| Home | E-Submission/Review | Sitemap | Editorial Office |  
top_img
Korean Journal of Metals and Materials > Volume 60(5); 2022 > Article
Al 5052-H32 합금의 저항 점 용접 시 가압력 제어 방식에 따른 미세조직 및 용접특성 비교

Abstract

Recently, lightweight vehicle bodies are in increasing demand to satisfy exhaust gas and environmental regulations around the world. In particular, aluminum alloys are widely used to manufacture lightweight parts, because of their excellent properties including corrosion resistance and mechanical properties. After the forming process, the welding process is important for manufacturing aluminum alloy parts. Resistance welding of aluminum alloys has several problems, due to internal weld defects such as cracks, shrinkage cavity, or porosity, which can result from the Al2O3 oxide film on the surface of the aluminum alloy. This study investigated electrode-force type controls to improve the weldability of the aluminum alloy. It was found that a high electrode-force on squeeze time can collapse the Al2O3 oxide film on the surface. It can reduce defects in the nugget by about 42%, by reducing heat input energy, compared to the continuous electrode-force 4 kN (reference value). Also, with high electrode-force during the hold time, defects were reduced by about 80%, by increasing the cooling rate. The weld quality has a great influence on the electrode-force type control, and internal defects in the nugget are greatly affected by the electrode-force on hold time.

1. 서 론

최근 유럽연합의 배기가스 관련 환경규제 CO2 기준 2015년 130 g/km 수준에서 2020년 95 g/km 로 규제가 강화됨에 따라 연료 효율 증대 및 규제 충족을 위해 자동차 제조산업에서는 경량화 부품 제조에 적합한 알루미늄 합금의 차체 부품적용이 활발하게 이루어지고 있다 [1-3]. 포드 F150 트럭의 경우 알루미늄 부품을 차체에 적용하여 이전 모델 대비 340 kg 경량화하였고, 재규어 XJ 모델은 차체의 프레임을 100% 알루미늄 합금으로 제작하였다 [4,5]. 그 외에도 자동차의 엔진 케이스, 후드, 외장 패널, 브레이크 디스크 등 자동차의 부품들이 알루미늄 합금을 기반으로 대체되고 있다 [6].
알루미늄 합금의 경우 20°C 기준, 철 대비 녹는점이 낮고, 열전도율은 3배 이상 높지만, Al2O3 표면 산화층으로 인해 표면 접촉저항이 증가하고 열응력에 의한 변형에 취약하여 조립공정뿐만 아니라, 용접 품질을 확보하기에 많은 어려움이 존재한다 [7,8]. 특히 알루미늄 합금 저항 용접 시, 표면의 얇은 산화층과 낮은 모재 고유저항 및 용융점, 높은 전기/열 전도도로 인하여 높은 가압력과 전류, 짧은 공정 시간의 집중적인 고입열이 저항용접에서는 필수적이다 [9,10]. 그러나 가혹한 용접조건과 알루미늄의 열위한 용접특성으로 인해 용접부 내부에 수축공 또는 표면 크랙 등의 결함이 발생되고, 용접부의 물성이 저하되는 등 지속적으로 문제가 발생되고 있다 [11-13].
알루미늄 합금의 저항 용접 시 너겟 내부결함 제어를 위해 M. Huang 등 [14]은 상단전극에 영구자석을 장착하여 자기장을 형성함에 따라 너겟경이 증가하고, 너겟 내부결함이 감소한다고 보고하였다. U. Shah 등 [11]은 전극에 인위적으로 진동을 가함에 따라 너겟 내부결함이 감소하였고, 기계적 물성의 증가원인을 규명하였다. Z. Luo 등 [15]은 예비 통전(pre-heating)시 Al2O3 산화층을 붕괴함에 따라 접촉저항 감소 및 너겟경 확장에 대한 개선책을 제시하였다. 그러나 이와 같은 방법들은 추가적인 장치 및 긴 공정시간으로 인해 현장에서의 적용가능성이 높지 않다. 이와 달리 용접시간동안 가압력을 제어할 경우, 추가적인 장치요소와 전기의 소모가 필요하지 않으므로 부가적인 생산 비용이 증가하지 않고, 서보 모터 제어방식의 가압력 장비가 있는 현장에는 즉각적인 적용이 가능한 장점을 가지고 있다.
예비시간의 가압력은 Al2O3 산화층 붕괴 및 표면조도 향상, 국부적 발열현상을 저감할 수 있고, 이는 예비 통전과 동일한 효과를 가지고 있다 [16]. H. J. Lin 등 [17]은 Transformation-induced plasticity강의 저항 점 용접 시 유지시간 동안의 높은 가압력은 너겟 내부의 결함을 감소하는 효과를 가진다고 보고하였다. 그러나 앞서 언급된 바와 같이 철과 알루미늄의 고유 특성의 차이로 인하여 용접특성이 상이 하기 때문에 양산라인 적용에는 미흡할 것으로 판단된다. 일부 저자들은 알루미늄 합금의 저항 점 용접 시 유지시간 동안의 높은 가압력을 가할 경우 너겟의 내부 결함이 감소한다고 보고하였으나, 이들 연구는 공통적으로 용접시간부터 유지시간동안 가압력을 서서히 증가시킴에 따라 순수 유지시간 동안의 가압력의 효과가 명확하게 제시되지 않았다 [12,18,19]. 따라서 본 연구는 공정시간 동안 가압력 제어 위치에 따른 효과를 규명하기 위해 SORPAS® 용접해석 소프트웨어와 용접모니터링 신호, 미세구조 분석을 통해 용접 특성을 고찰하였다.

