過(guò)時(shí)效溫度對(duì)1500 雙相鋼氫脆敏感性的影響

摘要：對(duì)經(jīng)過(guò)850 ℃ 連續(xù)退火處理的C-Mn-Si 系1500 雙相（double-phase，DP）鋼進(jìn)行了不同溫度的過(guò)時(shí)效處理。利用電化學(xué)充氫和慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)研究了過(guò)時(shí)效溫度、充氫電流密度和充氫時(shí)間對(duì)1500DP 鋼的氫脆敏感性的影響。利用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡對(duì)1500DP 鋼的微觀組織和充氫斷口形貌進(jìn)行了表征。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明： 在過(guò)時(shí)效溫度從240 ℃ 升高到300 ℃ 時(shí)，1500DP 鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均減小，伸長(zhǎng)率先減小后增大；隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，氫脆敏感性減弱，其中過(guò)時(shí)效溫度為300 ℃ 時(shí)減弱的幅度最為顯著。隨著充氫電流密度的增大和充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，1500DP 鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)顯著增加，氫脆敏感性也增強(qiáng)。

關(guān)鍵詞：1500 雙相鋼；過(guò)時(shí)效溫度；氫陷阱；氫脆敏感性

中圖分類(lèi)號(hào)：TG 166.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼是現(xiàn)代汽車(chē)工業(yè)快速發(fā)展的基石。雙相（double-phase，DP）鋼因其出色的綜合力學(xué)性能、良好的焊接和涂裝性能以及相對(duì)較低的成本，被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)件和車(chē)身材料中，以減輕整車(chē)重量并提高汽車(chē)的安全性能[1]。DP 鋼的組織由硬質(zhì)的馬氏體相和較軟的鐵素體相組成，鐵素體相和馬氏體相分別起到基體和增強(qiáng)體的作用，使其具備較寬的力學(xué)性能調(diào)控區(qū)間和良好的強(qiáng)韌平衡，因此，在許多領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[2]。然而，在熔煉、酸洗和焊接等工藝過(guò)程中，鋼材中可能會(huì)滲入氫原子，從而引起氫脆問(wèn)題[3]。

有研究[4] 表明，對(duì)淬火后的DP 鋼進(jìn)行過(guò)時(shí)效處理不僅可以消除鋼中的殘余應(yīng)力，使材料的塑性、韌性等力學(xué)性能得到提高，還可以通過(guò)改善鋼中的氫陷阱來(lái)增強(qiáng)材料的抗氫脆敏感性。張海霞等[5] 發(fā)現(xiàn)，隨著回火溫度的升高，大角度晶界數(shù)量增加，碳化物與基體的相界面減少且析出碳化物由針狀向橢球狀轉(zhuǎn)變，減少了鋼中的可擴(kuò)散氫濃度，使氫脆敏感性減弱。Wang 等[6] 發(fā)現(xiàn)碳化物在充氫過(guò)程中可作為不可逆氫陷阱，對(duì)氫原子具有良好的捕獲作用，且隨回火溫度的升高，鋼中彌散分布的碳化物的量也隨之增加，導(dǎo)致鋼中不可逆氫濃度增加，有效地提高材料的抗氫脆性能。王兆峰等[7] 發(fā)現(xiàn)，隨著回火溫度的升高，碳化物和基體的界面情況會(huì)發(fā)生較大改變，由具有較強(qiáng)捕獲氫原子的共格、半共格界面轉(zhuǎn)變?yōu)樵谑覝叵聼o(wú)法捕獲氫原子的非共格界面，因此，鋼基體中可擴(kuò)散氫原子隨著回火溫度的升高而降低，從而使鋼的氫脆敏感性減弱。

