《工程科学学报》：Fe−Mn−（Al）−C 高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展（安徽工业大学）

工程科学学报 Chinese Journal of Engineering FeMn(Al)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 章小峰万亚雄武学俊阙中伟黄贞益 Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in Fe-Mn-(Al)-C high-strength-and- toughness steel ZHANG Xiao-feng.WAN Ya-xiong.WU Xue-jun,KAN Zhong-wei,HUANG Zhen-yi 引用本文： 章小峰，万亚雄，武学俊，阚中伟，黄贞益.FeM(A)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展.工程科学学报，2020,42(8： 949-962.doi:10.13374j.issn2095-9389.2019.11.05.005 ZHANG Xiao-feng.WAN Ya-xiong,WU Xue-jun,KAN Zhong-wei,HUANG Zhen-yi.Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in FeMn(Al)C high-strength-and-toughness steel[J].Chinese Journal of Engineering. 2020,42(8:949-962.doi:10.13374.issn2095-9389.2019.11.05.005 在线阅读View online::htps/ldoi.org/10.13374/.issn2095-9389.2019.11.05.005 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in X70管线钢及焊缝在模拟煤制气含氢环境下的氢脆敏感性 Hydrogen embrittlement susceptibility of the X70 pipeline steel substrate and weld in simulated coal gas containing hydrogen environment 工程科学学报.2017,394：535 https:1doi.org/10.13374j.issn2095-9389.2017.04.008 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报.2019,41（⑤）：557htps:/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.05.002 高洁净度齿轮钢中非金属夹杂物的检测方法 Detection of nonmetallic inclusion in high-strength gear steel with high cleanliness 工程科学学报.2020.42(7)：912htps:/1doi.org10.13374j.issn2095-9389.2019.07.15.005 FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels 工程科学学报.2020,42(7)：814 https:ldoi.org10.13374.issn2095-9389.2019.08.27.002 析出强化与李晶强化在Fe-24Mn-3Si-3 AI TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报.2017,39(6)：854 https:loi.org10.13374.issn2095-9389.2017.06.006 钛稀土复合处理对C-M钢粗晶热影响区组织及韧性的影响 Influence of Ti-rare earth addition on microstructure and toughness of coarse grain heat-affected zone in C-Mn steel 工程科学学报.2017,396：846htps:1doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.06.005

FeMn(Al)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 章小峰 万亚雄 武学俊 阚中伟 黄贞益 Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in Fe–Mn–(Al)–C high-strength-and￾toughness steel ZHANG Xiao-feng, WAN Ya-xiong, WU Xue-jun, KAN Zhong-wei, HUANG Zhen-yi 引用本文: 章小峰, 万亚雄, 武学俊, 阚中伟, 黄贞益. FeMn(Al)C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展[J]. 工程科学学报, 2020, 42(8): 949-962. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005 ZHANG Xiao-feng, WAN Ya-xiong, WU Xue-jun, KAN Zhong-wei, HUANG Zhen-yi. Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in FeMn(Al)C high-strength-and-toughness steel[J]. Chinese Journal of Engineering, 2020, 42(8): 949-962. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in X70管线钢及焊缝在模拟煤制气含氢环境下的氢脆敏感性 Hydrogen embrittlement susceptibility of the X70 pipeline steel substrate and weld in simulated coal gas containing hydrogen environment 工程科学学报. 