不同成分６９０MPa級中錳鋼中的氫擴散行為及其影響因素

杜 預１,李維娟２,高秀華１,吳紅艷１,胡 軍１,杜林秀１

(１．東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室,沈陽 １１０８１９;２．遼寧科技大學材料科學與工程學院,鞍山 １１４０５１)

    摘 要:對兩種成分的淬火態(tài)、回火態(tài)６９０ MPa級中錳鋼進行雙電解池電化學氫滲透試驗,分析了試驗鋼的化學成分、熱處理狀態(tài)以及充氫電流等對氫擴散行為的影響.結(jié)果表明:兩種淬火態(tài)試驗鋼的顯微組織均主要由板條馬氏體組成,６５０ ℃回火后,試驗鋼中均有逆轉(zhuǎn)變奧氏體形成,且添加合金元素銅、鎳、鉻的試驗鋼中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量較高,板條馬氏體更細小;兩種淬火態(tài)試驗鋼中氫的擴散行為差別不大,但在添加合金元素的回火態(tài)試驗鋼中,氫的滲透速率和表觀擴散系數(shù)均較小,滲透時間較長;充氫電流對淬火態(tài)試驗鋼中氫的擴散速率影響較小,但對在回火態(tài)試驗鋼中氫的影響較大,隨充氫電流的增加,試驗鋼中氫的滲透速率和表觀擴散系數(shù)均增大,滲透時間變短.

    關鍵詞:中錳鋼;氫擴散;馬氏體;逆轉(zhuǎn)變奧氏體

中圖分類號:TB３３ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１８)０７Ｇ００１２Ｇ０４

０ 引 言

    陰極保護是防止海洋中鋼結(jié)構腐蝕的常用方法之一,但在陰極保護的過程中,鋼材表面產(chǎn)生氫原子,氫原子向鋼材內(nèi)部滲透,并在內(nèi)部的微小缺陷處結(jié)合形成氫分子.由氫原子形成氫分子所產(chǎn)生的內(nèi)部壓力使鋼中產(chǎn)生鼓泡或變脆等,這會降低鋼材的塑性和韌性,進而導致氫脆的產(chǎn)生,并最終造成鋼結(jié)構的失效[１Ｇ２].這是鋼在海洋環(huán)境中服役所遇到的普遍問題[３Ｇ４].

    氫在鋼中的存在狀態(tài)和擴散行為直接影響氫對鋼的損傷,而它又取決于鋼中氫陷阱的特性,因此氫陷阱的特性在鋼的氫脆研究中起著重要作用[５Ｇ７].

    同時,氫在鋼中的擴散行為是分析鋼的氫脆行為和對鋼進行組織調(diào)控的重要依據(jù).６９０ MPa級高強韌性中錳鋼是一種新型的海洋平臺用鋼[８Ｇ１０],其化學成分中的主要元素為錳元素,顯微組織為馬氏體和逆轉(zhuǎn)變奧氏體.該鋼具有良好的強韌性和耐腐蝕性能,但鮮見有關其氫擴散行為的研究.為此,作者設計了兩種化學成分的６９０ MPa級中錳鋼,采用雙電解池電化學氫滲透試驗方法分別測定淬火、回火后試驗鋼的氫滲透曲線,計算氫的滲透時間、表觀擴散系數(shù)等,分析了化學成分、熱處理狀態(tài)、充氫電流等因素對試驗鋼中氫擴散行為的影響.

１ 試樣制備與試驗方法

    試驗材料為兩種６９０MPa級中錳鋼,化學成分如表１所示,其中試驗鋼 B中含有一定量的銅、鎳、鉻等合金元素,而試驗鋼 A 中的碳含量高于試驗鋼板的.試驗鋼均采用真空感應爐熔煉,鋼錠質(zhì)量為１５０kg,將鋼錠鍛造成１４０mm 厚的鋼坯;將鋼坯隨爐加熱到１２００ ℃保溫３h,空冷到９６０ ℃,經(jīng)５道次熱軋獲得８０mm 厚的鋼板,總壓下量約為４３％,終軋溫度約為９００℃,熱軋后水冷至室溫(淬火態(tài)),之后重新加熱到６５０ ℃保溫５０min,再空冷至室溫(回火態(tài)).

