丁有元,張 維,李成濤,劉 艷,徐 科,方可偉,薛 飛(. 中核核電運行管理有限公司,海鹽 34300; . 蘇州熱工研究院電站壽命管理技術(shù)中心,蘇州 5004)

40CrNiMoA高強鋼氫脆敏感性和氫含量的關(guān)系

丁有元1,張 維1,李成濤2,劉 艷2,徐 科1,方可偉2,薛 飛2
(1. 中核核電運行管理有限公司,海鹽 314300; 2. 蘇州熱工研究院電站壽命管理技術(shù)中心,蘇州 215004)

測試了40CrNiMoA高強鋼在濕空氣環(huán)境中的應力腐蝕性能，采用掃描電子顯微鏡(SEM)、俄歇電子能譜(AES)和拉伸沖擊試驗等方法，研究試樣斷裂形貌及其脫氫前后的力學性能。結(jié)果表明：40CrNiMoA高強鋼在濕空氣中發(fā)生了沿晶應力腐蝕開裂，斷口形貌特征為氫脆；俄歇電子能譜結(jié)果提示晶界偏聚不是發(fā)生氫脆的主要原因；脫氫處理后，抗拉強度和屈服強度明顯下降，斷面收縮率明顯上升，沖擊功也有所上升。

40CrNiMoA高強鋼；氫脆；俄歇能譜

氫脆失效是材料環(huán)境失效的一種形式，由對氫脆敏感的元素組成的合金構(gòu)件在含氫環(huán)境中，尤其是存在耦合應力或者殘余應力條件下，合金構(gòu)件的韌性、強度和承載能力都會大幅下降[1]。由于氫脆斷裂具有延遲性和突發(fā)性，難以通過正常檢查程序發(fā)現(xiàn)合金構(gòu)件是否會發(fā)生氫脆斷裂，所以氫脆斷裂帶來的危害要比其他斷裂造成的危害大得多。高強鋼在多種環(huán)境(如濕空氣、水介質(zhì)、有機溶劑等)中都表現(xiàn)出氫脆敏感性，發(fā)生氫脆溫度為-100～150 ℃，室溫附近更是高強鋼最易發(fā)生氫脆溫度區(qū)間。緊固件、彈簧和起落架等材料多采用高強度合金鋼，比如40CrNiMoA、42CrMoE等材質(zhì)，極易發(fā)生氫致滯后斷裂[2-3]。國內(nèi)外學者對高強鋼微觀組織對其氫脆敏感性以及力學性能的影響進行了充分研究[4-7]，結(jié)果表明，微觀組織為回火索氏體的高強鋼具有良好的綜合力學性能和低溫沖擊韌性。NAKAI等考察了雜質(zhì)元素硅、磷、錫、砷等對材料氫脆敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)這些元素不僅使材料的回火脆性增大，還使得材料的氫脆敏感性增大。回火脆化和氫脆是線性相加的作用關(guān)系，隨著材料回火脆化程度的增加，其氫脆敏感性增加[8]。

目前關(guān)于脫氫熱處理前后，高強鋼的氫脆敏感性隨氫含量的變化規(guī)律以及脫氫熱處理對高強鋼力學性能的影響的相關(guān)研究較少。而研究高強度合金鋼氫脆與氫含量關(guān)系對高強緊固件的安全使用具有重要意義。本工作研究了40CrNiMoA高強度合金鋼的氫脆敏感性和脫氫熱處理對其的力學性性能的影響，闡述氫含量對高強鋼氫致應力腐蝕開裂的影響。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗材料為40CrNiMoA高強度合金鋼(以下簡稱試驗鋼)，屬于高強度馬氏體鋼，其化學成分為：wC0.44%，wS0.003%，wSi0.31%，wMn0.74%，wP0.013%，wCr0.74%，wNi1.74%，wCu0.11%，wMo0.34%，余量為Fe。試驗鋼的抗拉強度為1 350 MPa，屈服強度為1 239 MPa。

