1. 서 론

일반적인 STS 316은 오스테나이트 계 Cr-Ni-Mo합금으 로서 Mo이 특히 침식부식 (pitting corrosion) 을 방지 하 여 304합금보다 더 우수한 부식성을 부여하고, 고용강화 효과를 일으켜 고온강도를 증가시키는 것으로 알려져 있 다[1]. 또한 좋은 내식성이 요구되는 용접부의 경우는 용 접 시 탄화물 석출이 일어나지 않도록 탄소 함량을 낮춘 STS 316L이 사용된다. STS 316과 316L의 산화 저항온도 는 900~1000 정도로서, 열처리에 의해 경화되지 않고, 쉽 게 가공이 가능하다. 특히, STS 316L은 상온 및 고온에서 내식성 및 내열성이 탁월하여 고온재료로 사용되는 재료 이다. 이러한 특성으로 STS 316L은 고온에서 작동하는 자 동차 배기 계의 전단에 위치한 exhaust manifold[2]와 turbocharger 부품, 노 부품, 열 교환기, 제트엔진 부품, 제 지, 섬유 등의 화학장치, 해수분위기에 노출되는 부품 등 에 널리 쓰인다[3, 4]. 스테인리스 스틸은 고온에서 표면에 보호성 산화물이 형성된다. 산화물의 성장속도는 수많은 금속학적 및 환경적 요인과 산화물 자체의 성질에 따라 결정된다. 스테인리스 스틸 같은 합금의 산화 저항성은 산 화물의 안정성, 결함 특성, 접착성 등에 따라 달라지는데, 스테인리스 스틸이 산화에 강한 저항성을 갖는 이유는 보 통 Cr₂O₃의 형성과 관련이 있다. 이 산화물은 대개 순수한 Cr산화물이 아니라 Fe, Mn, Ni등을 소량 포함한다. STS 304과 같은 저 Cr 스테인리스 스틸은 표면에 (Fe_0.6Cr_0.4)₂O₃ 산 화물이나 FeCr₂O₃와 같은 스피넬 산화물이 형성되기도 하 며, 조건에 따라서는 이러한 스피넬 산화물도 비교적 보호 성이 있지만, Cr₂O₃가 형성되고 유지될 때 가장 보호성이 높은 것으로 알려져 있다[4, 5].

