快速回火高硅钢氢脆性能及碳化物和残余奥氏体对其性能的影响

科技 2024-11-18 09:37 山东

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Hydrogen Embrittlement Properties of Rapid Tempered High-Si Steel and Effects of the Carbide and Retained Austenite on Its Properties

快速回火高硅钢氢脆性能及碳化物和残余奥氏体对其性能的影响

汽车悬架弹簧要求强度高、重量轻，目前最大强度为2000mpa。此外，它们必须在使用环境中具有很高的抗氢脆性能。从以往的研究来看，添加Si或快速回火可以提高低合金钢的抗氢脆性能。研究了2000 MPa悬架弹簧钢在不同Si含量和回火速率下的氢脆性能，以及细小铁的碳化物和残余奥氏体对氢脆性能的影响。采用感应回火(IH)法和炉内加热(FH)法对JISSUP7 (2.0Si)和SAE9254 (1.4Si)弹簧钢进行不同回火速率的回火试验。对这些钢进行了腐蚀循环下的四点弯曲试验，并测量了失效时间。结果表明，高Si含量和高回火速率的2.0Si-IH钢，即使在较高的扩散氢含量的条件下，其断裂寿命最长，抗氢脆性能最高。采用透射电镜、EBSD和同步辐射x射线衍射(XRD)等方法对碳化物粒子和残余奥氏体的尺寸和体积分数进行了分析，发现2.0Si-IH钢中细小碳化物粒子Fe_2-3C(ε)的尺寸最小，残余奥氏体的体积分数最高。认为Fe_2-3C(ε)的细小碳化物作为氢陷阱的位置，其高分散性抑制了位错的运动。它们抑制了应力集中区域氢的积累，有望提高抗氢脆的能力。

关键词：感应加热；快速回火；悬架弹簧；渗碳体粒子；残余奥氏体；循环腐蚀试验

1. 介绍

汽车工业一直致力于减轻重量和提高燃油效率。最近，汽车的电气化和混合动力汽车的使用增加了这些车辆的数量。然而，电池往往会增加车辆的重量。因此，减轻汽车零部件重量已成为一个日益重要的挑战，作为汽车底盘部件的悬架弹簧的重量也是要减少，此外，还需要保持载荷能力和抗疲劳性，抗拉强度提高到2 000 MPa。悬架弹簧面临的挑战之一是由腐蚀反应产生的氢引起的氢脆。为防止腐蚀，螺旋弹簧采用粉末涂层。然而，由于飞石和弹簧与弹簧座之间的摩擦，很难避免涂层的损坏。如果雨水或大气中的湿气附着在裸露的部件上，则会发生钢的腐蚀，这可能导致氢气的吸收和氢脆。因此，为了安全使用高强度弹簧并进一步减轻其重量，必须提高弹簧钢材的抗氢脆性能。

据报道，碳化物的氢捕获和抑制位错运动是提高高强钢抗氢脆性的措施。[1~3]人们开发了添加V或Ti合金元素的弹簧钢，以期望碳化物具有高的氢陷阱和位错钉扎效果。[4,5]然而，考虑到未来资源枯竭和供应波动的风险，使用不含贵金属的低合金钢是非常重要的。本文主要研究了快速回火和添加Si相结合对碳化铁Fe_2-3C(ε)的细化弥散分布。

