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ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.31 No.1 pp.29-37
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2021.31.1.29

Effect of Heat Treatment on Microstructure, Mechanical Property and Corrosion Behavior of STS 440C Martensitic Stainless Steel

Mingu Kim, Kwangmin Lee†
School of Materials Science and Engineering School, Chonnam National University, Gwangju 61186, Republic of Korea
Corresponding author E-Mail : kmlee@jnu.ac.kr (K. Lee, Chonnam Nat’l Univ.)
November 20, 2020 December 17, 2020 December 19, 2020

Abstract


Martensitic stainless steel is commonly used in the medical implant instrument. The alloy has drawbacks in terms of strength and wear properties when applied to instruments with sharp parts. 440C STS alloy, with improved durability, is an alternative to replace 420 J2 STS. In the present study, the carbide precipitation, and mechanical and corrosion properties of STS 440C alloy are studied as a function of different heat treatments. The STS 440C alloy is first austenitized at different temperatures; this is immediately followed by oil quenching and sub-zero treatment. After sub-zero treatment, the alloy is tempered at low temperatures. The microstructures of the heat treated STS 440C alloy consist of martensite and retained austenite and carbides. Using EDX and SADP with a TEM, the precipitated carbides are identified as a Cr23C6 carbide with a size of 1 to 2 μm. The hardness of STS 440C alloy is improved by austenitization at 1,100 °C with sub-zero treatment and tempering at 200 °C. The values of Ecorr and Icorr for STS 440C increase with austenitization temperature. Results can be explained by the dissolution of Cr-carbide and the increase in the retained austenite. Sub-zero treatment followed by tempering shows a little difference in the properties of potentiodynamic polarizations.



STS 440C 마르텐사이트계 스테인리스 강의 열처리에 따른 미세조직, 기계적 특성 및 부식 거동

김 민구, 이 광민†
전남대학교 공과대학 신소재공학부

초록


    © Materials Research Society of Korea. All rights reserved.

    This is an Open-Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution Non-Commercial License (http://creativecommons.org/licenses/by-nc/3.0) which permits unrestricted non-commercial use, distribution, and reproduction in any medium, provided the original work is properly cited.

    1. 서 론

    마르텐사이트계 스테인리스 강은 일반적으로 12 ~ 17 wt%의 크롬과 약 1.0 wt%의 탄소를 포함하고 있는 합 금이다. 주로 고온으로 가열하여 안정한 오스테나이트 상 을 급냉하여 준 안전상인 마르텐사이트 상으로 변태시 켜 사용하는 강이다. 마르텐사이트는 경도가 높지만 인 성이 부족하여 템퍼링을 통해 인성을 향상시켜 사용하 고 있으며, 증기 발생기나 압력 용기, 수술용 도구, 베 어링, 절삭용 공구 등에 사용된다.1-3) 급냉한 상태의 마 르텐사이트계 스테인리스 강의 미세 조직은 대개 마르 텐사이트, 잔류 오스테나이트, 탄화물 등으로 구성되어 있 으며, 이 중 잔류 오스테나이트는 급냉 시 마르텐사이 트로 변하지 못한 상으로 마르텐사이트보다 낮은 강도 를 지니고 있고 상온에서 불안정한 상태로 있으면서 일 정 시간 이후 서서히 마르텐사이트로 변하면서 내부 균 열을 일으키는 특징이 있다.4)

    현재 유럽의 치과용 임플란트 드릴 제조업체들은 마르 텐사이트계 스테인리스 강인 STS 420 J2를 시술기구의 주 소재로 사용하고 있다. 국내에서도 유럽과 같이 STS 420 J2를 치과용 드릴로 사용하지만 시술시 혈액과 접 촉으로 인한 드릴 표면에 부식이 발생하는 문제와 뼈와 마찰에 의한 마모로 시술기구의 사용 주기가 떨어지는 단 점이 있다.5) 따라서 STS 420 J2 강의 단점을 보완할 수 있는 새로운 마르텐사이트계 스테인리스 강의 필요성이 대두된다. Scheuer 등6)은 저온 플라즈마 침탄을 통한 STS 420 합금의 내식성과 크롬 카바이드 석출과의 관계 를 제어함으로써 내식성이 증가한다고 보고하였다.

