KR20140066413A

KR20140066413A - 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재

Info

Publication number: KR20140066413A
Application number: KR1020120133604A
Authority: KR
Inventors: 이광석; 권용남; 이영선
Original assignee: 한국기계연구원
Priority date: 2012-11-23
Filing date: 2012-11-23
Publication date: 2014-06-02

Abstract

본 발명의 목적은 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재을 제공하는 데 있다. 이를 위하여 본 발명은 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재를 순차적으로 적층한 후, 이를 접합하는 단계(단계 1); 상기 단계 1에서 접합된 판재를 250 내지 300 ℃의 온도로 30 내지 90 분 동안 가열하는 단계(단계 2); 및 상기 단계 2에서 가열된 판재를 압연하는 단계(단계 3);를 포함하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법을 제공한다. 또한, 본 발명은 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 적층된 클래드 판재에 있어서, 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 구비되며, 그 두께가 3 내지 5 ㎛인 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 제조방법으로 제조된 상온접합력이 향상된 클래드 판재를 제공한다. 본 발명에 따른 클래드 판재는 열처리 및 압연공정을 수행함으로써, 상기 공정이 수행되지 않은 경우에 비해 Mg/Al 계면의 접합 강도를 향상시키고, 또한 동시에 마그네슘 파단 발생 연신율을 현저히 높일 수 있다.

Description

상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재{The preparation method of clad sheet improved bonding strength at room temperature and the clad sheet thereby}

본 발명은 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재에 관한 것이다.

일반적으로 클래드 판재(Clad sheet)란 두 가지 이상의 금속재료의 표면을 금속학적으로 접합하여 일체화시킨 적층형의 복합 강판을 지칭하며 건축, 가전, 자동차, 중공업 등에 널리 적용되고 있다. 이러한 클래드 판재에 있어서, 클래드 금속(Cladder 또는 Clad Metal)은 통상 모재 두께의 5 % 내지 20 % 정도를 차지하여 클래드 강판에 기능성 부여 및 사용 환경으로부터 모재를 보호하는 기능(내부식, 내열, 내마모 등)을 수행하고, 모재는 구조물에 작용하는 하중을 지지하는 역할을 수행한다.

이러한 클래드 소재들은 기존의 하나의 금속재료들이 가지고 있던 단점들을 다른 금속소재와 접합함으로써 보완 및 향상시킴으로써 자동차, 주방용품, 항공 등 다양한 분야에 응용되고 있다. 이러한 클래드 소재 제조 공정은 주요 계면 메커니즘에 따라 용융 기반 접합 및 고상 기반 접합으로 구분할 수 있다. 이 중 고상/고상 접합을 이용하는 판재 제조 방식으로는 일반적으로 압연접합법, 폭발용접법, 스폿(spot)용접법, 저항용접법, 브레이징법 등에 의해 제조되는 것으로 알려져 있으며, 고온의 열 또는 고온의 열과 압력을 동시에 가하여 접착면에서의 전단응력 및 열적활성화에 의한 물질의 확산을 통해 접합되어 제조되어 왔다. 특히, 이종금속소재의 압연접합방법의 경우, 특히 기존의 공정을 이용할 수 있다는 공정의 편의성, 생산성 및 소재 조합의 용이함 등을 고려한 경제성 등을 고려하여 가장 많이 이용되고 있다.

한편, 지금까지는 소성가공이 용이하면서 동시에 열전도도가 높은 알루미늄이나 염수에 대한 내부식성이 우수한 티타늄, 또는 내식성과 기계적 특성이 우수한 스테인레스강(stainless steel, 이하 STS)을 이용한 클래드 판재의 제조가 주를 이루어 왔다.

하지만, 최근 들어 지구온난화에 대한 문제가 크게 대두되면서 전 세계적으로 환경보호, 특히 이산화탄소 방출 절감을 위하여 자동차, 항공 분야 등의 여러 가지 산업분야에서 마그네슘과 알루미늄 같은 경량 소재의 적용에 대한 연구가 활발히 진행되고 있다.

이러한 소재의 경량화를 위해 대표적인 경량화 재료인 알루미늄 합금과 마그네슘 합금에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다. 가장 가벼운 금속재료인 마그네슘 합금의 경우 내부식성에 있어서 심각한 문제가 있으며 강도와 성형성이 낮다는 문제점이 있다.

마그네슘은 밀도가 알루미늄 합금의 2/3, 철강의 1/5 수준으로 현재까지 개발된 합금 중 가장 낮은 밀도를 가지고 있으며 이외에 진동, 충격, 전자파동에 대한 흡진성이 탁월하다. 그러나, 마그네슘 합금은 경량성은 뛰어난 반면, 알루미늄 합금에 비하여 낮은 내식성과 성형성이 좋지않은 단점으로 인하여 구조재로서 상업적인 적용에 대한 지속적인 연구가 필요한 실정이다.

이러한 문제점을 고강도 고성형성 및 좋은 내부식성을 가지고 있는 STS를 접합함으로써 해결하려는 연구가 시도되어 왔지만, STS와 마그네슘 합금간의 난접합성, 즉 계면 접합 특성 자체가 나쁜 단점으로 인해 그 연구에 어려움을 겪어왔다. 따라서 STS 및 마그네슘 합금과 동시에 고상 기반 접합이 상대적으로 용이한 알루미늄 합금을 접합 소재 개념으로 삽입하여 접합 강도 및 성형성을 동시에 개선하기 위한 시도가 최근 진행되고 있으며, 이와 같은 3층의 이종금속 판재는 적절한 공정 조건 하에서 수요가의 필요에 따른 목적 형상을 갖고 제조될 경우 열물리적 특성, 기계적 성형성 및 내부식성 등 상호 배타적인 기능을 동시에 구현할 수 있는 신개념의 고부가가치 구조재 및 기능재로 적용 가능하다.

하지만, 이와 같은 소재를 경제적으로 제조하기 위해 압연접합방법을 적용할 경우 압연 후 어닐링 같은 후처리 공정이 필수적으로 요구되며 이러한 공정 변수들이 클래드 판재의 최종 물성을 결정하게 된다. 일례로 기존 롤 본딩 공정으로 접합이 어렵다고 알려진 STS와 마그네슘 합금 사이에 중간 결합재의 개념인 Al 3004를 이용하여 롤 본딩에 성공한 STS-Al-Mg 3-ply 클래드 소재의 경우 스테인리스강과 알루미늄 합금은 매우 우수한 접합특성을 보여주는 반면, 알루미늄과 마그네슘 합금간의 계면은 롤 압연 과정 및 후처리 과정 동안 생성되는 확산층의 영향으로 인해우수하지 못한 접합특성을 보일 수 있다. 특히 알루미늄 및 마그네슘 합금간 고상 기반 온간 접합 공정에서 계면에 발생할 수 있는 취성의 금속간화합물(intermetallic compound, 이하 IMC)상들의 경우 모재 대비 고강도로 수 mm 이상의 두께로 형성되었을 때 전체 접합력에 악영향을 미치는 것으로 알려져 있다.

