冷变形对304奥氏体不锈钢组织及氢脆敏感性的影响

304奥氏体不锈钢是储氢的候选材料,其在冷变形过程中的氢脆敏感性存在争议。本文研究固溶态和两种冷变形状态下304奥氏体不锈钢的微观组织和氢脆敏感性。结果表明:与固溶态的相比,冷轧304不锈钢产生了应变诱导马氏体及变形位错,强度增加,氢脆敏感性也增加;冷轧变形量越大,马氏体含量越多,强度越高,氢脆敏感性也越高。冷变形和充氢共同导致304不锈钢断裂模式改变,固溶态和冷轧态的试验钢充氢前均为韧性断裂,固溶态充氢后为解理和准解理脆性断裂,冷轧态充氢后为沿晶断裂并有二次裂纹。     

电化学充氢对Cr15铁素体不锈钢和304奥氏体不锈钢氢脆敏感性的影响

研究了充氢时间、充氢电流密度、晶体结构对不锈钢氢脆敏感性的影响。结果表明:对于铁素体不锈钢,随着充氢时间的延长、电流密度的增大,塑性显著降低,氢脆敏感性大幅度增加;通过SEM观察实验钢断口形貌,断裂类型由韧性断裂转变为脆性断裂。而相同条件下,奥氏体不锈钢氢脆敏感性较低,抗氢脆性能较好。充氢后实验钢表面存在大量H,且氢含量随试样深度逐渐降低,晶界可能作为氢陷阱影响实验钢的氢脆敏感性。     

汽车轻量化用冷轧Fe-17Mn-0.05C高锰钢拉伸性能和氢脆断裂分析

以热轧工艺得到的Fe-17Mn-0. 05C钢作为研究对象,先对其实施退火再冷轧,之后在两相区温度650℃下分析其拉伸性能,并通过慢应变速率拉伸(SSRT)方法测试了氢脆性能。研究结果表明:经过冷轧与650℃退火0. 5 h的Fe-17Mn-0. 05C钢中存在众多位错,组织结构也会发生明显改变;随着退火时间增加到300 min时,几乎所有碳化物都发生了溶解;随着退火时间达到60 min时,基体中奥氏体比例的上升趋势出现了降低的现象。经过冷轧的Fe-17Mn-0. 05C钢可以达到很高的力学强度,但不具备良好的塑性,伸长率通常低于10%,当试样完成退火过程后,其塑性将会明显变大,并在10 min时增加到最大值。退火态充氢试样发生了显著改变,生成实心韧窝,使材料获得更高的氢脆敏感性。     

一种新型高强度高塑性冷轧中锰钢的组织和力学性能

研究了两相区退火温度对一种新型冷轧中锰钢(0.2C-5Mn-0.6Si-3Al,质量分数,%)显微组织及拉伸性能的影响。结果表明,在退火温度为730℃时,冷轧中锰钢可获得优异的强度与塑性配合,即抗拉强度为1062 MPa,总伸长率为58.2%,强塑积为61.8 GPa·%。随着退火温度升高,逆转变奥氏体逐渐粗化,且由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在一定退火温度下可获得奥氏体晶粒尺寸分布较为宽泛的多尺度的组织形态。这种多尺度组织形态的残余奥氏体具有适当的机械稳定性,能够产生连续不断的相变诱发塑性(TRIP)效应。连续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,是冷轧中锰钢获得高强度、高塑性的主要原因。冷轧中锰钢拉伸断裂的裂纹主要萌生于软相的铁素体(δ-铁素体)及超细晶铁素体与形变诱导马氏体(残余奥氏体)的界面处。     

