钢铁材料是基础建设和日常生产生活中必不可少的材料，国家的发展离不开钢铁材料。随着社会的飞速发展，对于环境保护和绿色能源的需求越来越大，需要开发更高强度以及耐蚀性能优异的新钢种。目前，研究者们已经开发出一些高强钢，其具有较高的塑韧性、易加工、抗腐蚀以及抗环境断裂性等优点，已被广泛地应用于建筑、轨道交通、油气管道、储氢罐、水轮机等关键部位。
显微组织是影响钢性能的关键因素，20世纪中期以来，马氏体钢因其较高的强度逐渐受到重视，学者们针对马氏体钢组织及性能进行了研究并取得了相应成果。马氏体钢的显微组织以马氏体为主，经过简单的热处理就可表现出高强度，因而被广泛应用于高强度结构件中。然而高的强度会伴随着低的塑韧性，因此研究者们对珠光体钢、奥氏体钢及贝氏体钢的力学性能进行了大量的研究。结果表明，贝氏体钢的综合力学性能优于传统的马氏体钢、珠光体钢和奥氏体钢，因其生产工艺简单，成为了新一代高性能钢铁材料研究的重点和热点，被广泛应用于各种基础设施建设中，充分发挥了其不可替代的作用。
但是随着材料强度的提高，材料发生延迟断裂或者脆断的可能性也会越大。对于钢铁材料来说，以氢致开裂为主，材料在生产及服役过程中，氢会进入钢中，强度越高，钢的氢脆敏感性越高。因此有必要开发一种强度高，塑韧性优异，而且抗氢致断裂性能优异的高强度钢。
受服役环境的影响，钢铁材料与环境中的水分、潮湿空气等接触时，会有氢进入钢中，大大增加了钢的断裂风险，严重降低了钢的服役年限，因此钢铁材料的环境氢脆现象已经成为日益关注的问题。燕山大学研究团队发现，Al可以大幅度降低高强贝氏体钢的氢脆敏感性。有研究得出，Al的加入抑制了高Mn TWIP钢中的马氏体相变，有效地防止了延迟断裂。另一方面，在高锰钢中添加Al可以降低其中的残余应力，并导致机械孪晶的均匀分布，从而改善延迟断裂性能。
随着钢的强度不断提高，针对钢中相组织对氢脆的影响开展了大量研究，形成了比较一致的认识。对具有单相组织的钢来说，通常认为具有马氏体组织的钢氢脆敏感性高，奥氏体组织的钢氢脆敏感性低。同时，普遍认为钢的强度越高，氢脆敏感性越高，这显然与目前超高强度钢通常具有马氏体组织，而具有铁素体、奥氏体组织的钢的强度一般较低有关。根据组织与氢脆敏感性关系可以得出，淬火并低温回火马氏体的氢脆敏感性＞ 珠光体＋ 铁素体＞ 等温贝氏体。
目前对于合金元素Al、相组织对氢脆的影响已经有了较为系统的研究，但是对于合金元素Al在不同相组织中对氢脆的影响研究较少，因此本研究通过电解充氢、慢速率拉伸、金相以及SEW分析等，对比研究了Al元素对相同成分的贝氏体钢和马氏体钢的氢脆敏感性的影响。
试验材料与方法
本试验用钢的化学成分见表1。为得到贝氏体组织（称之为贝氏体钢），其热处理工艺为：升温1.5ｈ 到950℃，保温1ｈ 后，在280 ℃盐浴中保温3.5ｈ 后空冷。为得到马氏体组织（称之为马氏体钢），其热处理工艺为：升温1.5ｈ 到950℃，保温1ｈ 后立即油淬到室温，最后在170℃回火1ｈ。
