徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 ·567· 启示：一种可能改善板条马氏体钢氢脆性能的策略 与氢浓度的对数成线性关系.但是这些高强钢变形 是通过调整奥氏体的形态和尺寸，设计出在一定范 过程都不发生相变，而中锰钢在形变时会发生相变， 围内具有宽而分散的力学稳定性的纳米薄膜状奥氏 这可能导致上述规律不再适用，需要进行深入研究 体相，有可能实现中锰钢在具有良好的力学性能的 后得出. 同时，也能具有良好的抗氢性能 罩式退火的7Mn冷轧钢板(M7B),拉伸曲线存 1500 在明显的平台屈服现象（即吕德斯应变），预充氢不 CRA 同时间(0.1moL-H,S04+0.22gL-疏脲溶液中 1200 进行预充氢，充氢时间分别为3、8和24h,充氢电流 HRA 900 密度为1mA·cm2,为了保证氢在材料中分布均匀， 再在室温条件下放置24h)后的慢应变速率（应变速 600 率是1×10-6s-1)拉伸曲线（图10）显示，除了屈服 HRA CRA 平台依旧存在且上屈服点强度还略微升高外，拉伸 30 过程几乎没有加工硬化过程，断裂强度和延伸率均 10 15 20 比未充氢试样低了很多. 工程应变/% 1500 图9Fe-7Mn-0.1C-0.5Si热轧空拉(HRA),冷轧空拉(CRA), 热轧预充氢(HRAH)和冷轧预充氢(CRAH)工程应力-应变曲 1200 线64] 900 Fig.9 Engineering stress-strain curves of H-uncharged HRA and 预充氢时间 CRA specimens and H-charged HRAH and CRAH specimens of Fe- 一未充氢 600 -3h 7Mn-0.1C-0.5Si medium Mn steel[64) -8h -24h Laureys等[6]对TRIP钢缺口试样氢致裂纹特 征进行研究，有限元与实验结合验证了氢致裂纹的 10 20 30 0 50 区域与缺口的应力区一致，说明TRP钢氢致裂纹 工程应变% 主要是应力诱导形成的.目前还没有对中锰钢氢致 图10中锰钢M7B预充氢慢拉伸应力-应变曲线（十字头位 裂纹萌生和扩展的研究，对TP钢的氢致裂纹研 移)图 究只通过扫描电镜观察裂纹在缺口处的扩展，而对 Fig.10 Engineering stress-strain curves(crosshead displacement)of 开裂原理和裂纹附近的相变未有提及 H-charged M7B 对含Al元素的TWP钢氢脆研究发现，TWIP 强度损失率为： 钢中加入A!元素能防止变形过程中发生六方马氏 R=(1-0H/0o)/×100% (2) 体相变，从而提高抗氢脆性能[2]：同时在表面形成 式中，σ，和σ分别表示空拉的抗拉强度和含氢环境 氧化铝薄膜，阻碍H进入TWP钢内部，铝含量升高 慢拉伸的抗拉强度. 脆性区缩小：铝增加TWP钢层错能，减少位错滑移 延伸率损失率： 量和位错在晶界的塞积，提高抗氢脆能力6].不同 Re=(1-δH/6)×100% (3) 于奥氏体TWP钢，中锰钢为双相结构，除了考虑两 式中，δ。和6：分别表示空拉和含氢环境拉伸的延 相的相互作用，还要考虑在变形过程中相变引入马 伸率 氏体的影响，因此对含A1中锰钢氢脆的研究还有很 例如，对预充氢3h的试样，以强度损失率Rs 大空间. 和延伸率损失率R表示的氢脆敏感性分别为 有研究2]认为中锰钢中纳米碳化钒析出相能 26%和61%.而预充氢24h的试样，强度损失率和 增强抗氢致延迟开裂的能力，但是并未展开具体分 延伸率损失率为37%和84%，可见预充氢时间越 析.中锰钢做汽车的AB柱，防撞梁等需要进行冲 久，塑性损失越大 压，中锰钢的高强塑积使它冲压后能形成组织均匀 动态充氢恒载荷实验研究材料的延迟开裂敏感 晶粒细化的马氏体4)，而关于冲压后的中锰钢服役 性，可以得到材料应力-断裂时间曲线，并利用临界 性能的研究还是空白 应力σ或断裂时间t,对其性能进行定量可靠的评 以往研究的高强钢的氢致开裂规律：门槛应力 价.