冷拔变形(F+M)型双相钢的氢脆

D0I:10.13374/j.issm1001-053x.1990.0M.023 第12卷第4期 北京科技大学学报 Vo1.12No.4 1990年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Ju1y1990 冷拔变形(F+M)型双相钢的氢脆 陈俊·李承基”章守华 摘要：实验采用阴极电解预充氢试样拉伸的方法，研究了冷拔变形05S2快素休-马氏 体型双相铜的氢脆敏感性及断裂行为。发现双相钢氢脆敏感性随若冷拔变形量的增大出现一 峰值，以及氢致快素体基体的脆化现象。 关键词：氢魔，双相钢、断裂 Hydrogen Embrittlement of Cold Drawn Ferrite+Matensite Dual-Phase Steel Chen Jun'Li Chengji Zhang Shouhua" ABSTRACT:The hydrogen embrittlement (HE)sensitivity and the HE fracture characteristics of cold drawn 05Si2 martensite-ferrite (F+M)dual-phase steel were investigated.It/s found that,(a)HE sensitility first increases with the area reduction by cold drawing and then turns to decreases;(b)HE of ferrite matrix plays an important role in the HE fracture. KEY WORDS:hydrogen embrittlement,dual-phase steel,fracture 由马氏体(M,强化相)和铁素体(F,延性相)构成的低合金高强度双相钢，由于其 良好的冷加工性能，不仅被用于汽车冲压板材，而且开发研究用于非冲压零、构件方面，如 冷拔钢丝、冷拔无缝钢管等产品1,2)。这件冷加工产品往往是在应力腐蚀条件下服役的， 因而研究这类冷变形双相组织的氢脆敏感性及其氢脆断裂行为，具有重要的实际意义。本文 目的就是研究冷拔变形对双相钢的氢脆敏感性及断裂特征的影响。 1988-11-28收稿 ·材料科学与工程系(Department of Materials Science and Engineering) 339

火 第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 冷拔变形 型双相钢 的氢脆 陈 俊 李承基 章守华 摘 要 实验采 用 阴极电 解预 充 氢试样 拉 伸的 方法 ， 研 究了冷 拔 变形 铁 素 体 一 马 氏 体型 双 相钢 的氢 脆 敏感性 及断 裂 行为 。 发现 双 相钢氢 脆 敏 感 性随 着 冷 拔 变形量 的增大 出现一 峰 值 ， 以 及 氢致 铁 素体基 体的脆 化现 象 。 关键 词 氢脆 ， 双 相钢 ， 断裂 一 “ ” ’ 夕 人 夕 丙。 “ 入 、 一 · 五 一 一 ， 。 手 了 一 ， 一 ， 由马 氏体 ， 强 化相 和 铁 素体 ， 延 性相 构成 的 低 合 金高 强 度双相 钢 ， 由 于 其 良好的冷 加工性 能 ， 不仅被 用于汽 车 冲压板材 ， 而且开 发研 究用于非冲压零 、 构 件方面 ， 如 冷拔钢丝 、 冷拔 无缝 钢管等产品 〔 ‘ ’ 〕 。 这 件冷加工产 品往往是 在应 力腐蚀 条件下 服 役 的 ， 因而研究 这类冷变形双相 组织的氢 脆敏 感性 及其氢 脆 断 裂 行为 ， 具 有 重要 的 实际 意义 。 本文 目的就是研 究冷拔 变 形对双 相钢 的氢 脆敏感性及断裂 特征的 影 响 。 、 一 一 收 稿 材料科学 与工 程 系 ” 土 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1990．04．023

