< C8B2BAB4C3B62E687770>

Size: px

Start display at page:

Download "< C8B2BAB4C3B62E687770>"

규채 나
5 years ago
Views:

1 [Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 55, No. 10 (2017), pp.695~702 DOI: /KJMM 수소주입방식에따른세고망간강의수소취화거동비교 이승용 황병철 * 서울과학기술대학교신소재공학과 Hydrogen Embrittlement of Three High-Manganese Steels Tested by Different Hydrogen Charging Methods Seung-Yong Lee and Byoungchul Hwang * Department of Materials Science and Engineering, Seoul National University of Science and Technology, Seoul 01811, Republic of Korea Abstract: In this study the hydrogen embrittlement characteristics of three high-manganese steels were tested using different hydrogen charging methods, and the results were compared with various Mn-containing steels. The results showed that the hydrogen embrittlement susceptibility of the high-manganese steels increased with increasing inherent strength because deformation mechanisms, such as deformation twinning, ε-martensite transformation, and shear- or micro-band formation, enhanced their sensitivity to hydrogen-induced cracking. The different hydrogen charging methods also affected their ability to achieve the critical hydrogen concentration needed for hydrogen-induced cracking under the stress fields of each microstructure. The relative reduction in ductility for different charging methods usually increased in the order of ex-situ electrochemically-charged, ex-situ high-pressure thermallycharged, and in-situ environment tensile testing, although it was somewhat dependent on the charging, testing and specimen conditions. Based on the results of the three high-manganese steels, it was found that the high-pressure thermally-charged steel specimens had higher relative reductions in ductility because a larger amount of hydrogen was uniformly injected into the steel specimens, which promoted hydrogen-induced cracking under smaller strain than that of the electrochemically-charged steel specimens. (Received May 18, 2017; Accepted June 20, 2017) Keywords: high-manganese steel, hydrogen embrittlement, hydrogen charging method, relative ductility reduction 1. 서론 최근개발된오스테나이트계합금은값비싼 Ni 대신 Mn 및 N, C 등을첨가하여오스테나이트의화학적및기계적안 정도를높고있다 [1-4]. 이들합금원소의적절한첨가는적 층결함에너지 (stacking fault energy, SFE) 를조절하여 ε- 마 르텐사이트, 변형쌍정, 전단밴드또는미소밴드를형성시 킴으로써높은가공경화효과를가진다 [1-3,5]. 특히 Mn 첨 가합금들은 1.0 GPa 이상또는이에가까운높은강도를갖 는동시에높은연신율을가지기때문에수소취화에대한안 정성이보장된다면수소시스템에주로사용되는 Fe-Ni-Cr 계 *Corresponding Author: Byungchul Hang [Tel: , bhwang@seoultech.ac.kr] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 오스테나이트스테인리스강을충분히대체할수있다. 일반적으로재료의수소취화 (hydrogen embrittlement) 현상은수소의존재위치에따라수소환경취화 (hydrogen environment embrittlement) 또는내부가역수소취화 (internal reversible hydrogen embrittlement) 로구분되기도한다. 수소환경취화는 1960년대 NASA에서우주선에장착되는재료들에대해활발하게연구되었으며 [6], 최근에는수소연료전지자동차나수소스테이션등수소시스템에사용되기위한후보소재들에대해서연구가진행되고있다 [7,8]. 이와달리내부가역수소취화는제조공정, 용접, 산세, 도금등어떠한원인에의해재료내주입된내부수소에의해나타나는현상이다 [6,9]. 현재연구자들은이러한수소취화현상을모사하기위해다양한수소주입방식을채택하여물성

