高强度钢因其优异的力学性能，在汽车、能源、桥梁及轨道交通等领域得到了广泛应用。然而，高强度钢在服役过程中面临的氢脆问题严重影响其安全性和可靠性。氢脆( Hydrogn embrittlement，HE) 是材料长期暴露在氢环境中，由于氢原子的渗透和富集而导致材料力学性能出现显著降低的现象，主要表现为材料的延展性和断裂韧性降低，最终引发灾难性失效。氢脆现象在金属材料中普遍存在，其机制主要包括氢增强局部塑性变形(HELP) 、氢致裂纹扩展(HIC) 以及氢降低晶界结合力(HEDE) 等。对于贝氏体钢而言，其复杂的微观组织为氢原子在贝氏体钢中的扩散和富集提供了多条路径和陷阱位点，提高了贝氏体钢的氢脆敏感性。同时由于贝氏体钢的服役环境复杂，需承受多重交变应力与冲击载荷，这有可能进一步加剧贝氏体钢产生氢脆现象的风险。贝氏体钢的氢脆敏感性受到多种因素的影响，包括合金成分、显微组织、残余应力以及使用环境等。贝氏体钢的组织主要由贝氏体铁素体、残留奥氏体和碳化物组成，不同相的体积分数及其分布对氢的捕获和扩散行为具有重要影响。例如，残留奥氏体因其较高的氢溶解度，可以作为氢的暂存相，从而缓解氢脆效应。此外，贝氏体钢的残余应力分布也会影响氢的积聚行为，在拉应力作用下，氢更容易向高应力区扩散并导致局部脆化。

科研人员采用各种试验方法对钢的氢脆敏感性进行了定量评定与表达，最常用的方法有力学性能测试、断裂力学测试、电化学方法和微观分析等。拉伸试验属于力学性能测试方法，如慢应变拉伸试验可以得到充氢试样的断裂强度、断裂总延伸率和断面收缩率。Kahn 撕裂试验则是对含裂纹的试样进行撕裂试验，测量断裂韧性降低程度。氢致延迟开裂试验是先对高强钢等材料进行预加载，随后暴露于氢环境中观察开裂时间。CTOD试验属于断裂力学方法，即在氢环境中进行预制裂纹试样的断裂韧性测定，以测定CTOD 降低值; J 积分分析方法可测得氢环境下的J 积分降低值，评价材料的裂纹扩展敏感性。疲劳裂纹扩展试验( FCGＲ)则是在氢环境下测量材料的裂纹扩展速率。电化学方法( 如电化学氢渗透试验和阴极极化试验) 可测定氢扩散系数、氢渗透率和临界氢浓度，该试验可从氢向材料扩散及氢与金属作用的机理角度评价材料的氢脆敏感性。扫描电镜(SEM) 和透射电镜(TEM) 等微观分析技术可观察氢脆断口特征及微观组织形貌变化，为辅助理解和确认氢脆机理提供定量依据。通常多个方法联用可以增强氢脆评价结果的准确性和完整性。

为降低贝氏体钢的氢脆敏感性，通常可采取优化合金成分、调整热处理工艺以及表面改性等措施。例如，通过添加Mo、Nb等合金元素，可以促进碳化物析出，从而增加氢的陷阱位点，减少氢的有效扩散。控制贝氏体转变工艺，使得残留奥氏体适量稳定化，也有助于缓解氢脆。此外，采用表面涂层或阴极保护等方法可以减少环境氢的侵入，从而降低氢脆风险。本研究以自制的新型贝氏体钢为对象，通过分析不同热处理工艺下试验钢的氢脆敏感性，以期揭示贝氏体不同组织的氢脆抗力和机理。

01

试验材料为自制新型贝氏体钢，其化学成分如表1所示。首先采用真空感应熔炼炉制备50kg钢液，随后浇注到铸铁模具中，待钢锭冷却后采用带锯和车床分别将冒口和外皮去除，使钢锭表面无明显缺陷。最后，将加工好的钢锭在1200℃ 充分奥氏体化2h后，采用空气锤锻造成直径(60±2) cm 的棒状坯料，终锻温度为1000 ℃。