2. 실험 방법

2.1. 시험편 제작방법

본 연구에서는 가공경화 처리된(H32) Al 5052 알루미늄 합금소재를 사용하였다. 사용된 피 용접재의 두께는 1.2 mm으로, 발광 분광 분석기(Optical Emission Spectrometer, OES)를 통해 획득한 합금 조성은 표 1에 나타내었다. 저항 용접 시 전극 표면의 안정화를 위해 적정 용접조건에서 약 10회 용접 후에 실험을 수행하였고 ISO 14270의 표준 규격을 근거로 시편 선단으로부터 용접지점까지 최소 23 mm 이상 거리를 유지하여 시험편을 제작하였다. 각각의 공정 조건에 따라 전극 오염으로 인한 열화 및 전극 표면의 금속간 화합물 층에 대한 영향을 최소화하기 위해 매번 새 전극으로 교체한 후 실험을 진행하였다.

2.2. 용접조건

기본 용접조건은 ISO 18595:2007(E) 및 AWS D8.9M: 2012 용접 가이드를 기반하여 가압력 4 kN, 용접시간(weld time) 80 ms 로 설정하였고, 용접 전류는 25 kA 로 설정하였다. 가압력의 영향에 대해 비교·분석하기 위해 그림 1에서 보는것과 같이 용접시간과 용접전류를 고정한 경우와 공정시간내 가압 위치를 변수로 두고 실험을 진행하였다. 안정적인 실험을 위해 예비시간(squeeze time)과 용접이 종료된 후 유지 시간(hold time)은 200 ms 로 고정하였고, 저항 점 용접에서 보편적으로 사용되는 Cu - Cr(3 wt%) 평팁 전극을 사용하였다 [20]. 전극의 치수는 판재의 두께를 고려하여 ø16 mm, 선단 반경(R) 75 mm를 사용하였다. 용접 장비는 주파수 1200 Hz, Mid-Frequency Direct Current (MFDC)의 ARO (IBOX – 1200) 저항 점 용접기를 사용하였고, 가압력은 서보 모터 방식으로 제어되는 C type 건을 사용하였다.

2.3. 용접해석 소프트웨어(SORPAS® simulation)

용접시간 동안 가압 위치에 따른 너겟 거동, 접촉 저항, 온도 분포를 비교·고찰하기 위해 저항용접 전용 SORPAS® 소프트웨어를 활용하였다. 그림 2에서와 같이 가압력 제어 위치에 따라 유사한 너겟경(≒5.83 mm)을 확보하기 위해 type 1의 용접전류는 26 kA, type 2의 용접전류는 35 kA, type 3의 용접전류는 30 kA 로 설정하였고, 접합면의 중심(A)에서부터 가장자리(D)까지 동일한 거리로 나누어 분석하였다. 예비시간과 용접시간, 유지시간은 실제 용접조건과 동일하게 설정하였고, 예비시간과 용접시간의 전극의 가압력에 따라 3가지 유형으로 분류하였다 (표 2).

2.4. 미세조직 분석방법

용접부의 미세구조 분석을 위해 SiC #160 - #1200 까지 폴리싱(polishing) 후 다이아몬드 서스펜션 6 μm, 3 μm 용액 순으로 가죽 연마하였다. 95% H2O(l), 2.5% NH3(l), 1.5% HCl(l), 1% HF(l) 켈러(Keller) 용액으로 약 20초간 에칭 하였고, 광학현미경을 통해 육안조직(macrostructure)을 관찰하였다. 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)과 에너지 분광분석법(Energy Dispersive X-ray micro analysis, EDAX)을 사용하여 미세조직 분석을 진행하였다.