Matsumoto等人报道，更细的碳化物提高了抗氢脆性能。[6]随着Si含量的增加，感应淬火和回火马氏体钢的碳化物变得更细小，抗拉强度为1450MPa。在回火过程中，Si延缓了六方ε-碳化物[以下简称Fe_2-3C(ε)向斜方晶系的渗碳体[以下简称Fe₃C(θ)]的转变，从而抑制了碳化物的粗化。碳化物在晶粒中的细小弥散分布和位错对碳化物的钉扎作用有望降低产生晶间断裂的可能性。快速回火被认为是一种碳化物的细化方法。[7]加入硅和快速回火的组合有望产生更细小的碳化铁析出粒子。此外，最近的一项研究表明，Fe_2-3C(ε)可能具有氢陷阱作用。[8]特别是，在添加Si的钢中析出的Fe_2-3C(ε)的C浓度为25at%，比化学计量组成相应的浓度低。研究表明，氢可能被困在碳空位的位置上。[9,10] Zhu等人利用三维原子探针分析证实，氢被困在添加硅Q-P-T(淬火分配和回火)钢中析出的Fe_2-3C(ε)中。[11] Teramoto等人进一步报道，中碳Si-Cr钢中，随着Fe_2-3C(ε)析出量的增加，氢陷阱量最大。特别是在大约673K低温退火期间。[12]这些研究表明，这些是在低合金钢中获得高强度和高抗氢脆性的有效方法：添加Si和快速回火相结合，使碳化物细小弥散分布，Fe_2-3C(ε)触发氢陷阱。

然而，Euser等人报告说，随着Si添加量的增加和回火速率的提高，钢中残余奥氏体(γ)的数量增加。[13]硅的加入通过增加在奥氏体的碳含量稳定了残余奥氏体。快速回火还通过抑制γ的热分解而增加了残余γ量。特别是在低温回火的高强度钢中，可能会产生残余γ相，因此，必须考虑对抗氢脆性能的影响。据报道，残余奥氏体相对抗氢脆性能的影响可以通过氢溶入γ相或在γ/α界面处形成氢陷阱来改善材料的性能。[14]相反，在应力加载下，残余γ相转变为变形诱发的马氏体相。γ相中的氢在变形诱发马氏体或γ /α界面处积累，增强了氢的脆性。[15]因此，如果采用快速回火和添加Si相结合的方法，除了碳化物细化的影响外，还必须考虑残余γ增加的影响。

虽然有些研究只考虑上述两种影响，但没有研究发现添加Si和快速回火对抗氢脆性能的影响，专注于碳化物Fe_2-3C(ε)和残余γ的影响。如果能够明确各相对氢脆的影响，就可以优化添加元素的种类和数量，从而开发出新的热处理方法，提高高强度弹簧钢的抗氢脆性能。在本工作中，通过制备不同Si含量和回火速率的试样，研究了强度为2000 MPa的高强度弹簧钢的氢脆性能。接下来，我们研究了Fe_2-3C(ε)的尺寸和体积分数以及试样中残余γ对氢脆性能的影响。最后，在此基础上讨论了高硅钢的氢脆机理。

2. 实验方法

2.1. 试样

采用两种不同Si含量的弹簧钢JISSUP7(2.0Si)和SAE9254(1.4Si)作为试样。表1列出了它们的化学成分。对直径为φ13mm的拉丝钢棒进行淬火回火处理，如图1所示。

表1 本研究用钢的化学成分(mass%)

图1 试样热处理示意图

在本研究中，为了排除晶粒尺寸差异对氢脆的影响，采用感应加热(IH)淬火，感应加热(IH)和炉内加热(FH)回火。通过调整回火条件，使试样的硬度达到与实际弹簧钢硬度相当，其硬度为HV600 (2000~2100 MPa)。表2列出了试样的力学性能和原始奥氏体(γ)晶粒尺寸。用饱和苦味酸水溶液刻蚀淬火和回火材料后，根据标准JIS G0551:2020(钢-表观晶粒尺寸的显微测定)，用标准图表比较法估计了原始γ晶粒尺寸。[16]机械性能根据标准JIS Z2241:2011(金属材料-拉伸试验-室温试验方法)使用14A号试样在10mm/min的拉伸速度下测量的应力应变曲线进行评估。[17]夏比冲击值由室温下使用10mm×5mm×55mm亚尺寸样品(U形缺口)进行的试验确定根据标准JIS Z2242:2018(金属材料夏比摆锤冲击试验方法)。[18]对于Si含量最高、回火时间最短的2.0Si-IH钢拉伸试验得到的伸长率、面积收缩率和夏比冲击值是最高的。

