Parent Materials Effect on the Mechanical Property of the Friction Welded Spindle Valve Parts for Marine Engines

선박 엔진용 밸브 스핀들 모재에 따른 마찰 용접 후 기계적 특성 변화

Abstract

The importance of dual-fuel engines has increased for reducing CO₂ emissions. However, the low operating temperature of this engine may induce low-temperature corrosion at combustion parts, which reduces the engine service life. To overcome this problem, NiCr38Al4 alloy was developed for valve spindle, but the cost of this alloy is expensive due to its high Cr content. For reducing the manufacturing cost of valve spindle, in the present work, NiCr38Al4 alloy was welded with Nimonic80A alloy by conducting friction welding. The tensile test results show that the strength of friction-welded specimens follows the properties of the lower-strength parent materials, without severe cracks at the interface. The large shear strain and frictional heat from friction welding not only reduce grain size but also induce solute element diffusion at the interfacial region. Because of the low Cr diffusivity compared with Ti, Cr carbides were not observed in the Nimonic80A matrix, while Ti carbides were distributed in both the Nimonic80A and SNCrW matrices.

1. 서론

최근 세계 경제가 탄소중립 경제체제로 변화를 꾀하고 있는 상황에서 해운 분야 역시 큰 변화를 맞이하고 있다[1]. 2023년 IMO(International Maritime Organization)에서는 해운 분야에서의 CO₂ 배출량을 2050년까지 70%이상 감축하도록 협의했다[2]. 이를 위한 친환경 연료의 적용은 높은 탄소 배출 저감효과를 가져올 수 있다[3]. 첫번째로 액화천연가스는 기존 대비 CO₂ 배출량이 20% 정도 저감시킬 수 있지만 70% 이상의 높은 감축량 달성에는 한계가 있다[4]. 두번째로 수소는 CO₂ 감축에 탁월하다는 장점이 있지만 빠른 연소에 의한 플래시백 및 수소취성으로 인한 수명저하의 우려가 있다[5, 6]. 마지막으로 암모니아는 탄소 배출은 일어나지 않지만 강한 염기성으로 인한 부품의 부식 등의 우려가 존재한다[7].

상기 친환경 연료 적용의 한계점을 극복하기 위해 최근 이중연료엔진을 탑재하고, 메탄올 기반의 연료를 사용해 선박 엔진에서 배출되는 CO₂, 질소산화물 및 황산화물을 획기적으로 줄이는 시도가 수행되고 있다[8]. 이중연료엔진은 액화천연가스, 메탄올 연소로 인하여 기존 연료와 비교해 연소실 온도가 낮아 질소 산화물 배출 저감에 유리하지만, 연료 소비율이 감소하기 때문에 유효 압축비를 줄여 소기압력을 증가시킨다[9, 10]. 그러나, 이 과정에서 기존과는 다른 연료의 활용 및 연소 조건의 변화로 인해 황화산 및 바나듐 부식을 포함한 저온 부식 현상이 다수 보고되고 있다[11].

특히, 이중연료엔진의 연소부에 활용되는 SNCrW 합금은 헤드부에 Inconel625와 Inconel718을 용접하여 내식성과 강도를 좋게 하며, Nimonic80A합금은 Ni가 75% 이상 포함되어 내식성과 내열성이 뛰어난 장점이 있다. 하지만, 두 소재 모두 저온 부식에 취약한 단점을 가지고 있어 최근 Cr 함량이 30%이상인 NiCr38Al4합금으로 대체되고 있다[12, 13]. NiCr38Al4합금은 주조 합금인 Ni-Cr40합금계에서 Cr과 Al을 각각 38 wt%, 3.8 wt%로 최적화하여 고내식 및 고경도로 열간 가공이 가능한 합금으로 α-Cr상의 lamellar structure를 가지고 있어 우수한 저온 부식 저항성을 가지고 있다[14].

