[논문]15-5PH 스테인리스강의 시효열처리 조건변화가 상변태 및 기계적 성질에 미치는 영향

김태수; 이제원; 노용식; 성장현; 임수근

doi:10.12656/jksht.2019.32.5.212

[국내논문] 15-5PH 스테인리스강의 시효열처리 조건변화가 상변태 및 기계적 성질에 미치는 영향
Influence of Variation of Aging Heat Treatment Condition on Phase Transformation and Mechanical Properties of 15-5PH Stainless Steel 원문보기

열처리공학회지 = Journal of the Korean society for heat treatment, v.32 no.5, 2019년, pp.212 - 223

김태수 (경상대학교 재료공정융합공학과) , 이제원 (한국열처리) , 노용식 (한국열처리) , 성장현 (한국열처리) , 임수근 (경상대학교 재료공정융합공학과)

Abstract ▼ AI-Helper

This study is to investigate the relationship between microstructural factors and tensile properties after aging heat treatment of the 15-5PH stainless steel at the temperature range of $450^{\circ}C$, $500^{\circ}C$ and $550^{\circ}C$ for various time. For the aging time of 2 hours, hardness showed maximum at $450^{\circ}C$ and then decreased with increasing aging temperature. While, hardness decreased gradually during aging $450^{\circ}C$, $500^{\circ}C$ and $550^{\circ}C$ from 1 hour to 5 hours but the hardness nearly unchanged until the 100 hours after 5 hours aging. When aging at $450^{\circ}C$, Cu atoms preferentially aggregated at the prior austenite grain boundaries and martensite lath boundaries, and Cu concentration at those boundaries was nearly unchanged even after aging for 100 hours. Therefore it was suggested that the coherency is still maintained after 100 hours aging at $450^{\circ}C$. Aging at $500^{\circ}C$ and $550^{\circ}C$ results in an increase in the concentration of Ni at the martensite lath boundaries and prior austenite grain boundaries, resulting in the formation of reversed austenite. Especially, when aged at $550^{\circ}C$ for 100 hours, the concentration of Ni remarkably increased at those boundaries, and thus the microstructure of herring bone shape was appeared. Considering the migration of Ni atom to the lath boundaries and prior austenite grain boundaries, Ni atoms contributed greatly to the formation of reversed austenite. On the other hand, it was found that Cu atoms hardly moving to those boundaries may not be contributed to the formation of reversed austenite. When aging at $450^{\circ}C$, the coarsening of the precipitated Cu atoms proceeded very slowly with increasing aging time, therefore the decrease in strengths were small but the reduction area was considerably increased due to the softening of the matrix. At the aging temperature of $500^{\circ}C$ and $550^{\circ}C$, the strengths decreased and the elongation and reduction area increased due to the appearance of the reversed austenite. Especially, the increase of reduction area was remarkable.

주제어

표/그림 (14)

