赵晓丽1,2,张永健1,邵成伟1,惠卫军1,,董瀚2

1 北京交通大学机械与电子控制工程学院 北京 1000442
2 钢铁研究总院 北京 100081

摘要

关键词：冷轧中锰钢;氢脆敏感性;两相区退火;微观组织;奥氏体稳定性

基于汽车轻量化、高安全性和节能减排等要求的考虑,对占汽车总质量60%~70%左右的汽车用钢提出了更高的要求,极大地带动了先进高强度汽车用钢的发展[1]。近年来,具有优异强塑积同时兼顾经济性、可制造性的第三代汽车用钢逐渐成为国内外研发的热点,其中以C和Mn为主要元素、采用α+γ两相区退火工艺获得的超细铁素体+奥氏体复相组织的中锰钢得到了越来越多的关注,这类钢通常含有(3%~10%)Mn (质量分数),两相区退火处理后亚稳奥氏体含量可高达60% (体积分数),在拉伸形变过程中亚稳奥氏体发生相变诱发塑性(transformation induced plasticity,TRIP) 效应,从而可获得强塑积25~30 GPa%以上的性能水平[1,2,3,4,5,6,7]。

目前,针对中锰钢的研究主要集中在化学成分和退火工艺的优化及组织性能调控等方面,以期获得含有大量亚稳奥氏体的多相组织,从而进一步改善钢的力学性能[2~5,7~12]。应当指出,尽管研发的各种中锰钢的强塑性等力学性能得到了较大幅度提升,但要大规模应用于汽车制造,仍需解决大量由于材料强度显著提高而带来的回弹、变形抗力大、复杂零件尺寸精度难以保证和高碳当量钢板焊接困难等汽车部件制造方面面临的系列问题,以及氢脆敏感性(氢致延迟断裂)等服役方面面临的难题[2,3]。中锰钢的强度通常在900 MPa级以上,最高甚至已达到1600 MPa级,因而存在氢脆断裂的风险[3]。尤为重要的是,在制造或服役的过程中,中锰钢部件不可避免地会发生不同程度的塑性变形,部分甚至大部分亚稳奥氏体会转变为马氏体[13,14]。这种未经回火处理的高碳马氏体脆性很大,具有很高的氢脆敏感性。因此,中锰钢有可能比传统的TRIP钢具有更高的氢脆敏感性。对两相区退火处理的热轧和冷轧0.1C-7Mn-0.5Si钢的研究表明,当充入的H含量为1.2×10-6时,就会造成高达74%~87%的塑性损失[15],呈现出很高的氢脆敏感性。预应变对中锰钢氢陷阱及扩散行为的影响研究发现,当变形过程中稳定性较差的奥氏体转变为马氏体即产生TRIP效应时,因导致氢陷阱结合能的降低而影响H的扩散,从而恶化中锰钢的力学性能[14]。对此,有研究者提出在中锰TRIP型马氏体时效钢中引入纳米级薄膜状奥氏体来提高其氢脆抗力的思路[16]。

总之,目前对于利用TRIP效应的中锰钢氢脆敏感性的研究工作十分有限,特别是针对奥氏体含量及其稳定性的影响更是未见报道。由于减重和结构设计的要求,先进高强度汽车用钢通常在冷轧状态下使用。对此,本工作以工业生产的热轧0.1C-5Mn (质量分数,%)钢为对象,将热轧钢板退火处理后进行冷轧,然后在两相区温度650 ℃进行了不同时间退火处理,以得到不同含量和稳定性的逆转变奥氏体,采用慢应变速率拉伸(slow strain rate tensile,SSRT)实验研究其氢脆行为。

1 实验方法

本实验所用工业生产的0.1C-5Mn钢热轧钢板,其化学成分(质量分数,%)为：C 0.1,Mn 5.0,Si 0.01,Fe余量。实验用钢两相区最佳退火温度为650 ℃[4,8]。先将热轧钢板在650 ℃等温退火6 h后用18%HCl (体积分数)酸洗,然后在450型轧机上进行5道次冷轧,最终轧制厚度为2.0 mm (压下量约67%)。随后冷轧板在650 ℃进行两相区退火处理,保温时间分别为5、10、30、60和360 min。沿着钢板轧制方向切取板状拉伸试样,试样宽度5 mm、厚度1.5 mm、标距15 mm。

