2.1 원소재 및 초기 조직 특성

본 연구에서 활용된 소재는 직경 12 mm의 Ti–6Al–4V 합금 봉재로 중국 Baoji Changsheng Titanium Industry Co., Ltd.로부터 입수하였으며, 소재의 화학 조성은 표 1에 제시하였다. Ti–6Al–4V 합금 T_β는 문헌에서 대표값이 보고되어 있으나, 실제 값은 화학 조성에 따라 변동될 수 있다. 따라서, 본 합금의 T_β 설정을 위해 우선적으로 표 1의 화학 조성을 적용한 JMatPro 평형 계산을 수행하여 평형 상태에서 α 상 분율이 0% (즉, β 상 분율이 100%)가 되는 온도를 산정한 결과를 그림 1에 제시하였다. 또한 해당 결과를 바탕으로 금속조직학적 관찰을 병행하여 교차 검증한 결과, 본 합금의 T_β는 약 980 °C로 확인되었다. 그림 2(a)와 (b)는 본 연구에 사용된 Ti–6Al–4V 합금의 as-received 상태에서 관찰된 조직에 대한 광학현미경 (OM) 및 주사전자현미경 (SEM) 사진으로, 전형적인 (α+β) 미세조직을 보여준다.

Fig. 1. Equilibrium phase fractions as a function of temperature for Ti-6Al-4V alloy, calculated using JMatPro. The β-transus temperature (T_β) ≈ 980 °C.

Fig. 2. (a) OM and (b) SEM micrographs of the as-received Ti-6Al-4V alloy. (c) Schematic for different annealing process.

2.2 열처리 공정

본 연구에서는 Ti–6Al–4V 합금의 T_β를 기준으로 열처리 온도 영역을 세 구간으로 구분하여 열처리를 수행하였다. 먼저 T_β 이하의 (α+β) 영역에서는 820, 840 및 860 °C에서 열처리를 수행하여 등축 조직 EM이 형성되도록 하였다. 다음으로 T_β 근방 영역에서는 920, 940 및 960 °C에서 열처리를 수행하여 혼합 조직 BM이 형성되도록 하였다. 마지막으로 T_β 이상의 β 영역에서는 1000, 1020 및 1040 °C에서 열처리를 수행하여 층상 조직 LM이 형성되도록 하였다. 모든 열처리 조건에서 유지 시간은 1시간으로 동일하게 하였으며, 열처리 후에는 공냉하였다. 열처리 과정 중 산화를 최소화하기 위하여 시편 표면에 산화방지제를 도포한 후 아르곤 (Ar) 보호 분위기에서 열처리를 수행하였다. 본 연구에서 적용한 열처리 공정의 개략도는 그림 2(c)에 나타내었다. 이후 논의의 편의를 위하여 820, 840 및 860 °C 조건은 EM 조직, 920, 940 및 960 °C 조건은 BM 조직, 그리고 1000, 1020 및 1040 °C 조건은 LM 조직으로 각각 구분하여 표기하였다. 본 연구의 목적은 T_β 근방에서의 온도 변화에 따른 조직 변화 과정을 세분화하여 규명하기보다, 동일한 공냉 조건에서 EM, BM, LM 미세조직을 체계적으로 구현하고 이들의 인장 및 계장화 샤르피 충격 거동을 정량적으로 비교하는 데 있다. 이에 따라, 본 연구에서는 각 대표 미세조직 조건에서 충분한 반복 시험을 수행하여 산포를 평가하고 통계적 신뢰성을 확보하는 것을 우선하여 T_β 근방 조건을 세분화하지 않고 T_β를 기준으로 각 미세조직을 대표할 수 있는 온도 조건을 선정하였다.

2.3 미세조직 관찰 및 정량화

열처리가 완료된 시편은 SiC 연마지 (#800–#2400)를 활용하여 단계적으로 연마한 후, 3 μm 다이아몬드 서스펜션과 0.02 μm 콜로이달 실리카를 사용하여 최종 미세연마를 수행하였다. 이후 Kroll 계열 에칭 용액 (H₂O 96 vol.%, HF 2 vol.%, HNO₃ 2 vol.%)을 이용하여 약 5초간 에칭하여 미세조직을 관찰하였다. 미세조직은 광학현미경 (optical microscope, OM; OLYMPUS GX53-223B) 및 주사전자현미경 (scanning electron microscope, SEM; JEOL JSM-6610LV)을 이용하여 관찰하였다. EBSD 분석용 시편은 #2400 SiC 연마지를 활용하여 기계적 연마를 수행한 후, CH₃OH 95 vol.% 와 HClO₄ 5 vol.% 로 구성된 용액을 활용하여 -25 °C에서 전해연마를 수행하였다. 전해연마 시 조건은 전압 25 V, 60초 동안 수행하였다. EBSD 분석은 FE-SEM (JEOL JSM-7900F)에 장착된 EBSD 시스템으로 수행하였으며, 측정 조건은 가속 전압 15 kV, step size 0.08 μm로 설정하였다. EBSD 데이터의 인덱싱 및 정량 분석은 α_p의 분율 및 크기, 그리고 β (또는 β_t)의 분율을 Aztec Crystal (Oxford Instruments)을 활용하여 수행하였다. 층상 조직 조건에서 prior-β 결정립 크기와 prior-β 결정립 내부 층상 α의 너비는 ASTM E112에 기반한 선절편법 (linear intercept method)을 활용하여 측정하였다. Prior-β 결정립 크기 및 층상 α 너비 측정 시, 각각 저배율 OM 이미지 5장 및 고배율 이미지 5장을 활용하여 측정 후 평균값을 산출하였다.

