程亚杰等：开轧温度对铌微合金化热成型钢氢致延迟开裂性能的影响 ·1427· 说明析出物是(Nb,Ti)(C,N).图5(b)是P2钢第2 和细化晶粒实现.能起到细化奥氏体晶粒作用的碳化 类的圆形析出物.图5(e)是图5(b)中尺寸为50nm 物析出相主要是MX型的，主要原因是MX型析出相 圆形析出物的能谱图，显示析出物元素为Cr和C,说 的固溶温度较高，而M2C,和M2C,型析出相在加热过 明P2钢中Cr元素未能有效的固溶在钢中，从而不能 程中，往往在奥氏体化相变前就发生分解或溶解，不能 有效形成钝化膜.这是P2钢在动态充氢恒载荷实验 起到钉扎晶界的作用. 中耐腐蚀性比P1钢更差的直接原因.图5(c)是P2 P1钢的再加热奥氏体晶粒平均尺寸为17.3m, 钢的马氏体板条形貌，板条宽度在150nm左右. 而P2钢的再加热奥氏体晶粒平均尺寸为7.4μm.P1 钢的细晶强化效果一方面是因为P2的MX型析出物 3分析讨论 更加细小，对再加热奥氏体晶界的钉扎作用更加强烈： 3.1开轧温度对析出相的影响及机理讨论 另一方面，P2的MX型析出物数量远远多于P1钢，使 析出相的类型可根据析出过程大致分为以未溶解 得钉扎晶界的效果加倍.同时，纳米析出相的析出强 碳化物为形核点长大的析出相、高温奥氏体区脱溶碳 化效果和析出相的数量正相关，所以P2钢的析出强化 化物析出相、轧制过程中形变诱导析出相及卷取后冷 效果比PI钢大.P1钢中有更加细小弥散的(Nb,T)C 却过程中脱溶析出相.高温区析出相以MX型为主， 纳米级析出相，使得P1钢的析出强化和细晶强化效果 中温区析出相则以M,C,和M,C,为主.以未溶解碳化 相比P2钢更加明显. 物作为形核点长大的析出相尺寸一般大于100nm,高 在所有强化效果中只有细晶强化在提高强度时增 温奥氏体区域脱溶析出的奥氏体相由于析出较早，容 加冲击韧性.P2钢的细晶强化使得P2钢的冲击韧性 易发生熟化，尺寸往往较大，一般在50~100nm之间. 显著大于P1钢，即断裂过程中裂纹传播过程中，经历 形变诱导的析出相由于析出温度较低，析出物不容易 更多的大角度晶界及亚结构，消耗更多能量 发生熟化，析出物往往弥散而细小-☒ 3.3析出相与氢脆敏感性 经统计发现：P1实验钢的(Ti,Nh)C析出相尺寸 高强度钢的氢致断裂与应力集中和氢的扩散富集 为30nm左右，每个视场内只能观察到一两个析出相： 密切相关.钢中微观缺陷会产生微观的应力场，应力 P2实验钢的(Ti,Nb)C析出相尺寸为5nm左右，且非 场会吸附氢原子，成为氢陷阱.是否发生氢致开裂 常弥散，每个视场内可以观察到几十个(T,Nb)C析 取决于陷阱对氢的临界浓度值以及局部陷阱位置所能 出相.一方面，P1和P2实验钢的析出物都是以形变 富集的氢含量.当富集的氢含量超过临界浓度，就会 诱导析出为主；另一方面，P1和P2实验钢的析出物尺 萌生裂纹a.当给试样加载载荷时，会产生应力场， 寸不同，P1开轧温度偏高，导致析出物数量偏少，且发 应力场的存在会吸引氢原子去往应力高的地方，造成 生一定程度的熟化，使得析出物尺寸偏大.在高温下， 氢原子的局部富集.事实上，钢中沉淀的纳米级(T, 轧制后产生大量位错，加速元素的扩散，加速熟化过 N凸b)C析出相属于高能级不可逆氢陷阱.(T,Nb)C与 程，即使得析出相的小颗粒消失，大颗粒长大，析出相 氢原子间强烈的应力场交互作用，在每个(T,Nb)C颗 密度减小，尺寸增大.P2钢由于开轧温度合适，产 粒周围会捕集若干个氢原子”.由于2钢中弥散细 生大量弥散细小的形变诱导MX型析出物. 