표 Table 1. Chemical composition of 15-5PH stainless steel
그림 Fig. 1. Hardness as a function of aging temperature for 2 hours.
그림 Fig. 2. Hardness as a function of aging time at the various aging temperatures.
그림 Fig. 3. Micrographs of the 15-5PH stainless steel after solution and aging heat treatment; (a) optical micrograph and SEM-EDX result after air quenching at 1,040℃ for 90 min. (b) aged at 450℃ for 3 hrs (c) aged at 500℃ for 3 hrs (d) aged at 550℃ for 3 hrs and (e) aged at 550℃ for 100 hrs.
그림 Fig. 4. SEM micrographs and EDX analysis results after aging at 450℃; (a) and (b) aged for 1 hour and (C) aged for 5 hrs.
그림 Fig. 5. Transmission electron micrographs and EDS mapping of precipitates after aging treatment at 450℃ for 100 hrs.; (a) lath martensite, (b) precipitate in the bcc matrix and (c) Cu mapping of (b).
$Fig. 6. Transmission electron micrographs and diffraction pattern after aging at 500℃ for 1 hr.; (a) morphology of lath martensite (b) fine precipitates and (c) tangled dislocations and SAD pattern.$ 그림 Fig. 6. Transmission electron micrographs and diffraction pattern after aging at 500℃ for 1 hr.; (a) morphology of lath martensite (b) fine precipitates and (c) tangled dislocations and SAD pattern.
그림 Fig. 7. SEM micrographs and EDX analysis result after aging at 500℃ for (a) 2 hrs and (b) 100 hrs.
그림 Fig. 8. SEM micrographs and EDX analysis results after aging at 550℃ for (a) 2 hrs and (b) 100 hrs.
그림 Fig. 9. Transmission electron micrographs and EDS mapping after aging at 550℃ for 100 hrs.; (a), (d), (e) bright field image of Ni mapping and Cr mapping, respectively. (b), (c), (f) bright field images and Cu mapping.
$Fig. 10. X-ray diffraction patterns after aging at various temperature; (a) air quenched and 450℃, (b) 500℃ and 550℃, respectively.$ 그림 Fig. 10. X-ray diffraction patterns after aging at various temperature; (a) air quenched and 450℃, (b) 500℃ and 550℃, respectively.
그림 Fig. 11. Tensile properties as a function of aging time at 3 different temperatures.
그림 Fig. 12. Effect of tensile properties as a function of aging temperature at different time.
표 Table 2. Tensile properties of 15-5PH stainless steel with different aging conditions

AI 본문요약
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문제 정의

따라서 본 연구에서는 15-5PH 스테인리스강의 시효시 가장 널리 사용되고 있는 온도인 450℃~550℃에서 시효처리를 하였을 때, 시효온도 및 시간 변화에 따른 석출물 석출, 상변화 등에 대하여 조사한 다음, 경도 및 강도 변화와 조직 변화와의 관계를 조사하였다. 특별히 짧은 시효시간에서 경도 및 강도의 변화와 조직과의 관계를 조사하는데 중점을 두어 연구하였다.
500℃ 및 550℃ 시효에서는 마르텐사이트 래스경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 우선적으로 모이는 Ni 원자가 역변태 오스테나이트를 형성하고, 이 역변태 오스테나이트가 시효에 따른 연화 메카니즘의 주된 원인이라는 것을 알았다. 따라서 본 연구에서는 이러한 Cu 원자의 석출과 역변태오스테나이트의 형성이 인장성질에 어떤 영향을 미치는 가를 검토하였다.
Fe-Cu-X 계에서 과포화된 BCC 기지에 정합(coherency) 상태의 Cu가 풍부한 석출물이 핵생성 되어 성장하고 어떤 임계크기에 도달한 후에는 온도가 상승할수록 또는 시간이경과할수록 정합성을 잃어버리게 되어 최종적으로 반 정합(semi-coherent), 부정합(incoherent) Cu 석출물로 변하면서 강도, 경도가 저하한다. 본 연구에서는 우선 시효온도와 시효시간을 변화시킨 시료들의 경도변화를 통하여 시효거동을 조사하였다[5, 11].
용체화처리한 15-5PH 스테인리스강을 450℃~550℃에서 시간을 변화시켜 시효처리 하였을 때 시효온도와 시간 변화에 따른 미세조직 변화가 인장성질에 어떤 영향을 미치는가를 조사하기 위하여 다음과 같은 실험을 하였다.
따라서 본 연구에서는 15-5PH 스테인리스강의 시효시 가장 널리 사용되고 있는 온도인 450℃~550℃에서 시효처리를 하였을 때, 시효온도 및 시간 변화에 따른 석출물 석출, 상변화 등에 대하여 조사한 다음, 경도 및 강도 변화와 조직 변화와의 관계를 조사하였다. 특별히 짧은 시효시간에서 경도 및 강도의 변화와 조직과의 관계를 조사하는데 중점을 두어 연구하였다.

