1. 서 론

자동차의 충돌 안정성과 연비에 대한 고객들의 니즈는 계속하여 증가하고 있다. 이에 맞춰 자동차 생산 업계에서는 충돌안전성과 연비개선을 동시에 확보할 수 있는 고강도 철강 재료를 적용하고 있다 [¹,²]. 일반적으로 재료의 강도가 높아지면 성형성은 감소하기 때문에 초고강도 강판의 차체 부품 적용은 제한적이었다. 이를 극복하기 위하여 핫스탬핑 공법이 개발되었다 [³-⁵].

핫스탬핑은 강판을 가열로에 삽입하여 열처리를 한 후 금형에서 성형과 냉각을 동시에 진행하는 공법이다. 핫스탬핑 부품의 고강도는 미세조직 제어를 통해 확보한다. 열처리 전에는 Ferrite와 Pearlite의 복합조직으로 구성되어있다. 핫스탬핑 열처리 시 강판을 A₃ 온도 이상으로 열처리하여 Austenite 단상으로 변태시킨다. 가열된 강판을 금형에서 급랭하여 최종적으로 준안정상의 Martensite로 변태시킨다. 이러한 미세조직 제어를 통해 1.5GPa 이상의 고강도를 확보할 수 있다. 또한 핫스탬핑강은 고온에서 연강과 유사한 인장물성을 가지며 스프링백을 최소화할 수 있기 때문에 형상이 복잡한 부품에도 적용할 수 있다. 이러한 강점으로 형상이 복잡하고 고강도를 요구하는 자동차의 충돌부재에 핫스탬핑 공법이 활발하게 적용되고 있다 [⁶].

현재까지 핫스탬핑용 강판으로는 주로 22MnB5 (0.22C-1.25Mn-0.002B, wt%) 가 사용되어 왔다. 22MnB5 강종은 C, Mn, B 등의 Austenite 안정화 원소를 함유하고 있어, 핫스탬핑 시 Martensite 조직을 안정적으로 확보할 수 있다 [⁷]. 핫스탬핑 후 Martensite 조직으로 구성된 22MnB5 강의 인장강도는 1.5 GPa이다. 최근 글로벌 철강사들은 1.5 GPa 이상의 강도를 확보하기 위해 C의 함량을 0.3 ~ 0.34 wt%까지 증가시킨 30MnB5, 34MnB5 강종 등을 개발하고 있다 [⁸,⁹]. 하지만 C의 함량 증가는 재료의 C_eq (Carbon Equivalent)값을 증가시켜 점용접성 저하를 야기하므로 자동차 차체 적용을 위해서는 점용접성을 향상시킬 수 있는 방안이 필요하다 [¹⁰].

핫스탬핑 강은 고온열처리 공정으로 인해 고온산화 및 탈탄의 위험성에 노출되어 있다. 따라서 이를 방지하기 위하여 다양한 도금법이 개발되어 왔다. 이 중 가장 널리 사용되고 있는 도금은 Al-10% Si 합금 도금이다. Al-10% Si 도금은 핫스탬핑 공정 시 효과적으로 고온산화 및 탈탄으로부터 모재를 보호하고 핫스탬핑 후에는 우수한 Barrier Protection 또한 제공한다 [¹¹,¹²]. 하지만 도금층은 점용접시 접촉저항으로 작용하여 점용접성에 영향을 미치는 인자이다. 도금층의 미세조직은 열처리 온도 및 열처리 시간에 영향을 받으며, Fe-Al 금속간화합물의 상간 분율은 점용접성에 영향을 미친다. Sherepenko 등은 Al-10% Si 도금 22MnB5강의 열처리 온도별 (700 ^oC, 800 ^oC, 930 ^oC)도금층 및 너겟사이즈에 대한 연구를 하였다. 온도별 도금층 변화 및 너겟성장 거동은 분석가능하나, 해당온도에서의 모재의 미세조직이 전부 다르기 때문에 점용접부의 강도에 대한 평가는 논의되지 않았다 [¹³]. 열처리 온도 930 ^oC의 경우, 모재는 A_c3온도 이상에서 열처리되어 최종적으로 Full Martensite 조직을 가지지만, 열처리 온도 700 ^oC의 경우, A_c3 온도 이하이기 때문에 Ferrite + Pearlite조직을 유지하고, 800 ^oC의 경우는 A_c1-A_c3의 이상영역에서 열처리 되므로 냉각 후 부분적으로 Martensite조직을 포함한다 [¹⁴].