2017, 39(4): 535 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.04.008 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报. 2019, 41(5): 557 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.05.002 高洁净度齿轮钢中非金属夹杂物的检测方法 Detection of nonmetallic inclusion in high-strength gear steel with high cleanliness 工程科学学报. 2020, 42(7): 912 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.15.005 FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels 工程科学学报. 2020, 42(7): 814 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 析出强化与孪晶强化在Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报. 2017, 39(6): 854 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.006 钛稀土复合处理对C-Mn钢粗晶热影响区组织及韧性的影响 Influence of Ti-rare earth addition on microstructure and toughness of coarse grain heat-affected zone in C-Mn steel 工程科学学报. 2017, 39(6): 846 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.005

工程科学学报.第42卷，第8期：949-962.2020年8月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.8:949-962,August 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005;http://cje.ustb.edu.cn Fe-Mn-(Al)-C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 章小峰1,2)区，万亚雄2，武学俊12)，阚中伟2)，黄贞益2) 1)治金工程与资源综合利用安徽省重点实验室（安徽工业大学）.马鞍山2430022)安徽工业大学治金工程学院，马鞍山243002 ☒通信作者，E-mail:egzxf@ahut..edu.cn 摘要随着汽车行业的快速发展，轻量化汽车用钢的研发和应用越来越广泛.抗拉强度超过1000MPa的第二、三代汽车用 钢往往是复相组织，通过固溶、析出、变形、细晶强化等各种强化方式，在基体中形成大量缺陷，导致钢材服役过程中对氢更 加敏感，容易在很小的氢溶解条件下发生氢脆.Fe-Mn-C系、Fe-Mn-A-C系等含Mn量高的汽车结构用钢因层错能较高， 不仅直接决定了其强韧性机制，还对其服役性能有重要影响.在Fe-Mn-C系TWIP钢的成分基础上，添加少量AI元素，形成 F©-Mn-(I)-C钢，不仅能降低钢材密度，提高钢材的强韧性，也因Al元素改变了钢材的微观组织构成，一定程度上令氢脆得 到缓解.但当A!含量较高时，形成低密度钢，其组织构成更加复杂，析出物更多，导致氢脆敏感性更显著.本文从 Fe-Mn-(AI)-C高强韧性钢的组织构成、第二相、晶体缺陷等特征出发，综述了H在Fe-Mn-(A)C钢中的渗透、溶解和扩散 行为，H与基体组织、析出相、晶格缺陷的交互作用，H在钢中的作用模型、氢脆机制、氢脆评价手段和方法等.并评述了 F©-M-(AI)-C高强韧性钢氢脆问题开展的相关研究工作和最新发展动态，指出通过第一性原理计算、分子动力学模拟和借 助氢原子微印技术、三维原子探针等物理实验相结合的方法是从微观层面揭示高强韧性钢氢脆机制的未来发展方向 关键词低密度钢：TWIP:氢脆：晶格缺陷：微观机制 分类号TG142.1 Research progress toward hydrogen embrittlement microstructure mechanism in Fe-Mn-(Al)C high-strength-and-toughness steel ZHANG Xiao-feng,WAN Ya-xiong2),WU Xue-jun2,KAN Zhong-wei2),HUANG Zhen-yi2) 1)Anhui Province Key Laboratory of Metallurgical Engineering and Resources Recycling(Anhui University of Technology).Maanshan 243002,China 2)School of Metallurgical Engineering.Anhui University of Technology,Maanshan 243002,China Corresponding author,E-mail:egzxf@ahut.edu.cn ABSTRACT With the rapid development of the automobile industry,the development and application of lightweight automobile steel are increasingly extensive.The second-and third-generation automobile steels with a tensile strength of over 1000 MPa are usually of duplex structure.Through solid solution strengthening,precipitation,deformation,fine grain strengthening,and other strengthening methods,a large number of defects are formed in the matrix,which makes the steel more sensitive to hydrogen in the service process and prone to hydrogen embrittlement under very small hydrogen dissolution