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4、第一類氨脆產(chǎn)生的原因

 

造成第一類氫脆的原因大致有以下幾方面：

 

1)氫病或稱氫蝕

 

氫蝕(hydrogen attack):主要表現(xiàn)在石油高壓加氫及液化石油氣的設(shè)備中。其作用機(jī)理是在300-500℃溫度范圍內(nèi)，由于高壓氫與鋼中碳作用在晶界上生成高壓CH4而使材料脆化。實(shí)驗(yàn)證明要隆低氫蝕宜采用經(jīng)充分球化處理的低碳鋼，鋼液不宜采用Al脫氫（其脫氫產(chǎn)物A12O3易成為CH4氣泡的核心)，并盡可能加入V:Ti等元素使碳固定，

 

機(jī)理就是氫與金屬中的第二相（夾雜物合金添加劑）交互作用而生成高壓氣體，如在銅金合中生成2H+O=H20,及在鋼中生成4H+C=CH4。

 

這些金屬或合金中的高壓氣體使基體金屬晶界結(jié)合力減弱，致使金屬脆斷這類氫脆對(duì)Ⅳ B和V B金屬來(lái)說(shuō)，由于這些金屬的氧化物或碳化物性質(zhì)穩(wěn)定，氫不可能與之反應(yīng)，因此在這些活性較大的金屬及合金中不存在這類氫脆。

 

碳鋼的氫蝕是一種特殊氫脆現(xiàn)象。石油工業(yè)經(jīng)常需要在高溫高壓下加氫裂化，很容易形成氫蝕。這種氫脆是由于碳鋼在300-500℃溫度范圍內(nèi)高壓氫氣與鋼中的碳作用而生成高壓CH4氣泡，當(dāng)氣泡在晶界上達(dá)到一定密度后即使村料脆化、其表現(xiàn)特點(diǎn)是：

 

(1)碳鋼在高溫高壓氫氣條件下暴露幾天或幾十天并沒(méi)有任何塑性變化，但在其后的幾個(gè)小時(shí)內(nèi)使鋼材的塑性嚴(yán)重降低。經(jīng)過(guò)一定時(shí)間后塑性開始降低，表明氫脆存在明顯的潛伏期。這是由于CH4氣泡的成核長(zhǎng)大需經(jīng)過(guò)一段時(shí)間后方能達(dá)到臨界密度所致。

 

(2)當(dāng)鋼中含有形成穩(wěn)定碳化物的某些合金元素，則可顯著升高形成氫蝕所必需的溫度及壓力。

 

(3)溫度壓力對(duì)潛伏期的影響：在同一潛伏期情況下，升高溫度則可明顯降低形成氫蝕所需的壓力，大致成雙曲線關(guān)系。

 

(4)鋼材熱處理制度對(duì)潛伏期的影響：大量實(shí)驗(yàn)證明，由于鋼材熱處理制度不同所引起組織的差異，明顯影響氫蝕潛伏期的長(zhǎng)短，一般碳鋼當(dāng)延長(zhǎng)在710球化處理的時(shí)間時(shí)，則可延長(zhǎng)潛伏期，也即可提高使用壽命。

 

根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，一般認(rèn)為氫蝕的脆化機(jī)理是由于高溫高壓下的氫與鋼中的碳作用而生成甲烷氣泡所致，甲烷氣泡的成核一般在夾雜物上。氫蝕潛伏期的結(jié)束也即變脆的開始必須使甲烷氣泡達(dá)到相當(dāng)高的密度才能產(chǎn)生10^7個(gè)/厘米^2)，而且這些氣泡必須分布在晶界上才能使鋼材脆化。

 

氫蝕的脆化過(guò)程大致可分為以下幾個(gè)步驟：

 

①碳化鐵的分解：

 

Fe3C→3Fe+C

 

②碳擴(kuò)散入氣泡，生成甲烷：

 

C+2H2→CH4

 

③鐵原子由CH4氣泡中擴(kuò)散出來(lái)：

 

碳原子在晶格內(nèi)的擴(kuò)散及氫由表面向晶格擴(kuò)散，在高溫及高壓條件下，不可能是限制步驟，決定潛伏期長(zhǎng)短的決定性步驟是Fe3C的分解及形成CH4氣泡后鐵原子由氣泡向外擴(kuò)散的速度。

 

 低碳鋼比中碳鋼的潛伏期要長(zhǎng)，原因是CH4氣泡的長(zhǎng)大決定于碳的供應(yīng)，低碳鋼顯然要比中碳鋼供應(yīng)的碳要少一些。

 

CH4氣泡的成核必須依賴于鋼中夾雜物，因此用鋁脫氧的鋼一般在晶界上形成很多細(xì)小的夾雜物，這就為CH4氣泡成核創(chuàng)造了條件，容易使CH4。氣泡達(dá)到上述臨界密度，所以潛伏期要短些。

 

碳鋼球化處理時(shí)間增長(zhǎng)，使?jié)摲谠鲩L(zhǎng)，是由于這種處理形成稀少的大塊孤立的Fe3C,這種過(guò)分集中的Fe3C顆粒就很難使CH4氣泡密度達(dá)到臨界數(shù)值，因此必然延長(zhǎng)潛伏期.

