車用先進高強鋼在冶煉、熱處理、焊接以及服役過程中，氫會不可避免的進入到先進高強鋼內部，導致其發生氫脆并嚴重惡化力學性能。先進高強鋼的氫脆敏感性隨著材料強度級別的增加而顯著提升，對于抗拉強度超過1000MPa的先進高強鋼，其內部少量的氫濃度便會誘發氫致裂紋，發生氫脆斷裂。第三代車用先進高強鋼QP980的微觀組織為馬氏體、鐵素體以及殘余奧氏體，其成分復雜。激光焊接過程中，各微區的微觀組織和力學性能發生劇烈變化，因此氫可能會影響QP980激光焊接接頭力學性能，進而需要系統而深入地探究氫對接頭力學性能的惡化程度并揭示其氫脆斷裂機理，為降低接頭氫脆敏感性提供基礎理論支撐，提高車體安全性能。

基于此，北京航空航天大學機械工程及自動化學院郭偉教授團隊通過電化學充氫試驗以及慢應變速率拉伸試驗系統評估了氫原子對QP980激光焊接接頭力學性能的影響，采用雙邊缺口試驗結合EBSD試驗分析了接頭試樣在慢應變速率拉伸試驗中氫致裂紋擴展路徑并揭示了QP980激光焊接接頭氫脆機理。結果表明：接頭試樣對氫十分敏感，當電化學充氫電流密度為5mA/cm2，充氫時間為5min時，抗拉強度氫脆敏感因子IHE(UTS)為17.3%，斷裂總延伸率氫脆敏感因子IHE(TEL)高達84.7%，并且隨著電化學充氫時間的增加，接頭試樣的力學性能持續降低。不完全相變區中擴散氫含量高于接頭其他區域，因此充氫后接頭試樣在不完全相變區發生脆性斷裂。充氫接頭試樣慢應變速率拉伸試驗中，在氫促進局部塑性變形（HELP）和氫降低原子間結合力（HEDE）共同作用下，氫致微裂紋萌生于馬氏體內部和馬氏體/鐵素體晶界處；氫致裂紋在接頭不完全相變區中的擴展模式為穿晶擴展和沿晶擴展的混合模式。

相關研究成果以“In-depth understanding in the effect of hydrogen on microstructural evolution, mechanical properties and fracture micro-mechanisms of advanced high-strength steels welded joints”為題發表在腐蝕領域權威期刊《Corrosion Science》上。

論文鏈接：

https://doi.org/10.1016/j.corsci.2024.112112

圖1 QP980激光焊接及電化學充氫示意圖：(a)-(b) 激光焊接示意圖；(c)-(e)電化學充氫示意圖及試樣尺寸

QP980激光焊接接頭熱影響區各微區因峰值溫度及冷卻速率的差異導致各微區的微觀組織呈現差異性，熱影響區由回火區、不完全相變區、細晶區和粗晶區組成。回火區中回火馬氏體內部有碳化物的析出，不完全相變區中存在孿晶馬氏體，細晶區和粗晶區均為全馬氏體組織。

圖2 原始QP980激光焊接接頭熱影響區各微區微觀組織：(a)-(c) 回火區及回火馬氏體中碳化物；(d)-(g) 不完全相變區及孿晶馬氏體；(h) 細晶區；(i)粗晶區

電化學充氫后，接頭熱影響區各微區的微觀組織未發生明顯變化。在回火區回火馬氏體中仍能觀察到析出的碳化物，位于不完全相變區的孿晶馬氏體在接頭充氫后仍存在。

圖3 電化學充氫后QP980激光焊接接頭熱影響區各微區微觀組織：(a)-(c) 回火區及回火馬氏體中碳化物；(d)-(g) 不完全相變區及孿晶馬氏體；(h) 細晶區；(i)粗晶區

電化學充氫僅5min時，接頭試樣的抗拉強度和斷裂總延伸率便急劇降低，斷裂總延伸率氫脆敏感因子IHE(TEL)高達84.7%。隨著充氫時間的增加，接頭試樣的抗拉強度和斷裂總延伸率持續降低，可見氫的引入會嚴重惡化QP980激光焊接接頭力學性能，尤其是接頭塑性急劇降低。

圖4 不同電化學充氫參數下QP980激光焊接接頭慢應變速率拉伸試驗結果：(a) 工程應力-應變曲線；(b) 力學性能分布直方圖

未充氫接頭試樣在慢應變速率拉伸試驗斷裂在母材區，微裂紋沿馬氏體/鐵素體界面萌生占比約為70%，斷口分為剪切唇和瞬斷區，在剪切唇區域觀察到大量韌窩，在瞬斷區觀察大量撕裂脊，這表明未充氫接頭試樣在慢應變速率拉伸試驗中的斷裂模式為韌性斷裂。

圖5 未充氫接頭試樣在慢應變速率拉伸試驗中斷裂位置、微裂紋萌生位置以及斷口形貌：(a) 斷裂位置；(b)-(d) 斷口附近微裂紋萌生位置；(e) 微裂紋萌生位置統計結果；(f)-(j) 斷口形貌

