KR20120126961A - 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법 - Google Patents

고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 고강도 고인성 소재는 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함한다.
본 발명의 소재(강재)는 고강도, 고인성, 고연신율, 고충격강도 및 고피로강도를 보이고 용접성이 우수하다. 특히 풍력발전기용 타워 플랜지에 적합한 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율, -50℃에서 60J 이상의 충격치 및 고내식성을 나타낸다.

Description

고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법{Material having high strength and toughness and method for forming tower flange using the same}
본 발명은 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도 고인성 철강 소재 및 이를 이용한 풍력발전기용 타워 플랜지 제조방법에 관한 것이다.
타워 플랜지는 풍력발전기의 기초를 지지하는 구조물인 타워(tower)의 이음새로서, 링 형상의 성형품으로부터 제조되며 구조용강(structural steel)인 S355NL과 같은 고강도 저합금강이 일반적으로 사용된다. 그런데, 대형 풍력발전기 타워 플랜지에 적용할 링 형상 성형품은 항복강도, 인장강도 외에 저온 충격강도가 높은 고강도 및 고인성 특성이 요구되며, 보다 가혹한 사용환경 등에 대비하기 위해 내식성이 우수한 고품질의 타워 플랜지가 요구되고 있다.
이러한 고강도, 고인성 특성을 구현하기 위해서는 새로운 조성의 소재 개발 내지 단조 과정 등의 제조방법에 대한 연구가 필요하다. 철강은 수행되는 열처리에 따라 인장강도나 항복강도 또는 충격강도 특성이 크게 변화될 수 있어, 열처리 과정의 개선을 통해 요구하는 수준의 특성을 가지는 제품을 제조할 수 있을 것으로 기대되지만, 열처리에 의해 영향을 받는 요소가 다양하여, 요구되는 수준의 특성에 적합한 소재 강을 구현하기는 상당히 어렵다. 더욱이, 높은 수준의 인장강도와 항복강도를 유지하면서도, 저온에서의 높은 충격강도를 구현할 수 있는 고강도 고인성의 제품을 제조하기 위해서는 소재를 구성하는 화학성분의 제어 및 제조방법에 대한 연구가 필요하다.
본 발명의 목적은 고강도, 고인성, 고연신율, 높은 저온 충격치를 보이며 용접성 및 내식성이 우수한 소재를 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 풍력발전기 타워 플랜지용 고강도 고인성 소재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 하나의 관점은 고강도 고인성 소재에 관한 것이다. 상기 고강도 고인성 소재는 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함한다.
상기 소재는 다음 수식 1로 표현되는 탄소당량(Ceq)이 0.45 이하일 수 있다.
[수식 1]
Ceq = PC + PMn/6 + (PCr+PMo+PV)/5 + (PNi+PCu)/15, 여기서 PM은 M(금속)의 함량(중량 %)임.
상기 소재는 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율 및 -50℃에서 60J 이상의 충격치를 가질 수 있다.
본 발명의 다른 관점은 타워 플랜지 제조방법에 관한 것이다. 상기 타워 플랜지 제조방법은 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함하는 소재를 링 압연을 포함한 자유단조를 통해 상기 소재를 링 가공품으로 성형하는 단계; 상기 링 가공품을 A3 변태점 온도보다 40℃ 내지 60℃ 높은 열처리 온도로 설정하는 단계; 상기 열처리 온도에서 상기 링 가공품을 유지하는 열처리 단계; 상기 열처리된 링 가공품을 공냉시키는 단계; 및 상기 링 가공품을 플랜지로 가공하는 단계를 포함한다.
상기 열처리 단계는 상기 열처리 온도로 상기 링 가공품을 가열하는 단계; 상기 열처리 온도로 초기 유지시켜 상기 링 가공품 내의 온도 분포를 균질화하는 단계; 및 상기 링 가공품을 상기 열처리 온도로 유지시키는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 상기 열처리 단계는 상기 열처리 온도에서 상기 링 가공품 두께 50mm당 1시간 내지 3시간 유지시킬 수 있다.
또한, 상기 열처리 단계에서, 상기 열처리 온도는 850℃ 내지 880℃일 수 있다.
상기 링 가공품은 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율 및 -50℃에서 60J 이상의 충격치를 가질 수 있다.
본 발명의 소재(강재)는 고강도, 고인성, 고연신율, 고충격강도 및 고피로강도를 보이고 용접성 및 내식성이 우수하다. 특히 풍력발전기용 타워 플랜지에 적합한 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율, -50℃에서 60J 이상의 충격치를 나타낸다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지 제조방법을 보여주는 공정흐름도이다.