2 696 대한금속 재료학회지제 55 권제 10 호 (2017 년 10 월 ) Table 1. Chemical compositions (wt%), Md 30, Ni eq, SFE of specimens investigated in this study. Md 30 indicates the temperature that 30% deformation induced martensite forms at true strain of 0.5, and Ni eq does Ni equivalent for the specimens [13,14]. Specimen Chemical composition 1 2 M d30 Ni eq SFE 3 (wt%) ( ) (wt%) (mj/m 2 ) Mn C Cr Fe Steel Steel Bal Steel M d30 ( ) = (C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-9.5Ni-18.5Mo [13] 2 Ni eq (wt%) = Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C [14] 3 Stacking fault energy(sfe) was calculated by thermodynamic data 평가를수행하고있는데 [7,8,10-12]. 주로 Ni 첨가오스테나이트계스테인리스강의취화거동설명이대부분이었다 [8,10]. 따라서본연구에서는화학조성이다른세종류고망간강에대하여다양한수소주입방식에따른수소취화거동을평가하고이전연구자들의고망간강실험결과와함께비교하여고찰하였다. 2. 실험방법 본연구에서사용된재료는진공용해후 900 이상온도에서열간압연된판재로자세한화학조성을표 1에나타내었다. 세시편의오스테나이트평균결정립크기는순서대로각각 30 μm, 19 μm, 21 μm를가졌다. Steel 1 시편과 Steel 3 시편은오스테나이트단상을이루었으나 Steel 2 시편은냉각중발생하는열적유기 ε-마르텐사이트가소량존재하였다. 오스테나이트안정도를나타내는지표인 M d30 과 Ni eq, SFE는합금원소조성을이용하여계산하고, 그값들을표 1 에나타내었다 [13,14]. 이값들을자세히살펴보면 Steel 1 시편과 Steel 3 시편은 M d30 온도가 0 이하로매우낮고 Ni eq 이 30 wt% 이상으로높은오스테나이트안정도를가지는반면, Steel 2 시편은두시편보다는낮은안정도로계산되었다. 따라서 M d30 및 Ni eq 경험식이 Fe-Ni-Cr계오스테나이트스테인리스강의조성으로도출되었으나상기초기조직과같이오스테나이트안정도경향성은어느정도설명되는것으로판단된다. 계산된적층결함에너지는 Steel 1 시편부터각각 24 mj/m 2, 7 mj/m 2, 23 mj/m 2 로 Steel 1 시편과 Steel 3 시편은변형쌍정, Steel 2 시편은 ε-마르텐사이트또는이와변형쌍정이복합적으로변형중에발생할것으로예상되었다 Fig. 1. Deformed microstructure of the steel 2 and steel 3 specimens at true strain of 0.1. Inverse pole figure and image quality maps of the (a) steel 2 and (c) steel 3 specimens, and phase maps of the (b) steel 2 and (d) steel 3 specimens. White and yellow circles indicate ε-martensite and deformation twin respectively. [1,15]. Steel 1 시편의실제변형기구는이전연구에보고된 바있는데변형쌍정이발생하였다 [16]. Steel 2 시편과 Steel 3 시편의변형기구는 10% 진변형후 EBSD(electron back scattered diffraction) 분석을실시하였고그결과를그림 1에 나타내었다. Steel 2 시편은 ε- 마르텐사이트와변형쌍정이 동시에발생하였으며, Steel 3 시편은오스테나이트단상을 유지하며변형쌍정이관찰되었다. 따라서계산된적층결함 에너지와실제변형기구는잘일치하는것으로판단된다. 인장시편은표점거리 12.5 mm, 너비 3 mm, 두께 1 mm의 판상시편으로가공하였고수소주입은두가지방식으로실 시하였다. 첫번째는전기화학적 (electrochemically) 방식으로 시편을 0.4% NaOH 수용액내에서 50 A/m 2 의전류밀도로 48 시간동안유지하였고, 두번째는고압열적 (high-pressure thermally) 방식으로고온-고압수소주입기를이용하여 150 bar, 300 수소분위기에서 72 시간동안유지하여수소주입 을실시하였다. 수소주입후인장시험은 10 톤용량의만능재 료시험기 (UT-100E, MTDI Inc., South Korea) 를사용하여상 온에서 10-4 s -1 의변형률속도로실시하였다. 인장시험후시 편들의파면은주사전자현미경 (AIS1800C, SERON Tech. Inc., South Korea) 으로관찰하였다.

