2.1 Materials preparation

본 연구에 사용된 모재(Base metal, BM)는 고강도 알루미늄 합금인 AA7068 압연재를 사용하였다. 소재의 화학적 조성을 다음 표 1에 나타내었다. 높은 기계적 특성을 확보하기 위해 적용된 T6 열처리 공정은 다단계의 복합적인 열역학적 이력으로 구성되었다(그림 1). 먼저, 440 °C에서 2시간 동안 1차 용체화 처리를 수행한 후 공랭(Air cooling, A.C.)하였다. 둘째, 52%의 압하율로 냉간 압연(Cold rolling, C.R.)을 실시하였다. 셋째, 440 °C에서 1시간 동안 중간 풀림 처리를 한 후 공랭하고, 17% 압하율로 2차 냉간 압연을 진행하였다. 넷째, 470 °C에서 1시간 동안 최종 용체화 처리를 거친 후 즉시 수랭(Water quenching, W.Q.)하여 과포화 고용체 상태를 형성하였다. 마지막으로 120 °C에서 24시간 동안 인공 시효(Artificial aging) 후 수랭하여, FSW공정을 위한 AA7068-T6 모재를 준비하였다.

Fig. 1. Details of T6 heat treatment of AA7068 base metal.

2.2 FSW condition

FSW조건은, 유사한 기계적 성능을 지닌 AA7075-T6의 FSW최적화에 대한 본 연구팀의 이전 연구^[16]를 바탕으로 설정하였다. 알루미늄 합금의 고온 용접 시 표면 산화로 인한 취성 개재물 형성을 억제하기 위해, 모든 FSW 공정은 아르곤(Ar) 가스 분위기 하에서 수행되었다. 텅스텐 카바이드(WC) 재질의 툴을 사용하였고, 툴의 숄더 직경은 12 mm, 툴의 프로브 직경은 4 mm, 툴의 프로브 길이는 1.9 mm, 툴의 틸팅 각도(Tilting angle)는 3°로 유지하였으며, 공정 중 입열량을 결정하는 툴 회전 속도(Rotational speed)는 600 rpm으로 고정하였다^[10]. 생산성과 관련 있는 용접 속도(Welding speed)가 접합부의 미세조직 및 기계적 특성에 미치는 영향을 분석하기 위해 용접 속도를 150, 250, 350 mm/min의 세 가지 조건으로 설정하였다. 용접조건은 표 2에 정리하였다.

2.3 Microstructural observation

FSW 전후 시편의 횡단면 거시 조직은 광학현미경(optical microscope, OM; GX51, Olympus)을 이용하여 관찰하였다. 결정립 크기, 동적 재결정 거동 및 집합조직 변화를 분석하기 위해 모재와 용접부의 SZ 및 TMAZ 영역을 대상으로 EBSD 분석을 수행하였다. EBSD 측정은 전계방출형 주사전자현미경(field-emission scanning electron microscope, FE-SEM; Nova-nano 200)에 장착된 electron backscattered diffraction(EBSD) 시스템을 이용하였으며, 가속전압과 작동거리는 각각 20 kV 및 15 mm로 설정하였다. EBSD 분석용 시편은 기계적 연마 후 전해연마를 통해 준비하였다. 먼저 1-µm 다이아몬드 서스펜션을 이용하여 시편 표면을 연마하였고, 이후 기계적 연마 과정에서 도입될 수 있는 표면 변형층을 제거하기 위해 전해연마를 실시하였다. 전해연마는 30% HNO₃와 70% CH₃OH 혼합용액을 사용하여 -20 °C에서 수행하였으며, 15 V의 전압을 30초간 인가하였다. EBSD 분석 시 step size는 0.7 µm로 설정하였고, confidence index가 0.1 이상인 데이터만을 후속 분석에 사용하였다. EBSD-inverse pole figure(IPF) map(맵)의 경우, 흰색 선은 저경각계(LABs, $2^\circ \le \theta \le 15^\circ$), 검정색 선은 고경각계(HABs, $\theta > 15^\circ$)을 뜻한다. 재결정립과 미재결정립의 구분은 Grain orientation spread(GOS) map을 이용하여 수행하였으며, GOS 값이 2° 미만인 결정립은 재결정립으로, 2° 이상인 결정립은 미재결정립으로 가정하여 분류하였다^{[16, 21]}.

