1. 서 론

가스터빈은 고압의 공기를 연소기에서 연료와 함께 연소시켜 발생하는 고온, 고압의 가스로 터빈을 구동하여 출력을 얻는 내연기관이다. 주로 발전용, 항공기 엔진, 선박 및 산업용 동력원으로 널리 활용된다. 가스터빈의 효율은 가동 온도가 높아질수록 향상되며 최신 발전용 가스터빈의 경우 1,600~1,700 °C, 항공용은 1,900~2,000 °C 수준까지 기술 개발이 이루어지고 있다.¹⁾

가스터빈의 주요 부위별 온도를 살펴보면 압축기에서는 단열 압축에 의해 상온에서 약 500 °C 수준까지 가열되며 연소기 이후 터빈부에서는 1,500 °C 이상의 고온 가스에 노출된 후 약 600 °C 수준으로 배기된다. 이러한 가혹한 온도 환경과 회전력 특성에 따라 비교적 온도가 낮은 압축기부에는 비강도가 우수한 티타늄 합금이, 고온 노출이 심한 연소기 및 터빈부에는 니켈기 초합금이나 세라믹 소재가 주로 적용된다.²⁾ 특히 압축기 부품 중 터빈의 회전력을 전달하는 토크 튜브(torque tube)와 디스크 어답터(disk adapter)는 철강 소재인 3.5NiCrMoV 강의 적용이 검토되고 있다.

본래 3.5NiCrMoV 강은 증기터빈의 저압 로터(low-pressure rotor)용 소재로 주로 사용되어 왔다.³⁾ 그러나 가스터빈 압축기용 부품으로 적용하기 위해서는 증기터빈 로터에서 요구되는 항복강도(650~750 MPa)보다 훨씬 높은 900 MPa 이상의 고강도가 요구된다. 이는 가스터빈 부품이 중공 형상으로 설계되어 상대적으로 두께가 얇고 가동 온도 또한 증기터빈(380 °C 미만)보다 높기 때문이다.

기존 3.5NiCrMoV 강에 관한 연구는 주로 증기터빈 적용을 목적으로 대형 잉곳 제조, 단조 공정, 조직 미세화, 템퍼 취화 저항성 및 고온 크리프 강도 확보 등 물리야금학적 특성 규명에 집중되어 왔다.^4,5,6) 3.5NiCrMoV 강은 소재의 고도화된 신뢰성이 요구되는 원자력 압력 용기 제조에도 사용되며 관련 환경에서의 응력부식균열 및 방사선 조사 취화 연구를 통해 그 우수성이 입증된 바 있다.^7,8) 그러나 가스터빈 압축기 부품으로의 적용을 위한 연구 보고는 극히 제한적이다. 따라서 인성을 유지하면서도 우수한 강도-인성 균형(strength-toughness balance)을 확보하고 항복강도를 기존 대비 200 MPa 이상 향상시킬 수 있는 합금 성분 및 열처리 공정 최적화 연구가 필수적이다.

본 연구에서는 전통적인 실험 방식에 의존하던 기존의 소재 개발 한계를 극복하기 위하여 최신 물리야금학적 시뮬레이션과 실험적 검증을 결합한 통합적 접근 방식을 도입하였다. 열역학 상태도 계산(CALPHAD) 및 물성 시뮬레이션을 통해 합금 원소에 따른 상변태 거동과 석출상 형성 메커니즘을 이론적으로 선행 분석하였으며 이를 딜라토미터 실험 및 마이크로 시편을 활용한 열처리 마스터 커브(master curve) 도출 결과와 상호 검증하였다. 최신 물리야금 기법의 도입은 개발 기간과 비용을 획기적으로 단축할 뿐만 아니라 각 열처리 단계별 미세조직의 변화가 최종 물성에 미치는 영향을 물리야금학적 관점에서 정밀하게 규명할 수 있다는 점에서 독창성을 가진다. 이를 통해 최종적으로 가스터빈 압축기 부품의 요구 물성을 충족하는 최적의 퀜칭(quenching) 및 템퍼링(tempering) 공정을 확립하였다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 3.5NiCrMoV 강은 가스터빈 압축기 부품용으로 제조되었으며 전기로(electric arc furnace, EAF) 제강, 노외정련(ladle furnace, LF), 잉곳(ingot) 주조, 열간 단조 및 노멀라이징(normalizing) 공정을 거쳐 생산되었다[㈜태웅]. 실험실 규모의 연구를 위해 해당 소재를 20 × 60 × 130 mm³ 크기의 블록 형태로 가공하여 사용하였다. 소재의 화학적 조성은 발광분광분석기(optical emission spectroscopy, OES, Spectro MAXX, Germany)를 이용하여 분석하였다.

가열 및 냉각 과정 중 발생하는 상변태 거동을 분석하기 위해 딜라토미터(dilatometer, Netzsch DIL 502, Germany) 실험을 수행하였다. 5, 10, 15, 20 °C/min의 가열 속도 변화에 따른 열팽창 곡선을 측정하였으며 선팽창 계수의 변곡점을 통해 오스테나이트 상변태 시작 온도(A_c1)와 종료 온도(A_c3)를 도출하였다. 또한 합금 성분에 따른 연속냉각변태(continuous cooling transformation, CCT) 거동과 각 냉각 속도별 상 분율 및 미세조직 생성 범위를 예측하기 위해 열역학 계산 소프트웨어인 FactSage 8.3과 물성 시뮬레이션 소프트웨어인 JMatPro 8.0을 활용하였다.

열처리 조건에 따른 마스터 커브 도출 및 기계적 특성 평가를 위해 두 가지 형태의 시편을 준비하였다. 먼저 마스터 커브 도출용으로 20 × 20 × 20 mm³ 크기의 큐브형 시편을 제작하였다. 오스테나이징 처리를 위해 100 °C/h의 속도로 승온하여 목표 퀜칭 온도(770, 800, 830, 860 °C)에서 1 h 동안 유지한 후 수냉(water quenching)하였다. 이후 템퍼링 처리는 100 °C/h의 속도로 승온하여 상온(room temperature, RT) 및 300~700 °C 범위의 다양한 온도(300, 400, 500, 550, 600, 625, 650, 675, 700 °C)에서 2 h 유지한 뒤 수냉하는 조건으로 수행하였다[Fig. 1(a)]. 기계적 특성(인장강도 및 충격인성) 평가를 위한 블록 시편의 경우 퀜칭은 큐브 시편과 동일하게 진행하였으나 템퍼링은 유의미한 물성 변화가 예상되는 550, 600, 625, 650, 675 °C의 5가지 조건으로 선별하여 진행하였다[Fig. 1(b)].