2.4 인장 및 계장화 샤르피 충격 시험

인장 특성 평가를 위해, 열처리가 완료된 소재 중심부에서 길이 방향을 따라 그립부 직경 4 mm, 게이지부 직경 2.5 mm 및 길이 10 mm, 총 길이 40 mm 봉상형 인장 시편을 가공하였다. 인장 시험은 만능재료시험기 (INSTRON 5982)를 이용하여 상온에서 ASTM E8에 따라 수행하였다. 시험은 초기 변형률 속도 1 × 10^-3 s^-1 조건으로 진행하였으며, 연신율은 신율계 (extensometer)를 사용해 측정하였다. 인장 시험의 결과값으로 인장강도, 0.2% 오프셋 항복강도, 연신율을 산출하였다. 계장화 샤르피 충격 시험은 ASTM E2298에 따라 상온에서 수행하였다. 충격 시험에 활용된 시편은 ASTM E23의 샤르피 V-노치 시편 형상을 따랐으며, 55 mm × 10 mm × 4 mm 크기로 제작하였다. 노치 깊이는 2 mm, 노치 각도는 45°, 노치 루트 반경은 0.25 mm로 가공하였다. 계장화 샤르피 충격 시험기 (ZwickRoell PSW750, 해머 정격 에너지 750 J, 스트라이커 모서리 반경 8 mm)를 사용하여 수행하였으며, 하중–변위 (또는 하중–시간) 곡선을 획득하였다. 계장화 곡선 기반 흡수에너지의 개시 및 전파 단계별 산정은 ISO 14556의 정의를 따라 수행하였다. 최대 하중 (P_max)을 기준으로 충격 과정이 균열 개시 단계와 균열 전파 단계로 구분된다는 일반적 정의에 따라, P_max 이전 적분값을 균열 개시 에너지 (E_I), P_max 이후 적분값을 균열 전파 에너지 (E_P)로 산정하였다 (E_T = E_I + E_P). 인장 및 계장화 샤르피 충격 시험 데이터의 신뢰성 확보를 위해, 각 열처리 조건에 대해 적어도 4개 시편을 시험하여 평균값과 표준편차를 구하였다. 그림 3(a)와 (b)는 인장 및 충격 시험에 활용된 시편 규격의 세부사항을 보여준다.

Fig. 3. Schematic illustrations of specimen geometries and dimensions used for (a) tensile and (b) Charpy impact tests.

3.1 열처리 온도에 따른 미세조직 변화 및 정량 분석

그림 4 (a–i)는 T_β를 기준으로 한 열처리 온도 영역에 따라 EM, BM, LM 미세조직으로 구분되는 서로 다른 조직이 형성되었음을 보여준다. T_β 이하 영역인 820–860 °C에서 열처리한 경우 (그림 4 (a–c)), α_p가 기지 조직을 이루는 EM 조직이 관찰되었다. 이 영역에서는 열처리 온도가 증가함에 따라 α_p의 평균 크기가 완만하게 증가하였으며, α_p 입계 및 삼중점 부근에 분포하는 β 상의 분율이 소폭 증가하여 입계 대비가 점차 뚜렷해지는 경향을 보인다. 한편 T_β 근방 영역인 920–960 °C에서 열처리한 경우 (그림 4 (d–f)), 등축 α_p와 β_t 영역 내부의 층상 조직이 공존하는 BM 조직이 형성되었다. 이 온도 구간에서는 열처리 온도가 증가할수록 α_p의 분율이 감소하는 반면, β_t 영역의 분율이 증가하는 경향이 관찰된다. T_β 이상의 β 영역인 1000–1040 °C에서 열처리한 경우 (그림 4 (g–i)), prior-β 결정립 내부에 α/β 층상 콜로니가 발달한 전형적인 LM 조직이 형성되었다. 이 영역에서는 열처리 온도가 증가함에 따라 층상 α의 너비가 점진적으로 증가하는 경향을 보인다.

Fig. 4. SEM micrographs of the annealed specimens of (a–c) EM (820, 840, 860), (d–f) BM (920, 940, 960), and (g–i) LM (1000, 1020, 1040) conditions.

