완전 형상 성분을 형성하기 위한 미립자 금속 시트를 생산하는 장치와 방법

실제 형상 부품을 형성하기 위한 미세 알갱이 금속 시트의 제조 장치 및 방법{APPARATUS AND METHOD OF PRODUCING A FINE GRAINED METAL SHEET FOR FORMING NET-SHAPE COMPONENTS}

본 발명은 강도가 증가된 실제 형상 부품의 생산에 관한 것이다. 더 상세하게는, 본 발명은 강도가 증가된 실제 형상 시트 부품의 생산에 후속해서 사용될 수 있는 마이크로미터 크기의 알갱이 구조를 보유한 마그네슘 합금 시트 부품에 관한 것이다.

마그네슘(Mg) 합금 개발은 지난 수십년 동안 특정 장애물로 인해 방해되었다. 정제 마그네슘은 더욱 얇은 구조물의 제조에 잠재력이 있지만, 기계적 성질의 비등방성은 Mg 합금과 그 정제 산물의 적용을 제한한다. Mg 합금의 강도는 강철 및 석출경화 알루미늄(Al) 합금과 같은 가장 널리 사용되는 구조적 재료와 비교할 때 특정 방향에서 다소 작다. 예를 들어, 면내(in-plane) 압축, 항복 강도는 기본 질감의 Mg 합금의 경우 단지 85MPa일 수 있으며; H24 조질(temper)의 AZ31B Mg 합금 시트는 횡방향으로 3.2의 고도 정상 비등방성 파라미터(R)를 보유할 수 있었다. 시트의 고도 정상 비등방성(high-value normal anisotropy)은 드로잉에 도움이 되지만, 다른 용도들, 특히 면내 강도가 역시 비등방성이면 적합하지 않을 수 있다. 실제로, 이러한 기제 원소는 상당한 합금 강화에 유용한 호스트는 아니었다.

Al과 같은 내부식성 및 주조능을 향상시키는 합금 원소는 불행히도 공융 금속간 상을 도입시킨다. 이 상은 조야한 메짐성 형태의 주 알갱이를 감싼다. 더구나, 이 알갱이들 내에 미세 석출물로 인해, 예컨대 비효과적 Al 첨가 시와 같이, 효과적인 시효경화를 달성하기 어렵다. 시효경화를 촉진하는 원소들, 예컨대 희토금속은 고가이고, 주조성에 유해하며, 내부식성에 비효과적이다. 이러한 장래의 결과로서, 강도의 증가는 기껏해야 최저한이었고, AZ31 및 AZ91D와 같은 수십년된 Mg 합금은 여전히 상업 시트 및 주조 시장의 생산 총톤수를 지배한다.

조밀육방정(HCP) 구조형 Mg 합금은 기계적 성질의 높은 비등방성에 기여하는 슬립계(slip system)의 대칭성이 낮다. 슬립은 결정형 금속의 큰 소성변형의 기초가 되는 전위활주와 관련이 있는 결정학적 전단 공정이다. 실온에서, "기저면 a" 슬립 {0001}<1120>이 우세한 반면, 알갱이 경계 및 쌍 계면과 같은 높은 응력집중 영역에서 보고되는 유의적으로 높은 임계분해전단응력(CRSS)으로 인해 "프리즘 a" 및 <c+a> 활주는 어렵다. 트위닝(twinning)은 결정 또는 알갱이의 작은, 종종 평판형 또는 렌즈형 영역이 결정학적으로 재배향하여 모 결정과 쌍 관계를 채택하는 변형 기전이다. 변형 트위닝은 다결정형 Mg에서 독립 슬립계의 부족을 보상하기 위해 종종 관찰된다. 가장 일반적인 트위닝 방식은 c축 신장 및 수축을 각각 도모하는 {1012} 및 {1011} 트위닝이다.

많은 "인장" 및 "압축" 트위닝이 균일하게 일어나면, 양호한 변형경화 및 큰 연성은 티탄(Ti) 및 지르코늄(Zr)을 산출할 수 있다. 하지만, Mg에서, 트위닝은 불균일성이고 다른 트위닝 방식은 동시에 개시되지 않는다. 단일 트위닝 방식은 소성변형을 충분히 도모할 수 없다. 기저면 슬립이 상온에서 저해될 때, 트위닝 변형은 국지적이어서 Mg에 낮은 연성을 야기할 수 있다.

2가지 주요 단점은 정제 Mg 합금의 적용을 제한한다. 첫째, 조밀육방정 구조의 대칭은 독립 슬립계의 수를 제한하는 효과가 있고, 이에 따라 실온부근에서 성형성과 연성이 불량한 합금을 제공한다. 둘째, 승온(>300℃)에서 Mg 합금의 성형은 슬립의 제약을 극복하는데 도움이 되지만, 산화 문제를 더욱 심각하게 만든다.

Al 및 강철에 비해 Mg 합금을 강화시키는 또 다른 수단은 알갱이 미세화(grain refinement)이다. 잘 확립된 홀-페치(Hall-Petch) 관계식에 따르면, 강도는 d ^-1/2 (여기서, d는 알갱이 크기이다)에 비례한다. 통상의 Mg 합금 시트와 돌출부는 알갱이 크기의 범위가 10 내지 90㎛인 반면, 이러한 알갱이 크기를 약 1㎛ 이하로 감소시키면(이에 따라 나노구조화되고, 여기서 "초미세 알갱이 크기"라 부른다), Mg의 강도/밀도가 Al 및 강철 이상의 수준으로 상승하는 놀라운 기회가 제공된다. 초미세 알갱이 크기는 저온 및 높은 변형속도에서 초소성(superplasticity) 변형이 수행될 수 있게 할 수 있다. 실온에서, 알갱이 미세화는 많은 다결정형 금속을 강화시킨다. 이는 Al, 구리(Cu) 및 철(Fe)과 같은 입방체 구조형 금속에서도 마찬가지이다. 하지만, Mg 합금과 같은 HCP 금속의 경우, 알갱이 미세화는 질감 변화 및 특정 방향으로의 부적절한 강화를 유발할 수도 있 다.

Mg의 초미세 알갱이 크기에 이르기 위해 많은 비용과 노력이 들어간 계획이 다양한 연구와 개발 노력으로 개발되었다. 다수의 공지된 알갱이 미세화 방법, 예컨대 급냉응고, 증착 및 분말 처리는 실험실에서 실시된다. 이 방법들은 비용이 많이 들고, 시간 소모적이어서 상업적인 성공을 거두지는 못했다. 몇몇 다른 강소성변형(SPD) 계획은 다량의 초미세 알갱이 금속을 제조하는데 비현실적인 것으로 입증되었다. 현재 벌크 재료의 강력한 변형을 수행하는데 이용할 수 있는 기술로는, 왕복 압출, 3축 평면 변형 단조, 정유압 하의 비틀림 및 등통로각압출법(ECAP:equal angular channel extrusion or pressing)을 포함한다. 이러한 공정들이 반복 방식으로 사용될 때, 각 단계 유래의 벌크 재료 내에 중첩된 전단 구역은 상당한 알갱이 재분할 및 미세알갱이 구조의 형성을 유발한다. 동시 회수와 재결정화 공정은 저각 경계(low-angle boundary)의 2차 알갱이(subgrain)를 고각 경계(high-angle boundary)의 알갱이로 변형시킨다. 일반적으로, 알갱이 미세화는 항복강도가 증가할 때 변형경화를 감소시키는 것으로 받아들여지고 있지만, Mg 합금에서 알갱이 미세화에 의한 변형 속도 민감성의 변화는 명확하게 증명되지 않았다. 이것은 변형경화의 감소로 인한 임의의 연성 손실을 상쇄할 수 있다. 변형경화 및 변형 속도 민감성의 조합은 변형경화 지수 n (=d(logσ)/d(logε))가 더 낮아질 수 있을 때에도 더 높은 인장 신율의 상승작용 효과를 제공한다. 등통로를 통한 수회의 변형 통과에 의한 변형(소위 ECAP)은 Mg (바아)에 대해서는 실험실에서 수행되었지만, Mg 시트에 대해서는 비현실적이다.

1999년 이래로 미시간 대학은 초미세 알갱이 크기의 시트 또는 강편의 생산을 목적으로 한 연구를, ECAP에 사용된 바와 같은 밀폐형 전단 다이(closed shearing die)를 사용하지 않고, 시트 제품에 더 적합할 수도 있는 사인파 변형법(SWP: sine wave deformation process) 또는 다중 파상마모 및 평탄화법[multiple corrugation and flattening(MCF) process]을 사용하여 수행했다. 이 방법의 가능성은 분산질 알갱이를 함유하는 다양한 알루미늄 합금으로 입증되었다. 이러한 반복된 역행 소성변형 시도는 수회의 반복 통과 후에 시트의 코어 영역에 점차 도달하는 매우 미세한 알갱이 크기를 시트 표면에 달성하게 하는 것으로 관찰되었다. 이 연구는 합금 화학의 변화 및 합금에 분산질 알갱이의 사용이 더욱 간단한 방법을 이용하여 초미세 알갱이 합금을 생산할 수 있게 한다는 것을 입증했다. 마그네슘 합금에 이러한 시도 및 여타 시도들의 적용은 상기 합금이 본래 낮은 연성을 갖고 있기 때문에 매유 유익한 과제였다.

Mg과 같은 육각형 밀집형 금속은 조직 및 트위닝 관련 문제때문에 거친 알갱이의 파괴로 인한 고유의 문제점을 보유함에도 불구하고, 예컨대, 인장 압축 또는 순수 압축과 같은 변형 스트레인(deformation strain), 또는 강제적인 SWP가 적합한 온도 및 공정 조건하에서 이러한 문제를 극복하는 능력을 보유하는 것이 국립과학재단의 기초연구기금하에 미시간대학교에 의해 이미 증명됐었다.