도 2 내지 도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지 제조방법을 설명하기 위한 사시도이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지의 열처리 방법을 보여주는 공정흐름도이다.
도 9는 본 발명의 실시예에 따른 열처리 과정을 보여주는 온도 싸이클(cycle)이다.
도 10은 본 발명의 실시예에 따른 열처리 과정의 변형예를 보여주는 온도 사이클이다.
도 11은 S355NL과 TWHSF1의 열시차분석 결과 그래프이다.
도 12는 TWHSF의 A3 변태점 온도를 구하기 위한 시뮬레이션 결과이다.
도 13은 링 가공품의 특성을 평가하기 위한 분석 위치를 표시한 절개 사시도이다.
도 14는 S355NL과 TWHSF1의 열처리 후 미세조직을 관찰한 광학현미경 사진이다.
도 15는 TWHSF에 대한 항복강도((A))와 인장강도((B)) 측정결과를 나타낸 그래프이다.
도 16은 S355NL과 TWHSF의 저온 충격치 측정결과를 나타낸 그래프이다.
도 17은 S355NL과 TWHSF1의 피로시험 결과를 나타낸 그래프이다.
도 18은 S355NL과 TWHSF1의 내식성시험 결과를 나타낸 그래프이다.
본 발명은 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함하는 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법에 관한 것이다.
특히, 다음 수식 1로 표현되는 탄소당량(Ceq)이 0.45 이하로 유지하여 용접성을 향상시킨 고강도 고인성 소재에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 고인성 소재는 탄소당량을 높여주는 망간, 몰리브덴, 바나듐 등을 종래의 S355NL에 비해 적게 첨가하고, 고가의 원소인 니켈, 크롬, 몰리브덴 등을 종래의 S355NL에 비해 적게 첨가하면서도 탄소당량을 0.45 이하로 유지하여 소재의 용접성을 향상시킬 수 있다.
[수식 1]
Ceq = PC + PMn/6 + (PCr+PMo+PV)/5 + (PNi+PCu)/15, 여기서 PM은 M(금속)의 함량(wt%)임.
이하, 본 발명의 고강도 고인성 소재를 구성하는 화학성분(합금원소)에 대해 설명하도록 한다.
(1) 탄소(C) : 0.12 내지 0.16 중량%
탄소는 전체 성분계에 대해 0.12 내지 0.16 중량% 포함될 수 있다. 탄소는 소재(강재)의 강도와 인성을 확보하기 위해 첨가될 수 있다. 탄소 함량이 증가하면 A1, A3 변태온도가 낮아져 소입성(Hardenability)이 증가하여 Quenching 경도를 향상시키지만 Quenching 시 변형유발 가능성을 크게 한다. 탄소는 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성함으로써 강도 및 경도를 향상시킨다. 탄소의 함량이 0.12 중량% 미만일 경우, 강도 및 경도 향상 효과가 미미하고, 탄소의 함량이 0.16 중량%를 초과할 경우 인성이 저하되고, 용접성이 좋지 않으며, Quenching 시 변형유발 가능성이 커지므로 0.12 내지 0.16 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
(2) 실리콘(Si) : 0.20 내지 0.50 중량%
실리콘은 페리이트 안정화 원소이면서 탄소의 활동도를 향상시켜주는 원소이다. 열처리 시 퍼얼라이트 조직의 시멘타이트 내의 탄소 이동을 도와 그 조직 내의 탄소 함량을 적어지게 하여 인성과 연성을 향상시켜 준다. 실리콘은 제강 공정 중에 강 중의 산소를 제거하는 탈산제로 첨가될 수 있다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과에 의해 강도를 향상시킬 수 있다. 0.20 중량% 미만 첨가시 강도, 인성 및 연성 향상 효과가 미미하며, 0.50 중량%를 초과하는 경우 인성을 열화시키므로 0.20 내지 0.50 중량% 포함하는 것이 바람직하다.
