30CrMnSiA高强度钢氢脆的实验研究

长沙电力学院学报(自然科学版)
第13卷第3期JOU RNAL O F CHAN GSHA UN I V ER S IT Y V o l.13N o.3 1998年8月O F EL ECTR I C POW ER(NA TU RAL SC IEN CE)A ug.1998
30Cr M nSi A高强度钢氢脆的实验研究
刘　白 郭克希
(长沙大学　长沙　410003) (长沙电力学院动力工程系　长沙　410077)
摘　要　实验结果表明:30C r M nSi A钢的下贝氏体组织具有最小的氢脆敏感性.氢促进了位错
的活动性和增殖,并进一步使各组织的形变位错组态发生了变化.贝氏体组织试样的氢脆断口特
征是准解理,而索氏体、屈氏体则主要是沿晶.影响材料氢脆敏感性的组织因素是:显微组织类型、位错密度、碳化物类型及分布、残留奥氏体含量.
关键词　氢脆　高强度钢　显微组织
分类号　T G111191
合金相组成对氢脆和电化学腐蚀敏感性有着重要的作用,因此有必要从材料科学的角度探讨提高氢脆和应力腐蚀抗力的途径.哈尔滨工业大学李仁顺等人[1]对可能使30C r M nSi A钢产生氢脆的工艺进行了研究,还对比了亚温淬火组织与回火屈氏体组织的氢脆敏感性.他们的研究结果表明亚温淬火回火组织具有较小的氢脆敏感性.本文在相同渗氢条件下,对比30C r M nSi A钢不同显微组织(下贝氏体、回火索氏体、亚温淬火回火组织)的氢脆敏感性,为在可能发生氢脆的环境下使用该钢提供合理选择显微组织的依据.同时研究了在复杂组织中氢对位错运动的影响,进一步探讨了氢脆的微观机理.
1　试验方法及其结果
111　材料成分及热处理工艺
本文采用两种规格的30C r M nSi A钢进行试验,化学成分见表1.
收稿日期　1998204227
表1　实验用钢的化学成分(质量百分比)
规格C M n Si S P N i C r Cu 园钢 12
0.320.971.050.0080.0220.061.020.07园钢 75
0.31
0.99
1.08
0.06
0.012
0.07
1.01
0.18
112　电解渗氢
采用阴极电解渗氢的方法使试样含有过量氢.电解液为1g L 硫脲(CSN 2H 4)的1m o l L
硫酸水溶液,电流密度为5mA c m 2
,渗氢时间为14h .113　机械性能实验及其结果
渗氢到规定时间的试样立即取出上机试验. 5mm 的光滑拉伸试样,在In stron -10型万能材料试验机上进行慢拉伸试验,形变速率保持1mm m in .跨距为160mm 的标准三点弯曲试样在60吨万能材料试验机上测试;无载荷时横梁上升速度约为015mm m in .渗氢对各种试样机械性能的影响,以及各试样的脆化系数Υ和K H IC K IC 值分别见表2、
表3.从中可以看出:(1)　氢对各试样的强度指标(Ρ0.2,Ρb )影响不大.
(2)　氢严重地降低了各试样的延性,以1#～4#试样的脆化系数最大,5#试样最小.
(3)　氢对断裂韧性值的影响出现不规律的波动,其中6#、7#试样的K H IC K IC 值最小,5#
试样最大.
表2　氢对机械性能的影响
试　样组号
组织
未渗氢
渗　氢
Ρ0.
2
Ρb ∆7K IC
Ρ0.
2
Ρb ∆7K IC
1#B 粒　960　1260　1112　2614
　59
　920
　1240 116 211　622#
B 粒　1010　12601811361865　1000　1250217212343#
B 粒　900　12201617471129　900　1150317415324#
B 上　1030　118018541053　1100　1290210210485#
B
下
　1150　160011124416
66　1120　151051219716#
S 780　8901456142　670　7709161314447#
T
　1100　1230115311132　980　1160315712698
#
　790　9201415311344　850　950515711379#
　1450　1810511
2015
65　1520　182011121157
注:[Ρ0.2]、[Ρb ]=M N m 2;[∆]、[Ω]=%;[K IC ]=M N m 3
2
表3　试样的脆化系数Υ和K H IC
K k 值参　数
1#2#3#4#5#6#7#8#9#
Υ(%)
　92
　94
　90
　96
　58
　76
　86
　77
　90
K H IC
K IC 值
1106
0151
1112
0190
1108
0131
0152
0184
0186
注:Υ=(Ω0-ΩH ) Ω0(%)
2　物理分析及讨论
211　形变亚结构的透射观察及氢对位错运动的影响
在拉伸试样断口附近切取薄片,制成薄膜后在H —800电镜上观察.本文着重观察了5#、6#试样充氢与未充氢状态下的情形.充氢试样被脆化的主要原因是氢对位错运动的影响.大
量的运动位借相互作用,发生缠结而形成胞状亚结构,并通过交滑移运动使条界面和条内碳化
7
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物产生不规则圆滑弯曲.而在充氢试样中则出现了弯折碳化物、平行位错列、界面台阶与扭折、以及位错塞积瘤等亚结构特征,如图1～4
.