이승용 황병철 697 Fig. 2. Engineering stress-displacement curves of non-charged and charged (a) steel 1, (b) steel 2, and (c) steel 3 specimens. 3. 실험결과 3.1 인장거동본연구에서조사된세종류의고망간강에대한인장시험결과를그림 2에나타내었다.

3 이승용 황병철 697 Fig. 2. Engineering stress-displacement curves of non-charged and charged (a) steel 1, (b) steel 2, and (c) steel 3 specimens. 3. 실험결과 3.1 인장거동본연구에서조사된세종류의고망간강에대한인장시험결과를그림 2에나타내었다. 먼저수소가주입되지않는 (non-charged) 시편들의인장거동을살펴보면, 시편들의항복강도는비슷한반면인장강도는 Steel 3 시편, Steel 2 시편, Steel 1 시편순서대로높았다. 이는변형중 ε-마르텐사이트변태, 변형쌍정, 동적변형시효가가공경화에기여하는바가시편마다다르기때문이다 [1,2,15]. 또한 Steel 2 시편과 Steel 3 시편의인장곡선에서세레이션 (serration) 이관찰되었는데이는탄소원자와전위와의상호작용에의한동적변형시효가주된원인으로보고되고있다 [17]. 그러나 Steel 1 시편은세레이션이거의관찰되지않았는데이는 Cr 첨가로인하여탄소의활동도가효과적으로감소되었기때문이다 [18]. Liu[19] 는 Fe-18Mn-1.0C 강에서 Cr, Mo 첨가가세레이션의발생빈도와응력의진폭을감소시킨다고보고하였다. 한편변위는 Steel 3 시편, Steel 1 시편, Steel 2 시편순서로높았으며, 이는 ε-마르텐사이트보다는변형쌍정이연신율향상에더큰기여를한것으로판단된다. 수소주입 (charged) 에따른인장곡선변화를살펴보면 ( 그림 2), 모든시편은주입방식과관계없이수소가주입됨에따라강도및연신율모두감소하는수소취화가나타났다. 그러나시편마다수소주입방식에따른인장거동이다소상이하였는데, 먼저항복강도를살펴보면모든시편의항복강도는수소주입에의해감소하였다. 이는수소가전위간의작용하는반발력을감소시킴으로써전위의이동도를증가시키는 HELP(hydrogen enhanced localized plasticity) 기구가작용한것으로생각된다 [20]. 또한인장강도와변위도수소주입에의하여감소하였는데그감소량은고온-고압수소주입시편이전기화학적수소주입시편보다더컸다. 변형이 Fig. 3. Relative ductility reduction and tensile strengths of three high-manganese steel specimens. 진행되면서수소주입된세시편의가공경화거동은수소주 입방식에관계없이큰변화를나타내지않았다. 세시편의수소주입에따른연성의저하를비교하고자변위를이용해상대적연성감소율 (relative ductility reduction) 을 아래식 (1) 을사용해계산하고그값을그림 3 에나타내었다. Relative ductility reduction (1) 상대적연성감소율은 Steel 3 시편, Steel 2 시편, Steel 1 시편의순서대로컸는데이는시편본래의연성보다는인장강도에비례한것을알수있었다. 3.2 파면특성 고온 - 고압수소주입시편과전기화학적수소주입시편의 파단면을각각그림 4 와그림 5 에나타내었다. 먼저고온 - 고 압수소주입시편의파단면을살펴보면 ( 그림 4), 세시편모 두표면부와중심부에서균열이관찰되며유사벽개파괴 (quasi-cleavage fracture) 양상의입내파괴 (transgranular

$fracture)와 일부분은 입계 파괴(intergranular fracture)가 나 괴 형태의 파단면이 관찰된다. 타났다. 이러한 파면 특성은 오스테나이트계 강종에서 수소 한편 전기화학적 수소 주입 시편들의 파단면을 살펴보면 가 주입됨에 따라 나타나는 전형적인 양상이다 [7,8,10,21].$

