[Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 57, No. 3 (2019) pp.193-201 DOI: 10.3365/KJMM.2019.57.3.193 합금화용융아연도금핫스탬핑강의자동차차체적용을위한부식거동, 액상금속취화현상및점용접성연구 황연정 이창욱 * 신가영 유지홍 최민수 현대자동차연구개발본부 Study of the Corrosion Behaviour, Liquid Metal Embrittlement and Resistance Spot Weldability of Galvannealed Hot Stamping Steel Yeonjung Hwang, Chang Wook Lee*, Ga-Young Shin, Ji Hong Yoo, and Minsu Choi Research & Development Division, Hyundai Motors, Hwaseong 18280, Republic of Korea Abstract: The hot stamping process is beneficial for fabricating high strength automotive parts without spring back. To suppress high temperature oxidation and decarburization, it is necessary to coat the hot stamping steel. In the present work, the performance of galvannealed coated (GA) hot stamped steel was evaluated. During cyclic corrosion tests, the steel substrate began to corrode after the heat treated galvannealed coating fully corroded, because a Zn alloyed coating provides cathodic protection. In order to be applied to the automotive body-in-white, GA coated hot stamped steel must overcome drawbacks such as liquid metal embrittlement (LME) due to the low melting temperature of the Zn, and low or limited weldability due to the thick surface ZnO layer. The results of this study showed that an increase in the α-fe(zn) phase fraction of the coating was an effective way to prevent LME. In addition, the resistance spot weldability of GA hot stamped steel can be improved by removing the thick Zn oxide layer by sand blasting. (Received October 17, 2018; Accepted January 18, 2019) Keywords: hot stamping, galvannealed coating, cathodic protection, liquid metal embrittlement, resistance spot welding 1. 서론 최근엄격해지고있는각국의배기가스규제를만족하기위하여자동차산업에서는차량경량화를통한연비향상에대한연구가활발히진행되고있다. 이에따라경량화효과와승객안전을동시에확보할수있는초고강도강판 (Advanced high-strength steel, AHSS) 의차체적용이증가하고있다 [1,2]. 그러나강판의강도가높아질수록연신율이저하하여부품성형에어려움을겪고있다 [3]. 이를극복하기위해고강도와성형성을동시에확보할수있는핫스탬핑공법이개발되었다 [4,5]. 핫스탬핑은페라이트와펄라이트의복합조직으로된강 - 황연정 이창욱 신가영 유지홍 최민수 : 연구원 *Corresponding Author: Chang Wook Lee [Tel: +82-31-5172-3415, E-mail: lcw8788@hyundai.com] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 판을 A c3 온도이상으로가열하여연질의오스테나이트단일상으로만든다음금형에서성형과냉각을동시에하여고강도마르텐사이트조직을얻는공법이다. 최종인장물성이 1.5 GPa 이상임에도불구하고강판을고온에서성형함으로써스프링백현상을최소화할수있기때문에핫스탬핑은초고강도자동차부품을만드는데가장효율적인공법이다 [6]. 핫스탬핑용강판으로는 22MnB5 (0.22C-1.25Mn-0.002B, wt%) 가주로사용되며, 일반강판대비 C, Mn, B 등의경화능원소를많이포함하고있어냉각후마르텐사이트조직을안정적으로확보할수있다 [7]. 핫스탬핑강판은고온열처리를필요로하기때문에고온산화및탈탄방지를위한도금이필수적이다 [8]. 가장보편화된도금은 Al-10 %Si 합금으로열처리시우수한 Barrier Protection 을제공한다. 하지만부품제작후치핑등으로인해모재가부식환경에노출될경우내식성의한계가있다 [9].