일반적으로 스테인리스 스틸은 대부분 주조법으로 제조 되고 있으나, 분말야금법 (P/M) 으로 만들어진 스테인리 스 스틸은 복잡한 소형부품을 낮은 생산가격으로 제조할 수 있는 이점이 있어, 최근에는 소결 스테인리스 스틸이 자동차 배기장치, 다공성 필터, 터보콤프레샤, 그리고 고 온에 노출되는 부품들의 구성품으로 많이 사용되고 있다 [2]. 그러나 일반 스테인리스 스틸보다 더 부식을 잘 일으 키는 기공구조를 가지고 있는 소결 스테인리스 스틸은 내 부까지 개기공을 통해 산화가 진행되므로 galvanic couple 을 형성하여 활성표면을 증가시키는 역할을 한다. 분말야 금법으로 제조된 소결체는 표면과 내부에 기공이 존재하 며, 그 기공의 존재로 소결체의 기계적 특성, 내산화성과 내식성의 변화가 일어난다. 소결 스테인리스 스틸의 고온 산화 거동에 대한 몇몇 데이터들은 소결 스테인리스 스틸 의 고온 산화거동이 일반적인 스테인리스 스틸의 부식거 동을 따르지 않는 다고 알려져 있다[2, 3]. 전술한 바와 같 이 스테인리스 스틸은 표면에 열역학적으로 안정하고, 성 장속도가 느리며, 접착력이 좋은 Cr₂O₃을 생성시켜 대기 중의 고온에서 matrix합금을 보호한다[6]. 그러나 이러한 보호피막은 산화피막의 성장에 따른 growth stress에 의한 응력을 받게 되며 온도변화에 따른 모재와 산화피막간의 열팽창계수 차이에 의한 열응력을 발생시킨다[7]. 이러한 응력은 산화피막의 균열, 기지합금으로부터의 산화피막 박리 등을 일으켜 파괴가 일어나면, 기지합금에 함유되어 있던 보호막 형성원소가 표면으로 확산되어 보호막이 재 생성 되면서 재료를 보호하게 된다. 이러한 현상의 반복적 으로 일어나면서 합금 중 보호피막을 형성하는 원소가 고 갈되어 재료의 내식성이 감소하는 것이다[6]. 또한 문헌에 따르면 NiFe₂O₄산화물이 형성 될 때에는 모재와 산화층 사이의 부착성을 떨어뜨리면서 박리를 촉진시키는 것으로 보고되었다[8]. 이러한 현상을 방지 할 수 있는 방법으로 Al, Si 등의 금속원소를 첨가하는 방법이 알려져 있다. Al 을 스테인리스 스틸 합금에 첨가 했을 때 대기 중의 산소 와 가장 먼저 반응하여 안정한 산화알루미늄을 표면에 형 성한다. 이 산화알루미늄 피막이 합금의 내산화막 역할을 하게 되어 고온에서도 합금 내부를 안전하게 보호할 수 있는 역할을 하는데, 이렇게 형성된 Al₂O₃ layer는 산소 이 온의 내부 침투와 합금 내 알루미늄 이온의 외부 확산을 억제할 뿐만 아니라, 다른 산화물 생성을 억제하기 때문에 금속모재의 빠른 파괴를 방지하고 보호한다고 하였다. 하 지만 이러한 방법은 Al 원소가 고갈되는 시점에서 내산화 성이 감소하게 됨으로 많은 양을 첨가해야 함으로 경제적 인 측면에서 불리하다고 할 수 있다. Si을 첨가할 경우 Cr₂O₃산화피막 아래에 얇은 산화막 SiO₂를 형성하여 각종 원소의 확산을 저지하여 내산화성을 크게 증진 시키지만 다량 첨가량이 증가하면 재료를 취약하게 만드는 것으로 알려져 있다[9].

한편 I.S. Kim, C.Y. Kang 등에 의하면 열적으로 안정성 이 뛰어난 Al₂O₃, SiO₂,TiO₂의 미세 산화물 입자를 페라이 트강에 기계적 합금화에 의해 분산시켜 고온산화실험을 실시한 결과, 첨가된 금속산화물이 금속기지내 입계에 분 산되어 입계를 통한 페라이트강의 Cr 확산이 지연되고 외 부로부터의 산소유입을 방해하여 무게증가율이 현저히 낮 아졌음을 보고하고 있다[10]. 또한 M.F. Pills, E.G. Araujo 등은 304L 스테인리스 스틸에 La₂O₃, Y₂O₃, Yb₂O₃등의 희토류 계 금속산화물을 첨가 했을 때 고온에서 기지내부 로 확산하는 산소이온의 확산을 차단하여 시간에 따른 무 게증가율이 현저히 낮아지고 금속기지/산화층 간의 박리 현상이 개선되었음을 보고하였다[11]. 즉, 소결 스테인리 스 스틸의 경우 개기공을 통해 산화가 주로 진행이 되지 만 이러한 산화물을 첨가하면 개기공에 주로 분포하여 모 재 내로 산소의 내부 확산을 저지시키며, Cr 산화물 성장 을 촉진시키고 표면 Cr₂O₃층 형성에 필요한 임계농도를 줄이는 역할을 하여 내산화성을 증가 시킨다[12].

따라서 이러한 금속산화물의 첨가 효과에 대한 내용을 바 탕으로 본 연구에서는 STS 316L 소결체에 대표적인 희토류 계 산화물인 Y₂O₃와 일반적인 금속산화물 Al₂O₃, SiO₂, MgO 첨가에 따른 STS 316L 소결체의 산화거동에 대해 연구하 였다.