表2 试样的原始奥氏体晶粒尺寸和力学性能

2.2. 氢脆性能评价

为了评估每个试样的氢脆性能，考虑弹簧的环境，在循环腐蚀试验(CCT)下进行了四点弯曲试验。图2显示了用于评估的试样的几何形状。它是哑铃形状，中间细直径的平行部分为100mm。图3显示了评估氢脆性能的测试方法示意图。每个试样都附有应变计。随后，使用四点弯曲夹具对试样施加预定的弯曲应力。最后，将试样放入CCT箱中，冲击传感器被安装在夹具上。通过检测试样断裂时的电信号输出来评估断裂寿命。CCT循环采用日本汽车标准组织的JASO M609标准，[19]其单循环包括三个过程：1) 5mass% NaCl在35℃下连续喷涂2小时，[2] 60℃和20~30%RH下干法喷涂4小时，[3] 50℃和95%RH下湿法喷涂2小时。反复试验，直至试样断裂。试验结束后，从试样中获得截面约为10 mm的断口表面试样，以研究断裂的起源和断口表面形貌。使用中性除锈剂(S-CLEAN S-800, Sasaki Chemicals)对试样进行除锈，清洗并干燥，在扫描电子显微镜(SEM, SIGMA, Carl Zeiss)下观察。我们还观察了断口附近的截面以确定腐蚀形态。试样被包裹在热固性树脂中，用砂纸精细抛光至#2000，然后用胶体二氧化硅镜面抛光。

图2 氢脆特性评定用试样的尺寸

图3 氢脆性能评价试验示意图。(CCT中的四点弯曲试验)

采用热解吸法(TDA)测定了断裂试样中扩散氢的含量。用于测量的试样从平行部分切割10mm长度，距离断裂约5mm，然后使用带式磨床(#80)进行除锈。氢分析系统(JTF-20A, J-Science Lab)用于测定钢试样的氢含量。扩散氢含量以100℃/h的速率从室温升高到300℃时氢气的释放总量来测定。

2.3. 显微组织观察

采用透射电镜(TEM, JEM-2100F, JEOL)研究了试样中碳化物的大小和分布。用精密切割机将直径为13mm的圆棒切割成0.5 mm厚的试样。将试样用SiC砂纸从表面两侧抛光至60 μm深度，然后打孔成直径为3 mm的圆盘状。最后，对圆盘的两侧进行电解抛光。

利用图像处理软件ImageJ对TEM图像中观察到的20~40片薄膜状碳化物的宽度和长度进行了测量，从而评估了碳化物的大小。利用电子背散射衍射(EBSD)分析了残余γ的大小和分布。再次使用直径为φ13mm的圆棒切割出长度为10mm的试样，试样被包埋在热固性树脂中，用SiC砂纸抛光至#2000，然后用胶体二氧化硅镜面抛光。采用扫描电子显微镜(SEM, JSM-7000, JEOL)和晶体取向分析仪(OIM, TSL)观察了显微组织。根据公式(1)，从该区域确定残余γ的大小为圆形等效直径。考虑到观测设备的分辨率，计算圆形等效直径为50 nm或更大的残余γ。

（1）

D：圆当量直径(mm)

A：面积(mm²)

利用x射线衍射(XRD)测定了试样中碳化物和残余γ的体积分数。在同步辐射设施Spring-8的BL19B2上使用多功能高通量衍射仪(Polaris)。在直径为φ13 mm的圆棒的d/4位置，利用电火花加工方法提取直径为φ0.5 mm的圆柱形试样，然后电抛光成直径为φ0.2 mm的形状。2θ分析范围设为2.095°~ 55°。采用Rietveld分析(JADE Pro, MDI)对XRD数据进行半定量分析，以确定碳化物和残余γ的体积分数。