1实验方法 试验用钢为05Si2合金，化学成分为(wt%):C0.05%、Si2.06%、Mn0,10%、P0.002%、 S0.004%,由真空感应炉治炼。钢锭锻成直径分别为6、6.5、7、8、9mm5种规格的圆 棒，通过双相化热处理得到F85%+M15%的双相组织，如图1。经热处理的棒材，酸洗后拔 Crossheed speed °4.7×105 0.8 64.7x103-mm/s 0.7 0.6 0.5 0.4 254T 0.3L 0 10.20304050607080 Reduction by cold drawing,% 图105Si2双和化处理后显微组织 图2冷拨变形量对(F+M)型双相 Fig,1 Microstructure of 05Si2 Dual- 钢氢脆敏感性的影响 Phasc stccl Fig.2 Plotof HE sensitivity of F+M dual- phase steel with reduction of area by cold drawing 至5mm直径，获得如下所示的不同冷拔变形的棒材。然后机加工成直径为3mm、长20mm的 小型拉仲试样。 试验材料编号： 试样编号 066.5789 冷拔变形量(%)03040496169 为了研究氢脆敏感性及氢致断裂行为，将拉伸试样进行阴极电解预充氢，然后在GYF-1 型慢应变速率拉伸试验机上进行拉伸试验，应变速率选用4.7×10-5mms1和4,7×10-3mm· s'。电解液成分为4%H2SO4水溶液+5mgl-1As2O3,电流密度为3mA/cm2,时间为1h。 然后立即镀上一层镉，以防止氢逸出。充氢试样的氢含量测定分为两步：(1)用甘油法在 PY-4型扩散定氢仪上测出扩散氢含量，(2)然后用真空法测出残留氢含量。 2实验结果 (1)图2所示为(F+M)型双相组织的氢脆敏感性〔（△L-△La)/△L,△L、△LH分别为 未充氢和预充氢状态下拉伸试样的延伸长度〕随冷拔变形量的变化趋势。可以看出，①未变 形的双相组织是氢脆敏感的；②随着冷拔变形量的增加，在约30%冷拔变形前，氢脆敏感性 有一个迅速增大的过程，随着冷拔变形量继续增大，氢脆徽感性逐渐下降，在约50%冷拔变 形量时，氢脆敏感性已恢复到未冷变形双相组织水平之下，③快应变速率(4,7×10~3mm/s) 340

实 验 方 法 试验 用钢为 合金 ， 化学成分为 、 。 、 、 、 ， 由真空 感应 炉冶炼 。 钢锭 锻成直径分别为 、 、 、 、 种规 格 的 圆 棒 ， 通过双相化热处理 得到 的双相组织 ， 如 图 。 经热 处理的棒材 ， 酸洗后拔 妇阅闷次论 ·卜 一公。 闰口。 卜群。 月 小 乡 … 店 百 林门 一 － 尹 一 一 图 双 相化 处 理 后显 微 组 织 图 冷拨 变形量 对 十 型 双 相 钢氢脆放 感性 的影 响 至 直径 ， 获 得如下所 示 的不 同冷拔 变形的棒材 。 然后 机加工 成 直径为 、 长 的 小型 拉仲试样 。 试验 材料 编 号 试样编 号 冷拔 变形 量 。 为 了研究氢 脆敏 感性及氢致 断裂行为 ， 将拉伸试样进 行阴极 电解预充氢 ， 然后在 一 型 慢应 变速率拉伸试验 机 上进 行拉伸试验 ，应变速率选用 一 · 一 ’ 和 一 “ 一 ‘ 。 电解液成分为 ‘ 水溶液 一 ’ ， 电流密度为 ， 时 间为 。 然后立 即镀上一层锡 ， 以防 止氢逸 出 。 充氢试样的氢含量测 定分为 两步 用 甘 油 法 在 一 型 扩散定氢仪 上测 出扩散氢含量 ， 然后 用真空法测 出残 留氢 含量 。 实 验 结 果 图 所示为 型 双相 组织 的氢脆 敏感性〔 一 动 ， △ 、 △ 分别为 未充氢和预充氢状态下拉伸试样 的延 伸长度〕随冷拔 变形 量 的变化趋势 。 可 以看出 ， ①未 变 形 的双相 组织是氢脆敏 感的 ②随着冷拔 变形量 的增 加 ， 在约 冷拔 变形前 ， 氢脆敏感性 有一 个迅速增大的过程 ， 随着冷拔 变形量 继续增大 ， 氢 脆 敏 感性逐 渐下 降 ， 在约 洲冷拔 变 形量时 ，氢 脆敏 感性 已恢复到未冷变形双相组织水平之下 ③快应 变速率 一