小的MX型析出相，降低氢原子的扩散系数，防止氢原 在动态充氢恒载荷实验中，P2钢在充氢溶液中的 子的偏聚，从而提高了氢致延迟开裂性能 耐腐蚀性比P1钢的差.P2钢的透射显微照片中发现 晶界处存在大量的位错、杂质粒子等微观缺陷，可 少量30m的圆形析出物，析出物成分为Cr和C元 以有效吸附氢原子，属于氢陷阱的一种圆.由于晶界 素.根据析出物形状及成分可以判定析出物为Cr,C3, 吸附氢原子，使得晶界成为更加薄弱的地方，氢致延迟 属于中温析出物.这解释了P2钢的耐腐蚀性比PI钢 开裂中沿晶断口便很好地印证了这一点.但是，当钢 更差的现象，即C元素在P2钢中形成了析出相，没有 中晶粒细小，晶界面积增加时，氢原子分布更均匀，平 充分固溶，因而不能有效形成钝化膜.根本原因在 均单位面积晶界上氢原子含量反而降低，提高钢的延 于P2钢的开轧温度低，则形变诱导析出的MX型析出 迟开裂性能回.钢中析出弥散细小的MX型析出物使 物总质量比P1钢少，则P2钢中固溶的碳含量比PI钢 得再加热奥氏体晶粒明显细化，增加晶界的有效面积， 中固溶的碳含量高.P2钢中相对高的固溶碳含量促 使氢陷阱分布更均匀，从而抑制氢向裂纹尖端扩展以 使固溶的Cr元素以碳化物Cr,C,形式析出，则P2钢中 避免局部氢浓度富集，提高钢的滞后断裂性能 固溶的相对Cr元素含量降低.P2钢中固溶Cr含量降 4结论 低，不容易形成钝化膜 3.2析出相对综合力学性能的影响 (1)氢渗透实验表明氢原子在P1钢中的扩散系 析出相对钢力学性能的影响主要是通过析出强化 数比在P2钢中扩散系数高，说明P1钢中氢原子在应程亚杰等: 开轧温度对铌微合金化热成型钢氢致延迟开裂性能的影响 说明析出物是( Nb，Ti) ( C，N) ． 图 5( b) 是 P2 钢第 2 类的圆形析出物． 图 5( e) 是图 5( b) 中尺寸为 50 nm 圆形析出物的能谱图，显示析出物元素为 Cr 和 C，说 明 P2 钢中 Cr 元素未能有效的固溶在钢中，从而不能 有效形成钝化膜． 这是 P2 钢在动态充氢恒载荷实验 中耐腐蚀性比 P1 钢更差的直接原因． 图 5 ( c) 是 P2 钢的马氏体板条形貌，板条宽度在 150 nm 左右． 3 分析讨论 3. 1 开轧温度对析出相的影响及机理讨论 析出相的类型可根据析出过程大致分为以未溶解 碳化物为形核点长大的析出相、高温奥氏体区脱溶碳 化物析出相、轧制过程中形变诱导析出相及卷取后冷 却过程中脱溶析出相． 高温区析出相以 MX 型为主， 中温区析出相则以 M2C3和 M2C7为主． 以未溶解碳化 物作为形核点长大的析出相尺寸一般大于 100 nm，高 温奥氏体区域脱溶析出的奥氏体相由于析出较早，容 易发生熟化，尺寸往往较大，一般在 50 ～ 100 nm 之间． 形变诱导的析出相由于析出温度较低，析出物不容易 发生熟化，析出物往往弥散而细小［11--12］． 经统计发现: P1 实验钢的( Ti，Nb) C 析出相尺寸 为 30 nm 左右，每个视场内只能观察到一两个析出相; P2 实验钢的( Ti，Nb) C 析出相尺寸为 5 nm 左右，且非 常弥散，每个视场内可以观察到几十个( Ti，Nb) C 析 出相． 一方面，P1 和 P2 实验钢的析出物都是以形变 诱导析出为主; 另一方面，P1 和 P2 实验钢的析出物尺 寸不同，P1 开轧温度偏高，导致析出物数量偏少，且发 生一定程度的熟化，使得析出物尺寸偏大． 在高温下， 轧制后产生大量位错，加速元素的扩散，加速熟化过 程，即使得析出相的小颗粒消失，大颗粒长大，析出相 密度减小，尺寸增大［13］． P2 钢由于开轧温度合适，产 生大量弥散细小的形变诱导 MX 型析出物． 