過時效溫度對1500 雙相鋼氫脆敏感性的影響

摘要：對經過850 ℃ 連續退火處理的C-Mn-Si 系1500 雙相（double-phase，DP）鋼進行了不同溫度的過時效處理。利用電化學充氫和慢應變速率拉伸實驗研究了過時效溫度、充氫電流密度和充氫時間對1500DP 鋼的氫脆敏感性的影響。利用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡對1500DP 鋼的微觀組織和充氫斷口形貌進行了表征。實驗結果表明： 在過時效溫度從240 ℃ 升高到300 ℃ 時，1500DP 鋼的抗拉強度和屈服強度均減小，伸長率先減小后增大；隨著過時效溫度的升高，氫脆敏感性減弱，其中過時效溫度為300 ℃ 時減弱的幅度最為顯著。隨著充氫電流密度的增大和充氫時間的延長，1500DP 鋼中氫的質量分數顯著增加，氫脆敏感性也增強。

關鍵詞：1500 雙相鋼；過時效溫度；氫陷阱；氫脆敏感性

中圖分類號：TG 166.2 文獻標志碼：A

先進的高強度鋼是現代汽車工業快速發展的基石。雙相（double-phase，DP）鋼因其出色的綜合力學性能、良好的焊接和涂裝性能以及相對較低的成本，被廣泛應用于汽車結構件和車身材料中，以減輕整車重量并提高汽車的安全性能[1]。DP 鋼的組織由硬質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體的作用，使其具備較寬的力學性能調控區間和良好的強韌平衡，因此，在許多領域得到廣泛應用[2]。然而，在熔煉、酸洗和焊接等工藝過程中，鋼材中可能會滲入氫原子，從而引起氫脆問題[3]。

有研究[4] 表明，對淬火后的DP 鋼進行過時效處理不僅可以消除鋼中的殘余應力，使材料的塑性、韌性等力學性能得到提高，還可以通過改善鋼中的氫陷阱來增強材料的抗氫脆敏感性。張海霞等[5] 發現，隨著回火溫度的升高，大角度晶界數量增加，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變，減少了鋼中的可擴散氫濃度，使氫脆敏感性減弱。Wang 等[6] 發現碳化物在充氫過程中可作為不可逆氫陷阱，對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] 發現，隨著回火溫度的升高，碳化物和基體的界面情況會發生較大改變，由具有較強捕獲氫原子的共格、半共格界面轉變為在室溫下無法捕獲氫原子的非共格界面，因此，鋼基體中可擴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。

本文通過對1500DP 鋼進行微觀組織觀察、力學性能測試并結合預充氫慢應變速率拉伸實驗，研究了不同過時效溫度下1500DP 鋼的組織和力學性能變化， 探究了充氫時間和充氫電流密度對1500DP 鋼的氫脆敏感性的影響，以期為高強抗氫脆DP 鋼的設計和開發提供技術支持。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗所用鋼板的化學成分如表1 所示。采用熱模擬機（美國，Gleeble 3500-GTC）對1500DP 鋼的相變點進行測定，Ac1 和Ac3 溫度分別為751 ℃ 和947 ℃，Ms 和Mf 溫度分別為390 ℃ 和198 ℃。結合熱膨脹儀測定的臨界點溫度及DP 鋼連續退火工藝研究成果來制定工藝參數，最終確定1500DP 鋼的連續退火溫度為850 ℃，保溫80 s；過時效溫度為240、270、300 ℃，保溫280 s。熱處理工藝在連續退火模擬試驗機上進行，連續退火工藝如圖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，然后拋光至鏡面無劃痕。采用含4.0% 硝酸（體積分數）的酒精溶液進行刻蝕，刻蝕時間為8～10 s。利用DMI8A 倒置光學顯微鏡（optical microscope，OM）和FEI QUANTA450 掃描電子顯微鏡（scanning electronmicroscope， SEM） 對材料的微觀形貌進行分析和表征。

1.3 電化學充氫

利用線切割機將經不同溫度過時效后的1500DP鋼板沿軋制方向加工成拉伸試樣。拉伸試樣的標距段尺寸為 20.0 mm×4.0 mm×1.2 mm， 依次用400#、800#、1000#、1200#、1500#砂紙對標距段打磨。為了使標距段以外的部分不參與電化學充氫，使用絕緣防水膠帶將其密封。電化學充氫實驗采用0.5 mol/LH2SO4+1 g/L CH4N2S 的水溶液作為電化學充氫溶液，以高純鉑絲作陽極，預留標距段的充氫試樣作陰極。

1.4 力學性能測試

采用 UTM4304 型材料拉伸試驗機（深圳三思縱橫科技股份有限公司）對拉伸試樣進行常規拉伸測試。拉伸速率為 0.5 mm/min，通過引伸計記錄其應變，計算經不同溫度時效處理后試樣的抗拉強度和伸長率。