将锻造后的试验钢分为A、B两组。A组锻造后空冷至室温，随后在KLX-120型箱式马弗炉中进行奥氏体化，设定温度为920℃，保温30min，然后快速转移至KLJ-12Y型井式盐浴炉中进行350℃等温淬火处理，保温60 min 后水淬。B 组锻造后直接空冷至室温。两组试样的具体工艺见图1。

采用Devabathan 与Stachurski 联合创新的电化学氢渗透技术，以精确测量氢元素在贝氏体钢中的扩散速率。通过该技术计算得出，贝氏体钢在充氢过程中达到平衡氢浓度所需的时间为4.01×10⁴ s，这相当于约11h。所以本试验设定充氢时间为24h，远超过理论上的平衡时间，因此，在试验条件下，氢在贝氏体钢中已充分扩散并达到了平衡状态。通过拉伸试验评估试验钢的氢脆敏感性，氢脆敏感性试样为尺寸φ80 mm×10 mm 的圆柱。B组钢直接将圆柱精车成拉伸试样后进行充氢; A组钢对圆柱热处理后，加工成拉伸试样再进行充氢处理，拉伸试样充氢前需经2000 号砂纸精磨，其尺寸如图2所示。采用碱性电解液进行电化学充氢，电解液为0.2 mol /L NaOH+0.22 g /L 硫脲，拉伸试样接负极，铂片接正极。充氢试验前，为防止氢原子进入到夹持端中，采用电镀隔离胶对试样两边夹持端进行包裹，常温状态下干燥8 h，使得隔离胶完全固化后再进行充氢试验，试验中分别采用0.10、0.25 和0.50mA/cm² 的充氢电流密度对试样进行电化学充氢。

02

2.1 显微组织分析

图3为试验钢锻造态及等温淬火后的组织SEM图像。由图3可见，锻造态组织以粒状贝氏体为主，板条状贝氏体较少，M/A组元较粗大且数量较多。经等温淬火处理后，组织呈现多个取向的板条状贝氏体束组织，可以清晰地看到板条束相互交叉与分割，暗灰色贝氏体铁素体板条狭长，而亮白色残留奥氏体薄膜分布在板条束之间，部分M/A组元位于贝氏体束交界处，较细小且数量较少。

2.2 相分析

图4(a) 为试验钢锻造态及等温淬火后的XRD图谱。可以看出，两种状态试样中均存在体心立方结构的α 相与面心立方结构的γ 相。这表明试验钢复相组织中主要相结构为铁素体和奥氏体，其中以铁素体相为主。

根据奥氏体和贝氏体铁素体衍射峰( (200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ和(311)γ) 积分面积计算残留奥氏体体积分数fγ，计算公式为：

式中：P_α为α相的X 射线衍射峰强度; P_γ为γ相的X射线衍射峰强度；Z为衍射常数，对于不同衍射峰Z，分别取2.34 (R(200) γ /R(200) α) 、1.23 (R(200) γ /R(211) α) ，1.26(R(220) γ /R(200) α) 和0.66(R(220)γ /R(211) α) (R为特定晶面的衍射强度因子) 。

根据奥氏体衍射峰峰位计算残留奥氏体中碳含量，奥氏体中碳含量及合金元素含量的变化会引起晶格常数发生变化，反映在X 射线衍射图谱上为奥氏体衍射峰位置的偏移。因此，通过测量奥氏体峰的偏移程度可以计算出奥氏体晶格参数aγ，计算公式为：