在动态充氢恒载荷实验中，P2 钢在充氢溶液中的 耐腐蚀性比 P1 钢的差． P2 钢的透射显微照片中发现 少量 30 nm 的圆形析出物，析出物成分为 Cr 和 C 元 素． 根据析出物形状及成分可以判定析出物为 Cr2C3， 属于中温析出物． 这解释了 P2 钢的耐腐蚀性比 P1 钢 更差的现象，即 Cr 元素在 P2 钢中形成了析出相，没有 充分固溶，因而不能有效形成钝化膜［14］． 根本原因在 于 P2 钢的开轧温度低，则形变诱导析出的 MX 型析出 物总质量比 P1 钢少，则 P2 钢中固溶的碳含量比 P1 钢 中固溶的碳含量高． P2 钢中相对高的固溶碳含量促 使固溶的 Cr 元素以碳化物 Cr2C3形式析出，则 P2 钢中 固溶的相对 Cr 元素含量降低． P2 钢中固溶 Cr 含量降 低，不容易形成钝化膜． 3. 2 析出相对综合力学性能的影响 析出相对钢力学性能的影响主要是通过析出强化 和细化晶粒实现． 能起到细化奥氏体晶粒作用的碳化 物析出相主要是 MX 型的，主要原因是 MX 型析出相 的固溶温度较高，而 M2 C7 和 M2 C3 型析出相在加热过 程中，往往在奥氏体化相变前就发生分解或溶解，不能 起到钉扎晶界的作用． P1 钢的再加热奥氏体晶粒平均尺寸为 17. 3 μm， 而 P2 钢的再加热奥氏体晶粒平均尺寸为 7. 4 μm． P1 钢的细晶强化效果一方面是因为 P2 的 MX 型析出物 更加细小，对再加热奥氏体晶界的钉扎作用更加强烈; 另一方面，P2 的 MX 型析出物数量远远多于 P1 钢，使 得钉扎晶界的效果加倍． 同时，纳米析出相的析出强 化效果和析出相的数量正相关，所以 P2 钢的析出强化 效果比 P1 钢大． P1 钢中有更加细小弥散的( Nb，Ti) C 纳米级析出相，使得 P1 钢的析出强化和细晶强化效果 相比 P2 钢更加明显． 在所有强化效果中只有细晶强化在提高强度时增 加冲击韧性． P2 钢的细晶强化使得 P2 钢的冲击韧性 显著大于 P1 钢，即断裂过程中裂纹传播过程中，经历 更多的大角度晶界及亚结构，消耗更多能量． 3. 3 析出相与氢脆敏感性 高强度钢的氢致断裂与应力集中和氢的扩散富集 密切相关． 钢中微观缺陷会产生微观的应力场，应力 场会吸附氢原子，成为氢陷阱［15］． 是否发生氢致开裂 取决于陷阱对氢的临界浓度值以及局部陷阱位置所能 富集的氢含量． 当富集的氢含量超过临界浓度，就会 萌生裂纹［16］． 当给试样加载载荷时，会产生应力场， 应力场的存在会吸引氢原子去往应力高的地方，造成 氢原子的局部富集． 事实上，钢中沉淀的纳米级( Ti， Nb) C 析出相属于高能级不可逆氢陷阱． ( Ti，Nb) C 与 氢原子间强烈的应力场交互作用，在每个( Ti，Nb) C 颗 粒周围会捕集若干个氢原子［17］． 由于 P2 钢中弥散细 小的 MX 型析出相，降低氢原子的扩散系数，防止氢原 子的偏聚，从而提高了氢致延迟开裂性能． 晶界处存在大量的位错、杂质粒子等微观缺陷，可 以有效吸附氢原子，属于氢陷阱的一种［18］． 由于晶界 吸附氢原子，使得晶界成为更加薄弱的地方，氢致延迟 开裂中沿晶断口便很好地印证了这一点． 但是，当钢 中晶粒细小，晶界面积增加时，氢原子分布更均匀，平 均单位面积晶界上氢原子含量反而降低，提高钢的延 迟开裂性能［9］． 钢中析出弥散细小的 MX 型析出物使 得再加热奥氏体晶粒明显细化，增加晶界的有效面积， 使氢陷阱分布更均匀，从而抑制氢向裂纹尖端扩展以 避免局部氢浓度富集，提高钢的滞后断裂性能． 4 结论 ( 1) 氢渗透实验表明氢原子在 P1 钢中的扩散系 数比在 P2 钢中扩散系数高，说明 P1 钢中氢原子在应 · 7241 ·