(3) 망간(Mn) : 1.30 내지 1.50 중량%
망간은 탄소와 마찬가지로 오스테나이트 안정화 원소로 Ar3 온도를 낮추어 압연 영역을 확대할 수 있고, 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 망간의 일부는 강 속에 고용되며, 나머지는 강 속에 함유된 황과 경합하여 망간황화물(MnS)을 형성하는데, 망간황화물은 연성이 있어 소성가공 시에 가공 방향으로 길게 연신된다. 1.30 중량% 미만 첨가 시, 강도 향상 효과가 저하되고 1.50 중량% 초과 시 Quenching 균열이나 변형을 유발하므로 1.30 내지 1.50 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
(4) 인(P) : 0.02 중량% 이하
인은 고용 강화 및 내식성에 유리한 성분이다. 0.02 중량%를 초과하여 첨가 시, 철과 결합하여 Fe3P를 형성할 수 있는데, 이 화합물은 입계에 편석되어 있어서 풀림 처리를 하여도 균질화되지 않고 충격 저항을 감소시키고 템퍼링 취성을 촉진하다. 따라서, 인의 함량을 0.02 중량% 이하로 가져가는 것이 바람직하며, 포함되지 않을 수도 있다. 한편, 불가피하게 0 중량%를 초과할 수 있다. 즉, 불순물로 포함될 수도 있다.
(5) 황(S) : 0.01 중량% 이하
황은 일반적으로 망간, 아연, 티타늄, 몰리브덴과 결합하여 강의 피삭성을 개선시킨다. 0.01 중량%를 초과하여 존재하는 경우, 황과 철의 화합물(FeS 등)을 형성할 수 있는데, 이 화합물은 매우 취약하고 용융점이 낮기 때문에 열간 및 냉간 가공 시에 균열을 일으킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.01 중량% 이하로 하는 것이 바람직하며, 포함되지 않을 수도 있다.
(6) 구리(Cu) : 0.35 중량% 이하
구리는 오스테나이트 안정화 원소로서 변태온도를 낮추어 소입성을 증가시킨다. 또한, 페라이트에 고용되어 강도 및 경도를 증가시키나 연신율을 저하시키는 작용을 할 수 있다. 다량 포함 시, 연신율을 저하시키며 적열취성(Red brittleness)의 원인으로 작용하므로 0.35 중량% 이하 포함되는 것이 바람직하다. 구리는 광석 등으로부터 혼입되어 제강 공정에서 완전히 제거할 수 없는 불순물이다.
(7) 니켈(Ni) : 0.20 내지 0.50 중량%
니켈은 오스테나이트 안정화 원소로서, 저온취성을 방지하며 크롬과 더불어 내식성을 개선시킨다. 또한, 크롬이나 몰리브덴과 공존하면 우수한 경화능을 나타내어 대형 강재의 열처리를 용이하게 한다. 니켈이 0.20 중량% 미만 첨가되는 경우 내식성 개선 및 인성 향상 효과가 미미하며, 0.50 중량%를 초과하는 경우 소재의 취성을 유발할 수 있고 가격이 높아진다. 따라서, 0.20 내지 0.50 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
(8) 크롬(Cr) : 0.15 중량% 이하
크롬은 일반적으로 강의 내식성을 증가시키며, 내산화성을 향상시키고 내유화성을 개선한다. 그러나, 크롬이 과다하게 첨가될 경우 σ상이리고 하는 비자성의 취약한 상이 나타날 수 있으므로 0.15 중량% 이하 포함되는 것이 바람직하다.
(9) 몰리브덴(Mo) : 0.15 중량% 이하
몰리브덴은 페라이트 안정화 원소이며, 소재(강)의 인성, 강도 및 경화능을 향상시킨다. 또한, 탄화물을 형성하여 결정립 조대화 온도를 상승시킨다. 다량 첨가 시, 인성, 강도 향상 효과가 미미하며 몰리브덴은 고가이므로 0.15 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
(10) 바나듐(V) : 0.10 중량% 이하
바나듐은 뜨임저항성을 증가시켜 기계적 성질을 전반적으로 향상시킨다. 특히 인성 개선 효과가 우수하다. 또한, 냉각 중 탄소와 결합하여 VC를 형성하여 석출 강화 및 결정립 성장 억제에 기여할 수 있다. 과량 첨가시 경화능을 감퇴시킬 수 있고, 바나듐은 가격 변동이 심한 면이 있으므로 0.10 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
(11) 니오븀(Nb) : 0.05 중량% 이하
니오븀은 NbC 또는 NbCN 형태로 석출하여 모재의 강도를 향상시키는 원소로 첨가될 수 있다. 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시키므로 인성 향상 및 압연 냉각 후의 석출 강화 효과를 유도할 수 있다. 취성 크랙(crack)을 유도하고 경화능을 저하시킬 수 있으며, 뜨임취성을 감소시킬 수 있으므로 0.05 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
(12) 알루미늄(Al) : 0.03 내지 0.07 중량%
알루미늄은 탈산제 성분으로 첨가될 수 있으며 질화물인 AlN을 석출시켜 강의 결정립 미세화에 효과적이다. 또한, 고온산화 방지 및 내유화성에 효과적이다. 소량 첨가 시 강도가 저하되고, 과량 첨가 시 강을 취약하게 만들기 때문에 0.03 내지 0.07 중량% 포함되는 것이 바람직하다.