拉伸试验得到的双相钢氢脆敏感性数值低于慢应变速率(4.7×10-5mm/s)的数值，但随着 冷变形量的增大，两者之间的差别越来越小，在69%冷拔变形量时，两种氢脆敏感性数值几 乎一样。 0.06 ◆H total 0.05 o H-res- 0.04 0.03 0.02 0.01 0.0 0 10203040506070 80 Reduetion by cold drawing,% 图3冷梭变形量对(F+M)型双相 (a) 钢在充氢后氢含量的影响 Fig.3 Plot dissolved hydrogen content with reduction of arca by cold drawing (b) (c) 图4充氢拉伸试样断口附近纵向剖面的微孔及裂纹。a:0,b:6,5,C:8。 Fig.4 Longitudinal sections of fractures of H-charged specimens (2)各种冷变形量的冷拔双相组织在同一充氢制度下(D=3mA/cm2,t=1h,T= 25°C)充氢，试样溶解的氢含量如图3所示，其中H:。表示残留氢含量，H:.1为总氢含 量，是可扩散氢含量与残留氢含量的总和。可以看到，随冷拔变形量增加，总氢含量不断增 加，而残留氢在50%冷变形前几乎保持不变，在约50%变形量后增值明显，这与不可逆氢陷 井的增值相关。 (3)未充氢试样的断裂行为。对于不同冷拔变形量的双相组织，M/F相界面始终是材料 破坏的主要裂纹源。随着冷拔变形量的增加，相界面的脆化程度不断增加，使得裂纹沿之扩 展长大，导致断裂。 (4)预充氢试样的断裂行为。各种冷拔变形量的双相组织预充氢试样拉伸断口形貌与未 充氢试样相比，已明显脆化。断口及断口剖面扫描电镜观察发现，()0号预充氢试样断口 是由韧窝和解理面混和构成；6号试样则全部由平齐的解理面构成，其中可以观察到铁素体 和马氏体的解理以及少量铁素体沿晶断裂；8号试样则不如6号试样断口平齐，甚至有一些 341

拉伸试验 得到 的双相钢氢脆敏 感性数值低于 慢应 变速率 一 的数值 ， 但随着 冷变形量 的增大 ， 两者之 间的差别越 来越小 ， 在 冷拔 变形量时 ， 两种氢 脆敏 感性 数值几 乎一样 。 。 。 。 ，洲 洲 】 、 妙它尸。口卜七国皆洲 ， 图 冷拔 变形量 对 型 双 相 钢 在充 氢后 氢含量 的影响 图 充氢拉 伸试样断 口 附近 纵 向剖 面的微 孔及裂纹 。 。 ， 。 ， 。 ‘ 一 各种冷变形 量 的冷拔 双相组织 在 同一充 氢 制 度 下 ， ， 二 “ 充氢 ， 试样溶解 的氢含量如图 所 示 ， 其 中 ， 。 。 表示残 留氢 含量 ， 。 。 。 。 ，为 总氢含 量 ， 是可扩散氢含量与残 留氢 含量 的 总和 。 可 以看到 ， 随冷拔 变形量增加 ， 总氢含量不断增 加 ， 而残 留氢 在 冷变形前 几乎保持不 变 ， 在约 变形 量后增值明显 ， 这与不可逆氢陷 井 的增值相关 。 未充氢试样的断裂 行为 。 对于不 同冷拔 变形 量 的双相组织 ， 相 界面始终是材料 破坏 的主要 裂纹源 。 随着冷拔 变形量 的增加 ， 相 界面的脆化程度不 断增加 ， 使得裂纹沿 之扩 展 长大 ， 导致断裂 。 预充氢 试样的断裂行为 。 各种 冷拔 变形 量的双 相组织预充氢试样拉伸断 口形 貌与未 充氢试样相 比 ， 已 明显脆 化 。 断 口 及断 口 剖 面扫描 电镜观 察发 现 ， 号预充氢试样断 口 是 由韧 窝和 解理 面混和 构成 号试样则全部 由平 齐的解理 面构成 ， 其 中可 以观 察到铁 素体 和 马 氏体的解理 以及少量铁素体沿 晶断裂 号试样则 不如 号试样断 口 平 齐 ， 甚 至 有 一 些