图1　充氢5#试样中,扭折碳化物,50000× 图2　充氢6#试样,平行塞积位错,80000
×Array
　图3　充氢5#试样中,界面滑移台阶,50000× 图4　充氢6#试样,位错塞积瘤,60000×
本文认为这是氢促进了位错平面滑移的结果.偏聚在位错心部的氢使心部原子间结合力减弱,降低了派—纳力,导致位错活动性增强,易于早期开动,从而大量发生单滑移.另一方面氢降低了铁素体Α—Fe的层错能从而使交滑移难以进行[2].
212　断口形貌扫描观察及氢致断裂的微观机制
断裂韧性试样压断后,将断口精心保护并利用菲力普505型扫描电镜对断口上的伸张区和快断区进行观察和拍照发现以下三种氢脆断口特征:
(1)　氢脆准解理Q C H E(一).解理小刻面周围有明显的撕裂棱、韧窝带等塑性痕迹.
(2)　氢脆准解理Q C H E(二).具有不明显的撕裂棱,条状花样和二次裂纹等形态.
(3)　氢脆沿晶IG H E.晶界上有小孔、撕裂棱等痕迹.如图5～7.
观察结果表明,1#～5#贝氏体组织的试样,充氢前后断口形貌类型未变但一些细节发生了变化:
Q C→Q C H E
而在6#、7#淬火回火试样中,断口类型发生了变化:
　图5　充氢3#试样,氢脆准解理(一)断口,625×　图6　充氢2#试样,氢脆准解理(二)断口,625
×
　图7　充氢6#试样,氢脆沿晶断口,1250×
D
i m
(Q C )→IG H E .
为什么易于在贝氏体组织试样中形成氢脆准解理断口呢?有人[3]用蚀坑法测得Α2Fe 氢脆断裂的解理面为{001}、{110}和{112}.位错受到氢的活化后,易于在滑移面{110}、{112}上运动和增殖,并在碳化物等障碍前塞积.或通过在{001}晶面上位错反应造成氢的偏聚而导致在这些面上解理.撕裂棱、韧窝带等是位错活动性增强而导致的局部塑性变形.氢脆准解理(二)是在条界上偏聚大量氢和位错受到活化的影响下,发生较大的塑性变形之后滑移平面消失而又未形成韧窝所形成的.
有人[4]测过淬火回火组织45%的氢在晶界上,55%在晶内;晶界上的氢浓度比晶内高三个数量级.这种组织的晶界是很深的氢陷阱.氢大量在晶界上偏聚大大降低了晶粒间的结合力,使裂纹易于沿晶界形成和扩展.偏聚在晶界上的氢原子,两两亲和形成氢分子,随着数量增多成为H 2泡.在外应力的作用下,产生巨大内压力使晶界局部屈服,形成微空洞.213　影响氢脆敏感的显微组织因素
从表3、表4可以看出哈尔滨工业大学李仁顺等人的结论是基本正确的,但具有下贝氏体组织的5#试样的脆化系数最小,K H IC K IC 值最大,可见它具有最小的氢脆敏感性.材料的显微组织是影响氢脆敏感性的内部因素,起着重要的作用,以下对其作一简要讨论.(1)　显微组织类型与位错密度.下贝氏体组织与回火索氏体相比,具有较小的吸氢量和氢脆敏感性,其原因是:回火过程中铁素体发生回复,使位错密度下降而晶界上偏聚大量的氢.在下贝氏体基体上均匀分布着密度较高的位错,分别吸附一定量的氢,使大量局部化的氢均匀地分散,对减小氢脆敏感性起着有益的作用.(2)　碳化物类型及分布.碳化物及其与基体的相界面都是影响氢扩散的陷阱.渗碳体是
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缓慢相变过程中形成的,微应变很小,对氢扩散的阻碍作用较小.而Ε2碳化物则相反[5].在30C r M nSi A钢的下贝氏体组织和回火索氏体、回火屈氏体中,均为渗碳体且分布相近,仅在大小和形态上有差异.因此氢扩散系数差别不大,但6#、7#试样的碳化物经回火后已长大,每一碳化物出现较大基体——碳化物相界,从而提高了局部区域的氢浓度.