초소성은 미세 알갱이 합금과 관련된 속성이다. 이러한 가소성 타입 특성은 상업적으로 자동차 및 비행기에 사용되서 티타늄<Ti> 및 Al의 복합 실제 형상을 형성한다. 지금까지, Mg 합금은 상업적으로 이러한 유익한 처리공정을 누리지 않았 었다. 첫번째로, Mg 합금 주조는 필수적인 알갱이 경계 결정 구조를 보유하지 않고, 두번째로는, 세공된(wrought) Mg 시트는 초소성 형성을 위한 것으로는 너무 결이 거칠고/거칠거나 너무 듬성듬성하다.

나노기술의 보다 정의적인 논의에서 보면, 약 100 나노미터의 강화상(strengthening phases)이 바람직하다. 이것은 또 다른 강화 매카니즘이고, 지금까지는 약하게 합금된 AZ31 시트로 가능하지 않았었다. 그러나, 벌크 구조의 부품을 위해 처음부터 나노분말로 인한 이러한 미세구조의 건축 및 조립은 매우 비싸고 노동력이 많이 든다. 또한, 작업장에서 이러한 미세 알갱이의 취급시 안전 및 건강에 대한 우려가 있다. 미리 조립된 벌크 성분의 처리시 동일 공정에서 이러한 나노 강화 알갱이를 발생시키는 것이 보다 안전하고 실용적인 것 같다.

알갱이 크기는 Mg 합금 시트의 형성에 중대한 영향을 미친다. 최근, 상업적으로 세공된 Mg 합금 시트는 저강도의 AZ31 합금만이 입수 가능하다. 이것은 200-1,000 ㎛의 알갱이 크기를 보유하는 직접 주조(DC) 슬래브(0.3 m 두께)로부터 제조된다. 쌍롤 주조법(twin roll cast, TRC), 프로토타입 공정은 60 내지 2,000 ㎛의 알갱이 크기와 2 내지 5 mm 두께로 제공되고, 최근에는 432 mm 너비의 시트만이 가능하다. DC 또는 RC로의 제조는 이러한 큰 알갱이 크기의 Mg 합금으로 발생되는 제한된 슬립장치 및 결합때문에 강한 질감을 증진시킨다. 또한, 이러한 기초 급원으로 형성된 압축물은 강도가 50%이고, 질김은 가로결과 비교해서 한 방향이 72%이도록 직조된다. 통상적으로 제조되는 Mg 합금의 알갱이 경계 구조는 승온된 형성 온도가 사용되지 않는다면, 조기 파손이 없는 복합 변형에는 유리하지 않다. 3-D 형상의 처리 및 정밀 도면은 예컨대, 유사한 귀 형상부(resembling ears)가 결정의 미세구조 중 일부에 형성되는 "이어링(earring)"과 같은 결합으로 인한 고유의 비균일한 변형 및 질감으로 제한된다. 시트의 일부방향으로의 결합이 인장 시험시 증가된 신장율을 초래할지라도, 결합은 비등방성때문에 거친 알갱이의 Mg 합금을 제조해서 예외적으로 가공경화 및 비균일한 변형을 초래하므로, 복합 부품의 형성에 장애물이 될 수 있다. 추가로, 다이스(dies)에서의 형성 공정 및 실행 모델링은 이러한 구조적으로 비균일함을 신뢰할 수 없다. 또한, 현재의 거친 알갱이 Mg 합금의 조잡한 표면 마감처리는 자동차 시트 부품으로서의 이들의 수용성에 문제를 제기한다.

거친 알갱이 및 결합의 역효과를 최소화하기 위해서, 통상적인 합금 공정은 알갱이 크기가 보다 미세해질 때까지 다중 롤링 및 어닐링 작동을 사용한다. TRC 제품은 통상적으로 너무 얇아서 아주 뜨거운 가공에 의해서 7 ㎛ 미만의 알갱이 크기로 정제된다. 또한, TRC 구조는 중심선이 다공성이 된다. 연속 주조된 Mg 합금은 전도유망할 수 있지만, 최근에 이 기술은 충분히 개발되지 않고, 그 범위는 소사업장의 작동에 적합하지 않고 본 발명의 공정으로 제공되는 탄력성을 가질 수 없으며, 다수의 개별적인 기술 단편이 이의 총 실행을 위해서 요구된다. 추가로, 공지된 공정의 슬래그 및 드로스(dross)는 처리된 재료로 인한 난용물의 공격을 당할 수 있을 것이다; SF ₆ 기체(지구 온난화 기체)는 부산물을 제조할 수 있고; 트랩된 함유물은 임의의 필수적인 유동을 초래할 수 있다. 큰 알갱이의 통상적인 시트의 전구체(precusor)를 시트 폼(sheet form)으로 제조하기 위해 파괴하는데 수반되는 다수의 단계는 현재의 세정된 Mg 합금을 약 $ 5.00 내지 $ 1.00/lb로 비싸지게 한다.

상기에서 지시되는 바, 합금 조성물 및 알갱이의 구조를 바꿔서 이러한 처리된 합금이 순차적으로 실제 형상화된 시트 제품으로 작업되기 위해, 빠르고 자동화된 방법으로 실시될 수 있는 장치 및 공정에 대한 요구가 존재한다.

상기 목표를 달성하던 중, 본 발명자는 마그네슘 금속 합금을 함유하고, 약 2 ㎛ 이하의 알갱이 크기가 획득되는 저렴한 초미세 알갱이 구조의 시트를 산출하기 위한 실용적인 신규 공정 및 장치를 발명했고, 이는 순차적으로 초소성 형성 공정 또는 임의의 다른 적합한 형성 공정으로 변형되서 실제 형상화된 시트로 형성된 물품을 형성할 수 있다.

본 방법은 사출 성형 및 변형 사출 성형 그리고 압출 성형을 포함하는 초미세 알갱이 전구체를 제조할 수 있는 다양한 빠른 고체화 성형 방법으로 최초 형성된 미세 알갱이 구조 시트의 변형 스트레인 처리 단계를 수반한다. 이후에, 부품의 최종적인 실제 형상은 초소성 형성, 드로잉 또는 스탬핑 등으로 달성될 수 있다. 그러므로, 본 발명은 약 10 ㎛ 미만의 알갱이 크기를 보유하는 미세 알갱이 전구체의 최초 형성을 제공한다. 이후에, 미세 알갱이 전구체는 전구체의 미세구조를 파괴해서 신규의 알갱이 경계를 제조하는, 예컨대, 인장 압축, 압축 및/또는 정현파 변형(SWP)을 포함할 수 있는 변형 스트레이닝(straining)에 적용된다. 수득된 시트는 초미세 결정 구조를 보유하고, 초소성 형성 공정으로 이 시트가 최종적인 실제 형상이 되게 한다. 따라서, 일 관점에서, 본 발명은, 마그네슘 금속 합금 재료를 제공하는 단계; 실질적으로 금속 합금 재료를 용융시키는 단계를 포함하는 성형, 및 금속 합금을 빠르게 고체화시켜서 미세 알갱이 전구체를 형성하는 단계; 및 미세 알갱이 전구체에 변형 스트레인으로 소성 변형을 가해서 초미세 알갱이 구조의 시트 폼을 형성하는 단계를 포함하는, 정제된 알갱이 구조를 보유하는 시트 재료의 형성방법이다.

또 다른 측면에서, 미세 알갱이 전구체는 등방성 알갱이 구조를 보유한다.

또 다른 실시예에서, 상기 마그네슘 금속 합금 재료를 제공하는 단계 및 성형하고 신속히 고형화하는 단계가 다수의 미세한 알갱이 전구체를 형성하도록 반복되고 그 방법은 추가적으로 스택을 형성하도록 다수의 미세한 알갱이 전구체를 스택하는 것을 포함하고 소성 변형을 가하는 단계는 변형 스트레인에 의하여 상기 스택을 소성 변형하는 것을 포함한다.

또 다른 실시예에서는, 초미세 알갱이로 구조된 시트 폼의 두께에 대한 스택의 두께의 비율은 대략 3:1에서 30:1의 범위이다. 또 다른 실시예에서는, 스택의 평면 영역에 대한 초미세 알갱이로 구조된 시트 폼의 평면 영역의 비율은 대략 3:1 내지 30:1이다.

추가적인 예에서, 소성 변형을 분배하는 단계는 초미세 알갱이로 구조된 시트 폼을 형성하기 위해 미세한 알갱이 전구체와 결합한다. 또 다른 예는 미세한 알갱이 전구체의 적어도 2개가 대응하는 다른 성질을 갖는 각각의 다른 금속 합금으로부터 성형된다. 또 다른 실시예는 미세한 알갱이 전구체의 적어도 하나는 다른 미세한 알갱이 전구체 보다 상대적으로 더 큰 신장을 갖는다. 추가적인 예에서 미세한 알갱이 전구체의 적어도 하나는 다른 미세한 알갱이 전구체보다 상대적으로 더 큰 강도를 갖는다. 또 다른 실시예에서 부재를 강화하는 것이 복합 초미세 알갱이 구조화된 시트 폼을 형성하도록 미세한 알갱이 전구체 사이에 놓여진다. 또한 부재를 강화하는 것이 수염, 흑연 섬유, 세라믹 섬유, 와이어, 와이어 메쉬 및 금속 섬유로 구성된 그룹으로부터 선택된 것이 또 다른 실시예이다.

또 다른 실시예예서 금속 합금 재료를 신속히 고형화하는 것은 미세한 알갱이 전구체를 형성하기 위해 적어도 80C/sec의 냉각 비율이다.

미세한 알갱이 전구체가 약4mm를 초과하지 않는 두께를 갖는 것은 또 다른 실시예이다. 또따른 실시예는 총체적으로 약2%가 넘지 않는 다공성을 갖는 것이다. 미세한 알갱이 전구체가 약 1%가 넘지 않는 가스의 다공성을 갖는 것은 또 다른 실시예이다.