2. 실험 방법

본 연구에서 사용된 STS; stainless steel (korea standard) 316L 분말은 Daido 사(일본)의 제품이며, 첨가물질로 사용 된 금속산화물 분말은 Alfa 사(미국)에서 판매하는 제품을 사용하였다. STS 316L 분말에 첨가되는 금속산화물은 순 도가 99% 이상인 Al₂O₃, SiO₂, MgO 및 Y₂O₃를 사용하였 으며 STS 316L의 조성을 표 1에 나타내었으며, 표 2에 각 각의 입도와 밀도를 나타내었다. 그림 1은 본 연구에서 진 행된 전체적인 실험의 흐름을 나타내는 공정도로서 STS 316L 분말에 각각의 산화물 분말을 6 wt.%까지 첨가하고 액체파라핀(결합제)와 스테아린산(분산제)를 함께 넣고 2 시간 동안 혼합을 실시하였다. 혼합한 분말을 유압식 성형 장비를 이용하여 성형공정을 실시하였다. 성형체는 49×7×2 mm의 크기를 가지는 bar 형태로 제조하였으며 성형체의 소결은 Pusher type furnace에서 1270°C의 온도에서 한 시 간 동안 소결 하였고 분해암모니아가스 (H 가스량: 10 NmNm³/Hr, N 가스량: 12 Nm³/Hr)분위기 하에서 진행 하였다. STS 316L 분말과 금속 계 산화물을 혼합한 시편 의 산화 시간에 따른 고온 산화 거동을 알아보기 위해서 900°C와 1000°C 온도에서 210 시간 동안 산화시켜 각각 시간에 따른 산화 거동을 조사하였다. 산화실험은 대기 중 에서 실시하였으며, 승온시간 30°C/min으로 300°C까지 가 열하여 10분 예열을 한 다음, 승온시간 15°C/min으로 목 표온도까지 가열하여 목표온도에 도달 했을 때 시편을 장 입하였다. 시편은 시간 별로 로에서 꺼내어 공냉을 실시하 였으며, 시편의 단위면적당 중량변화를 측정 하였다. 고온 산화 시간의 영향과 산화층의 특성을 조사하기 위하여 생성 된 각 산화층의 미세조직을 SEM (Scanning Electron Microscope, JSM-7610F) 과 광학현미경 (Optical microscope, ICS-305B) 을 사용하여 관찰하였다. 또한, XRD (X-ray Diffractometer, DZ PHASER), EDS (Energy Dispersive Spectroscopy) 를 이용해 산화층 생성상의 상 분석과 성분 분석을 실시하였다.

Fig. 1 

Flow chart of experimental procedure.

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Table 1

Composition of the 316L stainless steel powders (wt.%)

C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	Fe
0.015	0.86	0.14	0.020	0.006	12.66	18.0	2.07	Bal.

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Table 2

Mean particle size (D₅₀) and density of respective powders

	STS316L	Al2O3	SiO2	MgO	Y2O3
Mean Particle Size	254 µm	2.08 µm	1.51 µm	1.98 µm	1.96 µm
Density	6.34 cm3/g	4.26 cm3/g	2.6 cm3/g	3.58 cm3/g	5.01 cm3/g