试验所用试样分为两种，一种是标距段为?5ｍｍ ×25ｍｍ 的慢速率拉伸试样，另一种是12ｍｍ ×4ｍｍ ×3ｍｍ的氢含量分析试样。使用400号的SiC砂纸将拉伸试样过渡部分和标距段打磨至没有刀痕，便可进行电解充氢以及拉伸试验。将用于测量氢含量的试样用SiC砂纸打磨至1200号后，用冷风吹干即可进行试验。
充氢试验采用室温阴极电解充氢的方法，使用稳压直流电源，电压为0～12Ｖ，电流密度为10ｍＡ/cm2，电解液为０.２ mol/L NaOH和0.5ｇ/Ｌ 硫脲的混合溶液，其中硫脲作为毒化剂来阻碍氢原子结合成分子，同时增加氢进入金属的机会。试样为阴极，铂片为阳极。
充氢时间分别为０、15、30和180ｍｉｎ。试样充氢之前先用石蜡密封不充氢的部分，然后用丙酮清洗充氢部分。充氢结束后，将试样上的石蜡用清水清洗后立即进行室温慢速率拉伸试验，拉伸应变速率为5.6×10^-5 s^-1，对应的拉伸速率为0.1ｍｍ/ｍｉｎ。
选用慢应变速率拉伸目的是：当钢材承受外部应力时，材料内部的氢会向应力集中部位迁移和富集，由于氢在材料中的扩散速率较低，只有材料的应变速率降低时，氢在材料中的迁移速度才能跟得上位错的运动，即钢中的氢有充分的时间迁移到裂纹尖端的应力集中部位，进而产生氢脆问题。试验钢的氢脆敏感性变化曲线用断后伸长率损失率表征，表达式为：
式中：δ０ 为未充氢试样的断后伸长率；δＨ 为充氢试样的断后伸长率；η 为氢脆敏感性。η 值越高，材料的氢脆越严重，材料的氢脆敏感性就越高。
使用SU5000扫描电镜对试验钢显微组织及慢拉伸后的断口形貌进行观察。观察断口前，先将断口放入超声波清洁仪中充分震荡以去除表面杂质。残留奥氏体是贝氏体钢重要的组成部分，对钢的塑韧性有着重要影响。试验中用Rigaku D/max?2500／PC型X射线衍射仪对试验钢的相组成及残留奥氏体体积分数进行分析，靶材为Co靶，扫描速率为2°/ min，扫描角度为40°～130°。选取(111)γ、(110)α、(200)γ、(200)α、(220)γ、(211)α、(311)γ 和(220)α 衍射峰并利用公式（2） 对残留奥氏体含量进行计算。
式中：Ｖγ 为钢中奥氏体相的体积分数；n为计算用的相应衍射峰数；Ｉ 为衍射峰积分强度；R为材料散射因子；v为单胞体积；F为结构因子；P为多重性因子；θ 为衍射角；ｅ^-2Ｍ为温度因子（Ｍ为德拜?沃勒因子的指数部分）。
试验结果与分析
0Al 和0.7Al贝氏体钢和马氏体钢的显微组织如图1所示，由图1可以看出，0.7Al贝氏体钢和0Al贝氏体钢的组织均以贝氏体铁素体（BF）为主，在贝氏体铁素体板条之间为残留奥氏体（RA），但0.7Al贝氏体钢的显微组织更为细小。0.7Al马氏体钢和0Al马氏体钢的组织均以马氏体（Ｍ）为主，其中还有部分残留奥氏体。
2.2 慢应变速率拉伸试验