conditions.The high-Mn content steels Fe-Mn-C and Fe-Mn-Al-C steels have high stacking fault energy,which not only influences their strength and toughness but also significantly affects their service performance.Based on the composition of twinning-induced plasticity (TWIP)steel of the Fe-Mn-C system,adding a small amount of Al element to form Fe-Mn-(Al)C steel can not only reduce the steel density and improve the steel strength and toughness but also change the steel microstructure to a certain extent;the effect on the microstructure reduces the steel susceptibility to hydrogen embrittlement.However,when the Al content is high,low-density steel with a more complex structure is formed,and the 收稿日期：2019-11-05 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51674004)

Fe−Mn−(Al)−C 高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 章小峰1,2) 苣，万亚雄1,2)，武学俊1,2)，阚中伟1,2)，黄贞益1,2) 1) 冶金工程与资源综合利用安徽省重点实验室（安徽工业大学），马鞍山 243002    2) 安徽工业大学冶金工程学院，马鞍山 243002 苣通信作者，E-mail: egzxf@ahut.edu.cn 摘    要    随着汽车行业的快速发展，轻量化汽车用钢的研发和应用越来越广泛. 抗拉强度超过 1000 MPa 的第二、三代汽车用 钢往往是复相组织，通过固溶、析出、变形、细晶强化等各种强化方式，在基体中形成大量缺陷，导致钢材服役过程中对氢更 加敏感，容易在很小的氢溶解条件下发生氢脆. Fe−Mn−C 系、Fe−Mn−Al−C 系等含 Mn 量高的汽车结构用钢因层错能较高， 不仅直接决定了其强韧性机制，还对其服役性能有重要影响. 在 Fe−Mn−C 系 TWIP 钢的成分基础上，添加少量 Al 元素，形成 Fe−Mn−(Al)−C 钢，不仅能降低钢材密度，提高钢材的强韧性，也因 Al 元素改变了钢材的微观组织构成，一定程度上令氢脆得 到缓解. 但当 Al 含量较高时 ，形成低密度钢 ，其组织构成更加复杂 ，析出物更多 ，导致氢脆敏感性更显著. 本文从 Fe−Mn−(Al)−C 高强韧性钢的组织构成、第二相、晶体缺陷等特征出发，综述了 H 在 Fe−Mn−(Al)−C 钢中的渗透、溶解和扩散 行为，H 与基体组织、析出相、晶格缺陷的交互作用，H 在钢中的作用模型、氢脆机制、氢脆评价手段和方法等. 并评述了 Fe−Mn−(Al)−C 高强韧性钢氢脆问题开展的相关研究工作和最新发展动态，指出通过第一性原理计算、分子动力学模拟和借 助氢原子微印技术、三维原子探针等物理实验相结合的方法是从微观层面揭示高强韧性钢氢脆机制的未来发展方向. 关键词    低密度钢；TWIP；氢脆；晶格缺陷；微观机制 分类号    TG142.1 Research  progress  toward  hydrogen  embrittlement  microstructure  mechanism  in Fe–Mn–(Al)–C high-strength-and-toughness steel ZHANG Xiao-feng1,2) 苣 ，WAN Ya-xiong1,2) ，WU Xue-jun1,2) ，KAN Zhong-wei1,2) ，HUANG Zhen-yi1,2) 1) Anhui Province Key Laboratory of Metallurgical Engineering and Resources Recycling (Anhui University of Technology), Maanshan 243002, China 2) School of Metallurgical Engineering, Anhui University of Technology, Maanshan 243002, China 苣 Corresponding author, E-mail: egzxf@ahut.edu.cn ABSTRACT    With the rapid development of the automobile industry, the development and application of lightweight automobile steel are increasingly extensive. The second- and third-generation automobile steels with a tensile strength of over 1000 MPa are usually of duplex  structure.  Through  solid  solution  strengthening,  precipitation,  deformation,  fine  grain  strengthening,  and  other  strengthening methods, a large number of defects are formed in the matrix, which makes the steel more sensitive to hydrogen in the service process and prone  to  hydrogen  embrittlement  under  very  small  hydrogen  dissolution  conditions.  