淬火及高温回火后高碳钢的氢陷阱作用与氢脆行为
多项研究表明，钢强度的增加与氢脆敏感性增强是正相关关系，且高碳钢中该现象尤为显著。因为高碳钢的高强度和低塑性，导致即使是很微量的氢渗入也有可能导致失效。原因有二，其一是不可逆氢陷阱数量有限，难以有效捕获并固定可扩散氢；其二是高体积分数的渗碳体颗粒易成为氢致裂纹形核的优先位置。碳化物通常是强可逆或不可逆的氢陷阱，但渗碳体作为氢陷阱的作用在文献中仍存在较大争议，有理论计算研究认为渗碳体为不可逆氢陷阱，然而大多数的实验研究又将其归类于可逆陷阱，还有许多学者认为在室温下，渗碳体对氢捕获行为的影响可以忽略不计。但无论渗碳体的氢陷阱能力如何，当钢中氢累积至临界浓度时，都会不可避免地导致力学性能（尤其是塑性）劣化。这一现象，我们在一期专题中详细报道过（请见：氢致脆化机制的协同作用与相互影响）。
此外研究还发现，碳化物尺寸对氢脆敏感性具有明显的依赖关系，其中较大的碳化物比细小碳化物更易加剧氢脆。尽管已有大量关于碳化物陷氢特性的研究，但粗大渗碳体对氢脆敏感性的具体影响机制仍缺乏深入探讨，相关研究报道也较为有限。由此，Zhu等人通过热脱附谱（TDS）与氢显微热分析（HMT）相结合的方法，系统研究经临界区淬火及高温回火后的高碳钢中氢陷阱分布特征。之后，结合SSRT实验和SEM分析，提出相应的高温回火高碳钢的氢脆断裂机制模型。
一、实验与结果
图1. SSRT样品的尺寸
该研究所用实验钢的化学成分为Fe-1.00C-0.50Si-1.50Mn-0.70Cr-0.25Mo-0.010P-0.003S（wt%），钢材在830℃下奥氏体化1h后进行油淬。一部分淬火试样随后分别在540℃和600℃下回火2h，并空冷，分别记为T540和T600；未经回火的淬火态样品记为Q830。
表1. 不同热处理条件下实验钢中渗碳体的定量分析结果
根据图2所示结果，无论在淬火态还是不同回火态，实验钢的显微组织均以马氏体（M）、残余奥氏体（RA）和残余渗碳体（RC）为主。但540℃回火样品T540的马氏体中过饱和的碳原子析出形成细小的弥散渗碳体（PC），而原有的RC发生长大，而600℃回火样品T600的马氏体结构发生部分转变，并出现再结晶形成的等轴铁素体。同时，PC的密度显著增加，并均匀分布于基体中。XRD 定量分析（图 3）验证了这一趋势：这三种样品的位错密度分别为3.26×1012cm-2、2.83×1010cm-2和4.74×108cm-2，而其奥氏体体积分数分别为32.55%、0.43%和0.39%。EBSD分析进一步揭示了马氏体的亚结构特征（图4），三种状态下平均马氏体块尺寸均约为1.30μm。表1总结了析出相提取法测得的渗碳体含量。830℃淬火后，有0.24wt%的碳以RC形式存在，基体中含有0.76wt%的溶解碳；540℃回火后，有0.49wt%的碳从基体中析出形成PC，基体中剩余0.27wt%；600℃回火后，0.53wt%的碳进一步析出为PC，基体中残余碳含量降至0.23wt%。图 5 展示了T540与T600样品中渗碳体尺寸的分布直方图。
图6a显示了在1mA/cm2电流密度下和在较高电流密度（5mA/cm2）下充氢所得试样的TDS曲线。与1mA/cm2情况相比，5mA/cm2峰的种类与位置基本不变，但总脱氢量显著增加。随着回火温度升高，与峰1相关的氢陷阱容量逐渐降低，与位错密度的下降一致，表明该峰主要与位错陷阱有关。图7的结果验证了上面猜测的位错相关氢陷阱的典型，图8中的分析结果显示，T600的位错密度虽进一步降低，但由于陷阱作用增强，其氢扩散系数反而减小。这说明除位错外，渗碳体也作为有效氢陷阱，显著抑制氢扩散。