또 다른 실시예에서, 변형 스트레인은 스트레인 비용에서이고 소성 변형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체가 일정 온도로 가열된 동안에 수행되고, 스트테인 비율, 온도 및 변형 스트레인은 미세한 알갱이 전구체를 초미세 알갱이가 구조화된 시트 폼으로 재알갱이하는데 협동한다.

또 다른 예에서, 상기 알갱이 구조는 적어도 50% 높은 각도의 경계를 구비하는 초미세 알갱이를 생성하는 연속적인 다이나믹 재알갱이를 포함한다.

또 다른 예에서, 초미세 알갱이가 구조화된 시트 폼은 약 5를 넘지 않는 기부(0002)의 조직의 밀도를 갖는다. 또 다른 실시예에서, 초미세 알갱이의 구조화된 시트 폼은 약 10%를 넘지 않는 항복 강도 비등성을 구비한다. 또 다른 실시예에서, 변형 스트레인 비율은 0.1~50S ^-1 의 범위이다. 또 다른 예는 온도가 150C에서 450C의 범위이다.

또 다른 실시예에서 스트레인 비율(ε)과 온도(T)는 Q가 활성 에너지(135kj mol ^-1 ) 이고 R이 가스 상수일때 Z= ε x exp(Q/RT) ^-0.2 의 공식에 의해 알갱이되는 것으로서 10 ⁹ S ^-1 보다 큰 제너 인자(Z)를 생성한다.

또 다른 실시예에서, 변형 스트레인은 적어도 0.5이다.

또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 것은 알갱이 구조의 대략 10%보다 적은 짝직기에 의해 미세한 알갱이 전구체의 알갱이 경계사이의 슬립에 의해 생성된다. 또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 것은 알갱이 구조의 실질적인 전단 벤딩 없이 발생한다. 또 다른 실시예에서, 성형하고 고형화하는 단계는 미세한 알갱이 전구체에서 복수의 상의 마이크로구조를 전개한다. 또 다른 실시예에서, 복수의 사의 마이크로 구조는 알갱이 성장을 최소화하는 고정화 알갱이를 포함한다.

또 다른 실시예에서는, 소성 변형을 가하는 단계는 가열 변형과 초소성 변형에 적합한 높은 잘못된 변형을 구비하는 새로운 알갱이 경계의 형성을 유발하는 단계를 포함한다.

또 다른 실시예에서는, 성형하는 단계와 소성 변형을 가하는 단계는 일체화된 장치에서 수행된다. 또 다른 실시예에서, 성형 단계와 소성 변형을 가하는 단계는 분리된 장치에 의해서 수행된다. 또 다른 실시예에서, 성형 단계는 금속 재료의 반 고체 금속 삽입 성형을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 반고체 금속 재료의 고체 성분은 약 30%를 초과하지 않는다. 또 다른 실시예에서, 반고체 금속 삽입 성형은 뜨거운 러너 시스템에 의하여 몰드에 반고체 금속 재료를 전달하는 것을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 복수의 미세한 알갱이 전구체는 적어도 80% 생산량으로 형성된다. 또 다른 실시예에서, 반고체 금속 재료는 적어도 1.5m/sec의 스크류 샷(shot) 속도로 삽입된다. 또 다른 실시예에서, 성형 단계는 추가적으로 금속 합금 재료의 돌출 성형되는 것을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 성형 단계는 추가적으로 금속 합금 재료의 진공 성형을 포함한다.

상기 방법이 소성 변형을 가한 후에 나노 사이즈의 그레인 구조 시트를 실제 형상으로 가공하는 단계를 포함한다. 또 다른 실시예에서, 상기 방법은 추가적으로 실제 형상화된 부분에 대한 내크리프성을 가하는 실제 형상화된 부분을 열 처리하는 단계를 포함한다. 추가전인 실시예는 실제 형상화 단계는 스탬핑, 드로잉, 딥 드로잉, 초가열성 성형을 포함한다. 또 다른 실시예에서 실제 형상화 단계는 자동차의 구성요소를 형성한다.

또 다른 실시예에서, 상기 방법을 수행하는 도구가 제공된다. 또 다른 실시예에서, 상기 방법에 의행 형성된 물품이 제공된다.

플라스닉 병형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체의 다이 프레싱을 포함하는 것은 또 다른 실시예이다. 또 다른 실시예는 상기 소성 변형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체를 롤링하는 것을 포함한다. 또 다른 실시예는 소성 변형을 가하는 단계는 추가적으로 미세한 알갱이 전구체의 에지를 억제하는 것을 포함한다. 또 다른 실시예는 미세한 알갱이 전구체의 에지가 터크 헤드 (Turks Head) 배열에 의행 억제된다.

추가적인 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 복수의 각각의 변형 스트레인을 구비하는 복수의 롤링 통로에서 미세한 알갱이 전구체를 롤링하는 것을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 각각의 롤링 통로의 상응하는 변형 스트레인은 적어도 50%이다. 또 다른 실시예에서, 롤링 단계는 대기온도 이상의 온도에서 제1롤링 통로를 포함하고, 각각의 연속적인 통로는 더 낮은 온도에서이다. 또 다른 실시예에서, 복수의 롤링 통로는 크로스 롤링된다.

또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체의 돌출 성형을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체의 단조를 포함한다. 또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 미세한 알갱이 전구체를 형성하는 흐름을 포함한다.

또 다른 실시예에서, 시트 폼은 약 5 ㎛보다 적은 알갱이 구조를 갖는 것이 제공된다. 또 다른 실시예에서, 시트 폼은 약 2 ㎛보다 적은 알갱이 구조를 갖는 것이 제공된다. 또 다른 실시예에서, 시트 폼은 약 1 ㎛보다 적은 알갱이 구조를 갖는 것이 제공된다.

또 다른 실시예에서, 상기 전구체는 약 10 ㎛보다 적은 알갱이 구조를 갖는 것이 구비된다. 또 다른 실시예에서, 상기 전구체는 약 5 ㎛ 보다 적은 알갱이 구조를 갖는 것이 구비된다.

또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 상기 전구체가 대기보다 가열된 동안에 형성된다.

또 다른 실시예에서, 마그네슘 금속 합금은 약0.1퍼센트 보다 적은 습기 성분을 구비한다.

또 다른 실시예에서, 소성 변형을 가하는 단계는 SWP시트를 형성하는 압축 스트레인과 선택적인 인장 스트레인의 결합으로써 미세한 알갱이 전구체를 소성 변형하는 것을 포함하고, 상기 금속 재료를 제공하는 단계, 성형후 급히 고형화하는 단계 및 소성 변형하는 단계는 다수의 SWP시트를 형성하기 위해 반복하고 SWP스택을 형성하기 위해 상기 다수의 SWP 시트를 스택하고 초미세 알갱이 구조화된 시트 폼을 형성하기 위해 SWP 스택을 소성 압축한다.

또 다른 구성에서, 소성 압축하는 단계는 제1방향에서 미세한 알갱이 전구체를 주름잡고 그 후에 제2방향에서 미세한 알갱이 전구체를 주름잡는 것을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 미세한 알갱이 전구체를 소성 변형하는 단계는 상기 주름잡힌 미세한 알갱이 전구체를 평탄하게 하는 것을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 적어도 한 방향에서 작업부재의 길이를 억제하는 동안 상기 작업부재를 평형하게 함으로써 적어도 부분적으로 압축 스트레인은 가해진다.

또 다른 실시예에서, 알갱이 구조를 정제하고 초미세하게 알갱이된 금속 재료 시트를 생성하는 기구는 입구, 입구로부터 떨어져 있는 배출구 및 상기 입구와 배출구 사이에 정의되는 챔버를 구성하는 수용체; 상기 입구에 의해 챔버로 금속 재료를 삽입하는 상기 입구와 결합된 공급기; 상기 금속 재료가 솔리더스(solidus) 온도 이상의 온도에서 있도록 챔버안에 위치된 금속 재료에 열을 전달하는 가열 장치; 상기 수용체로부터 상기 금속 재료를 배출구를 통해 배출하기위한 배출 수단; 배출된 금속 재료를 섬세하게 알갱이된 전구체로 형성하고 급속히 고형화하는 형성 수단; 및 초미세 알갱이 사이즈를 구비하는 금속 재료 시트를 형성하는 전구체 물품으로 변형 스트레인을 가하는 한 쌍의 대응되는 성형 부재를 포함하는 소성 변형 수단을 포함한다.

또 다른 실시예에서, 상기 대응하는 성형 부재는 다이이다. 또 다른 구성에서 대응되는 성형 부재는 롤이다.

또 다른 실시예에서, 상기 기구는 추가적으로 스택에 다수의 전구체 물품을 스택하는 수단을 포함하고, 한 쌍의 대응하는 형성 수단은 초미세 알갱이 사이즈를 가지는 금속 재료의 시트를 형성하도록 스택에 변형 스트레인을 부가하도록 구성한다.

또 다른 실시예에서, 상기 장치는 추가적으로 스택에 전구체 물품에 인장 및 압축 스트레인을 부가하는 수단, 상기 전구체 물품은 주름잡힌 작업부재로 변형하며 표면에 돌출부가 형성된 대응하는 제2의 한쌍의 대응하는 성형 부재를 포함하는 소성 변형 수단, 대응하는 제2 성형 부재의 돌출부로부터 옵셋된 제2멤버의 하나의 돌출부; 상기 주름잡힌 작업부재를 평탄하게 하기 위한 평탄하게 하는 수단을 추가적으로 포함하는 소성 변형 수단을 포함하고 상기 스택은 스택을 형성하게 하기 위해 다수의 평탄한 작업부재를 스택하는 것을 의미한다.