2.4 Mechanical testing

용접부의 위치별 기계적 특성 변화를 평가하기 위해, 마이크로 비커스 경도기(Micro-Vickers hardness tester; HM-220D, Mitutoyo)를 사용하여 경도 분포를 측정하였다. 경도 측정은 시편 두께 중심부를 따라, 용접 방향과 수직한 횡단면에서 수행하였다. 시험 조건은 압입 하중 200 gf, 유지 시간 15초로 설정하여 데이터를 획득하였다. 인장 시편은 ASTM E8/E8M sub-size 규격 기준으로, 압연 방향 (Rolling direction, RD)에 따라 판상 형태로 제작하였으며, 게이지의 길이, 너비 및 두께는 각각 25.0 mm, 6.0 mm 및 2.0 mm이다. 상온 인장 특성 평가는 만능시험기(MTDI, Minos-100s)를 이용하였으며, 변형률 속도는 $1.0 \times 10^{-3}\text{ s}^{-1}$로 설정하였다. 시험 중 국부 변형 거동은 Digital image correlation (DIC) 분석 시스템(Mercury RT x64 2.9)을 이용하여 촬영하였다.

3.1 Macrostructure and Vickers hardness

그림 2는 툴 회전 속도 600 rpm 조건에서 용접 속도를 150, 250, 350 mm/min으로 제어하여 제조된 AA7068-T6 합금의 FSW 용접부의 횡단면 매크로 조직 및 마이크로 비커스 경도(Micro-Vickers hardness) 분포를 보여준다. 경도 분포는 용접 중심부를 기준으로 대칭적인 W자 형태를 나타내며, 용접조건에 상관없이, 모재 대비 용접부의 경도는 감소하였으며, 이는 고강도 7000계열 알루미늄 합금의 FSW부에서 관찰되는 전형적인 공정 후 국부 연화(Softening) 거동으로 비롯된다^{[13, 16]}. 이러한 경도 분포는 공정 중 발생하는 열역학적 온도 이력 및 강소성 변형에 의한 영역별 미세조직 변화와 밀접한 연관이 있다. 정량적으로 살펴보면, T6 열처리(용체화 처리 및 인공시효)가 적용된 모재의 평균 경도는 189.2 ± 5.7 Hv로 측정되었다. 용접속도 150 mm/min 조건에서 HAZ와 SZ의 평균 경도는 각각 139.3 ± 6.2 Hv 및 160.8 ± 3.6 Hv였으며, 250 mm/min 조건에서는 각각 144.2 ± 1.2 Hv 및 163.2 ± 3.0 Hv, 350 mm/min 조건에서는 각각 151.9 ± 3.1 Hv 및 167.4 ± 2.6 Hv로 측정되었다. 즉, 용접속도가 150 mm/min에서 350 mm/min으로 증가함에 따라 HAZ영역과 SZ영역의 평균 경도는 점차 증가하는 경향을 보였다. 이러한 결과는 AA7068-T6 합금의 FSW 용접속도 변화가 용접부의 국부 연화 정도에 영향을 미친다는 것을 보여준다.

Fig. 2. Macrostructure and hardness distribution of AA7068-T6 joints. Cross-sectional macrostructures and micro-Vickers hardness profiles of AA7068-T6 joints friction stir welded at 600 rpm with welding speeds of 150, 250, and 350 mm min⁻¹. BM: base metal, HAZ: heat-affected zone, SZ: stir zone