對預充氫后的試樣表面殘留的充氫溶液進行沖洗并吹干，以0.015 mm/min 的拉伸速率進行慢應變速率拉伸（slow strain rate tension，SSRT）測試，計算試樣在不同充氫條件下的抗拉強度和伸長率。通過公式（1）計算得到氫脆敏感性指數（σ），以σ 來表征鋼的氫脆敏感性。

1.5 氫質量分數測試

采用HTDS-002 氫熱脫附儀（thermal desorptionspectrometry， TDS）測量鋼中氫的質量分數。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面進行打磨，經過電化學充氫、丙酮清洗、干燥和稱重后，通過氫熱脫附儀對1500 鋼中氫的質量分數進行測定，實驗設定的加熱溫度范圍為22～822 ℃，升溫速率為200 ℃/h。

2 實驗結果

2.1 微觀組織表征

圖2 為1500DP 鋼在未時效和經過不同溫度過時效后的OM 圖。圖2 中的白色區域為鐵素體組織，灰黑色區域為馬氏體組織。在未時效時（見圖2a），1500DP 鋼中的馬氏體體積分數比時效處理后的更高，而且是以塊狀的淬火馬氏體為主。1500DP鋼在240 ℃ 過時效時（見圖2b），其組織為鐵素體和塊狀馬氏體，隨著過時效溫度的升高（見圖2b～d），組織中的塊狀馬氏體發生回火分解，導致塊狀馬氏體的量減少，片狀馬氏體的量增加。

圖3 為1500DP 鋼在未時效和不同溫度過時效后的SEM 圖。在未時效時（見圖3a）其組織為淬火馬氏體和少量鐵素體。過時效溫度為240 ℃ 時（見圖3b），其組織為多邊形鐵素體、淬火馬氏體和回火馬氏體，此時過時效溫度較低，在馬氏體島周圍沒有觀察到碳化物[8]。隨著過時效溫度的升高（見圖3b～d），淬火至Ms 以下時相變生成的馬氏體減少，島狀馬氏體發生回火分解，有少量碳化物析出，馬氏體由島狀轉變為板條狀，且板條的寬度變窄。過時效溫度越高，淬火馬氏體的板條越明顯。當過時效溫度較高時，C 原子的擴散速率較快，使形成的碳化物尺度大于低溫過時效時的，所以較高溫度過時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）為不同溫度過時效后的試樣未充氫和以2 mA/cm2 的電流密度預充氫1 min 后的慢應變速率拉伸曲線。從圖4（a）中可以看出，不管充氫與否，1500DP 鋼的拉伸曲線均無屈服平臺，呈現連續屈服現象。隨著過時效溫度的升高，試樣的抗拉強度和屈服強度均逐漸減小，240 ℃ 時屈服強度和抗拉強度最大，分別為939.90 MPa 和1 496.50 MPa，300 ℃ 時屈服強度和抗拉強度減小到849.70 MPa和1 287.10 MPa。隨著過時效溫度的升高，柯氏氣團對位錯的釘扎作用減弱，從而使位錯滑移所需要的作用力減小，使1500DP 鋼的屈服強度減小。抗拉強度主要取決于馬氏體相的比例和其含碳量，隨著過時效溫度的升高，碳原子容易發生轉移和擴散，固溶在馬氏體中的碳會以碳化物的形式析出，導致馬氏體中的含碳量降低。未充氫時1500DP 鋼的伸長率均在10% 以上，隨著過時效溫度的升高其伸長率出現小幅度的波動，呈現先減小后增大的趨勢。

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

圖5 為1500DP 鋼不同溫度過時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1500DP 鋼的拉伸斷口呈現韌性斷裂，韌窩數量多且深。充氫后其斷口呈現不同的形貌特征，過時效溫度為240 ℃ 時，主要以脆性的準解理斷裂為主。隨著過時效溫度升高至270 ℃ 時，斷口呈現混合斷裂形貌，脆性準解理特征減弱，局部區域仍呈現撕裂棱和河流花樣。過時效溫度為300 ℃ 時，脆性準解理特征基本消失，主要呈現韌性斷裂，存在少量小且淺的韌窩。