本文通過(guò)對(duì)1500DP 鋼進(jìn)行微觀組織觀察、力學(xué)性能測(cè)試并結(jié)合預(yù)充氫慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)，研究了不同過(guò)時(shí)效溫度下1500DP 鋼的組織和力學(xué)性能變化， 探究了充氫時(shí)間和充氫電流密度對(duì)1500DP 鋼的氫脆敏感性的影響，以期為高強(qiáng)抗氫脆DP 鋼的設(shè)計(jì)和開(kāi)發(fā)提供技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)所用鋼板的化學(xué)成分如表1 所示。采用熱模擬機(jī)（美國(guó)，Gleeble 3500-GTC）對(duì)1500DP 鋼的相變點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，Ac1 和Ac3 溫度分別為751 ℃ 和947 ℃，Ms 和Mf 溫度分別為390 ℃ 和198 ℃。結(jié)合熱膨脹儀測(cè)定的臨界點(diǎn)溫度及DP 鋼連續(xù)退火工藝研究成果來(lái)制定工藝參數(shù)，最終確定1500DP 鋼的連續(xù)退火溫度為850 ℃，保溫80 s；過(guò)時(shí)效溫度為240、270、300 ℃，保溫280 s。熱處理工藝在連續(xù)退火模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，連續(xù)退火工藝如圖1 所示。

1.2 微觀組織觀察

金相試樣尺寸為10.0 mm×10.0 mm×1.5 mm，依次用400#、800#、1200#、1500#、2000#砂紙打磨，然后拋光至鏡面無(wú)劃痕。采用含4.0% 硝酸（體積分?jǐn)?shù)）的酒精溶液進(jìn)行刻蝕，刻蝕時(shí)間為8～10 s。利用DMI8A 倒置光學(xué)顯微鏡（optical microscope，OM）和FEI QUANTA450 掃描電子顯微鏡（scanning electronmicroscope， SEM） 對(duì)材料的微觀形貌進(jìn)行分析和表征。

1.3 電化學(xué)充氫

利用線切割機(jī)將經(jīng)不同溫度過(guò)時(shí)效后的1500DP鋼板沿軋制方向加工成拉伸試樣。拉伸試樣的標(biāo)距段尺寸為 20.0 mm×4.0 mm×1.2 mm， 依次用400#、800#、1000#、1200#、1500#砂紙對(duì)標(biāo)距段打磨。為了使標(biāo)距段以外的部分不參與電化學(xué)充氫，使用絕緣防水膠帶將其密封。電化學(xué)充氫實(shí)驗(yàn)采用0.5 mol/LH2SO4+1 g/L CH4N2S 的水溶液作為電化學(xué)充氫溶液，以高純鉑絲作陽(yáng)極，預(yù)留標(biāo)距段的充氫試樣作陰極。

1.4 力學(xué)性能測(cè)試

采用 UTM4304 型材料拉伸試驗(yàn)機(jī)（深圳三思縱橫科技股份有限公司）對(duì)拉伸試樣進(jìn)行常規(guī)拉伸測(cè)試。拉伸速率為 0.5 mm/min，通過(guò)引伸計(jì)記錄其應(yīng)變，計(jì)算經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。

對(duì)預(yù)充氫后的試樣表面殘留的充氫溶液進(jìn)行沖洗并吹干，以0.015 mm/min 的拉伸速率進(jìn)行慢應(yīng)變速率拉伸（slow strain rate tension，SSRT）測(cè)試，計(jì)算試樣在不同充氫條件下的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。通過(guò)公式（1）計(jì)算得到氫脆敏感性指數(shù)（σ），以σ 來(lái)表征鋼的氫脆敏感性。

1.5 氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)測(cè)試

采用HTDS-002 氫熱脫附儀（thermal desorptionspectrometry， TDS）測(cè)量鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。將1500DP鋼板加工成尺寸為20.0 mm×5.0 mm×1.2 mm 的氫熱脫附試樣，用400～2000#砂紙依次將試樣各個(gè)面進(jìn)行打磨，經(jīng)過(guò)電化學(xué)充氫、丙酮清洗、干燥和稱(chēng)重后，通過(guò)氫熱脫附儀對(duì)1500 鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)行測(cè)定，實(shí)驗(yàn)設(shè)定的加熱溫度范圍為22～822 ℃，升溫速率為200 ℃/h。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀組織表征

圖2 為1500DP 鋼在未時(shí)效和經(jīng)過(guò)不同溫度過(guò)時(shí)效后的OM 圖。圖2 中的白色區(qū)域?yàn)殍F素體組織，灰黑色區(qū)域?yàn)轳R氏體組織。在未時(shí)效時(shí)（見(jiàn)圖2a），1500DP 鋼中的馬氏體體積分?jǐn)?shù)比時(shí)效處理后的更高，而且是以塊狀的淬火馬氏體為主。1500DP鋼在240 ℃ 過(guò)時(shí)效時(shí)（見(jiàn)圖2b），其組織為鐵素體和塊狀馬氏體，隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高（見(jiàn)圖2b～d），組織中的塊狀馬氏體發(fā)生回火分解，導(dǎo)致塊狀馬氏體的量減少，片狀馬氏體的量增加。

