EFFECT OF HYDROGEN ON CREEP IN AUSTENITIC STAINLESS STEEL

<正> 一、引言 氢总是促进铁和钢的蠕变,但解释并不一致,迄今为止,尚未研究过氢对奥氏体不锈钢蠕变的影响。已经表明,即使是不产生α′马氏体的稳定型不锈钢(如310)也能产生氢致滞后开裂,而且发生在氢致滞后塑性变形之后。     

稳定型奥氏体不锈钢的氢致滞后开裂

用单边裂纹恒载荷试样研究了三种奥氏体不锈钢(18-8,310,K-55)充氢后的氢致滞后开裂行为。三种钢在恒载荷下充氢都出现滞后断裂,其门槛值分别约为K_(IH)/K_c=0.55,0.70和0.80,如果预先充氢再在空气中加载,也能产生氢致滞后开裂,如充氢后除气,则不能,这就表明,无论是不稳定型(18-8)还是稳定型(310,K-55)奥氏体不锈钢都能产生氢致滞后开裂。18-8钢充氢时能发生马氏体相变,从而促进氢致开裂过程,其K_(IH)/K_c比不产生马氏体的310和K-55要低。所有奥氏体不锈钢的氢致滞后断口形貌都和K_I有关。当滞后断裂的K_I较大时是韧性断口,K_I较小时则是脆性断口。     

HYDROGEN INDUCED DELAYED CRACKING IN STABLE AUSTENITIC STAINLESS STEELS

用单边裂纹恒载荷试样研究了三种奥氏体不锈钢(18-8,310,K-55)充氢后的氢致滞后开裂行为。三种钢在恒载荷下充氢都出现滞后断裂,其门槛值分别约为K_(IH)/K_c=0.55,0.70和0.80,如果预先充氢再在空气中加载,也能产生氢致滞后开裂,如充氢后除气,则不能,这就表明,无论是不稳定型(18-8)还是稳定型(310,K-55)奥氏体不锈钢都能产生氢致滞后开裂。18-8钢充氢时能发生马氏体相变,从而促进氢致开裂过程,其K_(IH)/K_c比不产生马氏体的310和K-55要低。 所有奥氏体不锈钢的氢致滞后断口形貌都和K_I有关。当滞后断裂的K_I较大时是韧性断口,K_I较小时则是脆性断口。     

奥氏体不锈钢应力腐蚀和氢致开裂的机理

通过金相跟踪观察、力学测量及断口分析,研究了奥氏体不锈钢氢致开裂和应力腐蚀的机理.结果表明,无论是不稳定型(321)还是稳定型(310)奥氏体不锈钢,电解充氢时先产生塑性变形,当它发展到临界状态时就导致氢致裂纹的形核.但在42%MgCl_2沸腾溶液中应力腐蚀时,裂纹的形核和滞后塑性变形无关.两种(321)輿氏体不锈钢应力腐蚀的门槛值K_(ISCC)远比严重充氢时氢致开裂的门槛值K_(IH)要低.两者的断口形貌也不同,应力腐蚀是解理断口,且和K_I无关.而氢致开裂断口和K_I有关,K_I高是韧窝,K_I低则获得准解理断口.实验表明,氢在奥氏体不锈钢应力腐蚀(沸腾MgCl_2介质)过程中并不起主要作用.     

MECHANISM OF SLOW CRACK GROWTH AND STRESS CORROSION CRACKING IN AUSTENITIC STAINLESS STEEL

通过金相跟踪观察、力学测量及断口分析,研究了奥氏体不锈钢氢致开裂和应力腐蚀的机理.结果表明,无论是不稳定型(321)还是稳定型(310)奥氏体不锈钢,电解充氢时先产生塑性变形,当它发展到临界状态时就导致氢致裂纹的形核.但在42%MgCl_2沸腾溶液中应力腐蚀时,裂纹的形核和滞后塑性变形无关.两种(321)輿氏体不锈钢应力腐蚀的门槛值K_(ISCC)远比严重充氢时氢致开裂的门槛值K_(IH)要低.两者的断口形貌也不同,应力腐蚀是解理断口,且和K_I无关.而氢致开裂断口和K_I有关,K_I高是韧窝,K_I低则获得准解理断口.实验表明,氢在奥氏体不锈钢应力腐蚀(沸腾MgCl_2介质)过程中并不起主要作用.     