따라서 본 연구에서는 Full Martensite 조직을 확보할 수 있는 온도영역에서 열처리 온도에 따른 Al-10% Si 도금 30MnB5의 점용접성을 평가해보았다. 열처리 온도에 따른 너겟경 크기 및 용접강도를 평가하였고, 점용접성 차이의 원인규명을 위하여 도금층 미세조직, 동저항 (Dynamic resistance) 을 비교 분석해 보았다.

2. 실험 방법

3. 결과 및 고찰

30MnB5 강의 핫스탬핑 열처리 온도 조건 설정을 위하여 온도변화에 따른 팽창률을 측정하였다 (그림 1). 승온곡선을 보면 상온부터 온도가 상승함에 따라 팽창율은 증가하다가 750 ^oC 에서 급격히 감소하기 시작하여 810 ^oC까지 감소한 후 다시 증가한다. 냉각곡선을 보면 930 ^oC 부터 350 ^oC까지 감소하다가 350 ^oC 부터 급격히 증가하여 250 ^oC 부터 다시 감소한다.

그림 1에서 팽창률의 급격한 변화는 소재의 상변태에 기인한다. 핫스탬핑 열처리 전 30MnB5 강은 Ferrite와 Pearlite의 복합 조직으로 이루어져 있으며 대부분이 Body Centred Cubic (BCC) 구조인 Ferrite 상으로 구성되어있다 [¹¹]. 온도가 750 ^oC 가 되면 Close packed 구조인 Face Centred Cubic (FCC)의 Austenite로 변태를 하기 때문에 팽창률의 급격한 감소가 나타나게 된다. Austenite의 분율이 증가함에 따라 팽창률은 감소하다가 810 ^oC에서 변태가 완료되어 Austenite 단상이 되면 다시 온도에 의한 팽창으로 팽창률은 증가한다. Austenite 단상구조의 시편을 -50 ^oC/s의 냉각속도로 급랭하게 되면 250 ^oC 부근에서 Open structure인 Body Centred Tetragonal (BCT) 구조의 Martensite 상이 생성되면서 팽창률은 급증하게 된다. 그 후 상변태가 완료되면 다시 팽창률은 감소한다. 평형상태에서는 810 ^oC 근처에서 Ferrite 생성이 시작하기 때문에 팽창률이 급증하여야 한다. 하지만 핫스탬핑 금형 냉각속도인 -50 ^oC/s의 조건에서는 급증하지 않은 것으로 보아 Ferrite가 생성되지 않은 것을 알 수 있다. 팽창률 곡선을 통해 30MnB5 강의 상변태 온도를 표 2와 같이 얻을 수 있었다.

핫스탬핑 부품의 강도를 확보하기 위해서는 금형 냉각을 통한 강판의 최종 미세조직이 Full Martensite가 되어야 한다. 따라서 30MnB5의 경우, 핫스탬핑 열처리 온도를 최소한 A_c3 온도인 810 ^oC 이상으로 설정해야 함을 알 수 있다. 본 연구에서는 실제 핫스탬핑 부품생산을 고려하여, 열처리 온도조건을 850 ^oC와 950 ^oC로 설정하여 점용접성 평가를 진행하였다.

그림 2는 용접전류에 따른 Al-10% Si도금 핫스탬핑강의 너겟경 (Nugget Diameter)을 측정하여 나타낸 것이다. 850 ^oC 열처리 시편은 너겟경이 전류가 증가함에 따라 증가하다가 7.0 kA에서 Expulsion이 발생하면서 감소하였다. 가용전류구간의 경우, 850 ^oC 열처리 시편은 5.5 kA ~ 6.5 kA 구간에서 너겟경 4√t를 만족하였고, 최대 너겟경은 6.5 kA 전류 조건에서 5.6 mm 였다. 950 ^oC 열처리 시편은 5.5 kA에서 Expulsion이 발생하였고 너겟경 4√t를 만족하는 가용전류구간이 존재하지 않았다.