将冷轧和冷轧后退火处理的一部分试样在0.25 mol/L H2SO4+0.5 g/L CH4N2S溶液中进行电化学充氢,充氢电流密度为0.2 mA/cm2,充氢时间为60 min。充氢完毕后,将试样用SiC砂纸打磨至2000号并清洗,随后在SUNS/UTE5305型拉伸试验机上进行SSRT实验,拉伸应变速率为4.2×10-5s-1。采用氢脆敏感性指数,即充氢前后的相对塑性(延伸率)损失来表征材料的氢脆敏感性[3,15]:

${?}_{\mathrm{loss}}=(1-\frac{{?}_{\mathrm{H}}}{{?}_0})\times 100\mathrm{\%}$(1)

式中,δloss为氢脆敏感性指数;δ0、δH分别为实验钢未充氢、充氢后的总延伸率。δloss越大则氢脆敏感性越大,实验结果即氢脆敏感性指数为至少3个试样的平均值。

利用HTDS-002型热脱氢分析仪(TDS)测试未充氢试样及经电化学充氢试样(1.5 mm×13 mm×35 mm)中的H含量。将试样在真空中以100 ℃/h的速率加热到800 ℃,利用Microvision plus四重极质谱仪(RGA)测量H的逸出速率,通过逸出曲线累积计算试样中的H含量CH。采用H-800型透射电子显微镜(TEM)观察试样的微观组织,工作电压200 kV。TEM试样采用线切割0.5 mm厚的电镜薄片,手工研磨至40 μm以下,冲成直径3 mm的圆片后在双阴极喷射电解减薄装置上进行双喷减薄,双喷溶液为6%HClO4(体积分数)酒精溶液,双喷温度为-20 ℃左右。切取尺寸2 mm×5 mm×10 mm的试样,经研磨和电解抛光后,采用配备Cu靶的D/MAX 2500型X射线衍射仪(XRD)进行奥氏体含量测定,电压和电流分别为40 kV和150 mA。根据GB/T 8362-1987国家标准计算试样的奥氏体含量,计算时马氏体选用(200)α和(211)α晶面的衍射线,奥氏体选用(200)γ、(220)γ和(311)γ晶面的衍射线,将所测量的5条衍射线进行交错组合,得到6种累积强度比,再将对应的强度有关因子之比代入下式,即得钢中奥氏体的体积分数：

${?}_{\mathrm{A}}=\frac{1-{?}_{\mathrm{C}}}{1+?\frac{{?}_{\mathrm{M}\left(\mathit{hkl}\right)}}{{?}_{\mathrm{A}\left(\mathit{hkl}\right)}}}$(2)

式中,VA为钢中奥氏体的体积分数;VC为钢中碳化物的体积分数;IM(hkl)为钢中马氏体(hkl)晶面衍射线的累积强度;IA(hkl)为钢中奥氏体(hkl)晶面衍射线的累积强度;G为奥氏体(hkl)晶面与马氏体(hkl)晶面对应的强度有关因子之比。

奥氏体中的C含量根据以下经验公式计算[17]：

${?}_{?}=3.556+0.0453{?}_{\mathrm{C}}+0.00095{?}_{\mathrm{Mn}}$(3)

其中,XC和XMn分别为奥氏体中的C和Mn含量;aγ为奥氏体的晶格常数。XMn取7.5%,这是由于在两相区逆相变退火过程中,Mn在铁素体和奥氏体之间发生了配分,从而使奥氏体中的富集Mn含量为实际Mn含量的1.5倍左右[18,19]。采用带能谱(EDS)的EVO 18型扫描电子显微镜(SEM)观察SSRT拉伸断口。在SSRT拉伸试样断口处采用线切割截取纵向试样,经SiC砂纸打磨并抛光后在3%HNO3(体积分数)酒精溶液中腐蚀,在SEM下观察裂纹起裂特征。

