염화물 환경에서 린 듀플렉스 스테인리스 주강의 미세조직과 연계한 공식 거동

The Behavior of Pitting Corrosion Associated with Microstructure of a Cast Lean Duplex Stainless Steel in Chloride Environments

Abstract

염화물 환경에서 329LD 린 듀플렉스 스테인리스강과 CF3M 오스테나이트 스테인리스강 주물재의 공식 거동을 조사하였다. CF3M 합금에 비해 상대적으로 낮은 Ni 및 낮은 Mo 함량을 갖는 329LD 합금의 공식 전위, 부동태 영역 및 임계 공식 온도는 상용 CF3M 합금보다 높기 때문에 329LD 합금의 공식 저항성은 CF3M 합금보다 우수하였다. CF3M 합금에 비해 높은 Cr과 Mo 와 중간 정도의 N 함량을 갖는329LD 합금의 공식 저항성이 향상된 이유는 크게 두 가지이다. 첫째, 329LD 합금의 공식 저항 당량지수 (PREN δ+γ) 값이 CF3M 합금보다 높다. 둘째, 329LD 합금의 부동태 영역은 CF3M 합금의 부동태 영역보다 크다. 이는 329LD 합금에 높은 Cr과 낮은 Mo 및 중간 정도의 N 함량을 첨가함으로써 세 원소의 시너지 효과가 부동태 피막의 부동태를 향상시켜 내식성을 증가시키기 때문이다. 공식저항 당량지수에서 N factor 16을 이용하여 계산된 오스테나이트 (γ)의 PREN_γ과 페라이트 (δ) 값의 PREN_δ을 계산한 결과 오스테나이트 (γ)의 PREN_γ 값이 페라이트 (δ)보다 작으므로 329LD 합금의 공식은 γ상에서 선택적으로 시작되어 최종적으로는 γ상에서 δ상으로 전파됨을 확인하였다.

The pitting corrosion behavior of 329LD cast lean duplex stainless steel and CF3M cast austenitic stainless steel was investigated in chloride environments. The pitting corrosion resistance of the 329LD alloy was superior to that of the CF3M alloy because the pitting potential, passive region, and critical pitting temperature of the low Ni-low Mo 329LD alloy were higher than those of the high Ni-medium Mo commercial CF3M alloy. There are two main reasons for the enhancement of the pitting corrosion resistance of high Cr-low Momedium N 329LD alloy compared to the low Cr-medium Mo CF3M alloy: First, the pitting resistance equivalent number (PREN_δ+γ) value of the 329LD alloy is higher than that of the CF3M alloy. Second, the passive region of the 329LD alloy is larger than that of the CF3M alloy. It indicates that the synergistic effect of the three elements by adding high Cr and low Mo-medium N to the 329LD alloy enhances the passivity of the passive film, thereby increasing the pitting corrosion resistance. It was verified that based on the PREN_γ of austenite (γ) and PREN_δ of ferrite (δ) values calculated using an N-factor of 16, the pitting corrosion of the 329LD alloy was selectively initiated at the γ-phases because PREN_γ value of austenite (γ) was smaller than that of ferrite (δ), and finally propagated from the γ-phase to the δ-phase.

1. 서론

페라이트 (δ)와 오스테나이트 (γ)상을 거의 동일한 50 : 50의 부피 분율로 함유한 듀플렉스 스테인리스강(duplex stainless steel, 이하 DSS)은 해수 담수 설비, 발전설비 및 화학 플랜트 등 다양한 산업분야에 적용되고 상황이다. DSS는 오스테나이트 스테인리스강 (austenitic stainless steel, 이하 ASS)과 비교하여 응력 부식 균열(stress corrosion cracking, 이하SCC) 및 공식 (pitting corrosion)에 대한 저항성이 높은 것으로 알려져 있다. 또한 용접성과 기계적 물성이 우수하며 니켈 (Ni)과 몰리브데넘 (Mo) [1-3]이 상대적으로 낮게 첨가되어 ASS에 비해 상대적으로 제조 비용이 저렴하다고 알려져 있다.