The  high-Mn  content  steels  Fe−Mn−C  and Fe−Mn−Al−C steels have high stacking fault energy, which not only influences their strength and toughness but also significantly affects their  service  performance.  Based  on  the  composition  of  twinning-induced  plasticity  (TWIP)  steel  of  the  Fe−Mn−C  system,  adding  a small  amount  of  Al  element  to  form  Fe−Mn−(Al)−C  steel  can  not  only  reduce  the  steel  density  and  improve  the  steel  strength  and toughness but also change the steel microstructure to a certain extent; the effect on the microstructure reduces the steel susceptibility to hydrogen  embrittlement.  However,  when  the  Al  content  is  high,  low-density  steel  with  a  more  complex  structure  is  formed,  and  the 收稿日期: 2019−11−05 基金项目: 国家自然科学基金资助项目（51674004） 工程科学学报，第 42 卷，第 8 期：949−962，2020 年 8 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 8: 949−962, August 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.05.005; http://cje.ustb.edu.cn

950 工程科学学报，第42卷，第8期 precipitates are more,which leads to a more significant sensitivity to hydrogen embrittlement.In this paper,the permeation,dissolution, and diffusion behavior of H in Fe-Mn-(Al)-C high-strength-and-toughness-steel:the interaction between H and the matrix structure,the precipitated phase,and lattice defects;the model of H in steel;the hydrogen embrittlement mechanism;and the methods of hydrogen embrittlement evaluation were summarized based on the structure,second phase,and crystal defects of Fe-Mn-(Al)-C high-strength- and-toughness steel.The related research work and the latest developments of the hydrogen embrittlement of Fe-Mn-(Al)-C high- strength-and-toughness steel were reviewed.The development direction of the hydrogen embrittlement microstructure mechanism of high-strength-and-toughness steel was revealed by combining first-principle calculations,molecular dynamics simulation,and physical experiments such as hydrogen atom microprinting technology and three-dimensional atomic probe analysis. KEY WORDS low-density steel;twinning-induced plasticity:hydrogen embrittlement;lattice defect;microstructure mechanism 随着第二代、第三代高强汽车钢的抗拉强度 Adsorbed H Normal 超过1000MPa.随之而来的是高强钢的延性断裂 Grain interstitial 问题愈发突出-]在对高强钢延性断裂检测分析 boundary lattice site 中，往往伴随着氢脆(Hydrogen embrittlement,.HE)、 H+vacancy- 氢蚀、氢鼓泡、白点或发纹、显微穿孔、流变性能 H at dislocation core 退化和形成金属氢化物等，极大地损伤了钢基体 and H atmosphere 的性能刂钢的强度级别越高，对氢越敏感，对其 图1晶体缺陷中氢脆现象及示意图两 服役造成了严重的制约阿 Fig.I Hydrogen embrittlement phenomena and mechanisms!4 目前，Fe-Mn-C系、Fe-Mn-Al-C系等含Mn量 界、非金属夹杂物等处 高的汽车结构用钢正受到极大的关注，各种强韧 在内应力、应变或温度变化等作用下，溶解在 化机制的高强韧钢层出不穷61o早期的Fe-Mn-C 钢基相中的氢与第二相、晶体缺陷、夹杂物交互 系TWIP钢(Twinning-induced plasticity,TWIP)借 作用，部分氢在扩散时被某些缺陷捕捉，形成氢陷 鉴了作为耐磨钢的高锰钢四，再通过添加A!元素 阱5-部分暂储在陷阱中的氢借助扩散通道逃 进行轻量化设计成Fe-Mn-A-C系TWIP钢或低 逸出陷阱，形成流动氢原子并择址富聚.作用持续 密度钢（往往含A1质量分数>3%），往往被用在 时间越长，聚集在局域内的氢就会越多，越容易诱 B门柱上，通过相变、孪晶、微带、晶粒细化、第 发氢致脆断7刀 二相析出等方式实现高强韧性的同时，也给加工、 1.1Fe-Mn-(A)-C系钢的组织结构特征 服役过程中氢元素依附钢基体提供了便利的通道 1.11奥氏体、铁素体与马氏体 和陷阱，容易造成延迟断裂2-] Fe-Mn-(AI)C系高强韧钢中Al元素不仅降 本文试图从氢与品体缺陷微观作用机制的角 低了合金密度，还提高了合金层错能，有利于孪晶 度对Fe-Mn-(AI)一C系高强钢中氢陷阱类型与特 的形成8-yA元素还扩大了钢的晶格常数，影响 征、氢与钢中缺陷的交互作用、以及氢脆模型的 到钢中同素异形体的热力学稳定性.