    STS 440C 소재는 16 ~ 18 wt%의 크롬과 0.9~ 1.2 wt% 의 탄소로 다른 마르텐사이트계 스테인리스 강에 비해 고 크롬과 고 탄소를 포함하고 있으며 기계적 특성은 매우 좋 다.7,8) 그러나 크롬은 소재 내에서 부식 저항성을 높여주 는 역할을 하지만 많은 양의 탄소를 포함한 소재의 열처 리 시 크롬과 결합한 탄화물이 형성되면서 고갈된(depleted) 크롬으로 내식성이 떨어지는 단점이 있다.9,10) 또한 고농도 의 탄소 소재는 높은 경도로 우수한 내마모성을 가질 수 있지만 마찰에 의한 파괴가 쉽게 발생할 수 있다.

    따라서 본 연구에서는 치과용 임플란트 차세대 드릴 소 재로 마르텐사이트계 스테인리스 강 STS 440C 소재를 선택하였다. STS 440C 소재의 열처리 공정 표준화를 위 하여 오스테나이트화 변태 온도 구간에서 온도를 달리 하여 열처리를 진행하였고, 잔류 오스테나이트가 마르텐 사이트로 변태하도록 하는 서브제로 처리, 템퍼링 처리 를 한 후 탄화물 형성과 관련된 미세조직 변화와 기계 적 특성 및 부식 거동을 조사하였다.

    2. 실험방법

    2.1 STS 440C 시편

    본 연구에 사용된 STS 440C 시편은 지름이 15 φ이 고 두께가 5 mm인 디스크 시편을 사용하여 열처리를 하였다. 열처리 전 sand paper를 이용하여 #400-#2000 순으로 순차적으로 연마를 진행하였고, 1 μm 크기의 알 루미나 분말을 사용하여 미세 연마 후 아세톤, 알코올, 증류수 순서로 초음파세척을 하였다. Table 1은 실험에 사용된 STS 440C 소재의 화학조성을 나타내었다.

    2.2 STS 440C의 열처리 공정

    STS 440C의 열처리는 26.6 kPa 초기 진공과 아르곤 분위기하의 열처리로에서 실시하였다. STS 440C 소재 의 오스테나이트 열처리는 950, 1,000, 1,050, 1,100 °C 에서 1시간 동안 진행하였다. 냉각은 유냉을 하였고, 바 로 서브제로 처리를 진행하였다. 서브제로 처리는 에탄 올과 드라이아이스를 섞은 수용액으로 -70 °C의 온도에 서 90분 동안 유지하였다. 템퍼링은 10 °C/min의 속도 로 승온시켜 각각 150, 200, 250 °C에서 1시간 동안 실 시하였다. Fig. 1은 열처리 공정 순서를 그림으로 나타 내었다.

    2.3 미세조직 및 결정구조 분석

    미세조직을 관찰하기 위하여 광학현미경(optical micro-scope, OM, Leaci Microsystems Ltd., CH-9435, Germany) 을 사용하여 시편표면을 관찰하였으며, 에칭 조건은 40 mL HCl+30 mL distilled water + 25 mL methanol + 5gr CuCl2 에칭 용액에서 50초 동안 유지하였다. 열처리된 STS 440C 시편의 미세 조직은 field emission scanning electron microscopy (FE-SEM, S-4700, Hitachi, Japan) 에서 가속전압 15 kV으로 행하였고. 성분 분석은 부착된 energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX, EMAX Energy EX-200, Horiba, Japan) 장비를 사용하였다.