3. 结果

3.1. 氢脆性能评价

图4为不同Si含量和回火速率下高Si含量QT钢的弯曲应力与断裂时间的关系，并给出了TDA法分析的扩散氢量。如图所示，在各种应力作用下，断裂寿命依次为2.0Si-FH钢、1.4Si-IH钢、2.0Si-IH钢。这一结果与Matsumoto等人的报道一致的。[6]在IH回火钢中，当Si含量较大时，断裂寿命可延长一倍以上，这与Matsumoto等人的报道一致。[6]高Si钢比低Si钢具有更好的抗氢脆性能。2.0Si-IH钢的断裂寿命是普通FH回火钢的2~10倍。结果表明，2.0Si-IH钢的扩散氢含量与其它钢相当或更高，但具有更长的断裂寿命。另一方面，2.0Si-FH钢在任何施加应力下都会断裂，即使它含有低于0.04 ppm少量的可扩散氢。结果表明，热处理条件的不同导致两种IH钢的显微组织存在差异，从而影响了其断裂寿命。

图4 不同Si含量和回火速率的高Si QT钢弯曲应力与断裂时间的关系

图5为试样断裂后断口形貌及腐蚀坑形貌。断裂后发生的腐蚀掩盖了断口表面形貌的细节。然而，由于观察到晶间断裂，1.4Si-IH钢应该是由于氢脆而断裂的。所有试样的表层均存在深度为20~40μm的腐蚀坑，这可能是断裂的起源。在断口附近的断面上观察到腐蚀坑的形貌，腐蚀坑尺寸随试样断裂寿命的延长而增大，2.0Si-IH钢的腐蚀坑最大，但不容易断裂。

图5 CCT条件下4点弯曲试验后试样断裂面和腐蚀坑的SEM显微图

3.2. 显微组织观察

调查研究了不同Si含量和回火速率对碳化物尺寸、分布和残余γ的影响。图6显示了对碳化物的观察结果。在所有试样中，均发现宽度为10~20nm、长度为50~200nm的薄膜状Fe_2-3C(ε)为初级碳化物。其中，2.0Si-IH钢具有最细化的Fe_2-3C(ε)。与2.0Si-IH钢相比，1.4Si-IH钢具有更长的Fe_2-3C(ε)。球状碳化物Fe₃C(θ)也较为稀疏。由于Si含量相对较低为1.4%，回火过程中部分Fe_2-3C(ε)可能转变为Fe₃C(θ)。在2.0Si-FH钢中，可观察到的碳化物只有Fe_2-3C(ε)，尽管回火时间较长，但未观察到Fe₃C(θ)。我们认为2.0%的Si含量抑制了Fe_2-3C(ε)向Fe₃C(θ)的转变。然而，必须注意的是，2.0Si-FH钢中的Fe_2-3C(ε)在长度和宽度上都比IH钢粗。在所有试样中，碳化物的析出点主要位于板条晶粒内。晶界析出量无显著差异。这一结果与Matsumoto等人[6]的报道不同，高Si钢的碳化物析出发生在晶内，而低Si钢的碳化物析出发生在晶间。造成这种差异的原因尚不清楚。本研究所用试样的Si含量高于Matsumoto等使用的低Si钢的0.2%。[6]因此，本研究中可能以晶内析出为主，但差异不显著。

图6 不同Si含量和不同回火速率下各试样碳化物的TEM显微图

在2.0Si-IH钢中观察到位错分布，以此证实碳化物对位错的钉扎作用。图7为2.0Si-IH钢中位错分布的TEM显微图像，如图7(a)所示，在中心区域观察到较高的位错密度，其中Fe_2-3C(ε)也密集分布。图7(b)显示了中心区域的放大视图，其中许多位错与碳化物的纵向正交。位错钉扎锚固在碳化物之间。我们假设位错运动受到碳化物的抑制。

图7 Fe_2-3C(ε)对2.0Si-IH钢位错钉扎的TEM显微图

图8为SEM-EBSD观察到的残余γ的分布。残余γ在2.0Si-IH钢中最大，其次是1.4Si-IH和2.0Si-FH钢。在所有试样中，残余γ倾向于分布在板条的晶界和原始γ晶界。

图8 不同Si含量和回火速率下各试样的残余γ分布(绿色为γ，红色为α)