반면에 상대적으로 짧은 시간 동안 어닐링을 수행하여 전체 금속간 화합물층을 ~2 mm 이내로 조절할 경우 접합 강도가 오히려 증가되는 현상도 보고되는 등, 열처리가 계면 미세조직 연계 접합 강도에 미치는 영향에 대해서는 아직 논란의 여지가 있다. 더불어 이종 금속 판재들의 압하율이 전체 인장 특성 및 접합 강도에 미치는 영향에 대한 연구는 어느 정도 진행되고 있으나, 고상 기반 접합된 Al-Mg 이종 금속간 계면에 형성된 IMC 층들이 2차 압연에 의해 접합 물성에 미치는 영향만 일부 알려졌을 뿐, 계면이 어떤 미세 조직 변화를 겪게 되는지, 이로 인하여 전체 이종 금속 판재가 어떤 물성 변화를 겪게 되는지에 대한 연구는 거의 이루어지지 않은 실정이다.

이에, 본 발명자들은 스테인리스 판재와 마그네슘 판재를 높은 접합강도로 접합시키며, 마그네슘의 낮은 성형성을 극복하고 우수한 성형성을 나타낼 수 있는 클래드 판재에 대하여 연구하던 중, 알루미늄 판재를 접합소재로 이용하여 스테인리스판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 접합된 클래드 판재를 압연공정을 통해 제조하되, 추가적으로 열처리하고 압연함으로써 Mg/Al 계면에서의 결합강도를 향상시켰으며, 동시에 우수한 연신율을 나타내어 상온 성형성이 향상된 클래드 판재를 개발하고 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 목적은 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재을 제공하는 데 있다.

이를 위하여 본 발명은

스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재를 순차적으로 적층한 후, 이를 접합하는 단계(단계 1);

상기 단계 1에서 접합된 판재를 250 내지 300 ℃의 온도로 30 내지 90 분 동안 가열하는 단계(단계 2); 및

상기 단계 2에서 가열된 판재를 압연하는 단계(단계 3);

를 포함하는 클래드 판재의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명은

스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 적층된 클래드 판재에 있어서,

알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 구비되며, 그 두께가 3 내지 5 ㎛인 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 제조방법으로 제조된 클래드 판재를 제공한다.

본 발명에 따른 클래드 판재는 접합 후 열처리 및 압연공정을 수행함으로써, 상기 공정이 수행되지 않은 경우에 비해 Mg/Al 계면의 접합 강도를 향상시키고, 또한 동시에 마그네슘 파단 발생 연신율을 현저히 높일 수 있다. 특히, 약 300 ℃에서 60 분의 열처리 수행 후 20 %의 압하율로 압연하는 공정을 수행함으로써 상기 공정이 수행되지 않은 경우에 비해, Mg/Al 계면의 접합 강도가 약 두 배 정도 향상되고, 동시에 Mg 파단 발생 연신율이 약 177 % 향상된 클래드 판재를 구현할 수 있어 상온성형성에 가장 적합한 클래드 판재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 클래드 판재의 제조방법의 도식도이고;
도 2는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 Al/STS 계면에서의 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM, TESKAN MIRA II) 이미지 및 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS)의 선분석(line scanning) 이미지이고;
도 3은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM, TESKAN MIRA II) 이미지 및 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS)의 선분석(line scanning) 이미지이고;
도 4는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1 및 비교예 4에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 투과전자현미경(TEM) 이미지이고;
도 5는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1 및 비교예 4에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS)의 이미지이고;
도 6은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 투과전자현미경(TEM) 이미지이고;
도 7은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 금속간화합물층의 두께를 나타낸 그래프이고;
도 8(a)는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 금속모재별 두께를 나타내는 그래프이고; (b)는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 금속모재별 두께비를 나타낸 그래프이고;
도 9은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 금속모재별 경도를 나타낸 그래프이고;
도 10은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1 및 비교예 4에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 접합 강도를 나타낸 그래프이고;
도 11은 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 접합 강도를 나타낸 그래프이고;
도 12는 비교예 1에서 제조된 클래드 판재 및 각 금속모재의 공칭 변형률(engineering strain)에 따른 공칭응력(engineering stress)의 그래프이고;
도 13(a)는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 공칭 변형률(engineering strain)에 따른 공칭응력(engineering stress)의 그래프이고; (b)는 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 연신율, 항복강도 및 최대인장강도의 그래프이다.

본 발명의 목적은 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법 및 이를 통해 제조된 클래드 판재을 제공하는 데 있다. 이를 위하여 본 발명은 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 결합된 클래드 판재를 압연공정을 통해 제조하되, 추가적으로 열처리하고 압연함으로써 Mg/Al 계면에서의 결합강도를 향상되며, 동시에 우수한 연신율을 나타내어 상온 성형성이 향상된 클래드 판재의 제조방법을 제공한다.

본 발명은

상기 단계 2에서 가열된 판재를 압연하는 단계(단계 3);

를 포함하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법을 제공한다.

이하, 본 발명을 단계별로 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 클래드 판재의 제조방법에 있어서, 단계 1은 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재를 순차적으로 적층한 후, 이를 접합하는 단계이다.

상기 단계 1의 접합은 일반적으로 클래드 판재 제조에 이용되는 압연접합법, 폭발용접법, 스폿(spot)용접법, 저항용접법, 브레이징법 등을 통해 수행될 수 있으나, 바람직하게는 열간압연 또는 냉간압연, 더욱 바람직하게는 열간압연을 통해 수행될 수 있다.

이때, 상기 단계 1의 알루미늄 판재는 스테인리스 판재와 마그네슘 판재를 접합시키기 위한 중간접합재로써, 상기 단계 1의 알루미늄 판재로는 Al3004, Al1050 등의 알루미늄 합금 판재를 사용할 수 있다.

또한, 상기 마그네슘 판재로는 AZ31, AZ91 등의 마그네슘 합금 판재를 사용할 수 있고,

상기 스테인리스 판재는 STS430, STS439, STS409 등의 페라이트계 스테인리스 강 판재를 사용할 수 있으나, 단계 1의 판재들이 이에 제한되는 것은 아니다.

본 발명에 따른 클래드 판재의 제조방법에 있어서, 단계 2는 상기 단계 1에서 접합된 판재를 250 내지 300 ℃의 온도로 30 내지 90 분 동안 가열하는 단계이다.

