
보다 더 구체적으로, 마그네슘 합금 판재를 상부 다이와 하부 다이 사이에 삽입한 후, 상기 판재의 외주부를 10kN의 힘으로 고정하였고, 이후 20mm의 직경을 가지는 구형(dome) 펀치를 사용하여 5mm/min의 속도로 상기 판재에 변형을 가해주었다. 이후, 상기 판재가 파단될 때까지 펀치를 삽입한 뒤, 파단 시 판재의 변형 높이를 측정하는 방식으로 수행하였다.
이렇게 측정한 판재의 변형 높이를 에릭슨 값 또는 한계돔높이(LDH)라고 한다. 이로부터 판재의 성형성을 비교할 수 있다. 구체적으로는, 마그네슘 합금 판재의 변형 높이가 높을수록 에릭슨 값이 크며, 성형성이 우수할 수 있다.
Figure PCTKR2019012409-appb-T000001
먼저, 표 1에 개시되어 있듯이, 본 발명의 일 구현예는 알루미늄을 포함하지 않을 수 있다. 알루미늄을 포함하는 경우, Gd 고용이 불가능할 수 있다.
이는, 본원 도 1 및 2에서도 확인할 수 있다.
도 1은 Mg-Gd 이원계의 상태도를 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 1은 Mg-Zn0.5중량%-xGd의 상태도 이며, 400℃에서의 Gd고용량을 알 수 있다. 또한, 도 1과 같이 각 원소 함량에 따른 상태도를 그려서 도 2를 도출할 수 있다.
도 2는 400℃에서 첨가 원소에 따른 Gd의 최대 고용량을 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 2는 도 1의 Mg-Gd 이원계 상태도처럼 Al, Zn, Mg 3원소의 상태도를 작성하였을 때, 고용 가능한 Gd 양을 측정하여 나타낸 것이다.
도 2에 도시된 바로부터, 알루미늄을 포함하는 경우, Gd 고용이 불가능한 것을 확인할 수 있다. 이에 전술하였듯이, 본 발명의 일 구현예는 알루미늄을 포함하지 않을 수 있다. 다만, 불순물 수준으로는 알루미늄이 존재할 수 있다.
더욱 구체적으로 알루미늄을 0.005중량% 이하로 포함할 수 있다.
또한, 표 1에 개시되어 있듯이, 가돌륨(Gd)과 아연(Zn)을 같이 포함하고, 가돌륨에 대한 아연의 중량비가 3 이상인 본원 실시예의 경우 에릭슨 값이 우수한 결과를 알 수 있다.
한편, Gd을 단독으로 포함하는 비교예 1의 경우 상온 에릭슨 값이 4.6mm 로 본원 실시예에 비해 성형성이 낮은 결과를 확인할 수 있다.
한편, 비교예 2와 같이 Gd과 Zn을 모두 포함하는 경우, 비교예 1에 비해 에릭슨 값이 현저하게 증가한 것을 알 수 잇다. 이는, Gd과 Zn이 같이 고용되어 입계에 편석되면서 고용 강화 효과가 발현되었기 때문이다.
다만, 비교예 2의 경우, Zn/Gd (관계식 1)의 값이 3 미만인 것을 알 수 있다. 그 결과, 비교예 1에 비해서는 에릭슨 값이 우수하나, 실시예에 비해서는 에릭슨 값이 열위한 것을 확인할 수 있다.
보다 구체적으로, 본원 실시예는 알루미늄과 유사한 수준의 상온 성형성일 수 있다. 상용되는 알루미늄 합금 중 Al5083은 상온에서의 에릭슨 값이 약 12mm 수준이다.
이와 같은 실시예의 특성은 본원 도 3 및 4를 통해서도 확인할 수 있다.
도 3은 실시예 1과 비교예 4의 단계별 미세조직을 광학현미경(Optical Microscopy)으로 관찰하여 나타낸 것이다.