同步加速器x射线衍射(XRD)测量了每个试样中碳化物和残余γ的体积分数。图9显示了试样的衍射曲线。在所有钢种中，只有Fe_2-3C(ε)是可检测到的碳化物。不同类型钢的Fe_2-3C(ε)衍射峰强度差异不大，但1.4Si-IH钢的衍射峰强度略小。衍射谱中未检测到Fe₃C(θ)。对于1.4Si-IH钢，TEM观察到了稀疏的球状Fe₃C(θ)，可能是由于其含量极低而没有通过XRD检测到。相反，残余γ的衍射峰强度在2.0Si-IH钢中最高，其次是1.4Si-IH和2.0Si-FH钢。这一趋势与使用SEM-EBSD观察到的结果一致。残余γ随Si添加量和回火速率的增加而增加的趋势也与Euser等人报道的趋势一致。

图9 各试样的同步加速器XRD谱图用于估算Fe₂₋₃C(ε)和残余γ的体积分数

图10(a)和10(b)提供了每个试样中Fe_2-3C(ε)和残余γ的形状和体积分数的概述，使用箱线图进行组织。如图10(a)所示，2.0Si-IH钢(快速回火的高Si钢)的碳化物长度和宽度的中位数最低，并且具有与FH回火钢相当的高体积分数。2.0Si-IH钢的显微组织中有许多弥散分布的细小碳化物。显微组织反映了Si的加入和快速回火的协同作用，促进了碳化物的微细析出。另一方面，1.4Si-IH钢中Fe_2-3C(ε)的体积分数小于2.0Si-IH钢，2.0Si-FH钢中Fe_2-3C(ε)的尺寸更粗。图10(b)显示了试样中残余γ的大小和体积分数。结果表明，2.0Si-IH钢中碳化物含量最高，但也有大量残余γ。

图10 试样中Fe_2-3C(ε)的大小和体积分数(ε) (a)和残余γ (b)

4. 讨论

4.1. Fe₂₋₃C(ε)对氢脆性能的影响

图4和图10(a)的结果表明，Fe_2-3C(ε)晶粒尺寸最小、体积分数最大的2.0Si-IH具有最长的氢脆断裂寿命。如引言所述，报道说弥散分布细小碳化物可以通过抑制位错运动来提高抗氢脆性。虽然四点弯曲试验虽然是静载荷，但在试验过程中会发生少量蠕变变形。由此推断，在本次试验中，位错运动可能会影响氢脆。根据碳化物的硬度和尺寸，提出了两种细小碳化物弥散析出强化机制：粒子切削机制和Orowan机制。[20]如果粒子尺寸很小，则通过传递位错切割粒子来抑制位错运动。然而，如果粒子尺寸较大，位错就不能再切割粒子，绕过粒子，或形成位错环通过。在临界粒子条件下，粒子析出强化的量达到最大，此时发生了从粒子切割机制到Orowan机制的转变。据报道，钢中碳化物的临界粒子直径在几nm到十几nm之间，其中Fe₃C(θ)为18 nm, TiC为6 nm, Mo₂C为12 nm。[21]对于Fe_2-3C(ε)，对析出强化机理的研究很少，也没有关于临界粒径的报道。假设Fe_2-3C(ε)的临界粒径与上述碳化物的临界粒径相同，则试样中Fe_2-3C(ε)的粒子宽度为12 ~ 20 nm，接近临界粒径。而Fe_2-3C(ε)的长度大于50 nm，大于临界粒径。考虑到这些晶粒尺寸，我们假设钢试样中位错运动的机制主要是Orowan机制，尽管结果可能取决于位错滑移方向与碳化物粒子取向之间的关系。在Orowan机制中，变形所需的应力由公式(2)定义，表明应力随着碳化物粒子之间距离的减小而增大。[22]

（2）

G：刚性模量(80.6 GPa)

b: ：Burgers矢量(0.24824 nm)

λ：晶间距离(nm)