接頭試樣充氫后，斷裂位置由母材區轉移到不完全相變區，微裂紋萌生于馬氏體晶粒內部占比最高（約60%），而萌生于馬氏體/鐵素體界面占比次之（約35%），其斷口主要由脆斷區組成，脆斷區的微觀形貌為準解理。因此，QP980激光焊接接頭經電化學充氫后，在慢應變速率拉伸試驗中的斷裂模式為脆性斷裂，這與其斷裂總延伸率僅為2.8%相對應。

圖6 充氫5 min接頭試樣慢應變速率拉伸試驗中斷裂位置、微裂紋萌生位置以及斷口形貌：(a) 斷裂位置；(b)-(d) 斷口附近微裂紋萌生位置；(e) 微裂紋萌生位置統計結果；(f)-(j) 斷口形貌

圖7為氫致裂紋尖端擴展路徑及周圍區域的晶體結構特征。原始塊狀晶粒內部幾乎無亞晶界/小角度晶界形成。氫致裂紋周圍晶粒內部取向差角度均小于3°，并且塊狀晶粒內部未出現亞晶界/小角度晶界等。氫致裂紋擴展模式為沿晶擴展（晶粒1和2及晶粒5和6）和穿晶擴展（晶粒1和2及晶粒5和6）。

圖7 電化學充氫20 min接頭試樣在慢應變速率拉伸試驗中裂紋尖端周圍微觀組織演變：(a) 裂紋尖端形貌；(b) IQ+相圖；(c) IQ+取向差角度圖；(d) 反極圖；(e) 圖d中晶粒內部取向差角度；(f)-(g) 圖d中虛線框區域反極圖及晶胞圖

將氫致裂紋擴展路徑及裂紋尖端放大后觀察到氫致裂紋主要為馬氏體穿晶擴展，并伴隨少量沿馬氏體與鐵素體界面沿晶擴展。上述結果表明氫的引入不僅使接頭斷裂位置由母材轉移到不完全相變區，而且改變了接頭試樣裂紋擴展模式的占比，即由未充氫時裂紋主要為馬氏體沿晶擴展改變為充氫后氫致裂紋主要為馬氏體穿晶擴展。

圖8 電化學充氫20min接頭在慢應變速率拉伸試驗中裂紋擴展路徑及尖端微觀形貌：(a) 裂紋擴展宏觀形貌；(b) 裂紋微觀形貌；(c) 裂紋擴展路徑微觀形貌；(d)-(e) 裂紋尖端形貌；(f) 裂紋尖端周圍區域微裂紋/孔洞形貌

氫致微裂紋在接頭不完全相變區主要為穿過馬氏體形成穿晶擴展，另外在馬氏體與鐵素體界面處觀察到氫至微裂紋。不完全相變區中孿晶馬氏體并未影響氫致微裂紋的擴展，未發現氫致微裂紋穿過孿晶馬氏體形成穿晶擴展。

圖9 電化學充氫20min接頭在慢應變速率拉伸試驗中氫致微裂紋擴展路徑及微裂紋：(a) 氫致裂紋擴展路徑；(b)-(c) TEM試樣；(d) 微裂紋

馬氏體內部位錯密度高且多為位錯纏結，在氫增強局部塑性（HELP）作用下，氫降低位錯運動阻力，提高位錯運動速率并且氫原子隨位錯移動而發生偏聚；根據氫降低原子間結合力理論（HEDE），晶粒內部氫原子的聚集減弱晶粒內原子間結合力，進而加速晶粒內部氫致微裂紋的萌生與擴展，馬氏體內部氫原子降低原子間結合力，促進氫致微裂紋的萌生，因此電化學充氫后接頭試樣變形過程中不完全相變區馬氏體內部易形成氫致微裂紋，最終導致馬氏體的穿晶開裂。另外，馬氏體與鐵素體微區力學性能存在差異，接頭試樣變形過程中，馬氏體與鐵素體變形不協調使二者晶界處出現應變集中，位錯在晶界處聚集，而氫原子隨位錯運動而運動，進而在馬氏體與鐵素體晶界處出現氫原子偏聚，這種氫原子偏聚和位錯的聚集促使二者晶界產生劇烈的塑性變形（HELP機理）并減弱界面原子間結合力（HEDE機理），導致氫致微裂紋/微孔洞萌生于馬氏體與鐵素體晶界處，氫致裂紋通過不斷兼并萌生于馬氏體內部和馬氏體與鐵素體晶界處的氫致微裂紋/微孔洞而快速擴展，導致接頭試樣在不完全相變區脆性斷裂。

圖10 QP980激光焊接接頭氫致微裂紋萌生機理示意圖

引用格式：Xue J., Guo W., Xia M., et al. In-depth understanding in the effect of hydrogen on microstructural evolution, mechanical properties and fracture micro-mechanisms of advanced high-strength steels welded joints. Corrosion Science, 2024, 233: 112112，DOI:https://doi.org/10.1016/j.corsci.2024.112112