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Korean Journal of Metals and Materials > Volume 60(11); 2022 > Article
강도조합에 따른 TWB 핫스탬핑 부품의 미세구조 및 충돌성능 비교 분석

Abstract

Hot stamping technology has been steadily developed because it provides both excellent formability and high strength. With the development of TWB hot stamping technology, it is now possible to freely apply the required strength and thickness in the right place. In this study, the microstructure and collision performance of TWB hot stamped parts were evaluated according to their combined strength. Through dilatometry analysis, the hot stamping heat treatment temperatures of 22MnB5 steel and 30MnB5 steel were set at 950 °C and 870 °C. The 5MnB8 steel was composed of Bainite + Martensite when heat-treated at 950 °C and provided a strength of 980 MPa grade. When heat-treated at 870 °C, it was composed of Ferrite + Bainite + Martensite and provided a strength of 780 MPa grade. Simulated rear impact testing showed the 30MnB5- 5MnB8 TWB combination had the best performance, because the 5MnB8 part of the 780 MPa grade absorbed enough energy and the 30MnB5 part of the 1.8 GPa grade fully served as an anti-intrusion.

1. 개 요

세계 각국은 기후 변화에 대응하기 위하여 탄소중립 선언 등으로 산업계에 더욱 엄격한 친환경 규제 준수를 요구하고 있다[1]. 이런 흐름에 따라 자동차 산업은 빠르게 전동화 및 디지털화 되어가고 있다[2]. 전동화 및 각종 디지털 장비들이 차량에 탑재되면서 차량 무게가 급격히 증가하게 되었고, 이에 따라 경량화 및 충돌성능에 대한 요구는 더욱 커지고 있다[3,4]. 글로벌 자동차 생산업체들은 차체에 적용하는 소재를 선정함에 있어서 충돌성능을 담당하는 부위에는 높은 강도와 우수한 성형성을 제공하는 핫스탬핑 강을 집중적으로 적용하고, 이외에 경량화가 요구되는 부위에는 알루미늄 등의 경량소재를 적용하고 있다[5-7].
핫스탬핑은 Ferrite와 Pearlite의 복합조직으로 구성된 강판을 Ac3 온도 이상으로 열처리하여 연질의 Austenite 단일상으로 만든 다음 금형에서 성형과 냉각을 동시에 하여 고강도 Martensite 조직을 얻는 공법이다. 고온에서 성형하기 때문에 스프링백 현상을 최소화할 수 있고, 급랭 시 발생하는 재료의 상변태를 이용하여 고강도를 구현할 수 있기 때문에 핫스탬핑 공법은 초고강도 자동차 부품을 만드는데 가장 효율적인 공법이다[8-11].
