3.1 듀얼 빔 용접부의 미세조직

그림 2a는 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 수직 단면을 관찰한 OM 사진이며, 그림 2b는 용접부의 형상과 각 부위의 명칭을 나타낸다. 상부에 위치한 Al 모재는 Cu 보다 융점이 낮기 때문에, Al 용융부는 항상 Cu 용융부보다 넓은 폭으로 형성되었다. 이때 레이저에 의해 용융된 Al, Cu 모재 부위를 각각 Al 용융부(Al fusion zone, Al FZ)와 Cu 용융부(Cu FZ)로 정의하였다. Al-Cu 박판 간의 레이저 용접에서는 용융풀이 급속으로 응고되므로, 모재(Base Metal, BM)나 열영향부(Heat-Affected Zone, HAZ)에서는 고상 내 확산이 거의 이루어지지 않아 두 금속의 혼합이 관찰되지 않았으며 이는 다른 선행문헌에서의 결과와 일치하였다^[18,19]. 따라서 금속간화합물은 주로 용융부 내에서 형성되므로, 본 연구에서는 Al과 Cu 용융부에 국한하여 미세조직을 분석하였다. 그림 2b-c의 용융부 내에 표시된 기호 B_t, B_m, P는 각각 상부 폭, 비드 폭 및 용입 깊이를 의미하며, 그림 2c에 링 빔의 출력에 따른 변화를 도식화하였다.

그림 2a의 OM 사진에서 각각 흰색, 붉은색으로 보이는 Al, Cu 모재와는 달리, Al 용융부는 흰색 또는 옅은 청색으로 관찰되었으며 Cu 용융부에서는 대체로 노란색 또는 짙은 청색으로 관찰되었다. 링 빔의 출력이 500 W 이하일 때는 Cu 모재가 두께방향으로 완전하게 용융되지 않은 반면, 링 빔의 출력이 700 W 이상일 때는 Cu 모재 전체가 용융되어 용접부가 두 모재를 관통하였다. 7C7R 및 7C9R 시편에서는 노란 색의 Cu 상이 Al 용융부에서도 일부 발견되었는데, 이는 용접 중 Al 용융부로 용융풀 대류(melt pool convection)에 의하여 솟아오른 액상의 Cu가 Al과 완전히 혼합되지 않은 채 응고된 결과를 나타낸다^[21]. 한편, 그림 2a의 7C, 7C3R, 7C5R, 7C7R 시편의 Al 모재 및 열영향부에서 다수의 구형 기공이 관찰되었는데, 이는 용융부와의 큰 경도차에 의해 매우 무른 Al 모재가 불완전하게 연마된 현상으로 판단된다. 따라서 이러한 기공은 인공적으로 준비된 표면에서만 관찰되는 것으로, 본 연구에서는 실제 용접부의 결함으로 간주하지 않았다.

그림 2c는 링 빔의 출력에 따른 Al 용융부의 상부 폭과 비드 폭, 그리고 Cu 용융부에서의 용입 깊이의 변화를 나타낸다. 링 빔 출력이 높아질수록 입열량이 증가하여 Al과 Cu 두 모재의 용융량이 증가하므로, 비드 폭이 넓어지고 용입 깊이도 함께 증가하였다. 특히, 링 빔의 출력이 700 W 이상일 때, 모재 두께(0.4 mm) 보다 넓은 비드 폭을 확보할 수 있었으며, 이는 듀얼 빔 방식의 예열 효과에 의해 용융 풀의 유동성이 향상된 결과로 판단된다.

Fig. 2. (a) Optical micrographs of cross-sections for dual-beam laser welds with different ring beam powers 0 – 1100 W. (b) Schematic of cross-section for an Al-Cu lap joint and (c) bead width and depth of the lap joints.

