본 연구에서는 Fe-18Mn-0.6C 삼원계 TWIP강과 2Al이 첨가된 TWIP강을 Zn-Al(0.2 wt.%) 도금욕에서 용융도금 한 뒤 TWIP강의 수소취성(hydrogen embrittlement, HE) 거동에 대해 고찰하였다. Al 이 미량 첨가된 아연도금은 순수 Zn 도금과는 달리 TWIP강 표면에 Fe2Al5 inhibition층이 형성되어 Fe-Zn intermetallic층이 생성되는 것을 억제하는데, 도금 후 두 강종 모두에서 도금층은η-Zn층과 Fe2Al5 뿐만 아니라 FeAl, FeAl2 등이 함께 존재하는 Fe-Al intermetallic inhibition층으로 구성되어 있음을 확인하였다. 도금된 시편을 인장실험 수행한 결과, 도금된 TWIP강은 미도금 TWIP강과 동일한 물성치 (UTS, YS, El) 를 보였으며, Al-free TWIP강에 관찰되는 serration 또한 관찰됨에 따라 도금에 의한 모재의 ...
본 연구에서는 Fe-18Mn-0.6C 삼원계 TWIP강과 2Al이 첨가된 TWIP강을 Zn-Al(0.2 wt.%) 도금욕에서 용융도금 한 뒤 TWIP강의 수소취성(hydrogen embrittlement, HE) 거동에 대해 고찰하였다. Al 이 미량 첨가된 아연도금은 순수 Zn 도금과는 달리 TWIP강 표면에 Fe2Al5 inhibition층이 형성되어 Fe-Zn intermetallic층이 생성되는 것을 억제하는데, 도금 후 두 강종 모두에서 도금층은η-Zn층과 Fe2Al5 뿐만 아니라 FeAl, FeAl2 등이 함께 존재하는 Fe-Al intermetallic inhibition층으로 구성되어 있음을 확인하였다. 도금된 시편을 인장실험 수행한 결과, 도금된 TWIP강은 미도금 TWIP강과 동일한 물성치 (UTS, YS, El) 를 보였으며, Al-free TWIP강에 관찰되는 serration 또한 관찰됨에 따라 도금에 의한 모재의 인장특성이 변하지 않았음이 확인되었다. 이후 전기화학적 방법을 이용하여 도금 시편에 수소를 주입하고, 인장실험 및 TDA 분석을 실시하였다. 도금된 2 종의 TWIP강 모두 수소 주입 전에 비해 약 2% El 의 감소가 있었으나, 수소주입 전과 거의 유사한 물성치를 보임에 따라 수소취성 저항성을 가짐을 확인하였다. 인장실험 결과 순수 Zn 도금과는 달리 모재 TWIP강의 인장특성은 바뀌지 않았는데, 이는 Zn-Al 도금 시에는 brittle 한 Fe-Zn intermetallic층이 생성되지 않았기 때문이다. TDA 분석 결과 모재에서도 수소가 방출되었으나, 아주 미량이었기 때문에 수소취성 현상이 일어나지 않은 것으로 판단되었다. Peak 분리를 통해 주입된 대부분의 수소는 η-Zn층과 Fe-Al intermetallic inhibition층에 trap 되었음을 확인히였다. TDA 결과를 바탕으로 H desorption energy 를 구한 결과, Zn-Al 도금에서의 η-Zn층은 52 kJ mol-1, inhibition층은 60.1 kJ mol-1 로 계산되었는데, 이는 기존 TWIP강 내 전위나 결정립계의 H desorption energy 보다 높은 것으로 특히, inhibition층이 수소의 강력한 trapping site 로 작용함이 확인됨에 따라, Fe-Al intermetallic inhibition층이 도금된 TWIP강의 수소취성 저항성을 향상시키데 결정적인 영향을 미친 것으로 판단되었다. 한편, silver decoration법을 이용하여 trap 된 수소를 직접 관찰하였는데, TDA 결과와 마찬가지로 Ag 입자가 η-Zn층과 inhibition층에 대부분 분포하고 있었으며, inhibition층에 밀집되어있음이 확인되었다.