그림 3은 850 ^oC 열처리 시편의 용접부 미세조직을 나타낸 것이다. 점용접은 최대 너겟경을 가지는 6.5 kA 전류조건에서 실시하였다. 그림 3(a)에서 용접부는 (b) 점용접시 용융되었다가 응고되는 Fusion Zone (FZ), (c-f) 용융되지 않지만 점용접시 발생하는 열로 인하여 미세조직의 변화가 생기는 Heat Affected Zone (HAZ), (g) 열영향을 받지 않은 Base Metal (BM)의 세가지 영역으로 나눌 수 있다. 이중 HAZ는 온도영역에 따라 (b-c) A_c3온도 위에서 열처리가 되는 Upper-Critical HAZ (UCHAZ), (d) A_c1-A_c3온도 사이의 이상영역에서 열처리가 되는 Inter-Critical HAZ (ICHAZ), A_c1온도 밑에서 열처리 되는 Sub-Critical HAZ (SCHAZ)로 나뉜다 [¹⁵].

FZ은 그림 3(b)와 같이 Lath 형태의 Martensite 조직을 확인할 수 있었다. Martensite의 모재가 점용접 시 용융되어 Liquid상이 되고 냉각 중에 Austnite를 거쳐 최종적으로 Martensite 조직으로 변태하였다 (α'→ L→ γ→ α'). 액상에서 생성된 FZ의 마르텐사이트 조직이 고상으로부터 생성된 BM (그림 3(g))의 마르텐사이트 조직보다 조대하였다. HAZ는 전극과의 거리에 따른 미세조직이 다르게 나타난다. 그림 3(c,d)와 같이 UCHAZ 중 FZ과 가까운 위치에는 조대한 Martensite 가, UCHAZ 중 Corona bond와 가까운 위치에는 미세한 Martensite 조직이 생성된다. 이 두 조직 모두 Martensite가 A_c3 온도이상에서 Austenite로 역변태된 후에 다시 Martensite로 변태된 조직이다 (α' → γ → α'). 다만 FZ의 거리에 따른 열처리 온도차이로 Prior Austenite Grain의 크기의 차이가 있다. ICHAZ 영역은 A_c1-A_c3 온도 사이에서 열처리 됨으로써 Martensite 조직의 일부가 Austenite로 역변태 후 냉각속도에 따라 Martensite 또는 Ferrite 로 변태한다. Austenite로 역변태되지 않은 Martensite는 Tempering이 된다 (α'→ Tempered α' + γ → Tempered α' + α / α'). 그림 3(e)의 Ferrite의 경우, FZ로 부터의 거리가 멀기 때문에 냉각이 충분하지 않아서 생성된 것으로 판단된다. SCHAZ영역은 A_c1 온도 아래에서 열처리가 되기 때문에 상변태는 일어나지 않고 Martensite 조직이 Tempering만 된다 (그림 3(f)).

동일 시편의 경도분포를 그림 4에 나타내었다. 너겟 중심부부터 Corona bond까지 경도가 520-580 HV로 모재에 비해 최대 60 HV 정도 높았다. Corona bond 부터 340 HV로 급격하게 감소하였다가 BM까지 다시 증가하였다. FZ과 BM은 동일한 Martensite 조직이지만 FZ의 경우 열전도율이 높은 전극으로 Liquid상부터 Martensite까지 높은 냉각속도로 냉각되지만 BM은 핫스탬핑 공정 중 강판 이송에 따른 공랭과 열전도율이 상대적으로 낮은 금형으로 냉각된다. 이로인해 FZ의 경도값이 BM의 경도 값보다 높은 것으로 판단된다 [¹⁶]. Nishibata등은 냉각속도에 따른 핫스탬강의 경도 변화에 대한 연구를 하였다. 수냉으로 만들어진 마르텐사이트는 높은 냉각속도로 인하여 Full lath-martensite를 생성한다. 하지만 금형냉각으로 인해 만들어진 마르텐사이트는 낮은 냉각속도로 인하여 일부 lath-martensite가 냉각 중에 Auto-tempering 되어 경도가 감소한다고 보고하였다 [¹⁷]. Corona bond 부근에서 경도 이 급감한 이유는 연질의 Ferrite 분율이 증가한 것에 기인한 것으로 판단된다 [¹⁸,¹⁹].