구체적으로, 도 3의 열처리 후 사진에 도시되어 있듯이, 실시예 1은 비교예 4에 비해 이차상의 개수가 현저하게 적은 것을 육안으로도 확인할 수 있다. 더 구체적으로, 실시예 1의 경우 면적 40000㎛2 당 이차상의 개수가 약 20개 이하로 적은 것을 알 수 있다. 한편, 비교에 4는 같은 면적 당 50 내지 100개 수준으로 실시예보다 많은 것을 알 수 있다.
이때, 상기 이차상은 Mg5Gd 및 MgZn이다.
또한, 실시예에 비해 비교예에서 조대한 입경의 이차상이 더 많이 포함된 것을 확인할 수 있다.
비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 따른 가돌륨(Gd)의 범위보다 많이 첨가한 결과, 실시예보다 이차상의 입경이 조대하고 이차상의 분율이 많은 결과를 확인할 수 있다.
이에 따라, 앞서 표 1에서도 개시하였듯이, 비교예 4의 상온 에릭슨 값은 9.3mm인 데 반해, 실시예 1의 상온 에릭슨 값은 11.0mm로 상온 성형성이 더 우수함을 알 수 있다.
즉, 본원 실시예와 같이 가돌륨(Gd)의 조성 범위와 가돌륨과 아연과의 관계식(Zn/Gd)를 통해 이차상의 분율과 크기를 제어하여 변형 거동을 방해하는 인자를 줄일 수 있다.
이와 같은 특성은 도 4를 통해서도 확인할 수 있다.
도 4는 실시예 2 및 3과 비교예 4의 (0001)면을 XRD 극점도법으로 분석한 결과를 나타낸 것이다.
XRD 극점도법을 통해 결정립의 결정방위에 따른 집합조직을 나타낼 수 있다.
구체적으로, 극점도는 임의로 고정된 결정좌표계의 방향을 시편 좌표계에 스테레오 투영하여 나타낸 것이다. 즉, 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 값을 수치로 표현한 것을 (0001)면에 대한 최대 집합 강도라 할 수 있다.
이에, 최대 집합 강도 값이 작을수록 다양한 방위의 결정립이 분포하고, 저면 결정립의 분율이 적어 성형성이 우수함을 의미한다.
다만, 도 4에 도시된 바와 같이, 실시예 3은 비교예 4에 비해 최대 집합 강도 값이 소폭 높은 것을 알 수 있다. 뿐만 아니라, 실시예 3은 비교예 4와 비교하여 극점도 모양도 비슷한 것을 알 수 있다.
마그네슘 합금 판재의 가공성을 향상시키는 방법에는 집합 조직을 분산시키는 방법과 비저면 슬립계를 활성화시키는 방법이 있다. 구체적으로, 실시예 3 과 비교예 4는 극점도 모양이 비슷한 것으로 미루어 보아, 결정립들의 방위가 비교적 랜덤한 것을 도출할 수 있다.
다만, 표 1에서 전술한 바와 같이, 비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 따른 가돌륨(Gd)의 범위보다 많이 첨가한 경우이다. 그 결과, 비교예 4의 Zn/Gd 값은 1.28로서, 3 미만의 값이 도출되었다. 즉, 비교예 4는 본 발명의 일 구현예에 의한 가돌륨의 조성과 관계식 1(Zn/Gd)의 값을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
가돌륨의 양이 많을 경우 이차상의 크기가 조대화되고, 이차상 분율이 증가하여 성형성이 저하될 수 있다. 이는 앞서 도 3에서 확인한 바와 같다.
뿐만 아니라, 관계식 1에 따른 값이 3 미만일 경우, 결정입계 또는 쌍정입계에 같이 편석되는 가돌륨과 아연의 양이 감소되어 비저면 슬립계 활성화가 저하될 수 있다.