圖3 為1500DP 鋼在未時(shí)效和不同溫度過(guò)時(shí)效后的SEM 圖。在未時(shí)效時(shí)（見(jiàn)圖3a）其組織為淬火馬氏體和少量鐵素體。過(guò)時(shí)效溫度為240 ℃ 時(shí)（見(jiàn)圖3b），其組織為多邊形鐵素體、淬火馬氏體和回火馬氏體，此時(shí)過(guò)時(shí)效溫度較低，在馬氏體島周?chē)鷽](méi)有觀察到碳化物[8]。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高（見(jiàn)圖3b～d），淬火至Ms 以下時(shí)相變生成的馬氏體減少，島狀馬氏體發(fā)生回火分解，有少量碳化物析出，馬氏體由島狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀，且板條的寬度變窄。過(guò)時(shí)效溫度越高，淬火馬氏體的板條越明顯。當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度較高時(shí)，C 原子的擴(kuò)散速率較快，使形成的碳化物尺度大于低溫過(guò)時(shí)效時(shí)的，所以較高溫度過(guò)時(shí)效后馬氏體基體上析出的碳化物尺寸粗大，且更明顯[9]。

2.2 拉伸性能及斷口形貌

圖4（a）為不同溫度過(guò)時(shí)效后的試樣未充氫和以2 mA/cm2 的電流密度預(yù)充氫1 min 后的慢應(yīng)變速率拉伸曲線。從圖4（a）中可以看出，不管充氫與否，1500DP 鋼的拉伸曲線均無(wú)屈服平臺(tái)，呈現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均逐漸減小，240 ℃ 時(shí)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最大，分別為939.90 MPa 和1 496.50 MPa，300 ℃ 時(shí)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度減小到849.70 MPa和1 287.10 MPa。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，從而使位錯(cuò)滑移所需要的作用力減小，使1500DP 鋼的屈服強(qiáng)度減小。抗拉強(qiáng)度主要取決于馬氏體相的比例和其含碳量，隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，碳原子容易發(fā)生轉(zhuǎn)移和擴(kuò)散，固溶在馬氏體中的碳會(huì)以碳化物的形式析出，導(dǎo)致馬氏體中的含碳量降低。未充氫時(shí)1500DP 鋼的伸長(zhǎng)率均在10% 以上，隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高其伸長(zhǎng)率出現(xiàn)小幅度的波動(dòng)，呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)。

充氫后試樣的伸長(zhǎng)率均有所減小，且隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，兩者減小的幅度也逐漸減小。試樣充氫后，伸長(zhǎng)率發(fā)生了大幅度的減小，240 ℃ 時(shí)由13.95% 減小到了6.04%，300 ℃ 時(shí)由13.48% 減小到了7.70%。由公式（1）可知，240 ℃ 和300 ℃ 時(shí)其氫脆敏感性指數(shù)分別為56.60%和42.88%。由此可知，隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，試樣經(jīng)充氫后伸長(zhǎng)率減小的幅度減緩，同時(shí)試樣的氫脆敏感性指數(shù)也逐漸減小。

圖5 為1500DP 鋼不同溫度過(guò)時(shí)效下充氫前后的拉伸斷口SEM 圖。從圖5 中可以看出，未充氫時(shí)1500DP 鋼的拉伸斷口呈現(xiàn)韌性斷裂，韌窩數(shù)量多且深。充氫后其斷口呈現(xiàn)不同的形貌特征，過(guò)時(shí)效溫度為240 ℃ 時(shí)，主要以脆性的準(zhǔn)解理斷裂為主。隨著過(guò)時(shí)效溫度升高至270 ℃ 時(shí)，斷口呈現(xiàn)混合斷裂形貌，脆性準(zhǔn)解理特征減弱，局部區(qū)域仍呈現(xiàn)撕裂棱和河流花樣。過(guò)時(shí)效溫度為300 ℃ 時(shí)，脆性準(zhǔn)解理特征基本消失，主要呈現(xiàn)韌性斷裂，存在少量小且淺的韌窩。

