高合金二次硬化钢氢脆敏感性研究微波设备

高合金二次硬化钢氢脆敏感性研究

高合金二次硬化钢氢脆敏感性研究 2011年12月04日 来源： 摘 要：用预充氢方法研究了高合金二次硬化钢23NiCo不同回火温度的氢脆敏感性。充氢对600℃回火试样没有影响。482℃回火，虽然强度较高，组织中存在的沿马氏体板条边界以薄膜状分布的逆转奥氏体，使钢在此温度回火具有较高的氢脆抗力。关键词：氢脆；23NiCo钢；逆转奥氏体随着超高强度钢的广泛应用，氢脆破坏带来的危险越来越引起人们的注意。随之研制出了具有超高强度、高韧性又对氢脆不敏感钢种。23NiCo是一种Co-Ni合金钢，加入C、Cr和Mo强化，具有高韧性(Kic≥120MPa.m1/2)和高强度(1931～2069MPa)的最佳配合。利用3点慢弯曲试验，研究了不同回火温度钢的氢脆敏感性。1 试验材料及方法1.1 试验材料试验用料为双真空熔炼，化学成分见表1。

表1 试验用料的化学成分(质量分数)w(%)CNiCrMoCoAlMnSiSP0.2311.733.131.2513.850.00135＜0.100.070.0010.006

1.2 试验方法拉伸试样标距长度为50mm。3点慢弯曲试样为U型缺口试样，尺寸为10mm×10mm×65mm。在美国Instron 1251试验机上进行，压头下降速度为0.05mm/min。用电解预充氢，充氢电解液为0.2mol/L NaOH＋10ml NaCN水溶液。每种热处理状态的充氢时间为0.5h、4h和10h。氢的逃逸曲线用水银法测定。慢弯曲试样的断口用扫描电镜观察。用透射电镜对组织进行观察。拉伸试样、冲击试样和3点慢弯曲试样的热处理为885℃淬火及淬火后450℃、482℃和600℃回火。2 试验结果2.1 力学性能不同回火温度钢的力学性能见表2。表中结果表明，钢在450℃回火，具有最高的拉伸强度，断面收缩率和冲击韧度较低。在600℃回火，塑性指标和冲击韧度提高较大，但强度降低很多。钢在482℃回火，具有最高的屈服强度和较高的拉伸强度，又具有较高的断面收缩率和冲击韧度。因此482℃回火较其它温度回火有着较好的强韧性配合。

表2 23NiCo钢的力学性能热处理状态885℃淬火σ0.2/MPaσb/MPaδ5(%)ψ(%)αK/kJ*m－2450℃回火482℃回火600℃回火16751745124021051960133012.512.518.551.059.067.057.072.0104.0

2.2 氢的逃逸曲线为了保证试验的氢浓度，测定电解充氢的逸散趋势。图1中的曲线表明，用水银法测出样品中氢含量，在室温中放置0.5h，试样中剩余氢含量不低于85%，放置1.5h，不低于72%，3点弯曲试验最长时间为50min，因此试样中保持有较高含量的氢。

图1 室温下23NiCo钢的氢逃逸曲线Fig．1 Hydrogen content in 23NiCo steelspecimen versustime at room temperature

2.3 充氢对慢弯曲性能的影响用挠度-载荷曲线，研究不同充氢时间的不同热处理状态下的钢的断裂行为，裂纹起始功包括裂纹起始弹性功(WE)和裂纹起始塑性功(WP)。由于功的消耗主要在裂纹起始塑性变形上，可以认为开裂塑性功WP是评价氢脆敏感性的重要标志。图2为充氢对不同回火温度开裂起始塑性功WP的影响，结果表明：①充氢及充氢时间对600℃回火试样的慢弯曲性能没有影响。②充氢对450℃回火试样的WP影响最大，充氢0.5h，WP下降了50%，氢脆敏感性很大。③充氢对482℃回火试样的WP有较明显的影响，充氢0.5h，WP下降了40%，但随充氢时间延长，WP的下降幅度减少。

图2 23NiCo钢开裂起始塑性功WP随充氢时间的变化Fig．2 The 23NiCo steel plastic work of the crack initiatingversus charging time

2.4 断口观察

图3 23NiCo钢450℃回火试样的断口裂纹起始区形貌 ×1000(a)充氢0.5h (b)充氢10hFig．3 The crack initiation zone of the 23NiCo steel specimentempered at 450℃，hydrogenated for0．5h(a) and 10h (b) ×1000

450℃回火试样慢弯曲断口形貌见图3，未充氢样品裂纹起始区以剪切韧窝为主，局部区域有沿晶特征。充氢0.5h，裂纹起始区为沿晶＋准解理；充氢4h，裂纹起始区以沿晶断裂为主，存在少量准解理；充氢10h，裂纹起始区为沿晶和穿晶准解理断裂，沿晶区厚度约为130μm。482℃回火未充氢试样中，裂纹起始区为剪切韧窝；充氢0.5h，裂纹起始区为准解理，厚度约2.5μm；充氢4h和10h，试样的裂纹起始区都为准解理，厚度分别为7μm和11μm，未出现沿晶断裂特征；随着充氢时间延长，试样放射区韧窝变小变浅。482℃回火试样断口见图4。充氢对600℃回火试样的断裂形貌没有影响，充氢10h，仍为韧性断裂。对应于断口特征，裂纹起始功可表示为WP韧窝＞WP解理＞WP沿晶。