그림 5는 용접전류에 따른 인장전단강도를 나타낸 것이다. 용접전류가 증가함에 따라 너겟경이 증가하기 때문에 인장전단강도 또한 용접전류가 증가함에 따라 증가하였다. 850 ^oC 열처리 시편의 최대 인장전단강도는 6.5 kA 전류조건에서 13.15 kN 이었다. 반면 950 ^oC 열처리 시편의 최대 인장전단강도는 5.0 kA 전류조건에서 9.46 kN으로 큰 차이를 보였다. 850 ^oC 열처리된 시편이 950 ^oC 열처리 시편보다 가용전류구간도 넓고 최대 너겟경도 크기 때문에 인장전단강도 또한 높았다.

그림 6는 용접전류에 따른 십자인장강도를 나타낸 것이다. 십자인장강도도 인장전단강도와 마찬가지로 전류가 증가함에 따라 증가하였다. 850 ^oC 열처리 시편의 최대 십자인장강도는 6.5 kA 전류조건에서 3.33 kN 이었다. 반면 950 ^oC 열처리 시편의 최대 십자인장강도는 5.0 kA 전류조건에서 2.6 kN으로 850 ^oC에 비해 낮은 값을 보였다.

열처리 온도에 따른 30MnB5의 점용접성을 평가결과를 분석해본 결과, 850 ^oC 열처리 시편이 950 ^oC 열처리 시편보다 너겟성장 거동 및 용접강도 등 점용접성이 우수한 것으로 판단된다. 동일한 조건하에 점용접 했을 경우, 점용접성의 차이가 나는 이유는 모재 혹은 도금의 차이 때문으로 유추 해볼 수 있다. 원인규명을 위해 열처리 온도에 따른 모재의 기계적 물성 차이와 도금층 미세구조에 대한 분석을 진행하였다.

Dilatometry 시편의 경우, 매우 작고 시편에 직접 부착한 열전대에 의해 온도가 정밀제어 되지만, 실제 부품 생산에서는 블랭크도 크고 가열로 분위기를 제어하는 방식으로 열처리 하기 때문에 본 연구에서 설정한 온도하에 실제로 강도가 나오는지 확인이 필요하다. 설정한 온도조건하에 열처리된 시편의 강도확보여부, 열처리 온도에 따른 모재의 기계적 물성 차이 여부를 판단하기 위하여 인장시험을 하였다. 그림 7는 핫스탬핑 열처리 온도가 850 ^oC와 950 ^oC일 때 기계적 물성을 나타낸 Engineering Stress-Strain curve이다. 인장강도 (Ultimate Tensile Strength, UTS)는 각각 1771 MPa, 1764 MPa이고 연신율 두 조건 모두 6.4%로 매우 유사한 기계적 물성을 보였다. 그림 1에서와 같이 810 ^oC 이상에서 열처리가 되면 모재의 미세조직은 Ferrite + Pearlite → Austenite → Martensite로 상변태가 일어난다. 따라서 두 열처리 조건하에 제작된 시편의 기계적 성질이 동일한 것으로 볼 때, 모재로 인한 점용접부의 강도 변화는 없을 것으로 판단된다.