194 대한금속 재료학회지제 57 권제 3 호 (2019 년 3 월 ) 이를극복하기위해희생방식의 Zn계도금이개발되었다. Zn계도금의경우음극화보호로인해성형후모재가부식환경에노출되어도도금이먼저부식되어모재를보호한다 [10]. 하지만 Zn계도금핫스탬핑부품을자동차차체에적용하기위해서는아연의낮은녹는점으로인해발생하는액상금속취화 (Liquid Metal Embrittlement, LME) 현상과열처리시표면에두껍게생성되는아연산화물로인한용접성열위문제를해결해야한다 [11,12]. 현재까지용융아연도금 (Galvanized coating, GI) 핫스탬핑강에대한부식거동 [10], LME [11], 점용접성 [12] 에대한연구는진행된결과가다소있으나합금화용융아연도금핫스탬핑강에대한연구결과는부족하다. 따라서본연구에서는합금화용융아연도금 (Galvannealed coating, GA) 핫스탬핑강판의부식거동에대한연구를진행하였다. 또한합금화용융아연도금핫스탬핑강을자동차차체부품에적용하기위해해결해야하는 LME 현상과점용접성에대하여평가를진행하였고해결책을모색하였다. 2. 실험방법 2.1 재료 본연구에서는진공유도용해로 (Vacuum Induction Melting, VIM) 를통해 Fe-0.21C-1.20Mn-0.2Si, wt% 의함량을갖는핫스탬핑강잉곳을제작하였고, 열간압연과냉간압연을거쳐최종두께 1.2 mm인미소둔강판을제작하였다. 고온산화및탈탄방지를위해두가지도금강판을제작하였다 : (1) 18 μm 두께의 Al-10% Si 도금 (2) 8μm 두께의합금화용융아연도금 (GA). 2.2 열처리방법및조건부식거동및점용접성평가를위한시편은박스형전기로를통해핫스탬핑열처리공정을모사하여제작하였다. 강판을가열로에서 5분간소둔한후냉각채널이있는평판금형으로 14초간냉각하였다. 소둔온도는 Al-10% Si 도금재의경우 950 o C, GA 도금재의경우는기화방지를위하여 900 o C 로하였다. 비평가부위의부식방지를위해절단면을테이프로실링처리하여준비하였으며, 총 20 cycles의평가를진행하면서 2 cycles 마다표면및단면분석을실시하였다. 2.4 동전위분극시험도금의종류에따른희생방식성을평가하기위하여동전위분극시험을실시하였다. 분석조건으로전해질은식염수 (5 wt% NaCl), Counter 전극은고밀도탄소전극, Reference는 Saturated calomel electrode (SCE) 를사용하였으며, Scan rate는 0.167 mv s -1 로실시하였다. 2.5 고온인장시험 LME 민감성평가를위한고온인장시험은 DSI Gleeble 3500 thermo-mechanical process simulator 를이용하여실시하였다. 목표온도 850 o C까지 5 o C s -1 로승온하였고 850 o C에서두가지조건 (0분, 2분 ) 으로유지후 0.5 s -1 속도로고온인장시험을진행하였다. 그후압축공기를분사하여 -50 o C s -1 속도로급랭하였다. 2.6 점용접성평가도금종류에따른점용접성을비교하기위해동일강종, 동일두께의강판으로 2겹용접을실시한후너겟경측정을통해가용전류구간 (Weldable current range) 을확인해보았다. 제어주파수 1000 Hz의 DC 인버터저항용접기가사용되었으며, 선단경이 Φ8인 Cu-Cr 돔형전극에냉각수를일정하게공급하였다. 가용전류구간은가압력 5.0 kn, 통전시간 20 cycles 로고정하고전류를 0.5 ka 간격으로증가시키며측정한너겟이 4 t 이상인구간으로설정하였다. 용접성평가에사용된상세용접조건은표 1에나타내었다. 전단인장하중값은 ISO 14273:2016을따라 105 mm 30 mm 크기의시편 2개를 35 mm 겹친상태에서점용접한뒤, 만능재료시험기 (ZWICK Z100 Universal Tensile Testing Machine) 를이용하여평가하였다. 점용접부의경도분포는미세경도시험기 (Future Tech FM-700 Microhardness Tester) 를이용하여 300 gf 하중으로 5초간압입하여측정하였다. 2.3 복합환경부식촉진시험도금에따른부식거동을확인하기위하여복합환경부식촉진평가방법 (Cyclic Corrosion Test, CCT) 을실시하였으며, CCT의 1 cycle 조건은염수분무 5시간, 강제건조 2시간, 습윤 3시간, 강제건조 2시간으로설정하였다. 150 mm 75 mm 크기의강판을알코올로깨끗이세정한후, 2.7 미세조직관찰시편단면의미세분석을위하여단계적으로사포연마한후다이아몬드페이스트를이용하여입도 1μm까지미세연마하였다. 연마된시편의미세조직및화학성분분석은주사전자현미경 (FEI Quanta 450 Scanning Elctron Microscope, SEM) 에 Back Scattered Electron (BSE) 와