따라서, 앞서 표 1과 도 3 및 도 4에 개시한 바로부터, 비교예 4의 경우 비저면 슬립계 활성화가 저하되어 에릭슨값이 실시예보다 열위한 결과가 도출될 수 있다. 표 1에서 개시하였듯이, 비교예 4의 상온 에릭슨 값은 9.3mm인 데 반해, 실시예 3의 상온 에릭슨 값은 11.1mm 이다.
즉, 결정립의 방위가 랜덤하여 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하인 경우, 비저면 슬립계의 활성화가 더 우수한 합금 판재의 성형성이 더 우수할 수 있다. 또한, 이차상의 분율이 적고 크기가 더 작은 합금 판재의 성형성이 더 우수할 수 있다.
구체적으로, Zn/Gd(관계식 1) 값이 높아질수록 비저면 슬립계를 활성화시킬 수 있다. 뿐만 아니라, 가돌륨(Gd) 성분의 함량이 줄어들면서 이차상의 분율도 줄어들기 때문에 변형 거동이 용이할 수 있다.
또한, 비교예 9와 같이 가돌륨의 조성이 본 발명의 일 구현예에 따른 범위를 만족하지 못하는 경우, 상온에서의 에릭슨 값이 3.5mm 수준이었다.
이의 경우, 가돌륨의 함량이 너무 적어 고용 강화 효과가 미미한 것을 알 수 있다.
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.

Claims (18)

  1. 마그네슘 합금 판재 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  2. 제1항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    15.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  3. 제2항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재.
    [관계식 1]
    13.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  4. 제3항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외) 이하를 더 포함하는 마그네슘 합금 판재.
  5. 제4항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고,
    상기 마그네슘 합금 판재의 면적 40000㎛2 당 대한 이차상의 개수는 1개 내지 20개인 마그네슘 합금 판재.
  6. 제5항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 이차상을 포함하고,
    상기 이차상의 평균 입경은 0.1 내지 3㎛인 마그네슘 합금 판재.
  7. 제6항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 평균 결정입경은 5 내지 30㎛인 마그네슘 합금 판재.
  8. 제7항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재의 한계돔높이(LDH)는 10.5mm 이상인 마그네슘 합금 판재.
  9. 제8항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 엣지 크랙이 5mm 이내인 마그네슘 합금 판재.
  10. 제9항에서,
    상기 마그네슘 합금 판재는 (0001)면에 대한 최대 집합 강도가 4.5 이하인 마그네슘 합금 판재.
  11. 전체 100중량%에 대해, Zn: 0.1 내지 1.5중량%, Gd: 0.08 내지 0.7중량%, 잔부 Mg 및 기타 불가피한 불순물을 합금 용탕을 주조하여 주조재를 준비하는 단계;
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계;
    상기 균질화 열처리된 주조재를 압연하여 압연재를 준비하는 단계; 및
    상기 압연재를 최종 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  12. 제11항에서,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    15.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  13. 제12항에서,
    상기 합금 용탕은 하기 관계식 1을 만족하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
    [관계식 1]
    13.0 ≥ [Zn]/[Gd] ≥ 3.0
    (단, [Zn], [Gd]은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  14. 제11항에서,
    상기 합금 용탕 100중량%에 대해, Mn: 0.3중량%(0중량% 제외)이하를 더 포함하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  15. 제11항에서,
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는,
    300 내지 500℃ 온도 범위에서 실시하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
  16. 제15항에서,
    상기 주조재를 균질화 열처리하는 단계는.
    5시간 이상 동안 실시하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
  17. 제11항에서,
    상기 압연재를 준비하는 단계는,
    150 내지 350℃ 온도 범위에서 압연하는 마그네슘 합금 판재의 제조방법.
  18. 제17항에서,
    상기 압연재를 준비하는 단계는,
    압연 1회 당 0 초과 및 30% 이하의 압하율로 압연하는 마그네슘 합금 판재의 제조 방법.
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