.568. 工程科学学报.第41卷，第5期 充氢溶液，充氢电流密度为1mA·cm-2,对试样进 总体来说，关于中锰钢的氢脆性能，目前的研究 行不同程度预变形（应变量：0,0.05,0.15）处理， 较少，而关于其氢脆机制的探讨就更少.因此对这 选定不同恒定载荷进行拉伸实验，考虑到实验周期 种含有相当大比例奥氏体相的钢，其氢脆机理与以 和准确性，截止时间选择为200h.材料的氢致延迟 往以马氏体组织为主的高强钢有何不同，目前还不 开裂门槛应力值c为： 清楚，是哪种或哪几种机制起作用需要今后的研究 0c=(0,+0n)/2,(o,-0.）≤0.1(g,+o.) 来证实 (4) 5.2冷轧中锰钢变形过程中的吕德斯应变和PLC 式中，σ，是在截止时间内发生断裂的最小外加载荷， 效应 σ，是在规定时间内不发生断裂的最大载荷.在未施 吕德斯带产生的原因：位错被C、N等原子钉扎 加预应变时，如图11所示，M7B的归一化门槛应力 形成科垂耳气团，需要较大的力挣脱气团束缚，应力 值σ/σ。（σ是加载的载荷，σ。空拉抗拉强度）为 跌落，在应力-应变曲线上出现上下屈服点和应力 0.62,门槛应力值为626MPa,经过长时间罩式炉退 平台.宏观上会引起材料表面起伏不平，影响后续 火，内部缺陷得到回复，C和Mn元素经过长时间扩 的电镀甚至引起材料过早断裂.应力-应变曲线上 散，奥氏体稳定性得到提升，因此表现较好的抗延迟 出现反复跌落呈现锯齿状的起伏，并在试样表面形 断裂性能.但是经过0.05和0.15的预应变量处 成变形带，该现象被称为Portevin-Le Chatelier效应， 理，M7B的归一化门槛应力值急剧下降如表2,0.15 简称PLC效应.关于PLC效应，普遍接受的观点是 预应变的时候门槛应力降到153MPa 运动的位错与溶质原子的交互作用，钉扎和脱钉扎 1.0 过程以重复的方式发生，在应力-应变曲线上出现 ■未预应变 ●预应变量0.05 锯齿流变，即动态应变时效.动态应变时效会提高 0.8 ▲预应变量0.15 材料的强度，但是塑性不稳定，也可能出现提前颈 缩[6s]或蓝脆现象.吕德斯带（如图9中CRA曲线 0.6 的屈服平台段)和PLC带（如图9中CRA和HRA 曲线的锯齿上升段)都是塑性失稳现象，在受力过 0.4 程中力学性能出现的巨大的改变均可能影响成型和 02 使用过程.对比冷轧态和热轧态中锰钢[]的拉伸 曲线分析发现热轧态中锰钢是连续屈服，冷轧态会 50 100 150 200 出现屈服点延伸，即吕德斯带.温轧后得到双相中 t/h 锰钢]，拉伸曲线也可见吕德斯带和明显的PLC效 图11M7B钢在不同预应变条件下σ/σo与t关系曲线 应，而轧制前曲线只有PLC效应未见明显吕德斯 Fig.11 M7B with different pre-strain degrees o/oots te 带.对中锰钢变形过程中的PLC效应的研究目前还 表2M7B钢在不同预应变条件下应力门槛值与临界氢浓度关系 比较少，机理尚不明确.Wag等2通过红外热像 Table 2 Stress threshold ts critical H concentration of M7B under differ- 方法和X射线衍射证实在冷轧退火中锰钢吕德斯 ent pre-strain degrees 带中存在马氏体相变，而LC带中却几乎没有相变 预应残奥体积归一化门槛门槛应力， 门槛应力下氢 发生：然而，Sun等通过原位磁感应结合X射线衍射 变量分数/% 应力值，c/o CHIC/MPa 质量分数，Co/10-6 发现Fe-0.2C-10.3Mn-2.9Al冷轧退火中锰钢[23] 0 23.2 0.62 626 255.2 不连续相变诱导马氏体相变机制与PLC带有关，也 0.0512.2 0.18 184 102.1 就是马氏体在PLC带中形成.TRP效应与吕德斯 0.15 7.2 0.16 153 75.4 带、PC带的关系还存在分歧，仍需要进一步探究. 5.3抗腐蚀能力 中锰钢的初始态动态充氢恒载荷的门槛值并不 低铝中锰钢易被腐蚀，因此在后续生产过程中 低，但是慢拉伸的结果显示氢脆指数很高，貌似两种 需要进行镀锌处理弥补这一缺陷.工业采用热浸镀 表征方法之间的结果不统一.然而，当试样进行了 锌[】，中锰钢中含有锰元素，在退火时保护气氛中 一定的预变形后，再进行恒载荷实验，门槛值大大降 的氧对钢中的Mn选择性氧化.露点温度高时表面 低，说明奥氏体相变后，材料的氢脆敏感性大大 的氧化锰颗粒镀锌效果差.而钢中加人A1同时降 增加. 低露点温度，表面形成较薄的氧化铝薄膜，利于热镀工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 充氢溶液, 充氢电流密度为 1 mA·cm - 2 ,对试样进 行不同程度预变形(应变量:0, 0郾 05, 0郾 15)处理, 选定不同恒定载荷进行拉伸实验,考虑到实验周期 和准确性,截止时间选择为 200 h. 