DSS는 합금 함량 및 내식성에 따라 4개 그룹으로 나누어 진다 [4]: (1) UNS (Unified Numbering System) S32304 및 UNS S32101과 같이 Mo를 함유하지 않은 린 (Lean) DSS (LDSS)과 329LD DSS와 같이 Mo 함유량이 상대적으로 적은 LDSS (Mo-LDSS), (2) UNS S31803 및 UNS S32205와 같이 약 22% 크로미엄 (Cr) 및 3% Mo를 함유하는 표준 DSS, (3) 25% Cr과 3-4% Mo의 함량을 갖는 40-45 PREN 급 슈퍼 (super) DSS (SDSS)인 UNS S32507 및 (4) Cr 및 Mo 함량이 더 높고 PREN 값이 45이상인 UNS S32707과 같은 하이퍼 (hyper) 듀플렉스 스테인리스강 (HDSS)이 있다.

수식 (1)의 공식저항당량지수 (pitting resistance equivalent number, 이하PREN)는 염화물 용액에서 DSS와 ASS에 함유된 Cr, Mo, W 및 N의 합금 조성에 따른 상대적인 공식 저항성과 관련시키기 위해 개발되었다 [4,5]. 일반적으로 Cr, Mo, 텅스텐 (W) 및 질소 (N)의 함량이 증가할수록 PREN 값이 증가하며, 결국 국부적인 공식 및 틈부식에 대한 저항성이 증가하게 된다.

PREN = wt.% Cr + 3.3(wt.% Mo + 0.5 x wt.% W) + 16 x wt.% N       (1)

증기발생물질 원자로 [6,7]로 사용되는 UNS S30403 (AISI 304L) ASS와 UNS S31603 (AISI 316L) ASS와 비교해서 329LD LDSS는 항복 강도가 높고 내식성이 우수하기 때문에 여러 산업 분야에 적용되고 있다 [8]. 한편, S32101 LDSS는 교량 및 철근을 포함한 콘크리트 구조물 및 펄프 및 제지 산업 용도의 구성요소로 사용되는 UNS S30403 (AISI 304L) ASS를 대체하기 위해 개발되었다 [9].

공식 저항성은 아래의 2 가지 야금학적 관점을 고려하여 고찰해야 한다.

첫째는 δ상과 γ상에서의 내식성을 향상시키는 Cr, W, Mo 및 N합금 원소의 분배이다 [10]. 일반적으로 δ상 안정화 합금 원소인 Cr, W및 Mo는 δ상에 농축되는 반면에 γ상 안정화 합금 원소인 N 및 Ni은 γ상에 농축된다 [11]. 이들 합금원소의 2 상에서의 분배는 고용화열처리 온도에 의해 영향을 받게 된다. 즉, 고용화 열처리 온도가 감소함에 따라 γ상의 부피 분율이 증가하게 되어 γ상에서 Ni 및 N이 희석되는 반면에 δ상의 분율이 감소하게 되어 δ상에서 Cr, W 및 Mo의 함량은 농축된다. 결국, 합금원소 첨가량과 고용화 열처리 온도가 2 상의 내식성 균형에 영향을 미치는 것으로 귀결될 수 있다.

특히, 0.25~0.28 wt.% N 함유 SDSS와 0.35–0.4 wt.% N함유 HDSS의 공식은 γ상의 PREN값이 δ상의 PREN보다 훨씬 크기 때문에 δ상에서 개시되는 것으로 보고되고 있다[12–14]. 반면에 0.18 wt.% N 함유 표준 DSS는 γ상의 PREN값 (34.2)이 δ상 PREN값 (37.4)보다 낮기 때문에 γ상에서 공식이 시작된다. 이것은 SDSS와 HDSS 및 표준 DSS인 경우 0.25 wt. N을 경계로 하여 공식이 개시되는 상이 역전된다는 것을 의미한다.