용접속도에 따른 경도변화 원인을 파악하기 위해, 그림 3처럼, AA7068-T6 합금의 모재 및 용접속도별 교반부(stir zone, SZ)에 대한 EBSD 분석을 하였다. 그림 3a의 역극점도(Inverse pole figure, IPF) 맵에서 확인할 수 있듯이, 모재는 압연 방향으로 길게 연신된 조대한 결정립 조직을 갖는 반면, 교반부(그림 3a₂-a₄ ) 에서는 공정 중 인가된 강소성 변형과 마찰열에 의해 동적 재결정이 발생하여 수 마이크로미터 단위의 미세한 등축 결정립(Equiaxed grain)이 형성되었다. 그림 3b의 결정립 크기 분석 결과, 모재의 평균 결정립 크기는 약 30.0 μm로 측정되었으며, FSW 후 교반부에서는 결정립 크기가 현저히 감소하였다. 용접속도 150, 250, 350 mm/min 조건에서 교반부의 평균 결정립 크기는 각각 약 3.9, 2.9, 2.1 μm로 나타나, 용접속도가 증가함에 따라 점진적으로 감소하는 경향을 보였다. 이는 용접 속도가 증가함에 따라 열원의 빠른 이동으로 단위 길이당 입열량이 감소하여 재결정 이후 결정립 성장(Grain growth)을 유발하는 열적 구동력이 낮아졌기 때문으로 판단된다. 그림 3a, 3c의 Kernel average misorientation(KAM) 분석 결과, 모재의 평균 KAM 값은 약 0.6°로 나타났으며, SZ영역에서는 150, 250, 350 mm/min 조건에서 각각 약 0.8°, 0.9°, 1.3°로 증가하였다. KAM 값은 결정립 내부의 국부 방위차를 나타내며, 일반적으로 소성 변형 및 전위 밀도와 관련된다. 따라서, SZ영역에서 KAM 값이 증가한 것은 FSW 중 강한 전단 변형에 의해 내부 변형 에너지와 전위 밀도가 증가했음을 의미한다. 또한, 용접속도가 증가할수록 KAM 값이 상승한 것은 상대적으로 낮은 입열량과 고온에서의 짧은 노출로 인해 동적 회복(Dynamic recovery)이 제한되었기 때문으로 판단된다. 그림 3a의 Grain orientation spread(GOS) 맵은 결정립 내부 평균 방위차에 대한 결과로, 이를 기준으로 재결정립과 미재결정립을 구분할 수 있다^{[10, 16, 22]}. GOS 분석 결과, 모재의 재결정립 분율은 약 98.6%로 나타났다. SZ영역의 재결정립(녹색, GOS ≤ 2°) 분율은 150 mm/min에서 350 mm/min으로 용접속도가 증가할수록 각각 72.2, 91.8, 97.6%로 증가하였으며, 미재결정립(노란색, 2° < GOS)의 분율은 각각 27.8, 8.2, 2.4%로 감소하였다. 즉, 150 mm/min 조건에서는 FSW 중 도입된 변형에 의해 내부 방위차가 큰 미재결정립이 일부 잔류하였으나, 용접속도가 증가할수록 교반부 재결정립 형성이 더욱 우세해지는 경향을 보였다. 한편, 그림 3d의 결정립계 특성 분석 결과, 저경각 입계(Low-angle boundaries, LABs, $2^\circ \le \theta \le 15^\circ$)의 분율은 모재에서 18.8%로 나타났으나, FSW 후 SZ영역에서는 150, 250, 350 mm/min 조건에서 각각 44.4, 38.8, 38.9%로 크게 증가하였다. 또한, LABs의 단위면적당 평균 길이(Mean length per area) 역시 모재의 0.038 μm⁻¹에서 SZ영역의 0.67, 0.66, 0.59 μm⁻¹로 증가하였다. 이는 FSW 중 SZ영역에 인가된 강한 전단 변형에 의해 결정립 내부의 국부 방위차가 증가하고, 이에 따라 아결정립계(Subgrain boundaries)가 발달했음을 의미한다.

Fig. 3. Microstructural evolution of stir zone as a function of welding speed. EBSD-IPF, KAM, and GOS maps of (a1) base metal and stir zone of AA7068-T6 welds at welding speeds of (a2) 150, (a3) 250, and (a4) 350 mm min⁻¹, together with variations in (b) grain size, (c) KAM value, and (d) fraction and mean length per area of low-angle boundaries (LABs).

3.2 Analysis of Deformation Behavior at High Temperature based on Zener-Hollomon Parameter (Z)

FSW 공정에서 교반부는 툴 회전에 따른 마찰 발열과 소재 유동에 의한 전단 변형이 동시에 집중되는 영역이다. 따라서 용접속도 변화에 따른 미세조직 변화를 해석하기 위해서는 변형 온도($T$)와 변형률 속도($\dot{\varepsilon}$)를 함께 반영할 수 있는 열-기계적 지표가 필요하다. 본 연구에서는 이를 위해 Zener-Hollomon 상수($Z$)를 도입하였으며, 아래 식(1)을 활용하여 계산하였다^[23].

$Q$(kJ/mol)는 고온 변형에 필요한 활성화 에너지, $R$(8.314 J/mol·K)은 기체 상수, $T$(절대 온도, 단위: K)는 변형이 발생하는 온도를 의미한다. FSW 공정에서는 툴 회전과 소재 교반이 동시에 발생하기 때문에, 교반부 중심부의 실제 온도를 열전대로 직접 측정하는 데 한계가 있다. 따라서 본 연구에서는 교반부의 변형 온도 $T$를 공정 최고 온도($T_p$)로 근사하였으며^[23], 식 (2)를 통해 계산된 $T_p$값을 식 (1)의 $T$에 적용하였다. 식 (2)는 다음과 같다.

