326 工程科学学报，第43卷，第3期 4 纳米析出相对氢损伤的影响 O Prior austenite grain Q E3 type CSL boundary LAGBs trap site ⊥Dislocation Inclusion ■NbC trap site Crack 高强度低合金钢在冶炼加工或实际服役状态 下会不可避免地吸收各种形式的氢，当钢基体内 · 局部敏感位置氢的浓度达到临界水平时将导致包 括韧性在内的各种力学和化学性能降低，也即氢 00 ze 0 o. 损伤的发生]根据氢损伤发生的具体机制可 -Q 以将其分为多种类型，其中较为常见的是氢脆、氢 optin 致滞后开裂和氢鼓泡3种 4.1氢脆 氢原子因应力诱导富集于高应力区并且浓度 超过临界值时发生的脆性断裂称为氢脆，它是各 类氢损伤中最主要也最危险的一类破坏形式网 图5高强度低合金钢中纳米析出相抑制氢脆机理可 钢基体中高密度位错和残余应力集中将会促进氢 Fig.5 Sketch illustrating the mechanism by which nanosized precipitate 的扩散以及显微裂纹的进一步扩展©网.通过降低 improves the resistance of high-strength low-alloy steel to hydrogen embrittlement 可扩散氢量、阻碍氢的扩散并使其浓度保持低于 临界值或避免应力的局部集中将可以有效抑制氢 三向拉应力区才能发生.因此降低钢中的氢含量 脆81-)研究显示，钢基体中存在大量纳米析出相 及氢在钢中的扩散速率可以防止氢致滞后断裂的 时其抗氢脆性能得到显著改善，没有发现氢脆裂 发生.研究表明，通过Nb、V、Ti等元素进行微合 纹在纳米析出相处形核，且与无纳米析出相的钢 金化形成纳米析出相是抑制氢致滞后开裂的有效 相比氢脆裂纹扩展没有明显的择优方向，晶间开 方法，其主要原因在于钢中的纳米析出相不仅可 裂的比例下降] 以作为不可逆氢陷阱捕集钢中的氢，使钢中游离 高强度低合金钢中纳米析出相抑制氢脆的机 的可扩散氢含量下降，还可以抑制氢的扩散，有效 理如图5所示.一方面，钢中弥散分布的纳米析出 阻碍氢向局部位置聚集6,87-网图6所示为Nb的 相增加氢陷阱数量、减少可扩散氢、避免氢在潜 添加对高强度低合金钢临界延迟断裂应力的影 在裂纹形核位置及裂尖聚集，阻碍了氢致裂纹的 响，值得注意的是，钢中微合金化元素的加入量具 形核：另一方面，纳米析出相使晶粒得到细化、降 有最优值，原因在于纳米析出相的尺寸和数量与 低位错密度、提高小角度晶界比例、调整不同类 元素加入量有关，当加入量超过最优值时，纳米析 型重位点阵晶界的数量与分布，从而阻碍了裂纹 出相尺寸可能会粗化，抑制氢致滞后断裂效果将 的扩展2).另外，纳米析出相也会促进固态相变时 下降s7复合添加Mo等元素，可以有效地阻碍纳 铁素体111}织构形成，使氢脆裂纹扩展更加困 米析出相的粗化，使钢的抗氢致滞后断裂性能更 难0，，但也有研究显示，纳米析出相会弱化低碳 加优异和稳定 低合金马氏体钢的111}织构，使氢脆裂纹扩展阻 4.3氢鼓泡 力下降9.总之，纳米析出相的存在将极大提高高 氢鼓泡是钢中氢原子在缺陷周围聚集生成高 强度低合金钢抗氢脆性能，尺寸仅为几纳米的析 氢压的氢分子而引起的表面鼓泡或内部裂纹现 出相比较大的尺寸析出相显示出更好的抗氢脆效 象，其中内部裂纹的危害性大于表面鼓泡0别通 果，析出相粗化会导致捕获氢的能力下降).有观 过Nb、V、Ti等元素进行微合金化并在钢基体中形 点认为，超过70nm时纳米析出相将完全失去对氢 成纳米析出相是抑制氢鼓泡发生的有效方法2-) 脆的抑制能力剧 纳米析出相对氢鼓泡的抑制作用与其尺寸有关 4.2氢致滞后断裂 如图7所示，研究表明纳米尺寸的析出相可以有 氢致滞后断裂是由于氢聚集导致氢压超过材 效捕获游离状态的氢，阻止其向夹杂物界面等氢 料强度而造成的材料损伤%氢致滞后断裂对氢 鼓泡形核敏感位置聚集；当纳米析出相尺寸增大 含量极为敏感，高强钢中只要存在少量的氢就可 到120nm,由于较高位错密度和较大应力作用，氢 以在室温下发生无明显形变的突然断裂.氢致滞 鼓泡能在两临近析出相之间形核；而当尺寸进一 后断裂需要通过应变诱导或位错迁移将氢富集到 步增大到230nm左右时.氢鼓泡可直接在纳米析4    纳米析出相对氢损伤的影响 高强度低合金钢在冶炼加工或实际服役状态 下会不可避免地吸收各种形式的氢，当钢基体内 局部敏感位置氢的浓度达到临界水平时将导致包 括韧性在内的各种力学和化学性能降低，也即氢 损伤的发生[77−78] . 