氢脆的本质

试述氢脆的本质

我认为位错井捕氢学说比较合理的解释了氢脆的本质。

实际金属材料内部存在大量的缺陷,它们都是氢的陷阱，陷阱增大材料的吸氢量,减慢氢的扩散速度,使氢发生偏聚,从而降低该处的界面结合力。而且氢促进了位错的平面滑移，阻碍了交滑移。从而加剧位错塞积。导致位错分布和塑性变形的不均匀性。如果在应力作用下形变速率较小，形变温度又不太低的话，那么氢原子的运动速度与位错运动速度是相适应的，这时不会产生氢或位错的大量堆积，也就不会发生氢脆；当在应力作用下移动着的位错及氢气团运动至晶界或其他障碍物时，会产生位错的堆积，同时必然造成氢在晶界或解理面的富集，在位错堆积的端部形成较大的应力集中，从而形成裂纹，富集的氢原子不仅易导致裂纹形成，而且有使其发生扩展的趋势，最后造成脆性断裂。也就是说，由于氢的存在使得位错的堆积更加严重，更加快速，从而在较低的载荷下就发生脆断。

以上观点是参考相关文献后我个人对氢脆的理解

举例分析由氢引起的金属失效问题

某型机翼盖板用30CrMnSiNi2A钢螺钉规格为M6,采用氯化铵镀镉工艺在螺钉表面镀镉后再经(190±10)℃×23 h除氢。在装配后的存放期间该螺钉发生了断裂,具有明显的延迟特征,断裂位置位于螺杆与钉头转接处(螺纹退刀槽)处,初步分析为氢脆断裂。作者对此进行了进一步失效分析,并对其进行了生产工艺改进,以确定该螺钉的失效模式及主要原因。

1理化检验与结果

1.1化学成分

用ICP-AES型电感耦合等离子体原子发射光谱仪分析试样的化学成分(质量分数,%)为

0.29C,1.12Si,1.18Mn,1.08Cr,1.76Ni,0.012P,0.000 8S;

满足GJB 1951-1994的要求。

1.2断口形貌

从宏观断口形貌可见,该螺钉断裂于钉头与螺杆转接处, 断口洁净且较平齐,无明显的塑性变形;断口表面呈结晶颗粒状,在光镜下呈闪光小刻面特征;断口表面无明显的放射棱线特征,上侧边缘存在微小的剪切唇边。

由宏观断口形貌可见,断裂起源于螺钉断口次表面,源区微观上为典型的沿晶特征,表面洁净未见冶金和加工缺陷;断口的扩展区亦以沿晶特征为主，瞬断区为韧窝特征,沿晶和沿晶与韧窝混合特征区域面积占断口90%以上。另在源区和扩展区均可见二次裂纹,扩展区局部位置存在沿晶与韧窝的混合特征。对断口各区域进行能谱分析,没有发现硫、氯等腐蚀性元素,也未见镉等其它外来元素。

1.3显微组织

在螺钉断口附近取样,经抛光腐蚀后用光学显微镜下观察。螺钉组织为马氏体组织,组织均匀,未见异常。

1.4拉伸性能

对与断裂螺钉同批次的螺钉进行拉伸试验,检测螺钉的实际断裂载荷。结果表明,断裂螺钉的

实际破断力约为32 kN。螺钉在拉伸试验中断裂于退刀槽底部,槽底处直径为4.5 mm,计算出螺钉材料的抗拉强度约为2 010 MPa(缺口强度),强度偏高。螺钉拉伸断口微观上为典型的韧窝特征。对与断裂螺钉同工艺、同批次的螺钉进行了冲击试验,冲击试验断口同为韧窝特征。

1.5 显微硬度

螺栓显微硬度测试结果为520.6,495.9,506.1,518.5,525.6HV0.3,平均值为513.3HV0.3,相当

于49.8 HRC。正常螺栓为45 HRC。螺栓的实际硬度均高于设计要求的36~40 HRC。测试结

果显示失效螺栓硬度比正常螺栓高4~5 HRC。

1.6氢含量

由于断裂螺钉剩余部分质量不足,无法进行含量的测试,因此对与断裂螺钉同工艺、同批次螺钉的螺杆和螺纹部位的氢含量进行检测。对保留和去除表面镀镉层后的氢含量进行测量,每种状态测量3个取平均值。可见螺钉中氢含量较高,且保留镀镉层的氢含量要高于去除镀镉层后的氢含量,螺纹处的氢含量要高于螺杆处的。

