高强钢氢致裂纹及氢致脆化的研究

本工作采用了三点弯曲研究低合金高强钢氢致裂纹及氢致脆化的敏感性,用脆化度J_(ICOD)=(δCR-δCRH)/δCR作为氢致脆化的判据。高强钢三点弯曲试样断口的形态受应力强度因子K和氢量H的影响,随着K值增加和氢量减小,断口形态向IG→QC_(HE)→DR过渡。根据本研究工作的试验条件用声发射(AE)捕捉启裂点和监视裂纹的扩展是可行的。     

氢对X80钢在库尔勒土壤模拟溶液中应力腐蚀开裂行为的影响

采用电化学充氢技术、动电位扫描技术、交流阻抗技术(EIS)和慢应变速率拉伸试验(SSRT)研究库尔勒土壤模拟溶液中氢对X80管线钢应力腐蚀开裂(SCC)行为的影响,并利用扫描电镜(SEM)观察试样断口形貌。研究结果表明:充氢电流密度和充氢时间的增加均能加速金属腐蚀反应;随着充氢量的增大,试样自腐蚀电位呈下降趋势,腐蚀速率逐渐增大,氢促进了X80钢在库尔勒模拟溶液中腐蚀的发展;电化学充氢后,X80钢的应力腐蚀开裂行为主要由氢致开裂(HIC)作用决定,阳极溶解过程只起到辅助裂纹形核的作用,因为氢能引起材料局部塑性变形,促进裂纹尖端形核和扩展。     

钢中氢致裂纹机构研究

用抛光的恒位移试样对处理到不同强度(σ_b=92～185公斤/毫米~2)的4种低合金钢在各种致氢环境(如电解充氢、纯氢、气体H_2S、水介质、H_2S水溶液、缓蚀剂水溶液、丙酮、酒精等有机溶液)下跟踪观察了氢致裂纹的产生和扩展过程。与此同时也测量了各种致氢环境(电解充氢、H_2S水溶液、水溶液、水中阴极化和阴极极化)下的K_(ISCC)(或K_(IH))和da/dt。并研究了它们随强度变化的规律。 结果表明,当加载裂纹前端的K_I>K_(ISCC)(K_(IH))后,在上面所说的任何一种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形,并由此导致裂纹的产生和扩展。即随着氢的扩散进入,原裂纹前端塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢,在滞后塑性区端点形成不连续的氢致裂纹,它们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连接。当强度降低时,氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明,在Ⅰ型裂纹条件下,“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。 在所有致氢环境下,止裂K_(ISCC)(K_(IH))均随钢的强度下降而升高。强度相同时,水中加缓蚀剂和阳极极化使K_(ISCC)升高,阴极极化使K_(ISCC)下降,,da/dt升高,而在H_2S饱和溶液以及加载电解充氢时K_(ISCC)(K_(IH))最低,da/dt最高。 实验也表明,在电解充氢条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和     

焊接氢致延迟裂纹的研究

本文采用焊接热模拟高温充氢试样和实际焊接接头试样进行弯曲试验,并用电视录像方法观察和拍摄了氢致延迟裂纹的动态过程,定量地评定了不同材料、不同扩散氢含量和应变量对氢致裂纹敏感性的影响,研究了试样厚度对裂纹形成和扩展的影响。试验结果表明:①焊接热模拟高温充氢试样的弯曲试验方法可以定量评定含氢量和应变量对氢致裂纹敏感性的影响;②厚度为3mm 和5mm 的弯曲试样,裂纹首先在试样内部形核,内部裂纹的扩展领先于表面塑性变形区,所以厚试样的表面塑性变形区并非是氢致裂纹亚临界扩展过程中裂纹前端的塑性区,因而仅从厚试样的表面现象研究裂纹的动态过程是不适宜的。厚度为2mm 的试样表面先裂,裂纹在试样表面裂得快,可以用它来观察氢致裂纹的动态过程;③对试样断口进行了扫描电镜观察,发现随着试样含氢量的增加,IG 增加,QC 的塑性变形痕迹减小,韧窝变细。     