핫스탬핑용 강판으로는 1.5 GPa 강도를 제공하는 22MnB5 (0.22 C-1.25 Mn-0.002 B, wt.%) 강종이 주로 사용되어 왔다. 22MnB5 강종에 함유 되어있는 C, Mn, B 등의 Austenite 안정화 원소가 핫스탬핑 시 Martensite 조직을 안정적으로 확보할 수 있게 해준다[12]. 최근에는 C의 함량을 0.3 ~ 0.34 wt.%까지 증가시켜 1.8 ~ 2.0 GPa의 강도를 제공하는 30MnB5, 34MnB5 강종과, C 함량을 줄임으로써 Bainite를 유도하여 강도는 낮추고 연신율을 증가시킨 강종 등 다양한 컨셉의 핫스탬핑 강종들이 개발되고 있다[13-17]. 핫스탬핑 강은 고온에서 열처리를 하기때문에 고온 산화 및 탈탄현상이 발생한다. 이를 방지하기 위해 도금을 해야 하는데, 가장 널리 사용되는 도금은 Al-10 % Si 도금이다[18,19].
핫스탬핑 강은 1500 MPa 이상의 높을 강도를 제공하지만 연신율이 5~7%대로 매우 낮다. 이로 인해 충돌 시 취성으로 부품이 파단 되면 더 이상 지지역할을 할 수 없게 되어 승객의 생존공간이 급격히 작아질 수 있다. 이러한 이유로 글로벌 자동차 회사 및 핫스탬핑 부품생산 회사들은 충돌성능을 향상시키기 위해 동일 부품내 침입방지를 위한 고강도 부분과, 에너지 흡수를 위한 고연신율 부분을 동시에 구현할 수 있는 다양한 기술들을 개발하였다[10,20].
첫째는 핫스탬핑 부품내 연화가 필요한 부분에 냉각속도를 제어하는 국부연화 공법이다. 국부연화 기술은 낮은 강도를 구현해야 하는 부분의 금형에 냉각수가 아닌 히트 카트리지를 삽입하여 부분적으로 서냉시키는 공법이다. 급랭되는 부분의 조직이 Martensite라면, 서냉되는 부분은 Martensite 외에 Bainite와 Ferrite를 포함한다. 유도된 Bainite와 Ferrite로 인해서 강도는 낮아지는 반면 연신율을 높일 수 있다[20,21].
둘째는 용접을 통해서 강도와 두께가 다른 강판을 한 블랭크로 제작하여 한 번에 성형하는 Tailor Welded Blanks(TWB) 공법이다. TWB 핫스탬핑 공법은 금형 구조도 기존 핫스탬핑과 동일하고 블랭크 수율도 높아지기 때문에 현재 적용량이 급격히 증가하고 있다. 현재 TWB용 블랭크는 대부분 레이저 용접으로 제작되고 있다[20,22].
Al-10% Si 도금 핫스탬핑 강을 레이져 용접으로 블랭크 제작 시, Ferrite 안정화 원소인 알루미늄이 도금으로부터 용접부로 다량 유입되면서 용접부내에 Ferrite가 생성되고 핫스탬핑 공정 후에도 국부적으로 Ferrite가 생성된다. 이로 인해 용접부 강도가 모재보다 현격히 낮아짐에 따라, 인장응력 작용 시 레이저 용접부를 기점으로 파단이 발생할 수 있다[23]. 이를 해결하기 위하여, 두가지 방법이 개발되어 양산 적용되고 있다. 첫번째는 레이저를 이용하여 도금층을 제거함으로써, 알루미늄의 용접부 유입을 막는 방법이다[24]. 이 방법은 알루미늄 소스를 제거하는 가장 이상적인 방법이긴 하지만 μm단위의 도금층을 미세하게 제거하기가 어려운 단점이 있다. 레이져 출력에 따라서 도금층이 남아있거나, 도금층이 너무 많이 제거될 수 있다. 또한 레이저 용접 전에 도금층을 제거하는 공정이 추가되기 때문에 생산시간이 증가하고 비용이 크게 증가한다. 두번째는 C의 함량이 높은 필러와이어를 사용하여 Austenite 안정성을 높임으로써 Ferrite 생성을 억제하는 방법이다[23]. 필러와이어의 경우 레이저 용접을 하면서 동시에 투입되기 때문에 생산시간의 증가가 없다. 필러와이어의 단가도 높지 않기 때문에 도금제거 방식에 비해 원가 경쟁력이 있다. 또한 용접으로 인한 용접부 두께 저감도 필러와이어를 통해 개선할 수 있다.
현재 현대자동차에 양산 적용되고 있는 핫스탬핑 TWB 조합은 1.5 GPa급 동등강도의 이종두께 조합과 1.5 GPa(22MnB5)-1.0 GPa(5MnB8)급의 이종강도, 이종두께로 구성되어 있다. 최근 현대자동차 그룹은 1.8 GPa급 30MnB5 강종을 세계 최초로 자동차 부품로 양산하는데 성공하였다. 1.8 GPa급 핫스탬핑강의 경우 용접성, 수소취성개선을 위해 열처리 온도를 하강 50 °C 정도 하강하였다[25]. 본 연구에서는 1.8 GPa(30MnB5) 강종에 5MnB8 강종을 레이저 용접한 TWB 부품을 열처리 온도 870 °C에서 부품 생산을 하였다. 이에 따른 용접부 물성 및 미세구조 분석, 나아가 컴플단위 충돌시험 평가를 기존 1.5 GPa(22MnB5)-1.0 GPa(5MnB8) 조합과 비교하였다.