식 (2)에서 $T_m$은 소재의 융점이며, $K$와 $\alpha$는 소재 고유의 열적 특성을 반영하는 상수이다. $w$는 툴의 회전 속도(Rotation speed)이고, $v$는 툴의 이동 속도(Welding speed)이다(표 2). 식 (1)에 사용되는 변형률 속도($\dot{\varepsilon}$)는 FSW 중 소재에 부여되는 변형률($\varepsilon$)과 변형 시간($t$)의 관계를 이용하여 산출하였으며, 이전 연구^[23]를 바탕으로 식 (3)과 같이 나타내었다.

$t$는 변형 시간(Deformation time)을 의미한다. 본 연구에서는 툴이 Probe(프로브) 직경에 해당하는 거리만큼 이동하는 시간을 소재가 변형을 받는 시간으로 가정하였으며, 실제 프로브 직경 $r=4\text{ mm}$를 적용하여 $t=r/v$로 계산하였다. 한편, FSW 중 소재에 가해지는 변형률($\varepsilon$)은 비틀림 변형 모델을 기반으로 식 (4)를 이용하여 산출하였다^[24].

식 (4)에서 $APR$은 툴의 회전 당 전진 거리(Advance per revolution, APR)를 의미하며, 툴 용접 속도($v$)를 툴 회전 속도 ($\omega$)로 나누어 계산된다. 또한, $l$(유효 전단 변형 길이, Effective shear length)은 프로브 직경($r$)과 실제 용접 폭($a$)의 기하학적 관계를 고려하여 식 (5)와 같이 정의해 계산하였다^[24].

본 연구에서는 최대 전단 변형이 발생하는 조건을 고려하여, 실제 용접된 폭과 프로브 직경이 같다고 가정($a=r$)하였다^{[23, 24]}. 위 계산 절차를 적용하여 각 용접속도 조건에서의 변형률, 변형률 속도 및 $Z$값을 도출하였다. 이후 $Z$값은 교반부 결정립 크기 변화와 연계하여 고찰하였다^[23]. AA7068-T6 합금의 Zener-Hollomon 상수 계산을 위해 선행 연구를 참고하여 고온 변형 활성화 에너지와 Arbegast 모델 상수를 설정하였다^{[25, 26]}. AA7068 합금의 고온 변형 활성화 에너지($Q$)는 266.0 kJ/mol로 적용하였으며, Arbegast 모델 상수 $K$와 $\alpha$는 각각 0.7 및 0.05로 설정하였다. 이와 같은 입력값을 바탕으로 계산한 AA7068-T6 합금의 열-기계적 변형 변수와 Zener-Hollomon 상수는 표 3에 정리하였다.

계산 결과, 용접속도가 150 mm/min에서 350 mm/min으로 증가함에 따라 변형률 속도($\dot{\varepsilon}$)는 4.897 s^-1에서 8.954 s^-1로 증가하였다. 반면, Arbegast 모델을 통해 계산된 교반부에서의 공정 최고 온도($T_p$)는 392.9 °C에서 379.8 °C로 감소하였다. 이는 툴 회전속도가 600 rpm으로 일정한 조건에서 용접속도가 증가할수록 소재가 프로브에 의해 변형되는 시간은 짧아지는 반면, 단위 길이당 입열량은 감소하기 때문으로 판단된다.

이러한 변형률 속도 증가와 $T_p$ 감소를 종합적으로 반영한 $Z$ 상수는 용접속도 증가에 따라 증가하였다. 일반적으로 $Z$ 값이 증가한다는 것은 상대적으로 낮은 변형 온도와 높은 변형률 속도 조건에서 고온 변형이 진행되었음을 의미하며, 이는 재결정 이후 결정립 성장을 억제하는 요인으로 작용할 수 있다. 따라서, 그림 3에서 확인된 용접속도 증가에 따른 교반부 평균 결정립 크기 감소는 계산된 $Z$ 값의 증가 경향과 잘 일치한다^{[10, 23]}.