接近韧窝形式的形貌出现。(b)0号试样断口附近有很多微裂纹，沿垂直于拉伸的方向排 列，并总是在M/F相界面上出现，如图4(a)；6号试样断口附近，相比0号和8号试样， 微裂纹要少但裂纹更细、长、平直，也是源于M/F相界面，如图4(b),8号试样断口附近有 较多的微裂纹，基本上是从被拉长的马氏体条端部的M/F相界面上起源，如图4(c)。这些裂 纹沿着垂直于拉伸的方向展，但不如6号试样中裂纹那么平直，而是不连续地、曲折地扩 展。 由此看来，各种变形量的冷拔双相组织的氢脆断裂过程，与未充氢状态的断裂过程相 比：①裂纹形核位置设有改变，仍是在MF相界面萌生，主要区别是，微裂纹萌生后，并不 是沿着MF界面生长，也不是在铁素体中沿着拉伸方向生长，而是垂直于拉伸方向，向铁素 体一侧扩展。②对于不同变形量的双相组织，这种促进裂纹在铁素体中扩展的作用是有差异 的，氢在6号试样中的作用最为显著。 3讨 论 (1)图3所示，随着冷拔变形量增加，双相钢中的品体缺陷不断增加，因而氢含量也不 断增加，但氢脆敏感性却经历了如图2所示的先上升，然后下降的过程，出现了峰值。这可 以从这些晶体缺陷作为盆陷井捕捉的氢能否作为氢源有效地扩散，在断裂危险点富集这方面 来考虑。 氢在金属中的扩散主要有两种形式：①任晶格中的间隙扩散，②通过晶体缺陷一位错 核心载氢运动扩散3)。位错载氢扩散在室温下比间隙扩散要快10‘倍45)，因而在双相钢 的氢脆断裂过程中起着重要作用，与不同冷拔变形量的双相组织的氢脆敏感性也是相关的。 在未变形双相组织中，铁素体的位错密度较小，在预充氢过程中不能吸收较多的氢作为 氢源，因而氢脆敏感性较低。在变形量很大的双相组织中，虽然位错密度很高，预充氢时可 以大量地吸收氢，但这时位错已形成缠结和胞状结构)，可动性很小，位错载氢运动促进 氢富集的效率很低，因而氢胞敏感性也低。在冷拔变形量不大时，材料中存在较多的可动位 错，这些可动位错在预充氢过程中吸收氢，在拉伸变形过程中会以文献〔3)所述的方式有效 地载氢运动，使氢迅速在M/F相界面富集，促进裂纹的萌生和扩展。因而在一定的冷拔变形 量范围内，随着冷拔变形量增加，氢脆敏感性上升，在某一变形量达到峰值后，又逐步下 降。 本实验的快、慢应变速率拉伸所得的氢脆敏憾性之比较，也从另一个方面说明了位错输 氢对氢脆敏感性的质献。根据Tin等r3J的理论，当位错运动速率超过一临界速率V。时，位 错就会脱离氢气团，位错钱氢失效。因而在相对较低的应变速率下，位错输氢的效率比高应 变速率的高。这样，具有一定可剥位错密度的30%冷拔变形的双相组织，低应变速率拉伸 的氢脆做感性明显地高于高应变速率的氢脆敏感性。对于很大变形量的冷拔双相组织，由于 位错以胞状结构和缠结形成存在：2)，位错本身的输氢效率很低，故氢脆敏感性对拉伸应变 速率的依赖很小，于是便出了图2所示的，随着冷拨变形量的增加，由应变速率造成的双相 钢的氢脆敏感性差别减小。 (2)关于冷拔变形(F+M)型双相钢中受控于氨扩散的裂纹展一一铁素体脆化。 Davies‘a)研究了(F+1)型双相钢的氢脆断裂行为，结果是这类双相钢是氢脆敏越 342

厂尹︸ 接近 韧 窝形式的形貌出现 。 号试样断 口 附近 有很多微裂纹 ， 沿 垂直 于拉伸 的 方 向 排 列 ， 并总是 在 相 界面上 出现 ， 如 图 号试样断 口附近 ， 相 比 。 号和 号 试 样 ， 微裂纹 要少 但裂纹 更细 、 长 、 平 直 ， 也是源 于 相 界面 ， 如 图 ， 号试样断 口 附近 有 较 多的微裂纹 ， 墓本上是 从被 拉 长 的马 氏体条端 部 的 相 界面 上起源 ， 如 图 。 这 些 裂 纹沿 着垂直于 拉伸的方 向扩展 ， 但 不如 号试样 中裂纹 那 么平直 ， 而是不 连 续地 、 曲折地扩 展 。 由此 看来 ， 各 种 变形 量 的 冷 拔 双 相组织 的氢脆 断裂过 程 ， 与 未充氢状 态 的断 裂 过 程 相 比 ①裂纹 形 核位置 没有 改 变 ， 仍是 在 相 界面萌生 ， 主 要 区别是 ， 微 裂纹 萌生后 ， 并不 是沿 着 界面 生长 ， 也不是 在铁 素体 中沿 着拉伸方 向生长 ， 而是 垂直于 拉 伸方 向 ， 向铁 素 体一 侧 扩展 。 ②对于 不 同变形 量 的双相 组织 ， 这 种促进裂纹 在铁 素体 中扩展 的作用是 有差异 的 ， 氢 在 号试样中的 作用 最为显 著 。 讨 论 图 所示 ， 随 着冷拔变形 量增 加 ， 双 相钢 中的 晶 体缺陷不断增加 ， 因 而氢 含量也不 断增 加 ， 但氢 脆 敏感性 却经 历 了如 图 所 示的 先上升 ， 然 后下 降 的 过程 ， 出现 了峰值 。 这可 以从这些 晶 体缺陷作为氢 陷井捕捉 的氢能 否作为氢源 有效地 扩 散 ， 在断裂危 险点富集这 方面 来考虑 。 氢 在金属 中的扩散 主要 有 两种 形式 ① 在晶格 中的 间隙扩散 ， ② 通过 晶体缺陷 － 位错 核心 载氢运 动扩散 〔 ” ’ 。 位错 载氢扩 散在室温 下 比 间隙扩散要快 弓 倍 ‘ 弓 ’ ’ ， 因而 在双相钢 的氢 脆断裂过程 中起着重要作用 ， 与不 同冷拔变形 量的双 相组 织 的氢脆敏感性也是相关的 。 在未变 形双 相组织 中 ， 铁 素体的位错密度较 小 ， 在预充氢 过 程 中不能吸收较多的氢作为 氢源 ， 因而氢脆 敏感性较低 。 在变 形 量很大的双 相组织 中 ， 虽然 位错密度很 高 ， 预充 氢时可 以大 量 地吸收 氢 ， 但这 时位 错 已形 成缠结 和胞状结 构 〔 ‘ ’ ， 可 动性很 小 ， 位错 载 氢运 动促进 氢富集 的效率很低 ， 因 而 氢胞 敏 感性 也低 。 在冷拔 变形 量不大时 ， 材料 中存 在较多的可 动位 错 ， 这些可 动位错在预充氢 过程 中吸收氢 ， 在拉伸变形 过程 中会以文献 〔 〕 所述的方式有效 地载氢 运 动 ， 使氢迅速 在 相 界 面富集 ， 促进裂纹 的 萌生 和扩展 。 因而 在一定的 冷拔 变形 量范围 内 ， 随 着冷拔 变形 量增加 ， 氢 脆 敏 感性上升 ， 在某一 变形 量达 到 峰 值 后 ， 又逐 步下 降 。 本实验的 快 、 慢应 变速 率拉伸所 得的氢脆 敏感性之 比较 ， 也 从另一 个 方面说 明了位错输 氢对氢 脆故感性的 贡献 。 根 据 等 〔 ’ 的 理 论 ， 当位 错运 动速 率超过一 临界速率 。 时 ， 位 错就会脱离氢 气 团 ， 位 错载氢 失 效 。 因 而 在相 对较 低的 应 变 速率下 ， 位错输氢 的效率比 高应 变速率的 高 。 这样 ， 具 有一定可 动 位错密度的 冷拔 变形的 双 相组 织 ， 低应变速 率 拉 伸 的氢 脆 敏感性 明显地 高于 高应变速 率的氢 脆敏感性 。 对于 很 大变形 量的 冷拔 双相 组织 ， 由于 位 错以胞状结 构 和缠 结形成 存 在 〔 ’ ， 位 错本身的 输氢 效率 很低 ， 故氢 脆 敏感 性 对 拉伸应 变 速率的 依 赖很 小 ， 于是 便出 了图 所示的 ， 随 着冷拨变形 量的增加 ， 由应变速率造成的双 相 钢的氢 脆 敏 感性 差别减 小 。 关 于 冷 拔 变 形 十 型 双 相钢 中 受控 于氢 扩 散的裂纹 扩展 － 铁 素体脆化 。 、 〔 。 ’ 研 究 了 十 人 型 双 相钢 的氢脆断 裂行为 ， 结果是 这 类双 相 钢 是 氢脆 敏感