Fig. 1.

Heat treatment schedules for evaluating the metallurgical and mechanical properties of the 3.5NiCrMoV steel for gas turbine compressor applications: (a) schedule for establishing the hardness master curve; (b) schedule for evaluating mechanical property behavior; and (c) optimized quality heat treatment (QHT) schedule.

열처리 조건에 따른 미세조직과 청정도를 분석하기 위해 각 시편의 단면을 기계 가공하여 산화 피막을 제거하였다. 이후 SiC 연마지와 3 µm 및 1 µm 다이아몬드 페이스트를 이용하여 거울면 상태로 미세 연마(mirror polishing)를 수행하였다. 에칭 전 상태에서 광학현미경(optical microscope, OM, Olympus BX51M, Japan)을 이용하여 소재 내 기공 및 개재물의 분포 등 청정도를 관찰하였다. 이어서 3 % 나이탈(Nital) 용액으로 에칭한 후 광학현미경과 전계방사형 주사전자현미경(field emission scanning electron microscope, FE-SEM, Hitachi S-4800, Japan)을 활용하여 상변태 및 미세조직의 진전 거동을 분석하였다.

기계적 물성 평가는 로크웰 경도, 인장 및 샤르피 충격 시험을 통해 수행되었다. 로크웰 C 스케일 경도(Rockwell hardness C-scale, HRc, Future-Tech LC-200RB, Japan)는 큐브형 시편을 이용하여 각 조건당 3회 측정 후 평균값을 산출하였다. 인장 시험편은 ASTM E8 규격에, 샤르피 충격 시험편은 ASTM A370 규격에 따라 각각 가공하였다. 만능재료시험기(MTS Model 45, USA)와 충격시험기(MTM PSW750, Germany)를 사용하여 인장강도, 연성 및 충격 흡수 에너지를 측정하였다. 최종적으로 강도와 인성의 조합이 가장 우수한 830 °C 퀜칭 및 605 °C 템퍼링 조건을 최적 공정[품질 열처리(quality heat treatment, QHT)]으로 선정하였으며 해당 조건으로 처리된 블록 시편에 대해 최종 물성 평가와 미세조직 분석을 수행하여 가스터빈 부품으로서의 적합성을 검증하였다[Fig. 1(c)].

3. 결과 및 고찰

3.1. 3.5NiCrMoV 원소재 특성

3.1.1. 원소재 성분

본 연구에 사용된 소재는 철(Fe) 기지에 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브데넘(Mo), 바나듐(V), 망간(Mn) 등이 첨가된 합금강으로 총 합금 원소 함량이 5~10 wt% 수준인 중합금(medium-alloy) 특수강에 해당한다.⁹⁾ 베이나이트 조직의 적정 강도를 확보하기 위하여 탄소(C)가 0.24 wt% 첨가되었다. 또한 우수한 경화능(hardenability)을 확보하기 위해 니켈과 망간이 각각 3.67 wt%, 0.33 wt% 첨가되었다. 경화능이 우수할 경우 비교적 느린 냉각 속도에서도 건전한 베이나이트 또는 마르텐사이트 미세조직을 얻을 수 있다.¹⁰⁾ 특히 부피가 큰 대형 단조품의 경우 급랭 시 열수축 및 상변태에 따른 부피 팽창으로 인해 잔류응력이 발생하여 제품 파손을 초래할 수 있다. 3.5NiCrMoV 강은 증기터빈 저압 로터 및 가스터빈 압축기 등에 적용되며 그 무게가 수 톤에서 수백 톤에 이르는 대형 부품이므로 급랭을 지양하면서도 중심부까지 건전한 베이나이트 조직을 확보하기 위한 적절한 경화능 설계가 필수적이다.

산화 저항성 및 300 °C 이상의 고온 강도를 확보하기 위해 크롬이 첨가되었으며¹¹⁾ 템퍼링 시 이차 경화(secondary hardening) 및 결정립 미세화를 유도하기 위해 몰리브데넘과 바나듐이 미량 합금화(micro-alloying)된 것이 특징이다.¹⁰⁾ 주요 취화 원소인 인(P)과 황(S)의 함량은 각각 0.004 wt%, 0.002 wt% 이하로 엄격히 제어된 고청정강으로 제조되었다. 높은 청정도는 가스터빈의 고온 환경에 장기간 노출될 시 발생할 수 있는 템퍼 취화(temper embrittlement) 현상을 최소화하는 데 기여할 것으로 기대된다. 연구에 사용된 소재의 상세한 화학적 조성은 Table 1에 나타내었다.

3.1.2. 원소재 미세조직

본 연구에 사용된 원소재(As-received material)는 normalizing (880 °C 가열온도, 24 h 유지, 공냉) 처리된 상태로 확보되었다. 소재의 청정도를 평가하기 위해 mirror polishing를 수행한 후, 에칭을 하지 않은 상태(un-etched condition)에서 광학현미경 및 에너지 분산형 X선 분광법(energy dispersive X-ray spectroscopy, EDS) 분석을 수행하였다. 그 결과, 5 µm 이하 크기의 독립적인 비정형 개재물이 매우 드물게 관찰되었으며, 이는 Al₂O₃ 산화물과 MnS 황화물이 인접하여 형성된 복합 개재물 성분으로 확인되었다[Fig. 2(a, b)]. Nital 에칭 후 미세조직을 관찰한 결과 주로 침상의 마르텐사이트와 베이나이트 혼합 조직이 나타났다. 구 오스테나이트 결정립(prior austenite grain, PAG) 크기는 약 500 µm (ASTM No. -1 수준)로 일반적인 철강 소재의 결정립 크기(약 30 µm, ASTM No. 7)에 비해 상당히 조대한 것으로 확인되었다[Fig. 2(c, d)]. 따라서 후속 퀜칭 및 템퍼링을 포함하는 품질 열처리 공정을 통해 결정립을 미세화할 필요가 있다.

Fig. 2.

Microstructural characterization of the as-received 3.5NiCrMoV steel: (a, b) optical micrographs in the polished state for evaluation of steel cleanliness, and (c, d) etched micrographs showing the breakdown of cast structure, prior austenite grain size, and constituent phases such as bainite and martensite.