4 698 대한금속 재료학회지 제55권 제10호 (2017년 10월) Fig. 4. Fractographs showing the (a-c) surface and (d-f) center region of high-pressure thermally charged specimens for the (a) and (d) steel 1, (b) and (e) steel 2, and (c) and (f) steel 3. Fig. 5. Fractographs showing the (a-c) surface and (d-f) center regions of electrochemically charged specimens for the (a) and (d) steel 1, (b) and (e) steel 2, and (c) and (f) steel 3. fracture)와 일부분은 입계 파괴(intergranular fracture)가 나 괴 형태의 파단면이 관찰된다. 타났다. 이러한 파면 특성은 오스테나이트계 강종에서 수소 한편 전기화학적 수소 주입 시편들의 파단면을 살펴보면 가 주입됨에 따라 나타나는 전형적인 양상이다 [7,8,10,21]. (그림 5), 표면부와 중심부의 파단면 형태가 상이하였는데 중 고망간강의 높은 강도와 연신율을 구현하는데 주요한 역할 심부(그림 5(d-f))는 세 시편 모두 미소 공동 형성에 의한 딤 을 하는 변형 쌍정과 ε-마르텐사이트의 형성은 이들과 결정 플들(dimples)이 관찰되는 연성 파괴 형태를 나타내었다. 그 립계의 교차점 또는 이들 간의 교차점에 높은 응력 집중을 유 러나 표면부(그림 5(a-c))를 살펴보면 Steel 1 시편은 중심부 발하여 이 곳에서 국부적 수소 농도 증가에 따른 균열 생성을 와 동일한 파면 양상을 보이나 나머지 두 시편은 다소 연신된 야기한다 [21,22]. 그림 4(c)와 (f)에서는 상기와 같이 변형 쌍 형태의 딤플들이 관찰된다. 이러한 연신된 딤플들은 고압 수 정 입계에 균열이 생성되고 전파함으로써 나타나는 입내 파 소 환경 하에서 시험된 Fe-Cr-Mn-N계 고망간강에서 관찰된

5 이승용 황병철 699 Fig. 6. (a) Relative ductility reduction, and (b) chemical compositions, hydrogen charging and testing conditions, and grain sizes for various high-manganese steels tested by different hydrogen charging methods [7,24-34]. 바있으며, 이는쌍정입계에의해야기된것으로보고된다 [7,23]. 그러나고온-고압수소주입시편과같이균열들이파면에서관찰되지않으며, 결정립계에서야기되는입계파괴양상또한나타나지않았다. 4. 결과및고찰 일반적으로시편내수소주입과물성평가는다음의세가지방식으로주로수행되고있다. 첫번째는전기화학적 (ex-situ electrochemically) 방식으로시편표면에평형수소 농도이상의양을강제적으로주입후기계적물성평가를진행한다 [8,11]. 두번째는고압열적 (ex-situ high-pressure thermally) 방식으로고온-고압수소환경하에서장시간유지하여온도와압력에비례하는수소량을시편내균일하게주입후기계적인물성을평가한다 [8,10]. 세번째는상기두가지방식과달리수소환경하 (in-situ environment) 에서기계적물성평가를수행하는 in-situ 방식으로주로고압수소환경이나전기화학적수소주입환경하에서실시된다 [7,10,21]. 다양한고망간강들의수소주입방식에따른수소취화민