图2是0Al和0.7Al贝氏体钢在不同充氢时间下的应力?应变曲线，由图2 可以看出，随着充氢时间的延长，0.7Al贝氏体钢和0Al贝氏体钢伸长率均呈现不同程度的下降趋势，但在相同充氢时间下，0.7Al贝氏体钢的伸长率比0Al贝氏体钢高。表2为0Al和0.7Al贝氏体钢不同充氢时间的断后伸长率和氢脆敏感性，从表2可以看出，在充氢15min 时，0.7Al贝氏体钢的伸长率比0Al贝氏体钢的伸长率高5.1％，此时Al的加入明显提高了伸长率。当充氢时间为30min 时，0.7Al贝氏体钢的伸长率比0Al贝氏体钢的伸长率高0.6％。当充氢时间为180min 时，0.7Al 贝氏体钢仅比0Al贝氏体钢高0.3％。充氢时间较长时，会导致氢含量过高，在较高氢浓度的条件下，添加Al对伸长率的影响逐渐变小。
从表2还可以看到，随着充氢时间的增加，0.7Al和0Al贝氏体钢的氢脆敏感性均呈现出不同程度的上升趋势。0Al贝氏体钢的充氢时间由15min增加到30min时，氢脆敏感性由80.9％ 上升到了87.9％，但充氢时间从30min 增加到180min后，氢脆敏感性呈现出缓慢上升的趋势，由87.9％上升到了93.7％。0.7Al贝氏体钢充氢时间由15min增加到30min 时，氢脆敏感性由47.8％ 增加到了87.0％，当充氢时间增加到180min时，氢脆敏感性增加到了93.4％ ，随着氢含量的增加，氢脆敏感性均呈增加趋势。除此之外，在较短的充氢时间下，0.7Al贝氏体钢的氢脆敏感性远低于0Al 贝氏体钢，说明Al有效降低了贝氏体钢的氢脆敏感性，但随着充氢时间的延长，两钢的氢脆敏感性趋于一致，添加Al对贝氏体钢的氢脆敏感性影响较小。
图3是0Al和0.7Al马氏体钢在不同充氢时间下的应力?应变曲线，断后伸长率及氢脆敏感性如表3所示。相比于贝氏体钢，0Al和0.7Al马氏体钢充氢前后的伸长率均较低。0Al马氏体钢在未充氢时进行慢应变速率拉伸时伸长率为2.5％ ，0.7Al 马氏体钢的伸长率为8.8％ 。当充氢时间为15min时，0Al马氏体钢的伸长率为1.4％ ，0.7Al马氏体钢的伸长率为1.8％ ，与0Al马氏体钢相比，0.7Al马氏体钢的氢脆敏感性升高，由此可见，在相同充氢时间下，Al会提高马氏体钢的伸长率，此时氢脆敏感性也升高。
图4为不同Al含量试验钢的拉伸断口SEM照片。从图4可以看出，未充氢的0Al 和0.7Al贝氏体钢的断口都是韧窝形貌，韧窝密集且深，如图4（ａ，ｅ）所示，并且其宏观形貌都有明显的颈缩现象，表现为韧性断裂。充氢时间为30min和180min的0Al和0.7Al贝氏体钢主要为解理面，并有少量的二次裂纹，表现为脆性断裂，如图4（ｃ，ｄ，ｇ，ｈ）所示。充氢后，随着氢含量的增加，试样沿着剪切面断裂，由此可见，氢的存在大大降低了剪切力，从而使断口形貌由韧窝转向解理形貌。充氢时间为15min时，0Al和0.7Al贝氏体为韧窝区域和解理面的混合形貌，如图4（ｂ，ｆ）所示。表明氢的存在增加了钢的氢脆敏感性，但是与充氢时间为30min和180min的试样相比，其韧窝区域较多，且解理面区域较少，表明随着氢含量的增加，钢的氢脆敏感性逐渐升高。充氢时间为15min时，0Al贝氏体钢的解理面区域要多于0.7Al贝氏体钢，且根据宏观形貌，0.7Al贝氏体钢出现了明显的颈缩现象。