본 연구에서는 Fe-18Mn-0.6C 삼원계 TWIP강과 2Al이 첨가된 TWIP강을 Zn-Al(0.2 wt.%) 도금욕에서 용융도금 한 뒤 TWIP강의 수소취성(hydrogen embrittlement, HE) 거동에 대해 고찰하였다. Al 이 미량 첨가된 아연도금은 순수 Zn 도금과는 달리 TWIP강 표면에 Fe2Al5 inhibition층이 형성되어 Fe-Zn intermetallic층이 생성되는 것을 억제하는데, 도금 후 두 강종 모두에서 도금층은η-Zn층과 Fe2Al5 뿐만 아니라 FeAl, FeAl2 등이 함께 존재하는 Fe-Al intermetallic inhibition층으로 구성되어 있음을 확인하였다. 도금된 시편을 인장실험 수행한 결과, 도금된 TWIP강은 미도금 TWIP강과 동일한 물성치 (UTS, YS, El) 를 보였으며, Al-free TWIP강에 관찰되는 serration 또한 관찰됨에 따라 도금에 의한 모재의 인장특성이 변하지 않았음이 확인되었다. 이후 전기화학적 방법을 이용하여 도금 시편에 수소를 주입하고, 인장실험 및 TDA 분석을 실시하였다. 도금된 2 종의 TWIP강 모두 수소 주입 전에 비해 약 2% El 의 감소가 있었으나, 수소주입 전과 거의 유사한 물성치를 보임에 따라 수소취성 저항성을 가짐을 확인하였다. 인장실험 결과 순수 Zn 도금과는 달리 모재 TWIP강의 인장특성은 바뀌지 않았는데, 이는 Zn-Al 도금 시에는 brittle 한 Fe-Zn intermetallic층이 생성되지 않았기 때문이다. TDA 분석 결과 모재에서도 수소가 방출되었으나, 아주 미량이었기 때문에 수소취성 현상이 일어나지 않은 것으로 판단되었다. Peak 분리를 통해 주입된 대부분의 수소는 η-Zn층과 Fe-Al intermetallic inhibition층에 trap 되었음을 확인히였다. TDA 결과를 바탕으로 H desorption energy 를 구한 결과, Zn-Al 도금에서의 η-Zn층은 52 kJ mol-1, inhibition층은 60.1 kJ mol-1 로 계산되었는데, 이는 기존 TWIP강 내 전위나 결정립계의 H desorption energy 보다 높은 것으로 특히, inhibition층이 수소의 강력한 trapping site 로 작용함이 확인됨에 따라, Fe-Al intermetallic inhibition층이 도금된 TWIP강의 수소취성 저항성을 향상시키데 결정적인 영향을 미친 것으로 판단되었다. 한편, silver decoration법을 이용하여 trap 된 수소를 직접 관찰하였는데, TDA 결과와 마찬가지로 Ag 입자가 η-Zn층과 inhibition층에 대부분 분포하고 있었으며, inhibition층에 밀집되어있음이 확인되었다.
In this study, hydrogen embrittlement (HE) of galvanized Al-free and –added Fe-18Mn-0.6C (wt.%) twinning-induced plasticity (TWIP) steels were investigated. The inhibition layer was formed at the interface between the coating layer and TWIP steel matrix, and inhibited the formation of the Fe-Zn inte...
In this study, hydrogen embrittlement (HE) of galvanized Al-free and –added Fe-18Mn-0.6C (wt.%) twinning-induced plasticity (TWIP) steels were investigated. The inhibition layer was formed at the interface between the coating layer and TWIP steel matrix, and inhibited the formation of the Fe-Zn intermetallic layers. Both TWIP steels exhibited η-Zn coating layer and Fe-Al inhibition layer which was composed of FeAl, FeAl2 and Fe2Al5. The tensile properties of TWIP steels were little changed after galvanizing. To investigate HE in galvanized TWIP steels, hydrogen was charged into the galvanized specimen by electrochemical method, and tensile tests and TDA analysis were performed. Both galvanized TWIP steels showed a decrease in El by ~2% after hydrogen charging. TDA analysis exhibited that although hydrogen was also released from the TWIP steel matrix, HE did not occur because the amount of released hydrogen was very small. Most of the hydrogen was trapped at the interface between the η-Zn layer and Fe-Al inhibition layer. Based on the TDA results, the H desorption energy was calculated to be 52 kJ mol-1 for the η-Zn layer and 60.1 kJ mol-1 for the Fe-Al inhibition layer in the Zn-Al galvanizing, which are higher than that of the TWIP steel matrix (35 kJ mol-1). Especially, it was confirmed that the Fe-Al inhibition layer acted as a strong trapping site of hydrogen. Consequently, it was concluded that the inhibition layer had a decisive influence on improving the HE resistance of the TWIP steels. Moreover, the trapped hydrogen was observed through the silver decoration method. The silver particles, which indirectly indicate the existence of hydrogen, were observed at the interface between the η-Zn layer and the Fe-Al inhibition layer. After fracture, silver particles were mainly observed around the crack, and it was assumed that hydrogen diffused to the locally stress concentrated region due to tensile stress, inducing crack initiation.
In this study, hydrogen embrittlement (HE) of galvanized Al-free and –added Fe-18Mn-0.6C (wt.%) twinning-induced plasticity (TWIP) steels were investigated. The inhibition layer was formed at the interface between the coating layer and TWIP steel matrix, and inhibited the formation of the Fe-Zn intermetallic layers. Both TWIP steels exhibited η-Zn coating layer and Fe-Al inhibition layer which was composed of FeAl, FeAl2 and Fe2Al5. The tensile properties of TWIP steels were little changed after galvanizing. To investigate HE in galvanized TWIP steels, hydrogen was charged into the galvanized specimen by electrochemical method, and tensile tests and TDA analysis were performed. Both galvanized TWIP steels showed a decrease in El by ~2% after hydrogen charging. TDA analysis exhibited that although hydrogen was also released from the TWIP steel matrix, HE did not occur because the amount of released hydrogen was very small. Most of the hydrogen was trapped at the interface between the η-Zn layer and Fe-Al inhibition layer. Based on the TDA results, the H desorption energy was calculated to be 52 kJ mol-1 for the η-Zn layer and 60.1 kJ mol-1 for the Fe-Al inhibition layer in the Zn-Al galvanizing, which are higher than that of the TWIP steel matrix (35 kJ mol-1). Especially, it was confirmed that the Fe-Al inhibition layer acted as a strong trapping site of hydrogen. Consequently, it was concluded that the inhibition layer had a decisive influence on improving the HE resistance of the TWIP steels. Moreover, the trapped hydrogen was observed through the silver decoration method. The silver particles, which indirectly indicate the existence of hydrogen, were observed at the interface between the η-Zn layer and the Fe-Al inhibition layer. After fracture, silver particles were mainly observed around the crack, and it was assumed that hydrogen diffused to the locally stress concentrated region due to tensile stress, inducing crack initiation.
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