真空渗碳处理齿轮钢的氢脆敏感性

采用电化学充氢及慢应变速率拉伸(SSRT)实验研究了真空渗碳热处理后20Cr2Ni4A齿轮钢的氢脆敏感性,并与常规淬火+回火处理(QT)的20Cr2Ni4A齿轮钢进行了对比.结果表明,渗碳试样渗碳层中的残余奥氏体含量(约13.8％,体积分数,下同)远高于渗碳试样心部和QT试样(约4.6％),前者主要呈多尺度的块状分布在原奥氏体晶界及板条界处.渗碳试样与QT试样中的室温可扩散性H含量相当,但前者组织中较多的残余奥氏体和渗碳体含量使得其室温非扩散性H含量明显高于后者,H扩散系数明显低于后者.QT试样呈现出优异的强塑性配合,以相对断后伸长率损失表征的氢脆敏感性指数(HEI)为54.3％.与QT试样相比,渗碳试样的抗拉强度提高了34.6％,但塑性显著降低,断后伸长率及断面收缩率分别降低了66.5％和92.4％;充氢后在屈服之前就发生了脆性断裂,呈现出很高的氢脆敏感性,HEI高达90.9％.SSRT断口分析表明,充氢QT试样与最大H扩散距离大体相当的表层脆性区为沿晶+准解理的混合断裂,而充氢渗碳试样则在距表面一定距离的渗碳层内呈现一定宽度的沿晶断裂脆性区,且在接近有效渗碳层深度处出现了一条大体沿渗碳层圆周方向扩展的长裂纹.造成渗碳试样与QT试样氢脆敏感性显著差异和独特氢脆断裂特征的主要原因与2者的微观组织、强度水平及渗层残余压应力等因素有关.     

敏化处理对不同状态304奥氏体不锈钢氢脆敏感性的影响

研究固溶态和冷轧态304奥氏体不锈钢分别在650 ℃敏化2 h和24 h后的氢脆敏感性。结果表明:冷轧态与固溶态相比,因产生了应变诱导马氏体,氢脆敏感性增加;敏化处理会增加固溶态试验钢的氢脆敏感性,敏化时间越长,氢脆敏感性越高;相反,冷轧态试验钢在高温敏化时马氏体部分逆相变成奥氏体,会在一定程度上降低试验钢的氢脆敏感性,敏化时间越长,氢脆敏感性越低。     

原奥氏体晶粒尺寸对低合金高强度系泊链钢氢脆敏感性的影响

通过预充氢拉伸和动态充氢拉伸两种试验研究3种不同温度淬火然后560 ℃回火试样中原奥氏体晶粒尺寸对一种低合金高强度系泊链钢的氢脆敏感性的影响。结果表明,电流密度＞1.0 mA/cm²时发生氢诱发裂纹而在发生屈服时就脆断,原奥氏体晶粒尺寸对预充氢拉伸与动态充氢拉伸的氢脆敏感性都没有影响。当电流密度＜1.0 mA/cm²时,发生应力诱发氢致滞后裂纹而断裂,在预充氢后拉伸时,原奥氏体晶粒尺寸对氢脆敏感性略有影响,氢脆敏感性随原奥氏体晶粒增大而略微增大;在动态充氢拉伸时,原奥氏体晶粒尺寸对氢脆敏感性基本没有影响。因此,原奥氏体晶粒尺寸对这种低合金高强度系泊链钢的氢脆敏感性作用不明显。     

淬火后的逆相变退火温度对5%Mn冷轧中锰钢组织与性能的影响

对5%Mn冷轧中锰钢进行930 ℃×20 min淬火后再进行660、665、675、685 ℃保温30 min的逆相变退火处理,并用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪等研究退火温度对中锰钢组织和力学性能的影响。结果表明:5%Mn冷轧中锰钢经过高温淬火和逆相变退火后的组织为超细晶铁素体、板条马氏体和奥氏体。随着逆相变退火温度由660 ℃增加至685 ℃,奥氏体含量先增加后降低并在665 ℃逆相变退火后达到最大值,抗拉强度持续增加,屈服强度先升高后降低并在675 ℃退火时达到最大,伸长率先升高后降低并在665 ℃时达到最大值。综合来看,5%Mn中锰钢冷轧板经过930 ℃×20 min淬火和665 ℃×30 min逆相变退火后的综合力学性能最佳,此时奥氏体体积分数为24.24%,抗拉强度为980 MPa,伸长率为23.68%,强塑积达到了23.21GPa·%。     

基于预充氢拉伸法的焊接接头氢致裂纹敏感性评价

提出了焊接接头预充氢拉伸法评价焊接接头氢致裂纹敏感性的新方法,以30CrMnSiNi2钢TIG焊接接头为研究对象,对此方法进行了试验验证. 结果表明,预充氢后的拉伸试样断裂位置由未充氢时的母材区转变为HAZ粗晶区,预充氢电流对屈服强度影响不大,随预充氢电流密度增加抗拉强度下降,断后伸长率和断面收缩率减小. 同时,随着预充氢电流的增加,断裂方式由准解理断裂和韧窝断裂组成的混合型断裂逐渐向穿晶准解理断裂和沿晶准解理混合断裂过渡. 预充氢拉伸试验结果表明该方法能够方便地确定焊接接头临氢环境时的薄弱环节,有效评价焊接接头氢致裂纹敏感性.     