2断裂原因分析

根据以上试验结果，首先,螺栓的显微组织为回火马氏体,由文献[1]在各种不同的显微组织中,对氢脆敏感性从大到小的一般顺序为马氏体、上贝氏体(粗大贝氏体)、下贝氏体(细贝氏体)、索氏体、珠光体、奥氏体,因而螺栓的组织是氢脆敏感组织。其次,一般地,钢中氢的质量分数超过5×10-4时,即存在氢脆裂纹的危险。而对于30CrMnSiNi2A这种超高强度钢,氢的质量分数超过1×10-4时即已经是危险的,而表1中的试验结果表明该螺钉中氢的质量分数远大于1×10-4;而该螺钉的强度高达2010MPa,强度偏高。而且，虽然正常螺栓的氢含量也很高高,但并没有发生氢脆断裂,这是由于失效螺栓因热处理不当而导致强度过高,从而对氢的敏感性增加。最后,根据断口的形貌及能谱分析结果,螺钉断口宏观上无明显的塑性变形,断口表面清洁, 无腐蚀产物, ,有放射花样，呈结晶颗粒特征,光镜下为闪光的小刻面特征;断裂起源于螺钉次表面,源区为典型的沿晶特征; 晶界上伴有变形线(发纹线或鸡爪痕), 这是氢脆的典型特征。断口扩展区为沿晶特征或沿晶与韧窝混合特征,占断口面积的90%以上,为典型的沿晶断裂。所以判定失效螺栓应属于氢脆断裂

3预防措施

通过在热处理过程中控制工艺参数,使螺钉获得不同的强度级别,经镀镉并根据标准严格执行除氢工艺后,对螺钉中的氢含量进行测定。由表2可见,不同工艺批次螺钉的氢含量差别较小;拉伸断裂载荷超过32 kN的3组螺钉均未通过氢脆验证试验,而拉伸断裂载荷较低的5组螺钉均获通过。

实际上,氢的扩散和聚集导致材料局部氢浓度偏高是导致氢致开裂的直接原因。氢通常会聚集在存在缺陷或应力集中的次表面,聚集位置的氢浓度达到一定值后,氢致附加应力与外加应力共同作用,导致形成氢脆裂纹或断裂。也就是说,在钢中存在氢的前提下,局部的氢浓度偏高

才是导致氢致裂纹的原因。由于所测得的氢含量值为所取试样的平均值,不能反映裂纹尖端真实的氢浓度;而且在进行氢含量测定时,所取试样是否包含镀层对于氢含量测试的影响很大,带镀层试样的氢含量可能超出不带镀层试样5倍甚至更多(见表2),因此,在进行氢含量测定时如何选取试样亦需进一步探讨。文献和实践经验均表明,超高强度钢中氢含量低于1×10-6(测得的平均值)也可能发生氢脆,但氢含量更高时未必发生氢脆。这表明,氢含量只能作为一个参考指标,不能将氢含量的测定值作为材料或制件是否会发生氢脆的直接判据。而且,实际批量生产时,将螺钉中的氢含量控制在极低的水平(质量分数为1×10-4)是很困难的,但通过改善热处理工艺来控制螺钉的强度则相对容易。从表2可以看出,当螺钉的最大断裂载荷降低至30 kN时,各组螺钉均通过了氢脆验证试验,也就是说,即使螺钉中的氢含量较高,将螺钉强度控制在相对较低的水平可以保证螺钉在一定应力范围内使用而不发生氢脆。因此,在生产高强度钢和超高强度钢螺纹紧固件时,在根据标准严格执行除氢工艺的基础上,在螺钉强度满足标准规定的前提下,尽量控制螺钉的强度至下限,这对于预防和控制该螺钉的氢脆是非常有效的。

4结论

(1)机翼盖板用30CrMnSiNi2A钢螺钉装配后的失效为氢脆断裂。

(2)在根据标准规定除氢的工艺基础上,将螺钉的强度降低到合适的水平,是预防和控制高强度螺钉氢脆的有效措施