또 다른 실시예에서, 제2의 대응하는 형성 수단은 다이이다. 또 다른 실시예에서, 제2의 대응되는 형성 수단은 롤이다. 또 다른 추가적인 국면에서 상기 스택하는 수단은 상기 전구체 물품 사이에 강화 요소를 배치하는 수단을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 상기 스택은 추가적으로 미리 알갱이된 위치에서 전구체 물품을 배열하는 수단을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 상기 장치는 추가적으로 상기 금속 재료 시트 폼을 실제 형상화된 알갱이로 샤프닝하는 실제 형상화 수단을 포함한다. 또 다른 실시예에서, 사프닝은 드로인 프레스 및 초소성 형성 장치중에 하나이다. 또 다른 실시예에서, 상기 수용체, 공급기, 가열 수단. 방출 수단 및 형성 수단은 삽입 성형 장치의 부분이다. 또 다른 실시예에서, 수용체, 공급기, 가열 수단, 방출 수단 및 형성 수단은 반고체 금속 삽입 성형 장치의 부분이다.

도1은 본 발명의 원리를 구체화한 방법과 제조 셀의 도식적인 도면.

도2는 본 발명의 구성에 따를 롤 다이의 측면도.

도3은 본 발명의 원리를 구체화한 방범과 제조 셀의 도식적인 도면.

도4는 본 발명의 원리를 구체화한 방법과 제조 셀의 도식적인 도면.

도5A는 본 발명과 관련되어 사용되는 도4에서 도시된 바와 같은 세로방향 롤 다이의 사시도.

도5B는 본 발명과 관련되어 사용되는 도4에서 도시된 바와 같은 관통방향 롤 다이의 사시도

도6은 본발명에 따른 하나의 가능한 프로세스의 플로우차트.

도7은 돌출 성형 장치와 결합된 본 발명의 도식적인 도면.

도8은 SWP AZ91D와 AZ31B에 대한 경도(Hr)에의 알갱이 사이즈(d)의 효과를 비교한 그래프.

도9는 초기 알갱이의 함수로서 (280℃ 및 200psi에서 처리된) 초소성 벌즈 테스트의 결과의 대표도.

본 발명에 따른 구성에 의하면, 미세한 알갱이 전구체는 미시건 안 아버의 틱소맥(Thixomat) 주식회사의 틱소성형 ^TM 처리에 의한 것과 같은 금속의 삽입 성형(IM)에 의해 형성된다. 이러한 처리의 사용으로 금속 온도는 DC 또는 TRC에서 보다 약 80 내지 100℃ 낮은 액체 근처로 낮아질 수 있다.

이러한 보다 낮은 온도는 빠른 냉각을 도와 고형화시 보다 미세한 알갱이를 핵화한다. 사출 성형되어, Thixomolded ^TM Mg 합금은 등방성을 갖는데, 다시 말해, 4 내지 5㎛ 알갱이 크기 α상을 갖는 균일한 미세구조를 가진다. 나아가, 이들 사출 성형된 Mg 합금은 더 낮은 가스 또는 수축 다공도(less gas and shrink porosity)를 갖는 비-원주형(non-columnar) 알갱이를 갖는다. 다중 공급 포트의 사용을 통해서, 큰 시트 바아의 빠른 사출 성형이 가능한다. 나아가, 핫 러너 시스템(a hot runner system)이 액체 금속을 고형화용 주형으로 전달하기 위해 사용될 수 있는데, 이는 큰 시트 바아의 생산 수율을 증가시킬 수 있다. 적절한 시트 바아가 현존하는 상업적 Thixomolding 장치에서 1000톤까지의 크기, 및 5×400× 40mm의 시트 용적으로 용이하게 성형될 수 있다.

표 1은 현재의 생산 방법과 본원발명(IM + SWP 및 IM + 변형 스트레이닝)을 수득된 알갱이 크기의 범위뿐만 아니라 시트 바아와 같은 전구체 작업부재에 관하여 비교하고 있다.

표 1. Mg 시트의 알갱이 크기에 대한 공정의 효과

도1을 참조하면, 본 도면은 본원발명의 원리를 구체화하는, 일반적으로 8번으로 지칭되는 장치를 개략적으로 도시한다. 본 장치(8)는 시트 바아의 금속 사출 모델을 위한 사출 성형 장치(10)를 포함한다. 도1에서 보이는 바와 같이, 사출 성형 장치(10)의 구성은 몇 가지 측면에서 플라스틱 사출 성형 장치의 구성과 유사하다. 장치(10)는 호퍼(12)를 통해 가열된 상호 스크류 주입 시스템(14)으로 공급 스톡(11)을 공급받는데, 상호 스크류 주입 시스템(14)은 아르곤과 같은 보호성 대기하에서 공급 스톡을 유지한다. 더욱 구체적으로는, 공급 스톡은 배럴(15)의 일단부에 위치한 유입구(16)를 통해 배럴(15)로 수용된다. 배럴(15) 내에서, 공급 스톡은 스크류(18) 또는 다른 수단의 회전 동작에 의해 앞으로 이동한다. 공급 스톡이 스크류(18)에 의해 앞으로 이동함에 따라, 스크류(18)의 작동에 의해 교반되 거나 전단되면서, 또한 히터(20)에 의해서 가열된다[히터(20)는 저항, 유도 또는 다른 형태의 히터가 될 수 있다].

이러한 가열 또는 전단은 공급 스톡 물질을 실질적으로 용융된 상태로 만들어 공급 스톡 물질이 사출가능하도록 한다. 사출가능 물질은 비복귀형 밸브(22)를 통해 통과하여 스크류(18)의 전단부를 넘어 배럴(15) 내에 위치한 축적 영역(24)으로 축적된다. 축적 영역(24)에서 사출가능한 물질의 필요한 양이 축적되면, 주기 중 사출 부분이 수압으로(hydraulic) 또는 다른 작동기(25)으로 스크류(18)를 전진시킴으로써 시작된다. 스크류(18)가 전진함에 따라 축적 챔버(24)에 있는 물질은 노즐(26)을 통해 주형(28) 파일링(filing)으로 방출된다. 주형 공동이 그에 따라 정의되며, 시트 바아(30)와 같은 전구체 작업부재가 형성된다. 적어도 일 실시예에서, 스크류(18)의 샷(shot) 속도는 적어도 1.5미터/초이다. 핫 러너 시스템(hot runner system)(도시되지 아니함)은 임의적으로 물질을 주형 공동(mold cavity)으로 전달하는 것을 돕는데 사용되며, 그에 따라 열적 손실을 최초화한다. 나아가, 이러한 공정은 "프로즌 플러그(frozen plug)"를 유발하는데, 즉, 금속이 고형화되며; 여기에서 사출 성형이 실행가능한 동안 주형상에서 진공을 끌어당기며 주형이 사출가능한 물질을 수용하고, 나아가 시트 바아(30)의 공극을 감소시키는데 사용된다. 이러한 전구체의 초기 형성은 미립자 또는 상을 고정함으로 다중상 미세구조(multiphase microstructure)의 전개를 허용하여, 알갱이 성장을 최소화하기 위한 알갱이 경계를 고정시킨다.

바람직한 일실시예에 있어서, 장치(10)의 야금술적 공정은 주형(28)에 주입 전에 고체 플러스 액체 상으로 미립자 공급 스톡을 가공하는 결과를 초래한다. 이러한 기본적인 공정의 다양한 양태가 알려져 있고, 두 개의 그러한 양태가 미국특허 4,694,881 및 4,694,882에 개시되어 있는데, 이는 본원에 참고문헌으로 삽입되어 있다. 이 공정은 일반적으로 반고체 금속의 전단과 관련되어 있어 덴드라이트(dendritic) 고체의 성장을 방지하고 슬러리 내에서 비-덴드라이트 고체를 생성시켜, 일부 그 요변성(thixotropic property)으로부터 유발되는 개선된 성형 특징을 갖는다(반고체 비-덴드라이트 물질은 그 적용되는 전단율에 비례하는 점성을 보이는데, 전단율은 덴드라이트 상태일 때, 동일한 합금의 그것보다 낮다.). 시트 바아(30)를 형성하는 이러한 공정의 다양한 양태는 미립자 물질이 아닌 다른 형태로 초기화된 합금 물질을 제공하는 단계; 합금 물질을 모두 액체상이 되도록 가열한 후, 이어서 고체 플러스 액체 상이 되도록 냉각하는 단계; 합금 가공용 및 합금 주입용 분리된 용기를 채용하는 단계; 배럴을 통해 합금을 축적 영역으로 전진시키기 위해 중력 또는 다른 수단을 이용하는 단계; 전자기력을 포함하는 선택적인 공급 메커니즘; 및 공정상의 다른 변형을 포함한다.

또 다른 바람직한 실시예에서, 장치(10)의 야금술적 공정은 미립자 공급 스톡을 모두 액체상으로 가공하여 주형(28)에 주입하여 빠르게 고형화시킨다.

또 다른 바람직한 실시예에서, 주형 내의 액체상 물질은 적어도 80℃/초의 냉각 속도로 빠르게 고형화된다.

또 다른 바람직한 실시예에서, 시트 바아(30)는 약 4mm를 초과하지 않는 두께를 가진다.

또 다른 바람직한 실시예에서, 장치(10)의 야금술적 공정은 약 2%를 초과하지 않는 총 다공도를 갖는 시트 바아(30)를 생성한다. 총 다공도는 금속의 수축으로부터 유도되는 수축성 다공도(shrinkage porosity) 및 가스 다공도를 모두 포함한다. 수축성 다공도는 알갱이 경계의 주위 공융 영역(eutectic region) 내에서 보다 선형 또는 평평한 모양이나 성형된 공간(void)을 포함한다.