 

又如鋼中含有形成穩(wěn)定碳化物的合金元素如鈦、釩等，可顯著提高形成氫蝕所必需的溫度及壓力，是由于這些合金元素的碳化物不易分解。要使這種碳化物分解，必領(lǐng)在更高溫度，也就是氫蝕必須在更高的溫度下才能發(fā)生。

 

1備注001：晶格和晶胞

 

固體物質(zhì)按原子聚集狀態(tài)不同分為晶體與非晶體兩大類。晶體的原子按一定幾何形狀作有規(guī)律排列，如金剛石、石墨及一切固態(tài)的金屬和合金。而非晶體內(nèi)部原子是無(wú)規(guī)則堆積在一起的，如玻璃、瀝青、松香等。由于晶體和非晶體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)不同，兩者的性能也不同：晶體具有固定的熔點(diǎn)和各向異性的特征，而非晶體則沒(méi)有固定的熔點(diǎn)，并且是各向同性。

 

通過(guò)X線晶體結(jié)構(gòu)分析，可以測(cè)得晶體中原子的排列規(guī)律。為了便于描述晶體內(nèi)部原子排列的規(guī)律，將每一個(gè)原子抽象成一個(gè)幾何點(diǎn)，把這些幾何點(diǎn)用直線連接起來(lái)，使之構(gòu)成一個(gè)空間格子，這種描述原子在晶體中規(guī)律排列方式的空間格子稱為晶格。

 

晶格實(shí)質(zhì)上是由一些最基本的幾何單元重復(fù)堆砌而成的。因此只要取晶格中的一個(gè)最基本的幾何單元進(jìn)行分析，便能從中找出整個(gè)晶格排列規(guī)律。這種構(gòu)成晶格的最基本的幾何單元稱為晶胞。

 

晶胞的大小以其各邊尺寸a，b，c表示，稱為晶格常數(shù)，度量單位均為Å（1Å= 1×10^（-10）m）<埃，這大概也就是為什么叫塵埃的緣故了>。晶胞各邊之間的夾角分別以α，β，γ表示。

 

各種晶體由于其晶格類型和晶格常數(shù)不同，則呈現(xiàn)出不同的物理、化學(xué)及力學(xué)性能。

 

金屬晶格類型常見(jiàn)的有3種：體心立方晶格、面心立方晶格、密排六方晶格。金屬晶格類型不同，其原子排列的緊密程度（致密度）不同。面心立方和密排六方晶格的原子密度大，體心立方晶格的原子密度稍小。因此，金屬晶格類型的改變將引起金屬體積和性能的變化。

 

體心立方晶格的晶胞是一個(gè)立方體，立方體的八個(gè)頂角和立方體的中心各有一個(gè)原子。具有體心立方晶格的金屬有：α-Fe（溫度低于912℃的鐵）、鉻（Cr）、鎢（W）、鉬（Mo）、釩（V）、β-Ti（溫度在883~1668℃的鈦）等。 

 

面心立方晶格的晶胞是一個(gè)立方體，立方體的八個(gè)頂角和六個(gè)面的中心各有一個(gè)原子。屬于面心立方的金屬有：γ-Fe（溫度在912~1394℃的鐵）、鋁（Al）、銅（Cu）、銀（Ag）、金（Au）、鎳（Ni）等。 

 

密排六方晶格的晶胞是一個(gè)上下底面為正六邊形的六柱體，在六柱體的十二個(gè)頂角和上、下底面的中心各有一個(gè)原子，六柱體的中間還有三個(gè)原子。具有密排六方晶格的金屬有：鎂（Mg）、鋅（Zn）、α-Ti（溫度低于883℃的鈦）、鎘（Cd）、鈹（Be）等。

 

2備注002：金屬的實(shí)際晶體結(jié)構(gòu)

 

1）多晶體結(jié)構(gòu)

 

結(jié)晶方位完全一致的晶體稱為“單晶體”。單晶體具有各向異性的特征，即在晶體的各個(gè)晶向上具有不同的物理、化學(xué)和力學(xué)性能。實(shí)際使用的金屬不是單晶體而是多晶體，并且存在著各種晶體缺陷。

 

將實(shí)際使用的金屬材料制成試樣，在顯微鏡下觀察，可以看到它是由許多小晶體組成的，這種外形不規(guī)則的小晶體稱為晶粒，晶粒與晶粒之間的界面稱為晶界。多晶體中，雖然每個(gè)晶粒和單晶體一樣具有各向異性，但一塊金屬包含有大量彼此位向不同的晶粒，不同方向的金屬性能都是許多晶粒性能的平均值，故一般金屬具有各向同性特征。實(shí)際金屬的顯微組織照片和多晶體結(jié)構(gòu)示意圖如圖所示。 

 

 

2）晶體缺陷

 

在金屬晶體中，由于晶體形成條件、原子熱運(yùn)動(dòng)及其他各種因素的影響，原子規(guī)則排列受到破壞，呈現(xiàn)出不完整，通常把這種區(qū)域稱為晶體缺陷。根據(jù)晶體缺陷的幾何特征，可分為點(diǎn)缺陷、線缺陷和面缺陷3類。

