变形对汽车用铁素体不锈钢微观组织及抗氢性能的影响★

李 茜

（山西工程职业学院， 山西 太原 030009）

铁素体不锈钢具有良好的力学性能以及优异的耐腐蚀性，而且其相对价格较低，在日常家用电器、交通工具、工业生产以及储氢材料中应用广泛[1]。然而在生产生活实际应用过程中，氢致断裂往往造成难以弥补的灾难[2]。不管在何种情况下引入材料内部，当材料内部氢含量达到一定值后均会造成不同程度的损伤，因为汽车尾气中含有大量的H2S 气体，所以汽车排气筒用钢更容易受到氢脆的困扰。铁素体不锈钢材料内部存在大量能量较低的缺陷位置，可以作为氢陷阱，对氢的吸收、扩散及分布存在巨大作用[3]。材料内部氢陷阱主要为：空位、位错、孪晶界、晶界、第二相析出以及夹杂物等[4]。有关氢脆的研究已有很多，但由于氢原子的特殊性和设备的局限性，在微观尺度检测以及断裂机理方面的研究还远远不够。

本文以汽车用430 铁素体不锈钢为研究对象，对材料进行充氢，将相同厚度的实验钢在退火态、20%和40%轧制态三种状态下，分析其拉伸性能、氢含量等，研究变形对430 铁素体不锈钢抗氢性能的影响。

1 实验材料与方法

实验材料为太钢提供5 mm 厚退火态430 铁素体不锈钢。

轧制工艺为将5mm 厚的钢条冷轧成三种厚度，分别为2 mm、2.5 mm 和3.3 mm，然后在800 ℃退火20 min，最后都冷轧至2 mm 厚板，之后拉伸试样在1 mol/L NaOH+1 g/L 硫脲中50 mA/cm2的电流密度下充氢4 h，图1 为充氢所用装置，然后以3.3×10-4/s 的速率慢应变拉伸[5]。

图1 电化学充氢示意图

表1 实验用钢的化学成分 %

为保证充氢溶液的唯一性，每对一个试样进行充氢试验后，均需要更换相同的电解液进行下个试样的充氢试验。待充氢拉伸试样接入电源负极，电源正极接入金属铂片，因电化学反应，负极区发生析氢反应：H++e-=[H]。电化学反应产生大量的氢原子，氢原子很容易结合形成氢分子，因而硫脲的加入是为了减少氢原子大量的结合为氢分子，避免降低阴极试样表面的氢原子浓度，最终实现有效的电化学阴极充氢实验。氢离子与金属表面相互作用，吸附于金属表面，后发生一系列化学反应，最终成为溶解在材料内部的氢[6]。

下文中将2mm 退火的试样标记为A（Annealing），轧制的试样标记为R（Rolling），充氢后标记为-H，如R40%表示40%轧制态的未充氢实验钢，A-H 表示退火态充氢后的实验钢。

2 实验结果与分析

2.1 拉伸性能

图2 分别显示了在不同状态下实验钢的应力-应变曲线。

图2 不同状态实验钢充氢前后拉伸曲线

分析图2 可知，随着变形，实验钢强度增大，塑性降低，这是由于变形细化晶粒同时使得位错密度增加；甚至在变形40%后，验钢伸长率仅有2%左右。

所有状态实验钢充氢后强度增大，充氢导致材料屈服强度上升，主要原因如下：一方面，氢原子对材料产生固溶强化作用；另一方面，充氢可以导致材料内部位错滑移局部化。氢促进局部塑性变形而导致“氢致硬化”[7-8]。

R40%-H 的变形曲线，用：

表示氢脆敏感性[9]，IHE（δ）为材料的氢致伸长率降低率，δ0为未充氢时的伸长率；δH为充氢后的伸长率。所有数据列于表2 中，可以看到退火态有轻微的氢脆敏感性，而轧制态氢脆敏感性较严重，R20%的氢脆敏感性高达81.6%，而R40%实验钢几乎完全没有抗氢性。

表2 各状态实验钢氢脆敏感性 %

在本实验中，随着变形量的增加，实验钢氢脆敏感性大幅度增加，一方面由于氢在体心立方（bcc）结构的铁素体不锈钢中的扩散系数为10-12m2/s，较容易扩散；另一方面，可动位错可以传输氢，造成氢局部偏聚，导致氢致裂纹形核，即位错密度提高会降低氢脆抗力[9]。故对于430 铁素体不锈钢，轧制态不适于在氢环境中使用。

2.2 氢含量

为了测量实验钢中氢含量随变形的变化过程，我们使用了热脱附谱仪（TDS）分析来定量检测氢的含量，充氢电流密度与充氢时间与拉伸实验中相同，TDS 从30℃到800℃进行升温，升温速率为100℃/h。不同变形量下AISI 430 铁素体不锈钢的氢脱附率与温度曲线如图3-1 所示。三种实验钢在100 ℃左右均出现了一个明显的低温峰，这可能是由于晶界和位错所致，在400 ℃左右出现了一个轻微的高温峰，这可能是由于铁素体钢中析出物所致，而且随着变形量的增大两个峰的峰值越来越高，低温峰尤其明显，这是因为大变形量实验钢中位错更多。图3-2 为三种变形量的实验钢中的氢含量。随着温度的升高，预充氢逐渐释放，可以看到退火态实验钢中最终释放氢含量（质量分数）3.2×10-6，20%变形量的实验钢含有4.8×10-6氢，而40%变形量的实验钢含有6.0×10-6氢，很明显，随着变形量的增大，实验钢预充氢含量逐渐增多，与2.1 节中所述氢脆敏感性对应，也就是说，实验钢变形量越大，位错等缺陷越多，预充氢含量越多，氢脆敏感性越高，也能看出，极少量的氢就会对铁素体不锈钢塑性产生极大的影响。

图3 不同状态实验钢TDS 分析结果

2.3 氢脆机理

氢原子容易在晶格间隙、裂纹尖端、析出相附近等位置富集，而高浓度的氢可能引起晶格内结合强度的显著降低，减弱解理面或晶界的结合，从而导致解理和准解理裂纹扩展。下页图4 为氢致开裂示意图[7]。

图4 氢聚集在（i）晶格间隙（ii）裂纹尖端（iii）析出相与基体界面处

而氢的存在导致材料塑性的严重损失，这归因于氢与内部组织及各种缺陷的相互作用关系。因体心立方结构材料特有的高氢扩散速率特征，氢以位错、空位等组织缺陷为主的扩散通道，在拉伸实验过程中，氢随组织形变快速扩散至微裂纹尖端。一方面氢原子以固溶原子的形式有效提高了材料力学性能；另一方面加速裂纹扩散，导致材料失效断裂。变形后充氢材料断口表面解理断裂区的形成主要归因于材料组织内局部区域高的氢浓度，当氢浓度达到一定临界值时则会导致原子界面结合强度的降低，致使微裂纹的形成。Ta¨htinen[10]与Malitckii[11]等人研究表明，铁素体不锈钢中充氢后微裂纹的形成与扩展主要沿{110}晶面。

3 结论

1）随着逐渐增大的变形量，430 铁素体不锈钢强度升高，塑性降低。

2）430 铁素体不锈钢退火态充氢后，有轻微的氢脆敏感性，但轧制态充氢后氢脆敏感性极高,不适合用在有氢环境中。

3）随着变形量的增大，相同充氢条件下实验钢的氢含量越多，在100 ℃左右有明显低温峰，释放由晶界和位错吸附的氢，在400 ℃左右有微弱的高温峰，释放由析出物吸附的氢。