상기 단계 1의 판재들은 중간접합재인 알루미늄 판재에 의해 접합된 것으로써, 상기 단계 2의 가열은 단계 1에서 접합된 판재들의 계면, 즉 알루미늄 판재와 마그네슘 판재의 계면에 금속간화합물 층을 형성시키기 위한 것이다. 일반적으로 알려진 바에 따르면, 접합시 사용된 중간접합재를 이용하여 이종금속을 접합하는 경우, 중간접합재와 접촉하는 계면에 취성이 강한 금속간화합물이 생성되어 접합강도를 저하시키는 것으로 알려져 있다. 즉, 중간접합재인 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 형성된 금속간화합물층은 취성이 강하여 접합 강도가 저하되는 문제가 발생할 수 있는 것으로 알려져 있다.

그러나, 상기 단계 2에서 접합된 판재를 250 내지 300 ℃의 온도로 30 내지 90 분 동안 가열하는 경우, 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 3 내지 5 ㎛ 두께범위인 금속간화합물 층이 형성되며, 상기 두께범위의 금속간화합물층은 결합강도가 저하되는 문제가 발생하지 않아 클래드 판재의 연신율, 즉 성형성이 향상되는 효과가 있다.

한편, 상기 단계 2의 열처리는 300 ℃의 온도에서 60 분 동안 수행되는 것이 바람직하며, 이를 통해 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 더욱 최적의 두께범위인 금속간화합물 층을 형성시킬 수 있으나, 상기 열처리가 이에 제한되는 것은 아니다.

상기 단계 2의 가열이 상기 온도 및 시간 범위 미만으로 수행되는 경우, 금속간화합물층이 형성되지 않거나, 또는 매우 얇은 두께로 형성되어 계면에 금속학적 접합(metallurgical bonding)이 충분히 구현되지 못한 이유로 접합강도 및 연신율이 향상되지 않는 문제가 있으며,

상기 가열이 상기 온도 및 시간 범위를 초과하는 조건으로 수행되는 경우에는 금속간화합물층이 과도하게 두껍게 형성되며, 형성된 금속간화합물층이 취성을 나타내어 접합강도가 오히려 급격히 저하되는 문제가 있다.

또한, 상기 열처리가 상기 온도 및 시간 범위 미만에서 수행되는 경우 상기 클래드 판재 중 STS가 충분히 연화되지 못하여, 압연공정을 거치면서 크게 가공 경화되어 STS 모재 자체의 연신율이 감소함으로 인하여 클래드 판재 전체의 연신율을 감소시킬 수 있다는 문제점이 있고, 상기 온도 및 시간 범위를 초과하여 수행되는 경우 각 금속간 계면에서 금속간화합물층이 과도하게 두껍게 형성되어, 형성된 금속간화합물층이 취성을 나타내어 접합강도가 오히려 급격히 저하되는 문제점이 있다.

이때, 상기 단계 2의 열처리는 300 ℃의 온도에서 60 분 동안 수행되는 것이 더욱 바람직하다.

약 40 %의 상대적으로 높은 압하율로 압연한 클래드 판재에서는 STS 모재가 압연과정동안 크게 가공 경화되어 STS 모재 자체의 연신율이 감소하고, STS 모재의 두께비가 증가함으로써 클래드 판재 내에서 STS 모재의 영향력이 더욱 증가하여, STS의 연신율 감소로 인하여 클래드 판재의 연신율이 전체적으로 감소한다. 이때, 압연 공정에서 약 60 분 동안 열처리가 수행되면 STS가 충분히 연화되어 약 40 %의 압하율로 압연하여도 연신율이 크게 감소하지 않아, 압연 공정을 거치지 않은 클래드 판재에 비해 연신율이 향상된 클래드 판재를 구현할 수 있다.

또한, 열처리 시간이 증가함에 따라 Mg/Al 계면에서의 접합 강도가 증가하므로, 연신율이 향상되고 동시에 접합강도도 우수한 클래드 판재를 구현할 수 있다.

본 발명에 따른 클래드 판재의 제조방법에 있어서, 단계 3은 상기 단계 2에서 가열된 판재를 압연하는 단계이다(도 1 참조).

이때, 상기 압연은 열간압연을 통해 수행될 수 있다. 상기 단계 2에서 열처리된 온도가 유지된 상태에서 압연을 수행할 수 있다.

본 발명에 따르면, 상기 단계 3에서 적절한 열기계적 처리 공정 조건을 적용할 경우 확산 접합력과 기계적 맞물림에 의한 접합력을 동시에 향상시킴으로써, Mg/Al 계면의 접합 강도를 약 두 배 이상 증가시킬 수 있다. 이때 열처리 시간 및 압하율이 증가할수록 계면에서의 접합 강도는 더욱 커지는 것을 알 수 있다(도 9 및 실험예 3 참조). 또한, 압연 공정을 수행함에 따라 STS 모재가 가공 경화되어 클래드 판재의 연신율이 저하될 수 있는데, 상기 열기계적 처리 공정을 수행함으로써 STS 모재를 충분히 연화시켜 연신율 감소폭을 줄일 수 있다.

이때, 상기 단계 3의 압연은 10 내지 50 %의 압하율로 수행되는 것이 바람직하다.

상기 압하율이 10 % 미만인 경우 Mg/Al 계면에서의 접합 강도가 충분히 향상되지 못할 수 있다는 문제점이 있고, 50 %를 초과하는 경우 STS 모재의 두께비 증가 및 가공 경화로 인하여 클래드 판재의 경량화 효과가 감소하거나, 전체의 연신율이 크게 감소할 수 있다는 문제점이 있다.

또한, 본 발명은

알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 구비되며, 그 두께가 3 내지 5 ㎛인 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 제조방법으로 제조된 상온접합력이 향상된 클래드 판재를 제공한다.

이하, 본 발명에 따른 클래드 판재를 각 구성요소별로 상세히 설명한다.

클래드 판재는 상기한 바와 같이, 두 가지 이상의 금속재료의 표면을 금속학적으로 접합하여 일체화시킨 적층형의 복합 강판으로, 일반적인 클래드 판재는 수 내지 수십 ㎛ 두께의 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함한다.

이때, 본 발명의 클래드 판재는 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 적층되어 이루어지며, 상기 클래드 판재는 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 3 내지 5 ㎛ 두께의 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함한다.