    在鋼板１/４厚度處截取試樣,將試樣機械減薄到５０μm 后進行雙噴減薄,采用 TecnaiG２ＧF２０型場發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)觀察微觀形貌.用線切割在８０mm 厚鋼板上沿平行于軋制面方向加工成５０mm×８０mm×２mm 的薄板,再經(jīng)磨床加工到厚度為１．２mm,之后用８０＃ ~１２００＃ 砂紙打磨至１mm 厚,待表面光亮、平整,經(jīng)電解拋光、陰極化理以及單面鍍鎳處理后,按照雙電解池電化學氫滲透試驗方法[１１Ｇ１２],采用 FeＧHPＧ１２ 型金屬氫滲透性能測試儀測陽極氧化電流和時間的關系曲線,充氫室電解液由２５０mL濃度０．２mol??L－１ NaOH 水溶液和０．５mL飽和 Na２S水溶液組成,釋氫室的溶液為濃度０．２mol??L－１ NaOH 水溶液,充氫電流分別為１５,３５,５５ mA.擴散到試樣陽極表面的氫滲透通量J 的計算公式為

    式中:F 為法拉第常數(shù),取９６５００A??s??mol－１;I 為釋氫電流.

    瞬態(tài)氫滲透通量與穩(wěn)態(tài)氫滲透通量之比為歸一化滲透通量,歸一化滲透通量與時間的關系曲線即為氫滲透曲線.在氫滲透試驗過程中,當試樣在充氫室側(cè)表面的氫滲透到其在釋氫室側(cè)的表面時,可檢測到陽極氧化電流.由此可知,氫滲透時間是陽極氧化電流開始上升時對應的時間,但由于在氫滲透曲線上難以直接確定氫滲透時間,因此一般規(guī)定在歸一化滲透通量為０．０９６時對應的時間為氫滲透時間.氫在試樣中的表觀擴散系數(shù)可通過氫滲透時間計算,計算公式為

式中:D 為氫在試樣中的表觀擴散系數(shù),cm２??s－１;L為試樣厚度,cm;tb 為氫滲透時間,s.

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

    由圖１可知:淬火態(tài)試驗鋼 A 的組織主要由不同位相的２００nm 寬的馬氏體板條束組成,馬氏體板條束內(nèi)部存在高密度位錯,馬氏體上分布著短針狀、橢圓狀和圓形的滲碳體,組織中未發(fā)現(xiàn)奧氏體相;回火態(tài)試驗鋼 A 中的淺灰色組織為馬氏體,馬氏體板條寬５００nm 左右,亮白色組織為逆轉(zhuǎn)變奧氏體;與淬火態(tài)相比,回火態(tài)試驗鋼 A 中馬氏體上的滲碳體體積分數(shù)明顯降低,且滲碳體基本呈短棒狀.

    由圖２可知:淬火態(tài)試驗鋼 B的組織主要由寬１００~３００nm 的馬氏體板條束組成,馬氏體內(nèi)部存在高密度位錯,由于試驗鋼 B 中的碳含量較低,因此馬氏體上未發(fā)現(xiàn)滲碳體,組織中還存在高體積分數(shù)的納米尺寸的銅析出相;回火態(tài)試驗鋼 B中的淺灰色組織為馬氏體,馬氏體板條寬３００nm 左右,亮白色組織 為 逆 轉(zhuǎn) 變 奧 氏 體,且 逆 轉(zhuǎn) 變 奧 氏 體 的 含量高 于 試 驗 鋼A中 的 ,這 是 由 于 試 驗 鋼B中 添 加了鉻、銅、鎳等合金元素;與淬火態(tài)相比,回火態(tài)試驗鋼 B中納米尺寸銅析出相的體積分數(shù)明顯降低.

２．２ 氫滲透行為

    由圖３可以看出:充氫電流對淬火態(tài)試驗鋼氫滲透曲線的影響較小,而對回火態(tài)試驗鋼的影響比較明顯;淬火態(tài)試驗鋼的歸一化滲透通量均高于回火態(tài)的,說明淬火態(tài)試驗鋼的氫滲透速率高于回火態(tài)的,且淬火態(tài)試驗鋼B經(jīng)回火后,其氫滲透速率下降的幅度較大;兩種淬火態(tài)試驗鋼的歸一化滲透通量差別不大,但回火態(tài)試驗鋼 A 的歸一化滲透通量高于回火態(tài)試驗鋼B的.

    由圖４(a)可以看出:兩種試驗鋼的氫滲透時間均隨充氫電流的增加而縮短;淬火態(tài)試驗鋼的氫滲透時間短于回火態(tài)的,并且淬火態(tài)和回火態(tài)試驗鋼A 的氫滲透時間相差較小,但回火態(tài)試驗鋼 B的氫滲透時間遠長于淬火態(tài)的;兩種淬火態(tài)試驗鋼的氫滲透時間相差不大,但回火態(tài)試驗鋼 B的氫滲透時間遠長于回火態(tài)試驗鋼 A 的.