그림 3a는 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 수평방향 단면을 관찰한 OM 사진이다. 7C3R과 7C5R 시편의 경우 그림 2a의 수직 단면에서 본 결과와 같이 하판의 Cu 모재가 부분적으로만 용융된 것이 관찰되었다. 특히 7C3R 시편에서는 Al 용융부 내에 옅은 청색 영역이 고르게 분산된 것으로 보였으나, 7C5R 시편에서는 Al-Cu 계면 부근에 짙은 청색 영역이 약 300 μm의 두께로 균일하게 형성된 것을 볼 수 있다. 링 빔 출력이 700 W 이상으로 증가하면 하판의 Cu 모재는 완전하게 용융되었으며 하부 Cu 용융부는 대체로 노란색을 띄었다. 7C7R 및 7C9R 시편은 용접방향을 따라 노란색의 Cu가 솟아오른 듯 다소 불균일한 미세조직을 보였다. 이는 용접 중 키홀 내에서 발생하는 증발압력(recoil pressure)에 의한 용융풀의 대류로 인해 밀도가 큰 액상 Cu가 상부 Al 용융부로 상승하였으나, 급격한 냉각으로 인해 Al, Cu 간 혼합이 완료되기 전에 용융풀이 응고된 결과로 해석된다^[22]. 반면, 링 빔의 출력이 가장 높은 7C11R 시편에서는 Al과 Cu의 혼합이 가장 균일하게 이루어졌으며, Cu 모재 분율이 감소하고 전체 용융부가 옅은 청색으로 관찰되었다. 한편, 일부 시편(7C7R, 7C9R, 7C11R)에서는 수평방향 단면을 따라 용융부를 상하로 가로지르는 균열이 일부 관찰되었는데, 이는 용접 직후 용접 이음매(weld seam)에서 응고 균열이 관찰되지 않았던 것으로 보아 다이아몬드 와이어를 이용한 시편 절단 및 연마 과정 중 마운팅 단계에서 발생한 인공적인 결함으로 판단되었다.

그림 3b는 용접부의 수평 단면에서 얻은 XRD 회절분석 결과를 나타낸다. 7C3R 시편에서는 FCC 결정구조의 α-Al과 α-Cu, 그리고 금속간화합물인 θ 상의 회절 피크가 확인되었다. 7C5R 시편의 경우, 7C3R과 비교했을 때 44° 부근에서 η, γ 상의 회절 피크가 더 크게 관찰되었다. 링 빔 출력이 700 W 이상일 경우 연질의 α-Al과 α-Cu, 그리고 취성의 θ, η, γ 상의 회절 피크가 모두 나타났다. 특히 43.3, 50.4°에 보이는 α-Cu 상의 회절 피크가 0.4 – 0.6° 가량 더 낮은 각도에서 관찰되었다. 이는 입열량의 증가로 Cu 용융부 내 Al의 용입량이 증가하여, 최대 Al 고용도가 18.7 at.% ^[23]인 Cu 고용체가 형성되었기 때문이다. 링 빔 출력이 700 W 이상일 때 용접부 단면에서 Cu가 노란색으로도 관찰된 사실에 비추어 보면(그림 2a 및 3a), 이 노란색 영역은 용접 중에 형성된 Cu 고용체임을 짐작할 수 있고 이는 EDS 조성분석 결과와 일치하였다. 7C11R은 다른 용접 조건들과 달리 α-Al 및 α-Cu의 회절 피크 강도는 현저히 감소한 반면, θ 상의 피크 강도는 급격하게 증가했다. 7C11R 시편의 상부 폭이 비드 폭 보다 두 배 이상 컸으므로(그림 2c) 용접부 내 Al, Cu 모재의 용융량 비율은 2:1 이상인 것으로 판단되는데, 이는 높은 입열량에 의해 Al과 Cu가 균일하게 혼합됨으로써 Al-Cu 상태도에서 Al과 Cu가 2:1 정수비를 보이는 평형 상인 θ 상이 용융부에 다량 형성되었음을 시사한다.

Fig. 3. (a) Longitudinal sections for dual-beam laser welds and (b) XRD patterns of the Al-Cu lap joints.