2 实验结果

2.1 微观组织

0.1C-5Mn钢在冷轧态及650 ℃不同退火时间处理后的TEM像见图1。为了降低冷轧抗力和避免开裂,热轧0.1C-5Mn钢在冷轧前进行了650 ℃保温6 h的预处理,其组织为奥氏体+铁素体。在冷轧过程中,在轧制变形力的作用下,奥氏体全部转变为马氏体,因而冷轧后组织为高度形变的含有大量位错的马氏体+铁素体,此外还有大量的渗碳体,如图1a所示。对于冷轧后650 ℃退火10 min的0.1C-5Mn钢试样,由于冷轧后产生了大量的位错等缺陷,即具有较高的形变储能[8,10],其组织发生了显著变化：原有的片层结构消失,马氏体发生回复和再结晶,组织发生等轴化,形成较多逆转变奥氏体和铁素体,同时渗碳体数量明显减少,如图1b所示。随着退火时间的延长,由于C原子向奥氏体中不断扩散,碳化物明显减少,逆转变奥氏体含量增加且尺寸增大(图1c和d);当退火时间为360 min时,碳化物完全溶解消失(图1d)。

图10.1C-5Mn钢冷轧态及冷轧后650 ℃退火不同时间后的TEM像

Fig.1TEM images of 0.1C-5Mn steel as-cold rolled (a) and after annealing at 650 ℃ for 10 min (b), 30 min (c) and 360 min (d) (RA—reverted austenite)

图2a为冷轧态及冷轧后两相区退火态0.1C-5Mn钢的XRD谱。可见,冷轧态0.1C-5Mn钢XRD谱中只有铁素体峰,没有奥氏体峰;短时间退火处理后,不但出现奥氏体峰,且随着退火时间延长,奥氏体峰强度逐渐提高,表明随着退火时间延长,逆转变奥氏体含量逐渐增多。通过计算得到钢中奥氏体含量和奥氏体中C含量随退火时间的变化曲线如图2b所示。可见,在退火初期,奥氏体含量随退火时间的延长而迅速增加,当退火时间延长到60 min以后,奥氏体含量增加的趋势有所减缓。与奥氏体含量变化不同,奥氏体中的C含量则随着退火时间的延长而有所降低。

图2冷轧态及两相区退火态的0.1C-5Mn钢XRD谱和奥氏体含量及其C含量随退火时间的变化

Fig.2XRD spectra (a) and intercritical annealing time dependences of the austenite volume fraction and carbon content of austenite (b) in 0.1C-5Mn steel

2.2 拉伸性能

冷轧态及冷轧后两相区退火态0.1C-5Mn钢的拉伸性能如图3所示。可以看出,冷轧后的抗拉强度约为1100 MPa,屈服强度为1064 MPa,屈强比很高。然而,经过5 min短时间退火后,无论是抗拉强度和屈服强度均大幅度降低,分别至870 MPa和794 MPa;此后,随着退火时间的延长,冷轧0.1C-5Mn钢的抗拉强度逐渐增加而屈服强度逐渐降低,如图3a所示;当退火时间为360 min时,其抗拉强度增加至1021 MPa,屈服强度降低至608 MPa。由图3b可知,冷轧态的0.1C-5Mn钢强度尽管很高,但塑性偏低,总延伸率仅为10%左右,但经退火处理后,塑性大幅度提高,且在退火时间为10 min时达到最大值(约39.5%);之后随着退火时间的延长,延伸率逐渐降低,至退火时间为360 min时,总延伸率降低至25%,但仍明显高于冷轧态,强塑积随退火时间的变化规律与延伸率一致,如图3b所示。值得指出的是,在退火时间为10 min时的奥氏体含量仅为8.7% (图2b),但却获得最高的塑性和强塑积,这表明要获得良好的强塑性,不仅与逆转变奥氏体的含量有关,还与逆转变奥氏体的稳定性[8,10,19]以及超细晶铁素体的协同变形[10]等因素有关。冷轧0.1C-5Mn钢拉伸性能随退火时间的变化规律与类似成分的其它冷轧中锰钢基本一致[8,10]。此外,冷轧0.1C-5Mn钢抗拉强度随退火时间延长而提高主要与逆转变奥氏体含量增加所引起的TRIP效应增大有关,屈服强度随退火时间延长而降低则主要与碳化物逐渐溶解、晶粒尺寸增大及逆转变奥氏体含量的增加等因素有关[8]。