根据氢损伤发生的具体机制可 以将其分为多种类型，其中较为常见的是氢脆、氢 致滞后开裂和氢鼓泡 3 种. 4.1    氢脆 氢原子因应力诱导富集于高应力区并且浓度 超过临界值时发生的脆性断裂称为氢脆，它是各 类氢损伤中最主要也最危险的一类破坏形式[79] . 钢基体中高密度位错和残余应力集中将会促进氢 的扩散以及显微裂纹的进一步扩展[80] . 通过降低 可扩散氢量、阻碍氢的扩散并使其浓度保持低于 临界值或避免应力的局部集中将可以有效抑制氢 脆 [81−83] . 研究显示，钢基体中存在大量纳米析出相 时其抗氢脆性能得到显著改善，没有发现氢脆裂 纹在纳米析出相处形核，且与无纳米析出相的钢 相比氢脆裂纹扩展没有明显的择优方向，晶间开 裂的比例下降[23] . 高强度低合金钢中纳米析出相抑制氢脆的机 理如图 5 所示. 一方面，钢中弥散分布的纳米析出 相增加氢陷阱数量、减少可扩散氢、避免氢在潜 在裂纹形核位置及裂尖聚集，阻碍了氢致裂纹的 形核；另一方面，纳米析出相使晶粒得到细化、降 低位错密度、提高小角度晶界比例、调整不同类 型重位点阵晶界的数量与分布，从而阻碍了裂纹 的扩展[23] . 另外，纳米析出相也会促进固态相变时 铁素体{111}织构形成，使氢脆裂纹扩展更加困 难[80, 84] ，但也有研究显示，纳米析出相会弱化低碳 低合金马氏体钢的{111}织构，使氢脆裂纹扩展阻 力下降[49] . 总之，纳米析出相的存在将极大提高高 强度低合金钢抗氢脆性能，尺寸仅为几纳米的析 出相比较大的尺寸析出相显示出更好的抗氢脆效 果，析出相粗化会导致捕获氢的能力下降[23] . 有观 点认为，超过 70 nm 时纳米析出相将完全失去对氢 脆的抑制能力[85] . 4.2    氢致滞后断裂 氢致滞后断裂是由于氢聚集导致氢压超过材 料强度而造成的材料损伤[86] . 氢致滞后断裂对氢 含量极为敏感，高强钢中只要存在少量的氢就可 以在室温下发生无明显形变的突然断裂. 氢致滞 后断裂需要通过应变诱导或位错迁移将氢富集到 三向拉应力区才能发生. 因此降低钢中的氢含量 及氢在钢中的扩散速率可以防止氢致滞后断裂的 发生. 研究表明，通过 Nb、V、Ti 等元素进行微合 金化形成纳米析出相是抑制氢致滞后开裂的有效 方法，其主要原因在于钢中的纳米析出相不仅可 以作为不可逆氢陷阱捕集钢中的氢，使钢中游离 的可扩散氢含量下降，还可以抑制氢的扩散，有效 阻碍氢向局部位置聚集[6, 87−88] . 图 6 所示为 Nb 的 添加对高强度低合金钢临界延迟断裂应力的影 响，值得注意的是，钢中微合金化元素的加入量具 有最优值，原因在于纳米析出相的尺寸和数量与 元素加入量有关，当加入量超过最优值时，纳米析 出相尺寸可能会粗化，抑制氢致滞后断裂效果将 下降[87] . 复合添加 Mo 等元素，可以有效地阻碍纳 米析出相的粗化，使钢的抗氢致滞后断裂性能更 加优异和稳定[89] . 4.3    氢鼓泡 氢鼓泡是钢中氢原子在缺陷周围聚集生成高 氢压的氢分子而引起的表面鼓泡或内部裂纹现 象，其中内部裂纹的危害性大于表面鼓泡[90−91] . 通 过 Nb、V、Ti 等元素进行微合金化并在钢基体中形 成纳米析出相是抑制氢鼓泡发生的有效方法[92−93] . 纳米析出相对氢鼓泡的抑制作用与其尺寸有关. 如图 7 所示，研究表明纳米尺寸的析出相可以有 效捕获游离状态的氢，阻止其向夹杂物界面等氢 鼓泡形核敏感位置聚集；当纳米析出相尺寸增大 到 120 nm，由于较高位错密度和较大应力作用，氢 鼓泡能在两临近析出相之间形核；而当尺寸进一 步增大到 230 nm 左右时，氢鼓泡可直接在纳米析 Prior austenite grain Σ3 type CSL boundary LAGBs trap site Dislocation Inclusion NbC trap site Crack Add Nb Hydrogen trap optimized Microstructure optimized 图 5    高强度低合金钢中纳米析出相抑制氢脆机理[23] Fig.5    Sketch illustrating the mechanism by which nanosized precipitate improves  the  resistance  of  high-strength  low-alloy  steel  to  hydrogen embrittlement[23] · 326 · 工程科学学报，第 43 卷，第 3 期