그림 4a-f는 그림 2a의 수직 단면과, Al 용융부 중심, 그리고 Cu 용융부/열영향부 계면을 관찰한 후방전자산란모드(BSE) 사진들을 보여준다. 그림 4d의 사진을 먼저 보면 검은색의 수지상, 밝은 회색의 수지상, 그리고 어두운 회색 영역이 구별되며, EDS 분석결과 이들은 각각 α-Al 상, θ 상, 그리고 α/θ 공정 조직에 해당하였다.

코어 빔으로만 용접된 7C 시편은 입열량이 매우 작아 하부 Cu 모재가 부분적으로만 용융되었으며, Al-Cu 계면에서 소량의 α/θ 공정 조직만 형성되었다. 이 경우 Al 용융부의 미세조직은 Al 모재와 거의 유사하였다. 반면, 링 빔 출력이 증가한 7C3R과 7C5R 시편에서는 Al 용융부 내 α 상이 수지상의 형태로 형성되었다. 링 빔 출력이 더욱 높아 하부의 Cu 모재가 완전히 용융된 7C7R 시편에서는 Al 용융부에 α 수지상과 θ 수지상, 그리고 α/θ 공정 조직이 혼재하여, 용융 풀 내에서 Al-Cu간 혼합이 다소 불균일하게 이루어진 것으로 관찰되었다. 반면, 링 빔 출력이 900 W 이상으로 증가한 7C9R과 7C11R 시편에서는 Al 용융부에서 θ 상이 수지상으로 관찰되었다.

그림 4g는 Al 용융부 내 θ 수지상 분율의 평균을 링 빔 출력에 따라 나타낸 결과이다. 링 빔 출력이 증가함에 따라 θ 수지상 분율이 증가하는 결과가 관찰되었으며, 이에 따라 Al 용융부 내 α 수지상의 분율은 점진적으로 감소하였다. 그림 4h는 Cu 용융부/열영향부 경계를 따라 형성된 Cu 용융부 내 θ, η 상의 두께를 링 빔 출력에 따라 나타낸 결과이다. 링 빔의 출력이 700 W 이하일 때는 θ 상의 두께가 완만하게 증가했으나, 900 W 이상인 경우 θ 상이 급격하게 두꺼워졌다. η 상의 경우 링 빔 출력과의 관계가 다소 복잡하게 나타났다. Cu 모재가 부분적으로 용융된 7C3R 시편에서는 0.9 μm으로 얇게 형성되는 반면, 7C5R 시편의 경우 9 μm로 η 상이 매우 두껍게 형성되었다. 출력이 700 W 이상 증가하여 Cu 모재가 완전히 용융되는 경우, 7C7R에서 η 상이 2 μm 수준으로 다시 얇아졌으며 링 빔 출력이 900 W 이상으로 증가함에 따라 용융부/열영향부 경계의 η 상은 10 μm 이상으로 두꺼워졌다.

그림 5a는 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 수직 단면을 EPMA를 이용하여 Cu의 농도를 원자 백분율(atomic %)로 맵핑한 사진이다. 링 빔 출력이 증가함에 따라 Al 용융부의 색상이 어두운 영역에서 밝은 영역으로 변하였으며, 이는 Al 용융부 내에 혼입된 Cu의 양이 점진적으로 증가함을 의미한다. 링 빔의 출력이 500 W 이하로 낮은 경우, 증발압력에 의한 용융 풀의 대류가 약해 밀도가 큰 액상 Cu가 Al 용융부로 충분히 혼입되지 못했다(그림 5a 내 노란색 화살표). 이에 따라 Cu 용융부 내 Cu 함량이 국부적으로 매우 높게 나타났으며(50 – 80 at.%), 이 영역에서는 η 및 γ와 같은 Cu-rich 금속간화합물의 분율이 높게 형성되었다. 이 결과는 그림 3a의 수평 단면 분석에서 확인된 약 300 μm 두께의 짙은 청색 층과, 그림 4h에서 확인된 두꺼운 η 상과 일치하였다.