式中：d为晶面间距；λ为入射光波长；a为晶格参数;h、k和l为晶面指数。

奥氏体晶格常数与合金元素及碳含量的关系式如公式(4) ，从而计算得到奥氏体中碳含量：

式中：aγ为奥氏体晶格常数；ω_C、ω_Mn、ω_Ni、ω_Cr、ω_Al和ω_Mo分别为相应合金元素的质量分数。

    根据公式(1) 、(4) 计算得到试验钢中残留奥氏体含量以及其中的碳含量，结果如图4(b) 所示。锻造态试样中残留奥氏体含量和其中的含碳量均高于等温淬火态试样。

2.3 氢脆敏感性分析

氢脆敏感性通过对充氢试样进行慢应变拉伸试验，用脆化指数( Brittleness index)来表征充氢导致的材料相对塑性的损失。脆化指数是通过试样拉断后的相关力学性能指标的变化来计算，如断裂总延伸率(A) 、断面收缩率(RA) 或抗拉强度(σ) ，具体表达式为：

式中：BI_A、BI_RA和BI_σ分别为相应力学性能指标计算的脆化指数；A_H为氢环境下断裂总延伸率；A_A为空气环境下断裂总延伸率；RA_H为氢环境下断面收缩率；RA_A为空气环境下断面收缩率； σ_H为氢环境下抗拉强度；σ_A为空气环境下抗拉强度。

脆化指数越高，材料的氢脆越严重，材料的氢脆敏感性就越高。而较低甚至负值的脆化指数则意味着材料仍能保持较好的延展性，甚至在特定条件下韧性有所提高。由于氢对断裂总延伸率的影响更明显，所以本试验采用断裂总延伸率的变化来衡量试验钢的氢脆敏感性。

试验主要采用控制变量法来控制试验钢中的氢含量，即充氢时间控制为24h不变，仅改变充氢电流密度，即采用0.10、0.25和0.50mA/cm²的充氢电流密度对试样进行电化学充氢。同时设置一组充氢电流密度为0mA/cm²，只将试样浸泡在充氢溶液中的试样作为对照组，浸泡时间同样为24h。不同充氢电流密度的试验钢均进行3次拉伸试验，以减小误差。

图5为不同电流密度下试验钢充氢后的应力-应变曲线对比。可以看出，充氢后，两种状态试验钢的力学性能均发生了较大变化。随着充氢电流密度的增加，锻造态试样抗拉强度呈先降低后升高再降低的变化趋势，但变化幅度不大，而等温淬火态试样的抗拉强度出现小幅度提高。充氢后，两种状态试样的断裂总延伸率降低比较明显，拉伸至断裂所需时间减少，表明对试验钢进行不同电流密度的充氢处理，对其塑性指标影响较大。同时，由图5还可以看出，充氢处理后试验钢拉伸应力-应变曲线所围成的面积减小，说明拉断试样所做的塑性功减小，材料脆性增加。

对比相同电流密度下两种状态试验钢充氢后的应力-应变曲线可知。未充氢条件下，等温淬火态试样的断裂总延伸率略高于锻造态试样，但其抗拉强度略低于锻造态试样( 见图5(a) ) 。充氢处理后( 见图5(b～d) ) ，两种状态试样的抗拉强度相差不大，表明充氢对不同工艺处理材料的强度影响较为一致；从断裂总延伸率变化来看，等温淬火试样的断裂总延伸率始终高于锻造态试样，这可能是因为等温淬火形成了更多的板条状贝氏体铁素体及薄膜状残留奥氏体，能够容纳更多的氢原子，减少了氢原子聚集为氢气的机会，从而使得材料具有较高的变形能力。

将两种状态试样充氢后的拉伸性能数据列于表2，由于应力-应变曲线中没有明显的屈服点，因此，使用0.2%的偏移应变来计算屈服强度，从表2同样可见充氢电流密度对试样屈服强度的影响并不显著。

图6为试验钢脆化指数BIA随充氢电流密度的变化曲线。可见，随着充氢电流密度的不断增加，两种状态试验钢的断裂总延伸率的损失量持续增加，后期增量减缓。从图6还可以看出，锻造态试样在充氢电流密度为0mA/cm²时，脆化指数为负数，这说明充氢溶液在未加电流的情况下，不足以使得氢原子在短时间内进入试验钢内部。当充氢电流密度增加至0．10 mA/cm²时，等温淬火态试样脆化指数由6,83%增加至40.4%，涨幅约491.5%，而锻造态试样的脆化指数由-3.14%增加至65.64%，涨幅约2190.4%，这说明此时锻造态试样的塑性已经到了非常恶劣的状态。随着充氢电流密度的继续增加，两种状态试样的脆化指数增长量放缓，但锻造态试样的脆化指数始终高于等温淬火态试样，这说明等温淬火态试样的抗氢脆能力要优于锻造态试样。