    TEM 시편은 FIB (focused ion beam, Quanta 3D FEG, FEI Co., USA)를 이용하여 이온빔으로 시편을 절 단하여 15 μm × 6.5 μm 크기에 두께 1.5 μm으로 제작하 였고, 가속 전압 200 kV의 고분해능 전자현미경(HRTEM: high resolution transmission electron microscope, TECANAI F20, PHILIPS Co., Netherlands)를 이용하여 관찰하였다. 또한 열처리에 따른 시편의 상변화를 알아 보기 위해 X-ray 회절분석을 실시하였다. 장비는 X-선 회절기(X’Pert pro, PANalytical, Netherlands)를 이용하 였으며, Cu Kα radiation의 조건은 45 kV이었다.

    2.4 경도 측정

    열처리된 STS 440C 시편의 경도 측정은 rockwell hardness tester (HJ-8362, Heungjin Testing Machine Co., Korea)를 이용하여 5회씩 측정하여 그 평균치를 구 하였다.

    2.5 동전위 분극 시험

    열처리된 STS 440C 시편의 부식 거동은 동전위 분 극 곡선을 측정할 수 있는 부식시험기(PARSTAT 2273, EG&G Princeton applied research, USA)를 이용하여 상온의 3.5 % NaCl 수용액 중에서 진행하였으며, 포 화 KCl용액 속에 있는 Ag/AgCl의 기준 전극(reference electrode)과 백금 메쉬의 상대 전극(counter electrode)을 이용하였다. 시험전극(working electrode)은 STS 440C 시편으로 하였으며, 측정되는 부식 면적은 1 cm2이었다. 부 식시험은 1 mV/sec의 스캔 속도로 60분 동안 진행하였다.

    3. 결과 및 고찰

    3.1 미세 조직 특성

    Fig. 2는 각 오스테나이트화 온도 조건에서 열처리한 시편을 에칭하여 광학 현미경으로 관찰한 미세조직이다. 그림에서 보는 바와 같이 오스테나이트화 열처리 온도 에 따른 미세조직의 차이는 큰 변화가 없었다. 그러나 미세 조직 내에 래스(lath) 마르텐사이트들과 결정립 사 이에 약 1 ~ 2 μm 크기의 흰색을 띠는 석출상이 관찰되 었다. 이 석출물은 마르텐사이트계 스테인리스 강에서 발 생하는 철-크롬 탄화물인 것으로 생각된다. 탄화물은 오 스테나이트화 온도나 이후 템퍼링 온도에 따라 M3C, M7C3, M23C6 탄화물 상들로 석출되며 경도나 부식, 마 모 특성에 영향을 끼치는 것으로 알려져 있다.11,12) 이 탄 화물상의 종류는 Fig. 4의 TEM 분석에서 확인하였다.

    Fig. 3은 에칭된 시편을 주사전자현미경을 사용하여 고 배율로 관찰한 미세조직이다. Fig. 3은 Fig. 2의 광학 현미경의 미세조직 결과와 동일하게 마르텐사이트 조직 과 구형의 탄화물을 확인할 수 있지만 오스테나이트화 열처리 온도에 따른 미세조직의 차이는 큰 변화가 없 었다. Fig. 3(e)는 (d)의 미세조직에서 A와 B로 표시한 위치에서의 EDX 분석을 나타낸 결과이다. A는 시편의 기지조직 부분으로 Fe 원소는 86.4 wt%로 가장 높게 나 타났고 Cr 원소는 11.5 wt%, C 원소는 2.2 wt% 순으 로 기지조직에 포함되어있는 것을 확인하였다. B부분은 석출물 상의 영역으로 Fe 원소는 47.6 wt%, Cr 원소는 47.4 wt%, C 원소는 5.1 wt%를 나타내었다. 이는 기지 조직에 비해 많은 양의 크롬과 탄소가 석출물에 고용되 어있는 것으로 볼 때 Cr이 다량 포함된 탄화물인 것으 로 예측된다. 즉 고온에서 열처리시 용해된 크롬이 탄 소와 결합하여 크롬-탄소 탄화물을 형성하게 되고 석출 된 크롬으로 인해 기지내의 크롬 함량이 감소하여 내식 성이 나빠지는 특성이 발생한다. 관찰된 탄화물 상의 결 정구조는 TEM분석을 통하여 분석하였다.