그러나 LDSS 공식의 경우는 합금 함량에 따라 δ상 또는 γ상 중 어느 한 개 상에서 개시하는 것으로 보고 되고 있어 일관성이 없는 것으로 나타났다. 0.22 wt.% N를 함유하는 UNS S32101 LDSS (21.5Cr-1.5Ni-5.0Mn)에 대한 임계 공식 온도 (critical pitting temperature, 이하CPT)는 1,000ºC 이상의 온도에서 고용화 열처리 온도가 증가할수록 감소한다. 이는 γ상의 PREN값이 δ상 보다 점진적으로 낮아져 2 상간의 내식성의 차이가 커져 결국 γ상이 점차 공식에 더 취약하기 때문인 것으로 설명하고 있다 [15,16]. 그러나 0.1 wt.% N를 함유 PREN 25.1급 UNS S32304 LDSS (22.5Cr-4.5Ni-0.3Mo) 는 1,080ºC에서 피크를 갖는다. 이 온도 이하에서는 δ상이 공식에 더 취약하며, 이 온도 이상에서는 γ상이 더 취약한 것으로 보고하고 있다 [17].

두 번째 관점은 내식성을 저하시키는 황 (S)와 산소 (O)을 함유한 개재물 개수 및 면적의 분포도이다. 공식은 망간니즈 황화물 (MnS)와 산화-황화물 (oxy-sulfide)에서 발생하는 것으로 보고되고 있다. 판재 및 단조재와 같은 가공품(wrought)를 생산할 때 적용되는 1970년대에 개발한 알곤산소 탈탄소 (argon oxygen decarburizing, 이하AOD) 정련 공법에 의해 O 와 S를 각각 30 ~ 60 ppm, 8 ~ 20 ppm의 낮은 수준으로 제거함으로써 개재물 형성이 극력 억제되어 내식성을 향상시킬 수 있었다 [18,19].

상기의 공식에 미치는 2 가지 야금학적 영향을 요약하면, δ상 또는 γ상에서 Cr, Mo, W, 및 N의 분배 거동과 2 상의 부피 분율, 그리고 개재물 분포도는 공식에 대한 저항성 뿐만 아니라, 기계적 특성 및 충격 인성에 영향을 미치는 중요한 변수이다 [18]. 따라서 적절한 합금원소의 배합 설계와 고용화 열처리 온도 및 시간을 통한 δ상과 γ상에서의 제반 합금원소의 분배, 2 상의 분율 및 개재물 분포도 제어는 DSS의 제반 특성을 최적화할 수 있을 것이다 [20].

통상적으로 펌프 및 밸브 주물 부품에 사용되는 DSS와 ASS는 대기중에서 고주파 유도 용해 작업을 통해 제작하기 때문에 AOD 정련 공법에 의해 제작된 가공재와 비교해서 다량의 O (250 ~ 450 ppm)와 S (60 ~ 120 ppm S)를 함유으로써 많은 개재물들이 내재하고 있는 저청정도 재질이므로 미세조직 및 공식 특성에 대해 주위 깊게 정량적으로 고찰할 필요가 있다. 즉, 저청정도에 기인하여 다량 함유된 산화물 및 산화-황화물에 대한 공식 거동과 δ/γ상 사이의 공식 저항성의 차이에 따른 공식의 개시 및 전파 기구를 정량적으로 검증하는 것이 중요하다.

본 연구에서는 염화물 환경에서 329LD LDSS 및 CF3M ASS 주물재의 공식 거동을 규명하기 위해 미세조직, 동전위양극 분극 시험, 임계 공식 온도 시험, 주사전자현미경을 (SEM-EDS) 통한 개재물 분석 및 공식 형상을 분석하였다. 또한, 열역학 시뮬레이션 소프트웨어 (Thermo-Calc.)를 사용하여 δ상과 γ상내의 합금원소 함량과 PREN 값을 계산 하였다.

2. 실험방법

2.1. 상태도, 각 상의 평형분율 및 δ상 및 γ상의 PREN 값의 열역학적 계산

329LD LDSS에 대해 각 상의 평형 상분율은 상용 JMatPro 7.0소프트 웨어 패키지를 사용하여 온도에 따라 계산하였다. 한편, δ상과 γ상의 PREN 값은 상용 Thermo-Calc 소프트웨어 패키지를 사용하여 LDSS 합금의 온도에 대해 계산하였다.

