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发表于 2008-9-1 12:46:46
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来自： 中国上海
氢脆大致可分成两种：可逆和不可逆氢脆现象。
* ?& j& h5 z9 B1. 不可逆氢脆
. [3 X4 D0 ?' X+ o5 R8 K$ ?这种类型的氢脆一旦发生，就无法通过中温或室温处理给以实质性恢复，由此造成的塑性损失也是不可逆的，故称为不可逆氢脆。主要表现有以下三种情况：
V; m2 q; c) y% \5 [" c4 P ①氢压裂纹。# r9 M* ]* i0 {4 P" k8 o7 C! X6 x
在材料中某些缺陷位置，H能复合成H2，室温时它是不可逆反应，即H2不会再分解成H。随着进入该缺陷的氢浓度的增加，复合后H2的压力也增大。当氢压大于屈服强度时就会产生局部塑性变形，如缺陷在试样表层，则会使表层鼓起，形成氢气泡。当氢压等于原子键合力时就会产生微裂纹，称为氢压裂纹。氢压裂纹包括钢中白点、H2S浸泡裂纹、焊接冷裂纹以及高逸度充氢时产生的微裂纹等。
2 t7 v, J% u! Y( g W4 g②氢致化学变化导致的氢脆——氢腐蚀
; A8 `+ ~3 P0 f* m在高温高压氢环境下使用较长时间后，由于高压氢与钢中碳作用在晶界上反应生成甲烷，形成的CH4分子不能扩散出来，就在晶界夹杂物处形成气泡，随着甲烷的不断形成，当气泡中的甲烷的压力大于材料在该温度下的强度时就会转化为裂纹，而使材料脆化。3 L% c: F* z7 S2 R, `2 s3 K
③氢致相变导致的氢脆4 S" C g( F7 ~4 b) |+ t
是氢化物型氢脆。 由于ⅣA族(Ti、Zr、Hf)和ⅤA族(V、Nb、Ta)金属极易生成氢化物,因为氢化物是一种脆性中间相，一旦有氢化物析出，材料的塑性和韧性就会下降，即氢化物的析出导致材料变脆。
/ _3 B. Y5 ]/ D# s i3 B q 氢致马氏体相变 对于不稳定的奥氏体不锈钢在室温时是奥氏体，材料塑性和韧性很好。但如深冷淬火（低于-60℃）或室温冷加工，则部分奥氏体转变成马氏体，材料塑性和韧性就明显下降。: E- J* Y- C4 d
2. 可逆氢脆
( b0 R2 k) h" |固溶在金属中的氢在拉伸过程中通过扩散富集，导致材料塑性下降，如果在拉伸前或屈服前把氢除去（室温放置或中温加热），则可使塑性恢复，称为可逆氢脆。具有氢脆敏感性的材料虽然有时候氢的含量甚微，如超高强度钢甚至含有低于1 ppm的氢，但在应力作用下，通过应力诱导扩散，氢也会向三向应力集中区域富集，从而也会引起塑性损失。这种富集是通过氢在金属中的扩散进行的，因而有时间的依赖性，当氢的富集超过一定程度，在一定应力的协同作用下，就会产生氢致滞后开裂和断裂 。高强度结构钢的氢脆破坏，通常就属于可逆氢脆破坏行为。
0 K, W, s+ ^/ [/ l a) x8 Y' `: ^ 可逆氢脆的最后破坏，起码要具备3个必要条件:临界氢含量、临界应力和对氢脆敏感的组织。高强钢热处理后的组织通常对氢脆都很敏感。由于可逆氢脆失效过程受氢扩散控制，故一方面构件中必须含有一定量的扩散氢，另一方面构件在受力作用过程中的应变速率必须足够低，以使氢能充分地进行扩散而集中。就是说受氢扩散控制的氢脆破坏是一个氢致滞后开裂和断裂过程，而突发的应力或过高的应变速率不体现氢对开裂的作用]。例如，飞机起落架的氢脆破坏，往往不是由于着陆时所受巨大冲力而断裂，而常常在地面装载货物或在滑跑过程中产生断裂，并且在脆断前又表现不出任何迹象。
; n2 N$ A& m5 d5 U. }) F氢脆机理7 N$ a0 m; ]& \0 W
当前氢脆机理的研究成果，基本包括氢压理论、弱键理论、吸附降低表面能理论、氢促进局部塑性变形导致脆断的理论等。( E; m' [5 Y- J. U8 g- C5 M& e. N. D
▲氢压理论
4 p$ C6 A' K2 N+ H在H2气环境中，H2分解为H原子进入金属中，其浓度CH和P1/2成正比。反过来，如果溶解在金属中的H进入某些特殊区域(如夹杂或第二相界面、空位团)就会复合成H2，即2H→H2，这时该处的H2气压力P就和CH2成正比，但由于H2不是理想气团，压力较高时要用逸度f代替，则有： C# s: S% p2 N* x# W- [
f =CH2exp(-2∆H/RT) (1)
) f/ B/ O4 C& d# l' S% {& j9 n 当局部区城CH很高，按上式算出的逸度换算成压力后等于原子键合力σth时，就会使局部地区的原于键断裂而形成微裂纹氢压理论可以很好地解释各种氢压裂纹，如钢中的白点、H2S诱发裂纹、焊接冷裂纹以及充氢时产生的鼓泡和裂纹的形成机理。但对于可逆氢脆，如氢致可逆塑性损失以及氢致滞后开裂，仅仅用氢压理论无法解释氢致微裂纹或微空洞形核后，氢压可能促进裂纹核的稳定性或促进其扩展，但对裂纹形核起控制作用的并不是氢压。