NiCr38Al4합금 배기밸브 스핀들은 Ingot을 제조하여 대형 단조 프레스에서 자유 단조를 활용해 일체형으로 제조를 한다. 다만, 일체형 부품 제조 시 불필요한 부분까지 고합금으로 구성되므로 가격 경쟁력이 떨어지는 문제가 발생한다[15]. 이에 본 연구에서는 기존 Nimonic80A와 SNCrW를 마찰 압접해 적용했듯이 NiCr38Al4합금과 Nimonic80A를 마찰 압접하여 스핀들의 가격 경쟁력을 확보코자 한다.

2. 실험 방법

2.1 배기 밸브 스핀들 마찰 용접 재료

NiCr38Al4은 중국에서 제강을 하였고, Nimonic80A, SNCrW는 국내 제강사에서 생산하였으며 Table 1은 합금의 화학조성을 표기하였다. 각 소재는 Ø65 round bar를 사용하였으며, 모든 소재에서 용체화 처리 후 수냉을 하였다. NiCr38Al4, Nimonic80A 합금은 배기 밸브 스핀들 헤드부로 가정하였으며, 한도전기의1200KVa 업세트 기기에서 업셋 공정을 수행한 후 1080 ℃에 2 시간 가열해 7000 ton급 유압 프레스에서 형 단조로 제작을 하였다. 밸브 스핀들 샤프트는 제강사에서 나온 Round bar를 그대로 사용하였으며 별도의 열처리는 하지 않았다.

Table 1 Chemical composition of NiCr38Al4, Nimonic80A and SNCrW for friction welding (wt.%)

2.2 마찰 용접 조건 및 시험 방법

밸브 스핀들 마찰 용접기는 MTI-400 모델에서 마찰용접을 하였으며 Fig. 1과 같이 두 개의 Ø65 mm round bar를 접촉시킨 후 수행하였다. 마찰 용접의 공정 조건은 회전 수 370 RPM, 1차 발열 압력 40 MPa, 발열시간 20 sec, 2차 업셋 압력 65 MPa, 업셋 시간은 25 sec으로 설정하였고, 마찰 용접 후 모재내 나노스케일의 γ’ 이차상 유발을 통한 경도 향상을 위해 석출경화 열처리를 하였다. 열처리 온도는 NiCr38Al4와 Nimonic80A 합금 기지 내 석출상의 유발을 위해 각각 800 ℃/24시간, 700 ℃/16 시간 조건에서 열처리했으며, 열처리 후 모재의 기계적 성질은 Table 2에 나타내었다.

Fig. 1 Example of the friction welding process for bonding between head and shaft parts

Table 2 Summarization of the mechanical properties of NiCr38Al4, Nimonic80A, and SNCrW after heat treatment

마찰 접합 후 각 부위에서의 경도 분포를 확인하기 위해 비커스 시험기를 활용한 경도 시험을 수행했으며[16], 1 kg하중으로 1.5 mm 간격으로 10초 동안 가압하여 수행하였다. 또한, 마찰 용접부 접합면에서의 건전성을 검증하기 위해 인장 시험을 수행하였다. 각 인장시험은 American Society of Testing and Materials(ASTM)에서 규정한 E8M 규격의 시험편과 50 ton 만능재료시험기를 활용해 수행했으며, 인장속도를 2 mm/min로 시험해 준정적 상태에서의 기계적 성질을 평가하였다. 또한, 인장시험 중 정확한 연신율의 변화를 측정하기 위해 인장시험 중 신율계를 활용하였다.

계면에서의 조성분포 및 미세조직 변화를 확인하기 위해 주사전자현미경(scanning electron microscope; SEM)에 기반한 Energy dispersive spectroscopy(EDS) 및 Electron backscatter diffraction(EBSD) 분석을 수행하였다. 각각의 시험편은 100 mL 증류수 + 10 mL H2SO4 용액을 활용하여 6 V전압에서 15 sec간 전해 연마를 수행하였다.