1.2 試驗方法

沿試驗鋼的軸向剖開取樣，經(jīng)鑲樣、磨拋，并經(jīng)4%(體積分數(shù))硝酸酒精侵蝕后，采用AXIOVERT 200 MAT型光學顯微鏡觀察金相組織。

截取2 mm×4 mm×10 mm小試樣，放入帶刻度、一端封口、充滿硅油的玻璃管中，用排油集氣法測出管中試樣在室溫條件下釋放的氫含量，計算試樣中的可擴散氫濃度C0，然后將玻璃管加熱至600 ℃，測量試樣陷阱中的氫濃度Ct，則試樣中總氫濃度為CT=C0+Ct。取三個試樣，測試其平均值。

恒載荷應力腐蝕試驗用試樣為棒狀拉伸試樣，樣品的標距段尺寸為φ5 mm×15 mm。將試樣標距段表面用水磨砂紙(100～1 000號)逐級打磨后拋光，并用丙酮和去離子水依次清洗吹干待用。將試樣標距段封裝在環(huán)境盒內(nèi)，試樣兩端暴露在環(huán)境盒外以便于樣品加載到試驗機上，環(huán)境盒中持續(xù)通入55%～60%(體積分數(shù)，下同)潮濕空氣。采用WDML型試驗機進行恒載荷應力腐蝕試驗，載荷為1 200 MPa。

采用PHI-700型納米掃描俄歇系統(tǒng)分析應力腐蝕試驗后的試樣斷口。采用同軸電子槍和CMA能量分析器，電子槍高壓為5 kV，能量分辨率為0.1%，入射角為30°。

對試驗鋼進行脫氫熱處理，溫度為210 ℃，時間為24 h?？疾烀摎錈崽幚砬昂笤嚇拥牧W性能。其中:拉伸試驗在AG-IC島津電子拉伸萬能試驗機上進行，設備量程為100 kN，精度為0.5級；沖擊試驗采用Amsler RKP 450儀器化擺錘沖擊試驗機，選縱向試樣，溫度為20 ℃。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

由圖1可見，試驗鋼的微觀組織為回火馬氏體，晶粒度7-8級，外壁到芯部組織均勻一致。一般認為板條狀馬氏體的氫脆敏感性較低，而內(nèi)部具有孿晶結(jié)構(gòu)的針狀馬氏體的氫脆敏感性則較高，與回火馬氏體相比，回火貝氏體的氫脆敏感性更低[9-10]。

圖1 試驗鋼的微觀組織形貌Fig. 1 Microstructure morphology of test steel

2.2 氫含量

試驗結(jié)果表明，試驗鋼的平均氫的質(zhì)量濃度為1.375 mg/L。一般認為合金鋼中氫的質(zhì)量濃度超過1 mg/L，就有可能發(fā)生氫脆。對于高強度鋼，加載后，內(nèi)部存在的氫通過應力誘導擴散富集在缺陷處，促進缺陷擴展。氫致滯后斷裂門檻應力強度因子以及門檻應力隨可擴散氫濃度的對數(shù)升高而線性下降[11]。在拉伸應力的作用下，固溶在晶格間隙的氫原子在裂紋尖端處富集，氫原子釘扎住位錯，使位錯不易移動，塑性變形困難；隨著強度的提高，其斷裂韌性和裂紋尖端塑性區(qū)尺寸都相應減小，即氫脆越敏感性增加。

2.3 恒載荷應力腐蝕裂紋截面形貌

由圖2可見，裂紋為樹枝狀沿晶型裂紋，且在裂紋啟裂位置有腐蝕產(chǎn)物的存在，在裂紋內(nèi)部也有腐蝕產(chǎn)物。在濕空氣環(huán)境中，高強鋼的腐蝕部位會發(fā)生電化學反應，產(chǎn)生氫，加劇氫的積聚。氫積聚到一定程度后，在外力的作用下，形成應力腐蝕裂紋并擴展[12]。對抗拉強度小于1 000 MPa的中低強度鋼，氫脆敏感性和強度無關(guān)。但對于強度大于1 000 MPa的高強度鋼，氫脆敏感性或氫致滯后斷裂敏感性隨抗拉強度升高而升高。氫致滯后開裂門檻應力或氫致滯后斷裂門檻應力強度因子均隨強度升高而急劇下降。因此試驗鋼在濕空氣環(huán)境中具有較強的氫脆敏感性。

