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1 81 연구논문 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 박상순 * 최영민 ** 남대근 *** 김영석 *** 유지훈 **** 박영도 * * 동의대학교신소재공학과 ** POSCO 기술연구소자동차소재연구그룹 *** 한국생산기술연구원동남권기술지원본부 **** 한국기계연구원부설재료연구소 Evaluation of Resistance Spot Weld Interfacial Fractures in Tensile-Shear Tests of TRIP 1180 Steels Sang-Soon Park*, Young-Min Choi**, Dae-Geun Nam***, Young-Seok Kim***, Ji-Hun Yu****, and Yeong-Do Park* *Dept. of Advanced Material Engineering, Dong-eui University, Busan , Korea **Automotive Steel Products Research Group, Technical Research Labs., POSCO, Gwangyang , Korea ***Division for Dongnam Area Technology Service, Korea Institute of Industrial Technology, Pusan , Korea ****Dept. of Powder Materials Research, Korea Institute of Materials Science, Changwon , Korea *Corresponding author : (Received October 8, 2008 ; Revised November 11, 2008 ; Accepted November 18, 2008) Abstract The weldability of resistance spot welding of TRIP1180 steels for automobile components investigated enhance in order to achieve understanding of weld fracture during tensile-shear strength (TSS) test. The main failure modes for spot welds of TRIP1180 steels were nugget pullout and interfacial fracture. The peak load to cause a weld interfacial failure was found to be related to fracture toughness of the weld and the weld diameter. Although interfacial fracture occurred in the spot welded samples, the load-carrying capacity of the weld was high and not significantly affected by the fracture mode. Substantial part of the weld exhibits the characteristic dimple (or elongated dimple) fractures on interfacial fractured surface also, dimple fracture areas were drawmatically increased with heat input which is propotional to the applied weld current. In spite of the high hardness values associated with the martensite microstructures due to high cooling rate. The high load-carrying ability of the weld is directly associated with the area of ductile fracture occurred in weld. Therefore, the judgment of the quality of resistance spot welds in TRIP1180 steels, the load-carrying capacity of the weld should be considered as an important factor than fracture mode. Key Words : Trip steels (TRIP1180), Resistance spot weld, Interfacial fracture, Tensile-shear test 1. 서론 점용접은간단한원리와저렴한설비비로인해현재 자동차차체의조립공정에서가장널리사용되는접합방법이다. 이러한점용접공정에최근자동차차체의경량화가이슈가되면서알루미늄과같은가벼운소재의적용이증가되고소재자체의강도를높여차체중 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 625