제안 방법

15-5PH 스테인리스강을 450℃, 500℃ 및 550℃에서 시간을 달리하여 시효열처리한 후 시효온도와 시간 변화에 따른 조직학적 인자와 인장성질과의 관계를 조사하여 다음과 같은 결론을 얻었다.
15-5PH스테인리스강의 시효 시 형성되는 이 역변태 오스테나이트는 550℃ 이상에서 형성된다고 알려져 있으나 최근 500℃ 시효에서도 역변태 오스테나이트가 존재한다는 것을 EBSD상 분석을 통하여 확인하였다[13]. 본 연구에서도 X-선 회절분석을 통하여 500℃ 시효에서 역변태 γ피크를 확인하였다.
이때 시료는 집속이온빔 연마장치(FIB Talos F200X)를 이용하여 준비하였다. 또한 X선 회절분석(X-ray diffractometer, Rigaku Ultima Ⅳ)을 통하여 시효에 의해 형성된 상을 조사하였으며 이때 Cu 타겟을 사용하였다.
시효처리가 끝난 시험편은 통상의 시료준비과정을 거쳐 연마 및 폴리싱하였으며, 폴리싱이 끝난 시험편은 75 ml HCl + 25 ml HNO₃ 용액에서 부식시킨 후 광학현미경(LICA DM-ILM)을 이용하여 조직을 관찰 하였고, 주사전자현미경(FE-SEM, Inspect F50)을 이용하여 기지조직 검사 및 석출물의 EDX 분석을 수행하였다. 또한 전계방사형 투과전자현미경(FE-STEMThermo Fisher Scientific Talos F200X)과 EDS mapping을 이용하여 이미지 및 석출물을 관찰하였다. 이때 시료는 집속이온빔 연마장치(FIB Talos F200X)를 이용하여 준비하였다.
본 연구에서도 X-선 회절분석을 통하여 500℃ 시효에서 역변태 γ피크를 확인하였다.
시효열처리는 원소재 판재를 20 mm(L) × 20 mm(W) × 25 mm(T) 크기로 절단한 다음 시료를 수직 배치로에서 450℃, 475℃, 500℃ 및 550℃에서1~100시간 유지한 다음 공랭 하는 열처리를 하였다.
일부 시료는 400℃~600℃에서 25℃ 간격으로 각각 2시간 시효처리하여 경도를 측정하였다. 시효처리가 끝난 시험편은 통상의 시료준비과정을 거쳐 연마 및 폴리싱하였으며, 폴리싱이 끝난 시험편은 75 ml HCl + 25 ml HNO₃ 용액에서 부식시킨 후 광학현미경(LICA DM-ILM)을 이용하여 조직을 관찰 하였고, 주사전자현미경(FE-SEM, Inspect F50)을 이용하여 기지조직 검사 및 석출물의 EDX 분석을 수행하였다. 또한 전계방사형 투과전자현미경(FE-STEMThermo Fisher Scientific Talos F200X)과 EDS mapping을 이용하여 이미지 및 석출물을 관찰하였다.
시효열처리는 원소재 판재를 20 mm(L) × 20 mm(W) × 25 mm(T) 크기로 절단한 다음 시료를 수직 배치로에서 450℃, 475℃, 500℃ 및 550℃에서1~100시간 유지한 다음 공랭 하는 열처리를 하였다. 일부 시료는 400℃~600℃에서 25℃ 간격으로 각각 2시간 시효처리하여 경도를 측정하였다. 시효처리가 끝난 시험편은 통상의 시료준비과정을 거쳐 연마 및 폴리싱하였으며, 폴리싱이 끝난 시험편은 75 ml HCl + 25 ml HNO₃ 용액에서 부식시킨 후 광학현미경(LICA DM-ILM)을 이용하여 조직을 관찰 하였고, 주사전자현미경(FE-SEM, Inspect F50)을 이용하여 기지조직 검사 및 석출물의 EDX 분석을 수행하였다.