3.3 Dynamic Recrystallization and Phase Transformation Behaviors

그림 4(a₁-c₁)의 EBSD 결정립계 분포도(Boundary map)에 나타난 바와 같이, 교반부 경계(SZ boundary)에 인접한 열기계적 영향부(TMAZ) 영역은 모든 용접재에서, 모재(BM)의 조대한 결정립 내부로 다량의 저경각 입계가 치밀하게 발달한 형태를 취한다. 이는 고속으로 회전하는 툴에 의한 강가공과 응력 집중에 의해 모결정립(Parent grain) 내에 고밀도의 전위(Dislocation)가 집적되고, 이들의 재배열을 통해 아결정립계(Subgrain boundary)가 형성되었음을 시사한다. 고해상도 역극점도(IPF map, 그림 4a₂, b₂, c₂ ) 분석 결과, 툴 반경 방향의 전단 응력(Shear stress)으로 인해 초기 압연 조직이 전단 방향으로 신장, 경사하며 결정립 내부 방위 경사(In-grain misorientation gradient)가 유발된다. 변형 누적에 따라 아결정립의 회전(Subgrain rotation)이 촉진되어 저경각 입계가 고경각 입계로 천이하는 연속 동적 재결정(Continuous dynamic recrystallization, CDRX)이 전개된다. 특히, IPF 맵 내 'HABs-island'는 국부적 방위차 증대로 모결정립 내에 격리된 고경각 입계 영역이 형성되는 결정립 분할(Grain subdivision) 현상을 보이는, 이 미세조직은 CDRX가 일어날 때 나타나는 대표적인 미세조직 중 하나이다^[27]. 이러한 CDRX 해석은 7000계 알루미늄 합금의 고온 변형 거동에 대한 선행 연구와도 일치한다. Y. Jiang 등은 solution-treated AA7050 합금의 열간 변형 거동을 분석한 결과, 400–450°C 부근의 고온 변형 조건 및 0.01–10 s⁻¹의 strain rate 범위에서 동적 회복과 아결정립 회전에 기반한 CDRX 거동이 나타남을 보고하였다^[28]. 본 연구에서 계산된 AA7068-T6 FSW의 교반부 공정 최고 온도와 strain rate는 각각 379.8–392.9 °C 및 4.897–8.954 s⁻¹로, 해당 문헌에서 CDRX가 보고된 고온 변형 조건과 유사하거나 인접한 범위에 해당한다. 따라서 본 연구에서 관찰된 grain subdivision 및 island-type HABs는 AA7068-T6 합금의 FSW 중 CDRX가 진행되었음을 뒷받침하는 미세조직적 근거로 해석될 수 있다. 용접 속도가 150 mm/min에서 350 mm/min으로 증가하더라도 TMAZ 내 CDRX 및 결정립 분할은 일관되게 관찰되어, 속도 조건과 무관하게 연속 동적 재결정이 해당 영역의 주된 미세조직 변화 기구로 작용함을 확인시켜 준다. 더하여, 그림 3에서 나타났던 FSW후 결정립 미세화 효과는 FSW중 CDRX에 의해 기인함을 의미한다. 이와 연속 동적 재결정 현상은 높은 적층결함 에너지(Stack-fault energy, SFE)를 보이는 알루미늄, 마그네슘, 페라이트 철강재와 같은 재료에서 자주 관찰되는 현상으로, SFE값이 높을 경우, 적층결함로 인한 전위 이동 방해 현상이 드물기 때문에, 결정립 내부로의 전위 이동이 원활하기 때문에 일어나는 현상으로 알려져 있다^{[10, 16, 29]}. 따라서, AA7068용접재의 교반부에서의 결정립 미세화는 FSW공정 중 CDRX현상에 의해 발생된 것으로 판단된다.

Fig. 4. Dynamic recrystallization behavior in TMAZ as a function of welding speed. EBSD grain boundary maps and IPF maps of the thermo-mechanically affected zone (TMAZ) in AA7068-T6 welds at welding speeds of (a) 150, (b) 250, and (c) 350 mm min⁻¹.