링 빔 출력이 700 W 이상으로 높아지는 경우 용융 풀 내 증발압력이 커져 용융 풀의 대류가 활발해지면서, Al 용융부로 혼입된 Cu 함량과 Cu 용융부로 혼입된 Al 함량이 모두 증가하였다. 7C7R과 7C9R 시편에서는 용융 풀의 상승 흐름으로 인해 떠오른 액상 Cu가 Al과 완전히 섞이지 못한 채 응고됨으로써, Al이 18.7 at.% 이하로 고용된 Cu 고용체가 Al 용융부에서 일부 발견되었다. 또한, Cu 용융부 내 Al의 혼입은 Cu 용융선(Fusion line)을 따라 진행되었으며, 이에 따라 θ/η/γ 상으로 이루어진 얇은 금속간화합물 층이 Cu 용융부/열영향부 경계에 형성되었다(그림 5a 내 흰 화살표). 링 빔 출력이 가장 높은 7C11R 시편에서는 높은 입열량과 강한 대류에 의해 Al과 Cu가 비교적 고르게 혼합되어, Al 및 Cu 용융부 내 Cu 농도 구배가 상당히 낮아진 것이 확인되었다.

Fig. 4. BSE images of cross-sections and enlarged images of the dashed rectangle for dual-beam laser welds with different ring beam powers; (a) 0, (b) 300, (c) 500, (d) 700, (e) 900, (f) 1100 W. (g) Measured fraction of θ dendrites in Al fusion zone and (h) thickness of θ and η phases in Cu fusion zone.

그림 5b는 EDS로 측정한 Al 용융부 내 평균 Cu 함량을 링 빔 출력에 따라 나타낸 결과이다. 출력이 700 W 이하일 때, Al 용융부 내 Cu 함량은 α/θ 공정조성 (17.1 at.%^[24]) 이하로 측정되었으며, 이는 용융풀의 응고 중 초정상으로 α-Al 수지상이 성장함을 의미한다. 이는 Al 용융부에 α 수지상이 다수 관찰된 그림 4b-c의 결과와 일치한다. 7C7R 시편에서는 Al 용융부에서 측정된 Cu 함량이 공정조성과 유사하였지만, 미세조직 분석결과에서는 α 수지상과 θ 수지상, 그리고 α/θ 공정 조직이 혼재하였다(그림 4d). 이처럼 두 수지상이 혼재하는 미세조직은, 용융풀 내에서 상승한 Cu가 Al과 완전히 섞이기 전에 급속으로 응고되면서 발생한 국부적 Cu 조성 편차에 기인한다. 링 빔 출력이 900 W 이상인 경우 평균 Cu 함량이 공정조성을 초과하였으며, 이에 따라 θ 수지상이 초정상으로 성장하였다. 이는 그림 4e-f에서 확인된 θ 수지상 조직의 발달과도 일치한다.

Fig. 5. (a) EPMA elemental distribution of Cu for Al-Cu lap joints and (b) average Cu content in Al fusion zone.

3.2 듀얼 빔 용접부의 기계적 특성

그림 6a는 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 수직 단면에서 비커스 경도를 맵핑한 결과이다. Al-Cu 합금계에서 α-Al, α-Cu, θ, η, γ 상의 경도는 각각 36, 75, 630, 905, 770 HV로 알려져 있다^[4]. 일반적으로 Al 용융부 내 Cu의 혼입량이 증가하면 금속간화합물의 분율이 증가하며, 이에 따라 용접부의 경도도 점진적으로 증가한다. 이는 링 빔의 출력이 증가함에 따라 Al 용융부의 경도 맵이 점점 밝아지는 본 연구의 결과와 일치한다. 입열량이 매우 낮아 용융부 내 두 모재 원소의 혼합이 적은 7C 시편의 경우 용융부와 모재 간의 경도 차이가 매우 작은 반면, Al 용융부에서 α 수지상이 형성된 7C3R과 7C5R은 모재 대비 용융부의 경도 상승이 명확하게 나타났다. 특히 7C5R 시편의 Cu 용융부는 600 HV 이상의 매우 높은 경도가 측정되었는데, 이는 경도가 큰 금속간화합물인 η, γ 상이 좁은 용융부에 국부적으로 형성된 결과에 기인한다. 반면, 7C7R과 7C9R 시편의 Cu 용융부에서는 용융부/열영향부 경계의 경도가 높게 측정된 반면 Cu 용융부의 중심부는 상대적으로 낮은 경도를 보였다. 이는 용접 중 키홀에서 발생하는 증발압력에 의해 상승하는 액상 Cu의 빈자리로 액상 Al이 Cu 용융선을 따라 용입되어^[22], θ/η/γ 상으로 구성된 금속간화합물 층이 용융부/열영향부 경계를 따라 형성되었기 때문이다(그림 5a). 반면, 링 빔 출력이 가장 높은 7C11R 시편에서는 Al과 Cu가 고르게 섞임에 따라, 조대화된 θ 상이 다량 형성됨으로 인해 Al과 Cu 두 용융부가 모두 비교적 균일한 경도 값을 보였다.