또 다른 바람직한 실시예에서, 약 0.1% 미만의 공급 스톡 습기 성분을 갖는 보호성 아르곤 대기는 가스 다공도를 최소화하여 1%를 넘지 않도록 하며, 산화물의 형성을 최소화 한다.

일단 미세 알갱이화된 시트 바아(30)가 형성되면, 변형 스트레인을 시행한다. 변형 스트레인은 예를 들어, 인장-압축 스트레인, 압축 스트레인, 또는 스트레인 또는 스트레인 텐서(tensor) 또는 텐서에 의해 정의된 다른 스트레인의 조합일 수 있다. 적어도 하나의 다른 실시예에서, 변형 스트레인은 적어도 압축적으로 시트 바아(30)를 스트레인함으로써 소성 변형을 부여하는 것과 연관된다. 변형 스트레이닝의 이 두 번째 단계는 미세구조 내에서 변위의 축적을 허용하는데, 이는 이어지는 웜 형성(warm forming) 또는 수퍼플라스틱 형성에 적합한 높은 오방향성(high misorientation)을 갖는 새로운 알갱이 경계를 형성하도록 한다.

이러한 변형 공정의 일 실시예에서, 시트 바아(30)는 변형 스트레이닝하는 동안 스트레인율(a strain rate)의 온도로 가열된다. 변형 스트레인 및 스트레인율의 조합에서의 온도는 협력하여 알갱이 구조를 재결정화하고 초미세 알갱이 구조를 생성시킨다. 이는 재결정화가 적어도 50%의 높은 각도 알갱이 경계 및 약 5를 초과하지 않는 기초 직물의(basal texture) 강도를 생성하는 연속적인 동적 재결정화 메커니즘을 포함한다. 나아가, 스트레인율(ε') 및 온도(T)는 바람직하게는 공식 Z={ε'×exp(Q/RT)} ^-0.2 에 의해 결정되는 바, 약 10 ⁹ s ^-1 를 초과하는 제너 요소(Zener factor) Z를 생성한다. 여기에서 Q는 활성 에너지(135kj mol ^-1 )이고, R은 가스 상수이다.

적어도 일 실시예에서, 변형 스트레인율은 약 0.1 내지 50s ^-1 의 범위 내이다. 변형 스트레이닝동안 시트 바아(30)의 온도는 약 150 내지 450℃의 범위 내이고, 나아가, 변형 스트레인은 적어도 0.5일 수 있다. 변형 스트레인은 나아가 10% 미만의 트위닝을 갖고 실질적으로 전단 벤딩(shearing banding)이 없는 알갱이 미세구조의 우선적인 슬립 메커니즘(slip mechanism)에 의해 시트 바아를 유연하게 변형시킬 수 있다.

이러한 변형 공정의 추가적인 예에서는, 전구체는 성형 표면을 갖는 한 쌍의 대응되는 요소들 사이에서 물질을 형성하는 과정을 겪는다. 성형 표면의 모양은 큰 스트레인 또는 스트레인들을 부여하여, 주조 미세구조를 붕괴시키고, 전구체 내의 새로운 알갱이 경계를 생성시킨다. 10°㎛이하의 미세 알갱이 구조를 갖도록 초기 형성된 시트 바아로 시작하여, 이러한 전구체 작업부재가 이어서 형성되는데, 예를 들어 상응하는 부드러운 성형 표면들을 갖는 두 성형 요소들 사이에 압축적으로 보다 얇고 평평한 부재로 형성된다. 바람직하게는, 변형 공정은 따뜻한 온도에서 수행되는데, 물질의 온도는 어떠한 것이라도 추가적으로 성형 표면 사이를 지나 가게 된다면, 점진적으로 낮아진다.

시트 바아(30)를 변형시키기 위한 다양한 계획들을 구상할 수 있다. 시트 바아(30)는 적어도 한 세트의 매칭 롤(202) 또는 일련의 매칭 롤(도시되지 않음) 또는 대향 프레싱 다이(도시되지 않음)을 갖는 롤링 밀(200)을 통해 통과할 수 있는데, 이들 중 어떠한 것도 가열될 수 있다. 또한, 변형 공정은 시트 바아(30)의 형성과 분리되어 수행될 수도 있고, 공정 셀로 직접 통합되어 수행될 수도 있는데, 이로써 장치(8)는 전달 메커니즘으로 공급되어 시트 바아(30)를 주형(28)으로부터 롤링 또는 프레싱 밀(200)로 전달한다(전달 메커니즘은 라인(204)에 의해 대표되는 바와 같이 다양하게 알려져 있다).

도시된 롤링 밀(200)에서, 시트 바아(30)는 대향 롤러(206)의 적어도 한 세트(202)를 통해 통과한다. 롤러(206)의 표면(208)은 각각 압축적으로 시트 바아(30)를 평평하게 하도록 설계된다. 이를 성취하기 위해, 롤러(206)는, 롤러(206)를 통과함에 따라 시트 바아(30)를 도입하여 압축하는 부드러운 표면(208)을 구비할 수도 있다. 롤(202) 또는 롤러 세트은 통상적으로 알려진 바와 같이, 백업 롤(33)(도시되지 아니함)에 의해 서로를 향해 가압될 수 있다.

도2를 참조하면, 선택적으로, 대향 롤러는 흐름 형성 배열(230)의 일부가 될 수 있다. 이 흐름 형성 배열(230)은 제1모양(234) 및/또는 제2모양(236)을 갖는 제1롤러(232)를 포함할 수 있다. 작업부재(30)는 제1롤러(232)에 대하여 유연하게 변형되어 제2롤(240)에 의해 스핀 형성(spin forming)되고 가압됨으로써 초미세 알갱이화된 부재(238)를 형성할 수 있는데, 제2롤(240)은 제1롤(232)의 제1단부(242) 로부터 제2단부(244)까지 움직인다. 이러한 기술은 일반적으로 흐름 형성으로 언급되는데, 예를 들어 실린더 모양을 생성하는데 사용된다.

적어도 일 실시예에서, 시트 바아의 측면 팽창이 억제된다. 이는 도1에서 언급한 바, 롤 중 하나, 예를 들어, 하부 롤(206)에 의해 수행되는데, 롤(206)의 대향 단부들 상에 상승 랜드(raised lands)(210)를 제공한다. 상승 랜드(210)는, 시트 바아(30)가 롤러(206)의 랜드(210)를 넘어 측면으로 팽창하지 않도록 하는 방식으로 상부 롤러(206)의 단부와 매칭된다. 나아가, 롤러(206)의 랜드(210)에 의해 제공된 콘스트레인(constrain) 및 측면 위치를 조정함으로써, 수득되는 시트 스톡 물질(212)의 두께는 시트 바아(30)의 초기 두께와 관련하여 조절될 수 있다.

선택적으로, 턱스 헤드 배열(Turks Head arrangement)(도시되지 않음)이 시트 바아(30)의 모서리를 억제하는데 사용될 수 있다. 턱스 헤드 배열은 두 쌍 이상의 롤을 사용하는데, 한쌍은 수직으로 배열되고 나머지 한쌍은 수평으로 배열된다. 수직 롤은 그들 사이에 배치된 시트 바아(30)와 이격되어 위치하는데, 시트 바아(30)의 모서리는 수직 롤과 접촉하고 이는 수평 롤이 시트 바아(30)를 압축하여 평평하게 하는 동안 팽창을 제한한다.

적어도 하나의 다른 실시예에서는, 작업부재(30)은 롤(202)의 제1세트를 통해 통과하고, 롤의 제2세트(도시되지 아니함)에 수용되는데, 이는 롤(202)의 제1세트의 표면(208)과 유사한 실질적으로 부드러운 표면을 가질 수 있다. 롤의 제2세트는 변형 스트레인을 부여함으로써 작업부재(30)를 보다 평형하게 한다. 롤의 추가적인 세트(도시되지 아니함)는 롤의 제2세트에 이어서, 추가적인 변형 스트레인 을 부여함으로써 작업부재를 더 평평하게 하는데 사용될 수 있다. 적어도 또다른 실시예에서는, 작업부재(30)은 점진적 롤 세트 사이에서 회전하는데, 예를 들면, 롤(202)의 제1세트를 통과하고 롤의 제2세트에 수용되지 전에 작업부재(30)를 90°회전시킨다.

도3을 참조하면, 적어도 다른 하나의 실시예가 제공된다. 이 실시예에서는, 한 세트의 시트 바아(30)가 스택(250)으로 쌓여 있는데, 스택(250)은 변형 스트레인을 거친다. 시트 바아(30)의 스택(250)은 층을 형성하고 있는데, 이는 롤링 밀(200)을 통해 통과할 수 있다. 다시, 변형 공정이 시트 바아(30)의 형성과 분리되어 수행될 수도 있고, 공정 셀로 직접 통합될 수도 있는데, 이로써 장치(8)에는 전달 메커니즘(252)이 제공되며, 이는 예를 들어, 로봇화 또는 레일 받침대(rail gantry) 배열과 같은 알려진 다양한 방법일 수 있고, 시트 바아(30)를 주형(28)으로부터 스택(250)으로 전달하여 롤링 또는 프레싱 밀(200)에 전달하게 된다.

적어도 또 다른 실시예에서, 스택(250)은 롤링 또는 프레싱 밀(200)에 의해 유연하게 변형되는데, 이는 시트 바아 층(30)을 함께 접착시킨다. 일 실시예에서, 접착 공정은 시트 바아 층(30)의 마찰 스트레인 용접(friction strain welding)으로 수행된다.