한편, JMatPro^TM 열역학 시뮬레이션 결과인 그림 5a의 평형 상분율(Phase fraction) 그래프에 따르면, AA7068 합금의 FCC Al 기지 내 MgZn₂계 석출상이 약 448 °C 이상에서 용해되는 것을 알 수 있다. 앞선 3.2절에서 Zener-Hollomon 분석을 통해 계산한 본 연구의 공정 최고 온도 영역은 379.8–392.9 °C로 계산되었으며, MgZn₂계 석출상분율이 변화하는 온도 구간에 해당한다. 다만, 해당 온도 영역은 MgZn₂가 완전히 사라지는 단상 FCC 영역이라기보다는, MgZn₂계 석출상의 존재 또는 형성 가능성이 함께 나타나는 구간으로 해석된다. 따라서, FSW 중 AA7068-T6 합금의 석출물 거동은 단순한 완전 고용보다는, 기존 T6 석출 조직의 부분 용해, 조대화 및 냉각 중 MgZn₂의 석출 가능성이 있다. 그림 5b의 연속냉각변태(Continuous cooling transformation, CCT) 계산 결과에서도 FSW 공정 후 냉각 과정 중 MgZn₂계 석출상이 형성될 수 있음을 시사한다. 한편, AA7068 합금의 강도는 주로 준안정 η′ 석출물과 관련된 석출경화 효과에 의해 확보되는 것으로 알려져 있다.

Fig. 5. Phase diagram and CCT curve. Calculated (a) equilibrium phase diagram and (b) CCT diagram of AA7068-T6 alloy using JMatProTM software.

따라서, 용접부에서 동적 재결정(그림 4)에 의해 대표적인 강화기구인 결정립 미세화와 전위 도입(그림 3)이 일어났음에도 연화(Softening) 현상이 일어난 이유는 용접중 석출물 재용해, 조대화 등으로 인한 석출 경화 효과 감소 때문이라 판단된다.

3.4 Texture Evolution

마찰교반용접(FSW) 공정 중 툴의 회전 및 이동에 의해 유도되는 복합적인 소성 변형은 용접부 내부의 국부적인 결정학적 방위 재배열과 집합조직 변화를 결정짓는 핵심 요인이다. Figs. 6-8 및 표 4는 툴에 의한 전단 변형과, 이에 따른 영역별(BM, TMAZ, SZ) 결정학적 집합조직(Crystallographic texture) 의 변화 및 주요 방위 성분 강도의 분포 거동을 종합적으로 보여준다. 이전 문헌^[30]을 따라, 그림 6a-c는 툴 표면과 소재 간의 기계적 상호작용으로 형성되는 전단면(Shear plane)과 전단 방향(Shear direction, SD) 등을 나타낸 모식도로, 시편 좌표계(Welding direction(WD), Transverse direction(TD), Normal direction(ND))와 국부 전단 변형 좌표계 간의 상대적인 회전각(α, β) 산출 과정을 제시한다. 전단 방향은 툴의 표면의 접선방향과 같다고 가정하고, α는 SD와 TD의 사이 각도, β는 Shear plane normal(SPN)과 WD의 사이 각도라고 정의한다^[30]. 본 연구에서 도출한 α, β 각도들은 용접속도에 따라 그림 7에 기입하였다. 면심입방(Face-centered cubic, FCC) 구조 금속의 전형적인 전단 및 압연 집합조직 성분은 3차원 방위분배함수(Orientation distribution function, ODF)의 주요 단면인 φ₂ = 0° 및 φ₂ = 45° 상에서 구체적으로 정의된다(그림 6d, 6e, 표 4)^[16]. 해당 단면들 상에서 α-fiber, γ-fiber, τ-fiber를 따라 Brass, Goss, Rotated Goss, Copper, A, E, F 등 주요 성분(Texture components)의 고유 방위 위치를 표시하였다.

Fig. 6. Schematic images representing the angles calculated for shear deformation during tool stirring and ODF frame. (a-c) Schematic images representing the angles calculated for shear deformation during tool stirring. Orientation distribution function (ODF), constituent components, and fibers at φ1 = 0–90o and Φ = 0–90o for fcc metals. (d) φ2 = 0o and (e) φ2 = 45o sections. ND: normal direction, WD: Welding direction, TD: Transverse direction, SD: shear direction, SPN: Shear plane normal.