그림 5 (a–c)는 열처리 온도 변화에 따른 주요 미세조직 정량 인자의 변화를 나타내며, 각 조직에 대한 정량 결과는 표 2에 요약하였다. T_β 이하 영역 (EM 구간 : 820–860 °C)에서는 α_p가 지배적인 조직을 이루며, 열처리 온도가 증가함에 따라 α_p 분율은 96.6 → 96.1 → 93.4%로 소폭 감소한 반면, β 분율은 3.4 → 3.9 → 6.6%로 점진적으로 증가하였다 (표 2). 이와 동시에 α_p의 평균 결정립 크기는 3.1 → 3.4 → 3.7 μm로 완만한 증가 경향을 보였다 (그림 5(a)). 이러한 거동은 (α+β) 영역에서 열처리 온도 상승에 따라 β 상의 안정화와 α_p의 부분 용해 및 성장이 경쟁적으로 진행되는 전형적인 조직 변화로 이해될 수 있다^[21-23]. 이 온도 구간에서는 α_p 분율 및 크기 변화 폭이 제한적이므로, 이에 따른 기계적 특성 변화 역시 상대적으로 완만할 것으로 예상된다.

T_β 근방 영역 (BM 구간 : 920–960 °C)에서는 α_p의 부분 용해가 보다 뚜렷하게 진행되어, 열처리 온도 증가에 따라 α_p 분율이 78.2 → 74.7 → 50.3%로 감소한 반면, β_t 분율은 21.8 → 25.3 → 49.7%로 크게 증가하였다 (표 2). 또한 α_p의 평균 결정립 크기는 4.4 → 5.2 → 5.5 μm로 증가하여, 본 구간에서는 α_p 분율 감소, α_p 조대화, 그리고 β_t 분율 증가가 동시에 진행됨을 확인할 수 있었다 (그림 5(b)). 이와 같은 변화는 α_p/β_t 계면 밀도, 상간 변형 분담, 그리고 β_t 내부의 층상 조직 형태학을 동시에 변화시키므로, 인장 및 충격 특성에 대한 민감도가 큰 영역으로 보고되고 있다^{[22, 24, 25]}.

한편 T_β 이상 영역 (LM 구간 : 1000–1040 °C)에서는 단상 β 상태에서 냉각 과정 중 prior-β 결정립 내부에 α/β 층상 콜로니가 발달하는 전형적인 층상 조직이 형성되었다 (그림 4 (g–i)). 열처리 온도가 증가함에 따라 prior-β 결정립 크기는 465 → 540 → 747 μm로 크게 증가하였으며, 층상 α의 너비 역시 0.8 → 0.9 → 1.2 μm로 완만하게 증가하는 경향을 보였으나, 증가 폭은 크지 않았다 (표 2, 그림 5(c)).

Fig. 5. Quantitative microstructural parameters as a function of annealing temperature. (a) EM—phase fractions (left axis) and primary α grain size (right axis), (b) BM—phase fractions (left axis) and primary α grain size (right axis), and (c) LM—prior-β grain size (left axis) and lamellar α width (right axis).

3.2 미세조직 변화에 따른 인장 거동 및 파괴 양상

그림 6 (a–c)는 각각 EM, BM, LM 미세조직에서 열처리 온도 변화에 따른 인장 특성의 변화를 나타낸다. 전체적으로 항복강도 (YS)와 인장강도 (UTS)는 열처리 온도에 따라 비교적 제한적인 변화를 보인 반면, 연신율 (El.)은 조직 유형과 열처리 온도에 따라 상대적으로 민감하게 변화하였다. 이러한 인장 거동의 차이는 α_p 분율과 β_t 분율, 그리고 층상 조직에서의 prior-β 결정립 크기 및 층상 α의 너비와 밀접하게 연관된다. 이는 그림 5 및 표 2에 제시된 바와 같이, EM (α_p ≈ 93–97%), BM (α_p ≈ 50–78%), LM (prior-β ≈ 465–747 μm, 층상 α ≈ 0.8–1.2 μm)으로 조직이 변화함에 따라 변형 분산 능력과 균열 경로에 대한 기하학적 제약 조건이 달라지기 때문이다^{[21, 22, 24, 25]}. 각 조직에서의 인장 특성 결과는 표 3에 정리하였다.