2.2. 시험편 제작 및 고용화 열처리

329LD 및 CF3M합금 시편을 제조하기 위해 상용304L/316L 스테인리스 스크랩과 합금철을 이용하여 1,600℃에서 고주파 유도 용해로에 의해 230 kg 중량의 용탕을 제조한 후 Y-block 인공사 주형에 1,550℃에 주입하였다 Y-block 공시재는 미국시험재료학회 ASTM A370 [21] 에 따라 제조하였다 (Fig. 1). Y-block 공시재의 라이저를 절단한 후 32 ~ 40 mm 두께 본체를 1,100℃에서 1.5시간 동안 고용화 열처리한 후 수냉하였다. PREN 28.5급 329LD 합금과 PREN 25.1급 CF3M 합금 [22]의 화학 조성을 Table 1에 나타내었다.

Fig. 1. Dimension (mm) of Y-block for test specimens according to ASTM A 370.

Table 1. Chemical composition (wt.%) and PREN of the alloys

⁽¹⁾ PREN = wt.% Cr + 3.3 x wt.% Mo + 16 x wt.% N

2.3 부식 시험

부식 특성을 분석하기 위해 동전위 양극 분극 시험을 수행하였다. 공식전위 (pitting potential, E_p) 및 부동태 영역(passive region, ΔE_p)의 전기화학적 파라미터를 측정하기 위해 ASTM G5에 따라 30℃에서 염화나트륨 (NaCl) 용액에서 수행하였다 [23]. 시험편의 한쪽 면을 SiC 연마지를 사용하여 # 600 까지 연마하였으며, 시험편의 부식 용액 노출부위의 면적은 0.5 cm²이었다. 시험은 포화 칼로멜 전극 (saturated calomel electrode, SCE)을 사용하여 -0.65 ~ +1.1 V_SCE의 전위 범위에서 0.06 V/min의 주사 속도로 수행하였다.

CPT 시험은 ASTM G48-method A에 따라 6 wt.% FeCl₃ 용액에서 수행되었다 [24]. 시험편은 SiC 연마지를 사용하여 #100 까지 연마하였다. 용액 온도는 24시간마다 5℃씩 상승시켰다. 시험이 끝난 후 아세톤 용액에 담근 다음 초음파 장비를 사용하여 부식 생성물을 제거하였다. 공식 깊이가 0.025 mm 이상이고 무게 감량이 0.0001 g/cm² 이상인 최소 온도를 CPT로 정의하였다 [24]. 가장 깊은 구멍은 보정된 니들 포인트 마이크로미터 게이지를 사용하여 측정되었다. CPT 측정 후 공식의 시작 및 전파는 SEM-EDS를 사용하여 관찰하였다.

2.4. 미세조직 분석

329LD 합금을 SiC (Silicon Carbide) 연마지를 사용하여 # 2,000 까지 연마한 다음 다이아몬드 페이스트로 최종 연마한 후, ASTM A923에 따라 10 wt.% 수산화나트륨 (NaOH) 용액을 사용하여 전해 에칭한 후에 광학현미경을 이용하여 미세구조를 관찰하였다 [25] 페라이트 부피 분율은 ASTM E562 [26]에 따른 수동 포인트 카운트 방법을 사용하여 계산하였다. 광학현미경 배율은 ×500이었고, 그리드 크기 (포인트 수, PN)는 25 이었으며, 2상의 경계에 위치한 모든 교점은 1/2로 계산되었다. 개재물의 개수와 면적은 ASTM E1245 [27]에 따라 자동 영상 분석을 사용하여 측정하였다. 상기 δ상, γ상 및 개재물의 이미지와 화학 조성은 SEM-EDS를 이용하여 분석하였다.