图4 23NiCo钢482℃回火试样的断口裂纹起始区形貌(a)充氢0.5h ×1000 (b)充氢10h ×300Fig．4 The crack initiation zone of the 23NiCo steel specimentempered at 482℃，hydrogenated for 0．5h (a) ×1000and 10h (b) ×300

2.5 微观组织450℃回火，马氏体中位错密度很高，回火试样的中心暗场像可以清晰地看出位错上析出的针状相，即M2C碳化物。沿马氏体板条边界和孪晶界面析出粗大的片状渗碳体。482℃回火，在位错线上的M2C开始长大，针状M2C的平均长度约3nm，平均直径约1.3nm。另一个显著变化是在马氏体板条界面上析出了呈薄膜状的逆转奥氏体(图5)，逆转奥氏体的膜厚度约15nm，沿基体的｛110｝分布，与马氏体基体的取向关系满足K-S关系，即｛011｝α‖｛111｝A，〈111〉α‖〈101〉A。600℃回火，板条界和板条内分布粗大的逆转奥氏体，厚度为100nm，M2C明显长大。

图5 23NiCo钢482℃回火试样中的逆转奥氏体 ×60000(a)明场像 (b)中心暗场像Fig．5 BF (a) and CDF (b) images of the reverted austenite in the 23NiCo steel specimen tempered at 482℃ ×60000

3 分析与讨论微观组织是影响高强度钢氢脆最重要的因素之一。氢脆阻力与断裂过程有关，这个过程取决于组织和氢的集中。二次硬化钢回火处理使组织主要出现以下两方面的变化：①马氏体中过饱和的碳以碳化物形式析出；②较高温度回火时沿马氏体板条边界析出逆转奥氏体。450℃回火试样中虽然高密度位错上析出了高度弥散、细小的共格碳化物，但由于共格应变场氢很容易沿马氏体进行扩散，或进入位错及其以上的共格碳化物陷阱。Hinotani et al［1］工作表明，在碳化物析出初期，Mo2C与基体保持共格与半共格状态，这些碳化物与基体的界面是可逆或不可逆氢的陷阱。此外组织中在板条边界析出的渗碳体及缺少奥氏体，使得450℃回火的氢脆敏感性很高。断口观察表明，充氢0.5h的试样，裂纹起始就呈现沿晶断裂特征。482℃回火的氢脆抗力明显高于450℃回火试样，这与在马氏体板条界形成逆转奥氏体有关。逆转奥氏体的形成不仅引起力学性能的显著变化，而且影响合金的氢脆敏感性。奥氏体的量及分布对氢脆抗力有很大影响，随奥氏体量的增加，氢脆抗力呈增加趋势。氢在奥氏体中的扩散系数约为10－11cm2/s，而在马氏体中约为10－7cm2/s，且溶氢度也较后者大得多。所以随着奥氏体量的增加，氢扩散到一定应力状态下的临界浓度的时间增加。奥氏体对提高钢的氢脆抗力具有很好的作用，资料中也有类似的研究结果报导［2］。奥氏体薄膜在马氏体束周围形成，奥氏体保护膜可以减低氢致裂纹扩展速率。在这种情况下，氢向裂纹尖端扩散，必须经过奥氏体，从而使其扩散变慢［3］。奥氏体的稳定性也是很重要的，奥氏体转变为马氏体则对抗氢扩散不利，因为奥氏体和马氏体的界面是裂纹的形核位置，并且是裂纹扩展的薄弱地区。在600℃回火，具有最高的氢脆抗力与大量的逆转奥氏体形成和碳化物M2C共格性失去有关。慢弯曲试样断口裂纹起始区仍为韧窝，虽然接近表面区域氢的影响最为严重。4 结论(1) 钢在450℃回火组织中形成的共格应变场、板条边界析出的渗碳体及缺少奥氏体使钢在此温度回火具有很高的氢脆敏感性。(2) 钢在482℃回火时，马氏体板条中析出细小弥散的M2C碳化物和在板条边界形成薄膜状的逆转奥氏体，使钢在此温度回火具有较低的氢脆敏感性和最佳的综合性能。基金项目：本项目为航空基金资助项目(97G21005)作者简介：钟平(1961—)，男，研究员，主要从事金属材料的研究工作，发表论文30余篇。电话：(010)62456622-5033，传真：(010)62456212。作者单位：钟平(北京航空材料研究院，北京 100095)凌斌(北京航空材料研究院，北京 100095)参考文献：［1］Hinotani S，Ohmori Y and Terasakl F．Mater．Sci．Eng．［J］，1985：76，57～66．［2］Wood W E．AD－A078988．［3］Nakamura M，Furubayashi E．Effect of grain size on crack propagation of high strength steel in gaseous hydrogen atmosphere［J］．Materials Science and Technology，1990(6)：604～610．(end)

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