미세조직 관찰 시 초석 페라이트(proeutectoid ferrite)가 전혀 관찰되지 않은 점으로 미루어 보아 normalizing 가열 시 완전한 오스테나이트화가 이루어졌으며 공냉(air cooling) 조건의 냉각 속도 또한 베이나이트 형성에 충분했던 것으로 판단된다. 고배율 관찰에서도 페라이트는 발견되지 않았으며 침상 베이나이트 블록(block)과 패킷(packet)으로 구성된 뚜렷한 미세조직이 확인되었다. 베이나이트 조직은 높은 강도를 가지므로 normalizing 상태의 원소재는 기계 가공성이 다소 떨어질 것으로 예상된다. 향후 가공 용이성을 향상시키기 위해서는 normalizing 냉각 시 노랭(furnace cooling)을 적용하여 페라이트 및 펄라이트 혼합 조직을 유도하는 방안을 고려할 수 있다. Normalizing의 냉각 속도는 전체 열처리 공정의 효율성과 부품 가공성을 종합적으로 고려하여 선정되어야 한다.

3.2. 상변태 거동

3.2.1. 열역학(FactSage) 계산을 통한 상변태 거동 분석

Fig. 3(a)의 평형 상태도(equilibrium phase diagram)를 통해 고온 영역에서 3.5NiCrMoV 강의 탄소 함량에 따른 용융 거동을 확인할 수 있다. 본 연구에 사용된 탄소 0.24 wt% 소재의 경우 1,455 °C에서 용융이 시작되어[고상선(solidus)] 1,495 °C에서 완전 용융[액상선(liquidus)]에 도달하는 것으로 계산되었다[Fig. 3(b)]. 따라서 모합금 용해 시 1,495 °C 이상으로 가열해야 하며 조업 중의 온도 편차를 고려할 때 완전 용융 온도보다 50~150 °C 높은 1,550~ 1,650 °C를 적정 용해 온도로 설정하는 것이 적합하다. 용해 온도가 과도하게 높을 경우 내화물 손상, 분위기 가스와의 부반응, 그리고 불필요한 에너지 소모가 발생할 수 있으므로 정밀한 온도 제어가 요구된다. 아울러 normalizing, 퀜칭, 솔루션 처리 등의 고온 열처리는 고상 상태에서 완전한 오스테나이트 단상 영역을 유지해야 하므로 1,455 °C 이하의 온도 구간에서 수행되어야 함을 상태도 분석을 통해 알 수 있다.

Fig. 3.

Equilibrium phase diagrams of 3.5NiCrMoV steel at the melting region for determining the maximum austenitizing temperature range: (a) high-temperature region and (b) magnified view of the melting region.

본 소재는 건전한 베이나이트 미세조직을 확보하기 위하여 가열 시 완전한 오스테나이트화가 이루어짐과 동시에 오스테나이트 결정립 성장이 억제되는 최적의 퀜칭 온도 선정이 필수적이다. 또한 퀜칭 시 생성된 신규 베이나이트(fresh bainite) 내 잔류응력을 해소하고 강도-인성 균형을 극대화할 수 있는 나노 석출물 형성을 위해 적절한 템퍼링 열처리가 수반되어야 한다. 이를 위해 OES로 분석된 화학 조성을 바탕으로 물성 시뮬레이션을 수행하여 온도에 따른 각 상(phase)과 석출물의 평형 상분율[equilibrium phase fraction diagram, Fig. 4(a)]을 도출하였다. 계산 결과, BCC 상(페라이트)이 FCC 상(오스테나이트)으로 완전히 변태되는 A₃ 온도는 약 750 °C로 도출되었다. 또한 주요 탄화물인 M₂₃C₆ 석출상은 약 900 °C까지 안정한 것으로 계산되었다[Fig. 4(b)]. A₃ 온도 직상의 고온 영역에 존재하는 미고용 탄화물은 피닝 효과(pinning effect)를 통해 오스테나이트 결정립 성장을 지연시키고 미세화를 유도하는 긍정적인 역할을 한다. 하지만 미고용 석출물이 과도하게 잔류할 경우 기지(matrix) 내 유효 합금 원소 함량이 감소하여 경화능 저하를 초래할 수 있으므로 결정립 미세화와 경화능 확보를 동시에 만족하는 퀜칭 온도 선정이 필요하다. 실제 열처리 공정에서의 가열 시 상변태 온도 A_c3와 냉각 시 상변태 온도 A_r3는 비평형 상태이므로 평형 A₃ 온도에 비해 각각 높거나 낮게 나타난다. 일반적으로 최적의 퀜칭 온도는 A_c3 온도보다 30~50 °C 높은 영역에서 권장되며 A_c3 온도는 딜라토미터 실험을 통한 열팽창 곡선 분석으로 확인된다. 따라서 도출된 A_c3 온도를 기준으로 전후 온도 범위에서 열처리를 수행하고 기계적 물성을 비교하여 최종 퀜칭 온도를 확정하는 것이 적절하다.

Fig. 4.

Equilibrium phase fraction diagrams of 3.5NiCrMoV steel as a function of temperature: (a) full-range diagram (200~1,600 °C) for determining the A₃ transformation and the minimum austenitizing temperature; (b) low-temperature region (200~800 °C) on a logarithmic scale to evaluate precipitation behavior during tempering and its correlation with mechanical properties.

3.2.2. 딜라토미터 실험을 통한 상변태 거동

Fig. 5는 가열 속도를 5, 10, 15, 20 °C/min으로 변화시키며 측정한 딜라토미터 열팽창 곡선을 나타낸다. 가열 중 선형적으로 팽창하던 시편이 수축을 시작하며 기울기가 음의 방향으로 꺾이는 지점을 오스테나이트 변태 시작 온도(A_c1)로, 변태 수축이 완료된 후 다시 우상향의 선형 팽창 구간으로 진입하는 지점을 오스테나이트 변태 종료 온도(A_c3)로 각각 도출하였다. 이러한 수축 거동은 가열 중 체심입방격자(BCC) 구조인 베이나이트가 원자 충진율이 높은 면심입방격자(FCC) 구조의 오스테나이트로 상변태되면서 체적이 감소하기 때문에 발생한다.

Fig. 5.

Dilatometric curves obtained from dilatometer experiments for the experimental determination of A_c1 and A_c3 transformation temperatures at different heating rates: (a) 5 °C/min, (b) 10 °C/min, (c) 15 °C/min and (d) 20 °C/min.