3. 실험 결과 및 고찰

3.1. 각 상의 상태도와 평형분율의 열역학적 예측

상용 JMatPro 7.0 소프트웨어 패키지를 이용하여 계산된 329LD 합금의 상태도는 야금학적 거동에 대한 로드맵을 제공한다 (Fig. 2(a)). 그 합금은 액상으로부터 δ상의 초정으로 응고되며, 그 후 온도가 감소함에 따라 δ상의 일부가 γ상으로 변태한다. 따라서 329LD 합금의 응고 거동은 FA (ferrite austenite, 이하 FA) 모드를 따른다. 온도가 더 낮아질수록 탄화물 (M₂₃C₆)과 질화물 (M₂(C,N))이 형성되고, δ상은 공석 반응에 따라 시그마 (σ)상과 2차 오스테나이트(γ₂)상으로 분해된다.

Fig. 2. (a) phase diagram and (b) temperature of solution heat-treatment vs. phase content in the 329LD alloy calculated using a thermodynamic simulation software (JMatPro 7.0).

L → L + δ → δ → δ + γ → δ + γ + M₂₃C₆ → δ + γ + M₂₃C₆ + M₂ (C,N) → δ +γ + M₂₃C₆ + M₂ (C,N) + γ₂ + σ       (2)

δ → σ + γ₂       (3)

329LD 합금 대해 열역학 전산 모사 소프트웨어 패키지를 사용하여 온도에 따른 2 상 γ/δ의 평형 분율을 계산한 Fig. 2 (b)에서 알 수 있는 바와 같이, 내식성 및 충격인성을 저해하는 M₂₃C₆, M₂(C,N), σ상 및 γ₂상이 존재하지 않는 2상 만의 영역에서 고용화 열처리 온도가 낮아질수록 δ상의 함량은 감소하는 반면 γ상은 증가하고 있음을 알 수 있다. 50 vol.% 의 γ상과 50 vol.% δ상 미세구조를 얻기 위한 고용화 열처리 온도는 약 1,120℃ 이다. γ상을 5 vol.% 상향시켜 즉, 55 vol.% 가 되면 내식성에 영향을 주지 않으면서, 연성 및 충격 인성을 증가시킬 수 있을 것으로 판단된다. 여기서, 55 vol.% γ상과 45 vol.% δ상 미세조직를 얻기 위한 최적의 고용화 열처리 온도는 약 1,100℃ 이었으며, 이 온도에서 열처리된 329LD 합금에 대해 제반 특성을 고찰하였다.

3.2. 미세조직 분석

Fig. 3은 ASTM A 923-test method A에 따라 1,100℃에서 열처리된 329LD 합금의 광학현미경 미세조직을 나타낸 것이다. 시편 위치에 관계없이 회색 δ-상, 밝은 γ-상 및 소수의 흑색 석출물이 형성된 반면에 시그마 (σ) 및 카이 (χ)상과 같은 금속간 화합물은 δ/γ 계면에서 형성되지 않은 것으로 관찰되었다.

Fig. 3. Optical microstructures of the 329LD alloy according to ASTM A 923-test method A.

Fig. 4에 나타난 바와 같이 Fig. 3의 Lacation A, B 및 C에서의 ASTM-E562에 따른 δ상의 평균 함량은 약 42.3 vol.% 이었다.

Fig. 4. Ferrite content at different locations of Y-block (Fig. 3) of the 329LD alloy according to ASTM E562.

329LD 합금의 광학현미경 미세조직에서 관찰된 흑색 석출물 (Fig. 3)을 SEM-EDS 를 이용하여 분석한 결과 (Fig. 5), 이들 석출물은 (Mn,Cr, Fe,Al,Si,Ti)O 산화물과 (Mn,Cr,Si,(Fe),(Ca),Al)OS 산화-황화물의 혼합 개재물 (Fig. 5(a)) 및 (Mn,Cr,Fe,Si,Ca,(Ti),(Al)OS 산화-황 화물 (Fig. 5(b))이었으며, σ 및 χ상이 아닌 것으로 분석되었다. 그리고 내공식성을 현저히 저하시키는 MnS 황화물은 단독으로 합금에 형성되지 않았다.