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3. 실험결과 및 고찰

금속산화물 Al₂O₃, SiO₂, MgO 및 Y₂O₃를 STS316L에 각각 16 wt.% 첨가한 각 시편의 상대밀도 측정값을 그림 2에 나타내었다. 순수한 STS 316L 시편의 상대밀도는 86.8으로 나타났으며, 금속산화물을 첨가 하면 기존의 STS 316L의 상대밀도보다 낮아졌다. 이러한 결과는 동일 한 성형압으로 성형하였을 때 산화물로 인해 성형성이 떨 어지기 때문이며, 기공관찰 결과, STS 316L 시편의 기공 수와 크기가 대체적으로 작고 산화물 첨가량이 증가함에 따 라 기공의 수와 크기가 증가하는 양상을 나타내었다. 이는 첨가된 금속산화물이 STS 316L 분말 사이에 분포하여 소결 시 스테인리스 스틸 분말의 입자간 물질이동 및 넥(neck)형 성을 방해하는 역할을 했기 때문이다[11]. 하지만 그림에서 보여주는 바와 같이 산화물 첨가량이 동일한 경우에는 산화 물의 종류에 따라 상대밀도가 크게 달라지지 않았다.

Fig. 2 

Relative density of respective sintered specimens with amount of metal oxides additives.

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금속산화물을 각각 STS 316L에 첨가한 소결체를 대기 중의 900°C에서 210시간 산화시험을 실시한 후 무게증가 율을 그림 3에 나타내었다. 실험결과 그림 3에서 나타내 는 바와 같이 초기 10시간 까지는 산화물을 첨가한 시편 의 무게증가율이 STS 316L 소결체 보다 다소 높은 것을 알 수 있는데, 이는 앞서 실시한 상대밀도측정 결과와 관 련이 있는 것으로 판단된다. 금속 산화물이 첨가됨에 따라 소결체에 기공의 분포가 많아지고 산화시험초기에 기공을 통한 대기 중의 산소가 더 많이 유입되어 10시간 까지 무 게증가율이 높아지는 것으로 추측할 수 있다. 한편 금속 산화물의 함량이 증가함에 따라 각 온도에서 시간에 따른 무게증가율이 STS 316L 소결체와 비교해서 다소 감소하 는 것으로 나타났으며 전체적으로 3 wt.%를 첨가하였을 때가 가장 낮은 무게증가율을 나타내었다. 또한 MgO, SiO₂를 6 wt.%까지 첨가했을 경우는 오히려 내산화성이 감소하는 것으로 나타났다. 따라서 금속산화물 첨가량이 3%이상 되면 내산화성의 개선에 오히려 나쁜 영향을 준 다. 이는 산화물의 양이 많아질수록 소결 밀도의 저하와 관계가 있는 것으로 사료된다.

Fig. 3 

Weight gain of oxide added specimens after oxidation tests at 900°C for 210 hrs in air: (a) STS/SiO₂, (b) STS/MgO, (c) STS/Al₂O₃, and (d) STS/Y₂O₃.

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900°C 산화시험 결과를 토대로 Al₂O₃, SiO₂, MgO, Y₂O₃ 를 각각 3 wt.% 첨가한 시편을 이용해 대기 중 1000°C에 서 210시간 동안의 산화시험에 따른 무게증가율을 그림 4 에 나타내었다. 1000°C에서 실시한 순수한 STS 316L 소 결체는 120시간을 기점으로 무게증가가 급증하는 현상이 발생하였다. 이는 서론에서 언급했던 대로 고온에서 장시 간 산화분위기에 노출된 시편에서 열응력과 성장응력 때 문에 금속과 밀착성을 유지하던 산화막의 박리와 열팽창 으로 인한 시편의 균열로 인한 것으로 판단하였다. 반면 Al₂O₃, SiO₂, MgO, Y₂O₃를 각각 3 wt.% 첨가한 소결체의 경우 시간이 경과함에 따라 무게가 증가하는 양상을 보이 나 순수한 STS 316L 소결체에서 나타났던 급격한 무게 증가율을 보이지는 않는 것으로 나타났다. 이는 앞서 서론 에서 언급했듯이 금속산화물을 첨가함으로써 고온에서 기 지내부로 확산하는 산소이온의 확산을 차단하여 시간에 따른 무게증가율이 현저히 낮아지며, Cr₂O₃층 아래에 금 속산화물 층을 형성하여 산소의 확산을 저지하여 내산화 성을 증가시키는 것으로 생각된다. 210시간까지의 산화실 험을 통해서 Y₂O₃>MgO>Al₂O₃>SiO₂순으로 내식성이 좋 은 특성을 나타내었다.