2 82 박상순 최영민 남대근 김영석 유지훈 박영도 량을감소시키는방법이도입되고있다. 특히 DP (Dual Phase) 강, TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강과같은 AHSS(Advanced High Strength Steel) 의적용이증가하는추세를보이고있으며현재 600 MPa에서 1200 MPa급의강도를가진판재가주로사용되고있다. 그러나 AHSS의사용으로차체의안정성과경량화를동시에달성할수있음에도불구하고사용량및적용부위는성형성과용접성등의한계로인해자동차차체일부에한정되어있다. TRIP강의경우강도와충격흡수능이우수하며높은연신율을가지지만용접성이문제점으로지적되고있다. 이와같은판단기준은자동차용판재에가장널리적용되고있는점용접의특성중계면파단이쉽게발생하는 TRIP강의가용전류영역이연강에비해좁은것에기인한다 1-3). 이러한 TRIP강의개면파단문제개선하기위하여 pulsed current, 2단가압, Post annealing (Tempering pulse weld cycle) 등을적용한연구들이진행되었으나현장공정에적용하기에는많은어려움이있는것으로알려져있다 4-6). TRIP강의로브곡선은연강보다비교적낮은전류영역에형성되며이는연강에비해높은 TRIP강의모재저항에의해낮은전류에서도용융에따른너깃이형성되기때문이다. TRIP강의로브폭이좁게나타나는원인은소재의높은강성으로인한영향과계면파단의발생에기인한다. 강성이높은만큼중간날림발생이용이해져로브상한선이보다낮은전류영역에서형성되고비교적높은전류에서도계면파단이쉽게발생하여로브하한선이높은전류영역에서형성된다는점이복합적으로작용하여최종적으로가용통전전류범위인로브폭을감소시킨다. 연강의로브곡선에서는최소너깃경과최소인장전단강도가동일한영역에서형성되기때문에계면파단의발생을용접불량으로판단할수있다 7). 하지만 TRIP강에이러한판단기준을적용하는데있어서는많은논란이있다. 일반적으로연강에서는 Fig. 1(a) 와같이용접부에요구되는인장전단강도를만족할경우 4 t내지 5 t 이상의너깃크기를가지므로용접성이양호하다고평가된다. 그러나 TRIP강의경우 Fig. 1(b) 에서볼수있듯이연강에서의용접성평가와는다르게용접부에서요구하는인장전단강도를만족하지만계면파단이발생하여용접불량으로평가되는구간이존재한다. 해당영역은계면파단이발생하지만충분한 load- carrying capacity 를가지는것으로추측되며 TRIP강의용접성판단에있어서연강과는다른기준이제시되어야한다고판단된다. Weld time Weld time Minimum tensile-shear strength Minimum nugget size (4 t or 5 t) Non- accepted Weld area Acceptable welds Weld current (a) Mild steel Minimum tensile-shear strength Acceptable welds Weld current (b) Advanced High Strength Steel Interfacial Fracture boundary Fig. 1 Comparison of welding lobes for mild steel and AHSS with consideration of weldability evaluation; (a)mild steel, (b)ahss 따라서본연구는합금화용융아연도금된 1180 MPa 급 TRIP강의저항점용접품질의판단기준정립을목적으로진행되었다. Radakovic 등은 AHSS의경우, 계면파단이발생한조건에서의 load-carrying capacity가 full button pullout이발생한조건의 90 % 이상이었음을인장전단시험을통해확인하였으며용융부의 load-carrying capacity 와파단형상은상관관계가없음을주장하었다 8). 즉, 연강에서의계면파단은용접부의불충분한용융에의해발생하지만 AHSS는충분한용융이이루어져높은파괴인성을가지더라도용융부에존재하는마르텐사이트와같은경화조직에기인한높은경도때문에계면파단이발생한다. 또한, Radakovic 등과 Marya 등은 DP강과 TRIP강의점용접에서발생하는계면파단은판재의두께와소재의강도그리고용접너깃의크기와같은영향인자중에서너깃의크기에가장큰영향을받는다고보고하였다 8,9). Radakovic 등이유한요소해석을통해분석한바에의하면 AHSS에서임계용접너깃크기이상에서는 626 Journal of KWJS, Vol. 26, No. 6, December, 2008

3 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 83 너깃의외각으로소성변형이집중되어용융부의가장자리에서네킹과파단이발생한다. 또한임계크기이상의용접부가최대하중과흡수에너지의비선형적인증가를야기한다는것을 Xin Sun등의연구결과에서알수있다 10). Marya 등은짧은용접시간과높은전류조건의 DP 강점용접시강판아연코팅에존재하는아연이용융부로유입되어응고균열 (Solidification cracking) 을발생시킨다고주장하였다 8). 유입된아연에의한미세균열은전단응력하에서연계적인파단의행로로작용하여계면파괴의원인으로작용하게된다. 따라서 loadcarrying capacity 에대한분석과동시에계면파단조건에서전류상승에따른열영향부잔류아연의확인도필요하다고사료된다 11). TRIP강을포함한 AHSS에서는계면파단이발생하더라도최대하중과 load-carrying capacity 가높은수준으로관찰되며본실험에앞서진행된 590 MPa급 TRIP 강판에서의실험결과에서는그원인이너깃직경과연관성이있다고판단하였다 12). 따라서본연구에서는 1180 MPa급 TRIP강을소재로광학현미경과 SEM을이용한미세조직관찰과기계적특성분석을통하여계면파단의발생과 load-carrying capacity 사이의상관관계를규명하고자한다. 