圖2 試驗鋼應力腐蝕裂紋截面形貌Fig. 2 Micrograph of the cross-section of stress corrosion cracking of test steel

2.4 應力腐蝕開裂性能

由圖3可見，應力腐蝕試驗后試樣斷口為冰糖狀沿晶斷口，表面有明顯的腐蝕產(chǎn)物，在斷口的啟裂區(qū)域有較多的沿晶二次裂紋，在晶面上能觀察到雞爪狀紋氫脆斷口特征；終斷區(qū)表現(xiàn)為韌窩特征。高強鋼在濕空氣環(huán)境中所形成的應力腐蝕斷口一般情況下隨著強度升高，斷口形貌由韌窩變?yōu)闇式饫?，再變?yōu)檠鼐嗔研蚊瞇13]。試驗用40CrNiMoA高強度合金鋼在應力腐蝕試驗后形成的斷口呈現(xiàn)明顯的沿晶斷裂特征，宏觀上較為平齊，沒有明顯的塑性變形。斷口表面的俄歇能譜分析結(jié)果如圖4和表1所示，可見斷口處的化學成分主要為C、O、Fe和Ni，在晶界處未發(fā)現(xiàn)有害元素S、P等偏聚。揭示晶界處的元素偏聚不是試驗鋼發(fā)生沿晶斷裂的主要原因。

圖3 試驗鋼應力腐蝕試驗斷口表面形貌Fig. 3 Surface morphology of the fracture of test steel after stress corrosion test

圖4 試驗用鋼應力腐蝕斷口表面俄歇能譜分析結(jié)果Fig. 4 Analysis of Auger electron spectroscopy (AES) of the fracture surface of stress corrosion

2.5 力學性能

由表2和表3可見，經(jīng)過脫氫熱處理后，試樣的抗拉強度和屈服強度有所下降，斷面收縮率和沖擊功明顯上升。這表明脫氫處理后，材料的塑性指標均有所提高，脆性指標大大降低。晶格脆化現(xiàn)象表明[14]:脫氫處理前，材料中氫濃度較高，氫原子從鐵晶格中析出留下的空位或微觀孔洞，隔離降低了鐵晶格原子間的結(jié)合力，在外力的作用下，在空位或微觀孔洞尖端塑性變形區(qū)形成三向應力場而脆化；脫氫處理后，材料中氫濃度有一定程度的降低，因氫原子析出留下的空位或微觀孔洞將大大減少，這可能是沖擊韌性顯著提高的原因，由此說明經(jīng)過長時間的脫氫處理可以降低材料的氫脆敏感性。

表1 俄歇能譜分析結(jié)果Tab. 1 Results of the analysis of auger electron spectroscopy %

表2 脫氫處理前后試驗鋼的拉伸性能Tab. 2 Tensile performance of test steel before and after dehydrogenation

表3 脫氫處理前后試驗鋼的室溫沖擊功Tab. 3 Room temperature impact energy of test steel before and after dehydrogenation

3 結(jié)論

(1) 40CrNi2MoA高強度合金鋼在濕空氣恒載荷條件下發(fā)生了氫致開裂，裂紋為樹枝狀沿晶型裂紋，在啟裂區(qū)域有較多的沿晶二次裂紋，具有雞爪狀紋的氫脆斷口特征。

(2) 裂紋啟裂位置和裂紋內(nèi)部有腐蝕產(chǎn)物存在，腐蝕產(chǎn)生的氫和材料本身存在的可擴散氫是發(fā)生氫致滯后斷裂的主要原因。

(3) 40CrNi2MoA高強度合金鋼進行脫氫處理后，抗拉強度和屈服強度明顯下降，斷面收縮率明顯上升，沖擊功也有所上升。脫氫處理可以有效改善40CrNi2MoA高強度合金鋼的氫脆敏感性。

[1] 褚武揚. 氫致開裂和應力腐蝕機理的前沿問題[J]. 腐蝕科學與防護技術(shù)，1993,5(3):151-157.