材料的氢致延迟 开裂门槛应力值 滓HIC为: 滓HIC = (滓y + 滓n ) / 2,(滓y - 滓n )臆0郾 1(滓y + 滓n ) (4) 式中,滓y是在截止时间内发生断裂的最小外加载荷, 滓n是在规定时间内不发生断裂的最大载荷. 在未施 加预应变时,如图 11 所示,M7B 的归一化门槛应力 值 滓/ 滓0 ( 滓 是加载的载荷,滓0 空拉抗拉强度) 为 0郾 62,门槛应力值为 626 MPa,经过长时间罩式炉退 火,内部缺陷得到回复,C 和 Mn 元素经过长时间扩 散,奥氏体稳定性得到提升,因此表现较好的抗延迟 断裂性能. 但是经过 0郾 05 和 0郾 15 的预应变量处 理,M7B 的归一化门槛应力值急剧下降如表 2,0郾 15 预应变的时候门槛应力降到 153 MPa. 图 11 M7B 钢在不同预应变条件下 滓/ 滓0与 t c关系曲线 Fig. 11 M7B with different pre鄄strain degrees 滓/ 滓0 vs t c 表 2 M7B 钢在不同预应变条件下应力门槛值与临界氢浓度关系 Table 2 Stress threshold vs critical H concentration of M7B under differ鄄 ent pre鄄strain degrees 预应 变量 残奥体积 分数/ % 归一化门槛 应力值,滓/ 滓0 门槛应力, 滓HIC / MPa 门槛应力下氢 质量分数,C0 / 10 - 6 0 23郾 2 0郾 62 626 255郾 2 0郾 05 12郾 2 0郾 18 184 102郾 1 0郾 15 7郾 2 0郾 16 153 75郾 4 中锰钢的初始态动态充氢恒载荷的门槛值并不 低,但是慢拉伸的结果显示氢脆指数很高,貌似两种 表征方法之间的结果不统一. 然而,当试样进行了 一定的预变形后,再进行恒载荷实验,门槛值大大降 低,说明奥氏体相变后,材料的氢脆敏感性大大 增加. 总体来说,关于中锰钢的氢脆性能,目前的研究 较少,而关于其氢脆机制的探讨就更少. 因此对这 种含有相当大比例奥氏体相的钢,其氢脆机理与以 往以马氏体组织为主的高强钢有何不同,目前还不 清楚,是哪种或哪几种机制起作用需要今后的研究 来证实. 5郾 2 冷轧中锰钢变形过程中的吕德斯应变和 PLC 效应 吕德斯带产生的原因:位错被 C、N 等原子钉扎 形成科垂耳气团,需要较大的力挣脱气团束缚,应力 跌落,在应力鄄鄄应变曲线上出现上下屈服点和应力 平台. 宏观上会引起材料表面起伏不平,影响后续 的电镀甚至引起材料过早断裂. 应力鄄鄄 应变曲线上 出现反复跌落呈现锯齿状的起伏,并在试样表面形 成变形带,该现象被称为 Portevin鄄Le Chatelier 效应, 简称 PLC 效应. 关于 PLC 效应,普遍接受的观点是 运动的位错与溶质原子的交互作用,钉扎和脱钉扎 过程以重复的方式发生,在应力鄄鄄 应变曲线上出现 锯齿流变,即动态应变时效. 动态应变时效会提高 材料的强度,但是塑性不稳定,也可能出现提前颈 缩[68]或蓝脆现象. 吕德斯带(如图 9 中 CRA 曲线 的屈服平台段) 和 PLC 带(如图 9 中 CRA 和 HRA 曲线的锯齿上升段) 都是塑性失稳现象,在受力过 程中力学性能出现的巨大的改变均可能影响成型和 使用过程. 对比冷轧态和热轧态中锰钢[32] 的拉伸 曲线分析发现热轧态中锰钢是连续屈服,冷轧态会 出现屈服点延伸,即吕德斯带. 温轧后得到双相中 锰钢[9] ,拉伸曲线也可见吕德斯带和明显的 PLC 效 应,而轧制前曲线只有 PLC 效应未见明显吕德斯 带. 对中锰钢变形过程中的 PLC 效应的研究目前还 比较少,机理尚不明确. Wang 等[27] 通过红外热像 方法和 X 射线衍射证实在冷轧退火中锰钢吕德斯 带中存在马氏体相变,而 PLC 带中却几乎没有相变 发生;然而,Sun 等通过原位磁感应结合 X 射线衍射 发现 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10郾 3Mn鄄鄄2郾 9Al 冷轧退火中锰钢[23] 不连续相变诱导马氏体相变机制与 PLC 带有关,也 就是马氏体在 PLC 带中形成. TRIP 效应与吕德斯 带、PLC 带的关系还存在分歧,仍需要进一步探究. 5郾 3 抗腐蚀能力 低铝中锰钢易被腐蚀,因此在后续生产过程中 需要进行镀锌处理弥补这一缺陷. 工业采用热浸镀 锌[69] ,中锰钢中含有锰元素,在退火时保护气氛中 的氧对钢中的 Mn 选择性氧化. 露点温度高时表面 的氧化锰颗粒镀锌效果差. 而钢中加入 Al 同时降 低露点温度,表面形成较薄的氧化铝薄膜,利于热镀 ·568·