그림 7은 모재(BM) 및 각 용접 속도 (150, 250, 350 mm/min) 조건에서의 TMAZ 영역과 SZ 영역에 대한 ODF 단면 분석 결과이다. ODF 데이터는 툴 주변의 유동장(Flow field) 효과를 정밀하게 반영하기 위하여 α, β 각도들을 이용하여, 국부 전단 좌표계 축을 기준으로 회전 보정하였다. 압연재인 모재(그림 7a)에서는 방위 발달이 상대적으로 분산된 양상을 나타내는 반면, 용접부 영역(TMAZ 및 SZ)에서는 공정 조건에 따라 특정 집합조직 성분의 국부적 발달 및 방위 재배열이 명확히 관찰된다. 용접 속도 150 mm/min 조건(그림 7b₁, b₂ )의 TMAZ 및 SZ에서는 높은 입열량에 따른 고온 강소성 변형의 영향으로 전단 집합조직 성분의 방위가 무작위화(Randomization)되어 비교적 낮은 집합 조직 강도(Max = 7.4~9.7)를 나타낸다. 반면, 용접 속도가 250 및 350 mm/min으로 증가함에 따라(그림 7c, d), TMAZ 영역(그림 7c₁, d₁ )에서는 특정 방위 성분(특히, Goss/Brass 방위 부근)의 강도가 급격히 발달하며 집합 조직 강도가 20.9에 도달한다. 이는 이동 속도 증가로 인한 입열량 감소 및 냉각 속도 상승으로 인해 변형 중 동적 회복에 의한 방위 분산이 제한되고, 툴 주위의 정형화된 전단 변형계가 결정립 방위에 직접적으로 반영되었기 때문이라고 판단된다. 교반부(SZ)에서는 연속 동적 재결정(CDRX)에 의해 초미세 등축 결정립이 다량 형성되면서 집합조직 강도가 다시 감소(Max = 3.8)하는 상쇄 거동을 보인다.

Fig. 7. Orientation distribution functions as a function of welding speed. Orientation distribution function (ODF) of (a) base metal (BM), (b1–d1) thermo-mechanically affected zone (TMAZ), and (b2–d2) stir zone (SZ) in AA7068-T6 welds at welding speeds of (b) 150, (c) 250, and (d) 350 mm min⁻¹.

그림 8은 용접 중심부로부터의 거리(BM: 25 mm, TMAZ: 4 mm, SZ: 0 mm)에 따른 주요 FCC 집합조직 성분인 Goss 및 Brass 방위의 집합조직 강도(Texture intensity) 변화를 용접 속도별로 비교한 결과이다. 이전에 연구에 따르면, Goss성분은 재결정 현상이 발생할수록 발달되고, Brass성분은 변형이 가해질수록 발달된다고 보고된다^{[30- 32]}. 이를 바탕으로, Goss 성분을 분석하면, 모든 용접 속도 조건에서 모재(BM)에서 약 2.3의 높은 집합조직 강도를 유지하다가 TMAZ 영역으로 진입하면서 강도가 감소한 후, 용접 중심인 SZ 영역에서 다시 회복되는 경향을 형성한다. 이는, TMAZ 영역에서의 Goss 성분 감소는 툴 주변의 불균일한 전단 응력장 및 열기계적 변형에 의해 모재의 초기 압연 방위가 파괴되고 아결정립 회전 및 결정립 분할(Grain subdivision)이 발달될 뿐, SZ 영역 수준의 완전한 미세 등축 재결정립 조직으로는 발달하지 않았기 때문으로 판단되며, TMAZ에서의 EBSD 결과(그림 4)와도 일치한다. 반면, SZ 영역에서는 고온에서의 강한 물리적 교반 작용으로 인한 CDRX의 전개에 따라 생긴 활발한 재결정 현상으로 인해 Goss 성분의 강도가 재상승한다. Brass 성분의 경우 150 mm/min조건 제외한 모재 및 TMAZ에서는 낮은 강도를 유지하다가 SZ 영역에서 국부적인 변형이 소폭 상승하여, Brass 성분이 소폭 상승한 것이라 생각된다. 더하여, SZ영역의 경우, 높은 용접속도 조건에서 Brass 성분 강도가 높은데, 이는 용접속도 증가에 따른 SZ영역에서의 KAM값 증가(그림 3c)를 고려하면 변형량 증가에 의한 효과라고 판단된다.

Fig. 8. Texture intensity as a function of welding speed. Texture intensities of major FCC texture components (i.e., Goss and Brass) in the TMAZ and SZ of AA7068-T6 welds at welding speeds of (a) 150, (b) 250, and (c) 350 mm min⁻¹.