图9. HMT测试结果：(a) 未充氢的T600试样，(b) 充氢的Q830试样，(c,d) 充氢的T600试样
图9是对Q830与T600样品进行了氢显微印迹（HMT）的测试，b、c和d图中显示，Q830样品中Ag颗粒主要富集于马氏体界面处，而对于回火处理后的样品T600，Ag颗粒主要分布于基体中，且有一个有意思的现象，红色箭头标示处Ag颗粒明显富集；而另一部分区域则Ag缺乏，分别代表了氢吸附与氢排斥现象。
根据图10的结果，回火温度的提高导致材料强度下降，同时其塑性得到改善。同时，氢对高温回火试样（T600）的影响明显减弱。与之相比，T540经充氢后延性显著下降，说明其在氢作用下更易发生脆化失效。而T600即使在较高氢含量下仍保持良好的塑性，这主要归因于其较低的氢渗入量所带来的抗氢脆优势。图11的宏观断口形貌同样呈现这一规律，随着充氢电流增大，T540试样的断口逐渐变平、截面收缩率减小，而T600断口形貌基本保持稳定，仍呈现出明显的塑性断裂特征。图12的微观断口分析揭示了二者的断裂机制差异：未充氢时，两种试样均以微孔聚合（MVC）型韧性断裂为主；充氢后，T540发生准解理（QC）断裂，裂纹优先沿马氏体块界扩展；而T600即使在强充氢条件下仍保持典型韧窝形貌。由此可见，高温回火能够有效减少氢陷入并抑制氢辅助裂纹扩展，从而显著提升钢的抗氢脆能力。
二、渗碳体的氢陷阱机制
图13. 代表性渗碳体颗粒的显微组织与界面表征。(a) TEM图像；(b) 渗碳体/基体界面的高分辨TEM（HR-TEM）图像；(c) (b)的快速傅里叶变换（FFT）衍射花样；(d) 通过几何相位分析（GPA）获得的界面附近应变梯度分布；(e,f) 经滤波得到的(101)_{Fe₃C}和(011)_{Fe₃C}晶格条纹图像
如图13中分析所知，渗碳体界面附近的不均匀压应变场阻碍了氢的溶解与扩散，使得氢难以到达界面处的不可逆陷阱。这可合理解释HMT测试中观察到的“局部化氢陷阱”现象：界面附近的富Ag区对应于拉应变诱导的氢富集区，而贫Ag区则与压应变区相对应。这与HMT技术对应变梯度处可迁移氢积聚的高灵敏性相一致。
三、高温回火高碳钢的氢脆断裂机制
图14. 氢含量依赖的氢脆机制转变示意图。(a) 低氢条件：HELP主导；(b) 中等氢条件：HELP与HEDE共存；(c) 高氢条件：HEDE主导
为便于比较不同氢含量下的断裂特征，将试样的氢含量分为低（≤0.49 ppm）、中（0.49-0.60 ppm）和高（≈0.80 ppm）三个等级。细小韧窝（F-MVC）对应氢致局部塑性增强（HELP）机制，而准解理（QC）特征则对应氢致解理（HEDE）机制。低氢条件下（图14a），氢原子在位错处的聚集加速了位错运动，进而引起局部的塑性化。在中等氢含量下（图14b），断口上出现F-MVC与QC共存，说明HELP与HEDE机制同时起作用。此时，位错迁移将氢带到界面处，但由于渗碳体界面受压应变影响，对氢的陷获能力较低，致使马氏体亚结构界面成为氢聚集更为有利的位置，易引发裂纹萌生。在高氢条件下（图14c），断口主要表现为QC特征，表明HEDE成为主导机制。高氢浓度削弱了界面结合力，促使裂纹沿晶面传播。然而，断口撕裂棱上仍可见细小韧窝，说明HELP与HEDE机制在高氢条件下仍存在协同作用。