Table 2에 가열 속도별로 추정된 A_c1 및 A_c3 온도를 요약하였다. 분석 결과, 가열 속도가 증가함에 따라 상변태를 위한 과열도(superheating)가 증가하여 A_c1 및 A_c3 온도가 모두 상승하는 경향이 관찰되었다. 가스터빈 부품과 같은 수 톤 규모 대형 단조품의 산업 현장 열처리 조업에서는 부위별 온도 편차에 의한 열응력 및 열충격(파손, 변형 등)을 방지하기 위해 통상 100 °C/h 수준의 매우 느린 승온 속도가 적용된다. 딜라토미터 실험에서 확인된 승온 속도별 상변태 온도 변화 추이를 현장 조건인 100 °C/h에 외삽(extrapolation)하여 적용할 경우 A_c1 온도는 약 715~720 °C, A_c3 온도는 약 780~790 °C 수준으로 추정된다.

본 연구의 딜라토미터 실험을 통해 도출된 소재의 A_c3 온도 범위는 780~810 °C로 앞서 FactSage 열역학 소프트웨어로 계산된 평형 A₃ 온도(약 750 °C)와 매우 근접함을 확인하였다. 일반적으로 완전한 오스테나이트화를 위한 퀜칭 가열 온도는 A_c3 온도보다 30~50 °C 높은 구간에서 설정된다. 따라서 딜라토미터로 실측 및 추정된 A_c3 온도를 고려할 때 본 연구에 활용된 3.5NiCrMoV 강의 퀜칭 가열 온도는 810~860 °C 구간 전후로 선정하는 것이 물리야금학적으로 가장 적절한 것으로 판단된다.

상용 물성 시뮬레이션 소프트웨어인 JMatPro를 활용하여 냉각 속도에 따른 베이나이트 및 마르텐사이트 생성 거동을 예측하기 위해 CCT 곡선을 도출하였다(Fig. 6). 시뮬레이션 입력 조건은 Table 1의 성분을 기반으로 하였으며, 실제 단조재의 미세조직을 모사하기 위해 결정립 크기는 ASTM No. 7, 오스테나이징 가열 온도는 860 °C로 설정하였다. 시뮬레이션 결과에 따르면, 냉각 속도가 0.022 °C/s 이하로 감소할 경우 약 500 °C 부근에서 확산 변태인 펄라이트(pearlite)의 생성이 시작될 것으로 예측되었다. 펄라이트 조직은 템퍼드 마르텐사이트 또는 템퍼드 베이나이트(tempered bainite) 조직 대비 강도와 인성의 조합이 열위에 있으므로 가스터빈 압축기 부품과 같이 고강도와 고인성이 요구되는 응용 분야에서는 형성이 억제되어야 하는 미세조직이다.

Fig. 6.

Simulated continuous cooling transformation (CCT) diagram using JMatPro 8.0 with an ASTM No. 7 for determining the critical minimum cooling rate required for sound bainite formation.

펄라이트 변태 노즈(nose)를 회피하고 건전한 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직을 확보하기 위한 임계 냉각 속도(critical cooling rate)는 최소 0.022 °C/s (약 79.2 °C/h) 이상이어야 한다. 기존 연구 문헌에 따르면 직경 2,750 mm 규모의 초대형 블록 중심부(냉각 속도 약 0.005 °C/s, 17.5 °C/h)에서도 펄라이트가 관찰되지 않고 베이나이트 조직이 형성된 사례가 보고된 바 있다.¹²⁾ 이러한 시뮬레이션 예측값과 실제 대형 단조품에서의 거동 차이는 시뮬레이션 모델의 이상적 가정과 실제 소재의 국부적 성분 편석, 오스테나이트 결정립도 차이 등에 기인한 것으로 추정된다. 따라서 시뮬레이션 결과를 보정하고 본 소재의 정확한 경화능을 평가하기 위해서는 딜라토미터를 활용한 실제 CCT 곡선 도출 실험이 필수적이며 이는 후속 연구를 통해 규명할 예정이다. 본 연구의 대상 제품들 중 최대 크기인 50 ton급 대형 단조 부품의 경우, 유한요소법(finite element method, FEM) 시뮬레이션을 통한 퀜칭 공냉 시 제품 표면의 냉각 속도는 0.471 °C/s, 중심부의 냉각 속도는 0.033 °C/s 수준으로 예측되었다. 결과적으로, 수정된 JMatPro 8.0 예측 임계 냉각 속도 0.022 °C/s와 비교할 때 실제 부품 중심부의 냉각 속도가 더 빠르므로, 대형 제품의 심부까지 페라이트/펄라이트 형성 없이 건전한 베이나이트 조직을 안정적으로 확보할 수 있을 것으로 예측한다. 또한 대형 제품 중심부로 갈수록 결정립 크기가 조대화되면서 소재의 경화능이 향상되고, JMatPro 시뮬레이션 예측 시 펄라이트 생성이 지연되는 점도 중심부까지 건전한 베이나이트 조직을 안정적으로 확보하는 데 기여할 것으로 판단된다.

3.3. 열처리에 따른 경도 거동

딜라토미터 A_c3 상변태 온도 추정 결과(780~810 °C)를 바탕으로 770~860 °C 구간의 4가지 퀜칭 가열 온도를 선정하였다. 또한 오스테나이트로의 역변태가 발생하지 않고 순수 템퍼링 효과만 유도되는 A_c1 온도(715~745 °C) 이하 영역에서 9가지 템퍼링 가열 온도를 선정하여 20 × 20 × 20 mm³ 크기의 큐브형 시편에 대한 열처리를 수행하였다. 다양한 퀜칭 및 템퍼링 온도 조합에 따라 도출된 경도 변화 데이터는 실제 산업 현장에서 해당 소재의 열처리 공정 조건을 결정하는 핵심 지표인 마스터 커브로 활용된다. 일반적으로 800 °C 이상의 고온에서는 금속 블록의 표면과 중심부가 목표 온도에 도달하는 데 걸리는 시간 차이가 거의 없는 것으로 보고된다.¹³⁾ 소재가 A_c3 온도에 도달하면 오스테나이트 상변태는 수 초 이내에 완료되지만 초기 조직 내 탄화물이 기지로 재고용되는 과정은 확산 및 열분해 메커니즘에 의존하므로 상대적으로 긴 시간이 요구된다. 그러나 과도한 고온 유지 시간은 표면 산화 및 탈탄(decarburization)을 유발하고 열처리 비용을 증가시킨다. 따라서 상변태의 완료, 석출상의 충분한 고용 유도, 표면 결함 최소화 등을 종합적으로 고려하여 본 연구에서의 퀜칭 가열 유지 시간은 1 h으로 선정하였다.