[2] 李春光,于洋. 機翼蓋板用30CrMnSiNi2A鋼螺釘斷裂失效分析[J]. 機械工程材料,2010,34(10):75-78.

[3] 劉昌奎,李運菊,陶春虎,等. 緊固螺栓開裂原因分析[J]. 機械工程材料,2008,32(4)：70-73.

[4] 云江,申常江,雷小榮. 40CrNi2MoA鋼大鍛件的調(diào)質(zhì)熱處理[J]. 金屬熱處理,2004,29(12):68-70.

[5] 劉孝紅，王毛球，時捷,等. 熱處理對25CrNi2MoVNb鋼氫脆敏感性的影響[J]. 金屬熱處理，2009,34(12)：9-13.

[6] CHEN T C,CHEN S T,KAI W. Effect of the degree temper embrittlement on the susceptibility of hydrogen embrittlement[J]. Transactions ISIJ，1992,22(9):285-291.

[7] PAN C,SU Y J,CHU W Y,et al. Hydrogen embrittlement of weld metal of austenitic stainless steels[J]. Corrosion Science,2002,44:1983-1993.

[8] 張永健，惠衛(wèi)軍，項金鐘，等. 晶粒尺寸對42CrMoVNb鋼超高周疲勞性能的影響[J]. 金屬學報，2009(7):880-886.

[9] XIAO G Z,DI H S. Delayed fracture resistance and mechanical properties of 30MnSi high strength steel[J]. J Iron Steel Res,2009,16:49.

[10] 武光宗，王毛球，王春芳，等. 回火馬氏體鋼中氫的擴散行為及其氫脆敏感性[J]. 材料熱處理學報，2012,33(1):136-140.

[11] AHMAD S A,RYDER D A,DAVIES T J. On the embrittlement of fracture toughness specimens of two high strength steels[J]. Eng Frac Mech,1975(7):357.

[12] LI H L,GAO K W,QIAO L J,et al. Strength effect in stress corrosion cracking of high strength steel in aqueous solution[J]. Corrosion,2001,57:295.

[13] TSAY L W,LU H L,CHEN C. The effect of grain size and ageing on hydrogen embrittlement of a maraging steel[J]. Corr Sci,2008,50:2506.

[14] 周順深. 鋼脆性和工程結(jié)構(gòu)脆性斷裂[M]. 上海:上?？茖W技術(shù)出版社,1983:225-227.

Relationship between Hydrogen Embrittlement Sensitivity and Hydrogen Content for 40CrNiMoA High Strength Steel

DING Youyuan1, ZHANG Wei1, LI Chengtao2, LIU Yan2, XU Ke1, FANG Kewei2, XUE Fei2
(1. CNNC Nuclear Power Operations Management Co., Ltd., Haiyan 314300, China;2. Plant Life Management Research Center, Suzhou Nuclear Power Research Institute, Suzhou 215004, China)

Stress corrosion performance of 40CrNiMoA high strength steel was studied in wet air environment. The fracture morphology and mechanical properties of the samples before and after dehydrogenation were investigated by scanning electron microscopy (SEM), Auger electron spectroscopy (AES), tensile test and impact test. The results show that intergranular stress corrosion cracking occurred in the wet air environment, and the fracture morphology was hydrogen embrittlement. The results of Auger electron spectroscopy showed that grain boundary segregation was not the main reason of hydrogen embrittlement. After the process of dehydrogenation, the tensile strength and yield strength decreased significantly, and the section shrinkage increased significantly, and the impact of work has also increased.

40CrNiMoA high strength steel; hydrogen embrittlement; Auger electron spectroscopy (AES)

2017-05-01

李成濤(1980-),高級工程師,博士,從事核電金屬材料的腐蝕與防護相關(guān)工作,0512-68701730,lichengtao@cgnpc.com.cn

10.11973/fsyfh-201707014

TG172.5

A

1005-748X(2017)07-0547-04