황연정 이창욱 신가영 유지홍 최민수 195 Table 1. Welding condition (ISO 14273:2016) Welding Schedule (Cycles) Electrode Squeeze Pulse Weld Hold Materials 40 1 20 5 Cu-Cr Tip Diameter Force (mm) 8 mm (kn) 5.0 Fig. 1. Surface of hot stamped GA steel in comparison to Al-10% Si coated steel and non-heat treated GA steel after exposure to CCT. Energy Dispersive Spectroscopy (EDS) detector를 설치 하여 관찰하였다. 점용접부 단면은 연마된 시편을 질산 강판이 전체적으로 잭색을 띠었다. 반면 핫스탬핑 열처리 후 GA 도금재의 경우, 전체적으로 적녹이 생성되었으며 (HNO3) 4%와 에탄올 (Ethanol) 96%의 혼합용액으로 약 20 cycles 후에는 부식이 많이 진행되어 반점형태의 부식 20초간 에칭을 실시한 후 광학현미경 (ZEISS Axio Imager. 물이 국부적으로 생성되었다. 핫스탬핑 열처리 전 GA 도 A2m Optical Microscope, OM) 으로 관찰하였다. 금재는 초기에 백녹이 생성되었으며 4 cycles 후에 적녹이 부분적으로 생성되어 14 cycles 후에 전체적으로 적녹이 3. 결과 및 고찰 3.1 Corrosion behaviour 생성되었다. 16 cycles 후에는 부분적으로 반점형태의 부 식산화물이 생성됨을 확인하였다. 그림 2는 CCT 중 2 cycles 마다 시편 단면을 관찰하여 GA도금 핫스탬핑강의 부식거동을 분석하기 위하여 복합 부식 위치와 부식 정도를 나타낸 것이다. 핫스탬핑 열처리 부식시험 (CCT)을 실시하였다. 비교재로 핫스탬핑 부품에 후 Al-10% Si 도금의 미세조직은 Al-rich 상 (45 Fe- 가장 많이 적용중인 Al-10% Si 도금재와 일반 냉간 성형 53Al-2Si, wt%), Fe-rich 상 (64Fe-26Al-10Si, wt%), Al- 용 냉연강판의 도금을 대변할 수 있는 열처리전 GA 도금 재를 사용하였다. 그림 1은 핫스탬핑 열처리 후 Al-10% rich 상 (47Fe-51Al-2Si, wt%), α-fe(al) (89Fe-8Al- 3Si, wt%) 으로 구성되어있다. 핫스탬핑 열처리 후 GA 도금의 Si 도금재와 핫스탬핑 열처리 전 / 후 GA도금재의 CCT에 미세조직은 α-fe(zn) (64Fe-36Zn, wt%) 상으로 구성되어 따른 표면 광학현미경 사진이다. CCT 2 cycles 후 모든 시편에서 녹 생성이 확인되었다. 핫스탬핑 열처리 후의 Al- 있다. 핫스탬핑 열처리 전 GA 도금은 δ-fezn10 (13Fe- 10% Si 도금재와 GA 도금재는 적녹이 발생하였으며, 열 부식의 모재 침투는 핫스탬핑 열처리 후 Al-Si 도금재, 처리 전의 GA 도금재는 백녹이 발생하였다. 핫스탬핑 열 핫스탬핑 열처리 전 GA 도금재, 핫스탬핑 열처리 후 GA 처리 후 Al-10% Si 도금재의 경우, CCT 초기에 염수가 도금재 순으로 4 cycles, 10 cycles, 14 cycles 시점에 발 흐르는 방향으로 적녹이 생성되며, 강판 전체적으로 생성 견되었다. Al-10% Si 도금재의 경우, 도금에 크랙이 존재 되는 것이 아니라 부분적으로 생성되기 때문에 강판 표면 하여 외부로 노출되어있는 모재에서부터 부식이 시작되었 의 청색이 6 cycles까지 확인되었다. 8 cycles 이상부터 고 도금 / 모재 계면을 따라 진행되었다. GA 도금재의 경 87Zn, wt%) 상으로 구성되어있다.