(13) 티타늄(Ti) : 0.03 중량% 이하
페라이트 안정화 원소인 티타늄은 니오븀과 마찬가지로 결정립 미세화 원소 중의 하나이다. 티타늄은 산소, 질소, 탄소, 황 및 수소 등의 원소와 강한 친화력을 나타내므로 탈산제, 탈질제 및 탈유제로 사용된다. 과량 첨가시 경화능을 저하시킬 수 있고, 도금 특성을 악화시킬 수 있으므로 0.03 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
(14) 질소(N) : 0.015 중량% 이하
질소는 탄소와 동일하게 침입형 원소이고 강 중에서의 확산속도가 빠르다. 질소는 강의 인장강도, 항복강도를 증가시킨다. 또한, 질소는 다른 합금원소와 결합하여 질화물을 형성하는데, AlN이 강 중에 미세하게 석출되어 있으면 오스테나이트의 결정립이 미세화되며, 그 밖에 티타늄, 바나듐, 니오븀 등과 결합하여 질화물을 형성하여 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, 과량의 AlN은 고온 인성을 해치고, 특히 단조 시에는 오스테나이트 입계에 AlN이 석출되어 입계 취성을 일으키므로 0.015 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 고인성 소재(강, 강재)는 전술한 성분들을 포함하고, 나머지의 잔부의 철(Fe)을 포함한다. 또한, 불가피하게 포함되는 원소들이 혼입될 수도 있으나, 이러한 원소들은 원료, 자재, 제조설비 등에서 불가피하게 혼입되는 원소들이다.
이하, 첨부한 도면들을 참조하여 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지 제조방법을 상세히 설명하기로 한다. 그러나, 본 발명은 여기서 설명되어지는 실시예들에 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 이하에서 도시된 도면들에 있어서, 구성요소 및 영역들의 두께는 명확성을 기하기 위하여 과장될 수 있다.
타워 플랜지는 풍력발전기의 기초를 지지하는 구조물인 타워(tower)의 체결부품으로서, 링 형상의 타워 플랜지를 단조 과정으로 성형 제조할 때, 구조용 강인 고강도 고인성 소재의 원소재강을 단조 및 압연 가공으로 링 형상의 성형품(이하 '링 가공품')으로 제조한 후, 링 가공품으로부터 시편을 채취한다. 채취된 시편을 열시차분석기(DSC)를 이용하여 열분석하여 A3 변태점의 온도를 실험적으로 측정한다. 측정된 A3 변태점의 온도보다 40℃ 내지 60℃ 높은 용체화 온도를 열처리 온도 Tn으로 설정하는 것이 펄라이트-페라이트 조직을 안정화시켜 고강도를 구현하는데 유효하다. 즉, 열처리 온도 Tn은 링형 가공품의 링 압연 및 링 단조 가공 중에 발생된 잔류 응력을 제거하고, 결정립(grain)을 미세화하는 노멀라이징(normalizing) 열처리를 수행하는 온도로 설정될 수 있다.
이때, 열처리 유지 후 냉각 시 공냉(air cooling)을 적용하여, 500MPa 내지 700MPa의 인장강도(tensile strength), 350MPa 이상의 항복 강도(yield strength), 30% 이상의 연신율, -50℃에서 60J 이상의 충격치(충격강도)를 나타내는 고강도 고인성의 링 가공품 내지 풍력발전기용 타워 플랜지를 제공할 수 있다. 이러한 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 방법은 제품 강도 및 충격인성 안정화를 위한 결정립 미세화를 유효하게 유도할 수 있어, 풍력발전기용 타워 플랜지 제품에서 요구하는 높은 인장강도, 높은 항복강도 및 높은 충격치를 구현할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지 제조방법을 보여주는 공정흐름도이고, 도 2 내지 도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지 제조방법을 설명하기 위한 사시도이다. 도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 타워 플랜지의 열처리 방법을 보여주는 공정흐름도이다. 본 발명의 일 실시예에서 풍력발전기에 적용되는 타워 플랜지를 제조하는 방법을 예시하여 링 가공품의 열처리 방법을 설명하지만, 링 압연 및 링 단조 과정을 통해 성형되는 다른 형태의 링 가공품에도 본 발명은 적용될 수 있다.