(3)　残余奥氏体量.有人[6]证明:氢在奥氏体中比在铁素体中的溶解度大、扩散系数小,所以残留奥氏体具有作为氢的稳定陷阱的潜在作用,提高了氢致开裂的门槛应力强度,抑制裂纹的扩展,增强了钢的抗氢脆能力.
(4)　混合组织.由于两种组织的加工硬化率不同,在受力变形时,发生不均匀形变,易于造成早期脆断.而早期脆断裂纹有可能成为氢富集的有利位置.因此而诱发穿晶的氢脆断裂.本文认为,这是导致1#～4#试样对氢脆较为敏感的主要原因.
3　结论
(1)　30C r M nSi A钢的下贝氏体组织,与粒状贝氏体、上贝氏体、索氏体、屈氏体以及临界区淬火回火组织相比,具有最小的氢脆敏感性.造成它们抗氢脆能力差异的材料组织因素是:显微组织类型、位错密度、碳化物类型及分布、残留奥氏体含量等.
(2)　氢促进位错的运动和增殖.在下贝氏体组织和淬火回火组织中,氢促进了平面滑移、阻碍了交滑移.使位错塞积加强,界面台阶和扭折增多、脆壁组织减少.对不同的显微组织,氢造成了相似的形变亚结构特征.
(3)　贝氏体组织试样的氢脆断口特征是准解理,而淬火回火组织是沿晶.这表明不同的显微组织有不同的氢脆断裂路径和不同的氢脆敏感性.
(4)　氢脆准解理和氢脆沿晶断口上的韧窝带、裂撕棱等塑性痕迹,是由于偏聚氢促进了位错的活动性,降低了材料的局部屈服强度,在初生裂纹以塑性撕裂的方式与次生裂纹相连接时产生的.氢脆沿晶断口上的微空洞是界面上H2气泡在外应力协助下产生巨大内压力而引起的局部塑性屈服.
参考文献
1　李仁顺,等.金属材料的氢脆及应力腐蚀开裂.航天工艺,1988,78(10):54～59
2　O riani R A.H ydrogen in M etals,1980,215～224
3　米男菊田(日),等.兵器材料与力学,1983,96(2):73～78
4　夏纬通,等.材料科学进展1北京:冶金工业出版社,1996.49～59
5　T iner N A,Gilp in C B1Co rro si on,1996,22:271～279
6　Parrish P A,et al1Internati onal sympo sium on the reactivity of so lid.Go thenberg Sw eeden,1996,(8):446～450
(责任编辑　谢庚申)
The Exper i m en ta l Study of Hydrogen Em br ittlem en t i n 30Cr M nSi A H igh Strength Steel
L iu B a i
(Changsha U niv .Changsha 410051)
Guo K ex i
(D ep t .of Pow er Eng .Changsha U niv .of E lectr .Pow er Changsha 410077)
Abstract It has been found that low bain ite of 30C r M nSi A steel has best p rop erties again st H .E .the hydrogen enhances the activity and m u lti p licati on of dislocati on ,and fu rther m o re induces dislocati on rearrangem en t in each m icro structu re .F ractu re featu re of B ain ites Sp eci 2m en s is H ydrogen Q uaicleavage ,that of So rb ite and T roo stite is H ydrogtn IG p redom inan tly .It has been suggested that m aterial facto rs affect su scep tib ility to hydrogen crack ,that is :typ e of m icro stru tu re ,den sity of dislocati on ,typ e and distribu ti on of carb ite ,am oun t of re 2tained A u sten ite .
Key words H ydrogen em b rittlem en t H igh strength Steel M icro structu re
应用数学研究所简介
应用数学研究所隶属我院数学与计算机系,所长李应求.我所现有教授2人,副教授8人,讲师7人,主要从事基础数学、概率统计、模糊数学的理论研究工作和应用数学、计算机软件的开发工作.
我所自1995年成立以来,共承担国家自然科学基金课题2项,国家归国留学人员基金课题1项,湖南省自然科学基金课题1项,湖南省科委课题1项,电力高校青年教师基金课题3项,横向课题2项,院自选课题若干项,出版专著4本,在国内外权威刊物上发表学术论文数十篇.
我所在基础理论研究上水平、上层次的同时,致力于将数学的最新理论与方法运用于电力生产实际,服务于电力系统,并取得一定的成果.与金竹山电厂合作承担的“电力系统故障预测”,与江西省电力局合作承担的“电力负荷预测”课题,目前已顺利结题.
所长李应求率全所研究、开发人员,热忱欢迎社会各界,特别是电力系统各单位,来我所考察,共同寻找合作开发项目.
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