2.3 氫脆敏感性

圖6 為1500DP 鋼經300 ℃ 過時效后，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 鋼的屈服強度、抗拉強度和伸長率均有不同幅度的減小。當充氫電流密度從1 mA/cm2 增大到15 mA/cm2 時， 其抗拉強度從1 372.85 MPa 減小到1 182.47 MPa，伸長率從10.69%減小到1.92%，氫脆敏感性指數從20.68% 增大到85.79%，綜合力學性能隨充氫電流密度的增大而變差， 同時氫脆敏感性大幅增強。當充氫時間從1 min 延長到5 min 時，其抗拉強度從1 338.80 MPa減小到1 076.91 MPa，伸長率從7.7% 減小到2.9%，氫脆敏感性指數從42.86% 減小到75.19%，此時氫濃度臨近飽和，再延長充氫時間對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，隨著充氫時間的延長和充氫電流密度的增大，鋼中氫的質量分數顯著增加。表2 為TDS 測得不同充氫工藝條件下鋼中氫的質量分數。由表2 可知，無論是延長充氫時間還是增大充氫電流密度都可以有效地增加1500DP 鋼中氫的質量分數。當電流密度為2 mA/cm2，充氫時間從1 min 延長到30 min 時， 鋼中氫的質量分數由1.2×10?7 增加到4.3×10?7；當充氫時間為1 min，充氫電流密度從2 mA/cm2 增大到15 mA/cm2 時，鋼中氫的質量分數由1.2×10?7 增加到5.5×10?7。

3 討 論

過時效處理是DP 鋼在生產過程中不可或缺的一環，對其組織的調控和性能的改善有著重要的作用[10]。隨著過時效溫度的升高，1500DP 鋼屈服強度和抗拉強度均減小，而伸長率先減小后增大。屈服強度下降的原因：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/馬氏體界面區域存在大量可動位錯，這些位錯發生了回復，導致碳化物對其的阻礙作用減弱。在后續拉伸的過程中只需要較小的應力就可以使位錯產生滑移，導致屈服強度減小[11-12]。在較高的過時效溫度下，碳原子在過飽和馬氏體中的擴散速率更快，馬氏體中含碳量的降低使碳原子的固溶強化效果減弱，導致組織更容易發生軟化，因此抗拉強度減小。其伸長率隨著過時效溫度的升高先減少后增大，這是由于過時效溫度升高后，淬火生成的馬氏體減少，在過時效階段發生回火分解的馬氏體減少，即270 ℃ 時發生回火分解的馬氏體的量少于240 ℃ 時的，因此伸長率減小[13-15]。當過時效溫度進一步升高至300 ℃ 時，碳原子容易發生擴散，導致奧氏體的穩定性提高，在隨后的第二階段淬火過程中生成的馬氏體減少，導致室溫下有相對較多的殘余奧氏體[16-17]。當過時效溫度為300 ℃ 時，1500DP 鋼的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為 849.70 MPa、1 419.64 MPa 和13.47%，強塑積為 19.12 GPa·%。

有研究[18] 表明：氫致延遲斷裂是由室溫可擴散氫引起的，而不是由室溫非擴散氫引起的；氫原子進入鋼基體后會在位錯、碳化物和晶界等氫陷阱處聚集。位錯和小角度晶界屬于可逆氫陷阱，這類氫陷阱與氫原子結合能較小，導致氫原子很容易從氫陷阱中逃脫成為可擴散氫，在應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，同樣對氫原子具有捕獲作用，這類氫陷阱與氫原子結合能較大，使氫原子在室溫下無法脫附，因此屬于不可擴散氫原子，并且對試樣的塑性幾乎沒有影響。在較低的過時效溫度下，只有部分淬火馬氏體發生回火分解，從中析出的碳化物較少，馬氏體中保留大量位錯，這些位錯和小角度晶界對氫原子進行捕獲。在試樣的應力變形過程中，被可逆氫陷阱捕獲的氫原子會逃脫并在鐵素體/馬氏體界面聚集，從而促進鐵素體/馬氏體界面發生解理斷裂，導致1500DP 鋼充氫后的伸長率遠小于未充氫的[19-20]。隨著過時效溫度的升高，更多的馬氏體發生回火分解，馬氏體中的位錯密度和淬火內應力會降低，使鋼中可逆氫陷阱對氫原子的捕獲作用減弱。同時，隨著馬氏體回火過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增加，此時以不可逆氫陷阱捕獲氫為主。因此，在較高溫度過時效時，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，導致鋼中的可擴散氫減少，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間和充氫電流密度密切相關[23]。1500DP 鋼與充氫溶液之間存在較大的氫擴散濃度梯度，隨著充氫時間的延長，試樣中可擴散的氫濃度逐漸增加并最終趨于飽和，當充氫時間從5 min延長到30 min 時，氫脆敏感性指數僅增大了3.29%，進一步延長充氫時間對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，導致氫擴散的濃度梯度增大。在相同時間內，進入鋼基體中的氫原子數量增加，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 論

（ 1） 隨著過時效溫度的升高， 1500DP 鋼中的淬火內應力和位錯密度降低，碳化物開始析出，抗拉強度和屈服強度逐漸減小， 伸長率先減小后增大。

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

（3）通過增大充氫電流密度和延長充氫時間均能使氫擴散濃度梯度增大，使進入鋼基體中的氫原子數量增加、1500DP 鋼氫脆敏感性增強。