图3冷轧态及冷轧后650 ℃退火不同时间0.1C-5Mn钢的拉伸性能随退火时间的变化

Fig.3Variations of tensile properties of the cold-rolled 0.1C-5Mn steel with annealing time at 650 ℃(a) ultimate tensile strengthσband yield strengthσs(b) total elongationδandσbδ

2.3 H吸附行为

图4是冷轧态及两相区退火态0.1C-5Mn钢的H逸出速率随加热温度变化的曲线和H含量CH随退火时间的变化情况。从图4a中可以看出,冷轧态试样充氢后的H逸出曲线存在3个峰,对应的峰值温度分别约为120、220和350 ℃;不同退火时间试样的H逸出曲线则存在2个峰,对应的峰值温度分别约为120和350 ℃。钢中的H可分为可扩散H和非扩散H,通常将大约300 ℃以下温度逸出的H称为可扩散H,且高强度钢的氢脆敏感性主要受可扩散H的影响[20,21]。不同状态试样的350 ℃峰的高度均很低,表明其对应的H含量很小。因此,可近似地认为测得的H为可扩散H。如图4b所示,对于未充氢试样,钢中CH不随退火时间而变化,仅为0.1×10-6左右;电化学充氢后,冷轧态试样中的CH高达5.89×10-6,而不同退火时间试样的CH则大幅度降低,且随着退火时间的延长,退火试样中的CH逐渐增加。360 min退火试样中的CH为2.86×10-6,远低于冷轧态试样的CH。

图4冷轧态及两相区退火处理0.1C-5Mn钢中的充氢试样H逸出曲线及试样充氢前后H含量

Fig.4Hydrogen desorption rate curves of hydrogen-charging 0.1C-5Mn steel specimens (a) and hydrogen contents in the cold-rolled and intercritically annealed 0.1C-5Mn steel samples (b) before and after hydrogen-charging (Inset inFig.4a shows the locally enlarged curve)

对于冷变形的TRIP钢[22]、低碳粒状贝氏体钢[23]、高碳共析钢[24]及回火马氏体钢[25]的研究结果均表明,低温H逸出峰(100~180 ℃)主要与高密度位错有关。0.1C-5Mn钢经冷轧后存在高密度的位错(图1a),因而120 ℃的H逸出峰应主要与冷轧态的高度形变铁素体及其位错有关。冷轧态0.1C-5Mn钢同时存在大量形变诱导的马氏体和渗碳体(图1a),均具有比位错更高的H陷阱激活能[23,26],因而220 ℃的H逸出峰可认为主要与这些马氏体和渗碳体有关。当冷轧钢经逆转变退火处理时,在短时间内这些马氏体和渗碳体就绝大部分转变为奥氏体,因此,冷轧退火试样的H逸出曲线没有像冷轧态试样那样出现220 ℃的H逸出峰,只是出现120和350 ℃的H逸出峰,这与文献报道的热轧退火和冷轧退火的中锰钢及全奥氏体的高锰钢的H逸出曲线类似[14~16,27]。应当指出的是,冷轧退火试样的120 ℃的H逸出峰可认为主要由峰值温度略低的铁素体H逸出峰与峰值温度略高的奥氏体H逸出峰复合而成[16]。由于奥氏体具有高的H溶解度和低的H扩散系数,因而随着退火时间的延长,奥氏体含量增加(图2),这使得充H时吸附的H含量亦逐渐增加(图4b)。至于在冷轧态及冷轧退火试样的H逸出曲线上均出现的350 ℃的H逸出峰,则可能与随着退火时间延长而增加的大角度晶界[28]或钢中的非金属夹杂物有关,有待深入探讨。不过,由于其对应的H含量很低且为非扩散H,对冷轧及退火态0.1C-5Mn钢氢脆性能影响小,在大多数研究工作中均未考虑[14,15,16]。