나아가, 강화 요소가 시트 바아 층(30) 중 어느 것 사이에도 위치할 수 있어, 복합 구조를 제공한다. 예를 들어, 휘스커, 흑연 섬유, 세라믹 섬유, 와이어 메쉬, 및 금속 섬유로 구성되는 군으로부터 선택되는 강화 요소가, 층(30)의 적층동안 로봇화 또는 레일 받침대 배열과 같은 적절한 자동화 공정, 또는 수동 공정에 의해 두 개 이상의 시트 층(30)사이에 위치할 수 있다. 그 후, 스택(250)이 롤링 또는 프레싱 밀(200)에 의해 유연하게 변형될 때, 시트 층(30)은 강화요소와 함께 결합되고, 강화요소는 복합 시트(212)에 강화된 내부하(load bearing) 기능을 제공한다.

다르게는, 시트(212)의 특성은 스택(250) 내에서 선택적으로 배치된 시트 바아 층(30)을 사용하여 좋아진다. 상기 시트 바아 층(30)은 대응적으로 서로 다른 성질을 가진 각각이 서로 다른 금속합금으로 성형 된다. 예를 들어, 상기 스택(250)은 솔트 스프레이와 같은 높은 내식성을 가진 금속합금물질로 성형되는 상부 및/또는 하부 시트 바아 층을 포함한다. 더우기, 상기 스택(250)은 높은 항복(yield) 그리고/또는 극한강도 그리고/또는 높은 신장율을 가진 금속합금물질로 성형된 다른 시트 바아 층(30)도 포함한다. 이러한 층(30)의 적층은 사전에 정해진 방식으로 최종 시트(212)의 성질을 필요한 성능으로 조정한다. 예를 들어, 컨트롤러, 또는 논리 시켄스를 수행할 수 있는 다른 장치가 프로그램 되어서, 특정 순서로 상기 층(30)의 자동 적층을 이행하는 로보틱 또는 레일-갠트리 장비와 인터페이스로 접속한다.

시트 바아(30) 또는 스택(250) 변형을 위한 다른 계획으로, 적어도 1세트의 압축 평판(도시 않음)이 롤링 밀(200) 대신에 사용된다. 또한, 상기 평판에는 완만하고, 대략 평탄한 면이 주어지거나 또는 임의적인 다른 적절한 외형상으로 이루어지며, 상기 면은 시트 바아(30) 또는 스택(250)을 압축하여 변형한다.

도4를 참고로, 적어도 1개의 다른 실시예를 설명한다. 최종 시트는 SWP공정 으로 형성된 층을 구비한다. 상기 층은 적층되어 긴장 변형을 받게 된다. SWP공정은 교대식 인장 및 압축 변형의 조합으로 소성 변형을 부여하는 단계를 포함한다. 이러한 변형 단계는 또한, 높은 오방향의 새로운 알갱이 경계부를 형성하게 이끄는 미세구성체 내에서의 전위 보관(storage of dislocations)도 허용한다.

SWP공정의 일 실시에서, 전구체는 주름잡히지만 사인파 형태로 형성된 면을 가진 한쌍의 대응 부재 사이에서 물질의 반복된 형성동작을 받게 된다. 형성 면의 형태는 상당한 변형을 부여하고, 주조물 미세구성을 붕괴하여, 전구체에 새로운 알갱이 경계를 생성한다. 초기에 10㎛ 이하의 미세 알갱이 구성을 갖도록 형성된 시트 바아(30)로 개시하여, 기본적으로 평면-변형 신장-굽힘 동작을 하는 상태에서, 상기 전구체 작업부재가, 대응적으로 주름잡힌 형성 면을 가진 2개 부재 사이에서 측면 제약을 받거나 또는 제약을 받지않고 형성된다. 제1형성단계 후에, 다시 상기 작업부재가 형성된다. 그런데, 이러한 제2형성단계 중에는, 바람직하게 상기 주름은 반드시는 아니지만, 제1형성단계의 주름과는 다른 방향으로 향해진다. 상기 제2형성단계의 수직 방향이 최상의 최종 결과물을 생성한다고 믿어진다. 바람직하게, 이러한 2개 형성단계는 첫번째의 2개 형성단계에서 나타난 것과 반대로 나타내는 제3 및 제4단계에서의 주름으로 반복된다. 역으로 말하면, 제3주름의 릿지와 밸리가 제1주름의 릿지와 그루브에서 역으로 되거나 페이스를 벗어난다는 사실을 의미한다. 따라서, 이러한 부차적인 형성동작은 첫번째 2개 형성단계 후에 초래하는 릿지의 역 변형(반대편 방향으로 가압)을 일으킨다. 모두 4개의 형성단계 후에, 그리고 필요에 따른 추가의 형성단계 후에, 상기 작업부재는 바람직하게 파 도 형태가 없어지게 평탄하게 한다.

바람직하게, SWP는 웜 온도에서 산출되고 그리고 상기 물질의 변형 온도는 각각이 지나간 후에 점진적으로 낮아진다. 예를 들면 350℃에서 시작하여 최종 평탄화 단계용으로 170℃까지 감소한다. 이러한 동작은 후술되는 바와 같이 가열 형성부재 또는 롤을 제공하는 단계를 갖는 여러 방식으로 달성할 수 있다.

도4에 도시한 바와 같이, 시트 바아(30)는 제1세트(332)의 마주하는 주름의 롤(334)을 통과한다. 상기 롤(334)의 표면에는 롤(334)에 대하여 원주방향으로 신장된 주름부(336)가 각각 설치된다. 일반적으로, 각 롤(334)의 주름부(336)는 1개 롤(334)상의 릿지가 대향 롤(334)의 밸리에 수용되게 상호 대응하는 관계로 있다. 상기 시트 바아(30)가 제1세트(332)의 롤(334)을 통해 지나감으로서, 시트 바아(30)의 이동방향에 대해 평행하게 있는 길이방향 주름부가 시트 바아(30)에 부여된다. 이러한 동작은 롤링 밀(331)을 작업부재가 통과하는 방향에 대해 수직한 방향으로 향하는 작업부재에 사인파 형태가 부여되게 한다. 따라서, 변형, 인장 및 그 후에 압축은 일반적으로 사인파 형태의 방향으로 일어날 것이다.

제1세트(332)의 롤(334)에 의해 주름으로 되거나 또는 작용을 받은 상태에서, 작업 시트 바아 또는 작업부재는 제2세트(340)의 롤(342)을 지나가게 된다. 이러한 제2세트(340)의 롤(342)과 부딪치면, 작업부재가 제1세트(332)의 롤(334)의 주름부(336)에서 90도 직교하는 방향으로 향해진 주름부(344)와 만난다. 따라서, 상기 주름부(344)는 롤(342)에 대해 축선방향으로 향해 있고 그리고 시트 바아(30)의 이동방향에 대해 횡단하는 방향으로 있다. 앞의 세트(332)의 롤(334)을 가져, 제2세트(340)의 롤(342)의 주름부(344)는, 상부 롤(342)상의 주름부의 릿지가 하부 롤(342)의 주름부(344)의 밸리 내에 수용되게 설치된다.

제2세트(340)의 롤(342)로부터, 상술한 롤링 밀(331)에서, 작업 시트 바아가 평탄하게 되게 설계된 제3세트(348)의 롤(350) 사이를 상기 작업 시트 바아가 지나가게 된다. 상기 롤(350) 사이를 지나감으로서 작업 시트 바아와 결합하여 압축하는 원만한 면(352)이 롤(350)에 제공된다. 작업부재가 평탄하게 되어서, 압축 변형을 작업부재가 받게되어 SWP 시트 스톡 물질(378)을 형성한다. 도5A와 도5B에는 상기 롤(340, 350)을 보다 상세하게 나타내었다.

상술한 바와 같이, SWP는 일반적으로 도6의 흐름도로 설명된 공정에 따라 발생한다. 도시된 바와 같이, SWP는 박스(366)에 시작하고, 여기서 시트 바아(30)가 수용되어, 박스(368)에서 길이방향 또는 평행한 방향으로 주름의 동작을 받게된다. 시트 바아(30)가 길이방향으로 주름의 동작을 받은 후에, 작업부재는 박스(370)에서 횡방향의 주름 동작을 받고, 이어서 박스(372)에서 지시된 바와 같이 평탄하게 된다. 박스(372)에서 평탄하게 된 후에, 작업부재의 길이방향과 횡방향으로의 주름 동작은 라인(374)으로 지시된 바와 같이 반복된다. 선택적으로, 점선(376)으로 나타낸 바와 같이, 작업부재는 박스(372)에서 평탄하게 되기에 앞서 순차적으로 길이방향과 횡방향으로의 주름의 동작을 받을 수 있다. 그러나, 박스(372)에 따르는 평탄하게 하는 동작은 작업부재의 순차적인 주름 동작에 앞서 일어나는 것이 바람직한 것이라고 알고 있다. 양쪽 길이방향과 횡방향으로의 주름 동작이 2회 발생하는(따라서 작업부재의 주름 동작은 4회 발생) 주름 공정을 통한 처리가 행해진 후 에, 상기 작업부재는 박스(372)에서 최종적으로 평탄하게 되고 그리고 평탄한 시트 스톡 물질(378)이 출력되고 그리고 상기 공정은 박스(380)에 마감된다.

도4에서 설명한 바와 같이, SWP 시트 적층 물질(378)의 스택(380)은 롤링 밀(200)을 통과하여 극미세 알갱이로 마감된 시트(212)로 형성된다. 다시, 개조 변형공정을 시트 바아(30)를 형성하는 과정과 분리하여 실시하거나 또는, 프로세싱 셀에 직접 통합시킨다. 장치(8)에는 예를 들어 로보틱 또는 레일-갠트리 장비와 같은 다양하게 알려진 전달 메카니즘(329, 382)이 설치되어 SWP 롤링 공정(331)으로 몰드(28)에서 나온 시트 바아(30)를 스택(380)으로 전달하여, 롤링 또는 프레싱 밀(200)까지 전달된다.