硼对高强度系泊链钢氢脆敏感性的影响

采用拉伸试验研究了硼对高强度系泊链钢氢脆敏感性的影响。结果表明,未充氢和预充氢电流密度较小时,三种不同硼含量试验钢的氢脆敏感性无明显区别;而当预充氢电流密度较大时,含硼钢的抗氢脆能力相对不含硼钢明显增强,且随着硼含量的增加,氢致塑性损失逐渐减小,这主要是由于硼偏析强化了晶界,有效抑制了沿晶断裂。     

N80管线钢电化学充氢后的力学行为研究

采用静态电化学充氢,研究了N80管线钢在不同充氢时间和充氢电流密度下的可扩散氢含量,分析了充氢后力学性能的变化,确定了充氢饱和时间和氢脆指数,并用扫描电镜对其断口形貌进行分析。研究表明:静态充氢后,N80材料的氢脆指数为0.662,充氢饱和时间为60 h;断面收缩率、断后伸长率、抗拉强度和屈服强度均减小;断口韧窝变小、变浅,数量减少;扩散氢含量随充氢时间和电流密度的增大而增加。     

不同初始组织中锰钢逆相变退火后的室温组织与性能

研究了0.1C-5Mn中锰钢两种初始组织形态(热轧淬火态与冷轧形变态马氏体)经两相区退火处理后的室温组织形貌及力学性能。结果表明:经退火处理后,热轧马氏体复相组织(铁素体+奥氏体)大部分保持板条状,而冷轧马氏体发生回复再结晶,形成多边形或等轴状(粒状)超细晶粒;冷轧退火样中残留奥氏体含量及其中C含量高于热轧退火样,表明冷轧初始组织形态有利于逆相奥氏体稳定及C元素配分;冷轧退火样的强度(屈服、抗拉)均高于热轧退火样,而断后伸长率稍低于热轧退火样,并且冷轧退火样加工硬化速率优于热轧退火样,两者强塑积均超过30 GPa·%,冷轧退火样强塑积偏高。     

逆相变退火时间对5%Mn冷轧中锰钢显微组织和力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪研究5%Mn冷轧中锰钢逆相变退火时间对显微组织和力学性能的影响。结果表明，冷轧中锰钢经930℃淬火20 min、675℃逆相变退火5～40 min后的组织为马氏体、超细晶铁素体和不同体积分数奥氏体。保温5 min时，组织延续淬火态的板条马氏体，奥氏体体积分数只有8.5%;随着保温时间延长至10、20、30 min,奥氏体体积分数分别增加至10.56%、19.7%、22.34%,但保温时间继续延长至40 min时，奥氏体体积分数降低至20.53%。随着保温时间的增加，抗拉强度持续增加，断后伸长率、强塑积均先升高后降低，强塑积在30 min时达到最大值，此时综合力学性能最好。     

在役2.25Cr-1Mo钢不同氢含量条件下韧脆转变行为

基于Charpy冲击实验研究加氢反应器用2.25Cr-1Mo钢长期高温服役后的回火脆化倾向.为了研究氢含量对该材料韧脆转变行为的影响,对已发生一定程度回火脆化的2.25Cr-1Mo钢进行电化学充氢处理,分别将试样氢浓度控制在2×10-6和4×10-6.对充氢后的试样进行Charpy冲击实验和慢速率拉伸试验,并对冲击断口形貌进行宏观与微观观察与分析.结果表明2.25Cr-1Mo钢长期高温服役后有较大的氢脆敏感性,充氢使2.25Cr-1Mo钢的韧脆转变温度升高,断口中出现沿晶断裂特征,且随着氢含量的增加,其韧脆转变温度持续升高,沿晶断裂特征所占比例增加.最后对2.25Cr-1Mo钢受回火脆与氢脆共同作用下的韧脆转变机理进行了探讨.     