    Fig. 4는 1,100°C에서 열처리한 시편의 탄화물을 TEM 의 명시야상 (bright field image) 사진과 제한시야회절 패턴 (selected area diffraction pattern; SADP)을 분석 한 결과이다. Fig. 4(a)의 명시야상을 보면 마르텐사이트 조직 위에 다양한 크기의 탄화물들이 형성되어있는 것 을 확인할 수 있다. 크기는 약 0.5 μm ~ 2 μm로 분포되 어 있고, 구형이나 타원형 모양의 석출물을 나타내고 있 다. 탄화물은 주로 M3C, M7C3, M23C6로 분류되며 다른 격자구조를 가지고 있다. M3C, M7C3는 orthorhombic 구 조로 격자 상수는 다 다르고(a≠b≠c) α, β, γ는 90° 이 다. M23C6는 FCC구조로 격자상수가 같고 90o의 각을 나 타낸다.13) Fig. 4(b)는 Fig. 4(a)에서 화살표로 표시한 석 출물을 SADP로 나타내었다. 관찰한 패턴의 길이와 사 이각을 분석을 해 본 결과, 세 방향에서의 면간지수(dvalue) 는 6.147 Å, 5.325 Å, 3.765 Å 이었으며, 사이각 은 54.74°, 35.26°, 90°로 나타났다. 이 석출물은 JCPDS 89-2724를 참고하여 zone axis [011] 방향에서 FCC 구 조를 가지는 M23C6 탄화물인 것으로 확인하였고, 화살 표로 표시하지 않은 부분의 석출물 또한 분석결과 M23C6 탄화물로 확인하였다.

    Fig. 5는 1,100 °C에서 열처리한 시편의 탄화물을 TEM 의 명시야샹, 암시야상(dark field image), 그리고 각 원 소별로 mapping을 통하여 EDX분석을 행한 결과이다. 명 시야상에서는 중앙 부위에 타원형의 석출물과 기지조직 을 나타내고 있으며, 같은 영역을 암시야상으로 관찰하 였을 때에는 기지조직과는 구분되는 중앙에 어둡게 보 이는 타원형의 석출물을 확실히 볼 수 있다. 이 석출물 은 원소별 EDX 결과에서도 알 수 있는 바와 같이 Cr 이 기지조직의 Fe에 비해 많은 양이 검출되었으며, C 원 소 또한 유사한 경향을 보인다. 그 외 Si과 Mn 원소는 소량 미세하게 분포되어 있다. 이와 같이 고온에서 열 처리를 통해 생성된 석출물에 관한 TEM 조직과 EDX 분석결과는 Fig. 4의 SADP 결과에서 고찰한 바와 동일 하게 Cr23C6 탄화물로 확인되었다.

    Fig. 6은 950 °C, 1,000 °C, 1,050 °C, 1,100 °C 온도에 서 열처리한 STS 440C 시편을 X-선 회절분석을 통하 여 분석한 결과이다. 그림에서 보는 바와 같이 오스테 나이트화 열처리 온도에 따른 X-선 회절 패턴의 큰 차 이는 없었다. 각 열처리 조건에서 (100), (200), (211) 면 에서 마르텐사이트 결정구조의 회절 패턴을 확인하였 고, (442), (440), (531), (600) 면에서 M23C6 탄화물의 X-선 회절 피크 강도가 미세하게 나타났다. 또한 이 탄 화물 피크는 열처리 온도가 증가할수록 점점 감소하고 있다. 이는 Lu의 마르텐사이트계 STS의 XRD 실험결과 와도 매우 유사하였다.14)