2.3 氫脆敏感性

圖6 為1500DP 鋼經(jīng)300 ℃ 過(guò)時(shí)效后，在不同充氫工藝下的SSRT 曲線。從圖6 中可以看出，不同充氫工藝下1500DP 鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均有不同幅度的減小。當(dāng)充氫電流密度從1 mA/cm2 增大到15 mA/cm2 時(shí)， 其抗拉強(qiáng)度從1 372.85 MPa 減小到1 182.47 MPa，伸長(zhǎng)率從10.69%減小到1.92%，氫脆敏感性指數(shù)從20.68% 增大到85.79%，綜合力學(xué)性能隨充氫電流密度的增大而變差， 同時(shí)氫脆敏感性大幅增強(qiáng)。當(dāng)充氫時(shí)間從1 min 延長(zhǎng)到5 min 時(shí)，其抗拉強(qiáng)度從1 338.80 MPa減小到1 076.91 MPa，伸長(zhǎng)率從7.7% 減小到2.9%，氫脆敏感性指數(shù)從42.86% 減小到75.19%，此時(shí)氫濃度臨近飽和，再延長(zhǎng)充氫時(shí)間對(duì)氫脆敏感性影響不大。圖7 為1500DP 鋼在不同充氫條件下氫熱脫附曲線。從圖7 中可以看出，隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)和充氫電流密度的增大，鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)顯著增加。表2 為T(mén)DS 測(cè)得不同充氫工藝條件下鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由表2 可知，無(wú)論是延長(zhǎng)充氫時(shí)間還是增大充氫電流密度都可以有效地增加1500DP 鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。當(dāng)電流密度為2 mA/cm2，充氫時(shí)間從1 min 延長(zhǎng)到30 min 時(shí)， 鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1.2×10?7 增加到4.3×10?7；當(dāng)充氫時(shí)間為1 min，充氫電流密度從2 mA/cm2 增大到15 mA/cm2 時(shí)，鋼中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1.2×10?7 增加到5.5×10?7。

3 討 論

過(guò)時(shí)效處理是DP 鋼在生產(chǎn)過(guò)程中不可或缺的一環(huán)，對(duì)其組織的調(diào)控和性能的改善有著重要的作用[10]。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，1500DP 鋼屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均減小，而伸長(zhǎng)率先減小后增大。屈服強(qiáng)度下降的原因：一方面是馬氏體的減少；另一方面是鐵素體基體中臨近鐵素體/馬氏體界面區(qū)域存在大量可動(dòng)位錯(cuò)，這些位錯(cuò)發(fā)生了回復(fù)，導(dǎo)致碳化物對(duì)其的阻礙作用減弱。在后續(xù)拉伸的過(guò)程中只需要較小的應(yīng)力就可以使位錯(cuò)產(chǎn)生滑移，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度減小[11-12]。在較高的過(guò)時(shí)效溫度下，碳原子在過(guò)飽和馬氏體中的擴(kuò)散速率更快，馬氏體中含碳量的降低使碳原子的固溶強(qiáng)化效果減弱，導(dǎo)致組織更容易發(fā)生軟化，因此抗拉強(qiáng)度減小。其伸長(zhǎng)率隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高先減少后增大，這是由于過(guò)時(shí)效溫度升高后，淬火生成的馬氏體減少，在過(guò)時(shí)效階段發(fā)生回火分解的馬氏體減少，即270 ℃ 時(shí)發(fā)生回火分解的馬氏體的量少于240 ℃ 時(shí)的，因此伸長(zhǎng)率減小[13-15]。當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高至300 ℃ 時(shí)，碳原子容易發(fā)生擴(kuò)散，導(dǎo)致奧氏體的穩(wěn)定性提高，在隨后的第二階段淬火過(guò)程中生成的馬氏體減少，導(dǎo)致室溫下有相對(duì)較多的殘余奧氏體[16-17]。當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為300 ℃ 時(shí)，1500DP 鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為 849.70 MPa、1 419.64 MPa 和13.47%，強(qiáng)塑積為 19.12 GPa·%。