当钢中A1含 表达和评价方法等方面进行综述，以期对该类高 量较多，需要添加较多的C元素进行复相组织的 强钢的氢脆及服役性能研究更加清晰、深入. 调控与平衡，且因A!元素的增加易发生奥氏体调 幅分解，生成kappa碳化物，影响到热处理时C和 1Fe-Mn-(AI)-C高强韧性钢中的氢陷阱 Mn在基体中的分布状态和其它析出相的生成.依 在服役环境中大量氢离子的作用下，氢不仅 具体成分和工艺不同，其基体组织主要有FCC奥 存在于基相、第二析出相和夹杂物中，也在晶体缺 氏体、BCC铁素体和HCP马氏体等，其晶格参 陷（如空位、位错、层错、晶界、相界等）中偏聚， 数、原子半径r和原子间隙如表1所示2 如图1所示通常，氢原子、氢离子在钢材表面 受金属晶格中的占位和扩散能垒的影响，氢 通过物理吸附、化学吸附、溶解、扩散等过程才得 在各基相中扩散速率和固溶度也各不相同1-2) 以进入到钢基体某个位置，形成氢原子团、正负氢 就原子晶格排布而言，BCC晶格较FCC、HCP晶 离子或氢分子.由于氢原子直径最小，容易流动到 格明显要松弛，氢原子在BCC品格中的扩散系数 钢基体缺陷部位，如应力集中区和位错密集区、晶 也最大，具有极高的可流动性2通过第一性原理 体点阵的间隙位置，以及气孔、微裂纹、晶界、相 计算(The ab initio calculation),在不同绝对温度

precipitates are more, which leads to a more significant sensitivity to hydrogen embrittlement. In this paper, the permeation, dissolution, and diffusion behavior of H in Fe−Mn−(Al)−C high-strength-and-toughness-steel; the interaction between H and the matrix structure, the precipitated phase, and lattice defects; the model of H in steel; the hydrogen embrittlement mechanism; and the methods of hydrogen embrittlement evaluation were summarized based on the structure, second phase, and crystal defects of Fe−Mn−(Al)−C high-strength￾and-toughness  steel.  The  related  research  work  and  the  latest  developments  of  the  hydrogen  embrittlement  of  Fe−Mn−(Al)−C  high￾strength-and-toughness  steel  were  reviewed.  The  development  direction  of  the  hydrogen  embrittlement  microstructure  mechanism  of high-strength-and-toughness steel was revealed by combining first-principle calculations, molecular dynamics simulation, and physical experiments such as hydrogen atom microprinting technology and three-dimensional atomic probe analysis. KEY WORDS    low-density steel；twinning-induced plasticity；hydrogen embrittlement；lattice defect；microstructure mechanism 随着第二代、第三代高强汽车钢的抗拉强度 超过 1000 MPa，随之而来的是高强钢的延性断裂 问题愈发突出[1−2] . 在对高强钢延性断裂检测分析 中，往往伴随着氢脆（Hydrogen embrittlement, HE）、 氢蚀、氢鼓泡、白点或发纹、显微穿孔、流变性能 退化和形成金属氢化物等，极大地损伤了钢基体 的性能[3−4] . 钢的强度级别越高，对氢越敏感，对其 服役造成了严重的制约[5] . 目前，Fe−Mn−C 系、Fe−Mn−Al−C 系等含 Mn 量 高的汽车结构用钢正受到极大的关注，各种强韧 化机制的高强韧钢层出不穷[6−10] . 早期的 Fe−Mn−C 系 TWIP 钢 （ Twinning-induced  plasticity， TWIP） 借 鉴了作为耐磨钢的高锰钢[11] ，再通过添加 Al 元素 进行轻量化设计成 Fe−Mn−Al−C 系 TWIP 钢或低 密度钢（往往含 Al 质量分数>3%） ，往往被用在 B 门柱上. 通过相变、孪晶、微带、晶粒细化、第 二相析出等方式实现高强韧性的同时，也给加工、 服役过程中氢元素依附钢基体提供了便利的通道 和陷阱，容易造成延迟断裂[12−13] . 本文试图从氢与晶体缺陷微观作用机制的角 度对 Fe−Mn−(Al)−C 系高强钢中氢陷阱类型与特 征、氢与钢中缺陷的交互作用、以及氢脆模型的 表达和评价方法等方面进行综述，以期对该类高 强钢的氢脆及服役性能研究更加清晰、深入. 1    Fe−Mn−(Al)−C 高强韧性钢中的氢陷阱 在服役环境中大量氢离子的作用下，氢不仅 存在于基相、第二析出相和夹杂物中，也在晶体缺 陷（如空位、位错、层错、晶界、相界等）中偏聚， 如图 1 所示[14] . 通常，氢原子、氢离子在钢材表面 通过物理吸附、化学吸附、溶解、扩散等过程才得 以进入到钢基体某个位置，形成氢原子团、正负氢 离子或氢分子. 由于氢原子直径最小，容易流动到 钢基体缺陷部位，如应力集中区和位错密集区、晶 体点阵的间隙位置，以及气孔、微裂纹、晶界、相 界、非金属夹杂物等处. 在内应力、应变或温度变化等作用下，溶解在 钢基相中的氢与第二相、晶体缺陷、夹杂物交互 作用，部分氢在扩散时被某些缺陷捕捉，形成氢陷 阱[15−16] . 部分暂储在陷阱中的氢借助扩散通道逃 逸出陷阱，形成流动氢原子并择址富聚. 作用持续 时间越长，聚集在局域内的氢就会越多，越容易诱 发氢致脆断[17] . 