3. 결과 및 고찰

3.1. SORPAS® 소프트웨어를 이용한 용접 현상 해석

알루미늄 합금의 저항 점 용접 시 알루미늄 합금의 고유한 성질인 Al2O3 산화층으로 인해 국부적 발열 현상 및 전극의 드레싱 주기가 짧아지는 등의 많은 문제가 발생한다 [21-23]. 판재의 표면에 존재하는 산화층은 예비시간에 가해지는 가압력을 통해 일부 붕괴할 수 있으나, 산화층의 두께가 수 nm 로 얇아 산화층의 붕괴 거동 현상을 규명하기에 한계가 존재한다. 따라서 용접해석 소프트웨어를 통해 간접적으로 산화층의 붕괴와 용접 거동을 접촉저항과 발열형태, 온도 등으로 비교하였다.
그림 3은 가압력 제어 위치에 따라 접촉저항을 비교 위해 SORPAS® 소프트웨어를 통해 용접시간동안 접촉저항의 변화를 각각 나타낸 결과이다. 초기 용접시간 동안의 접촉 저항은 가압력 제어 위치에 따라 저항 분포, 저항의 크기, 피크의 발생 시점에 차이가 존재하였다. 그림 3(a)의 피크 1-4의 경우 통전 초기에 집중되어 있고, 그림 3(b)그림 3(c)의 피크는 50 ms 에서 70 ms 까지 분포하였다. 초기 용접시간 동안 접촉저항은 그림 3(a), 그림 3(c), 그림 3(b) 순으로 나타났다. 이러한 현상들은 예비시간의 높은 가압력을 적용한 조건의 접촉저항(그림 3(b)그림 3(c))과 적용하지 않은 접촉저항(그림 3(a))을 비교할 경우, 예비시간 동안의 높은 가압력을 적용함에 따른 결과로 판단되나, 가압력 제어에 따른 효과를 피크의 형태와 접촉 저항만을 통해 규명하기엔 다소 미흡할 것으로 판단된다. 따라서 피크의 발생시점에 따른 너겟의 생성거동을 그림 4에 나타내었다.
그림 4는 가압력 제어 위치에 따른 피크 1-4 (그림 3)에 대한 너겟의 성장 거동을 비교한 결과이다. 첫 번째 피크의 경우 너겟이 최초 생성됨에 따라 발생하였고, 이후 용접시간이 증가함에 따른 연속적인 피크는 너겟이 성장함에 따라 발생하였다. 각 피크의 발생시점은 너겟의 성장속도를 예측할 수 있는 척도로 작용할 것으로 판단된다. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 그림 3(a)의 너겟은 용접시간 16 ms 에서 최초 생성되었고, 31 ms 까지 성장하였다. 31 ms 일때의 너겟은 통전 종료 시점의 너겟의 크기나 형태적으로 유사하였다. 예비시간의 높은 가압력을 적용한 그림 3(b)그림 3(c)은 각각 52 ms, 51 ms 시점에서 너겟이 생성되었으며, 71 ms, 62 ms 시점에서 최종 너겟의 형태로 성장하였다. 이와 같은 결과를 비교해 볼 때 예비시간의 높은 가압력은 접촉저항을 감소시켜 너겟의 생성 및 성장 속도를 감소한다.
그림 5는 가압력 제어 위치에 따른 용접부의 온도분포를 나타낸 것이다. 저항 점 용접은 소재의 접촉저항과 모재 저항을 이용하여 용접전류를 인가하여 저항 열을 발생시켜 접합하는 방식이다. 따라서 주울의 법칙에 기인하여 접촉 저항 또는 용접 전류가 증가할수록 전체적인 입열량이 증가한다. 용접부의 온도분포는 type 1이 용접초기에 가장 높았고, type 2와 3이 유사한 거동을 나타내었다. 그림 3에서와 같이 접촉저항이 높은 type 1의 경우, 초기 온도가 급격히 상승하였고, 상대적으로 접촉저항이 낮은 type 2, 3의 경우는 온도가 서서히 증가하였다. 접촉저항이 가장 큰 가압력 제어 조건(type 1)은 Al 5052-H32 판재의 용융점인 568°C 까지 약 32.24°C/ms 속도로 승온하였고, 연속적으로 높은 가압력을 적용한 조건(type 2)과 예비시간 동안에 높은 가압력(type 3)을 적용한 조건은 각각 10.54°C/ms, 10.75°C/ms 로써 접촉저항이 가장 큰 조건(type 1)보다 약 3배 느리게 승온 하였다. 이는 예비시간의 높은 가압력(type 2, 3)은 용접초기 Al2O3 산화층 붕괴하는 효과로 인해 통전 면적이 증가하고, 접촉 저항이 감소하였기 때문이다. 즉, 전체적인 입열량이 감소함에 따라 너겟의 생성 시점이 지연되고 너겟의 성장 속도를 감소하는 역할을 하였다고 판단된다 [24].