196 대한금속 재료학회지 제57권 제3호 (2019년 3월) Fig. 3. Engineering stress-strain curves of GA hot stamping steels deformed at 850 oc Fig. 4. Engineering stress-strain curves of GA hot stamping steels deformed at 850 oc after soaking at same temperature for 0 min and 2 min. Fig. 2. Cross cut SEM micrographs of hot stamped GA steel in comparison to Al-10% Si coated steel and non-heat treated GA steel after exposure CCT. 의 Ecorr은 핫스탬핑 열처리 전에 -846 mv 였고, 핫스탬핑 열처리 후에 -682 mv로 상승하였다. 이는 열처리 시 모재 의 Fe가 도금 내로 확산하여 도금 내 Fe 함량 증가에 기 인한 것으로 판단된다. Zn도금 핫스탬핑강의 Ecorr은 열처 우, 핫스탬핑 열처리 전 / 후 모두 도금층의 부식이 먼저 리 시간 및 온도에 영향을 받으며, 도금 내 Fe함량이 증 진행되고 도금층의 부식이 완료된 후 모재 부식이 시작되 가할수록 상승하게 된다 [13]. 핫스탬핑 열처리 후 GA도 었다. 열처리 전 시편은 10 cycles, 열처리 후 시편은 14 cycles 후에 도금층이 완전히 부식되었음을 확인하였다. 성되어 모재(-664 mv)와의 전위차가 열처리 전 GA 도금 동전위분극시험을 통하여 도금 조건에 따른 전위를 분석 에 비해 감소하게 된다. 작은 전위차임에도 불구하고 여전 해보았다 (그림 3). 핫스탬핑 열처리 후 Al-10% Si도금재 히 도금내 Zn를 포함할 경우 그림 2에서와 같이 음극화보 의 corrosion potential (Ecorr) 은 -637 mv이다. GA도금재 호를 제공함을 알 수 있다. 금은 전체적으로 36 wt% Zn를 포함하는 α-fe(zn) 로 구
황연정 이창욱 신가영 유지홍 최민수 197 핫스탬핑열처리전 GA 도금재는표면에 Zn 함량이높아부식진행시아연산화물에의한백화현상이먼저나타난다. 이후 Fe 함량이높은 Fe-Zn 금속간화합물이부식되면서적녹현상이나타난다. 열처리된 Al-10% Si도금과 GA도금의경우, 그림 2에서확인할수있듯이열처리중 Fe가도금내로확산되어 Fe 함량이높은고용체혹은금속간화합물을형성한다. 이로인해부식진행시산화철에의한적녹현상이바로나타나게된다. 각도금별부식거동을살펴보면, Al-10% Si 도금의경우, 도금의크랙을통해유입된염수가도금최하위부인 α-fe(al) 층을부식시켰다. 그시작점을중심으로도금 / 모재계면을따라도금층과모재의부식이동시에진행되었고도금층쪽보다는모재쪽으로더많은부식이진행되었다. CCT 20 cycles까지진행되었음에도불구하고도금층은여전히존재함을확인하였다. 또한동전위분극시험을통해부식순서를평가한결과, 열처리된 Al-10% Si 도금의 E corr 이모재의 E corr 보다크기때문에부식진행시도금이모재를보호하기보다는모재부터부식이진행됨을확인할수있었다. 따라서 Al-10% Si 도금은강력한 Barrier protection을제공하지만모재가부식환경에노출될경우, 희생방식의부재로모재의부식이진행되었음을확인하였다. Allély [9] 등도 VDA 233-102 시험을통해 Al-10% Si 도금재의부식은도금내에존재하는크랙으로인해모재가노출된부분에서시작되어진행되었음을확인하였다. 