未充氢和充氢15min的0Al和0.7Al马氏体钢的断口形貌如图4（i ～ l）所示，从图4（ｉ，ｋ）可以看出，未充氢的0Al 和0.7Al马氏体钢的断口都是韧窝形貌，但是0Al马氏体钢断口的韧窝较浅，0.7Al马氏体钢的韧窝较深且密集。由图4 （ｊ，ｌ） 可以看到，充氢15min后，0Al 和0.7Al马氏体钢均出现了解理面，与未充氢时相比，韧窝明显减少。
2.3 XRD测试
贝氏体钢中的残留奥氏体含量对氢脆性能也有着重要影响。图5和表4 分别是试验钢的XRD图谱和残留奥氏体含量及其碳含量的统计。从表4可以看出，0.7Al贝氏体钢中的残留奥氏体含量高于0Al贝氏体钢，而0.7Al马氏体钢的残留奥氏体含量低于0Al马氏体钢。Al作为稳定残留奥氏体的合金元素，会增加残留奥氏体的稳定性，使其在冷却过程中更难发生相变，导致0.7Al贝氏体钢中的残留奥氏体含量增加。在马氏体钢中，由于Al提高了马氏体相变温度，因而在油淬过程中，有更多的奥氏体转变为马氏体，最终导致残留奥氏体含量减少。
残留奥氏体为不可逆氢陷阱，氢在其中扩散的速度较小，它的存在降低了氢的平均扩散速率，阻碍了氢的聚集，降低了氢脆敏感性。而在马氏体钢中，由于马氏体尺寸差异较大且分布不均匀，钢中氢分布也不均匀，导致充氢后钢的局部氢含量很高，对其氢脆敏感性不利。充氢之后，马氏体自身氢含量就较高，不同的相，由于其氢陷阱数量不同，也会导致氢扩散效率不同。顾宝兰等提出，铁素体对氢的敏感性较小，氢在马氏体中的溶解度只有奥氏体中的1/10，含有残留奥氏体的马氏体的氢扩散系数比不含残留奥氏体的马氏体小得多，氢在不同钢组织中的扩散速率大小顺序为奥氏体＜ 铁素体＜ 回火马氏体＜ 马氏体。马氏体中的位错为可逆氢陷阱，在拉伸过程中，氢原子开始扩散并在位错处聚集，造成应力集中，从而造成氢脆问题。当Al含量提高时，显微组织细化，贝氏体、残留奥氏体和马氏体之间界面的数量明显增多，钢的力学性能得到改善，作为氢陷阱的相界面数量增加，因此，相界面分布越均匀，氢的分布就越均匀。增加的相界面和残留奥氏体作为固有的氢陷阱，使氢不能在局部区域迅速聚集，因此能够降低贝氏体钢的氢脆敏感性。
结论
本研究对不同充氢时间下0.7Al和0Al贝氏体钢和马氏体钢进行了慢应变速率拉伸试验，探究充氢时间和Al含量对其氢脆敏感性的影响，结论如下：
１） 对于贝氏体钢，在相同充氢时间下，Al增加了贝氏体钢的伸长率，0.7Al贝氏体钢中的残留奥氏体含量高于0Al贝氏体钢，使其氢脆敏感性降低，随着充氢时间的增加，0Al和0.7Al贝氏体钢的氢脆敏感性均增加，同时氢促进了裂纹的扩展，试验钢由韧性断裂逐渐转变为脆性断裂。
２） 对于马氏体钢，Al增加了马氏体钢的伸长率，在相同充氢时间下，0.7Al马氏体钢的伸长率同样高于0Al马氏体钢，但0.7Al马氏体钢的氢脆敏感性更高。由于Al会提高马氏体相变温度，最终导致了0.7Al马氏体钢中的残留奥氏体含量低于0Al马氏体钢。此外，未充氢的0Al和0.7Al马氏体钢的断口均为韧窝形貌，0Al马氏体钢断口的韧窝较浅，0.7Al马氏体钢的韧窝较深且密集。充氢15min后，0Al和0.7Al马氏体钢均出现了解理面，与未充氢的试验钢相比，韧窝明显减少。
作者：燕山大学材料科学与工程学院●李硕妍
来源：热加工论坛