상술한 바와 같은, 초기 전구체를 제작하기 위한 다양한 계획에서는 상기 논의된 시트 바아(30)가 적절하고 정확한 제작공정의 제어와 그것의 신속한 고형화가 행해진다면 가능한 것이다. 도7은 제1실시예의 사출성형기(10)가 선택적인 방식으로 압출기(400)로 대체된 추가 제작안을 개략적으로 나타낸 도면이다.

상기 압출기(400)는 내부에 스크루(404)가 배치된 배럴(402)을 포함한다. 압출기의 다른 성분들은 당기술분야에서 널리 공지된 것이기에 여기에서는 압출기(400)의 추가 설명으로 하지 않는다. 고형 물질의 연속한 시트가 압출기에서 롤링 밀(408)로 전달되도록, 압출기(400)에서 물질이 압출되어 한쌍의 몰드(406) 사이에서 빠르게 고형물로 된다. 압출기의 공정을 정확하게 제어하여서, 필요한 미세한 알갱이의 미세구성을 연속 시트에서 이룰 수 있으며, 상기 시트는 본 발명에 따르는 롤링 밀(408)에 전구체 물질로서 동작한다. 도7에 도시된 롤링 밀(408)은 이전 실시예와 연관하여 기술된 롤링 밀(200 또는 331)과 유사한 것이다. 따라서, 여기에서는 그에 관한 설명으로 이루어지고, 추가 설명은 필요하지 않은 것이다.

상기 전구체로서는 5 x 400 x 400mm 시트로서, 상술된 공정은 약 1 내지 2mm까지 시트의 두께를 감소시킬 수 있으며, 최종 시트의 치수는 1250 x 1250mm 가 된다. 적어도 일 실시예에서는 전구체의 스택은 두께에서 감소되어, 최종 시트의 두께에 대한 스택 두께의 비율은 대략 3:1 내지 30:1 범위에 있다. 부가하여, 상기 스택의 평면 영역에 대한 최종 시트의 평면 영역(정상부)의 비율은 대략 3:1 내지 30:1의 범위에 있다.

상술된 것 중의 어느 하나와 같이 통합된 자동화 제작공정을 동일한 제작 사이클의 파트로서 개조 변형 공정으로 성형되는 금속 사출물의 신속한 고형동작과 합하면, 한 장치의 생산 비율이 20초당 약 1시트가 될 것이다. 더우기, 상기 시트 바아의 미세한 알갱이의 극미세한 구성으로, 적어도 80%의 생산 수율도 이루어지게 된다.

본 발명의 상술한 설명으로부터 보았을 때에, 사출성형된 금속 시트 바아의 성형된 알갱이 크기와 α함유물은 전형적으로 순차적으로 변형되는 시트에서 항복강도의 10%를 초과하지 않는 서브-미크론 알갱이 크기와 낮은 비등방성을 얻는 것에 양호한 출발점이 있다. 왕성한 열역학적 일을 하는 개조 변형 공정이 금속간 입자를 나노-크기로 분할하고, 그리고 입자 내에서의 양호한 어레이의 보다 많은 등질 재침전과 부분 용해를 촉진할 것이다. 일부 부차적으로 분할된 잔류 β페이스는 동적인 재결정과 열처리 중에 알갱이 경계부를 고정하는 역할을 한다. 이러 한 속성의 굵은 β페이스의 부차적인 분할은 Mg합금의 유연성에 유익한 것이다. 보다 특정하게, 약 10% 미만까지 둘을 결부시켜 최소로 하여, 전단 굽힘동작이 없는 알갱이와 알갱이 경계부에서의 슬립에 의한 변형이 일어나며, 보다 유연한 합금을 생성한다.

상술된 β페이스 실시는 새로운 기회의 한 면으로서 이러한 새로운 공정에 맞게 Mg를 재설계 한다. 상기 문헌은 저비용의 시트 폼에 적용되는 새로운 Mg 합금 발견 내용으로 가득차 있다. 이러한 합금 첨가는 본 발명에 의해, 특히 블렌딩 기술을 활용하는 본 발명에 의해 시트 폼으로 용이하게 감소 된다. Ca, Sr, Y, Zr, Zn-Y로서의 합금 첨가는 상용 시트 합금(AZ31)의 적절한 강도를 향상시킨다. 또한, DC 및 TRC의 속성을 가진 대형 용융물과 합금 교차 오염은 상술된 사출 성형 개조 변형공정을 사용하여 피할 수 있다. 이전 합금의 정화와 새로운 블렌드의 알갱이의 첨가는, DC 또는 TRC 동작과 상관된 버려지는 쇳물의 쌓임, 슬래그 및 쇠똥을 갖지 않고, 사출성형기에 이루어진다.

금속의 웜 온도의 스탬핑(및 슈퍼플라스틱 형성)을 하는 중에 유연성은 많은 알갱이 경계부가 있음으로서 향상되지만, 현재 주조공정에서 발전된 알갱이 경계부는 이들이 알갱이 사이에 롤링 또는 슬라이딩을 허용하지 않기 때문에 형성 용도용으로는 부적합하다. 알갱이 경계부의 캐릭터는 변형 동안에 알갱이 경계부의 슬라이딩 및 전단 성질의 현상에 주요한 영향을 미친다. 적절하게 상승된 온도(150-200℃)에서도, Mg 합금은 이들이 변형공정에 의해 생성된 미세한 알갱이 구성(약 1-3㎛)과 양호한 알갱이 경계를 갖고 제공된 웜 형성 공정에 의해 용이하게 형성될 수 있다. 실온에서 합금을 형성하는 것이 바람직하기는 하지만, 150-200℃온도도 저렴한 비용으로 형성하는 용도(플라스틱이 그러한 온도에서 흔히 형성됨)에 사용할 수 있다. 그러나, 플라스틱과는 다르게, Mg 파트는 열이 대형 알갱이 크기로 성장하게 다루어지고 그리고 크리프 저항을 받게 되고, 또는 이들이 크리프 저항을 만들게 적절하게 합성된다. 저온 형성동작은 형성동작 중에 에너지 사용을 낮게 유지할 수 있고 그리고 슈퍼플라스틱 형성공정 중에 만나게 되는 바람직하지 않은 산화를 피할 수 있다.

사출성형 처리과정중 금속 고형화는 일련의 변형중 트위닝을 나타내지 않는 미세 알갱이 구조를 제공한다. 그러나, 액체 상태로부터 생성된 알갱이 경계는 결정학적으로 관련되어 있으며, 알갱이 경계 미끄럼을 허용하지 않는 "특수한" 경계를 포함한다. 특수한 경계는 높은 오방향 각도를 갖지만, 이들은 미끄럼을 어렵게 하기 위하여 일치 래티스 사이트(coincident lattice site: CSL) 및 낮은 알갱이 경계 에너지의 상당한 파쇄를 가질 수 있다. 알갱이 경계 미끄럼에 의한 스트레인은 웜 성형중에는 크지 않지만, 국부적으로 수용을 제공할 수 있으며, 알갱이 경계를 다라 물질의 파쇄를 방지한다. 따라서, 강화된 성형성에 필요한 경계는 주조 처리과정에 의해 생산되지 않는 것들이지만, 이들은 소성 가공 처리과정에 의해 발생된다. 소성 가공은 거의 알갱이 경계 근처에 부가의 전위를 발생시킨 후, 강화된 성형성에 적합한 높은 혼란 또는 높은 에너지의 형태가 되게 한다

알갱이 경계 특징을 변화시키기 위해 사출성형된 물질 등의 광범위한 변형은 이러한 접근방법에 수반되는 광범위한 변형 처리과정을 필요로 한다. 이러한 광범 위한 변형에 사용가능한 또 다른 접근방법(예를 들어, ECAP, 고압 비틀림)은 상용의 정률증가에 적합하지 않으며, 또한 얇고 넓은 시트의 생상에 용이하게 자동화될 수도 없다.

따라서, 본 발명에 있어서, 최종품은 초기에 실제 형상 시트 바아 합금을 제공하므로써 생산될 수 있으며, 이러한 시트 바아 합금은 성형중 급속 냉각을 통해 물질 두께를 통한 최소한으로 분리되는 균일한 미세구조 및 10 ㎛ 이하의 본래의 미세 알갱이 크기를 갖는다.

이것은 사출성형과, 반고형 금속 사출 성형을 포함하는 사출성형의 기타 다른 변형법과, 압출 성형을 포함하는 다양한 성형 방법에 의해 달성될 수 있다. 그후, 시트를 우수한 성형성을 나타내는 비직조형 시트로 처리하므로써, 미세구조가 나노 구조로 정련된다. 이것은 고온 프레싱, 롤링, 또는 상술한 바와 같이 다이에서 적절한 성형면을 이용하는 기타 다른 처리과정에 의해 달성된다. 따라서, 최종적인 실제 형상부는 초소성 성형(SPF), 웜 드로잉, 웜 스탬핑, 또는 기타 다른 방법에 의해 성형된다. (초기 알갱이 크기는 SPF 작동 응력을 낮추기 위해 , 양호한 표면 마무리를 위한 SPF 온도를 낮추기 위해, 또한 SPF 비율을 높이기 위해 감소된다). 일단 실제 형상부가 형성되었다면, 알갱이를 키워서 SPF 를 정지시키고 최종 물품에 크리이프 저항을 부여하기 위해 최종적인 부분에 선택적인 열처리(어닐링 등)이 실행된다. 그 결과, 얻어지는 것은 강화된 인성과 함께 높은 강도-중량 비율을 겆는 저렴하면서도 경량인 부분이다.