Fig. 5. FE SEM-BSE-EDS analyses of the inclusions in the 329LD alloy; (a) image of x400 magnification, (b) a mixed inclusion of oxy-sulfide and oxide and (c) a inclusion of oxy-sulfide.

Fig. 6(a) 및 Table 2는 ASTM E 1245방법을 이용하여 측정한 개재물의 분포를 나타낸 것이다. CF3M 합금의 탈산 역할을 하는 Si 함량 (0.47 wt.%)과 비교하여 329LD 합금은 Si (0.31 wt.%) 함량이 적게 첨가되었기 때문에 CF3M 합금에 비해 개재물의 개수 (Fig. 6(b))는 비슷하였으나, 면적 (Fig. 6(c))이 크다는 것을 알 수 있다.

Fig. 6. Analyses of inclusions in the 329LD and CF3M alloys according to ASTM E1245; (a) the distribution of inclusions, (b) the number of inclusions, and (c) the area of inclusions.

Table 2. The distribution of inclusions in the alloys.

3.3. 329LD 합금과 CF3M 합금의 공식 저항성 비교

Fig. 7(a)는 ASTM G 5에 따라 탈기된 30℃의 3.5 wt.% NaCl용액에서 고용화 열처리 후의 329LD 및 CF3M 합금의 동전위 양극 분극 거동을 나타낸 것이다. 일반적으로 공식 전위 (E_p)는 부동태 피막을 파괴하는 전위로 정의되며, 부동태 영역 (ΔE_p)은 합금 표면에 형성된 부동태 피막의 안정성으로 정의된다. 합금의 공식 저항성은 E_p와 ΔE_p이 증가함에 따라 증가한다. Fig. 7(b)와 (c)에서 보는 바와 같이 329LD 합금의 E_p와 ΔE_p가 CF3M 합금보다 훨씬 높게 나타나 공식 저항성이 우수한 것을 알 수 있다.

Fig. 7. Behavior of potentiodynamic anodic polarization of the 329LD and CF3M alloys in deaerated 3.5 wt.% NaCl at 30℃ according to ASTM G5; (a) the polarization curves, (b) the pitting potential, and (c) he passive region.

Fig. 8(a)는 ASTM G48-method A에 따른 6 wt.% FeCl₃에서 329LD 및 CF3M 합금을 24시간 주기로 5℃씩 온도를 증가시키면서 측정한 임계 공식 온도의 결과를 보여준 것이며, Fig. 8(b)는 Fig. 8(a)의 임계 공식 온도의 결과를 막대 그래프로 나타낸 것이다. 일반적으로 합금의 CPT가 증가함에 따라 공식 저항성이 증가한다. 329LD 합금의 CPT가 CF3M 합금보다 높으므로 공식 저항성이 우수하다.

Fig. 8. Critical pitting temperature (CPT) of the 329LD and CF3M alloys in 6 wt.% FeCl3 according to ASTM G48-method A; (a) weight loss and pit depth at CPT and (b) comparison of CPT.

이상을 종합 요약하면, 측정된 E_p, ΔE_p 및 CPT를 토대로 하여 판단할 때 329LD 합금의 공식 저항성이 CF3M 합금보다 우수함을 알 수 있다.

3.4. 공식 기구

Fig. 9는 6 wt.% FeCl₃에서 CPT 시험후 SEM-EDS를 이용하여 329LD 합금의 공식 양상에 대해 분석한 결과를 나타낸 것이다. γ상에서 구멍 (pit) 발생한 것으로 보아 공식은 γ상에서 개시한 것으로 생각할 수 있다.

Fig. 9. Analyses of pit morphology using SEM–EDS after the critical pitting temperature test of the 329LD alloy in 6 wt.% FeCl₃ according to ASTM G48-method A: (a) SEM BSE image (b) EDS analysis.