본 발명의 클래드 판재에 있어서 상기 알루미늄 판재는 스테인리스 판재와 마그네슘 판재를 접합시키기 위한 중간접합재로 사용된다. 일반적으로 접합강도를 향상시키기 위하여 중간접합재를 이용하여 이종금속을 접합하는 경우, 중간접합재와 접촉하는 계면에 취성이 강한 금속간화합물이 생성되어 접합강도를 저하시키는 것으로 알려져 있다. 즉, 종래에 알려진 바에 따르면, 스테인리스 판재와 마그네슘 판재를 접합하기 위하여 알루미늄 판재를 중간접합재를 사용하는 경우, 취성의 금속간화합물 층으로 인하여 접합강도가 저하되는 문제가 발생하는 것으로 알려져있다.

하지만, 본 발명에 따른 상기 클래드 판재는 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이의 금속간화합물 층을 3 내지 5 ㎛ 두께범위로 제어하였으며, 상기 두께범위의 금속간화합물층은 취성에 따른 접합강도가 저하되는 문제가 발생하지 않아 클래드 판재의 연신율, 즉 성형성이 향상되는 효과가 있다.

이때, 상기 금속간화합물층의 두께가 3 ㎛ 미만인 경우에는 계면에 금속학적 접합(metallurgical bonding)이 없이 기계적 결합(mechanical joining)만 이루어져 클래드 판재의 연신율 향상 효과가 구현되지 않는 문제가 있으며, 금속간화합물층의 두께가 5 ㎛를 초과하는 경우에는 계면에 취성의 금속간화합물층이 너무 두꺼워져 클래드 판재의 접합강도 및 연신율이 모두 저하되는 문제가 있다.

한편, 상기 금속간화합물층은 Mg₂Al₃(γ상)층 및 Mg₁₇Al₁₂(β상)층으로 이루어진다. 상기 Mg₂Al₃층 및 Mg₁₇Al₁₂층은 마그네슘 판재의 마그네슘과, 알루미늄 판재의 알루미늄이 계면에서 상호확산함에 따라 형성된 층들로써, 상기 Mg₂Al₃층은 금속간화합물층에서 알루미늄 판재와 근접하게 형성되며, 상기 Mg₁₇Al₁₂층은 마그네슘 판재와 근접하게 형성된다. 즉, 인접한 판재로부터 확산된 금속에 따라 조성이 상이한 Mg₂Al₃및 Mg₁₇Al₁₂ 두종류의 층이 금속간화합물층을 형성하게 된다.

이때, 상기 Mg₂Al₃ 층의 두께는 2 내지 3 ㎛인 것이 바람직하다. Mg₂Al₃의 두께가 2 ㎛ 미만인 경우에는 계면에 금속학적 접합(metallurgical bonding)이 충분히구현되지 못하는 문제가 있으며, Mg₂Al₃의 두께가 3 ㎛ 를 초과하는 경우에는 계면 취성의 증가로 클래드 판재 접합강도를 저하시키는 문제가 있다.

또한, 상기 Mg₁₇Al₁₂ 층의 두께는 1 내지 2 ㎛인 것이 바람직하다. Mg₁₇Al₁₂의 두께가 1 ㎛ 미만인 경우에는 계면에 금속학적 접합(metallurgical bonding)이 충분히 구현되지 못하는 문제가 있으며, Mg₁₇Al₁₂의 두께가 2 ㎛ 를 초과하는 경우에는 계면 취성의 증가로 클래드 판재 접합강도를 저하시키는 문제가 있다.

본 발명에 따른 클래드 판재에 있어서, 상기 알루미늄 판재로는 Al3004, Al1050 등의 알루미늄 합금 판재를 사용할 수 있으며,

상기 마그네슘 판재로는 AZ31, AZ91 등의 마그네슘 합금 판재를 사용할 수 있고,

상기 스테인리스 판재는 STS430, STS439, STS409 등의 페라이트계 스테인리스 강 판재를 사용할 수 있다. 그러나, 상기 판재들이 이에 제한되는 것은 아니며, 클래드 판재의 제조에 이용될 수 있는 판재를 제한없이 사용할 수 있다.

상기한 바와 같이, 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 적층된 본 발명의 클래드 판재는 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 두께가 3 내지 5 ㎛인 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함한다. 상기 두께범위의 금속간화합물 층은 접합강도를 향상시킴에 따라 연신율을 향상시킬 수 있으며, 이에 따라 본 발명의 클래드 판재가 우수한 상온성형성을 나타낼 수 있는 효과가 있다. 즉, 마그네슘 판재와 알루미늄 판재 사이의 접합강도가 향상됨에 따라, 클래드 판재를 성형 시 마그네슘의 낮은 성형성으로 인한 열처리 온도를 낮출 수 있으며, 클래드 판재를 상온에서 가공성형할 수 있다. 또한, 성형시 열처리가 요구되지 않음에 따라 열처리에 의해 클래드 판재의 강도가 저하되는 것을 방지할 수 있어, 고강도 재료가 요구되는 분야에도 본 발명의 클래드 판재를 용이하게 적용할 수 있다.

본 발명에 따른 클래드 판재에 있어서, 상기 클래드 판재는 마그네슘 파단 발생 연신율이 향상될 수 있다.

STS-Al-Mg 클래드 판재에 있어서, STS 모재는 압연공정에서 약 40 %의 상대적으로 높은 압하율로 압연되어, 압연과정동안 크게 가공 경화되므로 STS 모재 자체의 연신율이 감소할 수 있지만,

열처리 공정에서 STS-Al-Mg 모재들이 열처리과정에서 상기 모재들이 모재 본연의 물성을 회복하고, 또한 Mg과 Al이 열처리 후 온간 2차 압연 과정 중 추가적으로 큰 가공 경화 없이 모재의 물성을 유지하며, STS가 열처리를 통해 충분히 연화되므로 STS로 인한 연신율 감소 폭이 줄어들 수 있어, 연신율이 전체적으로 증가할 수 있다(실험예 3 참조).

따라서, 본 발명에 따라 제조된 클래드 판재는 연신율이 향상되어 좋은 상온성형성을 나타낼 수 있다.

본 발명에 따른 클래드 판재에 있어서, 상기 클래드 판재는 Mg/Al 계면의 접합 강도가 향상될 수 있다.

STS-Al-Mg 클래드 판재에 있어서, Mg 모재는 Al 및 STS보다 연신율이 낮고, Al/STS 계면에 비해 Mg/Al 계면 접합력이 현저히 낮으므로, 상기 클래드 판재를 인장하면 Mg에서의 파단이 일차적으로 발생한 후 Al 및 STS에서 거의 동시에 최종 파단이 발생한다.

따라서 이를 제조함에 있어서 2차적으로 압연하는 공정을 수행하면, 열처리 시간과 압하율이 증가할수록 Mg/Al 계면 접합력이 증가하고, 이를 도 8을 통해 확인할 수 있다(실험예 3 참조).