그림 8은 핫스탬핑 열처리 전후 (850 ^oC, 950 ^oC)의 도금층의 미세조직 SEM micrograph 와 EDS 분석 결과를 나타낸 것이다. Al-10% Si 도금층은 열처리 전에 Al matrix에 Si particle이 분산되어있고 5 μm 두께의 Fe-Al-Si 금속간화합물층으로 구성되어있다. 핫스탬핑 열처리를 850 ^oC에서 진행한 경우, 도금층은 Al-rich 상으로 대부분 구성되어있고 도금층 상단 부에 Fe-rich 상이 2 - 3 μm 크기로 불연속적으로 분포되어있다. 모재와 도금층 사이에는 Fe-rich Diffusion layer가 2 μm 두께로 형성되어있다. 핫스탬핑 열처리를 950 ^oC에서 진행한 경우, 도금층은 각 5 μm 두께의 Al-rich, Fe-rich, Al-rich 순으로 연속적인 층으로 구성되고 10 μm 두께로 Fe-rich Diffusion layer가 형성되어있다.

핫스탬핑 열처리 전 시편의 Fe-Al-Si 금속간화합물층은 9.5Fe-57.5Al-13.0Si, wt%로 구성되며 화학양론적으로 Fe₂Al₇Si 혹은 Fe₂Al₈Si 상으로 규명된다. Fe₂Al₈Si 금속간 화합물층은 도금 중 Al이 Steel substrate와 급속하게 반응하는 것을 막아주는 Inhibition layer의 역할을 한다. [²⁰,²¹]. 열처리가 진행되면 Inhibition layer가 사라지고 모재의 Fe가 Al도금층으로 확산하여 Fe-Al 금속간화합물을 생성한다. Fe-Al 금속간화합물층은 온도 및 시간에 따라 상분율이 달라진다 [²²]. 표 3은 850 ^oC / 950 ^oC 열처리 시편의 도금층을 상별로 EDS 분석한 결과를 나타낸 것이다. 850 ^oC 열처리 시편의 경우, Fe-rich 상은 6.6 wt% Si을 고용한 FeAl상, Al-rich 상은 2.0 wt% Si을 고용한 Fe₂Al₅ 상으로 판단된다 [²³,²⁴]. 열처리 온도가 950 ^oC로 상승하면, 더 많은 Fe가 모재로부터 유입되면서 Fe-rich상의 분율이 올라가고 Fe 함량도 올라가게 된다. 상대적으로 Alrich 상은 Fe-rich 상의 Al이 Al-rich 상으로 Partitioning 되면서 Al의 함량이 증가하였다. FeAl / Fe₂Al₅ 상과 모재 사이에는 FeAl, Fe₃Al상의 화학성분을 가지는 Diffusion layer 생성되는데, 850 ^oC에서 열처리한 시편이 950 ^oC에서 열처리한 시편보다 상대적으로 낮은 온도에서 열처리가 진행되어 합금화 정도가 작기 때문에 Diffusion layer의 두께가 얇은 것으로 판단된다.

Lilly 등은 Fe-Al 금속간화합물에서 Al의 함량에 따른 Electrical resistivity 변화를 보고하였다. Al함량이 0 wt%일 때 Electrical resistivity는 9.71 μΩ-cm이고 Al함량이 증가함에 따라 Electrical resistivity가 상승한다. 34 at% (20 wt%)에서 최대 165 μΩ-cm가 되었다가 다시 감소하게 된다. Al 함량이 30-40 at% (16-24 wt%) 범위일 때 Electrical resistivity가 133-165 μΩ-cm 로 가장 높고 Fe-Al 금속간화합물 중 FeAl상과 Fe₃Al 상이 여기에 속한다[²⁵]. 그림 8에서 Fe-rich 상 및 Diffusion layer의 Al 함량이 여기에 해당되며, 950 ^oC 열처리 시편의 Fe-rich 상 및 Diffusion layer의 두께가 850 ^oC 열처리 시편보다 2배 두꺼우므로 950 ^oC 열처리 시편의 Electrical resistivity가 850 ^oC에 비해 높을 것으로 판단된다.