2. 실험방법 실험에사용된판재는두께 1.2 mm의 TRIP1180 합금화용융아연도금강판이며그화학성분및기계적특성을 Table 1과 Table 2에각각나타내었다. 점용접의실험에앞서조직시험샘플과인장시험샘플들은길이 100 mm, 폭 30 mm의동일한규격으로절단하고에틸알코올을사용하여깨끗하게세척하였다. 용접기는단상교류공압정치식 (75 kva) 을사용하였으며냉각수는 8 l/min으로일정하게공급되었다. 전극은 dome형태의선단지름 6 mm인 Cu-Cr재를상하단에동일하게적용하였다. Table 3에실험에사용된용접조건을표시하였으며, 적용된전류값은고정가압력 (3.5 kn) 에서용접후 peel Table 1 Chemical compositions of base metals (unit: wt%) Chemical compositions C Si Mn P Ti Al S Table 2 Mechanical properties of base metals Mechanical properties Yield strength (MPa) Tensile strength (MPa) Elongation (%) test로계면파단이발생하는전류값이하를기준으로하였다. 각각의용접은 Table 3의계면파단용접조건을기준으로, 4.6 ka에서 5.4 ka까지 0.2 ka의전류간격으로실시하였고각전류조건마다조직샘플 1 set와인장샘플 3 set를채취하였다. 계면파단용접조건에서의용접부직경과형상그리고계면파단의상관관계를알아보기위해미세조직을관찰하였다. 각전류조건의점용접조직샘플은용접부단면을버튼의수직방향으로절단한후마운팅하여 grinding 과 polishing, picric acid 용액에서의수초간에칭으로용접부의너깃형상과미세조직을실체현미경과광학현미경으로관찰하였다. 미세조직관찰후 AWS D 규격에따라너깃의중심에서모재부위까지대각선방향으로미소경도를측정하였다 13). 경도측정은비커스경도기를사용하였고측정조건은 200 g / 13 sec이다. 인장전단하중실험은 5 ton 용량의만능시험기로 3 mm/min의인장속도에서실시하였다. 계면파단조건에서통전전류에대한인장강도와 load-carrying capacity 비교를위해, 각전류조건에서얻은인장전단하중그래프에서최대하중을기준으로각각의흡수에너지를계산하여비교하였다. 또한용접부직경에따른 loadcarrying capacity 비교를위해, 미세조직관찰에서얻어 Table 3 Resistance spot welding parameters for GA1180TR Sheet Weld Force (kn) Weld Time (cycle) Hold Time (cycle) Squeeze time (cycle) Water flow rate (l /min) Current (ka) GA590TR ~5.4 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 627

4 84 박상순 최영민 남대근 김영석 유지훈 박영도 진각전류조건별너깃직경과인장시험에서계산된흡수에너지를비교하였다. 계면파단용접조건에서의용점품질평가의또다른접근방법으로전단인장시험후용접파단부형상을 SEM으로관찰하여, 동일용접조건과전극에서얻은조직시편의미세조직에서관찰한용접부및열영향부와대조하여비교분석하였다. 또한계면파단용접조건에서통전전류차이에따른파단부용접금속부와열영향부의아연침투량비교를위해 EDS 면분석 (Mapping) 을실시하였다. Peak load (kn) Nuggent Dia. (mm) Current (ka) Interfacial fracture KS B 0850 Button pull out Peak load (kn) Acceptable Peak load 3. 실험결과및고찰 3.1 계면파단조건의높은 load-carrying capacity 계면파단이발생하는전류영역에서보이는높은 load-carrying capacity의원인분석을위해계면파단조건에서전류과너깃직경증가에따른최대하중의변화를 Fig. 2와 3에각각나타내었다. 시험편들은 4.6 ka에서 5.4 ka까지 0.2kA단위로용접을실시한후전단인장시험을실시하였다. Fig. 2에나타낸전류조건중 4.6 ka에서 5.0 ka까지의영역에서는모두계면파단이발생하였으며 5.2 ka이상의전류조건에서는 button pullout이발생하였다. 해당판재에서요구하는규격상의일반부위하중은 8.68 kn (KS B 0850) 이상이며 4.6 ka와 5.0 ka 의전류조건에서는계면파단이발생하였으나규격조건이상의최대하중을보였다. 또한 4.6 ka에서 5.0 ka까지는최대하중이선형적인증가를보인반면 button pullout이발생한 5.2 ka이후의전류조건에서는최대하중이보다큰기울기로증가했음을알수있다. Fig. 3 은너깃직경의증가에따른최대하중변화를 Interfacial fracture KS B 0850 Button pull out Current (ka) Fig. 2 Peak load as a function of the weld current of TRIP1180 steels in the analysis of the tensile-shear test Fig. 3 Nugget diameter (mm) Peak load as a function of the weld nugget diameter for TRIP1180 steels. The inset shows nugget diameter changes with the increased welding current. (15 cycle weld time and 3.5 kn weld force) 나타낸것으로전류에대한너깃직경증가가비선형적이란점에기인하여비교한결과이다. 