采用0.1molL-1H,S0,+0.22gL-硫脲作为徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 启示:一种可能改善板条马氏体钢氢脆性能的策略 是通过调整奥氏体的形态和尺寸,设计出在一定范 围内具有宽而分散的力学稳定性的纳米薄膜状奥氏 体相,有可能实现中锰钢在具有良好的力学性能的 同时,也能具有良好的抗氢性能. 图 9 Fe鄄鄄7Mn鄄鄄0郾 1C鄄鄄0郾 5Si 热轧空拉(HRA),冷轧空拉(CRA), 热轧预充氢(HRAH) 和冷轧预充氢( CRAH) 工程应力鄄鄄 应变曲 线[64] Fig. 9 Engineering stress鄄鄄 strain curves of H鄄uncharged HRA and CRA specimens and H鄄charged HRAH and CRAH specimens of Fe鄄鄄 7Mn鄄鄄0郾 1C鄄鄄0郾 5Si medium Mn steel [64] Laureys 等[66] 对 TRIP 钢缺口试样氢致裂纹特 征进行研究,有限元与实验结合验证了氢致裂纹的 区域与缺口的应力区一致,说明 TRIP 钢氢致裂纹 主要是应力诱导形成的. 目前还没有对中锰钢氢致 裂纹萌生和扩展的研究,对 TRIP 钢的氢致裂纹研 究只通过扫描电镜观察裂纹在缺口处的扩展,而对 开裂原理和裂纹附近的相变未有提及. 对含 Al 元素的 TWIP 钢氢脆研究发现,TWIP 钢中加入 Al 元素能防止变形过程中发生六方马氏 体相变,从而提高抗氢脆性能[42] ;同时在表面形成 氧化铝薄膜,阻碍 H 进入 TWIP 钢内部,铝含量升高 脆性区缩小;铝增加 TWIP 钢层错能,减少位错滑移 量和位错在晶界的塞积,提高抗氢脆能力[67] . 不同 于奥氏体 TWIP 钢,中锰钢为双相结构,除了考虑两 相的相互作用,还要考虑在变形过程中相变引入马 氏体的影响,因此对含 Al 中锰钢氢脆的研究还有很 大空间. 有研究[28]认为中锰钢中纳米碳化钒析出相能 增强抗氢致延迟开裂的能力,但是并未展开具体分 析. 中锰钢做汽车的 A B 柱,防撞梁等需要进行冲 压,中锰钢的高强塑积使它冲压后能形成组织均匀 晶粒细化的马氏体[4] ,而关于冲压后的中锰钢服役 性能的研究还是空白. 以往研究的高强钢的氢致开裂规律:门槛应力 与氢浓度的对数成线性关系. 但是这些高强钢变形 过程都不发生相变,而中锰钢在形变时会发生相变, 这可能导致上述规律不再适用,需要进行深入研究 后得出. 罩式退火的 7Mn 冷轧钢板(M7B),拉伸曲线存 在明显的平台屈服现象(即吕德斯应变),预充氢不 同时间(0郾 1 mol·L - 1H2 SO4 + 0郾 22 g·L - 1硫脲溶液中 进行预充氢,充氢时间分别为 3、8 和 24 h,充氢电流 密度为 1 mA·cm - 2 ,为了保证氢在材料中分布均匀, 再在室温条件下放置24 h)后的慢应变速率(应变速 率是 1 伊 10 - 6 s - 1 )拉伸曲线(图 10)显示,除了屈服 平台依旧存在且上屈服点强度还略微升高外,拉伸 过程几乎没有加工硬化过程,断裂强度和延伸率均 比未充氢试样低了很多. 图 10 中锰钢 M7B 预充氢慢拉伸应力鄄鄄 应变曲线( 十字头位 移)图 Fig. 10 Engineering stress鄄鄄strain curves(crosshead displacement) of H鄄charged M7B 强度损失率为: RHE = (1 - 滓H / 滓0 ) / 伊 100% (2) 式中,滓0和 滓H分别表示空拉的抗拉强度和含氢环境 慢拉伸的抗拉强度. 延伸率损失率: RHE忆 = (1 - 啄H / 啄0 ) 伊 100% (3) 式中,啄0 和 啄H 分别表示空拉和含氢环境拉伸的延 伸率. 例如,对预充氢 3 h 的试样,以强度损失率 RHE 和延伸率损失率 RHE忆 表示的氢脆敏感性分别为 26% 和 61% . 而预充氢 24 h 的试样,强度损失率和 延伸率损失率为 37% 和 84% ,可见预充氢时间越 久,塑性损失越大. 动态充氢恒载荷实验研究材料的延迟开裂敏感 性,可以得到材料应力鄄鄄断裂时间曲线,并利用临界 应力 滓c或断裂时间 t c对其性能进行定量可靠的评 价. 采用 0郾 1 mol·L - 1 H2 SO4 + 0郾 22 g·L - 1硫脲作为 ·567·