    由圖４(b)可以看出:氫在試驗鋼中的表觀擴散系數(shù)均隨充氫電流的增加而增大;氫在淬火態(tài)試驗鋼中的表觀擴散系數(shù)大于在回火態(tài)試驗鋼中的,并且氫在淬火態(tài)和回火態(tài)試驗鋼 A 中的表觀擴散系數(shù)相差較小,而在回火態(tài)試驗鋼 B中的表觀擴散系數(shù) 遠小于在淬火態(tài)試驗鋼B中的;氫在兩種淬火態(tài)試驗鋼中的表觀擴散系數(shù)相差不大,而在回火態(tài)試驗鋼中的表觀擴散系數(shù)相差較大.

在充氫過程中,氫原子首先被氫陷阱捕獲,達到飽和之后通過晶格擴散,因此氫擴散過程的影響因素主要為鋼中的氫陷阱和晶格類型.鋼中的位錯、空洞、晶界以及相界等均是具有捕獲氫能力的氫陷阱,此外一些與氫原子的結(jié)合能較大的溶質(zhì)原子也可成為氫 陷 阱,如 鋼 中 的 鉻 元 素 會 增 加 氫 的 溶 解度[１３Ｇ１４].氫在面心立方結(jié)構中的溶解度高于在體心立方結(jié)構中的[１４],因此氫在含奧氏體組織的鋼中的溶解能力較大.兩種淬火態(tài)試驗鋼的氫擴散行為差異不大,這可能是由于淬火態(tài)試驗鋼的組織主要為板條馬氏體;而兩種回火態(tài)試驗鋼的氫擴散行為差異較大,這是由于回火態(tài)試驗鋼 B中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量高于回火態(tài)試驗鋼 A 中的,且馬氏體板條尺寸小于回火態(tài)試驗鋼 A 中的,因此回火態(tài)試驗鋼B中的氫滲透速率遠低于回火態(tài)試驗鋼 A 中的,氫滲透時間遠長于試驗鋼 A 中的,氫的表觀擴散系數(shù)遠小于試驗鋼 A 中的.

兩種試驗鋼均為中錳低碳鋼,在６５０ ℃回火過程中均發(fā)生馬氏體的回復,從而導致組織中的位錯密度降低、馬氏體板條粗化、滲碳體和其他析出相部分溶解等.鋼中的位錯、滲碳體和其他析出相與氫的結(jié)合力較強,都屬于氫陷阱.回火之后氫陷阱的減少使氫在鋼中的滲透更容易進行,氫滲透速率增大;但是組織中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的存在又增加了氫的溶解度,使氫滲透速率降低:因此在這兩種因素的共同作用下,氫在回火態(tài)試驗鋼中的滲透速率降低,滲透時間延長,表觀擴散系數(shù)減小.

３ 結(jié) 論 

    (１)兩種成分淬火態(tài)試驗鋼的組織均主要由板條馬氏體組成,經(jīng)６５０℃回火后,試驗鋼中均有逆轉(zhuǎn)變奧氏體形成,且試驗鋼 B中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量較高,馬氏體板條更細小.

    (２)兩種淬火態(tài)試驗鋼的氫滲透行為差異不大,而在回火態(tài)試驗鋼 B中氫的滲透速率和表觀擴散系數(shù)均遠低于在回火態(tài)試驗鋼 A 中的,滲透時間遠長于在回火態(tài)試驗鋼 A 中的.

    (３)充氫電流對淬火態(tài)試驗鋼中氫的擴散速率的影響較小,但對在回火態(tài)試驗鋼中的影響較大,隨充氫電流的增加,試驗鋼中氫的滲透速率和表觀擴散系數(shù)增大,滲透時間變短.

    (4)不同溫度變形時,Ti６Al４V 合金在變形初始階段的流變應力均隨應變的增加而急劇增加;隨著應變的增  加,流變應力的增大速率下降;當達到峰值應力后流變應力開始下降;當達到一定的應變后,流變應力基本不變.

    (5)根據(jù) Ti６Al４V 合金在熱壓縮過程中的流變應力Ｇ應變曲線,通過線性回歸的方法建立了適用于描述 Ti６Al４V 合金在α＋β兩相區(qū)熱壓縮行為的本構方程.

    (6)基于 Ti６Al４V 合金在熱壓縮過程中的流變應力Ｇ應變曲線,建立了表征合金熱變形過程中臨界特征點與熱變形參數(shù)之間的數(shù)值關系,同時構建了熱變形過程中加工硬化、動態(tài)軟化以及動態(tài)再結(jié)晶 動 力 學 模 型,并 在 此 基 礎 上 建 立 了 適 用 于i６Al４V 合金α＋β兩相區(qū)的流變應力模型,該流變應力模型的計算結(jié)果與試驗結(jié)果吻合較好,驗證了流變應力模型的準確性.