EM 구간에서는 열처리 온도 증가에도 불구하고 UTS는 997 → 996 → 995 MPa로 거의 일정하게 유지되었으며, YS는 926 → 929 → 935 MPa로 소폭 증가하였다. 연신율 또한 24.9 → 25.5 → 25.8%로 소폭 증가하였으나, 전반적으로 큰 차이를 보이지 않았다 (그림 6(a), 표 3). 이는 그림 5(a)에 나타난 바와 같이, α_p 분율 변화 (96.6 → 93.4%)와 α_p 평균 크기 증가 (3.1 → 3.7 μm)가 모두 제한적인 범위 내에 있기 때문이다 (표 2). 즉, 연속적인 α_p가 하중을 주로 분담하는 조직 상태가 유지되어 강도–연성 균형이 통계적으로 수렴하는 거동을 보이는 것으로 판단된다^[22-24]. YS의 경우 926 MPa에서 935 MPa로 증가하여 증가폭이 약 9 MPa (약 1% 수준)로 제한적이며 (그림 6(a), 표 3), α_p 분율 및 크기 변화가 미미한 범위에 머무르므로 본 EM 구간에서의 YS 변화는 소폭 차이로 해석하는 것이 타당하다. 다만, β 분율이 3.4%에서 6.6%로 증가한 점을 고려하면 (표 2), β 분율 증가 그 자체가 지배 인자라기보다는, 연속적인 α_p가 유지된 상태에서 소량의 β상 증가가 α/β 계면의 분포를 증가시켜 초기 변형 단계에서 국부 변형의 집중을 완화하여 국부 항복의 조기 발생을 억제하는 방향으로 제한적으로 기여했을 것으로 판단된다^[21-23]. 결과적으로 EM 구간에서는 열처리 온도 변화가 인장 성능에 유의미한 영향을 미치지 않는 것으로 정리할 수 있다.

BM 구간에서는 열처리 온도 증가에 따라 UTS는 979 → 972 → 966 MPa로 완만히 감소하였으며, YS는 875 → 870 → 848 MPa로 감소 폭이 점차 증가하는 경향을 보였다. 연신율 또한 25.5 → 24.9 → 22.8%로 감소 폭이 점차 증가하는 경향을 보였다 (그림 6(b), 표 3). 이러한 변화는 α_p 분율이 78.2 → 74.7 → 50.3%로 감소하고, β_t 분율이 21.8 → 25.3 → 49.7%로 증가하는 동시에 α_p 평균 크기가 4.4 → 5.5 μm로 증가한 미세조직 변화와 직접적으로 대응된다 (그림 5(b), 표 2). α_p는 상대적으로 안정적인 하중 분담과 균일 변형에 기여하는 반면, β_t는 형태학적 이방성으로 인해 국부 변형이 집중되기 쉽고, α_p–β_t 계면에서는 변형 비호환에 따른 응력 집중이 발생할 수 있다^{[21, 22, 25]}. 특히 BM 구간에서는 열처리 온도 증가에 따라 β_t 분율이 21.8%에서 49.7%까지 크게 증가하며, 이 β_t 분율 변화가 YS 저하를 지배하는 주요 인자로 작용하는 것으로 판단된다. 즉, β_t 분율이 증가할수록 균일 변형에 기여하던 연속적인 α_p가 약화되어 변형이 특정 영역에 국부화되기 쉬운 조건으로 전환된다^{[23, 24]}. 나아가 960 °C 조건처럼 β_t 분율이 약 50% 수준에 도달하면, 초기 변형 단계에서 연속적인 α_p에서 주로 이루어지던 변형 분담이 β_t 영역 쪽으로 재분배되며, α_p–β_t 계면에서의 변형 비호환이 누적되어 국부 항복이 조기에 발생할 수 있다^{[23, 24]}. 한편 UTS 감소가 상대적으로 완만한 것은 β_t 내부의 층상 계면이 항복 이후 변형 경화를 부분적으로 유지시키는 효과가 함께 작용하기 때문으로 판단된다^{[22, 27]}.

LM 구간에서는 UTS는 984 → 983 → 978 MPa로 큰 차이를 보이지 않은 반면, YS는 867 → 860 → 850 MPa로 점진적으로 감소하였고 연신율은 12.2 → 11.2 → 7.8%로 1040 °C 조건에서 현저한 저하를 나타냈다 (그림 6(c), 표 3). 이는 열처리 온도 증가에 따라 prior-β 결정립 크기가 465 → 747 μm로 크게 증가하고, 층상 α의 너비가 0.8 → 1.2 μm로 조대화되면서 계면 밀도가 감소한 결과로 해석할 수 있다 (그림 5(c), 표 2). 층상 조직은 변형 경로가 콜로니의 방향성에 민감하며, 층상 α의 너비의 증가는 변형 국부화가 개시된 이후 이를 분산시킬 수 있는 장벽의 빈도를 감소시켜 연성을 급격히 저하시킬 수 있다^{[18, 26, 28]}.

Fig. 6. Tensile properties of annealed specimens of (a) EM, (b) BM, and (c) LM conditions.