대상 데이터

원소재는 UNS S15500(BMS 7-240) 스테인리스강 판재로서 진공 아크재용해(VAR)로 제조한 두께 32 mm의 판재로서 1,040℃에서 90분유지 후 공랭(Air Quenching)하여 용체화처리가 끝난 시료이었다. 이 강의 화학조성은 Table 1에 나타내었다.
또한 전계방사형 투과전자현미경(FE-STEMThermo Fisher Scientific Talos F200X)과 EDS mapping을 이용하여 이미지 및 석출물을 관찰하였다. 이때 시료는 집속이온빔 연마장치(FIB Talos F200X)를 이용하여 준비하였다. 또한 X선 회절분석(X-ray diffractometer, Rigaku Ultima Ⅳ)을 통하여 시효에 의해 형성된 상을 조사하였으며 이때 Cu 타겟을 사용하였다.

이론/모형

시효처리한 시편의 경도는 로크웰 경도기(Wilson Rockwell SERIES 2000)를 이용하여 측정하였다. 인장시험은 강판을 가공방향으로 wire cutting한 다음 ASTM E8의 봉재 표준시편을 제작하고 시효처리 후 30 ton 용량의 2.

성능/효과

4는 450℃에서 1시간 및 5시간 시효처리 한 시료의 SEM-EDX 분석결과를 나타낸 것이다. (a)는 450℃에서 1시간 시효처리 한 시료로서 EDX 분석 결과에서 초기오스테나이트 결정립계의 Cu 농도는 기지의 Cu 농도에 비교하여 약간 높게 나타났으며 결정립 내부의 마르텐사이트 래스경계에서도 Cu의 농도가 약간 높다. 즉 높은 경도를 보이는 450℃ 1시간에서 오스테나이트 입계와 마르텐사이트 래스경계에 Cu 원자가 우선적으로 모이는 것으로 생각된다.
1. 시효 온도변화에 따라 경도값은 450℃에서 최대값을 보인 후 감소하였다. 시효 시간변화에 따른 경도값은 1시간에서 5까지는 점차 감소하다가 5시간 이후에는 시간이 경과하여도 거의 일정한 값을 나타내었다.
단면수축율은 1시간 시효에서 현저하게 상승되고 있지만 시효시간이 증가됨에 따라그 증가폭은 감소하고 있다. 1시간 시효에서 온도상승에 따라 단면수축율이 현저히 증가하는 이유는 500℃ 이상에서는 Fig. 11의 X선 회절분석에서 관찰한 바와 같이 역변태 오스테나이트가 생성되기 때문으로 판단되는데, 특히 마르텐사이트의 래스경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 존재하는 오스테나이트는 연신율, 단면수축율 및 충격치와 같은 인성파라메터의 증가에 기여하고 있지만, 본 실험에서는 연신율 증가보다는 단면수축율 증가에 크게 기여한 것 으로 생각된다. 한편 시효시간 이 3시간, 5시간으로 길어짐에 따라 강도는 계속적으로 감소하고 연신율은 계속 증가하는 일반적인 현상을 보이고 있다.
2. 450℃에서 시효하면 오스테나이트 입계와 마르텐사이트 래스경계에 Cu원자가 우선적으로 모이며 100시간 시효 하여도 Cu의 농도가 변하지 않아 정합성을 잃어버리지 않는다고 판단된다. 500℃ 및 550℃에서 시효하면 마르텐사이트 래스경계 또는 초기 오스테나이트 결정립계에서 Ni의 농도가 높아져 역변태 오스테나이트가 형성되며 특히 550℃에서100시간 시효시키면 Ni원자의 농도가 크게 높아져 청어뼈 모양의 조직이 형성되었다.
3. Ni 원자는 결정립계 또는 래스경계로 이동하여 역변태 오스테나이트 형성에 크게 기여하지만 Cu 원자는 이들 입계 또는 래스경계로 거의 이동하지 않는 것으로 확인되어 역변태 오스테나이트 형성에 크게 기여하지 않는다고 판단된다.