2. 시험방법

2.1 재료

본 연구에서는 진공유도용해로 (Vacuum Induction Melting, VIM)를 통해 표 1과 같이 3 종류의 핫스탬핑강잉곳을 제작하였고, 열간압연과 냉간압연을 거쳐 최종두께 1.2 mm인 강판을 제작하였다. 고온 산화 및 탈탄 방지를 위해 18 μm 두께의 Al-10 % Si 도금을 하였다.

2.1 Dilatometry

핫스탬핑 강의 Austenitization 온도 (Ac3) 측정 및 냉각 시 상변태 현상을 예측하기 위해 Bähr 805 A/D Dilatometer를 사용하여 온도에 따른 팽창률 변화를 측정하였다. 시편은 22MnB5, 30MnB5, 5MnB8 세가지 시편으로 폭 5 mm, 길이 10 mm로 압연방향에 평행한 방향으로 제작하였다. 시편은 진공 하에 승온 속도 10 °C/s 로 930 °C까지 승온 후 2분간 유지하였다. 그리고 아르곤 가스를 이용하여 -50 °C/s의 속도로 상온까지 냉각하였다.

2.2 Tailor Welded Blank (TWB) 제작

레이저 용접으로 2가지 강도 조합 (22MnB5-5MnB8, 30MnB5-5MnB8)의 TWB용 블랭크를 제작하였다. 레이저 용접기는 Trumpf TruDisk 8002 (파장 1030 nm, 최대출력 8.0 kW)를 사용하였으며 용접와이어 장치는 Fronius VR4000를 사용하였다. 출력은 3.5 kW로 고정하였으며, 용접 속도는 4 m/min, 필러 와이어의 공급 속도 2 m/min로 용접하였다. 용접와이어는 SWRH62A(0.66 wt.% C-0.49 wt.% Mn)를 사용하였다.

2.3 열처리 방법 및 조건

시편은 박스형 전기로를 통해 핫스탬핑 열처리 공정을 모사하여 제작하였다. 강판을 가열로에서 5분간 소둔 한 후 냉각채널이 있는 평판 금형으로 14초간 냉각하였다. 소둔 온도는 Dilatometry 결과를 바탕으로 22MnB5-5MnB8 TWB 조합은 950 °C, 30MnB5-5MnB8 TWB 조합은 870 °C 로 설정하였다. 이슬점온도는 가열로에 건조공기를 지속적으로 투입하여 -10 °C 로 유지하였다.

2.4 인장시험 및 경도시험

핫스탬핑 강의 인장 물성 및 레이저 용접부 강건성 평가는 만능 재료 시험기 (ZWICK Z100 Universal Tensile Testing Machine)를 이용하여 10-3 s-1의 변형률로 평가하였다. 인장시편은 JIS Z2201 No. 5로 제작하였고 레이저 용접부 강건성 평가를 위한 시편은 레이저 용접선이 인장 시험편 중심에 위치하게 하여 제작하였다. 레이저 용접부의 경도 분포는 미세경도시험기 (Future Tech FM-700 Microhardness Tester)를 이용하여 300 gf 하중으로 5초간 압입하여 측정하였다.

2.5 미세조직 관찰

시편 단면의 미세분석을 위하여 단계적으로 사포 연마한 후 다이아몬드 페이스트를 이용하여 입도 1 μm까지 미세 연마하였다. 연마된 시편을 질산 (HNO3) 4 %와 에탄올(Ethanol) 96 %의 혼합용액으로 약 20초간 에칭을 실시한 후 광학현미경 (ZEISS Axio Imager. A2m Optical Microscope, OM) 과 주사전자현미경 (FEI Quanta 450 Scanning Elctron Microscope, SEM)으로 관찰하였다.