热冲压钢B1500HS在不同应变速率下的氢脆现象研究

通过电化学充氢和不同应变速率拉伸试验,研究应变速率对热冲压钢B1500HS氢脆敏感性的影响。通过微观断口形貌观测,分析不同应变速率下充氢热冲压钢断裂形式的差异,并进一步对其机理进行探究。结果表明,随着应变速率的降低,热冲压钢的强度和塑性损失量逐渐增加,说明慢应变速率下氢脆现象更加明显;慢应变速率下热冲压钢拉伸断口呈准解理状,而快应变速率下则呈现小韧窝状,其断裂形式呈现出由脆性断裂向韧性断裂的转变。分析其原因主要是在慢应变速率下,氢有足够的时间扩散至孔洞、夹杂等缺陷位置,从而促进裂纹的产生和扩展,导致其具有更高的氢脆敏感性。     

δ铁素体含量对Fe-Cr-Ni-Mn-N系不锈钢氢脆敏感性的影响

采用高压气相充氢后进行缺口试样拉伸试验的方法,证实了δ铁素体含量的增加显著提高Fe-Cr-Ni-Mn-N系奥氏体不锈钢的氢脆敏感性.     

EFFECT OF δ-Fe CONTENTS ON HYDROGEN EMBRITTLEMET SUSCEPTIBILITY FOR AUSTENITIC Fe-Cr-Ni-Mn-N STEELS

采用高压气相充氢后进行缺口试样拉伸试验的方法,证实了δ铁素体含量的增加显著提高Fe-Cr-Ni-Mn-N系奥氏体不锈钢的氢脆敏感性.     

热冲压钢B1500HS的氢脆现象试验研究

基于电化学充氢原理搭建氢脆试验平台,开展渗氢热冲压钢的慢应变速率拉伸试验,研究热冲压钢B1500HS的氢脆现象。对比分析了含氢热冲压钢与原始热冲压钢的力学性能、断裂形式及断口形貌等差异,并讨论了充氢时间、电流密度参数对热冲压钢氢脆现象的影响。结果表明,热冲压钢充氢后力学性能显著下降,强度最高下降65. 6%,塑性损失达95. 1%;原始热冲压钢拉伸断口成韧窝状,而渗氢热冲压钢断口成准解理状,渗氢后热冲压钢的断裂形式发生了由韧性到脆性断裂的转变;随着充氢时间的增加,热冲压钢的力学性能先降低,随后略有增加;而随着电流密度的增大,热冲压钢的强度和伸长率逐渐降低,在一定时间后趋于稳定。     

TP80CQJ材料电化学充氢后力学性能研究

采用静态电化学充氢,研究不同时间和不同电流条件下TP80CQJ管线钢材的可扩散氢含量。分析了充氢后材料的力学性能,确定了材料的充氢饱和时间和氢脆指数。并用扫描电镜分析了其断口形貌。结果表明:TP80CQJ材料的充氢饱和时间为60 h,氢脆指数为0.681。充氢后材料的拉伸断口出现韧窝、准解理以及解理断口。     

碳含量对冷轧中锰钢双相区退火组织和力学性能的影响

研究了含碳量为0.1%～0.4%的冷轧态中锰钢经650℃退火后微观组织和单轴拉伸性能的变化规律。利用SEM进行了组织形貌表征,采用XRD法测量了残余奥氏体量,通过拉伸试验机测试了钢的单轴拉伸性能。结果表明,冷轧态实验钢在退火过程中都发生奥氏体逆相变,获得具有一定量亚稳奥氏体的超细晶组织;随实验钢碳含量从0.1%增加到0.2%时,钢的抗拉强度(Rm)变化不大(约1000 MPa),而断后伸长率(A)从27%升高到43%时,强塑积(Rm×A)从28 GPa%提高到45 GPa%,而碳含量为0.4%时,钢的强度明显提高(约1200 MPa),但塑性却下降。分析认为,冷轧中锰钢中的碳有利于逆转变奥氏体的形成及稳定,但碳含量过高会形成大量碳锰化合物,不利于奥氏体的形成,从而降低塑性。亚稳奥氏体相的TRIP效应以及超细的晶粒尺寸是获得超高强度、高塑性及高强塑积的主要原因。