铝合金的应力腐蚀和氢致裂纹研究

用抛光的恒位移试样在加载条件下跟踪观察了高强度铝合金在充氢条件下氢致裂纹的产生和扩展过程,结果表明,裂纹前端的塑性区随时间而逐渐增大,当它发展到临界条件时就导致氢致滞后裂纹的产生和扩展。在高纯水及3.5％NaCl水溶中应力腐蚀裂纹的产生和扩展也是以氢致滞后塑性变形为先导的。研究了试验温度对K_(ISCC),da/dt和稳定放氢总量的影响。结果表明,随试验温度升高,K_(ISCC)急剧下降,da/dt升高。这和试样在PH≤3.5的HCl溶液中浸泡充氢后的放氢总量随温度升高相一致。也研究了不同极化电压对da/dt以及放氢总量的影响,结果表明阴极极化和阳极极化均使da/dt升高,但阳极极化更为明显,这和极化对放氢量的影响相一致。纯水中加NaCl将使室温K_(ISCC)明显下降,但对高温时的K_(ISCC)影响不大,这和NaCl能使室温充氢后的放氢量明显增加,但对高温充氢后的放氢量影响很小相一致     

高强钢氢致滞后断裂滞后时间的有限元预测

基于氢相关的内聚力模型,开发了顺次耦合的氢致滞后断裂有限元计算程序,预测了预含氢AISI4135高强钢圆棒缺口试样在常载荷拉伸条件下的滞后断裂时间,并考察了试样初始平均含氢水平对滞后断裂的影响.结果表明,氢相关的内聚力模型可有效预测氢致滞后断裂的断裂时间,有限元预测结果和相关报道较为一致.氢致滞后断裂存在氢临界值,当缺口尖端应力集中区聚集的氢浓度达到临界时裂纹开始形核,此临界值和结构的初始含氢量无关.     

SA508-Ⅲ钢的氢致脆性行为

采用高温高压气相热充氢方法,将氢充入SA508-Ⅲ钢.在常温下,研究了氢与SA508-Ⅲ钢的拉伸变形行为的交互作用,以澄清钢的氢致脆性机理,为核电用钢的安全设计提供理论依据.结果表明,充氢使钢的屈服强度略升高,而钢的断面收缩率明显降低.充氢后钢的拉伸断口由纯微孔聚集型断口转变为韧窝加河流花样复合型断口.钢的屈服强度升高主要归因于在弹性变形阶段氢对位错的钉扎,从而阻碍了位错开动.然而在塑性变形阶段,氢随可动位错迁移并不断富集于碳化物与基体界面处,当氢浓度达到一定值时,造成碳化物与基体之间的结合强度降低,从而引起钢的塑性降低.     

一种含N低Ni经济型双相不锈钢的抗氢脆性能的研究

设计了一种新型低Ni经济型双相不锈钢，通过金相显微镜、X射线衍射仪和扫描电子显微镜对不同固溶温度处理后的试样进行表征，通过常规拉伸实验得到综合力学性能最佳的热处理温度点，并通过电化学预充氢后的慢应变速率拉伸实验探究了其氢脆敏感性能。实验表明，随着温度的升高，奥氏体体积分数明显下降，铁素体体积分数升高，氢在双相不锈钢中的扩散能力提高。在1 050 ℃下固溶处理5 min后水淬的经济型双相不锈钢（lean duplex stainless steel，LDSS）综合性能最佳，其屈服强度和抗拉强度分别为744.7 MPa和807.7 MPa，总伸长率为62%，并且该材料在不同温度都具有优异的加工硬化性能。通过对1 050 ℃热处理后的试样进行不同电流密度和时间的预充氢处理，发现其氢脆敏感性能受充氢时间影响大于充氢电流，氢原子主要在塑性变形阶段降低材料抗拉强度和伸长率，对屈服强度影响较小。     

