《Materials Science and Engineering: A》：Microstructure-strength interplay governing hydrogen embrittlement in micro-alloyed high-Mn steels
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高锰钢的氢脆行为与晶粒细化及碳化物析出强化机制的关系研究表明，通过退火温度调控实现晶粒细化（6.6-32.5μm）和碳化物析出（850-1150℃），虽然提升了屈服强度但增加了氢脆敏感性。氢脆裂纹多在γ-奥氏体/ε马氏体界面及机械孪晶/基体界面萌生，其机理涉及氢致 stacking fault energy (SFE) 降低导致的相变敏感性和晶界/界面应力集中。氢环境下单侧拉伸试验显示，高强度区域（细晶+析出）因塑性区收缩加速氢聚集与裂纹扩展。该研究揭示了高强度设计对氢脆的负面协同效应，为高锰钢抗氢脆优化提供新视角。
郑昌坤（Chang-Gon Jeong）| 特·特·特·张（T.T.T. Trang）| 金延锡（Yeon-Seok Kim）| 金贤洙（Hyun Jo Jun）| 金贤宇（Hyun-Woo Jin）| 苏镇宇（Jin-Yoo Suh）| 表允旭（Yoon-Uk Heo）
韩国浦项科技大学（Pohang University of Science and Technology, POSTECH）铁基与生态材料技术研究生院（Graduate Institute of Ferrous and Eco Materials Technology, GIFT），浦项 37673
摘要
高锰钢（High-Mn steels, HMSs）具有优异的机械性能，但其相对较低的屈服强度（YS）和易氢脆性（hydrogen embrittlement, HE）仍然是其在结构应用中的关键限制因素。为了解决这些问题，晶粒细化（grain refinement）和沉淀硬化（precipitation hardening）是很有前景的方法，因为它们可以提高屈服强度并形成固定的氢捕获位点。在本研究中，我们通过系统地改变冷轧后的退火温度，阐明了微合金化高锰钢中氢脆行为与多种强化机制之间的关系。在无氢条件下，控制不同的晶粒尺寸和沉淀物比例的微观结构成功提高了屈服强度，同时保持了延展性。然而，在氢气作用下，随着退火温度的降低，氢脆敏感性显著增加。高分辨率透射电子显微镜（HR-TEM）和几何相位分析（GPA）显示，退火条件影响了氢向应变集中区域的迁移，从而导致不同的裂纹起始位置，如γ-奥氏体/ε-马氏体界面和机械孪晶/基体界面。这些差异源于碳化物沉淀和氢作用引起的γ-奥氏体相稳定性的变化。此外，较高的屈服强度限制了裂纹前方的塑性区域，加速了塑性区域中的氢浓度积累和裂纹扩展。总体而言，研究结果表明，高锰钢的氢脆敏感性不仅受基体成分影响，还受基体强度的影响，这为设计高强度、抗氢脆的高锰钢提供了重要见解。
引言
近年来，高锰钢（HMSs）因其出色的机械性能而受到广泛关注，这些性能包括高极限抗拉强度（UTS）、优异的韧性以及出色的加工硬化能力，主要归功于孪晶诱导的塑性（twinning-induced plasticity, TWIP）[1]、[2]、[3]。这些特性使高锰钢成为汽车部件、低温储存容器和结构部件等苛刻应用领域的理想候选材料[4]、[5]、[6]、[7]。尽管如此，奥氏体钢固有的低屈服强度（YS）限制了其在需要高压抵抗性、高加工硬化能力和优异断裂韧性的结构应用中的使用。为了解决这一限制，人们探索了多种强化策略，包括晶界强化（grain boundary strengthening）、位错强化（dislocation strengthening）和沉淀硬化（precipitation hardening）[8]、[9]、[10]。其中，晶界强化通过减少位错堆积长度和阻碍裂纹在相邻晶粒之间的大晶格错位处的扩展，特别有效地提高了屈服强度和抗断裂性能[11]。