的，并提出，这是高强度M第二相对氢脆敏感的结果。寿大云【7]的研究结果也证实，未变 形的(F+M)型双相钢是氢脆敏感的，但M/F界面是氢脆断裂的一个重要因素。本文实验 结果也表明M/F相界面是氢脆破坏的裂纹源，但铁素体基体的脆化也是决定双相钢氢脆敏感 的一个重要因素。 一般认为低强度的铁素体相对于高强度的马氏体是氢脆不敏感的8)。但在(F+M)型 双相钢中，由于马氏体中氢的扩散系数远低于铁素体〔8〕，特别是较大变形量冷拔后，MF 界面的缺陷阻碍了基体中的氢向马氏体岛内部扩散，因而马氏体岛氢脆断裂的倾向小。而铁 素体中，氢则可以通过(1)中所述的方式富集，促进铁素体的氢脆断裂。 由于经不同冷拔变形量冷拔的双相纽织中位错的数量和形态不同，引起不同位错载氢运 动促进氢富集程度变化，氢致铁素体脆化的程度也发生相应的变化趋势。变形量较小的双相 组织中铁素体氢致脆化最显著，这与图2中的氢脆敏感性变化趋势是一致的。 4结 论 (1)低合金高强(F+)型双相钢是氢脆敏感的，随着变形量的增大，冷拔变形双相 钢的氢脆敏感性先迅速上升，然后又逐步下降，出现一峰值。 (2)M/F相界面作为氢致断裂的裂纹源，是双相钢氢脆敏感的重要因素。但铁素体基体 的跪化也是决定双相钢氢脆敏感的另一重要因素，而且正是这一因素的作用，形成了不同变 形量冷拔变形双相钢氢脆敏感性的差别。 参考文献 1 Thomas G.Fronties in Technology.Meyers M A and Inal O T.Elsevier Science Pub.B.V.1985 2李承基，宋祈生，崔文暄，章守华。试论我国双相钢应用开发的技术道路。北京钢 铁学院（内部资料）·1985.3 3 Tien J K.Hydrogen Effects in Metals (Proc.Conf.)Moran Wyo,Aug. 1980:37 4 Hwang C,Bernstien I M.Sci.Metall.1983,(1):15 5 Preoussire C M.Acta Metall.1980,28:895 气 6 Dauies R G.Met.Trans.1981,12A:1667 7寿大云.清华大学机械系硕士论文。1983 8 Riecke E,Schambil F,Bohnenkamp K.Hydrogen Effects in Metals (Proc. Conf).Moran Wyo,Aug.1980:94 343

、 、 的 ， 并提出 ， 这是 高强度 第二相 对氢脆敏 感的结果 。 寿大云 〔 〕 的研究结果也证 实 ， 未变 形 的 型 双相 钢是氢 脆敏感 的 ， 但 界面是氢脆断裂 的一 个重要 因素 。 本文 实验 结 果也表 明 相 界面是氢 脆破坏 的裂纹源 ， 但铁 素 体基 体的脆 化也是决 定双 相钢氢 脆敏 感 的 一 个重要 因素 。 一般认为低 强 度 的铁 素体相对 于 高强度 的 马 氏体是氢脆不 敏 感的 〔 “ ’ 。 但在 十 型 双 相钢 中 ， 由于马氏体 中氢 的扩散 系数 远低于 铁 素体 〔 ’ ， 特别是较大变 形 量冷 拔 后 ， 界面 的缺陷阻 碍 了基 体中的氢 向马 氏体 岛内部扩散 ， 因 而马 氏体岛氢脆 断裂 的 倾 向小 。 而铁 素 体中 ， 氢 则可 以通过 中所述 的方 式富 集 ， 促进铁 素体的氢脆 断裂 。 由于经 不 同冷拔 变形 量冷拔 的双相 组织 中位 错的 数量和形 态 不 同 ， 引 起不 同位错载氢运 动 促进氢富集程 度变化 ， 氢 致铁 素体脆化的 程 度也 发生 相 应 的 变 化趋势 。 变形 量较 小的双 相 组织中铁 素体氢致 脆 化最显 著 ， 这 与 图 中的氢脆 敏 感性变 化趋势是一致 的 。 结 论 低 合金高强 型双 相 钢是氢 脆敏 感的 ， 随着变 形 量的增 大 ， 钢 的氢 脆 敏 感性 先迅 速上升 ， 然后 又逐 步下降 ， 出现一峰 值 。 相 界面 作为 氢致 断裂 的裂纹源 ， 是 双 相 钢氢脆 敏 感的重要 因素 。 的 脆化也是决 定双相 钢氢脆 敏 感的 另一 重要 因素 ， 而且 正是 这一 因素的作用 ， 形 量冷拔变形 双相 钢氢脆敏 感性的 差别 。 冷拔 变 形 双 相 但铁 素体基 体 形成 了不 同变 参 考 文 献 。 。 李承 基 ， 宋沂 生 ， 崔 文暄 ， 章守华 试 论 我 国双相 钢 应 用开 发 的技术 道 路 北京匆 铁 学 院 内部资料 ， ， 。 ， ， 。 一， 寿大 云 清华大 学机械 系硕士 论文 ， ， 。 丁 。 丁。