동전위분극시험의결과는본실험결과와다르게 Al-10% Si 도금의 E corr 이모재의 E corr 보다낮아일정부분의음극화보호가가능하다고보고하였다. 하지만도금의 E corr 가모재의 E corr 보다낮은경우, 음극화보호로인해모재가부식되기전에도금층의부식이완료되어야하나부식이진행되어도도금층이여전히잔류하는것으로보아모재에대한음극화보호를제공하지못하는것으로판단된다. GA도금의경우, 열처리전 / 후모두음극화보호로인해도금층의부식이완료된후에모재가부식되기시작하였다. 열처리후도금층대부분이 α-fe(zn) 상으로변태되어도금층내아연의함량이 30 wt% 이하로낮아짐에도불구하고여전히우수한희생방식성을제공하였다. 단면분석결과를통해열처리후 GA 도금재가열처리전 GA 도금재보다모재로의부식침투속도측면에서우수함을알수있었다 ( 그림 2). 열처리동안모재의 Fe가도금내확산하면서도금층의두께가증가하여부식침투경로를증가시킨다. 또한도금층대부분이 Fe 함량이높은 α-fe(zn) 상으로상변태되면서모재와의 E corr 차이가감소하고이에 따라부식속도가감소하는것으로판단된다 [14]. 자동차하부차체의경우, 치핑등으로인해강판이외부환경으로노출될가능성이높다. 이런경우모재로의부식침투방지측면에서 GA 핫스탬핑강의적용이 Al-10% Si 도금재에비해유리할것으로판단된다. 3.2 Liquid Metal Embrittlement (LME) LME에의한파단현상은 (1) 액상금속이모재와접촉해있고 (2) 인장응력이임계값이상으로작용되었을때발생하게된다 [15]. 아연도금핫스탬핑강의경우, 아연의낮은녹는점으로인해고온열처리시도금층액상화가쉽고고온성형시인장응력이작용하기때문에 LME에의한모재파단이일어날수있다. 따라서 GA도금핫스탬핑강을자동차차체에적용하기위해서는 LME 민감성검증이필수적이다. 그림 4는도금종류및열처리시간에따른고온인장시험결과이다. 고온인장시험결과, Al-10% Si 도금재와 GA도금재중 850 o C까지승온후 2분유지시킨시편의경우연신율 40% 까지조기파단없이연신되었다. 하지만 GA도금재중 850 o C까지승온후유지시간이없이고온인장시험을진행한시편의경우연신율 8.9% 구간에서조기파단되었다. 그림 5는 GA도금재의 850 o C 열처리후와고온인장시험후단면미세조직을나타낸것이다. 850 o C까지승온후유지시간이없는시편의도금층은 Γ- Fe 3 Zn 10 과 α-fe(zn) 상으로구성되어있었으며 Γ-Fe 3 Zn 10 상의분율이매우높았다. 850 o C 승온후 2분유지시킨시편의경우도금층대부분이 α-fe(zn) 상으로구성되어있었고, 매우낮은분율의 Γ-Fe 3 Zn 10 상이관찰되었다. 고온인장시험시 850 o C에서 0분유지한시편은조기파단되었으며, 단면분석결과파단면근처의모재에아연이침투한것을 SEM BSE detector를통해확인할수있었다. 반면 850 o C에서 2분유지한시편의경우는조기파단도발생하지않았고단면분석시모재에서아연침투의흔적을발견할수없었다. GA도금은열처리전도금대부분이 δ-fezn 10 상으로구성되어있다. 열처리를하게되면온도가상승함에따라모재의 Fe가도금내로확산되고도금내 Fe 함량이증가함에따라도금층은 Γ-Fe 3 Zn 10 과 α-fe(zn) 상으로순차적으로변태된다 [16]. Fe-Zn 평형상태도 ( 그림 6) [17] 에서적색선은 Liquidus line을뜻하고주황색영역은액상아연이존재하는구간이다. 액상아연과모재가접촉되어있을때인장응력이작용하게되면액상아연이모재의오스테나이트입계로침투하여입계결합력을약화시켜입계파괴를야기한다 [11,18,19].