Fig. 4 

Weight gain of 3 wt.% oxide added specimens after oxidation tests at 1000°C for 210 hrs in air.

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Al₂O₃, SiO₂, MgO, Y₂O₃를 각각 3 wt.% 첨가한 시편의 대기 중 1000°C에서 210시간 동안까지 각각의 산화시간 에 따른 XRD 분석결과를 그림 5에 나타내었다. 금속산화 물을 각각 3 wt.% 첨가했을 시 첨가된 산화물의 피크는 관찰되지 않았으며, 관찰되는 산화물 피크의 종류 또한 앞 서 실시한 STS 316L 소결체의 산화시험에서 나타난 γ-Fe, Fe₂O₃, (Fe_0.6Cr_0.4)₂O₃, NiFe₂0₄, 피크만이 존재함을 알 수 있었다. Al₂O₃, SiO₂, MgO, Y₂O₃를 첨가한 시편 모두 시 간이 경과함에 따라 120시간 까지는 γ-Fe 피크가 감소하 고 Fe₂O₃, (Fe_0.6Cr_0.4)₂O₃피크가 뚜렷하게 나타났으며 120 시간까지 감마 피크가 존재함을 알 수 있다. 하지만 210시 간 경과 시에는 Al₂O₃, SiO₂, MgO를 첨가한 시편에서는 γ- Fe 피크가 관찰되지 않았으며 무게증가가 가장 적었던 Y₂O₃ 를 3 wt.% 첨가한 시편에서는 210시간 경과 시에도 γ-Fe 피 크가 존재하는 것으로 확인되었다. 이는 Y₂O₃를 첨가하면 금속과 산화층간의 계면 부착성이 감소시키는 NiFe₂O₄상을 형성하게 되는 상이 늦게 분해되어 산소의 유입을 차단 혹 은 지연시키는 결과를 가져오게 되어 시편에 비해 모재를 210시간까지 보호해준 역할을 했던 것으로 판단된다[7].

Fig. 5 

X-ray diffractograms corresponding to respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L, (b) STS/Al₂O₃-3vol.%, (c) STS/SiO₂-3vol.%, (d) STS/MgO-3vol.%, and (e) STS/Y₂O₃-3vol.%.

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대기 중의 1000°C에서 210시간까지 산화시험을 진행한 후 STS 316L과 Y₂O₃를 첨가한 단면 미세조직 사진을 그림 6에 나타내었다. 먼저 표면 산화막의 두께는 대체적 으로 산화시간에 비례하여 증가하였다. STS 316L 소결체 의 경우는 30시간 산화시킨 후부터 표면부에 생긴 균열로 인해 외부산화막 외에 내부 산화막이 생성되며 외부 산화 막은 Fe⁺³이온의 외방확산과 O⁻²이온의 내 확산에 의해 성 장하고, 내부 산화막은 보호피막인 Cr₂O₃가 산화막에서의 Cr소모에 의해 Cr결핍이 산화막 아래에 발생하면서 성장 한다[1]. 외부산화막과 내부 산화막 사이에 발생하는 균열 은 산화막이 형성 되면서 산화물의 부피 팽창을 동반하여 외부 산화막 쪽에는 압축응력, 내부 산화막 쪽에는 인장응 력을 야기하여 균열을 발생시키기 때문에 균열이 발생하 는 것으로 사료된다[12]. 한편 산화분위기에 노출되는 시 간이 길어짐에 따라 산화층 내에 수많은 기공이 관찰되었 다. 이는 소결체에 존재하던 기공이 아닌 산화과정에서 생 성된 기공으로 판단되며, 산화막 내 기공은 Cr₂O₃가 산화 막/기지 계면 내에 생성되면 외부 산화막이 성장하기 위해 필요한 Fe이온의 공급이 원활하지 못하여 산화막에 이온 결핍현상이 일어나고, Fe이온이 산화막으로부터 해리하여 산소분압이 높은 대기/산화막 계면 쪽으로 이동하고 성장 하여 산화막 내부에는 기공이 생성된다. 이러한 기공들은 산화막의 응력 집중원으로 작용하여 산화막의 균열을 촉 진시킨다는 결과와 일치한다[11].