4.6 ka에서 5.0 ka까지는너깃직경과최대하중이각각약 0.2 mm와 0.5 kn의선형적인증가를보이지만 button pullout 발생조건인 5.2 ka이상에서는 0.1 mm의너깃직경증가에의한최대하중증가가약 3 kn으로크게증가하는것이관찰되었다. 너깃직경이최대하중에대한영향이크다는것을 Fig. 2와 3의비교로알수있으며계면파단이발생하는조건에서규격조건이상의최대하중을보이는영역인 4.6 ka와 4.8 ka 그리고 5.0 ka조건은비교적높은 load-carrying capacity를가지는것으로판단된다. 즉, 계면파단이발생하더라도높은최대하중을가지는전류영역은 Lobe 곡선에서적정용접전류조건의용접부와유사한 load-carrying capacity 를가지는것으로해석가능하다. 0.2 ka 간격의각용접전류조건별너깃직경과그에따른흡수에너지비교를 Fig. 4에나타내었다. 너깃직경과흡수에너지의비교에서도앞선결과와유사한경향이관찰되었다. 4.2 mm (4.6 ka) 에서 4.6 mm (5.0 ka) 로너깃직경증가시흡수에너지는약 15 N m정도증가한반면, 너깃직경이 4.6 mm (5.0 ka) 에서 5 mm (5.4 ka) 로증가시흡수에너지는약 70 N m정도의급격한증가를보였다. 즉너깃직경의증가는용융된접합부체적이증가되었음을의미하며너깃직경증가에따라관찰되는흡수에너지의비선형적인증가는용융부의체적증가와상관관계가있는것으로사료된다. 이상의결과로부터 TRIP강의계면파단조건에서보이는높은 load-carrying capacity는용융부의너깃직 628 Journal of KWJS, Vol. 26, No. 6, December, 2008

5 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 Weld metal + HAZ HAZ + Base metal Absorbed energy (N.m) Load Peak load Absorbed Energy Maximum Displacement Displacement 4.6 ka 4.8 ka Nugget diameter (mm) Fig. 4 Absorbed energy (Lap shear energy) as a function of weld diameter for TRIP1180 steels. The inset represents the typical load versus displacement curve for advanced high strength steels. (15 cycle weld time and 3.5 kn weld force) 5.0 ka 경과연관성이있음을알수있다. 따라서고강도강에서는계면파단의발생을용접품질판단기준으로판단하는것보다 load-carrying capacity을통한판단이더신뢰성을가지는것으로사료된다. 3.2 TRIP강의계면파단원인분석본실험에서는높은 load-carrying capacity를가지는전류조건에서계면파단이발생하는원인분석을위해전류조건각각의용접부파단면과단면조직을비교하고미소경도측정을실시하였다. Fig. 5는 4.6 ka에서 5.4 ka까지의전류조건에서채취한조직시편의단면조직중너깃과열영향부경계영역을광학현미경으로촬영한것으로열영향부와모재조직사진에서관찰된두판재의겹침에의해생성된노치와미용융접합이이루어진불균일접합면을나타내었다. 모든전류조건에서관찰되는이러한노치와불균일접합면은역학적관점에서응력집중과계면파단을발생시키는데영향을미칠것으로판단된다. Fig. 5의열영향부와모재조직사진에서전류가증가할수록용융부와노치사이의균열길이가감소하는것이관찰되었다. 파괴역학관점에서볼때모든전류조건에서관찰된노치는전단응력이나충격하에서응력의집중을유발하게되며용융부와노치사이의균열길이가길수록쉽게파단이발생한다. 이러한현상은고강도강뿐만아니라연강에서도관찰되지만연강의경우노치에서전파된균열이모재의낮은강성으로인한응력의분산효과에의해균열전파에대한저항이큰것으로사료된다. 반면, 고강도강의경우높은모재의강성으로인해용융부와균열이맞닿은곳에응 5.2 ka 5.4 ka Fig. 5 Metallurgical cross section of TRIP1180 steel welds with weld current ranging from 4.6 ka to 5.4 ka 력집중이발생하여용융부로보다쉽게균열이전파된것으로판단된다. 따라서 1180 MPa급 TRIP강의용접부단면에서관찰된노치와균열은높은 load-carrying capacity를가지는전류조건에서발생한계면파단에영향을미치는것으로사료된다. 5.0 ka 전류조건에서점용접한시편의인장전단시험파단면을 SEM으로관찰하여 Fig. 6과같이정리하였다. Fig. 6(a) 와 Fig. 6(g) 는용접부중앙에서관찰되는균열과수축공을나타낸것으로용융과응고를거치는과정에서상변태에따른체적변화와그에수반되어발생하는내부응력변화에의해생성된것이다. Fig. 6(a) 은파단부에존재하는균열을확대한것으로전형적인수지상응고조직을보이며균열의전파가수지상의경계면을따라연속적으로진행되는응고균열 (solidification cracking) 의형상을보인다. 이러한조직은외부로부터의응력에매우민감하게반응하는것으로알려져있으며 9) 용접부에전단하중이가해질경우앞서언급된노치에의한영향외에수축공인근에존재하는내부균 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 629