그림 7 (a–i)는 EM, BM, LM 미세조직에서 인장 시험 후 관찰된 파면 형상을 비교하여 나타낸 것이다. EM 조직 (그림 7 (a–c))에서는 전반적으로 균일한 크기의 딤플 (dimple)이 조밀하게 분포하며, 미세공동의 핵생성–성장–합체 과정이 지배적인 전형적 연성 파괴 거동을 보인다^[29]. 이는 높은 α_p 분율 (≈93–97%)로 구성된 연속적인 기지 조직이 변형을 효과적으로 분산시키고, 국부적인 응력 집중을 완화하기 때문으로 해석된다. BM 조직 (그림 7 (d–f))에서도 파면은 주로 딤플 기반의 연성 파괴 양상을 나타낸다. 다만, 열처리 온도가 960 °C로 증가함에 따라 α_p 분율 감소와 β_t의 연속성 증가가 동반되면서, 다른 BM 조직에 비해 α_p–β_t 간 변형 분담 능력이 다소 저하되고 계면 부근의 응력 집중이 증가할 수 있다. 이로 인해 연신율이 일부 감소하는 경향을 보이지만, 전반적인 파면 특성은 여전히 연성 파괴가 우세하게 관찰되었다^{[24, 25, 29]}.

반면, LM 조직 (그림 7 (g–i))에서는 EM 및 BM 조직과는 상이한 파면 특성이 관찰된다. 파면은 비교적 얕은 딤플 (shallow dimple)과 국부적인 facet이 혼재된 형태를 보이며, 이는 quasi-cleavage 성분이 부분적으로 개입된 혼합 파괴 거동을 시사한다^{[26, 28, 29]}. 이러한 파괴 양상은 층상 조직에서 라멜라 콜로니의 기하학적 방향성과 prior-β 결정립 경계 또는 콜로니 경계에서의 응력 집중이 결합될 경우, 특정 계면을 따라 균열 전파가 상대적으로 용이해질 수 있기 때문으로 해석된다. 특히 1040 °C 조건에서는 prior-β 결정립 크기와 층상 α의 너비가 각각 747 μm와 1.2 μm로 가장 조대화되어 (표 2) 계면 밀도 감소와 함께 변형 국부화가 더욱 촉진된다. 그 결과, 다른 LM 조직에 비해 연신율이 현저히 낮아지고, quasi-cleavage 형성 경향이 보다 두드러지게 관찰되었다. 이러한 파면 특성은 그림 6(c)에 나타난 연신율 저하 경향과 잘 대응된다.

Fig. 7. SEM fractographs of tensile-fractured, annealed specimens for (a-c) EM, (d-f) BM, and (g-i) LM conditions.

3.3 계장화 샤르피 충격 거동 및 균열 개시와 전파 에너지 분해 분석

그림 8은 열처리 온도 변화에 따라 형성된 EM, BM, LM 미세조직에서의 계장화 샤르피 충격 총 흡수에너지 (E_T)를 비교하여 나타낸 것이다. EM 구간에서는 E_T가 14.8 → 14.3 → 13.0 J로 점진적으로 감소하였으며, BM 구간에서는 E_T가 18.9 → 17.8 → 15.8 J로 가장 높은 값을 유지하였으나 열처리 온도 증가에 따라 감소하는 경향을 보였다. 반면, LM 구간에서는 E_T가 11.6 → 11.3 → 10.1 J로 전반적으로 가장 낮은 수준을 나타냈다. 그 결과, 모든 열처리 온도 범위에서 BM > EM > LM의 순서로 충격 흡수에너지가 확보되는 경향이 확인되었다. 각 조직별 계장화 샤르피 충격 시험 결과는 표 4에 정리하였다. 이와 같은 E_T의 차이는 동일 합금계 내에서도 α_p 및 β_t 분율, 그리고 층상 조직에서의 라멜라 형태학과 같은 미세조직 인자가 충격 하중 하에서의 변형 거동과 파괴 저항을 지배한다는 기존 연구 결과와 잘 부합한다^{[16, 18, 26, 30]}. 특히 BM 조직은 연속적인 α_p에 의한 변형 완충 효과와 β_t 및 층상 조직에 의한 균열 편향 효과가 공존하여, 충격 에너지 흡수에 가장 유리한 미세조직을 제공하는 것으로 판단된다.

본 연구에서는 이러한 충격 흡수 거동에 대해 보다 정량적인 해석을 수행하기 위해, 계장화 샤르피 충격 시험을 통해 획득한 하중–변위 곡선 (그림 9 (a–i))과 이를 기반으로 분해한 E_I 및 E_P를 분석하였다 (그림 10 (a–c)). 이를 통해 EM, BM, LM 미세조직 각각에서 충격 총 흡수에너지에 기여하는 변형 및 파괴 단계별 역할을 체계적으로 평가하였다^[17].