2.6 자유낙하충돌시험 (Drop Tower Test)

후방충돌평가를 모사하기 위한 자유낙하충돌시험의 시편은 그림 1과 같이 폐단면 구조의 Rear Floor Side Member 컴플을 제작하여 Rear 끝단부터 601 mm 지점에서 절단 후, 양쪽 절단면에 150 mm의 rigid plate를 부착하여 제작하였다. 시험은 다음과 같이 a) 22MnB5-5MnB8 TWB, b) 30MnB5-5MnB8 TWB, c) 22MnB5-GA780DP RSW (Resistance Spot Welding)의 3가지 사양에 대해서 비교 평가하였다. a)와 b)의 경우 22MnB5 혹은 30MnB5 소재와 5MnB8 소재를 레이저 용접하고 핫스탬핑 공법을 통해 한 부품으로 성형하여 제작하였고, c)의 경우에는 22MnB5 소재로 Rear Floor Side Member를 핫스탬핑으로 제작하고 GA780DP 소재로 Extension 부품을 냉간 성형하여 제작한 후 두 부품을 저항 점용접하여 제작하였다. 낙하충돌시험은 그림 2와 같이 구성되어 있고 583 kg의 시험무게를 갖는 무게 추를 1749 mm 높이에서 10 kJ의 에너지로 자유 낙하시켜 평가하였다.