6 86 박상순 최영민 남대근 김영석 유지훈 박영도 Fig. 6 SEM images of an interfacially failed spot weld in GA1180TR steel. (5.0 ka current, 15 cycle weld time, 3.5 kn weld force) 열로부터파단의진전또한발생할것으로판단된다. Fig. 6(b) 와 (c) 그리고 (d) 는균열생성영역의외각부를확대한것으로연성파단조직과벽계파단조직의공존과다수의미세한구멍이연성조직내부에서관찰되었으며이를확대한 Fig. 6(e) 와 Fig. 6(f) 를통해내부표면이매끈한기공임을확인하였다 14). Si Mn C eq 0.24 limit = C P + 4S (1) 본실험에서사용된판재의탄소당량 (C eq) 을구하기위해사용된수식을 (1) 에나타내었다 9). 수식 (1) 을통해계산된 1180 MPa급 TRIP강의탄소당량은상한치 0.24의약 2배인 0.49로매우높게측정되었다. 높은탄소당량으로볼때 1180MPa 급 TRIP강은전단응력이나충격이주어질경우높은용접균열감수성및민감도에의해균열의발생과전파가급격하게진행될것으로사료된다. 따라서 TRIP강의점용접시충분한최대하중을가지는조건에서계면파단이일어나는이유는앞서언급한역학적, 재료학적관점에서본노치의영향과용융부중심의수축공및너깃전반에존재하는기공에의한균열전파등과같은금속야금학적요인들이작용했기때문으로판단된다. Fig. 7은용접이진행된 4.6 ka에서 5.4 ka까지의전류조건별경도측정결과이다. 경도측정간격은 200 μm이며용접너깃의중앙을기준으로 Fig. 8(h) 와같이대각선으로모재경도가측정될때까지실시하였다. 모재경도는약 330 Hv이며모든전류조건에서용융부와열영향부의경도는약 520 Hv로전류변화에따른큰차이를보이지않았다. 모든전류조건의경도분포를 살펴보면용융부와열영향부의경도가가장높으며모재쪽으로갈수록경도가감소하는경향을보인다. 이러한용융부와열영향부의높은경도는빠른냉각속도로인해형성된급랭조직에의한것으로사료된다. 모든전류조건에서모재에인접한열영향부의급격한경도하락이관찰되며그원인은용접부의각영역별최대상승온도차이에따라최종적으로형성된미세조직에차이가존재하기때문이다. Fig. 7 그림의하단에표시된선은각전류조건별용융부와열영향부그리고모재영역을표시한것으로전류가증가할수록용융부영역은증가하는반면열영향부영역은좁아지는것을알수있다. Fig. 5에서도전류가증가함에따라너깃의직 Hardness (Hv) ka 4.8 ka 5.0 ka 5.2 ka 5.4 ka Fusion zone HAZ Distance from weld center (mm) Matrix Fig. 7 Microhardness profiles for welds in TRIP1180 steels with weld current range 4.6 ka to 5.4 ka 630 Journal of KWJS, Vol. 26, No. 6, December, 2008

7 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 87 경은증가하는반면열영향부의폭과코로나본드는감소하는것이관찰되었다. 이러한현상은상승된전류에의한입열량증가로인해열영향부와모재사이계면이판재길이방향으로성장하는것보다용융부계면의증가분이더크기때문에발생하는현상으로사료된다 12). 경도측정결과에서관찰된모재와용접부의큰경도차이와그원인분석을위해용융부에서모재경계까지의단면미세조직을분석하였다. Fig. 8(a) 은 5.2 ka의전류조건에서생성된용융부의조직사진이다. 용융부는 Fig. 8(h) 의저경도측정결과에서관찰된모재와용접부의큰경도차이와그원인분석을위해용융부에서모재경계까지의단면미세조직을분석하였다. Fig. 8(a) 은 5.2 ka의전류조건에서생성된용융부의조직사진이다. 용융부는 Fig. 8(h) 의저배율조직사진과같이뚜렷하게보이진않지만빠른냉각속도에기인하여열방산방향으로성장한주상정이관찰되었으며 Fig. 8(a) 의고배율조직에서는구오스테나이트결정립의흔적과침상의마르텐사이트조직을확인하였다. Fig. 8(b) 는용융부경계의미세조직으로부분적인용융이발생했음을알수있다. 용융부와마찬가지로마르텐사이트조직이주를이루고있으나 Color Tint- Etching 을사용한착색에서청색의상이소량관찰된것으로보아부분적으로베이나이트조직이존재하는것으로판단된다 15). Fig. 8(c) 는부분용융부에서벗어나열영향부가시작되는영역으로열영향부의가운데영역인 Fig. 8(d) 과유사한조대결정립형상이나타났다. Fig. 8(e) 은열영향부중모재에인접한영역으로 Fig. 8(d) 와유사한형상이지만결정립의크기가줄어든조직이관찰되었다. TRIP강과같은고강도강의점용접에서는전극에흐르는냉각수로인해주요상변태구간인 800 ~500 사이에서 약 3000 s -1 이상의냉각속도를가지므로용융부와열영향부에형성되는대부분의조직이마르텐사이트인것으로알려져있다 16). 따라서 Fig. 7의경도측정결과와의비교로알수있듯이 Fig. 8(d) 와 Fig. 8(e) 대부분의조직은마르텐사이트임을알수있다. Fig. 8(f) 는미세열영향부와모재의경계영역으로흰색의페라이트상을비롯하여베이나이트와마르텐사이트그리고잔류오스테나이트가혼재된상태로존재하며모재경계영역에서모재쪽으로갈수록페라이트의양이증가하고베이나이트의크기가줄어드는것이관찰되었다. 따라서 Fig. 7 에서관찰된경도구간과 Fig. 8의미세조직의비교로, 미세열영향부와모재의경계면에서발생하는연화현상은 Fig. 8(f) 에서보이듯이페라이트의양적증가와급랭조직의감소에의한것으로판단된다. 