상술한 바와 같이, 처리과정은 10 ㎛ 이하의 미세 알갱이 크기를 갖는 비직 조 시트 합금에서 시작한다. 그러나, 상기 시트 합금은 2상을 가지며 및/또는 높은 고각 알갱이 경계를 포함하며, 전자는 알갱이 증식을 제어하여, SPF 과정중 알갱이 경계 전단(shear)을 촉진시키고, 최종 부분을 강화시키며; 후자는 최종적인 실제 형상을 촉진시켜 직조를 감소시킨다. 약 1 미크론의 알갱이 크기를 얻기 위한 미세구조의 정련에 있어서, 심각한 슬립 변형이 부여되어 고각 알갱이 경계과 대면하는 미크론 크기의 알갱이에 동시 재결정화를 발생시킨다. 그후, 거친 제2상이 나노 크기의 어레이로 다시 분할 및/또는 다시 촉진된다. 상술한 바에 있어서, 직조의 트위닝(twining) 및 발생은 모두 감소된다.

예를 들어, 6.35mm의 두께를 갖는 고온 롤 플레이트의 형태로 반고형 사출성형되지 않은 상용의 AZ31B MG 합금은 전구체 물질 작업부재로서 사용된다. 이러한 합금의 화학적 조성은 알루미늄 3.0 중량%, 아연 1.0중량%, 망간 0.45중량%, 그리고 마그네슘이 밸런스(balance) 이다. 89×89 mm 스퀘어의 작업부재가 상기 미처리 상태의 판으로부터 절단된 후, 상술한 바와 같이 SWP에 의해 처리된다. 미처리 상태의 합금의 초기 2모드 구조는 거의 균일한 초미립 알갱이 구조로 정련되었다. 초기 구조의 2모드 및 더욱 균일한 구조를 향항 그 변화는 공지의 컴퓨터 영상 분석 소프트웨어를 이용한 상세한 알갱이 크기 분포 분석을 특징으로 한다. 영상 분석에 기초하여, 미처리 상태의 합금의 초기 2모드 미세구조는 22.1 ㎛ 크기의 거친 알갱이의 31% 면적 파편(area fraction)을 수용하지만, 9.8 ㎛의 평균 알갤이 크기를 갖는다. SWP 이후 최종적인 미세구조는 1.4㎛의 평균 알갱이 크기를 가졌으며, 거친 알갱이의 3% 면적 파편 이하를 포함하였다.

실온에서 상이한 합금 처리 상태를 위한 AZ31B Mg의 기계적 특성은 강도, 신장률(균일한 및 균일하기 전의 신장률을 포함하여), 통상적인 비등방성 비율(R)에 관해 표2에 도시되어 있다.

표2

★: 보고된 신장률은 12.7mm 게이지 길이를 넘는다. 5.0mm의 짧은 게이지 길이는 괄호에 도시된 높은 신장률 값을 제공한다.

★★: eu 및 epu 는 균일한 스트레인 및 균일하기 이전의 스트레인을 각각 나타낸다.

# : 미처리 상태의 물질에 있어서, 기계적 테스트 데이터는 판의 내부 영역으로부터이다(미세 알갱이 영역)

표2는 미세 알갱이 처리된 합금은 높은 인장 항복 강도 및 높은 균일하기 이전의 신장률 및 높은 (R) 값 등과 같은 개선된 기계적 특성을 갖는다. 어닐링은 인장 신장률 값을 더욱 증가시킨다. 미세구조 변화를 실험하였을 때, 처리된 물질 에서는 트위닝이 관찰되지 않았다. 또한, 미처리 상태의 합금은 "오렌지 껍질" 등과 같은 거친 표면을 나타내었으며, 백색 효과, 미세 알갱이 처리된 합금은 테스트후 부드러운 표면을 나타내었다. 또한, 네킹도는 미처리 상태의 합금에서 점진적인 것으로 발견되었다.

비교를 위하여, 100×150×3 의 MG-9Al 합금(AZ91D) 시트 바아는 틱소맷 인코포레이트(미시건 앤 아버 소재)의 상용의 280톤 Thixomolding® 장치에서 사출성형된 반고형 물질이다. 이러한 시트 바아는 4사이클을 통해 주름잡힌 표면 패턴을 가지며 시트를 사이클들 사이에서 90°회전시키는 대향의 사인파 다이들 사이에서 190°에서 처리되었다. 상기 시트는 4번째 프레싱 사이클 이후에 평탄하게 프레싱되었다. 전체적인 두께 감소는 3mm 내지 0.8mm 이었다. 최종적인 인장 강도는 표3에서 상용의 AZ31(Mg-3Al)과 비교되었다.

표3

★: ASM 핸드북

표3에 도시된 바와 같이, 항복 강도는 본래의 시트 바아 및 상용의 AZ31에 비해 73% 증가되었다. 최종적인 인장 강도는 각각 36% 및 18%로 증가되었다.

이러한 최종적인 SWP 시트는 150℃ 또는 250℃에서 어닐링되었다. 반고형 금속 사출성형된 SWP, SWP + 롤링된/어닐링된 상태에서 본래의 액체상으로부터 유도된 미세 알갱이형 물질의 경도가 측정되었으며, 그 결과가 표4에 도시되었다.

표4

반고형 금속 사출성형된 시트 바아의 미세 알갱이형 본래의 액체 영역은 772 MPa 경도를 가지며, 이러한 경도는 SWP에 의해 932 MPa 로 증가되었다. 150℃에서의 어닐링은 경도를 958 MPa로 증가시켰다. 도8의 그래프에 도시된 바와 같이 AZ31로부터의 이전의 데이터와의 비교시, AZ91D로부터의 SWP 물질은 등가 알갱이 크기 AZ31 보다 단단하다. AZ31 에 대한 이러한 경도 증가분은 알루미늄이 풍부한 AZ91D 합금에서 나노 크기의 β상에 기여할 수 있을 것으로 여겨진다. 미세구조는 초기 물질의 거친 β상이 재분할되었으며 알갱이 영역에서 일부가 나노 알갱이로 재촉진되었음을 확인한다.

SWP 시트의 가능성(feasibility)은 본 발명자들에 의해 증명되었다. 도9에 도시된 바와 같이, SWP AZ91D의 벌지 테스트를 통해 생산된 컵의 깊이는 틱소성형(미시건 앤 아버 소재의 틱소맷 인코포레이티드의 반고형 물질 사출성형 처리)에 의해서만 형성된 초기 물질의 (대응 두께의) 시트 보다 깊다. 실제로, 상기 깊이는 상용의 10-20 ㎛ AZ31 시트에 형성된 것 보다 더 크다.

다른 실시예에서, A60 마그네슘 합금은 3×50×150mm 시트 바아를 생산하기 위해, Thixomolding® 장치에서 반고형 사출성형되었다. 이러한 바아는 375℃에서 가열되었으며, 적층형 및 비적측형 장치에서의 밀(mill)에서 롤링되었다. 표5는 이러한 테스트의 결과를 제공하고 있다.

표5

표5에 도시된 바와 같이, 76% 감소 또는 이 보다 큰 경우, 적층된 샘플의 시트 바아층들 사이에서의 탁월한 접합 뿐만 아니라, 초미세 알갱이 미세구조가 달성되었다.

본 발명에 의해 제조된 제품에 대한 잠재 시장은 그중에서도 시트 및 알루미늄을 마그네슘으로 대체하므로써 중량 감소를 얻을 수 있는 자동차 및 항공 분야인 것으로 여겨진다. 복잡한 3D 실제 형상은 서브 조립체의 갯수와 여러 제조 및 조립체의 비용을 상당히 감소시키는 SPF 이다. 서브 미크론 알갱이 크기와, 제2상 나노결정과, 연성 합금의 선택에 의해 높은 인장 강도 및 높은 인성이 얻어질 것이다. 이렇게 얻어진 독특한 미세구조는 직조 및 성형성에 대한 그 통상의 장벽을 상당히 감소시킬 것이다.

자동차 회사는 5 Kg/car 내지 200 Kg/car 정도로 크게 자동차에 대한 Mg 톤수의 상당한 증가를 예견하고 있다. 미국 자동차 산업이 경량화에 대한 이러한 거대한 변화를 이끌 수 있게 하려는 요망이 존재하고 있다. 부가적인 시장으로는 항공, 방위, 및 기타 다른 산업으로 개방될 것이다.

적합한 합금의 변형 스트레인 처리과정은 롤링 및 어닐링의 여러 스테이지를 제거하므로써 얇은 시트 물질의 제조 경비를 감소시킨다. 이러한 처리는 알갱이 경계 특징을 변화시키며, 웜 성형 또는 초소성 변형에 의해 성형될 수 있는 능력을 증가시킨다. 만일 변형 스트레인 처리과정이 사출성형에 이어 즉시 실행된다면, 성형된 블랭크에서의 현저한 가열이 이용된다. 시트 바아의 즉각 롤링 또는 처리과정에 이어, SPF에 의해 복잡한 부분 형상으로 성형될 수 있다. 이러한 성형은 200℃에서 실행될 수 있다. 따라서, 전체적인 부품 제조기법은 시트 코일의 저장없이, 상당한 코일 어닐링 없이, 코일링 작동 및 언코일링 작동없이 연속적 동작으로 설정될 수 있다. 코일링과 코일의 크레인 취급 이송에 관련된 모든 단계의 제거는 플랜트에서의 투자를 최소화한다. 부품에 대한 리너(leaner) 제조 처리과정이 나타날 것이다.

변형 스트레인 처리과정은 금속용 사출성형 장치를 종래의 프레싱 및 롤링 설비와 일체화하므로써 달성될 수 있으며, 항공 및 자동차 산업에서 이미 사용하고 있는 처리 설비에 가능한 것으로 예견된다. 딥 드로잉 또한 종래의 프레스에서 실행될 수 있다.

본 발명은 양호한 실시예를 참조로 서술되었기에 이에 한정되지 않으며, 본 기술분야의 숙련자라면 첨부된 청구범위로부터의 일탈없이 본 발명에 다양한 변형과 수정이 가해질 수 있음을 인식해야 한다.