3. 결과 및 토의

핫스탬핑 강의 열처리 온도 조건 설정을 위하여 온도변화에 따른 팽창률을 측정하였다. 22MnB5 승온곡선을 보면 상온부터 온도가 상승함에 따라 팽창율은 증가하다가 770 °C에서 급격히 감소하기 시작하여 850 °C까지 감소한 후 다시 증가한다. 냉각곡선을 보면 930 °C 부터 360 °C까지 감소하다가 360 °C 부터 급격히 증가하고 260 °C 부터 다시 감소한다 (그림 3(a)). 30MnB5 승온곡선을 보면 상온부터 온도가 상승함에 따라 팽창율은 증가하다가 750 °C에서 급격히 감소하기 시작하여 810 °C까지 감소한 후 다시 증가한다. 냉각곡선을 보면 930 °C 부터 350 °C까지 감소하다가 350 °C 부터 급격히 증가하고 250 °C 부터 다시 감소한다 (그림 3(b)).
그림 3에서 팽창률의 급격한 변화는 소재의 상변태에 기인한다. 핫스탬핑 열처리 전 22MnB5 강과 30MnB5 강은 모두 Ferrite와 Pearlite (Ferrite + Cementite)의 복합 조직으로 이루어져 있다[15]. 온도가 Ac1 이상이 되면 Close packed 구조인 Face Centred Cubic (FCC)의 Austenite로 변태를 하면서 팽창률의 급격한 감소가 나타나게 된다. 온도가 계속하여 증가하게 되면 소재 내 Austenite 분율이 증가하고 이에 따라 팽창률은 지속적으로 감소하게 된다. 온도가 Ac3 가 되면 Austenite로의 변태가 완료되어 팽창률이 더 이상 감소하지 않고 온도가 증가함에 따라 열에 의한 팽창이 일어나서 팽창률은 증가하게 된다. Austenite 단상구조의 시편을 -50 °C/s의 냉각속도로 급랭하게 되면 Ms 부근에서 Open structure 인 Body Centred Tetragonal (BCT) 구조의 Martensite 상이 생성되면서 팽창률은 급증하게 된다. 그 후 상변태가 완료되면 온도 감소로 인한 수축으로 팽창률은 감소한다[13].
핫스탬핑 부품의 강도 확보를 위해서는 Full Austenite → Full Martensite의 상변태를 이용해야 하며 Full Austenite 생성을 위해서는 핫스탬핑 열처리 온도를 Ac3이상으로 설정해야 한다. 22MnB5 강의 경우는 870 °C 이상, 30MnB5의 경우는 830 °C 이상으로 핫스탬핑 열처리를 해야 최종적으로 Full Martensite 조직을 얻을 수 있다. 본 시험에서는 22MnB5 강은 950 °C, 30MnB5 강은 870 °C로 핫스탬핑 온도를 설정하였다.
22MnB5 강과 30MnB5 강의 TWB 상대재가 되는 5MnB8강을 설정된 두가지 온도 (950 °C, 870 °C)에서 열처리되었을 때, 미세조직을 예측하기 위해 5MnB8의 온도에 따른 팽창률을 평가하였다 (그림 4). 승온곡선을 보면 상온부터 온도가 상승함에 따라 팽창율은 증가하다가 740 °C에서 상변태가 시작되어 기울기가 작아지고 820 °C부터 급격히 감소하기 시작하여 880 °C까지 감소한 후 다시 증가한다. 냉각곡선을 보면 930 °C부터 630 °C까지 감소하다가 반등하고 500 °C 부터 다시 완만하게 감소하다가 400 °C에서 상변태가 완료되어 온도 감소로 인한 수축으로 팽창률이 감소한다. 5MnB8의 경우는 앞서 22MnB5나 30MnB5와 달리 Martensite가 생성되기전에 Bainite가 생성되고 추후에 Martensite가 생성되는 것을 알 수 있다. 이는 22MnB5나 30MnB5와 달리 Austenite 안정화 원소인 C이 상대적으로 적음으로써, -50 °C/s의 급랭을 하여도 경화능이 부족하여 Bainite가 생성되는 것으로 판단된다.
그림 5는 설정한 핫스탬핑 온도에서 열처리한 22MnB5 강과 30MnB5강의 인장물성 평가 결과이다. 22MnB5 강은 항복강도 1080 MPa, 인장강도 1565.7 MPa, 연신율 7.8 %로 측정되었고, 30MnB5 강은 항복강도 1279.2 MPa, 인장강도 1824.8 MPa, 연신율 7.5 %로 측정되었다.
그림 6은 5MnB8 강의 열처리 온도에 따른 미세조직 사진이다. 950 °C에서 열처리된 시편은 Bainite와 Martensite로 구성되어 있었다. 870 °C에서 열처리된 시편은 Bainite와 Martensite 뿐만 아니라 높은 분율의 Ferrite가 생성되어 있었다. 그림 7은 5MnB8 강의 열처리 온도에 따른 인장물성 평가 결과이다. 950 °C에서 열처리된 시편은 항복강도 835.6 MPa, 인장강도 1038.2 MPa, 연신율 8.2 %의 인장물성을 가지고, 870 °C에서 열처리된 시편은 항복강도 488 MPa, 인장강도 745.2 MPa, 연신율 17.6 %의 인장물성을 가졌다.