 

（1）點(diǎn)缺陷

 

最常見(jiàn)的點(diǎn)缺陷有晶格空位、置換原子和間隙原子，如圖所示。由于點(diǎn)缺陷的出現(xiàn)使周圍的原子出現(xiàn)“撐開”或“靠攏”的現(xiàn)象，這種現(xiàn)象稱為晶格畸變。晶格畸變的存在，使金屬產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。晶體性能發(fā)生變化，如強(qiáng)度、硬度和電阻增加，體積發(fā)生變化，它也是強(qiáng)化金屬的手段之一。 

 

①脫位原子一般進(jìn)入其他空位或者逐漸遷移至晶界或表面，這樣的空位通常稱為肖脫基空位或肖脫基缺陷。

 

②晶體中的原子有可能擠入結(jié)點(diǎn)的間隙，則形成另一種類型的點(diǎn)

 

缺陷---間隙原子，同時(shí)原來(lái)的結(jié)點(diǎn)位置也空缺了，產(chǎn)生另一個(gè)空位，通常把這一對(duì)點(diǎn)缺陷（空位和間隙原子）稱為弗蘭克爾缺陷。

 

③置換原子缺陷等類型

 

④離子晶體中點(diǎn)缺陷要求保持局部電中性，常見(jiàn)的兩種點(diǎn)缺陷：

 

肖脫基缺陷：等量的正離子空位和負(fù)離子空位。

 

弗蘭克爾缺陷：等量的間隙原子、空位。

 

⑤點(diǎn)缺陷源于原子的熱振動(dòng)，故其平衡濃度隨著溫度升高指數(shù)增加。

 

點(diǎn)缺陷數(shù)量明顯超過(guò)平衡值時(shí)叫過(guò)飽和點(diǎn)缺陷，產(chǎn)生原因?yàn)榇慊稹⑤椪铡⒗渌苄宰冃巍?/span>

 

2）線缺陷

 

線缺陷主要是指位錯(cuò)。位錯(cuò)的形式很多，其中最常見(jiàn)的一種形式是刃型位錯(cuò)，如圖所示。刃型位錯(cuò)的表現(xiàn)形式是在晶體的某一晶面上，多出一排原子面，它好像一把刀刃插入晶體中，使該晶面上、下兩部分晶體間產(chǎn)生錯(cuò)排現(xiàn)象，故稱為刃型位錯(cuò)。在位錯(cuò)線附近一定范圍內(nèi)，晶格發(fā)生了畸變。

 

位錯(cuò)的存在對(duì)金屬的力學(xué)性能有很大的影響，例如，當(dāng)金屬材料處于退火狀態(tài)時(shí)，位錯(cuò)密度較小，強(qiáng)度最低；若金屬材料經(jīng)過(guò)冷變形加工后，位錯(cuò)密度增大，提高了金屬的強(qiáng)度。 

 

①刃型位錯(cuò)一晶體中半原子面邊緣周圍的原子位置錯(cuò)排區(qū)。

 

②螺型位錯(cuò)——晶體中螺旋原子面軸線周圍的原子位置錯(cuò)排區(qū)。

 

③混合位錯(cuò)——原子位置錯(cuò)拝區(qū)中既有半原子面也有螺旋原子面的位錯(cuò)。

 

④位錯(cuò)的滑移

 

⑤位錯(cuò)的攀移 

 

3）面缺陷

 

面缺陷通常是指晶界。實(shí)際金屬材料都是多晶體結(jié)構(gòu)，在多晶體中兩個(gè)相鄰晶粒之間的晶格位向是不同的，所以晶界處的原子的排列是不規(guī)則的，它是從一種位向逐漸過(guò)渡到另一種位向的過(guò)渡層。由于晶界處的原子排列不規(guī)則，使晶格處于畸變的狀態(tài)，因而在常溫下晶界對(duì)金屬的塑性變形起阻礙作用，即晶界處有較高的硬度和強(qiáng)度。當(dāng)晶粒越細(xì)小時(shí)，晶界的面積越多，對(duì)金屬塑性變形的阻礙越大，金屬的強(qiáng)度和硬度也越高。此外，晶界處原子擴(kuò)散速度較快，熔點(diǎn)低和容易被腐蝕等。 

 

除了晶界之外，還有孿晶界、相界、表面等分類。

 

2)形成分子狀氫氣

 

鋼中白點(diǎn)即屬此類氫脆。

 

白點(diǎn)又稱發(fā)紋，是鋼內(nèi)部過(guò)量氫造成的。在治煉過(guò)程中鋼中融入了氫。當(dāng)溫度降低時(shí)氫的溶解度減小，從固溶體中析出，但未能擴(kuò)散逸出。這些析出的氫在缺陷處聚集成氫分子，氣體氫形成的壓力逐漸增高將鋼撕裂，形成微小裂紋。如果將這種鋼材沖擊斷裂，則在斷口上可看到橢圓形銀白色斑點(diǎn)，這就是氫壓形成的裂紋斷口與沖擊時(shí)形成的斷口形態(tài)不同，所以可顯現(xiàn)其外形。如果將這種鋼沿縱向剖開，腐蝕后可見(jiàn)宏觀裂紋，就是發(fā)紋。白點(diǎn)在含Ni和Cr的結(jié)構(gòu)鋼中最為嚴(yán)重。NiCr鋼大型鍛件曾因此而造成重大事故。可從通過(guò)在治煉過(guò)程中精煉除氣、鍛后緩冷或去氫退火使氫擴(kuò)散慢授逸出面逍除白點(diǎn)。也可在鋼中加入微量稀土元素以減輕或消除白點(diǎn)，