템퍼링 공정 시에는 가열 속도 및 열전도에 의해 시편의 표면과 중심부 간에 온도 도달 시간차가 발생한다. 산업 현장에서는 이러한 편차를 보상하기 위해 통상적으로 부품 두께 1인치당 30 min의 유지 시간을 추가로 부여한다. 본 실험에 사용된 큐브형 시편은 두께가 20 mm로 1인치 미만에 해당하지만 템퍼링에 따른 내부 잔류응력 해소와 합금 원소의 확산에 수반되는 이차 경화 현상이 충분히 진행되기 위해서는 일정한 시간이 보장되어야 한다. 이에 따라 본 연구에서는 템퍼링 유지 시간을 2 h으로 확정하였다. 열처리가 완료된 모든 시편은 표면 산화막과 탈탄층에 의한 측정 오차를 방지하기 위해 표면을 0.5 mm 이상 기계 가공(milling)한 후 HRc를 측정하였다.

경도 측정 결과, 퀜칭 후(As-quenched) 상태의 시편은 모든 퀜칭 온도 조건에서 약 50 HRc 수준의 균일하게 우수한 경도값을 나타내었다(Fig. 7). 이후 템퍼링 온도 변화에 따른 경도 거동을 살펴보면 400 °C까지는 온도가 상승함에 따라 경도가 지속적으로 감소하는 경향을 나타냈다. 이는 과포화 탄소의 확산에 따른 고용 강화(solid solution strengthening) 효과의 상실과 퀜칭 시 발생한 잔류응력의 이완에 기인한다. 반면 400~550 °C 구간에서는 경도 감소 폭이 둔화되거나 오히려 소폭 상승하는 현상이 관찰되는데 이는 특정 온도 구간에서 활발하게 석출된 나노 스케일의 미세 탄화물들이 이차 경화를 유발했기 때문이다. Equilibrium phase fraction diagram 분석(Fig. 4)에 따르면 해당 구간에서 주된 강화를 유발하는 석출상은 M₃C₂ 및 M₇C₃ 탄화물로 추정된다. 몰리브데넘과 바나듐은 고온 안정성이 뛰어나고 크롬 대비 미세한 특수 탄화물을 형성하여 이차 경화를 강력하게 촉진한다. 그러나 550 °C 이상의 고온 템퍼링 구간에서는 M₃C₂ 및 M₇C₃ 탄화물의 분율이 감소하고, 대신 열역학적으로 보다 안정한 M₂₃C₆ 탄화물의 분율이 급격히 증가한다. 이때 조대한 M₂₃C₆ 탄화물이 주변의 미세 탄화물들을 흡수하며 성장[오스트발트 성장(Ostwald ripening)]하므로 석출 강화 효과가 크게 저하되며¹⁴⁾ 결과적으로 템퍼링 온도가 높아짐에 따라 소재의 연화(softening) 속도가 가속화되는 현상에 기인할 것으로 추정되었다.

Fig. 7.

Heat treatment master curves using small-scale specimens (20 × 20 × 20 mm³) to screen candidate quenching and tempering conditions for subsequent large-scale mechanical testing (tensile and impact toughness) based on hardness behavior.

특이하게도 템퍼링 온도가 675 °C를 넘어 700 °C에 도달할 경우 경도 감소 추세가 멈추고 오히려 경도가 급격히 상승하는 거동이 관찰되었다. 이는 해당 온도가 A_c1 상변태 시작 온도를 초과함에 따라 이상 영역(intercritical region) 가열 중 미세조직 일부가 오스테나이트로 역변태(reverse transformation)되었기 때문이다. 딜라토미터 결과에 비해 낮은 온도에서도 일부 오스테나이트 역변태가 발생한 것으로 판단한다. 이렇게 생성된 오스테나이트는 페라이트 기지에 비해 탄소 고용도가 월등히 높기 때문에 주변 탄소를 빠르게 흡수하여 탄소 부농화(carbon enrichment)가 발생한다. 이후 냉각 과정에서 이 고탄소 오스테나이트가 다시 경질상(hard phase)인 신규 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태하면서 2차적인 조직 강화를 유발하게 된다. 실제로 마르텐사이트의 경도는 고용된 탄소 함량에 비례하여 최대 65 HRc 수준까지 증가할 수 있다고 보고된다.¹⁵⁾ 따라서 이상 영역인 700 °C 부근에서의 경도 상승은 단순한 템퍼링 효과가 아닌 탄소가 농축된 신규 경질상 형성에 기인한 복합적인 미세조직 변태의 결과로 해석된다.

3.4. 열처리에 따른 기계적 물성 거동

가스터빈 압축기 부품의 신뢰성을 확보하기 위해서는 적절한 경도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지의 조합이 필수적이다. 일반적으로 마찰 및 접촉이 발생하는 조립부에서는 유지보수의 편의성을 고려하여 교체가 용이한 부품의 경도를 교체가 난해한 핵심 부품보다 상대적으로 낮게 설계한다. 또한 경도 시험은 소재의 강도와 열처리 상태를 간접적이고 비파괴적인 방식으로 평가할 수 있는 유용한 지표이다. 본 연구에서는 소형 큐브 시편을 활용하여 광범위한 퀜칭 및 템퍼링 온도 범위에서 경도 평가를 수행하였다. 마스터 커브에 나타난 바와 같이 A_c1 상변태 온도 미만인 650 °C 미만의 템퍼링 조건에서는 대다수 설계 목표 경도 하한치(28 HRc)를 충분히 상회하는 것으로 확인되었다[Fig. 7, Fig. 8(a)].

Fig. 8.

Evaluation of mechanical properties as a function of quenching and tempering temperatures using block-scale specimens (20 × 60 × 130 mm³) to determine the optimized heat treatment condition through direct hardness, tensile, and impact testing: (a) hardness, (b) yield strength, and (c) Charpy impact energy.

인장 및 충격 시험의 경우 상대적으로 큰 부피의 시편과 정밀한 기계 가공이 요구되므로 앞선 경도 거동 분석 결과를 바탕으로 주요 템퍼링 조건(550~675 °C)을 선별하여 블록 형태의 시편에서 특성 평가를 진행하였다. 가스터빈 압축기 부품에 요구되는 항복강도는 920 MPa 이상으로, 기존 증기터빈 저압 로터용(약 650~750 MPa)에 비해 상당히 높은 수준이다. 이는 부품이 중공 구조로서 두께가 상대적으로 얇고 고온 환경에서 고속 회전함에 따라 높은 원심력에 견디기 위함이다.