2.4 氢脆敏感性

图5a为冷轧态和两相区退火态0.1C-5Mn钢充氢前后工程应力-应变曲线。可以看出,除了冷轧态试样外,退火试样充氢前后的应力-应变曲线均存在明显的屈服平台,且随着退火时间的延长,屈服平台逐渐缩短。此外,除冷轧试样外,充氢后试样的抗拉强度和延伸率均明显降低。图5b为冷轧态及退火态0.1C-5Mn钢氢脆敏感性指数。从图中可以看出,随着退火时间的延长,氢脆敏感性指数显著提高,从退火5 min时的12%迅速提高到退火60 min时的62%;此后继续延长退火时间,氢脆敏感性指数增加的趋势变缓。这说明冷轧0.1C-5Mn钢的氢脆敏感性对退火时间十分敏感。

图5冷轧态和两相区退火处理0.1C-5Mn钢充氢前后的工程应力-应变曲线和氢脆敏感性指数

Fig.5Engineering stress-strain curves of cold rolled and intercritically annealed 0.1C-5Mn steel samples before and after hydrogen-charging (a) and variations of hydrogen embrittlement indexδlosswith annealing time (b)

2.5 氢脆断口

图6为冷轧态和冷轧后不同退火时间处理的0.1C-5Mn钢充氢断口的SEM像。可见,随着退火时间的延长,断口表面的片层状裂纹逐渐减少,但脆性断裂区(图中圆圈处)却逐渐增多。图7为冷轧态和冷轧退火态的0.1C-5Mn钢充氢与未充氢断口裂纹源区的SEM像。未充氢试样断口裂纹起裂区呈现典型的韧窝断裂,且随着退火时间延长,韧窝尺寸逐渐增大(图7a、c和e)。冷轧态充氢试样的断裂特征(图7b)与未充氢试样没有明显差异,但退火态充氢试样则存在明显差异,即除有与未充氢试样一样的空心韧窝外,还具有独特的实心韧窝(韧窝心部含有类似夹杂物的颗粒,如图7d和f中箭头所示),且这种实心韧窝随着退火时间的延长而明显增多(图7d和f)。Han等[15]在冷轧0.1-7Mn-0.5Si中锰钢的充氢退火样品断口上也观察到了同样现象,并认为这种实心韧窝以氢降低键合力(hydrogen-enhanced decohesion,HEDE)的机制沿着奥氏体相界面形成并扩展,即这种断裂方式应为一种脆性沿晶断裂,从而导致高的氢脆敏感性。

图6冷轧态和650 ℃不同退火时间处理的冷轧0.1C-5Mn钢充氢断口的SEM像

Fig.6SEM fractographs of hydrogen-charged 0.1C-5Mn steel as-cold rolled (a) and after annealing at 650 ℃ for 10 min (b), 30 min (c) and 360 min (d) (Circles in the map represent brittle fracture zones)

图7冷轧态和冷轧后650 ℃不同退火时间处理的0.1C-5Mn钢的未充氢和充氢断口裂纹源处的SEM像

Fig.7SEM fractographs in crack initiation region of uncharged (a, c, e) and hydrogen-charged (b, d, f) 0.1C-5Mn steel as-cold rolled (a, b) and after annealing at 650 ℃ for 10 min (c, d) and 360 min (e, f) (Arrows in Figs.7d and f represent dimples filled with grain)