본 발명에 따른 클래드 판재에 있어서, 상기 클래드 판재는 Mg/Al 계면의 접합 강도 향상과 마그네슘 파단 발생 연신율의 증가가 동시에 나타날 수 있다.

상기 클래드 판재는 열처리 및 압연공정을 수행함으로써, 상기 공정이 수행되지 않은 경우에 비해 Mg/Al 계면의 접합 강도를 향상시키고, 또한 동시에 Mg 파단 발생 연신율을 현저히 높일 수 있어 상온성형성에 접합한 클래드 판재를 제공할 수 있다(실험예 3 참조).

이하, 본 발명을 실시예를 통해 보다 구체적으로 설명한다. 그러나, 하기 실시예는 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 하기 실시예에 의하여 본 발명의 권리범위가 한정되는 것은 아니다.

<실시예 1> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 1

단계 1: 단면적이 300 mm×400 mm인 스테인리스 판재 STS 430, 알루미늄 판재 Al 3004 및 마그네슘 판재 AZ 31의 표면을 연마지를 이용하여 거칠게 연마한 후 아세톤으로 탈지하였으며, 스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재를 순차적으로 적층한 후 350 ℃의 온도로 열간압연하여 접합하였다.

이때, 판재들의 조성은 하기 표 1에 나타낸 바와 같다.

스테인리스 판재 (STS430)	C	Cr	Mn	Si	Fe
스테인리스 판재 (STS430)	≤0.12	16 ~ 18	≤1.0	≤1.0	Bal.
알루미늄 판재 (Al3004)	Mn	Mg	Fe	Si	Al
알루미늄 판재 (Al3004)	1 ~ 1.5	0.8 ~ 1.3	≤0.7	≤0.3	Bal.
마그네슘 판재 (AZ31)	Al	Zn	Mn	Si	Mg
마그네슘 판재 (AZ31)	2.5 ~ 3.5	0.6 ~ 1.4	0.2 ~ 1.0	≤0.1	Bal.

단계 2: 상기 단계 1에서 접합된 판재를 300 ℃의 온도로 1시간 동안 열처리하였다.

단계 3: 상기 단계 2에서 열처리된 판재를 24 %의 압하율로 압연하여 클래드 판재를 제조하였다.

이때, 상기 클래드 판재의 전체 두께는 2.93 ± 0.01 mm였으며, 상기 클래드 판재 중 스테인리스 판재의 두께는 0.48 ± 0.01 mm, 알루미늄 판재의 두께는 0.77± 0.01 mm, 마그네슘 판재의 두께는 1.67 ± 0.01 mm였다.

<실시예 2> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 2

실시예 1의 단계 3에서 41 %의 압하율로 압연하는 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 방법으로 클래드 판재를 제조하였다.

이때, 상기 클래드 판재의 전체 두께는 2.22 ± 0.00 mm였으며, 상기 클래드 판재 중 스테인리스 판재의 두께는 0.41 ± 0.01 mm, 알루미늄 판재의 두께는 0.60 ± 0.01 mm, 마그네슘 판재의 두께는 1.22 ± 0.01 mm였다.

<비교예 1> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 3

실시예 1의 단계 1까지만 수행하여 클래드 판재를 제조하였다.

이때, 상기 클래드 판재의 전체 두께는 3.77 ± 0.02 mm였으며, 상기 클래드 판재 중 스테인리스 판재의 두께는 0.55 ± 0.01 mm, 알루미늄 판재의 두께는 0.96 ± 0.02 mm, 마그네슘 판재의 두께는 2.26 ± 0.02 mm였다.

<비교예 2> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 4

실시예 1의 단계 3에서 10 분간 22 %의 압하율로 압연하는 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 방법으로 클래드 판재를 제조하였다.

이때, 상기 클래드 판재의 전체 두께는 2.99 ± 0.03 mm였으며, 상기 클래드 판재 중 스테인리스 판재의 두께는 0.48 ± 0.01 mm, 알루미늄 판재의 두께는 0.80 ± 0.01 mm, 마그네슘 판재의 두께는 1.70 ± 0.02 mm였다.

<비교예 3> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 5

실시예 2의 단계 3에서 10 분간 40 %의 압하율로 압연하는 것을 제외하고는 실시예 2와 동일한 방법으로 클래드 판재를 제조하였다.

이때, 상기 클래드 판재의 전체 두께는 2.29 ± 0.02 mm였으며, 상기 클래드 판재 중 스테인리스 판재의 두께는 0.41 ± 0.01 mm, 알루미늄 판재의 두께는 0.61 ± 0.01 mm, 마그네슘 판재의 두께는 1.27 ± 0.03 mm였다.

<비교예 4> 상온접합력이 향상된 클래드 판재의 제조 6

실시예 1의 단계 2까지만 수행하여 클래드 판재를 제조하였다.

<실험예 1> 계면 미세조직 분석

본 발명에 따른 클래드 판재의 Mg/Al 계면 및 Al/STS 계면에서의 미세조직을 관찰하기 위하여, 상기 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 시편들을 압연 방향(rolling direction, 이하 RD)에 수직으로 절단한 후 연마하여 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM, TESKAN MIRA II)로 미세조직을 관찰하였고, 주사전자현미경에 부착된 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS)로 선분석(line scanning)을 수행하였고, Al/STS 계면에서의 결과를 도 2에, Mg/Al 계면에서의 결과를 도 3에 나타내었다.

도 2에 나타낸 바와 같이, 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3의 클래드 판재의 Al/STS 계면에서는 압연 과정에서의 열처리 시간 및 압하율의 차이에 상관없이 확산층을 거의 확인할 수 없었다. 이를 통해, 300 ℃에서 수행되는 열처리 및 압연과정이 Al/STS 계면에서 주요 구성 원소들의 확산에 큰 영향을 미치지 않아 계면의 접합력에 직접적인 영향을 미칠 수 있는 금속간 화합물의 생성이 억제되는 것을 알 수 있다.

한편, 도 3에 나타낸 바와 같이, 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3의 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서는, 비교예 2 및 비교예 3의 경우 금속간 화합물 층을 명확하게 관찰할 수 없다. 그러나 실시예 1 및 실시예 2의 경우 수 ㎛ 두께의 계면 확산층이 형성되는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해 본 발명에 따른 클래드 판재의 제조방법에서 압연 공정을 수행함으로써 한쪽 금속이 다른 금속으로 확산하여 확산층이 형성되는 것을 알 수 있다.