Fig. 8(b)의 항복강도 거동을 살펴보면 550 °C 템퍼링 조건에서 800, 830, 860 °C 퀜칭 시편들은 모두 1,050 MPa 내외의 우수한 강도를 나타내었다. 반면 770 °C 퀜칭 시편은 약 950 MPa로 상대적으로 낮은 값을 보였는데 이는 가열 온도가 A_c3 (약 780~810 °C)에 미치지 못하여 오스테나이트로의 변태가 완료되지 않은 이상 영역 가열이 이루어졌기 때문이다. 그 결과, 냉각 시 미변태된 연질의 페라이트 또는 구상화된 기존 조직이 잔류하여 강도 저하를 유발한 것으로 분석된다. 완전한 오스테나이트화가 이루어지는 800~860 °C 구간에서의 미세한 강도 편차는 가열 온도에 따른 미고용 탄화물의 용해 거동, 오스테나이트 결정립 성장, 그리고 베이나이트 내 유효 합금 원소 고용량 차이에 기인한다. 830 °C 퀜칭 조건이 가장 높은 항복강도를 나타내었으며 주변 온도와의 편차도 안정적으로 유지되어 최적 퀜칭 온도로 판단된다.

템퍼링 온도가 상승함에 따라 항복강도는 대체로 선형적인 감소 추세를 보였다. 일반적으로 철강 소재에서 경도와 인장강도는 선형적인 비례 관계를 가지는 것으로 알려져 있으나 본 연구에서는 템퍼링에 따른 경도 변화(이차 경화 등 비선형적 거동)와 항복강도 감소 경향이 완벽히 일치하지 않아 특정 비례식을 단순 적용하기에는 무리가 있다. 목표 항복강도(920 MPa 이상)를 충족하는 템퍼링 조건은 완전 퀜칭이 이루어진 800~860 °C 조건 기준으로 약 610~620 °C 이하의 온도 범위임이 확인되었다.

충격인성은 통상적으로 강도에 반비례하며 본 연구에서도 템퍼링 온도가 상승할수록 강도는 감소하고 충격 흡수 에너지는 증가하는 전형적인 강도-인성 상충관계(trade- off)가 관찰되었다[Fig. 8(c)]. 다만 템퍼링 온도가 650 °C에서 675 °C로 과도하게 높아질 경우 기지 조직의 연화에도 불구하고 충격인성의 상승폭이 둔화되거나 오히려 감소하였다. 이는 고온 템퍼링 시 조대화된 M₂₃C₆ 탄화물이 응력 집중원으로 작용하여 미세 균열의 생성 및 전파를 촉진시킴으로써 기지 연화로 인한 인성 향상 효과를 상쇄했기 때문으로 해석된다. 주목할 점은 불완전한 오스테나이트화가 발생한 770 °C 퀜칭 시편의 경우, 550 °C 템퍼링 시 강도가 가장 낮았음에도 불구하고 충격 흡수 에너지 역시 타 조건 대비 10~20 J 가량 낮게 측정되었다는 점이다. 이는 건전한 템퍼드 베이나이트 단상 조직 대비 미고용상 또는 미변태 페라이트가 혼재된 불균일 조직이 강도와 인성을 동시에 열화시킴을 보여준다. 설계상 요구되는 충격 흡수 에너지 기준치인 84 J 이상을 안정적으로 만족하기 위해서는 600 °C 이상의 템퍼링 온도가 필수적인 것으로 도출되었다.

결과적으로, 요구되는 고강도(920 MPa 이상)와 고인성(84 J 이상)을 동시에 충족하기 위한 템퍼링 공정 창(process window)은 600~620 °C 영역으로 협소하게 나타났다. 이는 기존 증기터빈 부품 대비 요구 강도가 대폭 상향되면서 나타난 결과이다. 향후 이처럼 협소한 공정 창을 넓히고 강도-인성 균형을 추가적으로 향상시키기 위해서는 합금 성분의 변경 없이 단조 공정 제어, 이상 영역 열처리 도입 등을 통해 오스테나이트 결정립을 극미세화(grain refinement)하는 방안이 요구된다. 또한 바나듐이나 몰리브데넘의 함량을 미세하게 조정하여 고온 안정성이 높은 나노 탄화물 형성을 극대화하는 성분계 최적화도 고려해 볼 수 있으나 이는 소재 원가 상승과 직결되므로 신중한 접근이 필요하다. 열처리 온도 구간별 기계적 물성 평가를 통하여 항복강도와 충격인성을 동시에 만족하는 템퍼링 공정 범위가 600 °C~625 °C 구간 내에 존재함을 확인하였다. 이를 바탕으로 공정 최적화를 위해 해당 구간 내의 605 °C 및 610 °C 템퍼링 조건에 대해 추가 실험을 수행하였다. 실험 결과, 605 °C 템퍼링 조건에서 목표 물성 합격치를 달성할 수 있었으며, 결과는 Fig. 8(b)에 나타내었다. 해당 조건의 물성 평가를 위해 각 2회 반복 시험을 수행하였으며, 그 결과 항복강도는 평균 934.5 MPa (표준편차 4.9 MPa), 충격 흡수 에너지는 평균 97.5 J (표준편차 4.9 J)를 나타내었다. 최종적으로 본 연구에서는 최적의 열처리 조건으로 830 °C 퀜칭 및 605 °C 템퍼링 공정을 확정하였다.

3.5. 품질 열처리 공정별 미세조직 거동

가스터빈 압축기 부품의 최종 기계적 물성은 품질 열처리 공정을 통해 결정된다. 일반적으로 단조 공정을 마친 소재는 normalizing 처리를 통해 미세조직의 균질성을 확보하고 기계 가공성을 향상시킨다. 이후 최종 제품의 형상에 가깝게 황삭(rough machining)을 진행한 뒤 품질 열처리를 수행하며 표면 산화막 제거 및 최종 치수, 조도 확보를 위한 정삭(finish machining) 과정을 거쳐 부품 제조가 완료된다. 본 연구에서는 앞서 도출된 최적 조건(830 °C 퀜칭 및 605 °C 템퍼링)을 적용하여 실험실 규모에서 요구 물성을 완벽히 충족하는 품질 열처리 공정을 확립하였다. 열처리 공정의 최적화 및 물성 개선 메커니즘을 명확히 규명하기 위해 입고 상태의 원소재, 퀜칭 후, 템퍼링 후(As-tempered) 각 단계별 시편에 대하여 OM 및 FE-SEM 미세조직 분석을 수행하였다(Fig. 9).