198 대한금속 재료학회지 제57권 제3호 (2019년 3월) Fig. 5. Cross-sectional BSE micrograph of GA hot stamping steels after soaking at 850 oc for 0 min and 2 min. Cross-sectional BSE micrograph of GA hot stamping steels deformed after soaking at 850 oc for 0 min and 2 min. 작용했을 때 LME의 민감성이 증가한다. 850 oc에서 0분 유지한 시편의 경우, 열처리 후 도금내 Γ-Fe3Zn10 상의 분율이 높았다. 이는 고온에서 액상 분율이 높았으며, 이 로 인해 고온인장시험 시 액상아연에 의한 조기파단이 발 생했음을 알 수 있다. 반면 850 oc에서 2분 유지한 시편 의 경우는 열처리 시간이 상대적으로 길어서 도금층으로 Fe의 확산량이 많아지게 된다. 이로인해 도금층 대부분이 고온에서 고상으로 존재하는 α-fe(zn) 상으로 구성되어 고 온인장시험 시에도 액상금속의 부재로 LME 현상이 발생 하지 않았음을 알 수 있다. Lee 등 [16] 과 Autengruber 등 [10] 의 연구결과에 따르면, GI도금은 열처리 전 도 금 / 모재 계면에 형성되는 Fe2Al5-xZnx inhibition layer Fig. 6. Fe-Zn binary phase diagram indicated with temperature composition range in which LME is likely to occur during the hot stamping process. 에 의해 도금 내 Fe-Zn 합금화가 제한되어 도금 대부분 이 0.03 wt% Fe를 함유하고 있는 η 상으로 구성되어있 다 [20]. 핫스탬핑 열처리를 하게 되면 Fe2Al5-xZnx inhibition layer가 파괴되면서 Fe의 도금 내로 확산이 핫스탬핑 열처리 후 Γ-Fe3Zn10과 α-fe(zn) 상간 분율은 진행되어 아연과 반응하여 합금화가 진행된다. 이에 반 도금의 종류 / 두께, 열처리 온도 / 시간에 따라 변한다. 해 GA 도금재는 Fe2Al5-xZnx inhibition layer 가 존재 도금층이 얇을수록 확산 깊이가 작아지고, 열처리 온도가 높을수록 Fe의 확산속도가 증가하며, 열처리 시간이 길수 하지 않고 도금층의 합금화가 이미 진행되어있다. 그러므 로 동일시간 열처리 시 도금 내 Fe 함량은 GA도금이 록 Fe의 확산량이 증가하여 α-fe(zn) 상의 분율이 증가한 GI 도금보다 많기 때문에 핫스탬핑 열처리 후 α-fe(zn) 다 [11]. 핫스탬핑 열처리 후 도금 내 Γ-Fe3Zn10 상의 분 상의 분율이 높아지게된다. 따라서 LME 민감성 측면에 o 율이 높을수록 782 C 이상의 고온에서 액상의 분율이 높 서 고온에서 액상의 분율이 적은 GA 도금재가 GI 도금 았음을 유추할 수 있다. 액상분율이 높은 경우, 인장응력이 재보다 유리할 것으로 판단 된다.
황연정 이창욱 신가영 유지홍 최민수 199 3.3 Resistance Spot Weldability GA도금 핫스탬핑강의 점용접성을 평가하기 위하여 가용 전류구간을 도출해보았다. 그림 7은 용접전류에 따른 Al10% Si도금 핫스탬핑강과 GA도금 핫스탬핑강의 너겟경 (nugget diameter)을 측정하여 나타낸 것이다. 두 도금재 모두 Expulsion에 의한 스패터가 발생할 때까지 용접전류 를 증가시키면서 평가하였다. 너겟경은 전류가 증가함에 따 라 증가하다가 스패터 발생시점부터 다시 감소하는 경향을 보였다. Al-10% Si 도금 핫스탬핑강은 6.5 ka에서, GA 도금 핫스탬핑강은 4.5 ka의 전류 조건에서 스패터가 발 생하였다. 너겟경 4 t를 기준으로 가용전류구간 (Weldable current range)이 Al-10% Si 도금재는 1.0 ka이었으며, GA 도금재는 너겟 형성 및 성장을 위한 적정 입열량을 Fig. 7. Nugget diameters as a function of weld current for resistance spot welded Al-10% Si and GA coated hot-stamped steels. 적용하기도 전에 Expulsion이 발생하여 가용전류구간을 판 단할 수 없었다. Al-10% Si 도금재와 GA 도금재의 용접성 차이에 가장 큰 요인이 산화층에 의한 접촉저항으로 판단되어, 표면 산 화층의 TEM 분석을 실시하였다. 그림 8, 9는 GA도금재 와 Al-10% Si도금재의 표면 산화층 TEM 분석 결과이다. 열처리된 GA 도금 위에 ZnO 산화층이 3-5 μm로 매우 두껍게 형성되어 있는 반면 Al-10% Si 도금재의 경우는 Fig. 8. STEM micrograph and corresponding chemical composition obtained by EDS for surface oxide of hot-stamped GA steel. Fig. 9. STEM micrograph, corresponding selected area diffraction patterns and chemical composition obtained by EDS for surface oxide of hot-stamped Al-10% Si coated hot-stamped steel.