도 1을 참조하면, 원소재강을 잉곳(ingot) 또는 슬라브(slab) 형태로 도입한다(110). 원소재강은 전술한 조성을 갖는 소재일 수 있으며, 종래의 S355NL 등이 사용될 수도 있다. 도 2에 도시된 것과 같이, 잉곳 또는 슬라브 형태의 원소재강을 가열한 후 둥근 원판 형상으로 가공하는 코깅(cogging) 과정을 수행한다. 상기 가열시 가열온도에 제한은 없으며 예를 들어, 1200℃ 내지 1300℃에서 가열할 수 있다.
다음, 도 3에 제시된 바와 같이 업셋팅(upsetting)을 수행한 후 도 4에 제시된 바와 같이 원판 형상(202)의 중심에 구멍(204)을 내어 링형 가공품을 위한 예비 링 가공품으로서 블랭크(blank: 203)를 만드는 피어싱(piercing) 과정을 수행한다(도 1의 130). 이러한 코깅, 업셋팅 및 피어싱 과정을 포함하는 1차 단조 과정, 즉, 블랭크(203) 성형 과정을 통해, 예비 링 가공품(203)을 형성한 후, 재가열한다(도 1의 140). 상기 재가열시 재가열 온도에 제한은 없으며 예를 들어, 1200℃ 내지 1300℃에서 재가열할 수 있다.
재가열된 블랭크(203)를 링 압연(ring rolling)하기 위해 이송한다. 도 5에 제시된 바와 같이, 블랭크(blank)(203)의 외주면에 메인 롤(main roll: 211) 및 내주면에 맨드렐 바(mandrel bar: 212)에 의한 링 압연으로 외경을 넓히고, 링 몸체 아래 위에 축 롤(axial roll: 213)을 도입하여 압연(rolling)하여 몸체를 보다 얇게 펴주는 링 압연을 수행한다(도 1의 150). 메인 롤(211) 및 맨드렐 바(212), 축 롤(213)에 의해, 구멍을 넓히며 보다 얇게 펴주어, 도 6에 제시된 바와 같이 원주가 넓어진 링 가공품(205)을 제조한다(도 1의 160).
이러한 링 가공품(205)을 성형하는 2차 단조 과정을 수행한 후, 열처리를 수행하여(도 1의 170), 결정립의 미세화 및 잔류 응력을 제거한다.
도 8을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 과정은, 고강도 고인성의 링 가공품(205)을 제공하기 위해서 수행된다. 본 발명의 고강도 고인성 강재는 열처리 온도나 냉각 속도 등에 의해 그 물성이 상당히 크게 변화될 수 있다. 따라서, 링 가공품(205)이 플랜지(206)에 요구되는 고강도 및 고인성 특성을 가지기 위해서는 소재의 화학성분 뿐만 아니라 열처리 온도 및 냉각 방법 또한 중요한 영향을 미칠 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 열처리 온도의 설정을 위해서, 원소재강을 기준으로 하지 않고, 링 가공품(205)을 기준으로 하여 열처리 온도를 설정한다. 링 가공품(205)은 성형 과정 중의 링 압연 및 링 단조 과정에서 상당한 스트레스(stress) 이력을 거치고 있고, 이러한 스트레스 이력에 의해 그 결정 상태나 응력 상태가 원소재강과는 상당히 다르게 된다. 따라서, 원소재강에 대한 열적 특성이나 상태도를 기준으로 열처리 온도를 설정할 경우, 설정된 열처리 온도는 성형 과정 중의 스트레스 이력을 반영하지 못하므로, 링 가공품(205)에 대한 최적의 열처리 온도를 제공하지 못하게 된다.
본 발명의 일 실시예에서는 링 가공품(205)에 대한 열처리 조건을 설정하기 위해서, 먼저, 도 8에 제시된 바와 같이, 링 가공품(205)으로부터 시편을 채취한다(도 8의 171). 시편을 열시차분석기(DSC: NETSCH DSC 404C)로 열분석하여, A3 변태점 온도를 측정한다(도 8의 173).