5MnB8 강이 950 °C에서 열처리가 되면 Ac3 온도 이상에서 열처리가 되어 Full Austenite가 생성되고 급랭으로 인해 최종 미세조직은 Martensite와 Bainite로 구성될 것이다. 반면 870 °C에서 열처리된다면 열처리 온도가 5MnB8 강의 Ac1온도와 Ac3 온도 사이에 있기 때문에 Ferrite + Austenite의 이상영역에서 열처리가 될 것이며 급랭이 되면 Austenite는 Martensite와 Bainite로 변태하고 Ferrite는 상온까지 유지될 것이다. 최종 조직은 Martensite, Bainite와 Ferrite로 구성됨으로 Ferrite 생성으로 인해 950 °C 열처리 된 시편보다 강도는 65 % 낮아지고 연신율은 2배 이상 증가한 것으로 판단된다.
그림 8은 22MnB5-5MnB8 TWB와 30MnB5-5MnB8 TWB 시편의 인장물성 평가 결과이다. 22MnB5-5MnB8 TWB는 950 °C에서 5분간 열처리한 후 금형 냉각하였고 30MnB5-5MnB8 TWB는 870 °C에서 5분간 열처리한 후 금형 냉각하였다. 22MnB5-5MnB8 TWB는 항복강도 923.8 MPa, 인장강도 1082.6 MPa, 연신율 4.1 %를 가지고 30MnB5-5MnB8 TWB는 항복강도 552.7 MPa, 인장강도 813 MPa, 연신율 8.9 %를 가졌다. 두 조합 모두 레이져 용접부 파단은 일어나지 않았고 상대적으로 강도가 낮은 5MnB8강 모재 쪽에서 파단이 일어났다.
Lee 등의 연구에 따르면, Al-10 % Si 도금이 되어있는 핫스탬핑 강을 레이져 용접하게 되면, 용접 시 알루미늄 도금이 용해되어 용접부로 유입되고 국부적으로 축적된다. 알루미늄은 강력한 Ferrite 안정화 원소이기 때문에, 용접 시 국부적으로 알루미늄의 함량이 높은 부분에 Ferrite가 집중적으로 생성된다. 이로 인해 인장물성 평가 시 국부적으로 생성된 Ferrite에 응력이 집중되면서 용접부 라인을 따라서 1~2 % 연신율 구간에서 조기 파단이 발생하게 된다[12,23].
이를 해결하기 위하여 두가지 방안이 존재하는데 첫째는 레이져 용접전에 도금층을 제거함으로써 알루미늄 도금의 레이져 용접부 유입을 원천적으로 막는 방법이다[24]. 둘째로는 SWRH62A 고탄소와이어를 적용하여 알루미늄이 유입되더라도 강력한 Austenite 안정화 원소인 탄소의 효과로 Ferrite 생성을 억제할 수 있다[23]. 본 연구에서는 고탄소와이어를 적용하여 용접부 강건성을 확보하였다.
그림 9는 22MnB5-5MnB8 TWB와 30MnB5-5MnB8 TWB 시편의 레이져 용접 후와 핫스탬핑 열처리 후의 레이져 용접부 단면 사진이다. 두 시편 모두 레이져 용접후에 알루미늄의 유입으로 인한 Ferrite 생성은 없는 것으로 확인되었으며 이로 인해 레이져 용접부는 Full Martensite 조직으로 구성되어 있었다. 핫스탬핑 열처리 후에는 22MnB5-5MnB8 TWB의 레이져 용접부는 Full Martensite 조직으로 구성되어 있었고, 30MnB5-5MnB8 TWB의 레이져 용접부는 Bainite, Martensite 그리고 Ferrite로 구성되어 있었다. 여기서 생성된 Ferrite는 알루미늄 도금층 유입으로 인해 국부적으로 생성되는 Ferrite와는 달리 이상영역 열처리로 인해 레이져 용접부 전반적으로 고르게 생성된 것으로 보인다. 30MnB5-5MnB8 TWB의 핫스탬핑 열처리 온도가 22MnB5-5MnB8 TWB과는 다르게 870 °C로 낮고, 5MnB8강의 낮은 탄소로 인하여 SWRH62A 고탄소 와이어를 적용하였음에도 불구하고 870 °C에서 Austenite단상이 되지 못한 것으로 보인다. 레이져 용접부는 Austenite + Ferrite의 이상영역에서 열처리된 것으로 판단되며 여기서 생성된 Ferrite가 냉각되면서 그대로 상온까지 유지된 것으로 판단된다.
그림 10는 22MnB5-5MnB8 LWB와 30MnB5-5MnB8 TWB 시편의 레이져 용접 후와 핫스탬핑 열처리 후의 레이져 용접부 비커스경도 평가 결과이다. 레이져 용접 후 22MnB5-5MnB8 TWB 레이져 용접부는 480-520 HV 범위의 비커스경도를 가졌고 30MnB5-5MnB8 TWB 레이져 용접부는 520-600 HV 범위의 비커스경도를 가졌다.