200 대한금속 재료학회지 제57권 제3호 (2019년 3월) Fig. 10. Cross-sectional SEM micrograph of hot stamped GA steel after sand blasting Fig. 12. Tensile shear strength as a function of weld current for resistance spot welded GA coated hot-stamped steels before and after sand blasting. Fig. 11. Nugget diameters as a function of weld current for resistance spot welded GA coated hot-stamped steels before and after sand blasting. Al2O3 산화층이 96 nm로 매우 얇게 형성되어 있었다. 산 화막은 비전도체로 저항이 매우 높아서 두껍게 생성될수록 저항이 높아진다 [8]. 따라서 GA도금재처럼 산화층이 매 우 두껍게 형성되면 전류가 통과할 때 국부적으로 매우 높 은 열이 발생하기 때문에 낮은 전류 조건에서도 Expulsion Fig. 13. Macrostructure and hardness distribution of GA hotstamped steel with shot blasting. 이 발생한다 [21]. GA 도금 핫스탬핑강의 용접성을 저하시키는 표면 산화 경도 값이 감소하였는데 이는 템퍼드 마르텐사이트 층을 제거하기 위하여 Sand blasting (입자크기: 0.3 mm) 을 실시하였다. 그림 10과 같이 ZnO 산화층을 완전히 제 (Tempered martensite)와 페라이트 분율 증가로 인한 연화 현상으로 판단된다 [22]. 용융부의 경도값이 모재보다 다 거한 후 점용접성을 재평가 하였다. 재평가 결과, 그림 11 소 높은 이유는 전극에 의한 냉각속도가 핫스탬핑 시 모재 과 같이 Expulsion이 9.0 ka의 높은 전류값에서 발생하였 의 냉각속도보다 더 빠르기 때문인 것으로 판단된다 [23,24]. 다. 가용전류구간은 1.5 ka로 산화층 제거 전의 GA 도금 재에 비해 대폭 향상되었고, 너겟경은 최대 5.99 mm, 전 단인장하중 (Tensile Shear Strength) 값은 최대 15600 N 까지 확보하였다 (그림 12). 그림 13은 점용접부의 경도 4. 결 론 분포와 조직을 나타내었다. 모재와 용융부는 마르텐사이트 본 연구에서는 GA 도금 핫스탬핑 강판의 자동차 차체 조직으로 구성되어 450-500 HV의 높은 비커스경도 적용을 위하여 부식거동, LME, 점 용접성에 대하여 비교 (Vicker s Hardness)를 보였고, 열영향부는 300-450 HV로 분석을 실시하였고 아래와 같은 결론을 얻었다.