2는 450℃, 475℃, 500℃ 및 550℃에서 시간을 달리하여 시효 시켰을 때 경도값의 변화를 나타낸 것이다. 450℃, 475℃ 및 500℃에서 1시간 시효처리 하였을 때 각각 45.2 HRC, 43.4 HRC 및 40.6 HRC로 높은 경도값을 보이고 5시간까지 비슷한 양상으로 경도가 감소하다가 100시간 유지하여도 경도는 5시간과 큰 변화가 없음을 확인할 수 있었다. 이와 같이 시효시간이 경과하여도 경도의 변화가 작은 것은 이 온도에서는 장시간이 지나도 Cu 석출물이 정합성을 잃어버리지 않고 역변태 오스테나이트도형성되지 않기 때문이라고 주장하고 있다[1].
앞에서 15-5PH 스테인리스강을 시효처리한 후 조직검사, EDX 분석, X선 회절 분석 그리고 경도시험을 통하여 450℃ 시효에서는 래스 마르텐사이트 경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 우선 석출하는 Cu원자가 시효경화의 주된 메카니즘이 되는 것을 확인하였다. 500℃ 및 550℃ 시효에서는 마르텐사이트 래스경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 우선적으로 모이는 Ni 원자가 역변태 오스테나이트를 형성하고, 이 역변태 오스테나이트가 시효에 따른 연화 메카니즘의 주된 원인이라는 것을 알았다. 따라서 본 연구에서는 이러한 Cu 원자의 석출과 역변태오스테나이트의 형성이 인장성질에 어떤 영향을 미치는 가를 검토하였다.
450℃에서 시효하면 시효시간 증가에 따라 Cu 원자의 석출로 인한 조대화가 아주 느리게 진행되기 때문에 강도감소는 작지만 기지의 연화로 인하여 단면수축율이 크게 증가하였다고 생각된다. 500℃ 및 550℃에서는 역변태 오스테나이트의 출현으로 인하여 강도값은 감소하고 연신율과 단면수축율이 증가하였으며 특히 단면수축율의 증가는 현저하였다.
Cu의 피크값이 존재하는 위치는 γ(오스테나이트)가 존재하는 위치와 매우 유사하기 때문에 특히 수차례의 X-선 회절 분석을 통하여 450℃ 100시간 시효처리한 시료의 4개의 피크들은 Cu 피크라는 것을 확인하였으며 1시간 시효처리한 시료도 피크의 위치와 높이로 보아 Cu 피크라는 것을 확인할 수 있었고 문헌을 통하여 15-5PH 스테인리스강이 450℃ 시효에서 γ상이 존재한다는 것은 확인할 수 없었다.
Cu의 피크값이 존재하는 위치는 γ(오스테나이트)가 존재하는 위치와 매우 유사하기 때문에 특히 수차례의 X-선 회절 분석을 통하여 450℃ 100시간 시효처리한 시료의 4개의 피크들은 Cu 피크라는 것을 확인하였으며 1시간 시효처리한 시료도 피크의 위치와 높이로 보아 Cu 피크라는 것을 확인할 수 있었고 문헌을 통하여 15-5PH 스테인리스강이 450℃ 시효에서 γ상이 존재한다는 것은 확인할 수 없었다. 본 실험에서 450℃에서 시효처리한 시료들의 EDX 분석에 의하면, Fig. 7 및 Fig. 8에서와 같이 1시간 및 5시간 시효처리한 시료 모두가 기지보다 결정립계, 래스경계 등에서 Cu의 농도가 약간 높아지고 있음을 알 수 있었다. 이러한 Cu의 석출거동은 기계적 성질에도 영향을 미칠 것으로 예상된다.
앞에서 언급한 것처럼 이곳래스경계는 장시간 또는 높은 온도에서 시효처리하면 Ni, Mn과 같은 FCC 구조의 금속들이 많이 모여 시효에 의해 역변태 오스테나이트가 형성되기 쉬운 조건을 갖는다고 알려 있다[13]. 본 연구에서 550℃에서 100시간 시효처리한 시료에 대하여 여러 번의EDX 분석한 결과에 의하면 초기 오스테나이트 결정립계 또는 마르텐사이트 래스경계의 Ni의 농도는(b)에 나타낸 EDX 결과와 비슷하게 높게 나타났지만 Cu의 농도는 거의 변화가 없었다. 즉, 550℃에서 시효처리하면 앞에서 언급한 것처럼 초기 오스테나이트 결정립계 또는 마르텐사이트 래스경계에서 역변태 오스테나이트가 형성되며 이때 Ni 원자가 이들 결정립계 또는 래스경계로 이동하여 역변태 오스테나이트 형성에 크게 기여하지만 Cu는 역변태 오스테나이트 형성에 크게 기여하지 않는다고 생각된다.
