由于马氏体钢具有出色的强度和韧性组合，因此被广泛用于关键的结构应用中，包括管道和压力容器[[1], [2], [3], [4]]。然而，在富含氢的环境中，这些钢材容易发生氢脆，这会降低其机械性能并可能导致意外失效。氢脆的机制复杂且多方面，涉及氢原子与位错、晶界和碳化物等微观结构特征之间的相互作用[[5], [6], [7], [8]]。最近的研究强调，应从微观结构氢分布的角度来理解氢脆机制——氢增强局部塑性（HELP）、氢增强解离（HEDE）和氢增强应变诱导的空位形成（HESIV），而不是将它们视为相互排斥的模型[9,10]。在这个框架下，位错、晶界和碳化物/基体界面等捕获位点的密度和性质决定了控制氢脆敏感性的有效扩散率和可移动氢浓度[11,12]。
近年来，与碳化物相关的氢捕获问题受到了越来越多的关注。通过添加V、Mo、Nb和Ti等合金元素形成的相干或半相干MC碳化物作为强不可逆的捕获体，可以减少可扩散氢的比例[13,14]。相反，奥氏体化不足后残留的粗大且非相干的碳化物作为弱可逆捕获体，会促进微裂纹的产生[[15], [16], [17]]。在高强度马氏体钢中，粗大的未溶解碳化物被广泛认为是潜在的应力集中区和氢作用下的优先裂纹起始位置。先进的原子尺度分析表明，混合金属碳化物（如(Mo,V)C）能够以超过0.5 eV的结合能捕获氢，即使在长期暴露后也能保持氢的永久保留[13,[18], [19], [20]]。这些见解催生了捕获体工程的概念，即通过热处理和微合金化来控制高强度钢中氢捕获体的类型和分布。最近的研究[11,21]越来越强调，高强度钢的氢脆不仅应通过总氢吸收量来理解，还应考虑氢的动态稳定性以及不同长度尺度上捕获位点的性质。特别是，使用纳米级合金碳化物的捕获体工程被提出作为一种有效方法，通过降低有效扩散率和促进稳定捕获来抑制关键微观结构特征处的氢积累。
从热处理参数的角度来看，奥氏体化温度控制未溶解碳化物的溶解和溶质均匀化，从而决定了后续沉淀的初始状态。奥氏体化不足会在先前的奥氏体晶界留下粗大的碳化物，加剧氢脆敏感性；而过高的温度则会导致晶粒粗化和强度损失[[22], [23], [24], [25]]。最近使用APT和DFT模拟的原子尺度研究表明，奥氏体化不足后残留的粗大非相干碳化物作为可逆氢捕获体，会加速裂纹的产生[26,27]。相反，在较高的奥氏体化温度下形成的完全溶解且均匀分布的碳化物种群可以促进氢的均匀分布，减轻氢脆[28]。
除了奥氏体化温度外，回火温度在决定马氏体钢的微观结构演变中也起着关键作用。回火影响碳化物的沉淀、基体软化以及氢的扩散路径，所有这些因素都显著影响抗氢脆性能[[29], [30], [31], [32]]。较低的回火温度通常会导致较高的内部应力和脆性相的保留，从而增加氢脆敏感性；相反，较高的回火温度可以促进碳化物的粗化和重新分布，降低局部氢浓度，提高抗氢脆性能[31]。然而，过高的回火温度会导致过度软化，损害机械强度。对于马氏体钢而言，最近的研究表明，提高回火温度可以通过微观结构的恢复和纳米级碳化物的优化沉淀来提高抗氢脆性能，这些因素共同改变了可逆/不可逆捕获行为和氢辅助塑性[33,34]。
对于Mo–V马氏体钢而言，Mo富集碳化物和V富集碳化物之间的平衡尤为重要，因为Mo在热力学上稳定了碳化物，而V增强了它们与铁素体基体的相干性[[35], [36], [37], [38], [39], [40]]。Mo和V在MC碳化物中的相对分配决定了它们的氢捕获效率和相应的抗氢脆性能[41,42]。尽管取得了这些进展，但奥氏体化和回火温度对Mo–V马氏体钢微观结构演变、氢捕获和脆性的综合影响仍不够清楚。以往的研究很少同时考虑这两个参数，也很少有人将捕获体特性与氢加载下的机械退化直接联系起来。
在本研究中，我们系统地改变了奥氏体化和回火温度，以阐明热处理如何控制Mo–V马氏体钢中的碳化物演变、位错密度和氢分布。具体来说，通过TEM/EDS识别出的纳米级(Mo,V)C碳化物是主要的不可逆捕获体，这一点通过热脱附分析（TDA）和纳米二次离子质谱（nano-SIMS）得到了验证。通过将这些微观结构观察结果与电化学氢加载下的慢应变率测试（SSRT）结果相关联，研究表明，较高的奥氏体化温度可以溶解粗大的未溶解碳化物并使马氏体基体均匀化，而较高的回火温度可以促进碳化物的球化和稳定(Mo,V)C的析出，这两者共同将捕获体谱从可逆转变为不可逆。这些发现为优化热处理条件以工程化碳化物捕获体并提高马氏体钢的抗氢脆性能提供了实验基础。