Fig. 6 

Microstructures images of respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air.

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Y₂O₃를 첨가한 시편의 경우 210시간까지 상대적으로 금 속으로부터 표면산화물의 박리현상이 적은 결과에서 활성 원소 산화물 분산에 의한 금속기지와 산화물계면에 화학 결합 강화, 산소유입의 지연효과 혹은 성장응력을 완화 시 켜 부착성을 증진시킨다는 이론적 모델의 주장과 유사한 것으로 나타났다[12].

또한 Al₂O₃, SiO₂, MgO를 3wt.% 첨가했을 경우 120시 간 경과 시 금속/산화층 간의 박리현상이 일어났으며 210 시간 경과 시에 더욱 두드러진 박리현상이 일어남을 알 수 있다. 이러한 현상으로 미루어 볼 때 Al₂O₃, SiO₂, MgO 를 첨가했을 때 입계를 통한 산소의 침투나 기지원소의 외 부 확산으로 인한 산화를 어느 정도 억제하여 산화층의 성 장속도를 지연시켜 주는 효과가 있는 것으로 사료된다[11].

그림 7은 STS316L에 금속산화물을 첨가한 EDS 분석결 과이다. (a)는 316L, (b)는 Y₂O₃를 첨가한 316L로써, 316L 의 산화층(a)의 외부(1)에는 Cr과 Ni이 소량 고용되어 있 는 Fe₂O₃이고, 내부산화막 (2)은 Ni이 고용되어 있는 (Fe_0.6Cr_0.4)₂O₃ 산화물이며, 내부 산화막과 모재사이(3)에는 Cr이 고용되어 있는 NiFe₂O₄ 산화물존재하며, 기공 주위 의 (4)번 영역은 산화물로서 주로 Cr₂O₃가 기공을 채우고 있음을 알 수 있다. 이와 같이 STS 316L 시편의 경우 산 화층의 표면 아래에는 (Fe_0.6Cr_0.4)₂O₃산화물 상의 존재에서 추측할 수 있는 바와 같이, 기지 내에 존재하던 상당량의 Cr이 표면층으로 이동해서 Fe와 복합 산화물층을 형성한 것으로 생각되며, 이러한 금속산화물은 기공주위에 분포 하여 외부의 산소유입을 차단하여 내산화성을 증가시키는 것으로 사료된다. 또한 산화피막과 기지금속사이에는 균 열발생층으로 인한 내부 산화막이 생성되는데, 저온에서 Ni은 산화막/기지 금속계면의 안쪽에 주로 존재하며, 경우 에 따라 스케일 내에서 spinel 산화물을 형성하여 산화 속 도를 감소시킨다고 보고되어지지만[13, 14], 고온에서는 Ni은 부착력이 약한 NiFe₂O₄로 산화되는 것으로 알려져 있다. 본 연구에서는 이러한 Ni-Fe 복합산화물이 모든 시 편에 나타난 것을 XRD와 EDS 특성평가를 통하여 확인하 였으며, 이로 인하여 NiFe₂O₄이 기지와 산화층의 결합력 을 약화시켜 박리현상을 유도한 것으로 판단된다.

Fig. 7 

EDS mapping results of respective specimens after 210 hr exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L and (b) STS/Y₂O₃- 3vol.%.