6 700 대한금속 재료학회지제 55 권제 10 호 (2017 년 10 월 ) 감도를비교해보고자이전문헌의자료들을조사하여이들의상대적연성감소율과시험조건을그림 6에나타내었다 [7,24-34]. 데이터에활용된고망간강들은본연구의 Steel 1 시편, Steel 3 시편과 Fe-Mn-Al-C계 TWIP강 (twinning induced plasticity steel) 및경량철강 (lightweight steel), Fe-Mn-Cr-N-(C) 계스테인리스강이다. 그림 6을살펴보면각데이터들의수소주입방식과실험조건은상이하나강도가높을수록상대적연성감소율이커지는경향이나타난다. 이는본연구에서세고망간강의강도에따른상대적연성감소율경향과일치한다 ( 그림 3). 고망간강은변형중 ε-마르텐사이트변태, 변형쌍정형성, 미소밴드또는전단밴드형성에의해높은가공경화속도가지속되며강도는이에비례하여구현된다 [1-3,5]. 상기인자들은미세조직내높은응력장 (stress field) 을형성하며이들에의해전위의이동이제한되는국부적인변형 (localized strain) 이발생하게된다. 수소는이러한응력장에고착되고국부적인변형을더욱유도하거나전자 shielding 효과에의하여수소유기균열 (hydrogen induced cracking, HIC) 을생성시킨다 [21,22,34]. 수소유기균열은응력장의크기와국부적수소농도가높을수록생성되기쉽다 [35]. 따라서고망간강의변형기구제어를통한높은강도향상효과는동시에수소유기균열생성민감도를증가시킨다고볼수있다. 주입방식에따른고망간강의상대적연성감소율을비교해보면, in-situ 수소환경평가, 고온-고압수소주입, 전기화학적수소주입시편의순서로컸다. 이러한경향은 Steel 1 시편과유사조성의고망간강들의주입방식간비교에서도나타난다. 수소주입방식과상대적연성감소율간의관계는이전연구자들에의해비교된바있으나일관된경향성을보이지않았다 [8,10]. 이는각수소주입방식간의설정조건과시험된재료의표면상태나자체적인수소취화민감도에따라주입된수소량과수소유기균열생성및전파거동의차이가발생하였기때문으로해석된다. San Marchi의연구결과 [10] 에서는수소환경하시험된스테인리스강의표면에서균열이발생하여고온-고압수소주입시편보다더높은상대적연성감소율을보였다. 이와동일하게 Steel 1 시편을포함한여러고망간강들이수소환경하에서시험된경우인장방향의수직방향으로표면균열이발생하고, 시편의파면중심부까지입계및입내파괴양상 ( 주로입계파괴 ) 과수소유기균열들이다수관찰되었다 [7,24,33]. 이는표면에서발생한균열들이주로결정립계를따라시편내부로전파하고 [33] 균열첨단부의높은 3축응력은시편내부로의수소주 입을가속화시킨것으로판단된다. 이에비하여전기화학적수소주입과고온-고압수소주입시편에서는표면균열이거의관찰되지않으며파면내에서관찰되는균열수도상대적으로적고입내파괴가주로발생하였으나결정립크기와변형기구, 주입조건에의존적인모습을보이기도하였다 [26,28-31]. 이러한 in-situ 평가방식과수소를먼저주입한 ex-situ 평가방식간의파괴양상과균열생성양의차이는다음과같이해석될수있다. In-situ 평가는인장응력하에서수소가시편내로주입되기때문에주입조건시설정된수소압력에의한평형수소주입량보다더많은수소량이시편에주입될것으로판단된다. 또한시편의초기조직보다는변형조직 ( 특히초기변형조직 ) 에의존하여수소의주입이국부적위치에집중될것으로생각된다. 탄성영역에서표면노치와같은응력집중부에국부적인수소주입의발생과더불어고망간강에서나타나는동적변형시효에의한 PLC(Portevin-Le Chatelier) 밴드의형성과변형쌍정등의변형유기조직들은국부적인변형을유발한다 [7,17,22]. PLC 밴드는 Lüders 밴드전파와비슷하게결정립계에서의전위집적후방출에의해전파하고, 변형초기에생성된변형조직들은결정립계와상호작용하여결정립계주변에서의응력집중을유발한다 [22,36,37]. 이에따라시편표면에서수소는높은응력상황의결정립계에우선적으로주입이됨으로써결정립계를따라수소유기균열의생성및전파가가속화되는것으로판단된다. 반면전기화학적및고온-고압수소주입방식의 ex-situ 평가는수소주입간시편의표면상태에의존하여초기미세조직에주입되며 [26], 이때수소는격자내고용및확산거동을따른다. 따라서인장시험간격자내에주입된수소에의하여주로결정립내응력집중부에서파괴를야기하며, 전체수소량은변형도중증가되지는않기때문에초기주입수소량에비례하여수소유기균열의양이증가될것으로생각된다. 이러한경향성은현재각주입방식에적용되고있는조건범위에한해서비교되었으며앞서언급하였듯이다른인자들에의해상호의존적으로변할수있다. 본연구에서조사된 Steel 1 시편의파면과수소환경하에서시험된파면 [16] 을비교해보면, 수소환경하시험된시편, 고온-고압수소주입시편, 전기화학적수소주입시편순서로파면에서균열의수가많았다. 이는수소주입방식차이는각방식마다상이한수소취화기구가존재하는것이아니고각방식에서설정된주입조건과시편의상태, 평가조건등이시