3.2. SORPAS® 소프트웨어와 현장 실시간 모니터링 신호의 비교

차체 조립현장에서는 시시각각 변하는 환경적인 요인이나, 용접기의 관리상태 등 다양한 변수가 존재한다. 이와 같은 현장 상황을 용접해석 소프트웨어상에 반영하지 못하므로 현장에서 발생하는 변수들의 거동을 명확히 모사하기에는 한계가 존재한다. 따라서 용접해석 소프트웨어의 결과와 용접 중 발생한 실시간 모니터링 신호를 비교하기 위해 용접 모니터링 신호를 그림 6에 나타내었다. 그림 6(a)는 공정시간동안 가압력 유형(type)별로 가압력의 변화거동을 나타낸 것이다. 통전이 진행되는 동안 제시한 모든 조건에서 볼록한 형태의 가압력그래프가 관찰된다. 이는 실험에 사용된 서보 모터로 가압력을 제어하는 방식은 너겟이 용융·팽창됨에 따라 가압력 보상 알고리즘에 의해 설정한 가압력보다 높은 가압력을 가하기 때문이다 [25]. 즉, 너겟의 용융·팽창에 의해 볼록한 형태의 가압력그래프가 얻어지고, 용융과 팽창이 급격할수록 가압력그래프의 기울기가 가파르게 된다. 따라서 가압력 그래프는 너겟의 성장 속도를 평가하는 간접적인 척도로 작용한다 [26,27].
그림 6(b)는 너겟의 성장속도를 예측하기 위해 그림 6(a)의 그래프에서 용접시간에 해당되는 시점의 초기 상승하는 기울기를 미분하여 나타낸 것이다. 예비시간 동안 높은 가압력(type 3)을 적용한 시험편의 가압력 기울기(electrode-force slope)는 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건(type 1)보다 다소 완만하였다. 이를 통해 예비시간의 높은 가압력 적용시 너겟이 서서히 성장하는 것을 유추할 수 있다. 또한, 예비시간 동안의 높은 가압력을 적용한 조건(type 3)의 초기 접촉 저항(initial contact resistance)은 전체 공정동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건(type 1)의 993 μΩ 대비 935 μΩ 으로 감소하였다 (그림 6(c)). 따라서 이러한 결과는 용접해석 소프트웨어를 통해 나타낸 접촉저항의 분포(그림 3)와 너겟의 생성거동(그림 4)과 실제 용접 모니터링 결과와 일치하였다.