<실험예 2> 투과전자현미경, 제한 시야 전자회절(SAED) 및 에너지 분산형 엑스선 분광(EDS) 분석 1

본 발명에 따른 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 금속간화합물층을 더욱 정밀하게 관찰하기 위하여, 상기 실시예 1, 실시예 2, 비교예 1 및 비교예 4에서 제조된 클래드 판재의 시편들을 압연 방향(rolling direction, 이하 RD)에 수직으로 절단한 후 연마하고, 집속이온빔(focused ion beam, FIB) 장치를 이용하여 가공한 후, 이를 투과전자현미경(TEM, JEOL JEM-2100F)을 통해 관찰하였고, 주사전자현미경에 부착된 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS) 및 제한 시야 전자회절법을 통해 분석하였고, 그 결과를 도 4 및 도 5에 나타내었다. 또한, 이를 통해 측정된 금속간화합물 층의 상비율을 표 2에 나타내었다.

		1 (at%)	2 (at%)	3 (at%)	4 (at%)
비교예 1	MgK	76.05	82.79	89.66	79.18
비교예 1	AlK	23.95	17.21	10.34	20.82
비교예 4	MgK	51.60	52.76	49.54	54.79
비교예 4	AlK	48.40	47.24	50.46	45.21
실시예 1	MgK	43.87	43.37	43.88
실시예 1	AlK	56.13	56.63	56.12
실시예 2	MgK	43.76	61.85	45.27	44.10
실시예 2	AlK	56.24	38.15	54.73	55.90

도 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 단계 1에서 접합하여 제조된 클래드 판재인 비교예 1을 300 ℃에서 1시간 동안 가열하여 제조한 비교예 4에 따르면 금속간화합물 층인 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층이 성장한 것을 확인할 수 있다. 또한, 압하율 24 %로 압연한 실시예 1 및 압하율 41 %로 압연한 실시예 2의 경우 γ(Mg₁₇Al₁₂)층의 결정립이 미세화되고 또한 등축정상으로 형상이 변화한 것을 확인할 수 있다.

또한, 도 5 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 박리 시험 후의 계면에서의 금속간화합물 층의 상비율이 압연 공정을 수행하지 않은 비교예 1 및 비교예 4의 시편에서는 박리 계면이 주로 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층인 반면에, 압연한 실시예 1 및 실시예 2의 경우에는 박리 계면이 주로 β(Mg₂Al₃) 층으로 천이되는 현상을 보이는 것을 알 수 있다.

<실험예 3> 투과전자현미경, 제한 시야 전자회절(SAED) 및 에너지 분산형 엑스선 분광(EDS) 분석 2

본 발명에 따른 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 금속간화합물층을 더욱 정밀하게 관찰하기 위하여, 상기 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 시편들을 압연 방향(rolling direction, 이하 RD)에 수직으로 절단한 후 연마하고, 집속이온빔(focused ion beam, FIB) 장치를 이용하여 가공한 후, 이를 투과전자현미경(TEM, JEOL JEM-2100F)을 통해 관찰하였고, 주사전자현미경에 부착된 에너지 분산형 엑스선 분광기(Oxford energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS) 및 제한 시야 전자회절법을 통해 분석하였고, 그 결과를 도 6 에 나타내었다. 또한, 이를 통해 측정된 금속간화합물 층의 두께를 도 7 및 표 3에 나타내었다.

두께 (단위: ㎛)	비교예 1	비교예 2	비교예 3	실시예 1	실시예 2
β층	0.124±0.012	0.166±0.010	0.144±0.018	2.791±0.157	2.805±0.131
γ층	0.161±0.018	0.345±0.016	0.400±0.064	1.466±0.0109	1.197±0.168
총	0.284±0.029	0.511±0.022	0.544±0.053	4.257±0.076	4.002±0.290

도 6 및 표 3에 나타낸 바와 같이, 비교예 1에서 제조된 클래드 판재는 열처리가 수행되지 않음에 따라 실험예 1에서 나타낸 바와 같이 주사전자현미경으로는 관찰되지 않은, 서브미크론(sub-㎛)의 두께의 매우 얇은 금속간화합물층이 다소 불균일한 두께 분포로 형성된 것을 확인할 수 있다. 또한, 상기 비교예 1의 에너지 분산형 엑스선 분광기 분석 및 회절패턴 분석으로 상기 금속간화합물층은 Mg 측에 인접한 γ(Mg₁₇Al₁₂) 상 및 Al 측에 인접한 β(Mg₂Al₃)상 두 개의 층으로 이루어진 것을 확인할 수 있다. 이는 더욱 인접한 판재로부터 마그네슘 원자, 또는 알루미늄 원자가 더욱 많이 확산됨에 따라 금속간화합물층의 조성이 바뀌는 것을 의미한다. 이때, 각 층의 두께는 β(Mg₂Al₃) 층이 약 124 nm, γ(Mg₁₇Al₁₂) 층이 약 161 nm로 총 285 nm 전후였다.

비교예 2 및 비교예 3의 경우 금속간 화합물층의 두께가 비교예 1에 비해 약간 두꺼워졌으며, γ(Mg₁₇Al₁₂) 층의 두께가 345 내지 400 nm 까지 약 2 배 이상 증가한 것에 비해 β(Mg₂Al₃ ) 층의 두께는 144 내지 166 nm로 소폭 증가한 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 1과 마찬가지로 금속간 화합물층이 모든 계면에서 고르게 생성되지는 않은 것을 확인할 수 있다.

그러나, 표 3 및 도 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 실시예 1 및 실시예 2의 경우 금속간화합물 층이 Mg/Al 계면 전체에서 상대적으로 균일한 두께 분포로 생성되었으며 그 두께 또한 수 ㎛ 까지 형성되었음을 확인할 수 있다. 특히, β(Mg₂Al₃) 층의 두께는 약 2.80 ㎛로 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층보다 1 ㎛ 이상 더욱 두껍게 성장하였음을 확인할 수 있다. 이를 통해, Al 원자가 Mg 원자 대비 확산속도가 빨라 Al-rich β(Mg₂Al₃) 층의 성장속도가 Mg-rich γ(Mg₁₇Al₁₂)층의 속도보다 빠르게 되고, 결과적으로 β(Mg₂Al₃) 층의 두께가 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층의 두께보다 상대적으로 두꺼워지는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 실시예 2를 비교하면, β(Mg₂Al₃) 층의 두께는 압하율이 24 %에서 41 %로 증가함에 따라 일정하게 유지되나 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층의 두께는 압하율이 증가함에 따라 약 1.46 ㎛에서 약 1.197 ㎛로 감소하는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 상대적으로 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층이 β(Mg₂Al₃) 층보다 연성임을 알 수 있다. 또한, 압연으로 인한 효과가 γ(Mg₁₇Al₁₂) 층에 집중되는 것을 유추할 수 있으므로 이를 통해 금속간화합물층이 등축정상으로 변하는 것을 설명할 수 있다. 이와 같이 미세 조직학적으로 금속간화합물층이 압연에 의해 전신 입도(elongated grains)의 형상에서 등축정상(equiaxed grains)으로 바뀔 경우 판재 두께방향으로의 하중이 가해질 때 입계(grain boundary)를 따라 크랙이 쉽게 형성, 전파되는 현상을 억제하여 궁극적으로 계면 접합력을 향상시키는 주요 요인으로 작용한다.