 

當(dāng)金屬或合金吸附氫氣是吸熱反應(yīng)，溫度愈高，氫的溶解度愈大，在突然冷凝過(guò)程中可能析出大量分子狀氫氣，產(chǎn)生高壓氫氣氣泡，致使金屬產(chǎn)生脆性斷裂，由于鈦或鈮合金與氫有較大的親和力，極易生成氫化物，不可能形成分子狀氫氣，因而這一類氫脆對(duì)鈦或鈦合金來(lái)說(shuō)是不存在的。

 

3)氫化物型氫脆

 

氫化物的產(chǎn)生方式有兩種，一種是金屬凝固時(shí)氫的溶解度降低自金屬中以金屬氫化物形式析出，這種氫化物稱為自發(fā)形成氫化物。另一種是當(dāng)固態(tài)金屬中含氫時(shí)，在外加拉應(yīng)力作用下，氫向裂紋、微孔或缺陷的應(yīng)力集中處聚集當(dāng)超過(guò)臨界濃度后，以金屬氫七物的形式析出，這種氫化物稱為應(yīng)力感生氫化物，氫化物的析出提高合金的強(qiáng)度但降低其塑性。

 

對(duì)ⅣB和VB金屬而言，由于它們與氫有較大的親和力，極易生成氫化物，因此這類金屬經(jīng)常出現(xiàn)氫化物型氫脆，而對(duì)其它金屬則很少見(jiàn)到此類氫脆。

 

在室溫時(shí)氫在α鈦及鈦合金中溶解度較小，鈦與氫有較大的化學(xué)親和力，因此α針與氫極易生成氫化鈦。所以氫化物型氫脆是純鈦及α型鈦合金的主要?dú)浯啾憩F(xiàn)。氫在β型鈦合金中溶解度較高，因此在β型鈦合金中很少遇到氫化物型氫脆。

 

1α鈦和β鈦

 

純鈦的密度為4.507g/cm3,介于鋁和鐵之間。鈦的熔點(diǎn)為1668℃，比鐵的熔點(diǎn)還高。鈦在固態(tài)下有兩種同素異構(gòu)體，常溫下鈦以密排六方晶格結(jié)構(gòu)存在，稱之為a鈦：當(dāng)溫度升到882.5℃以上時(shí)，變成體心立方晶格結(jié)構(gòu)，被稱之為B鈦。鈦在元素周期表中屬于VB族元素，原子系數(shù)為22，最外層電子排布為3d4s2。對(duì)于a鈦，其晶格常數(shù)c與a的比值小于密排六方晶格常數(shù)比的理想值1.633，這種結(jié)構(gòu)特點(diǎn)使鈦的變形機(jī)制變得復(fù)雜。

 

氫化物型氫脆大致具有以下一些特點(diǎn)：

 

(1)氫化物型氫脆的敏感性隨溫度的降低及樣品有缺口而增加，其新口檢查表明，裂紋是沿氫化物與基體金屬的交界面發(fā)展的，這種裂紋的發(fā)展是由于基體金屬與氫化物問(wèn)存在較弱的結(jié)合力及二者彈性望性的差異，在外力作用下，所造成的脆性斷裂，

 

(2)氫化物型氫脆與形變速度有密切關(guān)系，一般在高速形變時(shí)（如沖擊試驗(yàn)）才出現(xiàn)脆性斷裂，因此氫化物型氫脆也稱為沖擊型氫脆，當(dāng)在低速變形時(shí)，并不顯示明顯脆性。在低速變形時(shí)，氫化物與基體金屬共同變形，由于塑性變形使應(yīng)力得到松弛，因而不顯示脆性。

 

(3)氫化物的形態(tài)與分布對(duì)金屬的塑性有明顯影響，牌片狀氫化物極易生成較大的應(yīng)力集中，氫脆敏感性大，面塊狀體積大的氫化物則對(duì)塑性影響較小。氫化物析出的形態(tài)和大小與基體金屬品粒大小及冷卻速度有密切關(guān)系。在細(xì)晶粒的組織中，氫化物都是沿晶界析出，而且多半呈塊狀不連續(xù)的沉淀相，因此氫脆不明顯，在晶粒粗大氫含量又較高的鈦合金中，氫化物沿晶界呈連續(xù)的薄片狀，這種連續(xù)的氫化物為斷口通過(guò)創(chuàng)造了有利條件，因此氫脆明顯。

 

5、第二類氫脆產(chǎn)生的原因

 

造成第二類氫脆的原因有兩方面：

 

(1)含有過(guò)飽和狀態(tài)氫的合金在應(yīng)力作用下析出氫化物而造成脆斷，這種氫脆對(duì)應(yīng)力是不可逆的，也就稱之為不可逆氫脆。