황연정 이창욱 신가영 유지홍 최민수 201 Al-10% Si 도금의경우, 음극화보호의부재로인하여모재가부식환경에노출시모재부터부식됨을확인하였다. 반면 GA 도금재의경우, 도금이완전히부식된후에모재부식이시작되어희생방식성이우수함을확인하였으며, 핫스탬핑열처리후합금화에따른전위차감소로열처리전의 GA 도금보다부식속도측면에서유리함을알수있었다. GA 도금재는핫스탬핑열처리시간이증가함에따라도금내 Γ-Fe 3 Zn 10 상의분율이감소함을통해고온에서액상아연의분율이감소함을알수있었다. 충분한열처리를통해도금층이고상의 α-fe(zn) 상으로대부분구성된다면인장응력이작용하더라도액상아연의부재로 LME를방지할수있음을확인하였다. GA 도금재는핫스탬핑열처리시표면에두꺼운 ZnO 산화층형성된다. 이로인해점용접시접촉저항이높아져쉽게 Expulsion이발생한다. Sand blasting을통해산화층을제거하면가용전류구간을충분히확보할수있고, 너겟경확대및전단인장하중값향상의효과를얻을수있었다. REFERENCES 1. M.-J. Kim, H.-H. Cho, S.-H. Kim, S. M. Nam, S.-H. Lee, M.-B. Moon, and H. N. Han, Met. Mater. Int. 19, 629 (2013). 2. E. H. Hwang, H. G. Seong, and S. J. Kim, Korean J. Met. Mater. 56, 570 (2018). 3. C. W. Lee, W. S. Choi, Y. R. Cho, and B. C. De Cooman, Surf. Coat. Technol. 281, 35 (2015). 4. S. Y. Kang, Korean J. Met. Mater. 50, 883 (2012). 5. M.-G. Lee, S.-J. Kim, H. N. Han, and W. C. Jeong, Int. J. Mech. Sci. 51, 888 (2009). 6. H. Kim, D. Kim, K. Ahn, D. Yoo, H.-S. Son, G.-S. Kim, and K. Chung, Met. Mater. Int. 21, 874 (2015). 7. B. C. De Cooman and J. G. Speer, Fundamentals of Steel Product Physical Metallurgy, 1st ed., pp. 147-157, AIST, Warrendale (2011). 8. D. W. Fan and B. C. De Cooman, Steel Res. Int. 83, 412 (2012). 9. C. Alléy, L. Dosdat, O. Clauzeau, K. Ogle, and P. Volovitch, Surf. Coat. Technol. 238, 188 (2014). 10. R. Autengruber, G. Luckeneder, and A. W. Hassel, Corros. Sci. 63, 12 (2012). 11. C. W. Lee, D. W. Fan, I. R. Sohn, S. J. Lee, and B. C. De Cooman, Metall. Mater. Trans. A 43, 5122 (2012). 12. J. Federl, S. Kolnberger, M. Rosner, and T. Kurz, 8 th International Conference on Zinc and Zinc Alloy Coated Steel Sheet, p.335, AIM, Genova, Italy (2011). 13. C. W. Lee and B. C. De Cooman, Metall. Mater. Trans. A 45, 4499 (2014). 14. R, Autengruber, G. Luckeneder, S. Kolnberger, J. Federl, and A. W. Hassel, Steel Res. Int. 83, 1006 (2012). 15. M. G. Nicholas and C. F. Old, J. Mater. Sci. 14, 1 (1979). 16. C. W. Lee, D. W. Fan, S. J. Lee, and B. C. De Cooman, 8 th International Conference on Zinc and Zinc Alloy Coated Steel Sheet, p.327, AIM, Genova, Italy (2011). 17. O. Kubascheski, Iron-Binary Phase Diagrams, Springer Verlag, Berlin, pp.87-88 (1982). 18. C. W. Lee, W. S. Choi, L. Cho, Y. R. Cho, and B. C. De Cooman, ISIJ Int. 55, 264 (2015). 19. L. Cho, H. Kang, C. W. Lee, and B. C. De Cooman, Scripta Mater. 1, 90 (2014). 20. A. R. Marder, Prog. Mater. Sci. 45, 191 (2000). 21. C.-W. Ji, I. Jo, H. Lee, I.-D. Choi, Y. D. Kim, and Y.-D. Park, J. Mech. Sci. Technol. 28, 4761 (2014). 22. B. H. Jung, J. P. Kong, M. S. Kwon, and C. Y. Kang, J. Kor. Weld. Join. Soc. 31, 96 (2013). 23. M. Pouranvaria, S. P. H. Marahib, and D. S. Safanamab, Mater. Sci. Eng. A 528, 8347 (2011). 24. V. H. B. Hernandez, S. K. Panda, M. L. Kuntz, and Y. Zhou, Mater. Lett. 64, 207 (2010).