Fig. 9.

Optical micrographs (a-c) and SEM images (d-f) showing the microstructural evolution, prior grain size, martensite/bainite formation, and precipitation behavior at each heat treatment stage under the optimized condition (830 °C quenching and 605 °C tempering): as-received (a, d), as-quenched (b, e), and as-tempered (c, f).

입고 상태의 원소재[Fig. 9(a, d)]에서는 상부 베이나이트(upper bainite)와 마르텐사이트의 혼합 조직이 관찰되었으며, 이미지 분석을 통해 측정된 마르텐사이트의 분율은 50.3 %였다. 고배율 SEM 분석 결과, 해당 마르텐사이트는 기지 내에 마르텐사이트 아일랜드(martensite island)로 혼재하고 있음을 확인하였다. 관찰된 packet의 크기는 150~ 300 µm 수준으로 이를 통해 PAG은 이보다 훨씬 조대한 상태임을 유추할 수 있다. 해당 원소재는 직경 1.2 m, 길이 3.3 m, 중량 35 ton 규모의 대형 단조 블록을 880 °C에서 24 h 유지 후 공냉하여 normalizing 처리한 것이다. 300 µm 이상의 조대한 PAG 크기 및 열간 단조 시 발생한 변형 조직이 완전히 소멸된 점을 미루어 볼 때 완전한 오스테나이트화가 이루어질 수 있는 충분히 높은 온도에서 장시간 가열되었음을 알 수 있다. 또한 수 미터 규모의 대형 단조품 중심부에서 발생하는 매우 느린 공냉 조건(서냉)에서도 베이나이트와 마르텐사이트 혼합 조직이 형성된 것은 3.5NiCrMoV 강이 무확산 변태(displacive transformation)를 유도하기에 충분히 우수한 경화능을 보유하고 있음을 시사한다.

830°C에서 퀜칭 처리를 수행한 직후의 미세조직[Fig. 9(b, e)]을 살펴보면 베이나이트와 침상 마르텐사이트 혼합조직이 관찰되었으며 마르텐사이트 분율은 58.7%로 분석되어 입고 상태의 소재에 비해 8.4% 증가하였다. 이는 대형 단조 블록 상태에서 공냉된 입고재에 비해, 본 연구의 시편은 소형 규격으로 분할되어 수냉이 수행됨에 따라 나타난 냉각 속도의 차이에 기인한 것으로 판단된다. 패킷의 크기가 약 50 µm 수준으로 원소재 대비 grain refinement되었음을 확인할 수 있다. 고배율 SEM 이미지에서는 발달된 침상 마르텐사이트(acicular martensite) 블록과 함께, 블록 내부에 수십 nm 규모의 미세 탄화물들이 균일하게 석출된 전형적인 하부 베이나이트(lower bainite) 혼합 조직이 관찰되었다. 605 °C에서 템퍼링 처리를 완료한 최종 미세조직[Fig. 9(c, f)]에서는 에칭에 의한 OM 이미지의 선명도가 다소 저하되는 양상을 보였다. SEM 분석 결과 퀜칭 상태에서 명확했던 베이나이트 및 침상 마르텐사이트 간의 경계가 불분명해지고 래스(lath) 및 블록의 계면이 상당 부분 붕괴된 템퍼드 조직의 특징을 나타냈다. 특히 기지 내부에 고용되어 있던 탄소 및 합금 원소들이 확산됨에 따라 블록 내부 및 경계면에 수백 nm 길이의 판상 탄화물(plate-like carbide)과 구상화된 탄화물(spheroidized carbide)이 다량 석출된 것이 확인되었다. 이는 퀜칭 시 형성된 과포화 기지 조직과 하부 베이나이트 내부의 미세 탄화물들이 템퍼링 과정 열에너지에 의해 탄화물로 핵생성 및 성장(coarsening)했기 때문이다. 이러한 수백 nm 수준의 탄화물들이 기지 내에 균일하게 분산된 템퍼드 미세조직은 전위의 이동을 효과적으로 제어하여 높은 항복강도를 유지할 뿐만 아니라 기지 조직의 내부 잔류응력을 해소하고 균열 진전을 억제함으로써 충격 인성 및 연성을 극대화하는 이상적인 형상으로 판단된다.

탄화물의 크기 분포 및 성분을 분석하기 위하여 고배율 SEM 이미지를 확보하고 분석을 수행하였다(Fig. 10). SEM SE2 이미지 내 탄화물을 대상으로 이미지 분석 소프트웨어(ImageJ)를 활용하여 정량적인 크기 분석을 수행하였다. 탄화물의 평균 직경은 원소재 94 nm, 퀜칭 후 소재 12 nm, 템퍼링 후 소재 36 nm인 것으로 확인되었다. 탄화물의 크기 분포는 퀜칭 상태에서 가장 미세하였으며, 템퍼링 처리에 따라 평균 크기가 증가하고 조대한 탄화물의 발생 빈도가 높아지는 전형적인 석출상 성장 경향을 나타내었다[Fig. 10(g)].

Fig. 10.

Microstructural evolution and quantitative carbide analysis at each heat treatment stage: (a-c) SEM SE2 images and (d-f) SEM BSE images for the (a, d) as-received, (b, e) as-quenched, and (c, f) as-tempered conditions. (g) Particle size distribution curves of the precipitates and (h) chemical compositions (wt%) of the selected spots measured by SEM-EDS. In the EDS analysis table (h), the rows are color-coded to denote the analyzed phases: blue indicates the martensite matrix, reddish-orange indicates the bainite matrix, and yellow indicates the precipitated carbides.