2.4 断口形貌分析

充氢电流密度为0mA/cm²状态下，两种状态试样的拉伸断口形貌如图7所示。对比两种试样的断口形貌，发现均存在不同尺寸的剪切唇(见图7(a，c) ) ，剪切唇是断口边缘的塑性剪切变形区域，通常出现在拉伸、冲击或断裂韧性试验的断裂表面。剪切唇的大小可以反映材料的塑性变形能力和断裂机制，并与材料的延性、韧性和脆性密切相关。对剪切唇尺寸进行测量，得到等温淬火态试样的剪切唇尺寸约为0.7 mm，锻造态试样的剪切唇尺寸约为0.5 mm。由图7(b，d)可见，两种状态试样断口中均存在大量韧窝，且等温淬火态试样韧窝密度明显大于锻造态试样，表明等温淬火态试样具有更好的塑性。

不同电流密度下充氢后，等温淬火态试样的拉伸断口形貌如图8所示。可以看出，随充氢电流密度的增大，试样的剪切唇呈现变窄变薄的趋势，并且拉伸断面逐渐趋于平坦，脆性特征比较明显( 见图8(a ～ c) ) ；且断面韧窝形貌逐渐减少直至最终消失，全部变为解理断裂(见图8(d ～ f) ) 。当充氢电流密度为0.10 mA/cm²时，断口形貌为少量韧窝和撕裂棱；随着充氢电流密度增大到0.25 mA/cm²时，断口形貌中韧窝基本消失，开始出现氢致二次裂纹，以准解理和解理混合形貌为主；当充氢电流密度继续增大到0.50 mA/cm²时，开始出现沿晶开裂倾向，表明断口的脆性逐渐增加，属于典型的氢脆现象。

不同电流密度下充氢后，锻造态试样的拉伸断口形貌如图9所示。可以看出，锻造态试样的整体断面情况( 见图9(a ～ c) ) 与等温淬火态试样基本一致，但高倍下可观察到二者的不同之处。充氢电流密度为0.10 mA/cm^2 时，锻造态试样拉伸断口中韧窝形貌已基本消失，以准解理为主，同时开始出现氢致二次裂纹。随着充氢电流密度增大，断面中二次裂纹更为明显，并出现沿晶断裂特征( 见图9(d ～ f) ) 。由此可见，与锻造态试样相比，等温淬火态试样呈现出更好的抗氢脆能力。

03

1) 经电化学充氢后，锻造态和等温淬火态试样的强度均变化较小，但断裂总延伸率和断面收缩率显著降低，表明充氢处理对其塑性影响较大。

2) 随充氢电流密度增加，两种状态试样以断裂总延伸率变化计算的脆化指数(BIA) 呈增加趋势，脆化指数越高，试验钢的氢脆敏感性越高，这是由于在高电流密度下，更多的氢原子被注入到试样中，从而增加了材料的氢脆风险。

3) 锻造态试样的脆化指数BIA始终高于等温淬火态试样，表明等温淬火态试样的抗氢脆能力优于锻造态试样。这是由于等温淬火形成了更多的板条状贝氏体铁素体及薄膜状残留奥氏体，能够容纳更多的氢原子，减少氢原子聚集为氢气的机会，使得材料具有较高的变形能力。

4) 充氢后，两种状态试样拉伸断口由塑性的韧窝断裂转变为脆性准解理断裂，还观察到了氢致裂纹的形成，随充氢电流密度增加，其数量和扩展程度加大。锻造态试样比等温淬火态试样更早出现氢致二次裂纹，表明等温淬火态试样呈现出更好的抗氢脆能力。