그림 9 (a–i)는 계장화 샤르피 충격 시험으로부터 획득한 하중–변위 곡선을 나타낸 것이다. 열처리 조건에 따른 총 흡수에너지 (E_T)의 차이는 최대 하중 (P_max), 최대 변위 (D_P), 그리고 파단까지 축적되는 소성 변위의 크기 차이로 명확히 반영된다. 즉, 충격 하중 하에서의 하중 지지 능력과 소성 변형 수용 능력이 클수록 E_T가 증가하는 경향을 보인다. 대표적으로 BM 조직은 세 조직 중 가장 높은 P_max와 D_P를 나타내었으며, 920 °C 조건에서 P_max = 3669 N, D_P = 1.36 mm로 측정되었다 (표 4). EM 조직은 중간 수준의 거동을 보였으며, 820 °C 조건에서 P_max = 3432 N, D_P = 1.08 mm로 측정되었다. 반면, LM 조직은 전반적으로 가장 낮은 최대 하중과 변위를 나타내었으며, 1000 °C 조건에서 P_max = 3211 N, D_P = 0.85 mm로 측정되었다. 이와 같은 결과는 BM 조직이 충격 하중에 대해 상대적으로 높은 하중 지지 능력과 충분한 소성 변형을 동시에 확보할 수 있는 미세조직임을 의미한다. 반대로 LM 조직은 층상 콜로니의 기하학적 제약과 제한된 변형 분산 능력으로 인해 변위 축적이 상대적으로 제한되며, 그 결과 E_T가 가장 낮은 수준으로 나타난 것으로 해석된다. 이러한 하중–변위 곡선 기반 해석은 계장화 샤르피 충격 시험을 이용한 타이타늄 합금의 충격 거동 분석에서 일반적으로 보고되는 경향과도 잘 일치한다^{[15, 17]}.

그림 10 (a–c)는 열처리 온도에 따라 형성된 EM, BM, LM 미세조직에서의 계장화 샤르피 총 흡수에너지 E_T를 E_I와 E_P로 분해한 결과를 나타낸 것이다. EM 구간에서는 E_I가 5.4 → 5.4 → 5.1 J로 변화 폭이 매우 제한적인 반면, E_P는 9.4 → 8.9 → 7.9 J로 점진적으로 감소하여 E_T 감소를 주도하는 것으로 나타났다 (그림 10(a), 표 4). 이는 EM이 높은 α_p 분율 (96.6 → 96.1 → 93.4%)을 유지하는 준연속 조직으로서 노치 선단에서의 초기 소성영역 형성, 즉 균열 개시 저항에는 큰 변화가 없기 때문이다. 반면, 열처리 온도 증가에 따라 α_p의 조대화 (3.1 → 3.4 → 3.7 μm)와 β 분율 증가 (3.4 → 6.6%)가 동반되면서 α/β 계면을 따라 비교적 직선적인 균열 전파가 용이해지고, 그 결과 전파 단계의 저항 (E_P)이 감소하는 방향으로 작용한 것으로 해석된다 (표 2). 즉, EM 구간에서는 균열 개시 저항은 유지되나 전파 저항의 약화로 인해 E_T가 점진적으로 감소한다.

BM 구간은 E_I와 E_P가 모두 상대적으로 높은 수준에서 시작하며 (920 °C에서 E_I = 7.1 J, E_P = 11.8 J), 열처리 온도 증가에 따라 E_I는 7.1 → 6.8 → 6.1 J, E_P는 11.8 → 11.0 → 9.7 J로 동반 감소하는 경향을 보였다 (그림 10(b), 표 4). 주목할 점은 BM의 우수한 E_T가 특정 단계 (개시 또는 전파)에 국한되지 않고, E_I와 E_P가 동시에 강화되는 이중 강화 (dual enhancement) 형태로 나타난다는 점이다^{[16, 27, 30, 31]}. 미세조직 정량 결과 (그림 5, 표 2)에 따르면, BM 구간에서 열처리 온도가 증가할수록 α_p 분율은 78.2 → 74.7 → 50.3%로 감소하고, β_t 분율은 21.8 → 25.3 → 49.7%로 증가하며, α_p 크기 역시 4.4 → 5.5 μm로 조대화된다. 특히 960 °C 조건에서는 β_t의 연속성이 크게 증가하여, (i) α_p가 제공하던 안정적인 소성 변형 및 하중 분담 능력이 약화되고, (ii) α_p–β_t 간 변형 비호환에 따른 응력 집중으로 노치 선단 블런팅 (notch-tip blunting)이 제한되어 E_I가 감소하며, 동시에 (iii) 전파 단계에서는 β_t 영역이 균열 굴절 장벽보다는 비교적 연속적인 전파 경로로 작용하여 E_P 역시 감소하는 것으로 해석된다^{[24, 25, 29, 30]}. 반대로 920 °C에서 최대 E_T (18.9 J)가 확보된 것은, 충분한 α_p 분율에 의해 개시 저항이 확보되는 동시에, 적정 수준의 β_t가 공존하여 전파 단계에서 계면 및 층상 경계 기반의 균열 경로 복잡도를 제공했기 때문이다^{[16, 27, 30]}. 이러한 해석은 BM에서 α_p의 변형 참여와 α_p–β_t 간 변형 분담이 충격 거동을 지배한다는 in-situ EBSD 기반 기존 연구 결과와도 잘 일치한다^{[24, 25, 32]}.