 

(2)處于固溶狀態(tài)的氫的合金，在慢速變形情況下產(chǎn)生的脆性斷裂，它對(duì)應(yīng)力是可逆的，也稱為可逆性氫脆。

 

1)不可逆氫脆

 

不可逆氫脆實(shí)際上也是一種氫化物型氫脆，它是在材料低速變形情況下產(chǎn)生的，當(dāng)氫在飲合金中的含量較高，合金的平衡組織是氫固溶體及氫化物兩相組，這種在加負(fù)荷之前已存在氫化物的樣品，在高速變形時(shí)所產(chǎn)生的氫脆即為前述的氫化物型氫脆。

 

當(dāng)合金中的氫含量并不太高，雖然在室溫時(shí)合金的平衡組織也為氫固溶體及氫化物兩相，但當(dāng)合金在高溫經(jīng)快速冷卻（如淬火）至室溫，即可能形成過(guò)飽和的氫固溶體，由于在加負(fù)荷之前樣品中，并不存在氫化物，因此在高速變形時(shí)不會(huì)發(fā)生氫脆。

 

淬火狀態(tài)的鈦合金（多數(shù)是α型鈦合金），經(jīng)低應(yīng)力慢速變形后，即可能由應(yīng)力感生而析出氫化物，并造成脆斷。一經(jīng)析出氫化物后，其氫脆形式與氫化物型氫脆完全相同。其所以稱為不可逆氫脆是基于以下事實(shí)：當(dāng)去掉負(fù)荷再進(jìn)行高速變形時(shí)，塑性不能恢復(fù)。

 

2)可逆氫脆

 

可逆性氫脆是一種較復(fù)雜的氫脆現(xiàn)象，如果金屬中溶有一定量的氫，但并不超過(guò)經(jīng)驗(yàn)溫度時(shí)氫的極限溶解度，即氫處在固溶狀態(tài)。當(dāng)將這種材料進(jìn)行低速變形時(shí)則發(fā)生可逆性氫脆，其所以稱為可逆性氫脆，是因?yàn)椴牧辖?jīng)低速變形后如果卸掉負(fù)荷，靜止一定時(shí)問(wèn)，再進(jìn)行高速變形，材料的塑性可以得到恢復(fù)。

 

材料經(jīng)低于屈服強(qiáng)度的低應(yīng)力作用，經(jīng)過(guò)一段孕育期后，在內(nèi)部形成裂紋，在應(yīng)力持續(xù)作用下裂紋傳播長(zhǎng)大，最后突然產(chǎn)生脆性斷裂，這種斷裂現(xiàn)象也稱為滯后破壞。

 

通常在不含氫的材料中，在靜止載荷下或在惰性介質(zhì)中的破壞是通過(guò)裂紋的形成及裂紋的快速擴(kuò)展兩個(gè)階段，但當(dāng)材料在疲勞載荷或材料中含有一定量的氫時(shí)，斷裂過(guò)程除上述兩個(gè)階段以外，又增加了亞臨界裂紋的擴(kuò)展階段。

 

可逆性氫脆可能在以下兩種情況下發(fā)生：

 

第一種是金屬材料中原來(lái)溶有一定量的氫，在低速變形下發(fā)生脆斷（內(nèi)部氫脆)；另一種是材料中本來(lái)不含氫或含氫極低，但在氫氣氣氛下或在其他含氫活性介質(zhì)下試驗(yàn)時(shí)，也會(huì)發(fā)生可逆性氫脆（環(huán)境氫脆），無(wú)論出現(xiàn)在哪一種金屬中，這種可逆性氫脆都具有某些相似的特征，現(xiàn)歸納如下：

 

(1)可逆性氫脆只在一定溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)，出現(xiàn)氫脆的溫度區(qū)間大小決定于形變速度及合金的化學(xué)成分。

 

(2)形變速度愈大，氫脆敏感性愈小，當(dāng)形變速度大于某一臨界值后，則氫脆完全消失。

 

(3)可逆性氫脆的斷口平滑，多數(shù)是沿晶斷口。

 

(4)出現(xiàn)可逆性氫脆，一板對(duì)屈服強(qiáng)度影響較小，但對(duì)斷面收縮率則影響較大。

 

6、氫脆的綜合性特征

 

金屬，特別是高強(qiáng)度鋼的氫脆具有下述一些特征：

 

1)延遲破壞

 

不管是鋼中原有的氫或是后來(lái)由于環(huán)境所提供的氫，其氫含量并未超過(guò)該試驗(yàn)溫度下氫的溶解度極限，即氫處于固溶狀態(tài)，這種鋼在低應(yīng)力作用后，經(jīng)過(guò)一段孕育期，在內(nèi)部產(chǎn)生裂紋。裂紋在應(yīng)力的作用下進(jìn)行亞臨界擴(kuò)展，當(dāng)達(dá)到臨界裂紋長(zhǎng)度時(shí)，即發(fā)生突然脆性斷裂，這種晰裂現(xiàn)象稱為延遲破壞（斷裂）。

 