<실험예 3> 클래드 판재의 기계적 특성 분석

(1) 클래드 시편들의 두께변화

본 발명에 따른 클래드 판재의 두께변화를 분석하기 위하여, 상기 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재 시편들의 두께 변화를 광학현미경(optical microscope, Nikon EPIPHOT 200)을 이용하여 측정하였고, 그로부터 구성 모재들의 두께 비 변화를 도출하여 그 결과를 도 8에 나타내었다.

도 8에 나타낸 바와 같이, 압연공정을 수행하지 않은 비교예 1에 비해 압연공정을 수행한 실시예 1, 실시예 2, 비교예 2 및 비교예 3의 두께가 변하는 것을 확인할 수 있고, 또한 전체 약 41 %의 압하율로 압연한 실시예 2 및 실시예 4의 경우, Mg은 약 46.4 %의 압하율을 보이는 데 비해 STS는 27.2 %, Al은 37.5 %의 압하율을 나타내는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 모재들의 두께 구성비는 압하율이 증가할수록 Mg은 약 60 %에서 약 55 %까지 작아지는 반면, STS은 약 14 %에서 약 18 %까지 증가하는 것을 알 수 있다. 이는 2차 압연이 행하여진 300 ℃의 온도에서 STS의 유동 응력이 Mg보다 크기 때문으로 판단된다.

(2) 클래드시편 모재들의 경도 변화

본 발명에 따른 클래드 시편 모재들의 경도 변화를 분석하기 위하여, 상기 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재 시편들의 경도 변화를 비커스경도계(Future-Tech FM-700)를 이용하여 측정하였고, 그 결과를 도 9에 나타내었다.

도 9에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에 있어서 압연 과정 동안 상대적으로 큰 압연 변형(rolling strain)을 겪은 Mg과 Al의 경우 압연 후 경도에 큰 변화가 없으나, 가장 적게 압연 변형을 겪은 STS의 경우 압연공정을 수행하지 않은 비교예 1에 비해 압연공정을 수행한 실시예 1, 실시예 2, 비교예 2 및 비교예 3는 압연 이후 경도가 크게 증가하는 것을 확인할 수 있다.

이를 통해, Mg와 Al의 경우 300 ℃에서의 열처리 과정은 Mg과 Al 두 모재의 녹는점 대비 절반 수준(~0.5 T_m)에 가까운 온도이기에 이 과정 동안 충분한 연화 과정이 진행된 후 압연이 실시되었으나, 이에 비해 훨씬 높은 녹는점을 가지는 STS의 경우 300 ℃의 온도 환경에서 활발한 연화 과정이 진행되지 못한 상태에서 2차 압연이 실시됨으로써, 많은 양의 가공 경화에 의하여 경도가 증가하는 것을 알 수 있다.

(3) 박리시험

본 발명의 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 4에서 제조된 클래드 판재의 Mg/Al 계면에서의 접합력을 분석하기 위하여, 상기 클래드 판재들의 시편들로부터 STS 층을 제거한 후 Al 층의 두께는 0.5 mm 이하로 가공하여 폭 10 mm, 길이 100 mm의 박리 시험(peel test)용 시편을 제작하였고, ASTM-D3167 규격을 적용하여 수행하였으며, 두꺼운 Mg 층을 고정시킨 후 얇은 Al 층을 분단 6 mm의 cross head 속도로 Mg로부터 제거해 나가는 방식을 적용하였다. 그 결과는 도 10, 도 11 및 표 4에 나타내었다.

	평균 결합강도(단위:N/mm)
비교예 1	8.67 ± 0.59
비교예 4	5.10 ± 1.10
실시예 1	15.47 ±1.43
실시예 2	18.02 ±0.68

도 10 및 표 4에 나타낸 바와 같이, 비교예 4의 경우 Mg/Al 계면에서의 결합강도가 비교예 1보다 낮으며, 실시예 1 및 실시예 2는 Mg/Al 계면에서의 결합강도가 비교예 1 및 비교예 4에 비해 크게 향상된 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 열간압연되어 제조된 비교예 1의 클래드 판재에 열처리만을 수행하여 제조된 비교예 4의 클래드 판재의 경우, Mg/Al 계면에서의 결합강도가 오히려 저하되는 것을 알 수 있다. 본 발명에 따른 실시예 1 및 실시예 2의 경우, Mg/Al 계면에서의 결합강도가 열처리 및 압연을 수행하지 않은 비교예 1에 비해 증가하고, 또한 압하율이 높아짐에 따라 결합강도 또한 증가하는 것을 확인할 수 있다.

따라서, 접합 후 열처리만 수행된 종래의 방식에 비해서 본 발명에 따르면 열처리 및 압연공정을 수행함으로써 Mg/Al 계면에서의 결합강도가 크게 향상된 클래드 금속을 얻을 수 있다.

또한, 도 11 및 표 4에 나타낸 바와 같이, 비교예 1의 경우 Mg/Al 계면에서의 결합강도가 약 8.7 kN/mm 정도로 가장 낮으며, 열처리 시간과 압하율이 증가할수록 결합강도가 증가한다. 10분 동안 열처리한 비교예 2 및 비교예 3의 경우 압하율 차이에 따라 Mg/Al 계면에서의 결합강도가 약 1 내지 3.5 kN/mm 정도 증가하였지만, 60분 동안 열처리 과정을 거친 실시예 1 및 실시예 2의 경우 비교예 2 및 비교예 3과 비슷한 압하율에서도 약 8 내지 9.5 kN/mm으로 Mg/Al 계면 결합강도가 상대적으로 크게 증가하는 것을 확인할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 클래드 판재는 열처리 및 압연 공정을 수행함으로써 Mg/Al 계면접합력이 크게 향상되는 효과가 있음을 알 수 있다.

(4) 인장실험

본 발명의 실시예 1, 실시예 2 및 비교예 1 내지 비교예 3에서 제조된 클래드 판재의 인장강도를 분석하기 위하여, 상기 클래드 판재를 ASTM-E8M-01 규격에 따라 압연방향과 평행한 방향으로 실험을 수행하였으며, 상기 실험은 표점거리 20 mm, 상온의 온도조건에서 수행되었다. 상기 분석들의 결과로부터 도출된 기계적 특성 수치를 표 5, 도 12 및 도 13에 나타내었다.