경도측정결과인 Fig. 7을보면미세열영향부의경도가소폭증가하는구간이존재하는데 5.2 ka이상의전류조건에서관찰되는이와같은현상은아직명확한규명이이루어지지않았다. 다만입열량에따른용접부최고온도차이에의한영향으로, 높은전류조건의경우보다큰과냉에의한결정립미세화로경도가상승한것으로추정된다. 미세조직에서관찰된용접부전반에걸쳐존재하는마르텐사이트조직은전단하중이주어질경우매우높은취성을보인다. 임계온도이상의구간에서용융이진행된너깃과비교하여판재접합계면의열영향부는미용융된불완전한접합을이루고있음을 Fig. 5의저배율조직사진으로알수있다. 따라서상하부판재에서형성된열영향부에비하여판재계면에서불완전한접합을이루고있는열영향부마르텐사이트조직은충격과전단하중에취약한특성을가질것으로판단되며전단하 a b c d e f g h Fig. 8 Optical micrographs of microstructures in a spot weld made in TRIP1180 steel. (5.0 ka weld current and 15 cycle weld time) 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 631

8 88 박상순 최영민 남대근 김영석 유지훈 박영도 중하에서용융부에존재하는내부균열의전파에미소기공과더불어복합적인영향을줄것으로사료된다 SEM과실체현미경을이용한용접파단부분석 Fig. 9(β) 와 Fig. 10(β) 은점용접시계면파단조건인 4.6 ka 및 5.0 ka에서채취한시편을전단인장시험하여그파단면을 SEM으로관찰한것이다. Fig. 9(α) 와 Fig 10(α) 는 4.6 ka와 5.0 ka의전류조건에서채취한조직샘플의단면사진이며나이탈에칭을통해형성된너깃과열영향부그리고모재경계를구분하였다. 각전류조건에서측정된 α와 β의용접부직경비교는 SEM 을통해용접부파단면을관찰하던중파단면중앙에형성된일정한크기의파단경계직경이같은스케일의단면조직에서측정된너깃직경과일치함을근거로진행되었다. 실체현미경에서관찰된용접부의영역을나누어너깃경계는가는점선, 조대열영향부와미세열영향부의경계는굵은점선그리고모재경계는실선으로각각표시하였다. 앞선방법으로만들어진경계선을동일한스케일에서 SEM으로촬영한용접부파단면에대조한결과파단면에형성된일련의경계들과정확히일치하였다. 이러한실험결과를바탕으로전류증가에따른각원들의직경변화와파단면미세조직을비교하였다. 계면파단조건의너깃단면사진 Fig. 9(α) 와 Fig. 10 (α) 의비교로용접전류가상승함에따라너깃직경이 4.2 mm에서 4.6 mm로 0.4 mm 증가했음을알수있으며실선영역인최외각모재경계는변화가없는것으로나타났다. 또한좁아진열영향부에비례하여조대열영향부와미세열영향부의경계를나타내는원의직경도증가하였다. Fig. 9(β)a는용접부파단면중앙을확대한사진으로 TRIP강의용융부수축공인근에서전형적으로볼수있는수지상벽계파단이관찰되었다. 그러나용융부중외각영역인 Fig. 9(β)b와 Fig. 9(β)c에서는대부분연성파단에가까운조직이관찰되었으며 Fig. 9(β)d에서는연성파단조직과벽계파단조직이공존하는형상을나타내었다. 이러한연성파단조직은용접너깃영역전반에서관찰되며너깃경계에가까울수록벽계파단조직의비율이증가하다가조대열영향부영역에이르러서는 Fig. 9(β)e의조직처럼벽계파단형상과동시에박리가발생한흔적이관찰되었다. 또한너깃영역내의연성파단조직은 Fig. 9(β)b와 Fig. 9(β)c조직과같이일부의기공을포함하고있는것이관찰되었다. Fig. 9(β)f와 Fig. 9(β)g는조대열영향부외각에서미세. 9(β)g는조대열영향부외각에서미세열영향부에걸쳐관찰된미세조직으로부분적으로용융된아연의결정상이관찰되었다. 조대열영향부에서는충분한입열이이루어지지않아판재간에적절한접합이형성되지못한것으로판단되며해당영역부터는판재간의접합이아닌아연층간의접합이발생하여파단시아연의결정상과박리형 Fig. 9 SEM images of interfacially fractured surface on resistance spot weld with weld current of 4.6 ka 632 Journal of KWJS, Vol. 26, No. 6, December, 2008

9 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 89 상을보인것으로사료된다. Fig. 9(β)h-1은너깃과열영향부의경계에서관찰된균열의일부이며 Fig. 9 (β)h-2는 Fig. 9(β)h-1 파단면인접부위의확대사진이다. Fig. 9(β)h-2에서보이는바와같이파단면은연성파단과벽계파단이복합적으로진행된형상을보이며이러한조직특성과 Fig. 2의 4.6 ka 전류조건에서형성되는용접부의최대하중이규격하한을상회하는 9.36 kn라는점을고려해볼때, 4.6 ka의낮은전류조건에서형성된용접부역시비교적높은 load-carrying capacity 를가지는것으로사료된다. Fig. 9(β) 보다 0.4 ka 높은전류조건에서점용접한 Fig. 10(β) 의 5.0 ka 조건파단면에서도 Fig. 9(β) 에서와거의동일한파단형상이관찰되었다. Fig. 10(β)a-d 는너깃영역내의미세조직으로대부분연성파단형상을보였으며 4.6 ka의전류조건너깃영역에서관찰된것과동일한형태의미세기공이존재하였다. Fig. 10 (β)e 또한 Fig. 9(β)h와동일한파단형상을보였다. 조대열영향부와미세열영향부의경계인 Fig. 10(β)f의조직역시 Fig. 9(β)d와 Fig. 9(β)e에서관찰된아연결정상이형성되었다. 