    3.2 기계적 특성

    Fig. 7은 950 °C, 1,000 °C, 1050 °C, 1,100 °C 온도에 서 열처리한 STS 440C 시편을 유냉 (oil quenching)과 서브제로 처리를 한 후 로크웰 경도를 측정한 결과를 나 타내었다. 오스테나이트화 온도가 증가할수록 측정된 경 도 값은 증가하였다. 950 °C에서 열처리 후 유냉했을 때 의 경도는 약 55.5 HRC로 가장 낮은 경도 값을 나타 내었고, 1,100 °C에서 열처리한 시편의 경도가 약 61.1 HRC로 가장 높은 경도를 나타내었다. 이의 원인은 오 스테나이트화 온도가 상승하게 되면 모상의 입자크기가 증가되어 경도 감소가 예상되나 상대적으로 기지 조직 에 용해되는 탄소양의 증가 효과가 더욱 커서 경도가 증가한 것으로 사료된다. 반면에 1,050 °C와 1,100 °C 오스테나이트화 온도 조건에서는 경도 변화가 거의 없 었다. 이와 같은 오스테나이트화 온도에 따른 경도 값 의 감소변화에 대한 논의는 STS 420의 경우에서도 유 사하였다.15) Rajasekhar 등은 STS 431 합금에서 오스테 나이트화 온도가 상승함에 따라 마르텐사이트 변태 시 작 온도(Ms)가 낮아지면서 급냉 후 잔류 오스테나이트 의 양이 증가하게 된다고 보고하였다.16) 즉 잔류 오스테 나이트의 양의 증가로 마르텐사이트의 양이 적어지게 되 어 경도가 부분 감소하게 된다. 한편 Ning 등이 언급한 바와같이 높은 오스테나이트화 온도는 δ-페라이트 양의 증가를 일부 초래하게 된다는 결과도 경도 감소에 영향 을 미쳤으리라 생각된다.17) 고탄소를 함유한 STS 440C 계 합금은 마르텐사이트 변태 후 잔류하게 되는 불안정 한 오스테나이트로 인해 서브제로 처리를 거쳐야 한다. Fig. 7의 서브제로 처리 결과를 보면 950 °C에서는 시편 이 서브제로 처리의 전후의 영향을 거의 받지 않았지만 1,000 °C 이후의 온도에서는 경도가 증가하였다. 이는 오 스테나이트화 온도의 상승으로 인해 낮아진 마르텐사이 트 변태 온도 구간이 약 -70 °C의 서브제로 처리를 통 해 시편에 남아있던 잔류 오스테나이트들이 마르텐사이 트로 변태되었기 때문에 시편의 경도 값이 증가한 것 으로 판단된다. 또한 1,100 °C에서 약 62.7 HRC로 가 장 높은 경도 값을 나타내었다.

    Fig. 8은 서브제로 처리 된 STS 440C 시편을 150, 200, 250 °C 각 온도에서 템퍼링 처리 후 측정한 경도 값을 나타내었다. 그림에서 볼 수 있는 바와같이 템퍼 링 온도가 증가할수록 오스테나이트화 온도와 관계없이 경도값이 감소하였으며, 또한 서브제로 처리 했을 때 보 다 더 낮은 경도 값을 나타내었다. 급냉 직후 소재는 고 경도를 가질 수 있지만 인성이 나쁘고 취성이 강한 특 징이 있다. 따라서 템퍼링의 열처리는 무확산 변태된 마 르텐사이트의 분해 석출과정을 통하여 경도가 일정량 감 소하게 되지만 인성이 증가하는 경향을 엿볼 수 있다. STS 440C 시편의 오스테나이트화 온도와 템퍼링 효과 와의 의존성을 파악하기 위하여 각 템퍼링 온도에 따라 경도의 감소 기울기를 구해 비교하였다. 오스테나이트화 온도가 950 °C인 경우는 -0.017의 기울기를 가지면서 템 퍼링 온도에 따라 가장 낮은 경도 감소를 나타내었다. 오스테나이트화 온도가 상승하면서 경도 감소 기울기는 -0.035, -0.062, -0.069로 점점 증가하였다. 즉 고온의 오 스테나이트화 온도에서 열처리된 시편은 유냉과 서브제 로 처리에 의해 형성된 마르텐사이트 내의 과포화 고용 된 탄소 원자들이 템퍼링을 통하여 기지 조직으로 확산 해가거나 다른 형태의 탄화물 (ε-carbide, Fe2C)로 석출 되는 경향이 커서 시편의 경도가 감소하는 것으로 생각 된다.