1.1    Fe−Mn−(Al)−C 系钢的组织结构特征 1.1.1    奥氏体、铁素体与马氏体 Fe−Mn−(Al)−C 系高强韧钢中 Al 元素不仅降 低了合金密度，还提高了合金层错能，有利于孪晶 的形成[18−19] . Al 元素还扩大了钢的晶格常数，影响 到钢中同素异形体的热力学稳定性. 当钢中 Al 含 量较多，需要添加较多的 C 元素进行复相组织的 调控与平衡，且因 Al 元素的增加易发生奥氏体调 幅分解，生成 κappa 碳化物，影响到热处理时 C 和 Mn 在基体中的分布状态和其它析出相的生成. 依 具体成分和工艺不同，其基体组织主要有 FCC 奥 氏体、 BCC 铁素体和 HCP 马氏体等 ，其晶格参 数、原子半径 r 和原子间隙如表 1 所示[20] . 受金属晶格中的占位和扩散能垒的影响，氢 在各基相中扩散速率和固溶度也各不相同[21−23] . 就原子晶格排布而言，BCC 晶格较 FCC、HCP 晶 格明显要松弛，氢原子在 BCC 晶格中的扩散系数 也最大，具有极高的可流动性[24] . 通过第一性原理 计算（ The ab initio calculation） ，在不同绝对温度 Adsorbed H Normal interstitial lattice site H+vacancy H at dislocation core and H atmosphere Grain boundary 图 1    晶体缺陷中氢脆现象及示意图[14] Fig.1    Hydrogen embrittlement phenomena and mechanisms[14] · 950 · 工程科学学报，第 42 卷，第 8 期

章小峰等：Fe-M-(A)-C高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 951 表1a-Fe、-Fe和&-Fe的品格特征 Table 1 Crystallographic characteristics of a-Fe.y-Fe,and E-Fe structures Type of crystal structure Lattice constant/nm Atomic radius,r/nm Size of tetrahedral Size of octahedral Hydrogen atomic radius/ interstice/nm interstice/nm nm FCC a=b=c=0.344 r=V2a/4=0.1216 0.225=0.0274 0.414=0.0503 0.037 BCC a=b==0.286 r=V5a/4=0.1238 0.291=0.0360 0.154=0.0191 HCP =b=0.245,cla=0.1584 r=a/2=0.1225 0.225=0.0275 0.414=0.0507 (T)条件下，得出氢在BCC、FCC和HCP晶体的扩 径沿O位一T位一O位；在HCP铁晶体中，氢原子 散系数分别为1.379×10e-12mcm2-g、3.22× 稳定扩散路径是从O位一0位，氢扩散的迁移能 10e-842s0cm2s1和6.161×10e-8830ncm2s-12 比在FCC晶格中高，这导致了H在HCP晶格中的 就晶体结构而言，FCC、BCC、HCP晶体中均 低扩散率，且氢在HCP晶格中扩散具有依赖于 存在四面体(Tetrahedral site,T位)和八面体 cla比的各向异性1鉴于钢的晶体结构与成分、 (Octahedral site,.O位)两种类型的间隙，如图2所 温度密切相关，氢原子在不同状态钢中的溶解度、 示只不过各晶体结构中的T位、O位间隙大小 扩散也随之变化，影响到氢原子在BCC、FCC、HCP 不一样，氢原子迁移其间的难易程度不一因氢原 各晶体结构中位置及迁移所需能量26-2刃图3描 子半径为0.037nm,故FCC、BCC、HCP晶格间隙中 述了氢原子在各晶格中不同位点及迁移路径，其 比较适合氢原子的位置分别是O位、T位、O位 能量消耗与氢的迁移路径有关32测，表2描述了 H在各晶体中扩散的迁移能23,2) 1.1.2第二相 在Fe-Mn-(AI)-C系高强韧钢中，当AI质量分 Octahedral 数低于3%时，主要是存在大量孪晶的奥氏体钢 interstice 当A1质量分数较高时(3%~13%)，往往在奥氏 体或铁素体基体中析出kappa碳化物、金属间化 Tetrahedral 合物(B2、DO3型FC-Al相)、B-Mn等第二相2 ● interstice (a)FCC (b)BCC (c)HCP (d) kappa碳化物是一种钙钛矿立方晶体结构，由 Al原子占据立方体的八个顶角，Fe原子占据六个 图2铁的三种品体结构(a)面心立方结构：(b)体心立方结构： (c)密排六方结构：(d)H在八面体和四面体间隙 面心位置，C原子处于立方晶胞的中心位置，分子 Fig.2 Three crystal structures of iron1:(a)face-centered cubic 式为Fe:AlC;Fe-A型B2、DO3相是一类易从a铁 structure;(b)body-centered cubic structure;(c)close-packed hexagonal 素体中析出的BCC晶格点阵，分子式分别为 structure;(d)diagrams of H in octahedral and tetrahedral interstices FeAl、FeAl:B-Mn是一种立方结构的锰元素异构 就抗氢能力而言，通常HCP结构>FCC结构> 体，B-Mn每个品胞中有20个原子，Wyckoff晶体 BCC结构.在BCC晶体中，氢原子稳定扩散路径 学位点为8c和12d,容易与y-Fe共存B0在服役过 是从四面体间隙迁移到最近的四面体位置 程中，此类析出相与氢作用密切，对钢材塑韧性有 (T一T):在FCC、FCT晶体中，氢原子稳定扩散路 极大的损伤B BCC C℃ HCP 图3氢原子在BCC、FCC和HCP晶格的迁移路径网 Fig3 Migration path of hydrogen atom in BCC.FCC,and HCP crystalline lattices