3.3. 가압력 제어 위치에 따른 단면 및 미세조직 분석

용접해석 소프트웨어(SORPAS®)는 가압력 제어에 따른 예비시간과 용접시간 동안의 가압력 제어에 대해서는 구현이 가능하나, 용접부의 미세조직 및 결함에 대한 정보를 얻기에는 한계가 있어 가압력 제어 위치에 따라 용접부의 단면 분석한 결과를 그림 7에 나타내었다. 가압력 제어 위치에 따라 용접부의 너겟 형상과 내부의 결함에 대해 차이가 존재하였다. 5 종류의 시편 모두, 대부분 하부 판재 쪽으로 치우쳐져 너겟이 형성되었다. 이는 저항 점 용접 시 Peltier 효과로 인해 (+)극이 (-)극보다 먼저 발열되고, 상대적으로 많은 열이 발생하기 때문이다 [28]. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용할 경우, 판재와 전극의 부착되는 현상인 융착(sticking)이 발생하였으나, 예비시간 동안 가압력 8 kN 을 적용할 경우 융착이 발생하지 않았지만 너겟의 크기는 다소 작았다. 이는 초기 접촉저항의 감소로 발열이 센터에 집중되고, 전체적인 입열량이 감소함에 따른 발생된 현상 때문으로 판단된다. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 8 kN 을 적용한 시험편을 제외한 나머지 시험편의 너겟경은 규격에서 요구하는 최소 너겟경 4 t(t= 판재 두께, 4.38 mm)을 만족하였으나, 가압력 제어 위치에 따라 너겟의 중심부에서 크고 작은 결함들이 관찰된다 [29].
그림 8은 용접부의 내부결함 면적과 결함의 최대크기를 정량적으로 비교한 결과이다. 가압력 제어 위치에 따라 너겟 내부의 결함분포는 많은 차이가 존재하였다. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건(A)은 너겟 내부의 결함이 가장 많이 분포하고 있고 (3.96%), 결함의 크기가 가장 컸다 (143.3×103 μm2). 반면에, 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 8 kN 을 적용한 조건(B)의 경우, 결함이 거의 존재하지 않았다. 예비시간 동안의 높은 가압력을 적용할 경우 (C), 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건(A)의 경우보다 1.66% 결함이 감소하였다. 낮은 용융점을 가진 합금을 용접할 경우, 입열이 증가할수록 용융부의 팽창 및 수축에 의해 용융면적이 증가하고, 내부 결함률이 증가한다 [30,31]. 이에 따라 예비시간 동안의 높은 가압력을 적용한 조건(C)의 결함의 감소는 입열량 감소에 따른 낮은 결함의 생성 가능성과 산화층을 초기에 붕괴함으로 산화층이 용접부내 용융되었기 때문으로 판단된다. 유지시간동안 높은 가압력(D와 E)을 적용한 시험편들의 너겟 내부결함은 각각 0.8%, 1.8% 분포하고 있으며, 예비시간 동안 높은 가압력을 적용한 조건(C)의 결함 수치보다 큰 폭으로 감소하였다.
유지시간 동안의 가압력 제어 효과는 통전이 끝난 직후 진행됨에 따라 입열량과 무관하다. 따라서 용접부 내부결함이 감소한 원인을 규명하기 위해 표면의 압입면적(indentation area)을 그림 9에 나타내었다. 예비시간에 높은 가압력을 적용한 시험편의 압입면적은 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건과 유사하였다. 그러나, 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 8 kN 을 적용한 경우, 압입면적의 큰 차이가 발생하였다. 유지시간 동안의 높은 가압력을 적용할 경우, 접촉 면적은 예비시간 동안의 압입면적보다 증가하였고, 이는 전극이 가압 될 때 용접부의 상태 (액상 또는 고상)에 따른 차이와 가압력의 세기에 영향이 있을 것으로 판단된다 [32,33]. 액체상태는 고체상태에 비해 입자의 배열이 불규칙함에 따라 상대적으로 자유로이 운동할 수 상태이므로 액상의 너겟은 고체상태인 너겟보다 외부로부터 가해지는 힘에 대해 저항하는 힘이 상대적으로 낮을 것으로 판단된다. 즉, 압입면적은 물리적인 힘의 영향을 평가할 수 있는 간접적인 증거를 의미하고, 식 1과 같이 간단하게 표현된다. 따라서 유지시간 동안의 높은 가압력을 적용한 조건의 압입면적이 그렇지 않은 조건보다 증가한 이유는 물리적인 힘에 대한 저항이 낮으므로 발생한 것으로 사료된다 [34].
(1)
Aindentation area =Papplied eelectrode-forceσresistance to force 
용접해석 소프트웨어는 주울의 법칙에 따른 입열량에 근거하여 예비시간과 용접시간의 가압력 제어 효과는 해석이 가능한 반면, 유지시간 동안의 가압력 제어 효과는 입열과 무관하므로 해석이 불가하다. 따라서 냉각속도에 대한 부분을 고려하기 위해 유지시간 동안의 가압력의 효과에 대해 미세조직 분석을 수행하였다.
그림 10은 가압력 제어 위치에 따라 용접부의 미세조직을 나타낸 것이다. Al 5052 합금의 저항 점 용접 시 용접부는 열영향부(heat affected zone, HAZ)와 용융부(fusion zone, FZ)로 구분되고, 미세조직은 알루미늄 기지(α-aluminum matrix)와 금속간 화합물(Al3Mg2, Mg2Si)로 이뤄져 있다 [35,36]. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건의 용융부에는 결함을 관통하는 종 방향의 균열(crack)이 관찰되었다. 이는 알루미늄 합금의 특성상 열에 대한 수축과 팽창률이 높고, 용접과정 중 급속 냉각에 의해 발생하는 잔류응력, 주위 금속에 의해 용접된 부위와 모재가 수축됨에 따라 발생하는 인장응력 그리고 저융점 용질 원자들의 편석에 의한 것으로 판단된다 [20,37]. 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN 을 적용한 조건은 열영향부와 용융부가 명확하게 구분되었으나, 이를 제외한 나머지는 용융부와 열영향부가 명확하게 구분되지 않았다. 이는 전체 공정 동안 연속적으로 가압력 4 kN을 적용한 시험편은 유지시간의 초기 10 ms 동안 용융점(568°C)을 넘는 고온에서 유지함에 따라 응고속도가 느렸기 때문으로 판단된다 (그림 5). 전체적으로 용융부의 중심에는 알루미늄 기지 주위에 용질 편석이 관찰되고, 유지시간 동안 높은 가압력을 적용한 조건들의 용융부는 용질 편석이 광범위하게 분포하였다. 이러한 용질 편석은 응고 과정에서 기지와 용질원자 간의 용융점 차이로 인해 발생한다. 응고 동안 고체와 액체 계면 선단에서 상대적으로 용융점이 낮은 용질 원자들은 배출되고, 결정립계에 분포하는 용질원자들이 증가한다 [38]. 또한, 조성적 과냉이론에 따라 응고속도가 빠를수록 기지 내로 용질 원자들이 고용될 시간이 충분치 않으므로 용접부의 중심의 용질 농도가 증가하고, 조대한 편석이 발생된다 [39,40].
그림 11는 가압력 제어 위치에 따라 용접부의 미세조직을 비교한 결과이다. 그림 9에서 관찰된 용융부 중심의 조대한 편석(Mg-rich phases)은 회색의 형태인 금속간 화합물과 알루미늄 초정으로 구분되고, 금속간 화합물은 알루미늄 초정사이에 석출되어 있다. 금속간 화합물은 그림 12에 나타낸 정성분석을 통해 Al3Mg2 금속간 화합물로 확인하였으나, Mg2Si는 수 nm 크기를 가짐에 따라 관찰하지 못하였다. 이를 관찰하기 위해 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM) 분석이 필요할 것으로 판단된다 [41]. 또한, 그림 13에 나타낸 JMatPro 소프트웨어를 기반으로 작성한 Al-2.5Mg 평형 상태도를 통해 Mg2Si는 기지내부에 석출되어 있을 것으로 예상된다.
유지시간동안 높은 가압력을 적용한 조건의 Mg 평균 용질 농도는 낮은 가압력을 적용한 조건의 Mg 용질 평균 농도대비 0.55 – 0.8 wt% 높은 농도를 가진다 (표 3). 즉, 유지시간 동안의 높은 가압력을 적용할 경우, 용융부의 편석된 정도와 용질 원자의 농도차를 통해 응고속도가 증가함을 확인하였다. 최종적으로 유지시간동안 높은 가압력은 결함을 감소하는 역할과 더불어 응고속도를 증가하는 효과를 가졌다.