碳化物粒子之间的距离随着粒子尺寸的减小和体积分数的增加而减小。基于以上讨论，我们认为2.0Si-IH钢的位错在本研究所用的试样中移动的可能性最小，因为钢的析出粒子间距离最短。Teramoto等人使用添加了2.0% Si的马氏体钢，并报道了Fe_2-3C(ε)抑制位错运动，从而产生更高的屈服强度。[22]结合Teramoto等人报道和我们基于沉淀析出强化机制的讨论，我们认为试样中弥散分布很好的碳化铁抑制了位错运动，从而提高了抗氢脆性。

此外，最近的一项研究表明，Fe_2-3C(ε)可能具有氢陷阱能力。[8]作者提出了多种捕氢机制，如在碳空位处氢陷阱，生成化合物Fe₂HC的氢陷阱，以及在碳化物粒子周围的连续的应变场中的氢陷阱。[8]在所有的氢陷阱机制中，Fe_2-3C(ε)的氢陷阱量有望随着其体积分数的增加而增加。当氢被困在应变场中时，由于析出粒子的比表面积增加，其粒子尺寸减小，造成的氢量也随之增加。

我们重点研究了碳化物对位错运动的抑制和氢陷阱作用，在这两种情况下，假设碳化物具有较大的体积分数和较小的析出尺寸，这对抗氢脆有有利的作用。以往的研究表明，位错在晶界处堆积，晶界处应力应变的集中促进了晶间断裂。[23]位错还将氢输送到应力集中区。[24]因此，为了提高抗氢脆性能，必须在应力集中区周围以高密度析出细小的碳化物来抑制位错和氢的积累。

4.2. 残余γ对氢脆的影响

图4和图10(b)的结果表明，随着残余γ的尺寸和体积分数的增加，抗氢脆性能增加。如引言所述，残余γ促进了氢的溶解，并在γ /α界面处固定捕获了氢。[25]然而，残余γ也因向变形诱发马氏体转变而降低了抗氢脆性能。[15] 2.0Si-IH钢中含有大量的细小碳化物和残余γ，具有最高的抗氢脆性能。目前尚不清楚是哪一相提高了抗氢脆性能。因此，我们使用含有残余γ的2.0Si-IH和1.4Si-IH钢的退火试样，研究了γ相减少对抗氢脆性能的影响。试样在低于回火温度下退火，以防止硬度下降。

图11显示了残余γ减少的材料的氢脆性能。对于所有钢种和退火条件，断裂寿命随着残余γ的减少而增加。结果表明，残余γ不但无助于提高合金的抗氢脆性能，反而降低了合金的断裂寿命。综合前人的研究结果，应力集中区域残余γ变形诱发的马氏体相变可能是导致断口寿命降低的原因之一。然而，目前尚不清楚这种转变是否发生在试验过程中，这是未来调查的主题。

图11 退火后残余γ减少，试样的氢脆性能。(退火条件①300℃×20分钟，②440℃×10秒s)

4.3. 快回火高硅钢氢脆机理研究

第4.1节和4.2中的讨论结果表明，在快速回火的高Si钢(2.0Si-IH钢)中，碳化物改善了氢脆性能，但残余γ无助于改善氢脆性能。通过对比不同Si添加量和回火速率的试样，探讨了高硅钢快速回火的氢脆机理。