3.5 Joint Efficiency and Fractographic Analysis

그림 9와 표 5는 모재(BM)와 용접 속도 (150, 250, 350 mm/min) 별 용접재의 1축 인장 특성, 실시간 디지털 이미지 상관법(DIC) 기반 국부 변형률 분포, 용접 효율(Joint efficiency) 결과를 나타낸다. 모재(그림 9a)는 608.3 MPa의 최대 인장강도(Ultimate tensile strength, UTS)와 15.9%의 연신율(Total elongation, TE)을 나타내며 표점거리(Gauge length) 전반에 걸쳐 균일한 변형 분포 후 표점 내 파단(Gauge fracture)이 전개된다. 반면, 모든 용접 속도 조건의 용접재(그림 9b-d)는 모재 대비 저하된 인장 특성을 보이며 예외 없이 열영향부(HAZ)에서 파단(HAZ fracture)이 발생하였다. 이는 앞서 경도 분포(그림 2)에서 규명된 바와 같이, HAZ 영역에서 극심한 국부 연화(Softening) 구역이 형성되었기 때문이다. DIC 국부 변형률(Local strain) 분포를 보면, 인장 하중 증가에 따라 변형 초기부터 국부 변형이 가장 취약한 HAZ 영역에 집중적으로 집적되는 양상이 시각적으로 보여준다. 표 5 및 그림 9(e-g)의 용접 속도별 인장 물성 정량 비교 결과, 인장강도 및 인장강도 기준 용접 효율(Joint efficiency for UTS)은 250 mm/min 조건에서 각각 487.2 MPa 및 80.1%로 가장 우수한 수치를 기록하였다. 이때 연신율 및 연신율 기준 용접 효율(Joint efficiency for TE) 또한 각각 9.0% 및 56.6%로 용접부 중 최고치를 나타내었다. 높은 입열량을 수반하는 150 mm/min 조건에서는 HAZ영역의 광범위한 응력 집중으로 인해 인장강도(459.6 MPa), 연신율(7.2%), 인장강도 기준 용접 효율(75.5%) 및 연신율 기준 용접 효율(45.2%)이 상대적으로 저하되었다. 용접 속도가 350 mm/min으로 증가하는 경우 인장강도는 482.5 MPa(용접 효율 79.3%) 수준을 유지하였으나, 연신율은 3.7%(연신율 기준 용접 효율 23.2%)로 대폭 감소하여 용접재의 연성이 극도로 제한되는 거동을 보였다. 이는 용접 속도 증가에 따라 열영향부의 폭이 협소해지면서 인장 변형 시 응력 집중이 매우 좁은 HAZ 영역으로 극단적으로 치우쳐, 국부적 변형 경화 능력이 조기에 상실되었기 때문이라 생각된다.

Fig. 9. Tensile properties and joint efficiency. Engineering stress-strain curves and digital image correlation(DIC) strain maps of (a) base metal and AA7068-T6 welds at welding speeds of (b) 150, (c) 250, and (d) 350 mm min⁻¹. Graphs showing (e) ultimate tensile strength, (f) total elongation as a function of welding speed, and (g) joint efficiency

그림 10은 주사전자현미경(SEM) 파단면 관찰 결과로, 영역별 차이를 명확히 보여준다. 모재(그림 10a)의 파단면은 미세한 딤플(Dimple) 구조와 벽개 파단(Quasi-cleavage)이 공존하는 혼합 파단 형태를 나타낸다. 연신율이 상대적으로 양호한 150 mm/min 조건(그림 10b)의 HAZ 파단면은 연화가 진행된 기지 조직 내 미세 기공의 조대화 및 합체(Micro-void coalescence)에 의해 형성된 연성 딤플이 지배적으로 관찰된다. 250 mm/min 조건(그림 10c) 역시 미세한 딤플 영역과 국부적 벽개 파단면이 균형 있게 분포하여 상대적으로 높은 연신율(9.0%)을 뒷받침한다. 반면, 급격한 연신율 감소를 보인 350 mm/min 조건(그림 10d)의 파단면에서는 연성 딤플의 분율이 대폭 감소하고 조대한 벽개 파단면과 파단 유발 균열(Tear ridge)이 광범위하게 발달한 취성 파단 특성이 지배적으로 관찰된다. 이러한 파단면 미세조직 특성은 용접 속도 증가에 따른 입열량 감소가 HAZ 영역의 국부적 변형 집중과 균열 진전 경로를 변화시켜 최종 용접재의 파손을 변화시켰음을 나타낸다.

Fig. 10. Fracture surface. SEM fracture surfaces of (a) base metal and friction stir welded AA7068-T6 specimens at welding speeds of (b) 150, (c) 250, and (d) 350 mm min⁻¹ after tensile testing. Low- and high-magnification images reveal dimple and quasi-cleavage-like features depending on welding speed.