3. 시험 결과 및 고찰

3.1 기계적 특성

이종 소재의 마찰 용접 경계면 주위의 경도 변화는 Fig. 2와 같으며, 마찰 용접 경계면으로 근접할수록 경도의 점진적인 변화가 나타남을 확인할 수 있다. 특히, 1.5 mm 간격으로 경도를 측정 시, 1.5 mm 영역 이내에서는 모재와 경도 차이가 큰 것으로 관찰되며, 이는 계면부에서의 결정립 크기 변화 및 용질원자 확산에 따라 형성되는 이차상에 의한 것으로 예상된다.

Fig. 2 Vickers hardness distribution of the friction welded: (a) Nimonic80A+SNCrW; (b) Nimonic80A +NiCr38Al4

Fig. 3은 인장시험 후 파괴된 시험편을 보여주고 있으며, 마찰 용접된 소재들은 계면부에서 파단이 발생하지 않음을 확인했다. 상기 결과를 통해 마찰 용접 중 계면에서의 취화는 거의 발생하지 않음을 확인할 수 있었고, Fig. 2의 경도 분포 결과와 마찬가지로 상대적으로 강도가 약한 쪽에서 파단이 발생하였다. Fig. 4는 각 시험편의 인장-변형률 곡선을 보여주고 있으며, Fig. 3의 파괴된 시험편과 마찬가지로 마찰 용접된 소재의 인장강도는 상대적으로 강도가 낮은 소재를 따른다. 다만, 연신율의 경우 상대적으로 강도가 낮은 소재의 전체 연신율 대비 절반 정도의 연신율을 보이고 있는데, 이는 게이지 내에서 강도가 낮은 영역에서만 연신이 발생하기 때문에 실제 연신율 대비 절반의 변형만 일어나는데 기인한다.

Fig. 3 The fractured tensile specimens after tensile test

Fig. 4 Engineering stress-strain curves of the NiCr38Al4, Nimonic80A, SNCrW, NiCr38Al4+Nimonic80A, and Nimonic80A+SNCrW

3.2 미세 조직 및 조성 분포

Fig. 5는 SNCrW+Nimonic80A 마찰 접합재의 EBSD 분석 결과로 Table 3에 요약되어 있듯이 SNCrW와 Nimonic80A 모두 용접부에서 모재와 비교해 작은 평균 결정립 분포를 보이고 있다. 이는 SNCrW+ Nimonic80A 소재의 인장시험 중 항복강도가 단일 SNCrW 소재에 비해 높게 나오는 현상과 연결될 수 있다. 마찬가지로 Fig. 6의 Nimonic80A+NiCr38Al4 소재도 마찬가지로 계면부에서 결정립 크기가 작게 형성됨을 확인할 수 있으며, 모재 내에서의 결정립 크기가 Fig. 5의 SNCrW+Nimonic80A에 비해 더 작게 분포하므로 Fig. 4의 인장-변형률 곡선 결과와 같이 더 높은 항 복강도를 가지고 있음을 확인할 수 있다. 다만, 현재의 EBSD 분석 결과는 계면부에서의 석출상 형성 및 조성 변화를 분석하는데 적합하지 않으므로 열영향부에서의 경계면 부근 조성 및 석출상을 확인하기 위해서는 EDS 분석이 추가적으로 요구된다.

Fig. 5 EBSD boundary and inverse pole figure maps of the friction welded SNCrW+Nimonic80A

Table 3 Average grain size of the friction welded SNCrW+Nimonic80A and Nimonic80A+ NiCr38Al4 specimens at the different positions

Fig. 6 EBSD boundary and inverse pole figure maps of the friction welded Nimonic80A+NiCr38Al4​​​​​​​