그림 6b는 Al 용융부와 Cu 용융부 각각의 평균 경도를 링 빔 출력의 함수로 나타낸 결과이다. Al 용융부의 경우 링 빔의 출력이 증가함에 따라 θ 상의 분율이 증가하여 평균 경도 값은 점진적으로 증가하였다. 반면 Cu 용융부의 경우에는 링 빔 출력과의 관계가 다소 복잡하게 나타났다. 7C5R 시편에서 가장 높은 경도값을 보였으며 이후 출력이 700 W 이상으로 증가하면서 경도는 다시 완만하게 감소하는 경향을 나타내었다. 7C5R 시편에서 Cu 용융부의 경도가 높은 이유는 구리 함량이 높은 고경도 금속간화합물인 η, γ 상이 좁은 용융부에 집중적으로 형성됐기 때문이다(그림 5a). 링 빔 출력이 700 W 이상으로 높아 Cu 모재가 완전히 용융된 시편의 경우, 연질의 Cu(α-Cu 및 Cu 고용체) 상과 취성의 θ 수지상이 혼재함에 따라 Cu 용융부의 평균 경도는 7C5R 시편과 대비했을 때 다소 낮아졌다. 링 빔 출력이 증가하여 입열량이 커질수록 Cu 용융부 내에서 Al과 Cu가 점점 균일하게 혼합됨에 따라 연질의 Cu 상 분율은 감소하므로, 연질의 Cu 상 분율이 가장 낮은 7C11R 시편에서 Cu 용융부의 평균 경도는 다시 현저하게 증가하였다.

Fig. 6. (a) Vickers hardness maps for cross-section of Al-Cu lap joints and (b) average hardness values in Al and Cu fusion zone.

그림 7은 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 전기저항계수($K$)를 Al과 Cu모재의 전기저항 값(각각 70, 40 μΩ)을 이용하여 나타낸 결과이다. Al-Cu 합금계에서 α-Al, α-Cu, θ, η, γ 상의 비저항 값은 각각 2.4, 2.0, 8.0, 11.4, 14.2 μΩ·cm이므로^[4], 금속간화합물이 많이 형성된 용접부일수록 전기저항은 증가한다. 즉, $K$ 값이 1에 가까울수록 접합부의 저항은 두 모재 저항의 평균에 근접함을, $K$ 값이 1보다 클수록 금속간화합물의 형성에 의해 접합부 저항 값이 증가함을 의미한다^[20]. 따라서 두 모재 간의 혼합이 적은 7C 시편에서 $K$ 값이 1에 가장 가까우며, 링 빔 출력이 증가할수록 용접부 내 금속간화합물의 형성량이 증가함에 따라 $K$ 값이 증가하는 경향을 볼 수 있다. 특히 7C5R의 경우 하부 Cu 모재가 부분적으로만 용융되었음에도 유난히 큰 $K$ 값을 보였는데, 이는 비저항이 큰 금속간화합물인 η, γ 상이 좁은 용융부에 다량 형성되어 접합부의 저항이 크게 높아졌기 때문이다.

Fig. 7. Resistance factor ($K$) for different ring beam powers in the Al-Cu lap joints.