充氫高強(qiáng)度鋼，靜載作用下的延遲破壞應(yīng)力---時(shí)間曲線被稱之為稱靜疲勞曲線。曲線上存在一上限應(yīng)力值，也存在一下限應(yīng)力值，即應(yīng)力低于此值，加載時(shí)問(wèn)再長(zhǎng)也不發(fā)生破壞，這一值稱延遲為破壞----氫脆的臨界應(yīng)力。 

 

氫致延遲新裂過(guò)程示意圖

 

誘發(fā)材料延遲新裂的最低氫含量稱為材料發(fā)生延遲斷裂的臨界氫含量（He）.材料的強(qiáng)度和其吸氫量(He)以及臨界氫含量存在著一定的關(guān)系。材料的強(qiáng)度越高，其吸氫能力越高，而其延遲斷裂的臨界氫含量越低，當(dāng)鋼中的氫達(dá)到或超過(guò)其臨界氫含量時(shí)，鋼材將發(fā)生斷裂。因此，材料研究與工程結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)要求鋼的吸氫量低于其臨界擴(kuò)散氫量，以保證其服役安全性。

 

引起延遲斷裂的氫：

 

在通常狀態(tài)下，室溫常壓下鐵對(duì)氫的固溶量小于0.001ppm,而實(shí)際環(huán)境中測(cè)得的發(fā)生延遲斷裂的氫量約為0.1ppm,遠(yuǎn)高于固溶的氧量。由此可知，實(shí)驗(yàn)測(cè)得的氫并不只是固溶狀態(tài)的氫，而是鋼中固溶狀態(tài)的氫與各種陷講所捕集的氫量之和。

 

一般而言，可逆陷阱中的氫為室溫可擴(kuò)散性氫：而不可逆陷阱中的氫為室溫非擴(kuò)散性氫。在加熱過(guò)程中，處于陷阱中的氫在熱能的作用下被釋放出來(lái)，而陷阱結(jié)合能的高低決定了氫被釋放的溫度的高低，因而熱放氫實(shí)驗(yàn)的一個(gè)重要作用是能夠?qū)⒔Y(jié)合能不同的陷阱直觀地區(qū)別開。

 

一般而言，200-400°C以下的低溫放出的氫為可護(hù)散性氫，而在400-600°C以上溫度范圍放出的氧為非擴(kuò)散性氫，由于延遲斷裂在室溫附近最為明顯，因而通常認(rèn)為延遲斷裂是由室溫可擴(kuò)散氧引起的，此觀點(diǎn)已得到大量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果支持。

 

2)斷裂的形態(tài)特征

 

鋼出現(xiàn)氫脆時(shí)，由于延、塑性能下降。故宏觀斷口比較齊平，裂紋源大多在表皮下三軸拉應(yīng)力最大處，對(duì)于缺口試樣，缺口的半徑大時(shí)，斷裂源遠(yuǎn)離缺口，半徑小時(shí)斷裂源則靠近缺口，此外，應(yīng)力增大時(shí)，裂紋源向缺口底部靠近。

 

鋼的氫脆斷口沒(méi)有固定的特征，它與裂紋前沿的應(yīng)力強(qiáng)度因子K1值及氫濃度C有關(guān)。氫脆斷口的一個(gè)重要特征是很少有沿晶的二次裂紋，但有裂紋擴(kuò)展的不連續(xù)現(xiàn)象，裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中有析氫現(xiàn)象；氫脆裂紋用位移傳感器和聲發(fā)射儀可測(cè)到裂紋擴(kuò)展的不連續(xù)性和聲發(fā)射行為。

 

裂紋的擴(kuò)展不是連續(xù)的，而是間斷跳躍式的。這是因?yàn)闅湎蛄鸭y頂端彈塑性區(qū)邊界聚集需要時(shí)間，當(dāng)含氫量達(dá)到臨界濃度時(shí)，在裂紋前方一定距離處形成微孔，接著微孔與裂紋頂端連通，裂紋突然向前擴(kuò)展，這個(gè)過(guò)程反復(fù)進(jìn)行，于是裂紋的擴(kuò)展就表現(xiàn)為跳躍式，這種擴(kuò)展受裂紋頂端氫濃度的控制。

 

3)氫濃度的影響

 

當(dāng)氫在金屬內(nèi)擴(kuò)故后局部區(qū)域聚集達(dá)到極限濃度時(shí)，該處就產(chǎn)生裂紋，氫濃度也可以影響開裂類型，如圖所示，在H/M=0.014的原子比氫濃度下，β_Ti的斷口明顯呈現(xiàn)微孔聚合開裂的特征，而當(dāng)氫濃度升高到H/M=0.21之后，斷口出現(xiàn)許多解理臺(tái)階。 

 

1解理（cleavage）

 

指晶體受到外力打擊時(shí)能夠沿著一定結(jié)晶方向分裂成為平面（即解理面）的能力。這種性能受內(nèi)部結(jié)構(gòu)的特征所制約。因?yàn)榫w內(nèi)部沿不同方向原子、離子或分子之間距離不等，原子、離子或分子間的引力大小就不同，解理面的方向總是沿著面網(wǎng)（net）（內(nèi)部原子、離子或分子排列而成的平面）之間聯(lián)結(jié)力最弱的方向發(fā)生。密度最大的面網(wǎng)，其間距最大，聯(lián)結(jié)力最弱，因此解理就容易沿這種面網(wǎng)發(fā)生。