4. 결 론

본 연구에서는 알루미늄 합금의 저항 점 용접 시 가압력 제어 위치에 따른 효과를 규명하기 위해 가압력 제어 위치에 따른 용접해석 소프트웨어와 실시간 용접 모니터링 신호를 비교하였고, 실제 용접부의 단면, 용접부의 미세구조 비교·분석을 통해 가압력 제어 위치에 따른 효과를 고찰하였다.
1. 용접해석 소프트웨어와 실시간 용접 모니터링 신호와 비교한 결과 예비시간 동안의 가압력은 너겟의 생성시기와 성장속도, 너겟 내부결함, 접촉 저항과 밀접한 관계가 있다. 예비시간 동안 높은 가압력을 적용시 너겟의 성장시기가 늦춰지게 되고, 너겟의 성장속도와 접촉저항이 감소한다. 또한, 너겟의 단면 관찰을 통해 내부결함이 42% 감소하였다. 이는 높은 전극의 힘에 의해 Al2O3 산화층이 붕괴됨에 따라 입열량이 감소하였기 때문이다.
2. 용접해석 소프트웨어와 너겟 단면, 표면 압입면적을 비교한 결과 용접시간 동안의 가압력은 너겟의 형상과 크기, 너겟의 내부결함과 관련 있다. 과도한 가압력을 적용시 너겟의 내부결함은 99% 감소하였으나, 계면방향으로 너겟이 성장하고 너겟의 높이가 감소하였다. 또한, 너겟경의 규격인 4 t를 만족하지 못하였다. 이는 표면 압입면적을 통해 가압력의 영향이 가장 많이 작용함에 따라 기인한 것으로 판단된다.
3. 너겟 단면과 표면 압입면적, 미세조직을 비교한 결과 유지시간 동안의 가압력은 너겟의 내부 결함과 용접부 중심의 편석, 응고속도와 밀접한 관계가 있다. 높은 가압력을 적용시, 너겟의 내부결함은 80% 감소하였고, 용융부의 중심에 Mg 용질원자에 의한 조대한 편석과 용질원자의 농도가 증가하였다. 즉, 유지시간 동안의 가압력은 너겟의 내부 결함을 감소하는 효과와 응고 속도를 증가하는 효과를 가진다.

Acknowledgments

본 연구는 기획재정부에서 시행한 과제(JA220008)와 산업통상자원부에서 시행한 과제(20017415)의 지원을 받아 수행된 결과입니다.