, S, |, l. m( M% s5 w▲氢降低键合力(弱键)理论 ' |- z4 T$ U# x
氢降低原子键合力理论认为：当局部应力集中σyy等于原子键合力σth时，原于键就破裂，从而微裂纹形核。固溶的原于氢能使原于键合力从σth降为σth(H)。这样，使氢致微裂纹形核所需的局部应力集中将从σyy＝σth降低为σyy(H)＝σth(H)。这样一来就会使造成局部应力集中所需的临界外加应力从σc降为σc(H)，或使临界应力强度因子从KIC降为KIH。因此，裂纹更容易形成。
% ], [! E0 M/ F6 V1 w% h▲氢降低表面能理论
# A8 B G+ J; t) L* X; u氢降低表面能理论认为：氢吸附在表面就会使表面能由γ降为γ(H)。根据Griffith理论，断裂应力σs或断裂韧性KIC和γ1/2成正比，因而当氢使γ 下降，必然使σc降为σc(H)，或使KIC降为KIH，从而增大裂纹形成倾向。 + E$ {: |/ z* p. |+ z: [4 o" Q- C
▲氢促进塑性变形理论
) _$ j+ M$ m8 D E认为任何断裂过程都是局部塑性变形发展到临界状态的结果。氢能促进局部塑性变形，从而使材料在较低的应力或KIC以下就能使局部塑性变形达到临界值而引起氢至开裂。由于在较低的KIC下就能开裂，使得断裂行为在宏观上向脆性方向转化。
6 J. G, p* k4 Q▲氢促进空洞形核理论% u- g. ]# ~, D$ D* B4 w; g
蒋兴刚等人将氢致局部塑性变形理论、氢降低表面能理论（或弱键理论）及氢压理论综合起来，提出了氢促进空洞形核的新机制。认为氢通过氢通过促进局部塑性变形和降低键合力，一方面促进纳米微裂纹的形核，另一方面促进微裂纹钝化成微空洞，即氢促进了空洞的形核。氢通过在空洞内部形成氢压及降低键合力升高了空洞的稳定性。& U% V, l2 T2 H2 s
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白点是钢中的一种内部裂纹，在锻件的纵向断裂面上呈现为边缘清晰的圆形或椭圆形银白色斑点；在横向低倍试片上为花纹状小裂纹，长度数毫米，最大数十毫米。
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7 m+ }5 O& I5 O. ^白点的出现将导致锻件横向性能（主要是塑性、韧性）急剧降低并成为最危险的断裂源，严重降低零件的使用性能与寿命。因而，一旦发现白点，锻件即应报废或改锻位较小尺寸的锻件。2 D9 J% V$ v# F: u# ~! D: B1 y
白点是钢中的氢与应力联合作用下产生的。白点的形成温度约为200℃至室温，基本上不随钢的化学成分而变，所以锻造完毕放在外面空冷时绝对不要任意摆放、直至冷至室温。
8 j9 ^9 E5 V( Z6 [" ?白点的形成需要孕育期，在孕育期中使钢中的氢形成足够程度的偏聚，并促和使金属脆化。白点多形成于晶界、亚晶界、夹杂物表面及其他晶体缺陷处。
: M2 z1 f3 p/ }! \, M5 M0 J5 m/ O( l为防止白点的形成，必须将钢中残留氢限制在钢中的无白点极限含氢量以下，一般控制在2ppm以下﹡。钢的无白点极限含氢量受制于钢的白点敏感性并与钢的化学成分、组织状态等等方面的因素有关。Ni、Mn、Ni-Cr等合金元素使钢的白点敏感性增高；Zr、Nb、Mo、W、V、Ti、单独存在的Cr及稀土元素Ce等可使钢的白点敏感性有所下降。在各种组织中，白点敏感性下降的顺序是：珠光体、贝氏体、马氏体；混合组织比单一组织更易出现白点。细化晶粒、碳化物质点的细化与片状化、位错密度增加等因素可加大结构缺陷对氢的捕获作用，可减小钢的白点敏感性。
* I6 o& `6 ?4 i! ^, r7 k4 d. F3 z对锻造工序来说，对付白点的对策除了消除应力、尽可能不让应力与残留氢联合作用，还有就是利用650℃左右的长时间扩氢来促使氢的扩散——不让它偏聚成氢分子而致裂。这对CrNi钢较有效，但对MnMo钢（如20MnMo）的块状锻件（例如管板）效果稍差些。1 T: w, f1 X& Z& O
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: z: p: ^* r5 Q5 r$ e" l[ 本帖最后由 fqhhg 于 2008-9-1 12:48 编辑 ] |
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发表于 2008-9-1 15:27:17