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Y₂O₃를 첨가한 STS316L의 경우는 그림 7(b)의 (1)과 같 은 산화물 층 내부의 균열 주변에 Fe-Cr산화물이 많이 존 재하고 있으며 (b)(2)와 (b)(3)에서 보는 바와 같이 균열아 래영역에서도 Fe-Ni산화물층이 거의 존재하지 않는 것을 확인할 수 있었다. 이는 첨가제로 들어가는 Y₂O₃는 주로 기지합금의 입자 사이에 존재하면서 Ni의 표면층으로 확 산하는 것을 억제한 것으로 판단되며, 산화층에 생긴 균열 주위의 Fe-Cr산화물은 NiFe₂O₄ 상과는 달리 산화피막을 박리시키지 않기 때문에 내식성이 향상된 것으로 사료된 다. 따라서 금속산화물을 첨가 하면 STS 316L 보다 박리 현상이 지연되는 것도 Ni-Fe 복합산화물의 생성을 억제하 여 산화층과 모재 사이의 부착력의 약화를 지연시키는 역 할을 한 것으로 사료된다.

4. 결 론

금속 산화물 첨가에 따른 STS 316L 부식 저항 특성에 대한 실험결과, 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.

• 1) Y₂O₃가 첨가된 시편의 분석결과, 1000°C에서 210시 간 산화시험 후 경과 시에도 오스테나이트 상이 남아 있 으며 이는 Ni-Fe 산화물의 형성을 감소시키는 역할을 한 것으로 여겨진다.

• 2) STS 316L에 금속산화물이 첨가됨에 따라 고온 내식 성이 개선 되었으며 이는 금속기지에 분산되어 있는 첨가 된 금속 산화물이 금속/산화층 간 계면에서 산소의 유입을 어느 정도 차단 시켜 산화 지연 효과가 있었다.

• 3) Y₂O₃가 첨가된 316L 시편의 표면 산화층의 성장속도 가 가장 느렸고 210시간 까지 상대적으로 표면 산화층의 부착성이 유지되었는데, 이는 모재와 산화층 사이의 부착 력을 약화시키는 Ni-Fe 산화물의 생성을 억제하였기 때문 인 것으로 판단된다.

Acknowledgements

감사의 글

본 논문은 한국연구재단 (No. NRF-2013R1A1A2063036 호)에 의해 지원받아 수행하였으며 이에 감사드립니다.

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Figure & Data

Fig. 1 

Flow chart of experimental procedure.

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Table 1

Composition of the 316L stainless steel powders (wt.%)

C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	Fe
0.015	0.86	0.14	0.020	0.006	12.66	18.0	2.07	Bal.

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Table 2

Mean particle size (D₅₀) and density of respective powders

	STS316L	Al2O3	SiO2	MgO	Y2O3
Mean Particle Size	254 µm	2.08 µm	1.51 µm	1.98 µm	1.96 µm
Density	6.34 cm3/g	4.26 cm3/g	2.6 cm3/g	3.58 cm3/g	5.01 cm3/g

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Fig. 2 

Relative density of respective sintered specimens with amount of metal oxides additives.

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Fig. 3 

Weight gain of oxide added specimens after oxidation tests at 900°C for 210 hrs in air: (a) STS/SiO₂, (b) STS/MgO, (c) STS/Al₂O₃, and (d) STS/Y₂O₃.

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Fig. 4 

Weight gain of 3 wt.% oxide added specimens after oxidation tests at 1000°C for 210 hrs in air.

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Fig. 5 

X-ray diffractograms corresponding to respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L, (b) STS/Al₂O₃-3vol.%, (c) STS/SiO₂-3vol.%, (d) STS/MgO-3vol.%, and (e) STS/Y₂O₃-3vol.%.

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Fig. 6 

Microstructures images of respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air.

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Fig. 7 

EDS mapping results of respective specimens after 210 hr exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L and (b) STS/Y₂O₃- 3vol.%.

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References

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Citations

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