尽管提高高锰钢屈服强度存在挑战，但更严重的问题是严重的氢脆性（HE），这可能是由于在含氢或硫化氢（H?S）环境中发生的化学反应产生的氢气引起的。暴露于这种富含氢的环境会显著降低钢材的机械性能[12]、[13]、[14]。钢材的氢脆敏感性受环境条件、微观结构和施加应力的共同影响[15]。以往对奥氏体钢的研究（通常采用电化学氢充入方法[16]、[17]、[18]）表明，氢会降低堆垛层错能（stacking fault energy, SFE）[19]、[20]，这一发现也得到了第一性原理计算[21]、[22]、[23]的支持。在高锰钢中，SFE的降低促进了ε-马氏体的形成和机械孪晶的形成，这两种现象都成为裂纹的优先起始位置，因为它们会导致局部应力集中[24]、[25]、[26]。
因此，晶粒细化可以增强γ-奥氏体的机械稳定性，从而通过抑制潜在的氢脆裂纹起始位置并提供额外的裂纹扩展障碍来提高抗氢脆性[3]、[27]。同样，引入MC型碳化物可以在钢基体中形成固定的氢捕获位点，从而减轻氢脆[28]、[29]。然而，MC型碳化物的沉淀会消耗基体中的碳，进而降低γ-奥氏体的稳定性。这种权衡突显了需要更详细地了解屈服强度提升策略与氢脆行为之间的相互作用，特别是在裂纹起始和扩展过程中的晶粒尺寸效应和氢-微观结构相互作用方面。这一知识空白对于开发在含氢环境中使用的结构部件至关重要。
在本研究中，通过控制冷轧后的退火温度，在微合金化高锰钢中引入了多种强化机制。为了阐明氢脆机制的起源，还进行了热氢气充入实验。晶粒细化与沉淀硬化的结合有望通过提高抗断裂性能[30]和提供不可扩散的氢捕获位点[28]来提高屈服强度并减轻氢脆。与预期相反，我们的结果显示，晶粒细化和沉淀硬化都增加了氢脆敏感性。这种行为归因于氢与微观结构的相互作用，这些相互作用促进了裂纹的起始并改变了裂纹扩展过程中的塑性区域特性。这些发现为多强化高锰钢中的氢脆机制提供了新的见解，并确定了在含氢环境中可能恶化机械性能的关键微观结构因素。
热机械处理过程
本研究中使用的微合金化高锰钢的化学组成为Fe-18Mn-0.6C-0.02Nb-0.02Ti（重量百分比）。材料通过真空感应熔炼制备，随后进行热轧和空气冷却（图1(a)）。然后进行冷轧，厚度减少了50%，最终厚度为0.6毫米。为了改变晶粒尺寸和沉淀物比例，样品在四个不同的温度下退火10分钟：850°C、950°C、1050°C和1150°C。
退火后的微观结构
退火后的样品微观结构通过SEM-EBSD进行了表征（图2）。所有条件都显示为单一的γ-奥氏体（图2(a-d)）。随着退火温度的变化，晶粒尺寸也发生了变化：A850、A950、A1050和A1150条件下的晶粒尺寸分别为6.6 ± 2.1 μm、12.2 ± 4.0 μm、18.6 ± 6.0 μm和32.5 ± 10.1 μm。图2(e-h)中的IPF图显示了不同退火条件下的晶粒取向随机分布。
已计算得出
不同变形结构中的氢相互作用引起的裂纹起始
多种强化机制对屈服强度的贡献随退火温度的变化而变化（图1、图2、图3），从而导致不同的氢脆行为（图6）。为了更深入地了解氢脆行为，特别是裂纹起始和扩展过程，进一步研究了两种代表性条件（A850和A1150），以明确氢脆行为与屈服强度变化之间的相关性。
图10研究了经过氢充入处理的A850试样在拉伸测试中的微裂纹形成情况。
结论
本研究阐明了不同退火温度引起的微观结构变化如何控制微合金化高锰钢中的氢脆行为。这些发现突出了微观结构特征和强化机制在氢脆敏感性中的关键作用。详细了解基体强度与氢脆之间的相关性对于设计抗氢脆的高强度高锰钢具有重要价值。主要结论如下：
作者贡献声明
表允旭（Yoon-Uk Heo）：撰写 – 审稿与编辑、验证、概念化。
特·特·特·张（T. T. T. Trang）：撰写 – 审稿与编辑、验证。
郑昌坤（Chang-Gon Jeong）：撰写 – 原稿撰写、可视化、实验研究、正式分析。
苏镇宇（Jin-Yoo Suh）：实验研究。
金贤宇（Hyun-Woo Jin）：资源准备、概念化。
金贤洙（Hyun Jo Jun）：资源准备、概念化。
金延锡（Yeon-Seok Kim）：实验研究
利益冲突声明
作者声明他们没有已知的可能会影响本文研究工作的竞争性财务利益或个人关系。
利益冲突声明
作者声明他们没有已知的可能会影响本文研究工作的竞争性财务利益或个人关系。
致谢
作者衷心感谢埃克森美孚（ExxonMobil）的财政支持，该支持促进了本研究的顺利完成（项目编号：4.0015633）。