그림 8a-b는 Al-Cu 용접부의 용접 조건 별 인장 곡선과 최대 하중을 인장시편의 비드 길이(6 mm)로 나눈 평균 인장전단강도 값을 보여준다. 코어 빔으로만 접합된 7C 시편은 모재 간 접합이 불완전하게 이루어져 인장전단강도가 1.5 kgf/mm으로 가장 낮았다. 링 빔 출력이 500 W 이하로 낮은 경우에는 하부 Cu 모재가 부분적으로 용융되면서 최대 인장전단강도가 3.0 kgf/mm에 도달하였다(7C3R). 하지만 7C5R 시편에서는 Cu 모재의 국부적인 용융으로 인해 취성의 금속간화합물 층이 두꺼워져 강도가 1.8 kgf/mm로 급격히 감소하였다. 링 빔 출력이 700 W 이상으로 높아 Cu 모재가 완전히 용융된 경우 7C7R 시편에서 2.3 kgf/mm로 7C5R과 비교하여 인장전단강도가 부분적으로 회복되었으나, 그 이상의 링 빔 출력(7C9R, 7C11R)에서는 다시 1.9, 1.7 kgf/mm로 감소하는 경향을 보였다. 즉, 링 빔 출력이 너무 낮으면 불완전한 접합으로, 너무 높으면 Al, Cu 간의 과도한 혼합에 따른 다량의 금속간화합물 형성으로 인해 인장전단강도가 다시 저하되는 경향을 보였다.

그림 8a의 인장곡선에서, 듀얼 빔으로 접합된 용접부는 변형 초기(변위 0.1 mm 이하)에 하중이 급작스럽게 저하된 후 다시 증가하는 특이한 거동이 나타났다(그림 8a 내 검은색 화살표). 이 하중저하 현상은 용입 깊이와는 무관하게 Cu 용융부/열영향부 경계를 따라 형성된 취성의 금속간화합물층을 따라 미세균열이 발생했기 때문이다. 이는 하중이 저하되는 순간의 인장시편 측단면을 비디오 신율계로 관찰한 결과에서도 확인되었다(그림 8c 내 노란색 원). 그림 8c는 7C, 7C3R 및 7C7R의 변위 별 변형률 분포를 디지털 이미지 상관기법으로 관찰한 결과를 보여준다. 7C는 좁은 접합부에 집중된 응력에 의해 낮은 하중, 변위에서 파단된 반면, 듀얼 빔으로 접합된 7C3R 및 7C7R 시편은 변형 초기에서의 하중 저하 현상 이후에도 최대 인장전단강도에 도달할 때까지 충분한 변형이 발생하였다. 이는 변형 초기 Cu 용융부/열영향부 경계를 따라 형성된 균열의 성장이 연질의 Cu 상에 의해 억제되어, 하중 전달이 Al 열영향부로 분산되었기 때문이다. 이 과정에서 가장 낮은 경도를 가진 Al 열영향부에서 소성변형이 국부적으로 발생하였으며, 이는 DIC 분석 결과의 변형률 분포와 일치하였다(그림 8c 흰색 화살표). 듀얼 빔 용접부의 파단 위치는 링 빔 출력 조건에 따라 다르게 나타났다. 출력이 500 W 이하일 때는 Cu 용융부 내 취성 금속간화합물 층을 따라 균열이 발생하며 파단되었고, 700 W 이상에서는 Al 용융부의 중심에서 파단이 발생하였다. 따라서 인장 시편의 파단 거동은 링 빔 출력 조건에 따른 용융부의 크기 및 금속간화합물의 분포에 의해 지배되는 것으로 판단되었다.

Fig. 8. (a) Tensile curves and (b) average tensile shear strength of dual-beam laser welds with different ring beam powers 0 – 1100 W. (c) Strain distributions of 7C, 7C3R, and 7C7R at different displacements.