상기의 γ상에서의 공식 발생 기구를 규명하기 위해, 329LD합금의 고용화 열처리 온도에 따른 δ상과 γ상에서의 Cr, Mo 및 N 함량을 Thermo-Calc 열역학 전산 모사 소프트웨어 패키지를 이용하여 정량적으로 구한 다음 (Fig. 10(a)~(c)), PREN 관계식(1)을 이용하여 δ상과 γ상 각각에 대해 PREN 값 (Fig. 10(d)), Table 3)을 계산하였다. 약 1,180℃ 이하의 온도에서 온도가 감소함에 따라, δ상의 PREN_δ 값이 γ상의 PREN_γ 값보다 높게 나타났으며, 그 차이는 점차적으로 크게 나타났다. 1,100℃에서 고용화열처리된 329LD 합금은 이 온도에서 γ상의 PREN_γ 값 (27.4)이 δ상의 PREN_δ 값 (29.0)보다 약 1.6 정도 작으므로 (Fig. 10(d)), Table 3) 상대적으로 공식 저항성이 취약한 γ상에서 공식이 개시된 것으로 판단할 수 있다.

Table 3. PREN values of the substrate (δ+γ), δ-phase and γ-phase for the solution annealed S329LD alloy at 1,100℃.

¹⁾ PREN = wt.% Cr + 3.3 x wt.% Mo + 16 x wt.% N

Fig. 10. Weight percentage (wt.%) of (a) Cr, (b) Mo, (c) N as a function of temperature, (d) calculated PREN of each phase in the 329LD alloy according to the content of Cr, Mo and N.

Fig. 2(a)의 상태도로부터 도출한 고용화열처리 온도에 따른 δ상과 γ상의 부피 % 로 부터 알 수 있는 바와 같이, 고용화열처리 온도가 감소할수록 δ상은 감소하는 반면에 γ상은 증가하게 된다. δ상이 감소할수록 페라이트 안정화 원소인 Cr 및 Mo 함량은 δ상에서 증가 (농축)하게 되며 (Fig. 10 (a)~(b)), γ상이 증가할수록 오스테나이트 안정화 원소인 N은 γ상에서 감소 (희석)하게 된다 (Fig. 10 (c)). 면심입방체 (face centered cubic, FCC)를 갖는 γ상의 팔면체 간극 사이트의 공간이 체심입방체 (body centered cubic, BCC)를 갖는 δ상보다 약 3배 정도 크기 때문에 내식성 및 항복강도를 향상시키는 침입형 원소인 N은 DSS의 γ상으로 거의 고용되는 반면에 δ상에 거의 고용화 되지 않는다 (고용한은 약 0.05 wt.%) [28].

4. 결론

염화물 환경에서 329LD 주조재 LDSS와 CF3M 주조재 ASS의 공식 거동을 규명한 결과, 다음과 같은 결론을 얻었다.

(1) CF3M 합금에 비해 상대적으로 낮은 Ni 및 낮은 Mo 함량을 갖는 1,100℃ 고용화 열처리된 329LD 합금의 미세조직은 42 vol.% 페라이트 (δ)와 58 vol.% 오스테나이트 (γ)로 구성되었으며, CF3M 합금에 비해 탈산 역할을 하는 낮은 Si 첨가에 기인하여 개재물의 면적이 증가하였다.

(2) 임계 공식온도 측정 결과를 토대로 판단할 때, Ni-Mo 저감형 329LD 주강이 CF3M 주강보다 공식 저항성이 우수하였다.

(3) 329LD 주강 (PREN_δ+γ 28.5)이 CF3M 주강 (PREN_δ+γ 25.1)보다 공식 저항성이 향상되었던 이유는 329LD 주강이 CF3M 주강보다 Mo이 다소 적게 첨가되었으나, Cr 및 N이 훨씬 많이 첨가한 것에 기인하여 PREN_δ+γ 값이 증가함으로써 임계 공식 온도가 증가하였기 때문이다.

(4) 임계 공식온도 시험 후 329LD 합금의 공식은 페라이트 (δ)상 (PREN_δ 29.0)보다 PREN 값이 작은 오스테나이트 (γ)상 (PREN_γ 27.4)에서 개시되었다.

감사의 글

이 논문은 대한민국 산업통상자원부의 "철강사업 재도약을 위한 R&BD사업"에 따라 지원되었습니다(과제고유번호: 1415184509, 세부과제번호: 20015666).