열시차분석 시 가열 속도는 10℃/분(min)이고, 50cc/분으로 아르곤(Ar) 퍼지(purge)가스를 제공하고, 사파이어(sapphire) 밀봉(capsulation)으로 열량을 측정한다. 열시차분석 결과, 즉 온도에 대한 열흐름(heat flow) 그래프로부터 A3 변태점 온도를 추출할 수 있다. 링 가공품(205)의 경우 링 압연 과정에서 추가적인 스트레스, 스트레인(stress, strain)의 누적 및 결정립 변화에 의해, 보다 높은 A3 변태점 온도를 보인다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 과정은 적어도 A3 변태점 온도 이상에서 열처리 온도가 설정되어야 하고, 생산성, 잔류 응력의 제거 능력, 결정립 미세화 정도를 고려할 때 A3 변태점 온도 보다 40℃ 내지 60℃ 높은 온도로 열처리 온도 Tn을 설정하는 것이 보다 유효함이 실험적으로 확인된다(도 8의 175)
링 가공품(도 6의 205)로부터 실질적으로 채취된 시편을 이용하여 A3 변태점 온도를 측정하고, 이를 기준으로 이용하여 열처리 온도 Tn을 설정함으로써, 고강도 및 고인성의 제품을 제공하는 데 보다 유효한 열처리 온도 조건을 구현할 수 있다. 도 8을 다시 참조하면, 설정된 열처리 온도 Tn에서, 링 가공품(205)에 대한 용체화 열처리를 수행한다(도 8의 177).
도 9는 본 발명의 실시예에 따른 열처리 과정을 보여주는 온도 싸이클(cycle)이고, 도 10은 본 발명의 실시예에 따른 열처리 과정의 변형예를 보여주는 온도 사이클이다. 도 9를 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 열처리 과정은 링 가공품(도 6의 205)을 예컨대 50℃ ~ 100℃/시간, 바람직하게는 80℃ ~ 100℃/시간의 송온속도로 승온하고, 열처리 온도 Tn 에서 일정 시간 유지한다. 이때, 열처리 구간의 초기 구간은 링 가공품(205)의 표면과 내부 간의 온도 차이가 감소되어 소멸되는 균질화에 요구되는 온도 균질화 시간 tu 구간으로 제공될 수 있다. 이러한 균질화 시간 tu은 링 가공품(205)의 두께에 따라 달라질 수 있으나, 두께 인치(inch) 당 30분 정도로 설정될 수 있다.
이러한 온도 균질화가 확보된 이후에, 열처리 온도 Tn으로 유지되는 시간이 실질적인 용체화 처리 실제 유지 시간 tn으로 설정된다. 본 발명의 실시예에서 이러한 실제 유지 시간 tn은 링 가공품의 두께 50mm당 1시간 내지 3시간이 고인성 및 고강도의 제품을 제공하는 유효한 것으로 실험적으로 확인된다. 3시간/50mm을 초과하는 장시간으로 실제 유지 시간 tn을 설정할 수 있으나, 생산성의 저하를 수반하게 된다. 이와 같이 열처리를 수행한 후, 링 가공품(205)은 공냉된다. 공냉을 위한 강온속도에 제한이 있는 것은 아니다. 예를 들어, 10℃ ~ 100℃/초로 냉각될 수 있다.
한편, 도 10에 제시된 바와 같이 열처리 과정 및 공냉 과정을 반복하는 중복 열처리 또는 중복 노멀라이징(double normalizing)으로 본 발명의 열처리 과정은 수행될 수 있다. 이때, 1차 균질화 시간 tu1이나 2차 균질화 시간 tu2는 도 9에 제시된 바와 같은 균질화 시간 tu와 마찬가지로 적용될 수 있으며, 1차 실제 유지 시간 tn1 및 2차 실제 유지 시간 tn2는 링 가공품의 두께 50mm당 1시간 내지 3시간 범위 내에서 도 9의 실제 유지 시간 tn에 비해 짧은 시간으로 설정될 수 있다.
실시예 및 비교예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예와 비교예를 통해 본 발명의 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법의 효과에 대해 설명하도록 한다.
전술한 본 발명의 조성을 갖는 소재 3가지 샘플(실시예 1 ~ 실시예 3)의 조성을 아래 표 1에 나타내었으며, 이러한 조성을 갖는 샘플과 종래의 소재인 S355NL 샘플 3개를 비교하였다. 이하에서는 실시예 1의 샘플을 TWHSF1, 실시예 2의 샘플을 TWHSF2, 실시예 3의 샘플을 TWHSF3로 표시하기로 하며, 이들을 통합하여 설명할 때는 TWHSF로 표시하기로 한다.