有研究[18] 表明：氫致延遲斷裂是由室溫可擴(kuò)散氫引起的，而不是由室溫非擴(kuò)散氫引起的；氫原子進(jìn)入鋼基體后會(huì)在位錯(cuò)、碳化物和晶界等氫陷阱處聚集。位錯(cuò)和小角度晶界屬于可逆氫陷阱，這類(lèi)氫陷阱與氫原子結(jié)合能較小，導(dǎo)致氫原子很容易從氫陷阱中逃脫成為可擴(kuò)散氫，在應(yīng)力集中處富集造成氫致延遲斷裂；碳化物和大角度晶界屬于不可逆氫陷阱，同樣對(duì)氫原子具有捕獲作用，這類(lèi)氫陷阱與氫原子結(jié)合能較大，使氫原子在室溫下無(wú)法脫附，因此屬于不可擴(kuò)散氫原子，并且對(duì)試樣的塑性幾乎沒(méi)有影響。在較低的過(guò)時(shí)效溫度下，只有部分淬火馬氏體發(fā)生回火分解，從中析出的碳化物較少，馬氏體中保留大量位錯(cuò)，這些位錯(cuò)和小角度晶界對(duì)氫原子進(jìn)行捕獲。在試樣的應(yīng)力變形過(guò)程中，被可逆氫陷阱捕獲的氫原子會(huì)逃脫并在鐵素體/馬氏體界面聚集，從而促進(jìn)鐵素體/馬氏體界面發(fā)生解理斷裂，導(dǎo)致1500DP 鋼充氫后的伸長(zhǎng)率遠(yuǎn)小于未充氫的[19-20]。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，更多的馬氏體發(fā)生回火分解，馬氏體中的位錯(cuò)密度和淬火內(nèi)應(yīng)力會(huì)降低，使鋼中可逆氫陷阱對(duì)氫原子的捕獲作用減弱。同時(shí)，隨著馬氏體回火過(guò)程中碳化物的析出量的增加和尺寸的增大，鋼中的不可逆氫陷阱濃度也會(huì)增加，此時(shí)以不可逆氫陷阱捕獲氫為主。因此，在較高溫度過(guò)時(shí)效時(shí)，可逆氫陷阱占比較低，其捕獲的氫原子較少；相反，不可逆氫陷阱占比較高，捕獲大量的氫原子，卻不能有效地釋放氫，導(dǎo)致鋼中的可擴(kuò)散氫減少，氫脆敏感性減弱[21-22]。

由于氫原子尺寸微小，容易滲透至鋼基體內(nèi)部，氫濃度是鋼氫脆敏感性的重要影響因素之一，鋼中的氫濃度與充氫時(shí)間和充氫電流密度密切相關(guān)[23]。1500DP 鋼與充氫溶液之間存在較大的氫擴(kuò)散濃度梯度，隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣中可擴(kuò)散的氫濃度逐漸增加并最終趨于飽和，當(dāng)充氫時(shí)間從5 min延長(zhǎng)到30 min 時(shí)，氫脆敏感性指數(shù)僅增大了3.29%，進(jìn)一步延長(zhǎng)充氫時(shí)間對(duì)氫脆敏感性影響不明顯。隨著充氫電流密度的增大，試樣表面的氫濃度增加，導(dǎo)致氫擴(kuò)散的濃度梯度增大。在相同時(shí)間內(nèi)，進(jìn)入鋼基體中的氫原子數(shù)量增加，因此，充氫電流密度越高，1500DP 鋼變得更容易受氫脆影響[24-25]。

4 結(jié) 論

（ 1） 隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高， 1500DP 鋼中的淬火內(nèi)應(yīng)力和位錯(cuò)密度降低，碳化物開(kāi)始析出，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸減小， 伸長(zhǎng)率先減小后增大。

（2）過(guò)時(shí)效溫度升高時(shí)，鋼基體中碳化物等不可逆氫陷阱的數(shù)量增加，位錯(cuò)和小角度晶界等可逆氫陷阱減少，使鋼中的可擴(kuò)散氫原子減少，有利于減弱氫脆敏感性。

（3）通過(guò)增大充氫電流密度和延長(zhǎng)充氫時(shí)間均能使氫擴(kuò)散濃度梯度增大，使進(jìn)入鋼基體中的氫原子數(shù)量增加、1500DP 鋼氫脆敏感性增強(qiáng)。