이러한조직을보이는영역은판재계면에서접합이아닌아연층간박리가일어났을가능성이큰것으로사료되며보다정확한분석을위해 EDS Mapping 을실시하여다음장에기술하였다. 4.6 ka와 5.0 ka의전류조건에서생성된파단면을비교해보면 5.0 ka 조건의너깃면적이보다넓음을알수있으며그에따른연성조직또한 5.0 ka 조건의파단면에보다넓게존재한다는것을추론할수있다. SEM의파단면분석을통해너깃영역은거시적으로는계면파단이발생하였으나파단면분석결과연성파단의형태로진행되었음을알수있다. 따라서 1180 MPa급의 TRIP강에서계면파단이발생하더라도높은 loadcarry capacity 와흡수에너지를보이는이유는너깃의체적증가로인해연성파단조직이증가하여전단하중과충격에대한저항을증가시켰기때문으로사료된다. 결론적으로 TRIP강을포함한 AHSS는계면파단발생유무에주안을두는용접성평가보다는너깃크기를기준으로하는용접성평가가필요하다고판단된다. 하지만현재로서는생산라인에서너깃의크기를판단하기위한테스트방법이전무하기때문에이에관한지속적인연구와개발이진행되어야할것이다. Fig. 10 SEM images of interfacially fractured surface on resistance spot weld with weld current of 5.0 ka 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 633

10 90 박상순 최영민 남대근 김영석 유지훈 박영도 4.4 ka 4.6 ka 4.8 ka 5.0 ka Fig. 11 SEM images of interfacially fractured surface for spot welds made with 4.4 ka, and 5.0 ka weld current, and EDS mapping results revealing the difference of Zn distribution around HAZ 전류차에의한아연침투량비교 (EDS MAPPING) 4.4 ka에서 5.0 ka까지의전류조건에서관찰한용접부파단면중일부에실시한 EDS Mapping 결과를 Fig. 11에나타내었다. Fig. 9와 Fig. 10의 SEM 파단면분석을통해모재에인접한열영향부조직이아연결정상형태를가지며접합이아닌박리가발생했음을확인하였다. 이분석은계면파단전류조건에서열영향부에존재하는아연의분포를확인하고계면파단과의상관관계를규명하기위해진행되었다. EDS Mapping 은용접부파단면중 Fig. 11 상단에나타낸 SEM사진과같이너깃과열영향부그리고모재의일부를포함하는영역에걸쳐실시하였다. 분석된아연의분포를살펴보면너깃영역에서는전혀보이지않았으며열영향부영역에서는 Fig. 11(a) 와같이결정화된아연이소량분산된형태로관찰되었다. 열영향부에서관찰된아연은조대열영향부에서미세열영향부방향으로점차증가하는분포형태를보이며모재인근의열영향부, 즉모재와열영향부경계영역에이르러서는모재와동일한아연분포를보였다. 4.6 ka와 5.0 ka 전류조건의아연분포비교를통해계면파단조건의점용접에서는전류가증가하더라도열영향부와모재경계영역에는잔류된아연이존재함을알수있다. 잔류아연이열영향부에존재하는이유는 Fe와의합금화를통해고용되었거나점용접시기화된아연이미세균열에침투하여잔존했기때문으로사료된다. 이와같이잔류된아연상은용접부조직과비교하여취약한특성을가지 며전단하중과충격하중하에서균열의발생과전파에영향을미칠것으로판단된다. 4. 결론 1) 최대하중및흡수에너지를비교한결과, 계면파단이발생한 TRIP강이높은 load-carrying capacity를가지는경우의점용접시용접품질은너깃직경의크기와밀접한연관이있는것으로판단된다. 2) 높은 load-carrying capacity를가지는용접부가계면파단이발생하는원인은노치에의한응력집중과수축공에서진전된균열그리고미세기공의존재로인한균열민감도상승에있다고판단되며용접부전반에관찰되는마르텐사이트상에의한취성또한복합적으로작용했음을알수있다. 3) 계면파단조건의 SEM 용접부파단면분석을통해너깃영역의파단조직이대부분연성파단조직인것으로확인되었다. 이러한연성파단조직이너깃의직경증가와더불어급격히증가하는것을확인했으며계면파단조건에서관찰된높은 load-carrying capacity는너깃의직경과더불어증가한연성파단조직에기인한것으로사료된다. 4) 계면파단전류조건의 EDS MAPPING 분석에서열영향부와모재경계영역에존재하는잔류아연을확인하였으며전류가상승하더라도해당영역의아연분포는큰변화가없는것을확인하였다. GA1180TR의계면파단특성실험결과, 선행된 GA590TR의계면파단특성평가에서와동일하게계면파 634 Journal of KWJS, Vol. 26, No. 6, December, 2008

