黄运华等：高强度低合金钢中纳米析出相对腐蚀行为影响的研究进展 323· 50 nm 20 nm 图1高强度低合金钢透射电镜图像)(a)无Nb微合金化：(b)Nb微合金化钢中的共格NbC Fig.I TEM images of high-strength low-alloy steel:(a)without Nb micro-alloying:(b)coherent NbC with Nb micro-alloying 延长或温度的升高粗化为半共格或非共格析出相4] 重危害力学性能与耐蚀性能，一般会在冶炼加工 随共格关系的破坏，纳米析出相将会失去对钢基 过程中尽可能予以去除1因此钢中数量众多、 体的共格应变强化作用，材料的强度将显著下降 细小且弥散分布的纳米析出相是形成不可逆氢陷 同时，粗化的非共格析出相会增加钢基体的腐蚀 阱的理想位置 敏感性，失去高能氢陷阱效应P)近年来，通过控 表1钢中常见缺陷与氢的结合能大小 轧控冷工艺调控钢中微观组织、相转变以及析出 Table 1 Trapping sites and corresponding hydrogen-trapping activation 相状态的相关工艺已经十分成熟，可以将钢中的 energies in steel 纳米析出相保持在细小的共格或半共格状态，这 Trapping sites E/(kJmol)Reference 十分有利于钢基体耐蚀性能的提高2 Iron lattice 8.64 [30-31] 1.2纳米析出相对钢中氢扩散的影响 Low-angle grain boundary 17.2-18.6 [32] 高强度低合金钢的腐蚀失效在很多情况下都 Austenite/martensite interface 3 32 涉及到钢基体内氢的扩散和聚集，无论氢是冶炼 Dislocation 26.4-26.8 [32] 加工过程中产生或带入，还是服役过程中与含氢 Microvoid 35.2-40 [32] 介质接触或发生阴极析氢反应时吸收，其在钢基 High-angle grain boundary 59 [33) 体内局部区域的聚集均会亚重损害强韧性和促进 Ferrite/cementite interface 66.3-66.8 [34-35] 基体阳极溶解6-2刃因此控制钢基体内氢的扩散 MnS interface 2 [32] 和聚集有利于工程结构的服役安全 Al2O:interface 79-862 [32] 在一定温度和压力下，氢在金属中的扩散取 (Semi-)coherent (Nb,V,Ti)(C,N)interface 42.6-98[32,36-40] 决于材料自身的组织和合金成分.通常，固溶在金 属中的氢原子只有很少一部分处于品格间隙中， Nb、V和Ti等元素的碳氨化物纳米析出相均 绝大部分氢处于晶界、析出相和位错等缺陷位置剧 具有NaCI型晶体结构，相对应的氢陷阱的结合能 基体中这些可以捕获氢的位置被统称为氢陷阱 大小与其和钢基体间的共格关系以及氢具体吸附 根据氢与缺陷结合能E。的不同，氢陷阱分为可逆 的位置有关4一般而言，尺寸细小的共格和半 氢陷阱(E<60 kJ'mol)和不可逆氢陷阱(E> 共格纳米析出相附近的钢基体存在较强的共格应 60 kJ-mol)2钢中常见缺陷与氢的结合能大小 变场，可以在其晶格间隙中不可逆地吸附大量氢 如表1所示B0-o,可见钢中的共格或半共格(Nb,V, 特别是当相界面处存在空位或位错等缺陷时，共 T)(C,N)纳米析出相界面可以直接形成不可逆氢 格应变场的存在将增强这些位置吸附氢的能 陷阱.研究表明，只要材料内部氢的浓度（氢压）不 力0，切此外，Nb等微合金化元素还可以与钢中 超过临界值就不会发生失效行为P由于可逆氢 的Cu等元素形成复合纳米析出相，使吸附氢的能 陷阱中的氢可在室温下脱离陷阱并参与氢的扩散 力得到显著增强8 和氢损伤过程，因此抑制金属材料内氢的扩散和 通过原子探针层析技术可以在纳米尺度直接 聚集需要借助不可逆氢陷阱实现)钢中MnS和 观察氢原子的三维空间分布情况9s0高强度低 A1O3等夹杂物虽然可成为不可逆氢陷阱，但会严 合金钢中元素分布情况如图2所示，从图中可以延长或温度的升高粗化为半共格或非共格析出相[24] . 随共格关系的破坏，纳米析出相将会失去对钢基 体的共格应变强化作用，材料的强度将显著下降[25] . 同时，粗化的非共格析出相会增加钢基体的腐蚀 敏感性，失去高能氢陷阱效应[23] . 