7은 500℃에서 100시간 시효처리한 시료의 SEM-EDX 분석 결과를 나타낸다. 석출물로 추정되는 상을 EDX 분석한 결과에서 사진에 보이는 전체면을 분석한 결과보다 Ni의 농도가 약간 높게 나타나고 있다. 즉 마르텐사이트 래스경계에 FCC 결정구조를 가진 Ni이 풍부하게 되어 오스테나이트 상의 형성을 조장한다고 생각할 수 있다.
시효 온도변화에 따라 경도값은 450℃에서 최대값을 보인 후 감소하였다. 시효 시간변화에 따른 경도값은 1시간에서 5까지는 점차 감소하다가 5시간 이후에는 시간이 경과하여도 거의 일정한 값을 나타내었다.
앞에서 15-5PH 스테인리스강을 시효처리한 후 조직검사, EDX 분석, X선 회절 분석 그리고 경도시험을 통하여 450℃ 시효에서는 래스 마르텐사이트 경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 우선 석출하는 Cu원자가 시효경화의 주된 메카니즘이 되는 것을 확인하였다. 500℃ 및 550℃ 시효에서는 마르텐사이트 래스경계 및 초기 오스테나이트 결정립계에 우선적으로 모이는 Ni 원자가 역변태 오스테나이트를 형성하고, 이 역변태 오스테나이트가 시효에 따른 연화 메카니즘의 주된 원인이라는 것을 알았다.
5시간 시효처리한 조직을 (C)에 나타내었다. 오른쪽에 비교적 큰 탄화물은 Nb 탄화물로 생각되며, 마르텐사이트의 래스경계로 판단되는 부분과 O로 표시된 석출물 부분에서도 마르텐사이트 내부기지보다 Cu 함량이 높게 나타났다. 또한 1시간 시효시킨 시료의 석출물보다 5시간 시효시킨 석출물의 크기가 약간 커진 것으로 보이지만 확실하지 않다.
이상의 시효처리에 따른 상변화 결과에서 450℃의시효처리에서는 오스테나이트 입계와 마르텐사이트래스경계에 Cu 원자가 우선적으로 모이는 것으로 생각된다. 그리고 시효시간 5시간 이후에도 계속 경도가 감소되지 않는 이유는 장시간 시효처리 하여도 Cu의 농도가 변하지 않고 정합성을 잃어버리지 않는데 원인이 있다고 생각된다.
이상의 실험결과에서 450℃ 시효에서는 시간의 경과에 따라 강도, 경도가 감소하고 연신율과 단면수축율은 증가하지만, Cu 등의 치환형 합금원소의 석출로 인한 조대화는 시간의 경과에 따라 아주 느리게 진행되기 때문에 강도감소는 그리 크지 않고 연성값만 증가하는 것을 확인할 수 있었다. 500℃ 및 550℃에서는 역변태 오스테나이트의 출현으로 인하여 강도값이 크게 감소하지 않으면서 연신율과 단면수축율이 증가하고 있으며 특히 단면수축율의 증가는 현저하다.
3은 15-5PH 스테인리스강을 용체화처리 및 시효처리 후 조직변화를 나타내는 사진이다 1,040℃에서 90분간 용체화처리 후 공랭한 (a)의 광학현미경 사진은 전형적인 래스 마르텐사이트(lath martensite) 조직을 보여주고 있다. 주사전자 현미경(SEM) 사진에서 기지에 석출물로 보이는 흰 점이 존재하여 이를 EDX로 분석한 결과, 표와 같이 Nb과 C의 농도가 높게 나타난 것으로 보아 NbC 탄화물이 분명하다. 즉 15-5PH 스테인리스강을 1,040℃에서 1시간 용체화처리한 후에도 NbC 탄화물은 고용되지 않는다는 것을 알 수 있다.
(b)에서는 기지에 큰 strain을 발생시키는 많은 석출입자를 관찰할 수 있으며 이 석출 입자는 (c)의 Cu Mapping에서와 같이 Cu 클러스터임을 알 수 있다. 즉 450℃에서 100시간 시효 시켜도 정합성을 유지하고 있다는 것을 알았다. 한편 100시간에서 석출물 관찰과 EDX 분석은 초기오스테나이트 결정입계 및 래스 마르텐사이트 경계에서 Cu 석출물의 농도는 기지보다 약간 높아졌으나 Ni의 농도는 크게 변하지 않았다.