7 이승용 황병철 701 편내부또는표면의응력집중부에서수소유기균열발생을 위한임계수소농도도달거동의차이를유발시켰기때문에 상대적연성감소의차이가발생하는것으로생각된다. 5. 결론 본연구에서는세고망간강의두가지수소주입방식에따 른수소취화거동결과와이전연구자들의실험결과를분석 하여다음과같은결론을얻었다. 고망간강은일반적으로강도에비례하여수소취화가커지는경향을나타내었다. 이는높은가공경화를구현하는여 러가지변형기구들이본질적으로수소유기균열생성민감 도를증가시켰기때문이다. 수소주입에의한상대적연성감소율은수소환경하시험된시편이가장크고전기화학적수소주입시편이가장작은경향을보였다. 이는각방식에서설정된주입조건과시편의 상태, 평가조건등에의하여수소유기균열생성을위한임 계수소농도도달거동이차이나기때문이다. 본연구에서조사된세고망간강의고온-고압수소주입 방식이전기화학적수소주입시편보다더큰상대적연성감 소를나타낸이유는고온 - 고압수소주입시편의경우더많 은수소가시편전체에균일하게주입되어인장시험간미세 조직내많은응력집중부에서균열발생을위한임계수소 농도가비교적빠르게도달하기때문이다. ACKNOWLEDGEMENTS This work was supported by the Basic Science Research Program through the National Research Foundation of Korea (NRF-2017R1A2B ) and the Convergence Agenda Program (CAP) through the National Research Council of Science and Technology of Korea (Project No. 2N42180). REFERENCES 1. O. Grassel, L. Kruger, G. Frommeyer, and L.W. Meyer, Int. J. Plast. 16, 1391 (2000). 2. G. Frommeyer, U. Brux, and P. Neumann, ISIJ Int. 43, 438 (2003). 3. B. H. Park, H. Y. Um, J. G. Kim, H. Y. Jeong, S. Lee, and H. S. Kim, Met. Mater. Int. 22, 1003 (2016). 4. J. W. Simmons, Mater. Sci. Eng. A 207, 159 (1996). 5. J. D. Yoo and K. T. Park, Mater. Sci. Eng. A 496, 417 (2008). 6. R. P. Jewitt, R. J. Walter, W. T. Chandler, and R. P. Frohmberg, NASA CR-2163, NASA, Washington (1973). 7. T. Michler, C. San Marchi, J. Naumann, S. Weber, and M. Martin, Int. J. Hydrogen Energy 37, (2012). 8. T. Omura and J. Nakamura, ISIJ Int. 52, 234 (2012). 9. W. H. Johnson, Proc. R. S. Lond. 23, 168 (1875). 10. C. San Marchi, T. Michler, K. A. Nibur, and B. P. Somerday, Int. J. Hydrogen Energy 35, 9736 (2010). 11. J. Lee, T. Lee, Y. J. Kwon, D. J. Mun, J. Y. Yoo, and C. S. Lee, Met. Mater. Int. 22, 364 (2016). 12. D. S. Bae, C. E. Sung, H. J. Bang, S. P. Lee, J. K. Lee, I. S. Son, Y. R. Cho, U. B. Baek, and S. H. Nahm, Met. Mater. Int. 20, 653 (2014). 13. T. Angel, J. Iron Steel Inst. 177, 165 (1954). 14. T. Hirayama and M. Ogirima, J. Jpn. Inst. Met. 34, 507 (1970). 15. B. C. De Cooman, K. G. Chin, and J. Kim, High Mn TWIP Steels for Automotive Applications, pp , INTECH Open Access Publisher (2011). 16. S. Y. Lee and B. Hwang, Korean J. Mater. Res. 26, 281 (2016). 17. L. Chen, H. S. Kim, S. K. Kim, and B. C. De Cooman, ISIJ Int. 47, 1804 (2007). 