（T）条件下，得出氢在 BCC、FCC 和 HCP 晶体的扩 散 系 数 分 别 为 1.379×10−4e (−1120/T) cm2 ·s−1、 3.22× 10−4e (−8425/T) cm2 ·s−1 和 6.161×10−4e (−8830/T) cm2 ·s−1[25] . 就晶体结构而言，FCC、BCC、HCP 晶体中均 存 在 四 面 体 （ Tetrahedral  site， T 位 ） 和 八 面 体 （Octahedral site，O 位）两种类型的间隙，如图 2 所 示[25] . 只不过各晶体结构中的 T 位、O 位间隙大小 不一样，氢原子迁移其间的难易程度不一. 因氢原 子半径为 0.037 nm，故 FCC、BCC、HCP 晶格间隙中 比较适合氢原子的位置分别是 O 位、T 位、O 位. 就抗氢能力而言，通常 HCP 结构>FCC 结构> BCC 结构. 在 BCC 晶体中，氢原子稳定扩散路径 是 从 四 面 体 间 隙 迁 移 到 最 近 的 四 面 体 位 置 （T—T）；在 FCC、FCT 晶体中，氢原子稳定扩散路 径沿 O 位—T 位—O 位；在 HCP 铁晶体中，氢原子 稳定扩散路径是从 O 位—O 位，氢扩散的迁移能 比在 FCC 晶格中高，这导致了 H 在 HCP 晶格中的 低扩散率，且氢在 HCP 晶格中扩散具有依赖于 c/a 比的各向异性[23] . 鉴于钢的晶体结构与成分、 温度密切相关，氢原子在不同状态钢中的溶解度、 扩散也随之变化，影响到氢原子在 BCC、FCC、HCP 各晶体结构中位置及迁移所需能量[26−27] . 图 3 描 述了氢原子在各晶格中不同位点及迁移路径，其 能量消耗与氢的迁移路径有关[23, 28] ，表 2 描述了 H 在各晶体中扩散的迁移能[23, 25] . 1.1.2    第二相 在 Fe−Mn−(Al)−C 系高强韧钢中，当 Al 质量分 数低于 3% 时，主要是存在大量孪晶的奥氏体钢. 当 Al 质量分数较高时（ 3%～13%），往往在奥氏 体或铁素体基体中析出 κappa 碳化物、金属间化 合物 （ B2、 DO3 型 Fe−Al 相 ） 、 β-Mn 等第二相 [29] . κappa 碳化物是一种钙钛矿立方晶体结构 ， 由 Al 原子占据立方体的八个顶角，Fe 原子占据六个 面心位置，C 原子处于立方晶胞的中心位置，分子 式为 Fe3AlC；Fe−Al 型 B2、DO3 相是一类易从 α 铁 素 体 中 析 出 的 BCC 晶 格 点 阵 ， 分 子 式 分 别 为 FeAl、Fe3Al；β-Mn 是一种立方结构的锰元素异构 体 ，β-Mn 每个晶胞中有 20 个原子，Wyckoff 晶体 学位点为 8c 和 12d，容易与 γ-Fe 共存[30] . 在服役过 程中，此类析出相与氢作用密切，对钢材塑韧性有 极大的损伤[31] . 表 1  α-Fe、γ-Fe 和 ε-Fe 的晶格特征 Table 1 Crystallographic characteristics of α-Fe，γ-Fe, and ε-Fe structures Type of crystal structure Lattice constant/ nm Atomic radius, r/ nm Size of tetrahedral interstice/ nm Size of octahedral interstice/ nm Hydrogen atomic radius/ nm FCC a=b=c=0.344 r = √ 2a/4 = 0.1216 0.225r=0.0274 0.414r=0.0503 0.037 BCC a=b=c=0.286 r = √ 3a/4 = 0.1238 0.291r=0.0360 0.154r=0.0191 HCP a=b=0.245, c/a=0.1584 r=a/2 = 0.1225 0.225r=0.0275 0.414r=0.0507 (a) FCC (b) BCC (c) HCP (d) Octahedral interstice Tetrahedral interstice 图 2    铁的三种晶体结构[25] . （a）面心立方结构；（b）体心立方结构； （c）密排六方结构；（d）H 在八面体和四面体间隙 Fig.2     Three  crystal  structures  of  iron[25] :  (a)  face-centered  cubic structure; (b) body-centered cubic structure; (c) close-packed hexagonal structure; (d) diagrams of H in octahedral and tetrahedral interstices BCC O S T1 T3 T2 S1 O1 O2 S O3 3 S2 T FCC S1 O1 O3 S3 O2 S2 T HCP 图 3    氢原子在 BCC、FCC 和 HCP 晶格的迁移路径[23, 28] Fig.3    Migration path of hydrogen atom in BCC, FCC, and HCP crystalline lattices[23, 28] 章小峰等： Fe−Mn−(Al)−C 高强韧性钢氢脆微观机制的研究进展 · 951 ·

952 工程科学学报，第42卷，第8期 表2氢在BCC、FCC、FCT和HCP中扩散的迁移能 Table 2 Migration energy of hydrogen diffusion in BCC,nonmagnetic FCC,antiferromagnetic FCT.and HCP Path Migration energy/eV Type of crystal structure 1# 2# 备 1# 2# 动 BCC T1一T2 T10-T3 一 0.088 0.123 一 FCC(Nonmagnetic) 01-T-03 01-03 一 0.64 1.08 一 FCC(Antiferromagnetic) 01-T03 01-03 一 0.44 0.84 FCT 01-T-03 0-02 01-03 0.44 0.72 1.07 HCP 01-02 01-T-0 01-03 0.72 0.77 1.26 1.2晶格缺陷 体中各层之间的层间距和堆垛层错相(Stacking 氢溶解在Fe-Mn-(AI)-C系钢基体后，将与钢 fault phase,SFP)的层间距差造成的，如图4(b)所 的各种晶体缺陷（如间隙位置、空位、位错、层错、 示B5-3询 晶界、微孔等)及析出粒子、夹杂物等相互作用， 1.2.3孪晶与晶界 并利用钢中的各种通道或陷阱进行扩散、聚集 奥氏体钢塑性变形时，101(111)滑移较为复 1.2.1空位与溶质原子 杂，促进了名21不全位错形成，并与李晶交互作 在Fe-Mn-(AI)-C系钢变形和热处理过程中，形 用，在孪晶界处形成滑动台阶，干扰孪晶界的一致 成B2型FeAl相会产生大量热空位、反位原子缺 性B刃结果是有利于氢原子的偏析，引起局部应力 陷，在室温-铁素体基中仍然能保持较高浓度四 集中而开裂.