그림 9a-f는 인장 시험 후 파단된 용접부 시편의 수직단면을 관찰한 BSE 사진을 보여준다. 그림 9a-c와 같이 Cu 모재가 부분적으로 용융된 7C, 7C3R, 7C5R 시편에서는 Cu 용융부와 열영향부 사이 계면을 따라 균열이 전파되며 파단이 발생하였다. 이러한 결과는 모재 두께보다 좁은 비드 폭을 갖는 용접 시편에서 두 모재 간의 접합부를 따라 파단이 발생한다는 선행 연구 결과와 일치한다^[12]. 접합부에서 반듯한 파단면을 보이는 7C와 달리, 듀얼 빔이 사용된 7C3R 및 7C5R 시편에서는 일부 균열이 Cu 용융부 내에서 굴절된 형태로 관찰되었다(그림 9b와 c). 7C3R의 Cu 용융부 중심 영역은 α-Al 수지상과 θ 수지상, α/θ 공정조직이 혼재되어 있는데, 취성의 θ 수지상을 따라 전파되는 균열은 연질의 α 수지상에 의해 일부 저지된 것이 확인되었다(그림 9b 내 흰색 화살표). 링 빔의 출력이 소폭 증가한 7C5R 시편의 경우 Cu 용융부 내 Cu 함량이 증가함에 따라 α 수지상의 분율이 감소한 반면, 취성이 큰 η, γ 상의 분율이 눈에 띄게 증가하였다(그림 5a). η, γ 상이 밀집된 영역에서 다수의 균열이 형성된 점으로부터, η 및 γ 상의 강한 취성에 의해 7C5R은 Cu 용융부 내부에서 균열의 전파가 보다 용이했음을 짐작할 수 있다. 즉, 7C5R은 연질의 α-Al 수지상 비율이 높은 7C3R보다 낮은 하중에서 균열이 전파되기 시작하여 조기에 파단되는 것으로 보인다.

그림 9d-f와 같이 Cu 모재가 완전히 용융된 경우(링 빔 출력이 700 W 이상) Cu 용융부/열영향부 계면과 Al 용융부에서 서로 다른 균열이 발생했으며, 최종적으로는 Al 용융부에서 전파된 균열에 의해 파단되었다. Cu 용융부/열영향부 계면에서의 균열은 θ/η/γ 금속간화합물 층을 따라 전파되어 변형 초기에 급작스러운 하중 저하를 야기했지만(그림 8a), Cu 용융부의 하부에 존재하는 연질의 Cu 상에 의해 그 전파가 억제되어 Cu 모재를 관통하지 못했다. 링 빔 출력의 증가는 Cu 용융부 내 연질의 Cu 상 분율 감소를 야기하므로(그림 5a), Cu 용융부/열영향부 계면에 형성된 균열은 링 빔 출력이 클수록 Cu 용융부 내에서 더 길게 전파된 것을 볼 수 있다. 한편, Al 용융부에서 발생한 균열은 Cu/Al 모재 간 계면의 θ 수지상으로부터 개시되어(그림 9d 내 노란색 화살표) Al 용융부 내 θ 상을 따라 전파되었다. 즉, 링 빔 출력의 증가는 Cu 용융부 내에서 전파되는 균열 길이를 증가시켜 Cu 용융부/열영향부 계면의 접합면적을 감소시키고, θ 상을 조대화시켜 Al 용융부의 취성을 증가시킨다. 따라서 Cu 모재가 완전히 용융된 용접부의 경우 링 빔 출력이 낮은 7C7R에서 가장 인장전단강도가 높음을 알 수 있다.

Fig. 9. BSE images of cross-sections and enlarged images of the dashed rectangle for fractured dual-beam laser welds with different ring beam powers; (a) 0, (b) 300, (c) 500, (d) 700, (e) 900, (f) 1100 W.