[ 표 1 ]
Figure pat00001

도 11은 S355NL과 TWHSF1의 열시차분석 결과 그래프이며, 도 12는 A3 변태점 온도를 구하기 위한 시뮬레이션 결과이다.
도 11 및 도 12를 참조하면, 상기 조성을 갖는 소재를 전술한 단조 과정 등을 통해 링 가공품으로 제조한 후 링 가공품에서 시편을 채취하였다. 채취된 시편을 열시차분석기(DSC: NETSCH DSC 404C)로 열분석하여 A3 변태점 온도를 측정한 결과 A3 변태점 온도는 약 810℃ 내지 820℃로 나타났으며 시뮬레이션 결과 또한 A3 온도(페라이트의 분율이 0이 되는 온도)가 820℃로 비슷하게 나타남을 알 수 있다. 따라서, 열처리 온도는 810℃ 내지 820℃보다 40℃ 내지 60℃ 높은 850℃ 내지 880℃로 설정될 수 있으며, 실험결과 870℃ 내지 880℃가 항복강도 등의 물성치 확보 면에서 보다 바람직한 것으로 나타났다. 상기 열처리 온도에서의 유지 시간은 링 가공품 50mm 두께당 2시간으로 하였다.
도 13은 링 가공품의 특성을 평가하기 위한 분석 위치를 표시한 절개 사시도이며, 도 14는 종래의 소재인 S355NL과 TWHSF1의 열처리 후 미세조직을 관찰한 광학현미경 사진이다.
도 13 및 도 14를 참조하면, S355NL은 밴드 구조(band structure)(예를 들어, 'T' 위치의 사진을 보면 가로 줄무늬가 관찰됨)가 관찰되나 본 발명의 TWHSF1은 이러한 밴드 구조가 관찰되지 않으며 결정립 사이즈 또한 보다 미세한 것을 알 수 있다. 이러한 밴드 구조를 갖지 않음으로써 풍력발전기용 타워 플랜지 제품에서 요구하는 높은 인장강도, 높은 항복강도 및 높은 충격치를 구현할 수 있다.
다음 표 1은 S355NL과 TWHSF의 특성평가 결과를 나타낸 표이다. 표 1에서 YS(Yield Strength)는 항복강도(MPa), TS(Tensile Strength)는 인장강도(MPa), AE(Absorbed Energy)는 -50℃에서의 충격치(J). EL(Elongation)은 연신율(%)을 나타낸다. 도 15는 TWHSF에 대한 항복강도(도 15의 (A))와 인장강도(도 15의 (B)) 측정결과를 나타낸 그래프이며, 도 16은 S355NL과 TWHSF의 저온 충격치 측정결과를 나타낸 그래프이다. 아래 표 2는 S355NL과 TWHSF 각각 3개의 샘플에 대한 평균치이며, 도 15 및 도 16에서 A, R, T는 도 13에 도시된 측정 위치를 의미한다.
YS(MPa) TS(MPa) AE(J) EL(%)

S355NL		 311.2(A)
310.7(R)
319.2(T)		 488.9(A)
492.4(R)
499.9(T)		 18.2(A)
17.3(R)
176(T)
-

TWHSF		 372.5(A)
368.8(R)
380.9(T)		 551.5(A)
538.9(R)
545.0(T)		 63.7(A)
81.7(R)
174.7(T)		 35.82(A)
32.89(R)
30.55(T)
상기 표 1 및 도 15로부터 알 수 있듯이, 종래의 S355NL에 비해 TWHSF는 항복강도가 평균 19.2% 향상된 것을 확인할 수 있고, 인장강도는 약 10.4% 향상된 것을 확인할 수 있다. 또한, 상기 표 2 및 도 16으로부터, 저온 충격치가 평균적으로 약 51.3% 향상된 것을 확인할 수 있으며 종래의 S355NL은 측정 위치별로 저온 충격치의 편차가 심한 것에 비해 본 발명의 TSHSF는 측정 위치별로 그 편차가 크지 않음을 알 수 있다. 또한, 연신율이 30% 이상을 나타내어 연신율 또한 매우 우수함을 확인할 수 있다.