Fig. 7(a)는 Nimonic80A+SNCrW의 계면부 조성분포 결과를 보이고 있으며, 구형의 TiC 개재물들이 균일하게 분포하고 SNCrW 모재 내 결정립계를 따라 Cr 탄화물이 형성됨을 확인할 수 있다. Fig. 7(b)의 EDS line scan profile 결과 역시 Nimonic80A 영역을 중심으로 TiC 개재물들이 분포함을 보여주고 있으며, 평균적으로 1 μm 크기를 가지고 있음을 보여주고 있다. 상기 TiC 개재물들은 대부분 Nimonic80A 기지 주변에서 형성되고 있으나, 마찰 접합 중 일부 Ti의 확산 발생으로 인해 SNCrW에서도 소량 관찰 이 되었다. 반면, Fig. 8(a)의 Nimonic80A+NiCr38Al4의 계면부 조성분포에서는 TiC 개재물의 형성이 관찰되지 않고 NiCr38Al4 영역에서 Cr 탄화물이 다수 관찰이 됨을 확인할 수 있는데, 이는 에너지적으로는 TiC 형성이 더 유리하지만 고함량의 Cr에 의한 Cr 탄화물 형성이 더 지배적으로 일어나는데 기인한다[17]. 또한, Cr의 확산속도는 동일 온도조건에서 Ti보다 100배 느리기 때문에 마찰 접합 후 Ti 확산에 따른 SNCrW 영역에서 TiC가 형성된 Fig. 7(a)의 결과와는 달리, 모든 Cr 탄화물은 NiCr38Al4 기지 내에서만 형성됨을 확인할 수 있다[18]. 실제 Fig. 8(b)의 EDS line scan profile 결과를 통해서도 알 수 있듯이 Nimonic80A+NiCr38Al4의 계면부 확산 영역의 두께는 Fig. 7의 Nimonic80A+SNCrW의 계면부 확산영역과 비교해 얇게 형성되었음을 확인할 수 있다. 다만, 마찰 용접 충 발생하는 부분 용융 및 열에 의해 탄화물이 다수 형성되었음에도 불구하고, 이들 탄화물 형성에 따른 인장변형 중 크랙 형성 등은 일어나지 않았기에 접합부 결함 형성에는 큰 영향을 미치지 못할 것으로 예상된다. 또한, 현재 수준의 분석에서는 Nimonic80A 및 NiCr38Al4의 석출경화 열처리 후 형성되는 나노 크기의 γ’ 석출상 관찰에는 한계가 있으므로 이의 정량화를 위한 추가적인 분석이 필요할 것으로 예상된다.

Fig. 7 (a) EDS element map; (b) line scan profile analysis result of the friction welded Nimonic80A+SNCrW specimen

Fig. 8 (a) EDS element map; (b) line scan profile analysis result of the friction welded Nimonic80A+NiCr38Al4 specimen

4. 결론

본 연구에서는 밸브 스핀들 모재로 활용되는 SNCrW와 NiCr38Al4 소재에 Nimonic80A를 마찰 접합했을 때 미세조직과 기계적 특성 변화에 대해 조사하였다. 미세조직 분석 및 기계적 특성 평가를 수행한 결과, 하기와 같은 결론을 도출할 수 있었다.

(1) 경계면에서의 결정립 미세화 및 용질원자의 확산에 의해 모재와 비교해 마찰 용접부 경계면에서 경도 구배가 관찰됨을 확인할 수 있다.

(2) 인장시험 결과, 마찰용접된 소재의 기계적 특성은 접합된 소재의 강도가 상대적으로 낮은 쪽을 따라감을 확인할 수 있다. 또한, 마찰접합 계면에서의 파괴는 발생하지 않으며 연신율은 상대적으로 강도가 낮은 쪽의 절반 수준으로 형성됨을 확인할 수 있다.

(3) 미세조직 분석 결과, 마찰용접 경계면에서 결정립 미세화가 발생함을 확인할 수 있다. 또한, 마찰용접 중 발생하는 부분용융 및 마찰열로 인해 탄화물이 형성됨을 확인했다. Nimonic80A+SNCrW에서는Ti의 높은 확산계수로 인해 Nimonic80A 영역 뿐만 아니라 SNCrW 영역에서도 Ti 탄화물이 관찰되는 반면, Nimonic80A+NiCr38Al4에서는 Cr의 낮은 확산속도에 의해 NiCr38Al4 영역에서만 Cr 탄화물이 관찰된다.

후기

J.G.K. acknowledges the financial support from the National Research Foundation of Korea (NRF) grant funded by the Korean government (MSIT)(2022R1G1A1007479).