핫스탬핑 열처리 후에는 22MnB5-5MnB8 TWB 레이져 용접부는 530-580 HV 범위의 비커스 경도를 가지고 30MnB5-5MnB8 TWB 레이져 용접부는 420-480 HV범위의 비커스 경도를 가졌다.
22MnB5-5MnB8 LWB 레이져 용접부는 핫스탬핑 열처리후에 레이져 용접 후의 비커서 경도보다 높은 경도 값을 보였고, 30MnB5-5MnB8 LWB 레이져 용접부는 핫스탬핑 열처리 후에 레이져 용접 후 보다 비커스 경도가 감소하여 30MnB5와 5MnB8모재 비커스 경도 값의 중간 값을 가지는 것으로 보인다. 22MnB5-5MnB8 LWB의 경우 핫스탬핑 열처리 후에 5MnB8와 레이져 용접부 경계를 기점으로 비커서 경도가 크게 증가하는 반면 30MnB5-5MnB8 LWB의 경우에는 용접부 비커스 경도 값이 양쪽 모재 사이에 존재함으로써 양쪽 모재의 큰 경도 값 차이를 완충해 주는 역할을 함으로 써 용접부를 좀 더 강건하게 해줄 수 있었다. 이는 핫스탬핑 열처리 온도가 870 °C로 낮음으로 생성되는 Bainite와 Ferrite로 인해 Martensite 단상보다 경도가 감소한 것으로 판단된다.
그림 11은 차량의 Rear Floor Side Member 컴플의 Rear 부분을 절단하여 낙하충돌시험을 한 결과이다. 비교군으로는 현재 양산 사양인 22MnB5 핫스탬핑 Rear Floor Side Member와 GA780DP강으로 제작한 Extension 부품을 점용접하여 만든 컴플과 본연구의 개발 사양인 Rear Floor Side Member와 Extension 부품을 TWB 핫스탬핑으로 한 번에 성형하여 제작한 컴플이다. 동일한 10kJ의 에너지로 낙하충돌시험한 결과, 현재 양산 조건인 RSW 22MnB5-GA780DP 조합이 239 mm로 가장 변형량이 컸고, 개발 조건인 TWB 22MnB5-5MnB8와 TWB 30MnB5-5MnB8 조합은 178 mm, 179 mm로 변형량이 유사하였다.
그림 12는 낙하충돌시험 중 시편 거동을 나타낸 그림이다. 시험이 시작되고 무게추가 Extension 부와 충돌하게 되면 TWB 30MnB5-5MnB8와 RSW 22MnB5-GA780DP 조합은 Extension부가 먼저 충분히 변형이 되는 반면, TWB 22MnB5-5MnB8 조합은 Extension 부가 충분히 에너지를 흡수하지 못하여서 Rear Floor Side Member가 변형되었다. TWB 30MnB5-5MnB8 와 RSW 22MnB5-GA780DP 조합은 Extension 부가 충분히 변형되었다. 그 후 TWB 30MnB5-5MnB8 조합은 Rear Floor Side Member가 추가 변형이 일어나지 않았으나 RSW 22MnB5-GA780DP 조합은 Rear Floor Side Member가 추가적으로 크게 변형되었다.
TWB 30MnB5-5MnB8와 TWB 22MnB5-5MnB8는 유사한 변형량을 보이는데. 이는 30MnB5-5MnB8의 30MnB5의 강도가 22MnB5보다 높지만, 5MnB8은 30MnB5의 조합보다 22MnB5에서 강도가 높기 때문인 것으로 판단된다. 하지만 변형거동은 완전히 다르게 나타나다. TWB 22MnB5-5MnB8의 Extension부는 상대적으로 높은 강도와 낮은 연신율로 인하여 에너지 흡수를 충분히 하지 못하고 Rear Floor Side Member에 에너지를 전달함으로써 변형을 야기하였다. 반면 TWB 30MnB5-5MnB8 와 RSW 22MnB5-GA780DP 조합은 Extension 부가 상대적으로 낮은 인장강도와 높은 연신율을 제공하기 때문에 Extension 부가 충분한 변형을 통하여 에너지를 흡수하였다. 그 후에 1.8 GPa급의 30MnB5 Rear Floor Side Member는 추가 변형이 없었던 반면 1.5 GPa급의 22MnB5 Rear Floor Side Member는 추가 변형이 일어났다. 또한 TWB의 경우 레이져 용접부의 HAZ부분이 핫스탬핑 열처리로 인하여 제거되기 때문에 RSW 보다는 접합력 측면에서 우위에 있다고 할 수 있다. 실차의 후방 충돌에서 Rear Floor Side Member 컴플에 요구되는 특성은 Extension 부가 변형을 통하여 충분한 에너지 흡수하고 Rear Floor Side Member 자체는 변형이 없어서 승객의 상해치를 최소화하는 것이다. 따라서 TWB 30MnB5-5MnB8의 변형 거동이 Rear Floor Side Member 컴플에 최적이라고 할 수 있다.