LM 구간에서는 E_I가 4.1 → 4.0 → 3.2 J, E_P가 7.5 → 7.3 → 6.9 J로, 균열 개시 및 전파 저항이 모두 가장 낮은 수준을 나타냈다 (그림 10(c), 표 4). 이는 열처리 온도 증가에 따라 prior-β 결정립 크기 (465 → 540 → 747 μm)와 층상 α의 너비 (0.8 → 0.9 → 1.2 μm)가 동시에 조대화되면서 (그림 5, 표 2), prior-β 결정립 경계 및 콜로니 경계 밀도와 α/β 계면 밀도가 감소하기 때문이다. 그 결과 균열 선단에서의 소성 변형이 미세하게 분산되기보다는 국부화되어 E_I가 낮아지며, 전파 단계에서도 균열 굴절 기회가 제한되어 E_P가 낮게 유지되는 것으로 해석된다^{[18, 26, 28]}. 특히 층상 α의 너비가 충격 인성을 지배하는 핵심 인자임을 보여주는 본 결과는, Ti-6Al-4V 합금에서 층상 α 형상 인자의 중요성을 강조한 최근 문헌 보고와도 잘 일치한다^{[18, 26]}. 따라서 LM 구간에서 열처리 온도 증가에 따른 충격 인성 저하는 prior-β 결정립 조대화와 층상 α 조대화가 동시에 진행되면서, 균열 개시 및 전파 단계 모두에서 저항이 약화된 결과로 정리할 수 있다.

Fig. 8. Charpy absorbed energy of annealed specimens as a function of annealing temperature for EM, BM, and LM conditions.

Fig. 9. Load-displacement curves obtained from the instrumented Charpy impact system for (a-c) EM, (d-f) BM, and (g-i) LM conditions. Crack initiation energy (E_I) and crack propagation energy (E_P) were calculated on the basis of the areas below the load-displacement curves.

Fig. 10. Bar graphs of crack initiation energy (E_I), crack propagation energy (E_P), and total absorbed energy (E_T) obtained from instrumented Charpy tests of annealed specimens for (a) EM, (b) BM, and (c) LM conditions.

3.4 충격 파단 시 미세조직에 따른 균열 전파 경로 특성

그림 11 (a–i)는 EM, BM, LM 미세조직에서 계장화 샤르피 충격 시험 후 관찰된 파면 형상을 나타낸다. EM 및 BM 조직의 경우, 인장 시험 후 파면과 유사하게 전반적으로 딤플 기반의 연성 파괴 양상이 우세하게 관찰되었으며, 이는 노치 선단에서의 소성영역 형성과 미세공동의 핵생성–성장–합체 과정이 충격 파괴의 주요 메커니즘으로 작용함을 시사한다^{[17, 29]}. 반면, LM 조직에서는 인장 시험 후 파면과 비교할 때 상대적으로 연성 파괴 성분이 우세하게 관찰되었으나, 이러한 관찰 결과에 대해서는 해석상의 주의가 필요하다. 이는 (i) 샤르피 3점 굽힘 시험에서의 노치 구속 효과 및 전단립 (shear lip) 형성에 따른 국부 응력 상태 변화, 그리고 (ii) 균열 개시부, 안정 전파부 및 최종 파단부 등 관찰 위치에 따라 파면 양상이 상이하게 나타날 수 있다는 점을 함께 고려해야 하기 때문이다^{[15, 17]}. 따라서 파면 형상만을 근거로 LM의 충격 파괴 거동을 단정적으로 해석하는 것은 제한적일 수 있다. 이러한 파면 해석의 불확실성을 보완하기 위해, 본 연구에서는 그림 12에 제시한 균열 전파 경로 분석 (3.4절)을 추가적으로 수행하였다. 이를 통해 충격 전파 단계에서의 E_P 차이가 단순한 파면 형상 차이가 아니라, 실제 균열 경로의 굴절성 및 복잡도 차이와 직접적으로 연관됨을 보다 명확히 규명하고자 한다.

그림 12 (a–i)는 EM, BM, LM 미세조직에서 계장화 샤르피 충격 시험 후 파단된 시편의 균열 전파 영역에서 관찰된 균열 경로를 나타낸다. 3.3절에서 언급한 바와 같이, 파면 형상만으로는 전파 단계 거동을 정량적으로 해석하는 데 한계가 있다. 이에 따라, 본 절에서는 균열 전파 경로의 굴절 양상과 경로 복잡도를 비교하여 미세조직에 따른 전파 거동 차이를 해석하고, 이를 바탕으로 BM 조직에서 E_P가 가장 크고 LM 조직에서 가장 작은 결과를 미세조직학적으로 뒷받침하는 근거를 제시한다.