18. S. J. Lee, D. K. Matlock, and C. J. Van Tyne, Scr. Mater. 64, 805 (2011). 19. S. Liu, L. Qian, J. Meng, D. Li, P. Ma, and F. Zhang, Scr. Mater. 127, 10 (2017). 20. C. D. Beachem, Metall. Trans. 3, 437 (1972). 21. M. Koyama, E. Akiyama, T. Sawaguchi, D. Raabe, and K. Tsuzaki, Scr. Mater. 66, 459 (2012). 22. M. Koyama, E. Akiyama, Y. K. Lee, D. Raabe, and K. Tsuzaki, Int. J. Hydrogen Energy. (In press). 23. T. Michler and J. Naumann, Int. J. Hydrogen Energy 35, 1485 (2010). 24. S. Y. Lee, U. B. Baek, S. H. Nahm, and B. Hwang, Korean J. Mater. Res. 26, 353 (2016). 25. M. Koyama, E. Akiyama, and K. Tsuzaki, Corr. Sci. 54, 1 (2012). 26. I. J. Park, K. H. Jeong, J. G. Jung, C. S. Lee, and Y. K. Lee, Int. J. Hydrogen Energy 37, 9925 (2012). 27. I. J. Park, Ph. D. Thesis, Yonsei Univ., Seoul (2015). 28. B. Bal, M. Koyama, G. Gerstein, H. J. Maier, and K. Tsuzaki, Int. J. Hydrogen Energy 41, (2016). 29. N. Zan, H. Ding, X. F. Guo, Z. Y. Tang, and W. Bleck, Int. J. Hydrogen Energy 40, (2015). 30. M. P. Phaniraj, H. J. Kim, J. Y. Suh, J. H. Shim, S. J. Park, and T. H. Lee, Int. J. Hydrogen Energy 40, (2015). 31. G. G. Maier, E. G. Astafurova, E. V. Melnikov, V. A. Moskvina, V. F. Vojtsik, N. K. Galchenko, and G.N. Zakharov, 2016 IOP Conf. Ser.: Mater. Sci. Eng. 140, pp , IOP Publishing (2016). 32. T. P. Perng and C. J. Altstetter, Mater. Sci. Eng. A 129, 99 (1990). 33. S. C. Chang and J. J. Chan, Corrosion 44, 209 (1988).

8 702 대한금속 재료학회지제 55 권제 10 호 (2017 년 10 월 ) 34. M. Koyama, H. Springer, S. V. Merzlikin, K. Tsuzaki, E. Akiyama, and D. Raabe, Int. J. Hydrogen Energy 39, 4634 (2014). 35. A. J. McEvily and I. Le May, Mater. Charact. 26, 253 (1991). 36. E. O. Hall, Yield point phenomena in metals and alloys, Springer Science & Business Media (2012). 37. F. R. N. Nabarro and J. P. Hirth, Dislocation in solids, Vol. 13, Elsevier (2007).

Characteristic of Stainless Steel 304 vs. 316 STS 비교 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S S max 0.08

Characteristic of Stainless Steel 304 vs. 316 STS 비교 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S S max 0.08 304 vs. 316 STS 비교 304 316 스테인리스강화학성분비교 (ASTM A 479 Standard) Type UNS No. C Si 304 S30400 316 S31600 0.08 0.08 1.00 1.00 Mn P S Cr 2.00 2.00 0.045 0.045 0.050 0.050 18.00 20.00 16.00 18.00 Ni 8.00 10.5