질의응답

핵심어	질문	논문에서 추출한 답변
	15-5PH 스테인리스강 시효 시 나타나는 조직 변화로 인해 어떤 효과가 발생하는가?	이 강은 대체로 3%Cu를 함유하며 단순한 고용화 처리 후에 480~620oC에서 시효 시켜 사용한다[1-3]. 15-5PH 스테인리스강을 시효 시키면 저탄소 체심 입방(BCC)의 래스 마르텐사이트 기지에 아주 잘 분산된 나노크기의 Cu 석출물의 형성으로 인하여 소재의 강화를 일으킨다. 15-5PH 스테인리스강의 기지는 탄소의 함량이 낮기 때문에 미세한 석출물 석출에 의해 강도를 증가시켜 강화시키기 위해 Cu와 Nb를 첨가한다.
	15-5PH 스테인리스강이란?	15-5PH 스테인리스강은 고강도이면서도 상대적으로 높은 연성, 우수한 부식저항성을 가진 마르텐사이트계의 석출경화형 스테인리스강으로서 이 강은 항공기 fitting, 핵 발전소 같은 구조물, 그리고 설비구조 응용에 널리 쓰이고 있다. 이 강은 대체로 3%Cu를 함유하며 단순한 고용화 처리 후에 480~620oC에서 시효 시켜 사용한다[1-3].
	15-5PH 스테인리스강 소재의 강화를 위해 첨가물을 넣는 이유는?	15-5PH 스테인리스강을 시효 시키면 저탄소 체심 입방(BCC)의 래스 마르텐사이트 기지에 아주 잘 분산된 나노크기의 Cu 석출물의 형성으로 인하여 소재의 강화를 일으킨다. 15-5PH 스테인리스강의 기지는 탄소의 함량이 낮기 때문에 미세한 석출물 석출에 의해 강도를 증가시켜 강화시키기 위해 Cu와 Nb를 첨가한다. 비록 강화시키는 상의 일부가 Cu로 밝혀졌으나 이 강의 석출과정은 정합의 Cu가 풍부한 클러스터의 형성으로 시작하여 시효시간을 더 연장시키면 순차적으로 9R,3R 및 FCC Cu 석출물로 변태가 일어나 석출 순서가 매우 복잡하다[1, 4, 5].

저자의 다른 논문 :

표제어: PCR

동의어: Packet Collision Rate

용어 설명 출처 목록 (6)

용어 설명: PCR은 세균 특이성이 있는 primer를 이용하여 적은 수의 세균이 있을지라도 쉽게 검출할 수 있는 유용한 방법이며, 이를 이용하여 구강 내 치면세균막이나 타액에서 직접 세균을 검출할 수 있게 되었다[8].

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