图12显示了试样的显微组织以及氢脆过程中估计的位错和氢的分布。在氢脆试验中，将弯曲载荷施加于四个点支承的试样上。位错和氢气预计将集中在支撑点之间的应力集中区。在显微组织中，位错和氢在晶界处积聚，如板条和原始奥氏体中。如第4.1节所述。2.0Si-IH钢的显微组织为密集弥散分布的细小碳化物。在氢脆试验中，进入2.0Si-IH钢的氢比其他钢多。而2.0Si-IH钢的断裂寿命最长。我们认为这是由于高含量Si的添加和快速回火的组合，导致了细小弥散分布的碳化物的产生。这些碳化物抑制了位错和氢的移动，有效地抑制了局部位错密度和氢浓度的增加。基于4.2节的讨论。2.0Si-IH钢中含有大量残余γ，但这无助于提高其抗氢脆性能。如3.1节所述。低Si含量的1.4Si-IH钢在氢脆试验中表现出晶间断裂的迹象。考虑到这些结果，我们认为1.4Si-IH钢比2.0Si-IH钢在更短的时间内断裂是由于位错和氢在晶界处的集中。与2.0Si-IH钢相比，1.4Si-IH钢的Fe_2-3C(ε)碳化物更粗，体积更小，因此具有更高的位错迁移率。较小的Fe_2-3C(ε)体积分数也意味着1.4Si-IH钢比2.0Si-IH钢具有更少的氢陷阱位点。此外，长时间回火2.0Si-FH钢的氢脆寿命明显短于其他类型的钢，尽管它几乎不含残余γ。2.0Si-FH钢中Fe_2-3C(ε)的体积分数与2.0Si-IH钢相似，但尺寸最大。这表明2.0Si-FH钢具有稀疏分散的粗大的碳化物。结果表明，在2.0Si-FH钢中，位错被钉扎和碳化物捕获氢的可能性最小。即使在0.04ppm以下少量氢的情况下，也认为晶界附近的局部位错和氢积聚导致了早期断裂。在本研究中，不直接涉及在Fe_2-3C(ε)中氢陷阱和残余γ。此外，尚不清楚是否发生了形变诱导的残余γ的马氏体转变，这将是未来的研究的题目。

图12 本研究所用试样的显微组织及位错和氢的预期分布示意图(考虑高硅钢快速回火抗氢脆机理)

5. 结论

在本研究中，我们重点研究了高Si钢的快速回火，以提高其抗氢脆性。首先，通过制备不同Si含量和回火速率的试样，对强度为2 000 MPa的高强度弹簧钢的氢脆性能进行了评价。接下来，我们研究了Fe_2-3C(ε)和残余γ对氢脆性能的影响。最后，在此基础上讨论了高硅钢的快速回火氢脆机理。我们的研究结果总结如下。

(1)氢脆试验获得的断裂寿命依次为：2.0Si-IH、1.4Si-IH、2.0Si-FH。随着Si的加入量和回火速率的增加，其抗氢脆性能有所提高。2.0Si-IH钢虽然含有较多的可扩散氢和较粗的腐蚀坑，但较其它材料不易断裂。相反，2.0Si-FH钢即使含有极少量的可扩散氢也会发生断裂。

(2)随着Si添加量和回火速率的增加，在钢种试验当中，2.0Si-IH钢中，Fe_2-3C(ε)的尺寸最小，体积分数最大。这些结果表明，2.0Si-IH钢具有高密度析出细小碳化物的组织。在2.0Si-IH钢中，残余γ量也最高。随着Si添加量的增加和回火速率的提高，残余γ的增加趋势与前人的研究结果一致。

(3)快速回火提高了高硅钢的抗氢脆性能，这是由于细小碳化物的密集析出，它们抑制了局部位错密度和氢的浓度，这是导致由氢脆二引起的断裂。我们认为，残余γ对抗氢脆性能的提高没有贡献，因为随着残余γ体积分数的降低，氢脆寿命增加。

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25) H. Tsubakino and H. Harada: Advances in Delayed Fracture Solution, The Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, (1997), 138 (in Japanese).

作者

Manami SUNAKO,1)* Masataka MIZUMOTO,1) Azusa OOI,2) and Eiji TADA,2)：

1) R&D Div., NHK Spring CO., Ltd., 3-10 Fukuura, Kanazawaku, Yokohama, Kanagawa, 236-0004 Japan.

2) Dept. Materials Science and Engineering, Tokyo Institute of Technology, 2-12-1-S8-2 Ookayama, Meguro-ku, Tokyo, Japan.

* 通讯作者E-mail: m.sunako@nhkspg.co.jp

唐杰民2024年9月下旬在安徽黄山屯溪翻译自某国<ISIJ International>今年8月期刊，水平有限，翻译不准不妥之处请各位看官领导专家给与指正。

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2024-11-08

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