SEM-EDS의 정량 분석 공간 분해능은 상호작용 부피의 영향으로 인해 약 500 nm 수준이며, 가속 전압을 낮게 조절하더라도 수백 nm 수준으로 제한된다. 본 연구의 석출상은 대부분 500 nm 이하 크기로 관찰된다. 또한, 탄소와 같은 경원소는 방출되는 특성 X선 에너지가 매우 낮아 EDS를 통한 독립적인 정량 분석이 어렵다. 이러한 분석적 한계를 극복하기 위하여, 본 연구에서는 SEM BSE 분석을 병행하여 화학 조성 특성이 유사한 지점들을 우선 식별하였으며, EDS 분석을 통해 위치 및 상에 따른 상대적인 성분 변화 경향을 파악하는 방식으로 탄화물의 성분 거동을 추정하였다. 기지 조직의 경우, 마르텐사이트 기지가 베이나이트 기지에 비해 상대적으로 높은 탄소 함량을 나타내는 경향이 관찰되었다. 이는 상변태 과정에서 베이나이트 패킷 내부의 탄소는 확산을 통해 탄화물 형태로 외부 배출되는 반면, 마르텐사이트 구조 내에는 탄소가 과포화 상태로 고정되기 때문으로 판단된다. 탄화물은 형상에 상관없이 유사한 BSE 밝기를 보여 유사한 성분으로 추정된다[Fig. 10(d-f)]. 탄화물 측정 지점에서는 기지 조직 대비 탄소 성분이 높게 검출되었는데, 이는 미세 탄화물이 EDS 분석 체적 내에 포함되면서 나타난 결과로 추정된다. 아울러 탄화물 지점은 기지 대비 몰리브데넘 성분이 다소 높게 측정되고 바나듐은 낮게 측정되는 현상이 확인되었다. 이를 통해 몰리브데넘이 SEM 이미지상에서 관찰되는 수십-수백 nm크기 탄화물의 주요 구성 원소일 것으로 판단된다[Fig. 10(h)]. 반면, 바나듐의 경우 주로 수 nm 수준의 극미세 MC타입 탄화물을 형성하는 것으로 알려져 있어, 현재의 SEM 분해능으로는 독립적인 석출 거동 확인에 한계가 있었다. 따라서 이러한 극미세 나노 탄화물의 거동을 명확히 규명하기 위해서는 고분해능 투과전자현미경(transmission electron microscopy, TEM) 분석이 필수적이며, 향후 고해상도 TEM-EDS 및 회절 패턴 분석을 포함한 후속 연구를 통해 탄화물의 석출 및 천이 거동을 더욱 정밀하게 분석할 계획이다.

4. 결 론

본 연구에서는 기존 증기터빈 저압 로터용으로 주로 사용되던 3.5NiCrMoV 강을 가스터빈 압축기 부품에 적용하기 위해 상향된 강도 및 인성 요구 조건을 동시에 충족할 수 있는 최적 열처리 공정 도출 연구를 수행하였다. 전통적인 실험적 접근 방식과 더불어 열역학 및 물성 시뮬레이션 기반의 최신 물리야금학적 해석 기법을 통합적으로 적용하여 연구의 신뢰성과 효율성을 극대화하였다. 체계적인 상변태 거동 예측과 미세조직의 정밀 분석을 통해 열처리 조건에 따른 기계적 물성 변화 메커니즘을 규명하였으며, 이를 통해 도출된 주요 결론은 다음과 같다.

(1) 소재의 OES 성분 분석 결과를 바탕으로 FactSage 및 JMatPro 소프트웨어를 활용하여 열역학 평형 상태도와 비평형 CCT 곡선을 도출하였다. 시뮬레이션 결과와 딜라토미터 실험으로 측정한 A_c1 및 A_c3 온도가 높은 수준으로 일치함을 확인하였다. 또한 CCT 곡선 시뮬레이션을 통해 펄라이트 형성을 억제하기 위한 임계 냉각 속도를 0.022 °C/s로 예측하였으나, 기존 대형 단조품 문헌 결과(0.005 °C/s에서도 펄라이트 회피)와의 차이를 확인하여 실제 대형 부품 적용 시 경화능 해석의 보완 필요성을 도출하였다.

(2) 소형 큐브 시편을 활용하여 광범위한 온도 구간에서 열처리를 수행하고 경도 마스터 커브를 도출하였다. 실험 결과를 바탕으로 퀜칭 가열 온도 구간을 800~860 °C, 템퍼링 가열 온도 구간을 550~675 °C로 각각 도출하였다. 특히 템퍼링 온도에 따른 이차 경화, 500 °C 이상에서의 연화, 675 °C 이상 역변태로 인한 경도 재상승 현상을 확인하였으며 이를 equilibrium phase fraction diagram의 온도별 안정상 및 석출상 분율의 변화와 연계하여 물리야금학적으로 해석하였다.

(3) 후보 퀜칭 및 템퍼링 조건에 따른 인장강도, 항복강도 및 충격 흡수 에너지 평가를 수행하여 목표 물성(항복강도 920 MPa 이상, 충격인성 84 J 이상)을 동시에 만족하는 열처리 process window가 퀜칭 800~830 °C, 템퍼링 600~620 °C의 협소한 구간에 존재함을 확인하였다. 최종적으로 830 °C 퀜칭 및 605 °C 템퍼링 조건을 최적의 품질 열처리 공정으로 확정하였으며 해당 조건에서 항복강도 935 MPa 및 충격인성 97 J의 우수한 물성 조합을 달성하였다.

(4) 열처리 단계별 미세조직의 진전 거동을 OM 및 SEM으로 정밀 분석하였다. Normalizing 처리된 원소재에서는 상부 베이나이트와 마르텐사이트 아일랜드가 관찰되었다. 퀜칭 후에는 침상 마르텐사이트 블록과 미세 탄화물을 포함하는 하부 베이나이트 혼합 조직이 뚜렷하게 발달하였으며 템퍼링 후에는 내부 잔류응력이 해소되면서 기지 내외부에 수백 nm 수준의 판상 및 수십 nm 수준의 구상화 탄화물이 고르게 석출되어 요구되는 강도-인성 균형을 극대화하는 미세조직을 형성함을 확인하였다.

본 연구는 최신 물리야금학적 시뮬레이션과 실험적 검증을 병행하여 가스터빈 압축기용 3.5NiCrMoV 강의 최적 열처리 공정을 확립하였다. 제시된 연구 방법론은 합금 설계 및 열처리 공정 최적화에 소요되는 시간과 비용을 절감할 수 있어 다른 특수강 및 내열합금 소재 연구에도 널리 적용될 수 있다. 다만 가스터빈 압축기 부품의 까다로운 요구 물성을 충족하기 위한 템퍼링 공정 창이 다소 협소하여 실제 대형 부품 양산 시 정밀한 온도 제어가 요구된다. 따라서 후속 연구로서 결정립 미세화 공정이나 미량 합금 원소 제어 등을 통해 요구 물성 충족 구간을 넓힐 수 있는 강건 설계(robust design) 기반의 소재 고도화 연구를 진행할 예정이다.