Fig. 1.
Schematic of electrode-force control types used in the experiment: (a) continuous electrode-force 4 kN and 8 kN, (b) pre electrode-force 8-4-4 kN, (c) post electrode-force 4-4-8 kN, and (d) multi electrode-force 8-4-8 kN.
kjmm-2022-60-5-350f1.jpg
Fig. 2.
Positions of SORPAS® simulations in the resistance spot welding.
kjmm-2022-60-5-350f2.jpg
Fig. 3.
Contact resistance distribution by electrode-force control types during welding time: (a) type 1, (b) type 2, and (c) type 3.
kjmm-2022-60-5-350f3.jpg
Fig. 4.
Nugget formation and growth behavior by peak of contact resistance.
kjmm-2022-60-5-350f4.jpg
Fig. 5.
Temperature distribution of sheet interface by electrode-force control types during welding time: (a) type 1, (b) type 2, (c) type 3.
kjmm-2022-60-5-350f5.jpg
Fig. 6.
Results of monitoring variation by electrode-force control types during welding time: (a) electrode-force signal, (b) slope obtained by electrode-force signal, (c) initial contact resistance.
kjmm-2022-60-5-350f6.jpg
Fig. 7.
Cross section images with electrode-force control types.
kjmm-2022-60-5-350f7.jpg
Fig. 8.
Quantitative analysis of defects (porosity and shrinkage pore) distributed in each Al 5052-H32 alloy.
kjmm-2022-60-5-350f8.jpg
Fig. 9.
Comparison of indentation area by electrode-force control types after weld time: (a) schematic of the measured indentation area, (b) measured value of each specimen (The measured image in the (b) at continuous electrode-force 4 kN).
kjmm-2022-60-5-350f9.jpg
Fig. 10.
Weld nugget microstructure at low magnification (yellow line: Mg-rich phases cluster).
kjmm-2022-60-5-350f10.jpg
Fig. 11.
Microstructure of fusion zone performed with various electrode-force control types: (a) continuous electrode-force 4 kN, (b) continuous electrode-force 8 kN, (c) pre electrode-force 8-4-4 kN, (d) post electrode-force 4-4-8 kN, and (e) multi electrode-force 8-4-8 kN.
kjmm-2022-60-5-350f11.jpg
Fig. 12.
Scanning electron microscope (SEM) images with EDS points.
kjmm-2022-60-5-350f12.jpg
Fig. 13.
Equilibrium phase diagram of Al 5052 alloys (JMatPro software).
kjmm-2022-60-5-350f13.jpg
Table 1.
Chemical composition of Al 5052-H32 alloy.
Alloy Chemical composition (wt%)
Al 5052-H32 Mg Fe Cr Si Mn Ti V Al
2.21 0.27 0.19 0.8 0.04 0.018 0.015 Bal
Table 2.
Classification of electrode force control used in SORPAS®.
Classification Electrode-force condition
Type 1 Continuous electrode-force 4 kN, Post-electrode-force 4-4-8 kN
Type 2 Continuous electrode-force 8 kN
Type 3 Pre-electrode-force 8-4-4 kN, Multi-electrode-force 8-4-8 kN
Table 3.
Results of EDS qualitative analysis (wt%).
Classification Al Mg Si
Continuous electrode-force 4 kN 1 97.6 2.4 -
2 98.8 1.2 -
Avg. 98.2 1.8 -
Continuous electrode-force 8 kN 1 97.1 2.9 -
2 98.1 1.9 -
Avg. 97.6 2.4 -
Pre electrode-force 8-4-4 kN 1 98.6 1.4 -
2 97.7 2.3 -
Avg. 98.15 1.85 -
Post electrode-force 4-4-8 kN 1 97.9 2.1 -
2 96.9 3.1 -
Avg. 97.4 2.6 -
Multi electrode-force 8-4-8 kN 1 97.9 2.1 -
2 96.2 2.7 1.2
Avg. 97.05 2.4 1.2
3 (Matrix) 97.4 1.4 1.3

REFERENCES

1. C. Thiel, J. Schmidt, A. Van Zyl, and E. Schmid, Transp. Res. Part A Policy Pract. 63, 25 (2014).
crossref
2. S. J. Lee, K. D. Choi, B. H. Park, J. D. Kim, and J. Suh, J. Korean Soc. of Marine Eng. 41, 638 (2017).

3. J. D. Kim, J. W. Kim, J. Cheon, Y. D. Kim, and C. Ji, Korean J. Met. Mater. 58, 852 (2020).
crossref pdf
4. A. Elmarakbi and W. Azoti, Micro and Nano Technologies, 1st ed. pp. 1–23, Elsevier, Amsterdam (2018).

5. J. Hirsch, Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 24, 1995 (2014).
crossref
6. J. C. Benedyk, Aluminum alloys for lightweight automotive structures. 1st ed. 79–110, Woodhead Publishing Limited, Sawston (2010).