4. 결 론

본 연구에서는 TWB 핫스탬핑 부품을 차체의 Rear Floor Side Member에 적용하기 위하여 강도조합에 따른 레이져 용접부 미세조직 및 용접부 인장물성 등에 대해 분석하였고, 이를 토대로 Rear Floor Side Member 컴플을 제작하여 후방 충돌 성능을 모사해본 결과 아래와 같은 결론을 얻을 수 있었다.
핫스탬핑 강의 온도에 따른 팽창률 측정결과, Full Martensite 조직을 얻기 위해서 22MnB5강은 870 °C 이상, 30MnB5강은 810 °C 이상에서 핫스탬핑 열처리가 되어야 한다.
5MnB8 강의 경우에는 950 °C에서 열처리될 경우에는 핫스탬핑 후에 Bainite + Martensite의 미세조직을 가짐으로써 인장강도 980MPa의 인장강도를 제공하고, 870 °C에서 열처리될 경우에는 Ferrite + Bainite + Martensite 미세조직 생성을 통해 780 MPa의 인장강도를 제공한다.
고탄소 필러와이어를 적용함으로써 22MnB5-5MnB8, 30MnB5-5MnB8 TWB조합 모두 레이져 용접부는 강건하여 인장 물성평가 시 모두 5MnB8 강쪽 모재에서 파단이 발생하였다.
후방 충돌로부터 승객을 보호하는 역할을 하는 Rear Floor Side Member 컴플의 경우에 30MnB5-5MnB8(1.8 GPa-780 MPa) TWB 조합이 가장 변형거동이 우수하였다. Extension 부의 5MnB8강이 충분한 변형을 통하여 에너지를 흡수하고 메인 맴버인 30MnB5 강이 추가적인 변형을 저지하면서 승객을 보호하였기 때문이다.

Fig. 1.
Schematic drawings of rear floor side member complete and drop tower test conditions
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Fig. 2.
Components for drop tower test
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Fig. 3.
Dilatometry results of (a) 22MnB5 and (b) 30MnB5 during hot stamping heat treatment [13]
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Fig. 4.
Dilatometry results of 5MnB8 during hot stamping heat treatment
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Fig. 5.
Engineering stress-strain curves of 22MnB5 and 30MnB5 hot stamping steels
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Fig. 6.
SEM micrographs of 5MnB8 hot stamping steel heat treated at (a) 950 °C and (b) 870 °C
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Fig. 7.
Engineering stress-strain curves of 5MnB8 hot stamping steel heat treated at 950 °C and 870 °C
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Fig. 8.
Engineering stress-strain curves of TWB specimens (30MnB5-5MnB8 heat treated at 870 °C and 22MnB5-5MnB8 heat treated at 950 °C)
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Fig. 9.
Low magnification micrographs and SEM micrographs of laser welding joint of 22MnB-5MnB8 heat treated at 950 °C and 30MnB5-5MnB8 heat treated at 870 °C after laser welding and hot stamping
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Fig. 10.
Hardness distribution of laser welding joint of 22MnB-5MnB8 heat treated at 950 °C and 30MnB5-5MnB8 heat treated at 870 °C after laser welding and hot stamping
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Fig. 11.
Energy-displacement curves of rear floor side member complete
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Fig. 12.
Specimen deformation behaviour during drop tower test
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Table 1.
Chemical composition of hot stamping steels
No. Name C Si Mn Cr B
1 22MnB5 0.23 0.26 1.22 0.19 0.0044
2 30MnB5 0.31 0.22 1.40 0.20 0.0026
3 5MnB8 0.06 0.05 1.86 0.20 0.0023

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