不锈钢Ⅲ型试样的氢致开裂和应力腐蚀

研究了奥氏体不锈钢Ⅲ型试样的氢致开裂和应力腐蚀。结果表明,动态充氢时Ⅲ型试样也能发生氢致滞后断裂,且裂纹沿原缺口平面形核和扩展。从而可获得宏观平滑的扭转断口,但断口上存在少量沿45°面的二次裂纹,一系列实验表明动态充氢能促进奥氏体不锈钢室温蠕变,故在恒扭矩下充氢能使扭转角不断增大,直至试样被扭断。奥氏体不锈钢Ⅲ型试样在42％沸腾MgCl_2溶液中也能发生应力腐蚀开裂,且裂纹在与缺口平面成45°的平面上形核和扩展。实验表明,无论是Ⅰ型还是Ⅲ型,应力腐蚀的门槛值均比氢致滞后断裂门槛值要低,例如K_(ⅠSCC)/K_(ⅠX)=0.18,K_(ⅠH/K_(ⅠX)=0.58,K_(ⅢSCC)/K_(ⅢX)=0.13 K_(ⅢH)/K_(ⅢX)=0.62。     

钢在H_2S中的应力腐蚀机构

用抛光的WOL型恒位移试样跟踪观察了各种低合金钢在H_2S中应力腐蚀裂纹产生和扩展的规律。结果表明:当钢的强度和K_I均大于临界值之后,在裂纹前端将会发生滞后塑性变形,即裂纹前端塑性区的大小及其变形量将随时间延长而逐渐增加,当这种滞后塑性变形发展到临界状态时就会导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。 对超高强钢来说,当这个滞后塑性区闭合后应力腐蚀裂纹就在其端点形核,随着滞后塑性变形的发展,这些不连续的应力腐蚀裂纹逐渐长大并互相连接。对强度较低的钢,随滞后塑性变形的发展,应力腐蚀裂纹沿着滞后塑性区边界向前扩展。 已经证明这个滞后塑性变形是由氢引起的,称作氢致滞后塑性变形。 利用WOL型试样测量了在H_2S气体以及H_2S饱和水溶液中的K_(ISCC)和da/dt研究了它们随强度变化的规律,以及阴极极化和阳极极化对超高强钢K_(ISCC)和da/dt的影响。     

冷拔变形（F＋M）型双相钢的氢脆

实验采用阴极电解预充氢试样拉伸的方法,研究了冷拔变形05Si2铁素体-马氏体型双相钢的氢脆敏感性及断裂行为。发现双相钢氢脆敏感性随着冷拔变形量的增大出现一峰值,以及氢致铁素体基体的脆化现象。     

消除TRIP钢屈服平台的预拉伸实验及微观机理

含铬高硅TRIP钢室温变形时通常具有较长的屈服平台,在成型过程中零件表面容易出现褶皱等缺陷.为了解决这个问题,采用预拉伸实验研究了不同预拉伸变形量对TRIP钢屈服平台的影响,并且对拉伸前后的TRIP钢试样做了TEM透射分析以期找出形成屈服平台的机制.实验表明:随着预拉伸量增加,屈服平台长度减少,当预变形量达到1.0%时屈服平台消失;在相同预拉伸条件下,奥氏体越稳定,屈服平台越短;柯氏气团和奥氏体的应力松弛机制共同对TRIP钢屈服平台的形成起作用.     

低合金钢水介质中的应力腐蚀机构

用抛光的恒位移试样对不同钢种、不同强度的高强钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察。结果表明:超高强钢(σ_b≥160公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A,ZG-18铸钢)应力腐蚀时,裂纹前端塑性区逐渐扩大,闭合后形成不连续裂纹,以后随塑性区中变形量增大主裂纹扩展並与新裂纹相连。当强度降低时,(σ_b≤138公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A,40CrNiMoA,30CrMnSiA)塑性区随时间增大,但不闭合,随其变形量增大,原裂纹沿弹塑性边界向前扩展。强度更低(σ_b<110公斤/毫米~2的30CrKnSiNi_2A,σ_b≤120公斤/毫米~2的40CrNiMoA)塑性区不增大,裂纹也不扩展。 同样试样在电解充氢条件或干氢条件下,加载裂纹前端同样能产生滞后塑性变形,而且裂纹产生和扩展的情况完全和水介质中类似。由此可知,裂纹前端滞后塑性变形是由氢引起的。 高强钢或超高强钢在水介质中应力腐蚀的机构如下:阴极放氢,它进入裂纹前端引起滞后塑性变形,从而导致裂纹的产生和扩展。     