	항복강도 (MPa)	최대인장강도(MPa)	연신율 (%,Mg파단)		항복강도 (MPa)	최대인장강도(MPa)	연신율 (%,Mg파단)
비교예 1	247.9	312.8	9.3	비교예2	179.6	288.2	16.0
Mg	233.1	304.1	10.3	비교예3	215.8	282.6	8.2
Al	151.8	164.8	9.7	실시예1	198.8	292.7	16.5
STS	506.9	521.9	11.4	실시예2	217.7	280.8	14.1

표 5 및 도 12에 나타낸 바와 같이, 비교예 1의 STS-Al-Mg 클래드 판재의 인장 거동은 Mg 모재의 파단이 먼저 발생한 후 Al과 STS에서 거의 동시에 네킹(necking) 후 파단이 발생하는 2단계의 파단 과정을 거치는 것을 확인할 수 있다. 이는 기본적으로 AZ 31의 연신율이 Al 3004 및 STS 430의 연신율보다 낮을 뿐만 아니라 Al/STS 계면에 비해 Mg/Al의 계면 접합력이 현저히 낮기 때문에 1차적으로 Mg의 파단이 먼저 발생하고, 반대로 Al과 STS 모재간 상대적으로 우수한 접합력과 크게 차이 나지 않는 모재 연신율로 인해 거의 동시에 최종 파단이 발생하는 것으로 예상할 수 있다.

이때, 비교예 1의 경우, 마그네슘 부분의 파단이 분리된 마그네슘(Mg)만의 파단보다 더 낮은 연신율에서 발생하는 것을 확인할 수 있다. 이는 가공 경화된 Al과 STS 모재들의 균일 연신율이 3.1 %와 1.6 %로 매우 낮아 오히려 Mg 모재의 네킹을 촉진시킴과 동시에, Mg 모재의 파단을 지연해 줄 수 있는 Al과의 접합력이 낮기 때문이다. 이를 통해, 클래드 판재의 성형 가능한 연신율은 실상 마그네슘의 파단이 발생하기 전까지로 볼 수 있으므로 Al과 STS의 연신율의 향상은 클래드 판재 전체의 물성향상에 기여한다고 볼 수 없음을 알 수 있다.

또한, 표 5 및 도 13에 나타낸 바와 같이, 열처리 및 압연 공정을 거친 시편인 비교예 2, 비교예 3, 실시예 1 및 실시예 2의 경우 상기 공정을 거치지 않은 비교예 1의 공정에서에 비해 연신율이 전체적으로 증가하는 것을 확인할 수 있다. 이는 상기 STS-Al-Mg 모재들이 열처리과정에서 모재 본연의 물성을 회복하고, 또한 Mg과 Al이 열처리 후 온간 2차 압연 과정 중 추가적으로 큰 가공 경화 없이 모재의 물성을 유지하였기 때문으로 예상될 수 있다.

또한, 비교예 3은 비교예 2에 비해 연신율이 감소하고, 실시예 2는 실시예 1에 비해 연신율이 감소하는 것을 확인할 수 있다. 이는 약 40 %의 상대적으로 높은 압하율로 압연한 클래드 판재에서는 STS 모재가 압연과정동안 크게 가공 경화되어 STS 모재 자체의 연신율이 감소하고, 실험예 3의 (1)의 결과와 같이 STS 모재의 두께비가 증가함으로써 클래드 판재 내에서 STS 모재의 영향력이 더욱 증가하여, STS의 연신율 감소가 클래드 판재의 연신율에 영향을 주기 때문이다.

이때, 실시예 2는 비교예 2에 비해 연신율 감소 폭이 작은 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 실시예 2는 압연 공정에서 1 시간 동안 열처리가 수행되어 STS가 충분히 연화되어 약 40 %의 압하율로 압연하여도 연신율이 크게 감소하지 않음을 알 수 있다.

따라서, 실시예 1에서 제조된 클래드 판재는 비교예 1의 클래드 판재에 비해 연신율이 9.3 %에서 16.5 %로 약 177 %만큼 상승하여 가장 우수한 연신율을 나타내므로, 1 시간 동안 열처리한 후 약 20 %의 압하율로 압연하여 제조된 클래드 판재가 가장 좋은 상온성형성을 나타낼 수 있다.

Claims

스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재를 순차적으로 적층한 후, 이를 접합하는 단계(단계 1);
상기 단계 1에서 접합된 판재를 250 내지 300 ℃의 온도로 30 내지 90 분 동안 가열하는 단계(단계 2); 및
상기 단계 2에서 가열된 판재를 압연하는 단계(단계 3);
를 포함하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 단계 1의 접합은 열간압연 또는 냉간압연을 통해 수행되는 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 단계 2의 가열은 300 ℃의 온도로 60 분 동안 수행되는 것을 특징으로 하는 클래드 판재의 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 단계 2의 가열을 통해 알루미늄 판재와 마그네슘 판재 금속간화합물층이 형성되는 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 4 항에 있어서,
상기 금속간화합물층의 두께는 3 내지 5 ㎛인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 4 항에 있어서,
상기 금속간화합물 층은 Mg₂Al₃층 및 Mg₁₇Al₁₂층으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 6 항에 있어서,
상기 Mg₂Al₃층의 두께는 2 내지 3 ㎛인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 6 항에 있어서,
상기 Mg₁₇Al₁₂층의 두께는 1 내지 2 ㎛인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 단계 3의 압연은 10 내지 50 %의 압하율로 수행되는 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재의 제조방법.
스테인리스 판재, 알루미늄 판재 및 마그네슘 판재가 순차적으로 적층된 클래드 판재에 있어서,
알루미늄 판재와 마그네슘 판재 사이에 구비되며, 그 두께가 3 내지 5 ㎛인 금속간화합물(Intermetallic compound, IMC) 층을 포함하는 제 1 항의 제조방법으로 제조된 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.
제 10 항에 있어서,
상기 금속간화합물 층은 Mg₂Al₃층 및 Mg₁₇Al₁₂층으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.
제 11 항에 있어서,
상기 Mg₂Al₃층의 두께는 2 내지 3 ㎛인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.
제 11 항에 있어서,
상기 Mg₁₇Al₁₂층의 두께는 1 내지 2 ㎛인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.
제 10 항에 있어서,
상기 알루미늄 판재는 Al3004 또는 Al1050 알루미늄 합금 판재인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.
제 10 항에 있어서,
상기 마그네슘 판재는 AZ31 또는 AZ91 마그네슘 합금 판재인 것을 특징으로 하는 상온 접합력이 향상된 클래드 판재.