EM 구간에서는 α_p 분율이 93–97%로 매우 높아 (그림 5(a), 표 2), BM 조직에 비해 2상 계면 밀도가 상대적으로 낮다. 그 결과 균열 전파 경로는 비교적 직선적인 양상을 보이며, 굴절 빈도가 제한되어 E_P가 7.9–9.4 J 수준으로 BM 대비 낮게 나타난다 (그림 10(a), 표 4). 또한 열처리 온도 증가 (820 → 860 °C)에 따라 β 분율 증가 (3.4 → 6.6%)와 α_p 조대화 (3.1 → 3.7 μm)가 동반되면서 (그림 5(a), 표 2), 전파 단계에서의 미세 경로 복잡도가 점차 감소하고 이에 따라 E_P가 감소한 것으로 해석된다. 즉, EM 구간에서는 E_I의 변화는 제한적인 반면, 전파 저항 약화가 E_T 감소를 주도한다.

BM 구간에서는 균열 전파 경로가 상대적으로 불규칙하며 굴절과 방향 전환이 빈번하게 관찰된다. 이는 α_p와 β_t가 공존하는 BM 조직에서 균열 전파 시 α_p–β_t 계면과 β_t 내부의 층상 조직 경계에서 경로 굴절이 반복적으로 발생하여 전파 거동의 경로 복잡도가 증가하기 때문이다^{[24, 25, 29, 33]}. 특히 920 °C 조건에서는 α_p가 충분히 존재하는 동시에 (78.2%), β_t가 적정 분율 (21.8%)로 공존하여 (그림 5(b), 표 2), 전파 과정에서 균열 경로의 굴절과 미세 공동의 합체 지연이 유리하게 작용함으로써 E_P가 11.8 J로 최대값을 나타낸다 (그림 10(b), 표 4). 반면, 960 °C 조건에서는 α_p 분율이 약 50%까지 감소하고 β_t의 연속성이 증가함에 따라, 전파 경로의 복잡도가 감소하여 E_P가 9.7 J로 낮아진다. 이러한 결과는 열처리 온도 증가에 따라 α_p–β_t 공존이 제공하는 계면 및 층상 기반 장벽 밀도가 감소하면서 E_P가 저하된다는 해석과 정량 결과 및 정성 관찰이 서로 잘 부합함을 보여준다^{[27, 33]}. 즉, BM 조직에서 E_P 확보를 위해서는 α_p 연속성을 유지하면서 α_p–β_t 계면 및 내부 층상 경계 밀도를 확보하는 방향이 유리함을 시사한다.

LM 구간에서는 열처리 온도 증가에 따라 prior-β 결정립 크기가 465 → 747 μm로 크게 성장하고, 층상 α의 너비 또한 0.8 → 1.2 μm로 조대화된다 (그림 5(c), 표 2). Prior-β 결정립 크기 변화는 층상 α 너비 변화에 비해 상대적으로 더 두드러진 경향을 보인다. 이에 따라 본 연구의 LM 범위에서는 prior-β 결정립 크기 인자가 균열 전파 경로를 좌우하는 1차 미세조직 인자로 판단된다. 이로 인해 균열 전파 과정에서 균열은 미세한 계면 장벽을 빈번하게 통과하기보다는, 그림 12에 나타난 바와 같이 prior-β 결정립 및 콜로니 경계와 같은 상대적으로 조대한 계면 장벽을 따라 특정 방향성을 유지하며 전파되는 양상이 관찰된다. 또한 prior-β 결정립이 성장할수록 균열은 장거리 구간에서 동일한 방위 및 콜로니 단위의 경로를 유지하기 쉬워지며, 결과적으로 경로 굴절과 분기 발생이 제한된다. 그 결과 전파 경로의 미세 굴절 누적이 제한되고, E_P는 6.9–7.5 J로 가장 낮은 수준을 나타낸다 (그림 10(c), 표 4). 층상 α 너비는 또 다른 인자로서 균열 선단의 국부 전파 저항에 영향을 미친다고 보고되어 있으며, 본 연구 결과도 이러한 경향과 잘 일치한다^{[18, 26, 28, 34]}. 그러나 본 연구의 LM 범위에서는 prior-β 결정립 크기 인자가 우세하게 작용하여 균열 전파 경로의 단순화를 유도하고, 이것이 E_P 저하로 직접 연결되는 경향을 보였다. 위와 같은 결과들을 바탕으로, 본 연구에서는 prior-β 결정립 조대화 및 층상 α 조대화가 균열 전파 경로 복잡도 감소로 직접 연결되고, 이것이 E_P 감소로 이어지는 과정을 동일한 데이터셋에서 체계적으로 제시하였다는 점에서 의의를 가진다.

Fig. 11. SEM fractographs of Charpy impact-fractured, annealed specimens for (a-c) EM, (d-f) BM, and (g-i) LM conditions.

Fig. 12. SEM images showing crack paths in the propagation region of Charpy-impact-fractured, annealed specimens: (a–c) EM, (d–f) BM, and (g–i) LM conditions.