40CrNiMo钢工程短疲劳裂纹扩展规律

对调质40CrNiMo钢光滑及缺口试样进行了旋转弯曲疲劳试验,利用塑性复型技术实现了对工程短疲劳裂纹扩展过程的显微观测、由实验获得光滑试样的短裂纹扩展可由方程do/dN=Bσ~nα予以确定性描述。对于缺口试样的应力接近屈服极限时,疲劳损伤表现为萌生大量的短裂纹体系,利用等效裂纹概念进行统计,缺口试样的短裂纹扩展具有与光滑试样相似的规律。     

异种钢接头中氢扩散行为及冷裂纹特征

本文采用氚自射线照相法及接头充氢后释放规律的观察，研究了用Ｃｒ２０Ｎｉ１０Ｍｎ６型焊条焊接珠光体类钢时氢的扩散及分布规律。利用高碳钢淬火试样及淬火后充氢试样的拉伸试验，研究了高碳钢淬硬组织对氢和应力的敏感性。探讨了Ｃｒ２０Ｎｉ１０Ｍｎ６／高碳钢接头中不同部位形成裂纹的性质、产生原因和防止措施。所得结论，为正确选用焊条及制定高碳钢的焊接工艺提供了试验和理论依据。     

氢致开裂的TEM原位拉伸观察与研究

通过对颈充氢３１０不风薄膜在透射电镜（ＴＥＭ）下的原位拉伸观察，并和不含氢试样的结果相比较，研究了氢在韧－脆转变中的作用及氢致脆断机理，结果表明，氢使奥氏体不锈钢由韧变脆的根本原因是氢降低了微裂纹形核时的临界应力强度因子，从而抑制ＤＦＺ中纳米级微裂纹向空洞的转化。     

车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响

在扫描电镜下对CL60车轮钢单边缺口薄试样(厚度≤0.5mm)进行了原位拉伸实验,并研究了氢的影响.在金相显微镜下观察了带预裂纹的厚度为30mm的楔形张开加载试样开裂过程.结果表明,对薄试样拉伸变形时,不论是否有氢,先共析铁素体优先发生塑性变形,微裂纹沿先共析铁素体与珠光体团的边界形核、扩展;在有氢的情况下,微裂纹更容易通过夹杂物的剥落或夹杂物与基体界面的分离而萌生;薄试样拉伸主要是韧窝断口;对厚试样,裂纹主要通过珠光体中渗碳体片层开裂而扩展,断口也因此主要呈解理特征.     

氢对镍基合金Inconel Alloy600力学性能的影响

通过建立一套电化学充氢和可扩散氢含量测量装置,对镍基合金Inconel Alloy 600(600合金)板试样充氢后进行常温拉伸试验,研究了600合金在充氢前后力学性能的变化及其与氢含量的关系.结果表明:材料在充氢后塑性有一定的减损,且减损的程度随着平均氢浓度的增加而增加,当充入试样中的平均氢质量分数大于10×10-6时,相对断面收缩率达到10％以上,达到氢损伤范畴.此外氢进入600合金还使材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量也降低.扫描电镜(SEM)测试表明:充氢前后试样断口的表层由韧性断裂变为由氢导致的沿晶脆性断裂.     

30CrMnSiA钢的慢应变速率动载氢脆

用慢应变速率拉伸试验研究了30CrMnSiA钢几种不同组织在阴极电解充氢后的动载氢致开裂行为。结果表明:在试验中,用试样断面收缩率的相对减少率能灵敏地反映出钢的氢脆倾向性;钢中氢对其塑性的危害主要表现在降低试样在颈缩后的局部变形能力,而对试样的均匀变形影响很小;在室温下,钢的氮致脆化率不是简单地随着应变速率的下降而增加,而是与试样基体中氢的浓度及试样的形状有关。     

氢致脆化区开裂模型应用于计算门楹值应力强度因子

依据氢进入裂纹尖端区促进局部塑性流动的认识，本建议并发展了一个氢致脆化区开裂模型。首次推导出了确定氢致裂纹扩展门楹值应力强度因子以及环境氢压与门楹值应力强度因子关系的理论公式，定性和定量的分析相符于ＡＩＳＩ４３４０超高强钢的实验结果。