为了进一步确认这种实心韧窝所包含颗粒的特征,首先对至少250个韧窝内颗粒的尺寸进行了测量,结果如表1所示。可见,韧窝内颗粒的尺寸略小于逆转变奥氏体的尺寸,二者均随退火时间的延长而逐渐长大。图7f中退火360 min试样充氢断口中Mn含量的EDS分析结果如表2所示。可见,实心韧窝内颗粒中(图7f中点1~5)的Mn含量平均值为7.6%左右,远高于0.1C-5Mn钢的Mn添加量(5%),空心韧窝处(图7f中点6~10)的平均Mn含量为5.2%左右,与0.1C-5Mn钢的Mn添加量相当。研究[18,19]表明,中锰钢在两相区进行退火处理时,发生Mn元素在铁素体和奥氏体两相之间的配分,使得奥氏体中的Mn含量约为Mn添加量的1.5倍。综合上述结果,可以判定韧窝中包含的颗粒为奥氏体(变形后转变为马氏体)。进一步对退火30 min的冷轧0.1C-5Mn钢拉伸断口侧面裂纹的观察发现,裂纹尖端部位存在大量缩孔(图8a),小缩孔均处在突起的组织(图8b中黑色箭头所示)和凹陷组织(图8b中白色箭头所示)的边界处(图8b);EDS分析表明,突起部位组织中的Mn含量较高,为马氏体组织,而凹陷部位组织中的Mn含量则较低,为铁素体组织。Zhan等[29]亦指出,在SEM下中锰钢复相组织中容易腐蚀的凹陷处为铁素体,而不易腐蚀的突出部位为奥氏体(马氏体)。因此可以判定裂纹的起裂部位均在奥氏体(马氏体)与铁素体的界面处。

图8650 ℃退火30 min试样拉伸样断口侧面裂纹的SEM像

Fig.8Low (a) and locally high (b) magnified SEM images taken at the normal direction of the fractured hydrogen-charged 0.1C-5Mn steel annealed at 650 ℃ for 30 min, showing small voids initiated at the interface of reverted austenite and ferrite (Black arrows represent martensites and the white arrows represent ferrites)

3 分析与讨论

高强度钢氢脆断裂的主要影响因素包括应力、可扩散H含量及组织和强度等材料特征[30]。通常认为随着钢材强度及钢中可扩散H含量的增加,高强度钢的氢脆敏感性提高,特别是当钢的强度超过1000~1200 MPa级别时,这种趋势更为明显[31];然而,对于强度较低的钢种,微观组织的影响往往起主导作用[32]。本工作中0.1C-5Mn钢的抗拉强度在870~1100 MPa之间,并且亚稳奥氏体含量明显高于传统的高强度钢,因而其微观组织特征对其氢脆敏感性必然具有显著的影响。

0.1C-5Mn钢冷轧后的组织为高度形变的马氏体+铁素体,可作为H陷阱的位错密度等缺陷数量显著增加,这使得充氢过程中可吸附更多的H进入试样中[23]。此外,较多的渗碳体亦有助于H的吸附,因此,冷轧态试样吸附的H含量高达5.89×10-6(图4b)。然而,尽管冷轧态试样的强度和吸附的H含量最高,但是其氢脆敏感性指数却最低(图5b),这主要是由于虽然冷轧态试样的位错密度很高, 但其位错多形成缠结和胞状亚结构(图9),能量较低,稳定性较好且可动性小,位错载氢运动促进H富集的效率低[33,34], 因而呈现出较低的氢脆敏感性。当然,与退火态样品相比,冷轧态样品极低的塑性也使得计算的氢脆敏感性指数偏低。