그림 10는 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부의 피로 하중(N)과 반복 횟수의 관계를 나타낸 그래프이다. 피로시험 하중은 최대 인장강도의 30 – 90 % 범위에서 설정되었고, 피로시험은 재현성 확보를 위해 각 용접 조건 당 5 – 10회의 반복 실험을 수행하였다. 피로시험 결과는 Cu 모재가 부분적으로 용융된 경우와 완전히 용융된 경우로 구분할 수 있다. 7C3R 시편의 경우 동일 하중 조건에서 가장 긴 피로수명을 보였으나, 링 빔 출력이 소폭 증가한 7C5R 시편의 경우 피로수명이 급격히 단축되었다. 링 빔 출력이 700 W 이상으로 Cu 모재가 완전히 용융된 경우, 링 빔 출력이 낮은 7C7R 시편의 피로수명이 가장 길게 나타났으며, 7C9R 및 7C11R 시편과 같이 링 빔 출력이 증가하는 경우 피로수명은 점차 감소하였다. 재료가 10⁷회의 수명을 보일 때의 응력을 피로한도로 정의하는데, 피로한도의 경우 7C3R에서 70 N으로 가장 높게 나타났으며, 이외의 시편은 55 N의 낮은 값을 보였다. 이는 앞선 인장전단 시험 결과와 동일하게, 7C3R 시편에서 연질의 α 상과 취성의 금속간화합물의 분율이 적절한 균형을 이루어 피로 균열 전파에 대한 저항성 또한 가장 우수했음을 의미한다. 듀얼 빔으로 접합된 Al-Cu 용접부 시편은 대체로 Cu 용융부/열영향부 경계에서 파단이 관찰되었는데, 10² – 10³회의 짧은 수명을 보인 일부 시편의 경우 Al 용융부에서의 파단이 관찰되었다.

그림 11은 85 N의 하중에서 피로 시험이 종료된 용접부 시편의 수직 단면을 관찰한 OM 사진이다. Cu 모재가 부분적으로 용융된 시편의 경우(링 빔 출력 500 W 이하) 균열은 주로 Cu 용융부/열영향부 간 계면에서 개시되어 전파되었으며, Cu 용융부 내 균열의 전파 양상은 인장 시험에서 보인 결과(그림 9b와 c)와 유사하였다. 특히 7C3R과 7C5R 시편 모두 Cu 용융부 하부 열영향부에서 피로 하중의 수직 방향으로 균열이 전진한 흔적이 관찰되었다(그림 11 내 흰색 화살표). 그러나 균열의 진행 깊이는 두 조건에서 뚜렷한 차이를 보였다. Cu 열영향부의 깊이가 얕아 균열이 Cu 모재를 관통한 7C5R과는 달리, 7C3R의 경우 피로 하중의 수직 방향으로 전진하고자 하는 균열의 전파가 Cu 열영향부에서 억제되었다. 즉, 그림 10에서 피로수명이 가장 길었던 7C3R은 Cu 용융부/열영향부 간 계면에서 개시된 균열의 전파가 두꺼운 열영향부에서 지연됨에 따라 피로수명이 향상된 것이고, 이 때문에 용접부의 파단 위치는 Cu 용융부로 변경된 것으로 판단된다.

Cu 모재가 완전히 용융된 7C7R 및 7C9R은 Cu 용융부/열영향부 간 계면에서 균열이 개시, 전파되어 파단이 발생했음을 확인되었다. 이는 변형 초기에 낮은 하중에서 θ/η/γ 금속간화합물 층을 따라 형성된 균열이 반복적인 피로 하중에 의해 전진함으로써, Cu 용융부 내에서 연질의 Cu 상을 관통했음을 알 수 있다. 7C11R 시편의 경우 모든 피로 하중 조건에서 Al 용융부 파단이 나타났다(그림 10). 이는 θ/η/γ 금속간화합물 층을 따라 형성되는 초기 균열이 Cu 용융부 내부로 깊게 형성되면서, Cu 용융부/열영향부 계면의 접합면적이 감소됨에 따라 조대화된 θ 상에 의해 취성이 강해진 Al 용융부의 파단을 촉진하는 것으로 해석된다. 최종적으로 이러한 결과는 Cu 용융부 내에서 연질의 Cu 상이 두껍게 존재할수록(분율이 클수록) 균열의 전파가 억제됨으로써 피로수명이 길어질 수 있음을 시사하며, 이는 Cu 모재가 완전히 용융된 경우에서는 링 빔 출력이 가장 낮은 7C7R의 피로수명이 가장 길었던 결과와 일치함을 보인다.

Fig. 10. Fatigue life of the Al-Cu lap joints.

Fig. 11. Cross-sections of the Al-Cu lap joints after fatigue fracture.