 

2準(zhǔn)解理是介于解理斷裂和韌窩斷裂之間的一種過(guò)渡斷裂模式。

 

準(zhǔn)解理斷口的微觀形貌特征為，斷口上有大量高密度的短而彎曲的撕裂棱線條、點(diǎn)狀裂紋源由準(zhǔn)解理斷面中部向四周放射的河流花樣、準(zhǔn)解理小斷面與解理面不存在確定的對(duì)應(yīng)關(guān)系、二次裂紋等。 

 

 4)強(qiáng)度對(duì)氫脆的影響

 

一般是鋼的強(qiáng)度愈高，對(duì)氫脆愈敏感，但一些奧氏體鋼的冷變形加工仍具有好的抗氫脆能力，一般是馬氏休比珠光體、奧氏體對(duì)氫脆敏感，且含碳量高的馬氏體比含碳量低的氫脆敏感更大，而珠光體的Fe3C的形狀對(duì)氫脆敏感性也影響極大。

 

1備注：鐵碳合金的基本組織與性能

 

鐵是具有同素異構(gòu)的金屬。低于912℃時(shí)，F(xiàn)e呈體心立方晶格（α-Fe），在912～1 394℃時(shí)，F(xiàn)e呈面心立方晶格（γ-Fe），在1 394～15 383℃時(shí)，F(xiàn)e又呈體心立方晶格（δ-Fe）。

 

鐵碳合金在液態(tài)時(shí)鐵和碳可以無(wú)限互溶；在固態(tài)時(shí)碳能溶于鐵的晶格中，形成間隙固溶體。當(dāng)含碳量超過(guò)鐵的溶解度時(shí)，多余的碳便與鐵形成化合物Fe3C。此外，還可以形成固溶體與Fe3C組成的機(jī)械混合物。鐵碳合金的基本組織有5種。

 

（1）鐵素體

 

碳溶于α-Fe中所形成的間隙固溶體稱為鐵素體，用符號(hào)α或F表示。它仍保持α-Fe的體心立方晶格。因?yàn)?alpha;-Fe的間隙半徑很小，所以溶碳能力很小，在727℃時(shí)最大w C僅為0.0218%，室溫時(shí)降至0.0008%。

 

由于鐵素體的溶碳能力小，所以它的性能幾乎與純鐵相同，即強(qiáng)度、硬度低，塑性較好。在顯微鏡下觀察鐵素體為均勻明亮的多邊形晶粒。鐵素體在770℃以下具有鐵磁性，而在770℃以上則失去鐵磁性。

 

（2）奧氏體

 

碳溶于γ-Fe中所形成的間隙固溶體稱為奧氏體，用符號(hào)A或γ表示。它仍保持γ-Fe的面心立方晶格。由于γ-Fe的間隙半徑較大，所以溶碳能力比α-Fe強(qiáng)，在727℃時(shí)w C為0.77%；1 148℃時(shí)w C達(dá)到2.11%的最大值。

 

奧氏體的強(qiáng)度、硬度較低，并具有良好的塑性和較低的變形抗力，是絕大多數(shù)鋼種在高溫下進(jìn)行壓力加工的理想組織。穩(wěn)定的奧氏體在鋼中存在的最低溫度是727℃。在顯微鏡下觀察，奧氏體晶粒呈多邊形，其晶界較鐵素體平直。

 

（3）滲碳體

 

鐵與碳形成的穩(wěn)定化合物Fe3 C稱為滲碳體，它是一種具有復(fù)雜晶體結(jié)構(gòu)的金屬化合物。

 

滲碳體的含碳量為6.69%，硬度很高（＞800 HB），塑性和韌性幾乎為零，脆性很大。滲碳體不能單獨(dú)使用，在鋼中總是與鐵素體混合在一起，是鋼中的主要強(qiáng)化相，它的數(shù)量、形態(tài)（片狀、粒狀、網(wǎng)狀等）、大小和分布對(duì)鋼的性能有很大影響。滲碳體在一定條件下可以分解成鐵和石墨。

 

（4）珠光體

 

珠光體是鐵素體薄層（片）與碳化物（包括滲碳體）薄層（片）交替重疊組成的共析組織。珠光體平均含碳量為0.77%。由于細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化作用，珠光體組織具有較高的強(qiáng)度和硬度（σb= 770 MPa，180 HB），又具有一定的塑性和韌性（δ= 20%～35%，AKU= 24～32 J），是一種綜合力學(xué)性能較好的組織。

 

珠光體適于壓力加工及切削加工。

 

（5）萊氏體

 

含碳量為4.3%的液態(tài)合金，當(dāng)溫度緩慢冷卻到1148℃時(shí)，同時(shí)結(jié)晶出奧氏體和滲碳體的共晶體，稱為高溫萊氏體，用符號(hào)Ld表示。冷卻到727℃是奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，所以室溫下萊氏體由珠光體和滲碳體組成，稱為低溫萊氏體，或變態(tài)萊氏體，用符號(hào)L′d表示。