    3.3 부식 거동

    Fig. 9와 Table 2는 950 °C, 1,000 °C, 1,050 °C, 1,100 °C 온도에서 열처리한 STS 440C 시편을 동전위 분극 시험을 통하여 측정된 분극곡선 특성을 나타내었다. 전 반적으로 오스테나이트화 온도가 증가할수록 측정된 부 식전압(Ecorr) 값과 부식전류(Icorr)는 증가하였다. 950 °C에 서 열처리 후 유냉했을 때의 부식전압 값은 약 -467 mV로 가장 낮은 값을 나타내었고, 1,000 °C 이상에서 열 처리한 시편의 부식전압 값은 -260 ~ -280 mV 값을 나 타내었다. 열처리 온도에 따른 부식전류 값 또한 부식 전압 값들과 유사하게 가공재 상태에서는 87 mA/cm2 이 었으나 1,000 °C 이상의 오스테나이트화 열처리한 경우 에는 140 ~ 150 mA/cm2 값을 나타내었다. 즉 1,000 °C 이상의 오스테나이트화 열처리 온도가 STS 440C 시편 의 부식저항을 향상시킨다고 볼 수 있다. 이의 원인은 오스테나이트화 온도가 상승하게 되면 크롬탄화물의 용 해와 잔류 오스테나이트 증가에 따른 기지 조직의 증가 에 따른 것으로 설명된다.18)

    Fig. 10과 Table 3은 1,100 °C 온도에서 열처리 후 서 브제로 처리 된 STS 440C 시편을 150, 200, 250 °C 각 온도에서 템퍼링 처리 후 동전위 분극 시험을 통하 여 측정된 분극곡선과 그 결과를 나타내었다. STS 440C 시편의 서브제로 처리시에는 유냉했을 때 보다 내식성 이 약간 감소하였는데 이는 잔류오스테나이트의 마르텐 사이트화에 의한 영향이라 할 수 있다. 하지만 Fig. 8의 경도값 변화와는 달리 템퍼링 온도에 따른 부식 특성은 큰 차이를 나타내지 않았다. 이와 같이 STS 440C 시편 의 열처리와 부식 특성의 상관 관계는 잔류오스테나이 트 량, 서브제로처리에 따른 마르텐사이트 분율, 템퍼링 에 따른 분해되는 탄화물의 분해량 등 각 상변태에 의 해 얻어지는 각 상들의 정량화에 의한 정밀 해석이 필 요하다고 생각된다. 이의 필요성은 Park 등19)의 연구에 서 오스테나이트화 열처리가 탄화물을 모두 분해하여도 내식성이 증가하지 못하였다고 보고한 경우에서도 엿볼 수 있다.

    4. 결 론

    본 연구에서는 마르텐사이트계 스테인리스 강 STS 440C 소재의 열처리 공정 표준화를 위하여 오스테나이 트화 변태 온도 구간과 서브제로 처리, 템퍼링 처리를 한 후 탄화물 형성과 관련된 미세조직 변화가 기계적 성 질 및 동전위 분극 특성에 미치는 영향을 조사하였다.