近年来，通过控 轧控冷工艺调控钢中微观组织、相转变以及析出 相状态的相关工艺已经十分成熟，可以将钢中的 纳米析出相保持在细小的共格或半共格状态，这 十分有利于钢基体耐蚀性能的提高[22] . 1.2    纳米析出相对钢中氢扩散的影响 高强度低合金钢的腐蚀失效在很多情况下都 涉及到钢基体内氢的扩散和聚集. 无论氢是冶炼 加工过程中产生或带入，还是服役过程中与含氢 介质接触或发生阴极析氢反应时吸收，其在钢基 体内局部区域的聚集均会严重损害强韧性和促进 基体阳极溶解[26−27] . 因此控制钢基体内氢的扩散 和聚集有利于工程结构的服役安全. 在一定温度和压力下，氢在金属中的扩散取 决于材料自身的组织和合金成分. 通常，固溶在金 属中的氢原子只有很少一部分处于晶格间隙中， 绝大部分氢处于晶界、析出相和位错等缺陷位置[28] . 基体中这些可以捕获氢的位置被统称为氢陷阱. 根据氢与缺陷结合能 Eb 的不同，氢陷阱分为可逆 氢陷阱（ Eb < 60 kJ·mol−1）和不可逆氢陷阱（ Eb > 60 kJ·mol−1） [29] . 钢中常见缺陷与氢的结合能大小 如表 1 所示[30−40] ，可见钢中的共格或半共格 (Nb, V, Ti)(C, N) 纳米析出相界面可以直接形成不可逆氢 陷阱. 研究表明，只要材料内部氢的浓度（氢压）不 超过临界值就不会发生失效行为[26] . 由于可逆氢 陷阱中的氢可在室温下脱离陷阱并参与氢的扩散 和氢损伤过程，因此抑制金属材料内氢的扩散和 聚集需要借助不可逆氢陷阱实现[33] . 钢中 MnS 和 Al2O3 等夹杂物虽然可成为不可逆氢陷阱，但会严 重危害力学性能与耐蚀性能，一般会在冶炼加工 过程中尽可能予以去除[41−42] . 因此钢中数量众多、 细小且弥散分布的纳米析出相是形成不可逆氢陷 阱的理想位置. 表 1 钢中常见缺陷与氢的结合能大小 Table 1   Trapping sites and corresponding hydrogen-trapping activation energies in steel Trapping sites Eb /（kJ·mol−1） Reference Iron lattice 8.64 [30−31] Low-angle grain boundary 17.2‒18.6 [32] Austenite/martensite interface 22 [32] Dislocation 26.4‒26.8 [32] Microvoid 35.2‒40 [32] High-angle grain boundary 59 [33] Ferrite/cementite interface 66.3‒66.8 [34−35] MnS interface 72 [32] Al2O3 interface 79‒86.2 [32] (Semi-)coherent (Nb, V, Ti)(C, N) interface 42.6‒98 [32, 36−40] Nb、V 和 Ti 等元素的碳氮化物纳米析出相均 具有 NaCl 型晶体结构，相对应的氢陷阱的结合能 大小与其和钢基体间的共格关系以及氢具体吸附 的位置有关[43−46] . 一般而言，尺寸细小的共格和半 共格纳米析出相附近的钢基体存在较强的共格应 变场，可以在其晶格间隙中不可逆地吸附大量氢. 特别是当相界面处存在空位或位错等缺陷时，共 格应变场的存在将增强这些位置吸附氢的能 力[40, 47] . 此外，Nb 等微合金化元素还可以与钢中 的 Cu 等元素形成复合纳米析出相，使吸附氢的能 力得到显著增强[48] . 通过原子探针层析技术可以在纳米尺度直接 观察氢原子的三维空间分布情况[49−50] . 高强度低 合金钢中元素分布情况如图 2 所示，从图中可以 (a) (b) 50 nm 20 nm 2 nm 0.258 nm 图 1    高强度低合金钢透射电镜图像[23] . （a）无 Nb 微合金化；（b）Nb 微合金化钢中的共格 NbC Fig.1    TEM images of high-strength low-alloy steel[23] : (a) without Nb micro-alloying; (b) coherent NbC with Nb micro-alloying 黄运华等： 高强度低合金钢中纳米析出相对腐蚀行为影响的研究进展 · 323 ·