 

萊氏體含F(xiàn)e3C 64%以上，硬度很高（＞700 HB），塑性很差，脆性很大，是白口鐵的基本組織。

 

在鐵碳合金5種基本組織中，鐵素體、奧氏體、滲碳體都是單相組織，是基本相，而珠光體、萊氏體是由基本相混合組成的兩相組織。

 

5)溫度的影響

 

氫脆和溫度的關(guān)系較為密切，一般認(rèn)為鋼的氫脆僅發(fā)生在-100℃到150℃之問(wèn)，而以-30~30℃的溫度范圍內(nèi)，氫脆敏感性最高。

 

6)應(yīng)變速率的影響

 

應(yīng)變速率對(duì)氫脆的影響因氫脆類型而異，對(duì)于第一類氧脆的敏感性隨著應(yīng)變速率的增加而增加，如氫化物氫脆就是一例：第二類氫脆的敏感性則隨形變速度增加而降低，如高強(qiáng)度鋼的延遲斷裂。

 

7、關(guān)于高強(qiáng)度鋼延遲斷裂的最源頭措施

 

近年來(lái)，高強(qiáng)度鋼的延遲斷裂越來(lái)越引起大家的高度重視，國(guó)內(nèi)外均對(duì)耐延遲斷裂高強(qiáng)度鋼的進(jìn)行了廣泛的研究。

 

如前所述，高強(qiáng)度鋼的延遲斷裂主要是由侵入鋼中的可擴(kuò)散氫引起的，其斷裂特征主要為脆性沿晶斷裂。因此，改善高強(qiáng)度鋼耐延遲斷裂性能的基本出發(fā)點(diǎn)應(yīng)該為：提高氫陷阱有效性及降低可擴(kuò)散氫濃度，并提高晶界強(qiáng)度，變沿晶脆性斷裂為穿晶韌性斷裂。

 

目前國(guó)內(nèi)外采取的具體措施如下幾種：

 

1)細(xì)化晶粒

 

高強(qiáng)度鋼延遲斷裂的初期裂紋往往沿原奧氏體晶界萌生和擴(kuò)展，延遲斷裂抗力與沿品斷裂傾向性密切相關(guān)，隨著沿晶斷裂傾向降低，延遲斷裂抗力顯著上升，因此，可以通過(guò)加入Al，Ti,Nb，V等元素，生成彌散析出的碳?xì)浠镆约?xì)化奧氏體晶粒，在提高強(qiáng)度的同時(shí)還可以改善韌性。

 

2)減少晶界偏析

 

降低磷、硫等雜質(zhì)元素的含量，可降低其在原奧氏體晶界的偏聚，提高晶界結(jié)合力，延緩延遲斷裂裂紋的萌生，從而改善高強(qiáng)度銅的耐延遲斷裂性能。為此，一方面，可以添加雜質(zhì)元素的捕獲劑，將其捕獲在晶內(nèi)，抑制其晶界偏聚，如合金元素鉬和釩捕獲磷、鋁和鈦捕獲氫；另一方面，可以去除Mn,Si等促進(jìn)磷偏聚的元素。

 

3)提高回火抗力

 

加入抗回火軟化能力強(qiáng)的元素如鋁、釩等，從而可以在保持強(qiáng)度不變的情況下，提高鋼的回火溫度。隨著回火溫度的提高，晶界上的碳化物聚集、粗化，使總體的晶界強(qiáng)度得到提高；同時(shí)晶粒內(nèi)部碳化物的大量析出，將一部分氫捕集在晶粒內(nèi)部，以避開容易引起晶界脆化的回火溫度區(qū)域。

 

4)提高缺口韌性

 

通過(guò)調(diào)整合金元素，如添加鎳含量、降低錳含量等方法，可以獲得較高的缺口韌性，抑制延遲斷裂的發(fā)生。

 

5)減少鋼表面侵入的氫量

 

金屬表面的腐蝕坑會(huì)促進(jìn)空氣中的氫侵入其內(nèi)部，從而增加其延遲斷裂敏感性，通過(guò)添加抑制腐蝕坑生成的合金元素如鉬元素，可以減少鋼表面氫的侵入量。

 

6)使侵入的氫無(wú)害化

 

加入適量的微合金元素V,Ti,Nb等，形成細(xì)小的碳氮化物可以作為氫的陷阱，抑制氫的擴(kuò)散，使鋼中的氫均勻分布。

 

此外，下貝氏體組織在原奧氏體晶界上沒(méi)有碳化物析出，并且有效晶粒尺寸小，具有良好的耐延遲斷裂性能，因此通過(guò)等溫處理獲得下貝氏體組織及適量馬氏體，殘余奧氏體的復(fù)相組織，利用馬氏體組織的高強(qiáng)度和貝氏體、奧氏體組織的良好延遲斷裂抗力來(lái)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度下的良好時(shí)延遲斷裂性能。通過(guò)形變熱處理、磁場(chǎng)、感應(yīng)熱處理等方法獲得晶界碳化物較少的微細(xì)馬氏體組織，也可以獲得良好的耐延遲斷裂性能。

 

8、小結(jié)

 

氫損傷類型表格