但位错分解需要足够的能量，只有当 研究表明，B2型FeAl相点缺陷中，Fe空位和Fe占 足够数量的01位错塞积在孪晶上，减轻了堆积 据Al格点的反位缺陷(FeAI)浓度随Al含量的增 前端可能存在的应力集中时，[01就会发生分解 加而增加.氢在B2型F©-A1相中可能占据的间隙 反应 位置有三种：分别是四面体间隙位(T)、2Fe4A1的 当孪晶界成为氢陷阱时，需要局部应变场俘 八面体间隙位(O,)以及2A14Fe的八面体间隙位 获氢原子，如图5所示B,移动的变形孪晶尖端的 (02)B133-3 应力集中刚好提供了这种局部应变场，将氢吸引 1.2.2位错与层错 到障碍变形李品边界.因此，李品应力集中场对于 堆垛层错(Stacking fault,,SF)是晶体结构中不 氢的局部化以及晶界和孪晶界处裂纹的萌生至关 同于正常排列顺序的堆垛错排，由两个Shockley 重要 不全位错形成的面缺陷，不仅在FCC、HCP、 氢在不同晶界结构中的溶解能较大程度上取 BCC晶体结构中存在，对于结构较复杂的金属间 决于间隙位置的局域配位，且与间隙位置的实际 化合物，其内部也会出现堆垛层错.以FCC晶体 体积V适度相关.在密堆积结构的低能∑3晶界 为例，若晶体结构的{111}密排面的堆垛顺序发 中，可用的间隙位置与T位、O位非常相似.∑3界 生了改变，产生了一个将基体分为两部分的界面， 面相当稳定，不利于氢的富集.在开放晶界结构 如图4(a)所示Bs-询由于化学键的变化，堆垛层错 中，BCC∑5界和FCC∑I1品界有利于为氢原子提 可以被视为一种特殊的Gibbs界面，此界面是由基 供不同的填隙位置，将氢捕获在晶界处.通常而 Matr Interface SFP 4 Matrix 4 Matrix (a (b) 图4FCC晶体中的层错堆垛示意图s3糊.()无限层错：(b)两个不全位错为界的终止层错 Fig Schematics of stacking faults in an FCC crystal described by stacking operators(a)an infinite stacking fault:(b)a terminated stacking fault bounded by two partial dislocations

1.2    晶格缺陷 氢溶解在 Fe−Mn−(Al)−C 系钢基体后，将与钢 的各种晶体缺陷（如间隙位置、空位、位错、层错、 晶界、微孔等）及析出粒子、夹杂物等相互作用， 并利用钢中的各种通道或陷阱进行扩散、聚集. 1.2.1    空位与溶质原子 在 Fe−Mn−(Al)−C 系钢变形和热处理过程中，形 成 B2 型 FeAl 相会产生大量热空位、反位原子缺 陷，在室温 α-铁素体基中仍然能保持较高浓度[32] . 研究表明，B2 型 FeAl 相点缺陷中，Fe 空位和 Fe 占 据 Al 格点的反位缺陷（FeAl）浓度随 Al 含量的增 加而增加. 氢在 B2 型 Fe−Al 相中可能占据的间隙 位置有三种：分别是四面体间隙位（T）、2Fe4Al 的 八面体间隙位（O1）以及 2Al4Fe 的八面体间隙位 （O2） [31, 33−34] . 1.2.2    位错与层错 堆垛层错（Stacking fault, SF）是晶体结构中不 同于正常排列顺序的堆垛错排，由两个 Shockley 不 全 位 错 形 成 的 面 缺 陷 ， 不 仅 在 FCC、 HCP、 BCC 晶体结构中存在，对于结构较复杂的金属间 化合物，其内部也会出现堆垛层错. 以 FCC 晶体 为例，若晶体结构的{111}密排面的堆垛顺序发 生了改变，产生了一个将基体分为两部分的界面， 如图 4（a）所示[35−36] . 由于化学键的变化，堆垛层错 可以被视为一种特殊的 Gibbs 界面，此界面是由基 体中各层之间的层间距和堆垛层错相（ Stacking fault phase，SFP）的层间距差造成的，如图 4（b）所 示[35−36] . 1.2.3    孪晶与晶界 1 2 [ 101 ¯ ] (111) 1 6 [ 2¯1¯1¯ ] 1 2 [ 101 ¯ ] 1 2 [ 101 ¯ ] 奥氏体钢塑性变形时， 滑移较为复 杂，促进了 不全位错形成，并与孪晶交互作 用，在孪晶界处形成滑动台阶，干扰孪晶界的一致 性[37] . 结果是有利于氢原子的偏析，引起局部应力 集中而开裂. 但位错分解需要足够的能量，只有当 足够数量的 位错塞积在孪晶上，减轻了堆积 前端可能存在的应力集中时， 就会发生分解 反应. 当孪晶界成为氢陷阱时，需要局部应变场俘 获氢原子. 如图 5 所示[38] ，移动的变形孪晶尖端的 应力集中刚好提供了这种局部应变场，将氢吸引 到障碍变形孪晶边界. 因此，孪晶应力集中场对于 氢的局部化以及晶界和孪晶界处裂纹的萌生至关 重要. 氢在不同晶界结构中的溶解能较大程度上取 决于间隙位置的局域配位，且与间隙位置的实际 体积 V 适度相关. 在密堆积结构的低能∑3 晶界 中，可用的间隙位置与 T 位、O 位非常相似. ∑3 界 面相当稳定，不利于氢的富集. 在开放晶界结构 中，BCC∑5 界和 FCC∑11 晶界有利于为氢原子提 供不同的填隙位置，将氢捕获在晶界处. 通常而 表 2 氢在 BCC、FCC、FCT 和 HCP 中扩散的迁移能 Table 2 Migration energy of hydrogen diffusion in BCC, nonmagnetic FCC, antiferromagnetic FCT, and HCP Type of crystal structure Path Migration energy/eV 1# 2# 3# 1# 2# 3# BCC T1—T2 T1—O—T3 — 0.088 0.123 — FCC(Nonmagnetic) O1—T—O3 O1—O3 — 0.64 1.08 — FCC(Antiferromagnetic) O1—T—O3 O1—O3 — 0.44 0.84 — FCT O1—T—O3 O1—O2 O1—O3 0.44 0.72 1.07 HCP O1—O2 O1—T—O3 O1—O3 0.72 0.77 1.26 Matrix Matrix Interface (a) Matrix Matrix SFP (b) 图 4    FCC 晶体中的层错堆垛示意图[35-36] . （a）无限层错；（b）两个不全位错为界的终止层错 Fig.4    Schematics of stacking faults in an FCC crystal described by stacking operators[35-36] : (a) an infinite stacking fault; (b) a terminated stacking fault bounded by two partial dislocations · 952 · 工程科学学报，第 42 卷，第 8 期