图9冷轧态0.1C-5Mn钢中的位错胞状组织

Fig.9Dislocation cells of the as-cold rolled 0.1C-5Mn steel

冷轧态试样经退火处理后,形变组织发生回复和再结晶,位错密度显著降低,因此退火态试样吸附的H含量明显降低(图4)。随着退火时间的延长,逆转变奥氏体含量逐渐增加而奥氏体具有高的H溶解度和低的H扩散系数[35,36],因此吸附的H含量亦逐渐增加,且吸附的H更多地富集在亚稳奥氏体中或亚稳奥氏体与基体(铁素体)的界面[15]。在拉伸变形过程中,亚稳奥氏体发生TRIP效应而转变为马氏体,其所富集的H同样遗传给这种新鲜的高碳马氏体。H在马氏体中的扩散系数远大于奥氏体,通过应力诱导扩散,H将向马氏体与基体(铁素体)界面等高应力处富集,当富集的H浓度达到临界值时将促进界面处氢致裂纹的萌生和扩展,最终导致脆性沿晶断裂[37,38]。图10为不同退火时间处理试样拉伸断裂后的奥氏体含量及其转变量和断口上实心韧窝所占比例。从图10a中可以看出,随着退火时间延长,奥氏体转变为马氏体的数量逐渐增加,同时断口上实心韧窝占全部韧窝的比例亦逐渐增加(图10b),从而导致0.1C-5Mn钢的氢脆敏感性逐渐增加。这表明,逆转变奥氏体的机械稳定性也是决定退火试样氢脆敏感性的关键因素。

图10不同退火时间处理试样拉伸断裂后的奥氏体含量及其转变量和断口上实心韧窝所占比例

Fig.10Variations of the volume fractions of RA after tensile test and transformed RA (a) and the ratio of dimples filled with grains (b) with annealing time

奥氏体的机械稳定性与其尺寸、形态及成分等因素有关[17,35]。冷轧0.1C-5Mn钢退火态的逆转变奥氏体呈等轴状因而其机械稳定性主要取决于其尺寸和成分。随着退火时间的延长,奥氏体尺寸增大,且其中的C含量有所降低(图1和2)。Mn元素在退火过程中同样发生了配分,其含量随着退火时间延长而略有增加,但增加的幅度较小[39]。因此,0.1C-5Mn中锰钢逆转变奥氏体的机械稳定性主要受其尺寸和C含量的影响,即随着退火时间的延长,逆转变奥氏体的机械稳定性逐渐降低,这使得拉伸形变过程中的马氏体转变量增加,导致氢脆敏感性提高。此外,晶界不仅是H扩散路径,也是较强的H陷阱[40]。随着退火时间延长,组织粗化使得晶界面积逐渐减小,加之吸附的H含量增加,因此单位晶界面积上的H含量相应增加,这也使得试样的氢脆敏感性增加。相反,当晶粒尺寸较小时,不仅细晶粒内部及晶界处富集的H含量较少,晶界处的应力集中程度也较小,从而有利于获得较低的氢脆敏感性[41,42]。

4 结论

(1) 冷轧0.1C-5Mn中锰钢经两相区退火处理可获得等轴状逆转变奥氏体+铁素体的复相组织,随着退火时间延长,组织逐渐粗化,逆转变奥氏体含量增加,但其机械稳定性逐渐降低,这使得其抗拉强度逐渐升高而屈服强度降低,断后伸长率和强塑积则呈现先增加后降低的趋势,在退火时间10 min时达到峰值。

(2) 充氢0.1C-5Mn中锰钢中逸出的H绝大部分为可扩散H。冷轧态试样因存在高密度位错等缺陷而使得吸附的可扩散H含量高达5.89×10-6;退火处理后试样中的H含量显著降低,且随着退火时间的延长而逐渐增加。

(3) 随着退火时间的延长,0.1C-5Mn中锰钢的氢脆敏感性显著增加,从退火5 min时的12%迅速增加到退火60 min时的62%,此后继续延长退火时间,氢脆敏感性增加的趋势变缓。这种变化特征主要与逆转变奥氏体的机械稳定性及其吸附的H含量有关。

(4) 冷轧0.1C-5Mn中锰钢退火未充氢试样的拉伸断口裂纹源呈现典型的空心韧窝韧性断裂,而退火充氢试样的断口则除空心韧窝外,还出现包括奥氏体(变形后转变为马氏体)晶粒的实心韧窝。这种实心韧窝本质上是应力作用下氢致裂纹沿奥氏体与铁素体的界面萌生与扩展而形成的一种脆性沿晶断裂。

来源--金属学报