    STS 440C 시편의 오스테나이트화 열처리 온도에 따 른 미세조직의 차이는 큰 변화가 없었으나 래스 마르텐 사이트들과 결정립 사이에 약 1 ~ 2 μm 크기의 석출상이 관찰되었다. 이 석출물은 TEM의 EDX 와 SADP 분석 결과는 Cr23C6 탄화물로 확인되었다

    1,100 °C에서 열처리한 시편의 경도는 약 61.1 HRC로 가장 높은 경도를 나타내었으며 이의 원인은 상대적으 로 기지 조직에 용해되는 탄소양의 증가 효과가 더욱 커 서 경도가 증가한 것으로 판단하였다. 유냉 후 서브제 로 처리 효과는 1,000 °C 이후의 온도에서는 나타났으 며, 고온의 오스테나이트화 온도에서 열처리된 시편은 유냉과 서브제로 처리에 의해 형성된 마르텐사이트 내 의 과포화 고용된 탄소 원자들이 템퍼링을 통하여 기 지 조직으로 확산해가거나 다른 형태의 탄화물(ε-carbide, Fe2C)로 석출되는 경향이 커서 시편의 경도가 감소하는 것으로 고찰하였다.

    STS 440C 시편의 오스테나이트화 온도가 증가할수록 측정된 부식전압 값과 부식전류는 증가하였으며, 이의 원 인은 오스테나이트화 온도가 상승하게 되면 크롬탄화물 의 용해와 잔류 오스테나이트 증가에 따른 기지 조직의 증가에 따른 것으로 설명하였다. 그리고 템퍼링 온도에 따른 STS 440C 시편의 동전위 분극 특성은 큰 차이를 나타내지 않았다.

    Figure

    MRSK-31-1-29_F1.gif

    Schematic diagram of heat treatment processing for STS 440C.

    MRSK-31-1-29_F2.gif

    OM images of STS 440C specimens austenitized at different temperatures for 1 h: (a) 950 °C, (b) 1,000 °C, (c) 1,050 °C and (d) 1,100 °C.

    MRSK-31-1-29_F3.gif

    SEM images of the STS 440C specimens austenitized at different temperatures for 1 h: (a) 950 °C, (b) 1,000 °C, (c) 1,050 °C and (d) 1,100 °C and (e) EDX analyses of A and B area in (d).

    MRSK-31-1-29_F4.gif

    TEM images of precipitates in STS 440C spcimen austenitized at 1,100 °C :(a) bright field images and (b) selected area diffraction (SAD) pattern with zone axis of [011] for the precipitate indicated by an arrow in (a).

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    TEM mapping images of precipitated carbides in STS 440C specimen austenitized at 1,100°C; (a) bright field image, (b) dark field image, element mapping of (c) carbon, (d) chromium, (e) iron, (f) silicon, (g) manganese, and (h) EDX spectrum.

    MRSK-31-1-29_F6.gif

    X-ray diffraction patterns for STS 440C specimens at various austenitizing temperature.

    MRSK-31-1-29_F7.gif

    Hardness variation for STS 440C specimens austenitized at various temperatures followed by oil quenching and sub-zero treatment.

    MRSK-31-1-29_F8.gif

    Rockwell hardness of STS 440C after tempering at 150°C, 200°C and 250°C.

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    Potentiodynamic polarization curves of STS 440C specimens at various austenitizing temperature.

    MRSK-31-1-29_F10.gif

    Potentiodynamic polarization curves of STS 440C specimens austenitized at 1,100 °C with oil quenching and subzero treatment followed by tempering at 150 °C, 200 °C and 250 °C.

    Table

    Chemical composition of STS 440C (wt%).

    Ecorr and Icorr values obtained at potentiodynamic polarization curves of Fig. 9.

    Ecorr and Icorr values obtained at potentiodynamic polarization curves of Fig. 10.

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