도 17은 S355NL과 TWHSF1의 피로시험 결과를 나타낸 그래프이다. 도 17에 나타난 것과 같이, S355NL의 피로강도는 약 372MPa에 불과하나 TWHSF1의 피로강도는 약 432MPa로 나타나 약 16.1% 향상된 것을 확인할 수 있다. 또한, 균일도(그래프에서 x축 방향으로의 분포가 좁음)가 크게 개선된 것을 알 수 있다.
도 18은 S355NL과 TWHSF1의 내식성시험 결과를 나타낸 그래프이다. 상기 내식성시험은 전기화학 부식측정 방법(Potentiostatic/galvanostatic measurement)을 이용하여 측정하였으며, 상온의 aerated 3.5wt% 염화나트륨 용액, 부식영역은 1cm2, 포텐셜 범위는 0 ~ 300 mVSCE, scanning rate는 0.5 mV/s의 조건하에서 테스트하였다. 도 18을 참조하면, 동일한 포텐셜에서 낮은 전류밀도(current density)를 갖는 소재가 내식성(내부식성)이 우수한 소재이다. TWHSF1의 경우, 표면 및 중앙에서 큰 차이없이 기존 강재인 S355NL에 비해 내식성이 우수한 것을 알 수 있다.
해상에 적용할 대형 링 형상 성형품인 풍력발전기 타워 플랜지는 고항복강도, 고인장강도 외에 높은 저온 충격치(충격강도), 고내식성이 요구된다. 따라서, 범용 소재인 S355NL보다 그 특성이 우수한 소재 개발이 필요하다. 이상에서 살펴본 바와 같이, 본 발명은 원소재강을 구성하는 화학성분의 조성을 조절하고 또 그 제조방법을 최적화함으로써 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율, -50℃에서 60J 이상의 충격치를 나타내며 내식성이 매우 우사해 풍력발전기용 타워 플랜지에 매우 유효하게 사용할 수 있다.

Claims (8)

  1. 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함하는 고강도 고인성 소재.
  2. 제1항에 있어서,
    다음 수식 1로 표현되는 탄소당량(Ceq)이 0.45 이하인 고강도 고인성 소재.
    [수식 1]
    Ceq = PC + PMn/6 + (PCr+PMo+PV)/5 + (PNi+PCu)/15, 여기서 PM은 M(금속)의 함량(중량%)임.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소재는 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율 및 -50℃에서 60J 이상의 충격치를 갖는 고강도 고인성 소재.
  4. 탄소 0.12 내지 0.16 중량%, 실리콘 0.20 내지 0.50 중량%, 망간 1.30 내지 1.50 중량%, 인 0.02 중량% 이하, 황 0.01 중량% 이하, 구리 0.35 중량% 이하, 니켈 0.20 내지 0.50 중량%, 크롬 0.15 중량% 이하, 몰리브덴 0.15 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 니오븀 0.05 중량% 이하, 알루미늄 0.03 내지 0.07 중량%, 티타늄 0.03 중량% 이하, 질소 0.015 중량% 이하 및 잔부의 철을 포함하는 소재를
    링 압연을 포함한 자유단조를 통해 상기 소재를 링 가공품으로 성형하는 단계;
    상기 링 가공품을 A3 변태점 온도보다 40℃ 내지 60℃ 높은 열처리 온도로 설정하는 단계;
    상기 열처리 온도에서 상기 링 가공품을 유지하는 열처리 단계;
    상기 열처리된 링 가공품을 공냉시키는 단계; 및
    상기 링 가공품을 플랜지로 가공하는 단계;
    를 포함하는 타워 플랜지 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 열처리 단계는
    상기 열처리 온도로 상기 링 가공품을 가열하는 단계;
    상기 열처리 온도로 초기 유지시켜 상기 링 가공품 내의 온도 분포를 균질화하는 단계; 및
    상기 링 가공품을 상기 열처리 온도로 유지시키는 단계;
    를 포함하는 타워 플랜지 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 열처리 단계는 상기 열처리 온도에서 상기 링 가공품 두께 50mm당 1시간 내지 3시간 유지시키는 타워 플랜지 제조방법.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 열처리 단계에서, 상기 열처리 온도는 850℃ 내지 880℃인 타워 플랜지 제조방법.
  8. 제4항에 있어서,
    상기 링 가공품은 500MPa 내지 700MPa의 인장강도, 350MPa 이상의 항복 강도, 30% 이상의 연신율 및 -50℃에서 60J 이상의 충격치를 갖는 타워 플랜지 제조방법.
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