7. K. H. Youn and Y. S. Han, J. Korean Weld. Join. Soc. 12, 16 (1994).

8. Sun Ta-chien, Ph. D. Thesis. 8–12, The Ohio State University, Columbus (2003).

9. D. Browne, H. Chandler, J. Evans, P. James, J. Wen, and C. Newton, I. Weld. J. 74, 339 (1995).

10. H. U. Jun, J. H. Kim, J. W. Kim, E. K. Lee, Y. D. Kim, and C. Ji, Korean J. Met. Mater. 58, 863 (2020).
crossref pdf
11. U. Shah and X. Liu, Mater. Des. 192, 108690 (2020).
crossref
12. B. H. Chang, D. Du, B. Sui, Y. Zhou, Z. Wang, and F. Heidarzadeh, J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 129, 95 (2007).
crossref pdf
13. M. Kim, S. Kim, I. Hwang, D. Y. Kim, Y. M. Kim, S. H. Lee, and J. Yu, J. Weld. Join. 39, 480 (2021).
crossref pdf
14. M. Huang, Q. Zhang, L. Qi, L. Deng, and Y. Li, J. Manuf. Process. 50, 456 (2020).
crossref
15. Z. Luo, S. Ao, Y. J. Chao, X. Cui, Y. Li, and Y. Lin, J. Mater. Eng. Perform. 24, 3881 (2015).
crossref pdf
16. C. Fangji, Z. Jianyou, H. Shengsun, and S. Ping, Transactions of Tianjin University. 17, 28 (2011).
crossref pdf
17. H. J. Lin, W. J. Kim, H. S. Chang, and D. Y. Choi, Weld. World. 62, 481 (2018).
crossref pdf
18. R. S. Florea, D. J. Bammann, A. Yeldell, K. N. Solanki, and Y. Hammi, Mater. Des. 45, 456 (2013).
crossref
19. H. Tang, W. Hou, and S. J. Hu, Proc. Inst. Mech. Eng. Part B J. Eng. Manuf. 216, 957 (2002).
crossref
20. Z. Hongyan, Senkara. J, and W. Xin, J. Manuf. Sci. Eng. 124, 79 (2002).
crossref pdf
21. H. Jun, J. Kim, J. Cheon, Y. Kim, Y. Kim, and C. Ji, J. Weld. Join. 38, 203 (2020).

22. I. Lum, S. Fukumoto, E. Biro, D. R. Boomer, and Y. Zhou, Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 35, 217 (2004).
crossref pdf
23. Y. Kim, K. Y. Park, and K. D. Lee, Korean J. Weld. Join. 29, 1 (2011).

24. M. Hamedi and M. Atashparva, Weld. World. 61, 269 (2017).
crossref pdf
25. A. Arumugam and A. A. Baharuddin, Int. J. Sci. Res. Publ. 4, 1 (2014).

26. C. T. Ji and Y. Zhou, and J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 126, 605 (2004).
crossref pdf
27. G. Xu, J. Wen, C. Wang, and X. Zhang, 2009 IEEE Int. Conf. Mechatronics Autom, pp. 2495–2499, ICMA, Changchun, China (2009).

28. M. Gao and D. M. Rowe, Energy Convers. Manag. 41, 163 (2000).
crossref
29. M. M. Thornton, D. Li, and M. Shergold, Mater. Des. 32, 2107 (2011).
crossref
30. H. Zhao, D. R. White, and T. Debroy, Int. Mater. Rev. 44, 238 (1999).
crossref
31. H. Jo, Y. M. Kim, M. J. Kang, and D. C. Kim, J. Weld. Join. 36, 46 (2018).
crossref pdf
32. V. Bhakhri and R. J. Klassen, J. Mater. Sci. 41, 2249 (2006).
crossref pdf
33. M. Rashid, J. B. Medley, and Y. Zhou, Sci. Technol. Weld. Join. 14, 295 (2009).
crossref
34. S. W. Youn, P. K. Seo, and C. G. Kang, Transactions of Materials Processing. 12, 94 (2003).
crossref pdf
35. B. Wang, X. H. Chen, F. S. Pan, J. J. Mao, and Y. Fang, Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 25, 2481 (2015).
crossref
36. R. Moshwan, F. Yusof, M. A. Hassan, and S. M. Rahmat, Mater. Des. 66, 118 (2015).
crossref
37. M. Rashid, J. B. Medley, and Y. Zhou, Can. Metall. Q. 50, 61 (2011).
crossref
38. B. Chalmers, Principles of Solidification, pp. 161–170, Springer, Boston MA (1970).

39. D. H. StJohn, A. Prasad, M. A. Easton, and M. Qian, Metall. Mater. Trans. A. 46, 4868 (2015).
crossref pdf
40. W. A. Tiller, K. A. Jackson, J. W. Rutter, and B. Chalmers, Acta Metall. 1, 428 (1953).
crossref
41. L. Wang and X. Y. Qin, Scr. Mater. 49, 243 (2003).
crossref
Editorial Office
The Korean Institute of Metals and Materials
6th Fl., Seocho-daero 56-gil 38, Seocho-gu, Seoul 06633, Korea
TEL: +82-2-557-1071   FAX: +82-2-557-1080   E-mail: metal@kim.or.kr
About |  Browse Articles |  Current Issue |  For Authors and Reviewers
Copyright © The Korean Institute of Metals and Materials.                 Developed in M2PI