도금층을 구성하는 Fe-Al 금속간화합물의 상분율에 따라 실제 점용접에 차이가 발생하는지 평가하기 위하여 850 ^oC와 950 ^oC에서 열처리된 시편을 동일 용접조건하에 동저항(Dynamic Resistance)을 측정하였다 (그림 9). 점용접은 950 ^oC 열처리 시편의 최대 전류조건인 5.5 kA 전류조건에서 실시하였다. 두 시편의 동저항 곡선을 비교해보면 초기 10 msec 동안 큰 차이를 보이고 그 이후에는 유사한 값을 보였다. 950 ^oC 열처리 시편의 저항은 700 μΩ부터 시작하여 감소하고, 850 ^oC 열처리 시편의 저항은 480 μΩ부터 시작하여 감소하다가 10 ms부터 두 열처리 조건 모두 180 μΩ으로 유지되었다.

용접초기에 저항은 도금층의 영향이 매우 크다. 용접이 진행되면 저항값이 감소하게 되는데, 이는 표면 산화층이 부서지고 입열에 의하여 도금층 연화되면서 밀착력이 좋아지기 때문이다. 연화된 도금층은 전극의 가압력으로 인해 압축되고 전극주위로 밀려나게 된다. 모재와 전극이 가까워질수록 도금층 보다 모재가 저항에 미치는 영향이 커진다 [²⁶,²⁷]. 이러한 이유로 초기에는 Fe-rich 상의 분율이 높은 950 ^oC 열처리 시편의 저항이 850 ^oC 열처리 시편보다 크지만, 용접이 진행될수록 모재의 영향이 커지면서 저항 차이는 감소하고, 결국엔 두 열처리 조건의 저항값이 180 μΩ으로 수렴된 것으로 판단된다.

위의 결과를 바탕으로 다음과 같은 메커니즘을 유추해 볼 수 있다. 핫스탬핑 열처리 시 모재의 Fe가 Al-10%Si 도금층으로 확산되어 Fe-Al 금속간 화합물을 생성하게 된다. 이때 열처리 온도가 높을수록 더 많은 Fe가 모재에서 도금층으로 확산되어 Fe-rich 상의 분율이 증가하게 된다. Fe-rich 상의 분율이 증가 할수록 도금층의 저항이 높아지게 되고 낮은 전류 조건에서도 Expulsion이 발생한다. 이로 인해 충분하지 못한 입열량으로 너겟의 성장이 억제되고, 결국 용접부 강도의 약화를 초래하게 된다.

4. 결 론

본 연구에서는 열처리 온도 (850 ^oC, 950 ^oC)에 따른 Al-10% Si 도금 30MnB5 강판의 점용접성에 대해 비교분석을 실시 하였고 아래와 같은 결론을 얻었다.

850 ^oC 열처리한 시편의 경우, 가용전류구간은 약 1.0 kA였고 최대 너겟경은 5.6 mm였다. 950 ^oC 열처리한 시편의 경우, 4 t를 만족하는 가용전류구간이 존재하지 않았다. 이로 인해 850 ^oC에서 열처리한 시편이 인장전단강도, 십자인장강도 모두 950 ^oC 열처리 시편보다 우수하였다.

열처리 온도 (850 ^oC, 950 ^oC) 에 따라 도금층 구조가 상이하였다. 850 ^oC 열처리 시편의 도금층은 전체적으로 Fe₂Al₅상으로 구성되어 있고 FeAl상이 불연속적으로 석출되어 있는 형상이었고, Diffusion layer가 5 μm 두께로 형성되어 있었다. 반면 950 ^oC 열처리 시편은 850 ^oC 열처리 시편보다 합금화가 더 진행되어 뚜렷한 4개의 층(Fe₂Al₅, FeAl, Fe₂Al₅, Diffusion layer) 으로 구성되어 있었고 FeAl층 및 Diffusion layer의 두께는 850 ^oC 열처리 시편보다 약 2배 두껍게 형성되어 있었다.

열처리 온도에 따라 용접성의 차이가 나는 이유는 Fe-rich상의 두께 때문이다. 열처리 온도가 높을수록 Fe의 도금내 유입이 많아져 Fe-rich상이 두껍게 형성된다. 이로 인해 도금층의 저항이 높아져 낮은 전류조건에서도 Expulsion이 발생하게 된다. 너겟 성장 또한 제한적 이어져 너겟경 및 점용접부의 강도를 확보할 수 없었다.