11 인장전단시험을이용한 TRIP1180 강의계면파단특성평가 91 단이발생하는전류조건에서높은 load-carrying capacity 를가지는영역이존재하였다. 기존의용접성 평가규격기준으로해당영역의정확한판단이어려우므로고강도강의용접성평가에적절한새로운규격기준이필요하다고사료된다. 참고문헌 1. B. Yan, H. Zhu, SH. Lalam: Spot Weld Fatigue of Dual Phase Steels, SAE technical paper series, 1 (2004), Yuh J. Chao: Ultimate Strength and Failure Mechanism of Resistance Spot Weld Subjected to Tensile, Shear, or Combined Tensile/Shear Loads, Journal of Engineering Materials and Technology, 125 (2003), T. B. Hilditch, J. G. Speer and D. K. Matlock: Effect of susceptibility to interfacial fracture on fatigue properties of spot-welded high strength sheet steel, Materials & Design, 28 (2007), Marcio Milititsky, Eric Pakalnines: On Characteristics of DP600 Resistance Spot Welds, SAE technical paper series, 1 (2003), B Girvin, W Peterson, J Gould: Development of Appropriate Spot Welding Practice for Advanced High Strength Steels (TRP 0114), American Iron and Steel Institute, 27 (2007), A10-A17 6. J. Y. Baek, J. G. Lee, S. H. Rhee: A Study of Dynamic Characteristic for Resistance Spot Welding Process Using Servo-gun System, Journal of KWS, 23-3 (2005), (in Korea) 7. T. H Kim, H. S. Park, Y. S. Lee, S. H. Rhee: A Strudy of TRIP Steel Weldability Evaluation for Light Body Car in Resistance Spot Welding, Proc. J. KSAE, 2 (2003), (in Korea) 8. D. J. Radakovic, M. Tumuluru: Predicting Resistance Spot Weld Failure Modes in Shear Tension Tests of Advanced High-Strength Automotive Steels, American Welding Journal, 87-4 (2008), 96-s to 105-s 9. M. Marya, X. Q. Gayden: Development of Requirements for Resistance Spot Welding Dual-Phase(DP600) Steels Part 1-The Causes of Interfacial Fracture, American Welding Journal, (2005), 172-s to 182-s 10. Xin Sun, Elizabeth V. Stephens, Mohammad A.Khaleel: Effects of fusion zone size and failure mode on peak load and energy absorption of advanced high strength steel spot welds under lap shear loading conditions, Engineering Failure analysis, 15 (2008), K. C. Kim, J. H. Cha, H. S. Park: Resistance Spot Weldability of Coated Steels for Automobile Applications, Kor. Journal of Materials Research, 14-4 (2004), (in Korea) 12. S. S.Park, S. M. Lee, Y. M. Choi, N. H. Kang, J. H. Yu, Y. S. Kim, Y. D. Park: Evaluation of Resistance Spot Weld Interfacial Fractures in Tensile-Shear tests of TRIP590 Steels, J. Kor. Inst. Met. & Mater, (2008). (in Korea) 13. AWS D8.9-97: Recommended Practices for Test Methods for Evaluating the Resistance Spot Wedling Behavior of Automotive Sheet Steel Materials, AWS, Hongyan Zhang, Jacek Senkara: Resistance welding: Fundamentals and Applications, Taylor & Francis Group, 2006, AK De, JG Speer, DK Mattock: Color Tint-Etching for Multiphase Steels, Advanced Materials & Processes, 161(2003) M. Tumuluru: The Effect of Coatings on the Resistance Spot Welding Behavior of 780MPa Dual-Phase Steel, American Welding Journal, 86-6 (2007), 161s-169s 大韓熔接 接合學會誌第 26 卷第 6 號, 2008 年 12 月 635

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