奥氏体不锈钢焊缝金属氢致滞后断裂门槛值的研究

308L和347L奥氏体不锈钢焊缝金属能发生氢致滞后断裂。而且比304L母材更敏感,用单边缺口试样动态充氢测出的氢致滞后断裂门槛应力强度因子KIH随可扩散氢浓度c0的对数而线性下降,即KIH=85.2-10.7lnc0(308L),KIH=76.1-9.3lnc0(347L),KIH=91.7-10.1lnc0(304L),三种材料氢致滞后断口形貌与K1以及c0有关,当KI较高或c0较小时是韧窝断口,当KI较低或c0较高时是脆性断口。     

Ⅲ型裂纹剪应力场和氢的互作用

当试样中存在拉应力梯度时,氢能使表观屈服应力明显下降,从而能引起氢致滞后塑性变形和氢致滞后裂纹,对Ⅲ型裂纹,由于不存在流体静压力,故一般认为它不能产生氢致裂纹。但我们的工作表明,对充氢的Ⅲ型试样,在扭矩大于临界值后保持一定时间就能在和原裂纹面成-45°的诸平面上产生氢致滞后裂纹,它导致典型的沿晶断口。对三个钢种都有类似结果。如充氢试样直接扭断,则     

氢在奥氏体不锈钢应力腐蚀中的作用

321不锈钢在pH=1的42％MgCl_2沸腾溶液中长时间浸泡后,有32ppm的氢能进入试样,并导致29％的塑性损失,但并不能产生滞后断裂。在1NH_2SO_4溶液和沸腾(146℃)LiCl溶液中动态充氢表明,如进入试样的氢量低于某个临界值,则不会产生氢致开裂.熔盐动态充氢表明,只要进入试样的氢量超过临界值并能连续供氢,则无论是321钢还是310钢,即使在160℃也能产生氢致开裂.在LiCl溶液中阳极极化,则促进应力腐蚀;阴极极化,当电流低于临界值时则能抑制应力腐蚀,如高于临界值则导致氢致开裂,321钢和310钢的动态充氢(室温或160℃)门槛值均高于应力腐蚀门槛值,断口形貌也不同。     

ROLE OF HYDROGEN IN STRESS CORROSION CRACKING OF AUSTENITIC STAINLESS STEEL IN BOILING MgCl_2 SOLUTION

321不锈钢在pH=1的42％MgCl_2沸腾溶液中长时间浸泡后,有32ppm的氢能进入试样,并导致29％的塑性损失,但并不能产生滞后断裂。在1NH_2SO_4溶液和沸腾(146℃)LiCl溶液中动态充氢表明,如进入试样的氢量低于某个临界值,则不会产生氢致开裂.熔盐动态充氢表明,只要进入试样的氢量超过临界值并能连续供氢,则无论是321钢还是310钢,即使在160℃也能产生氢致开裂.在LiCl溶液中阳极极化,则促进应力腐蚀;阴极极化,当电流低于临界值时则能抑制应力腐蚀,如高于临界值则导致氢致开裂,321钢和310钢的动态充氢(室温或160℃)门槛值均高于应力腐蚀门槛值,断口形貌也不同。     

INTERACTION BETWEEN HYDROGEN AND A TYPE Ⅲ CRACK

<正> 当试样中存在拉应力梯度时,氢能使表观屈服应力明显下降,从而能引起氢致滞后塑性变形和氢致滞后裂纹,对Ⅲ型裂纹,由于不存在流体静压力,故一般认为它不能产生氢致裂纹。但我们的工作表明,对充氢的Ⅲ型试样,在扭矩大于临界值后保持一定时间就能在和原裂纹面成-45°的诸平面上产生氢致滞后裂纹,它导致典型的沿晶断口。对三个钢种都有类似结果。如充氢试样直接扭断,则     

Ⅲ型裂纹试样的氢致滞后断裂

利用复合型(Ⅰ+Ⅲ型)试样研究了应力状态对氢致表观屈服应力(它是产生局部宏观塑性变形所需的外应力)的影响,探讨了Ⅲ型裂纹试样产生氢脆(即氢致裂纹)的可能性。结果表明,对Ⅲ型裂纹试样,即使严重充氢也不会使表观扭转屈服应力下降。从而也不会沿原裂纹面产生氢致滞后裂纹。对复合型试样,只有当K_Ⅰ本身就能使原裂纹面产生滞后塑性变形时才能使表观扭转屈服应力随K_Ⅰ增大而下降。 对充氢的纯Ⅲ型裂纹试样,当扭矩大于临界值后保持一定时间就能在和原裂纹面成3/4π或-45°的面上产生氢致滞后裂纹,它导致典型的沿晶断口。如充氢试样直接扭断则得沿原裂纹面断裂的平剪切断口。当钢的强度和氢含量低于临界值就不会产生沿3/4π面的滞后裂纹。计算了Ⅲ型裂纹应力场和氢应变场的互作用能。结果表明,在和原裂纹面成3/4π的诸平面上互作用能有极小值,从而导致氢向该面浓集而形成氢致滞后裂纹。     

氢对不锈钢纳米压痕蠕变的影响

用纳米力学探针研究了氢对316不锈钢单晶纳米压痕蠕变的影响.结果表明,当可扩散氢浓度(Co≥9.7×10-6后,原 子氢能使室温饱和蠕变位移升高近一倍.室温除气后,其蠕变曲线和充氢前的曲线基本一致.这种可逆性表明,氢促进蠕变是由扩 散氢引起的.当Co≥50.4×10-6后,在室温时效过程中会形成α'马氏体和微裂纹,α'马氏体的饱和蠕变量比奥氏体要小.当 Co=174.4×10-6时,充氢过程中就出现α'马氏体, γ +α'复相组织的氢致蠕变位移升高明显比单相γ要小.     

MECHANISM OF HYDROGEN INDUCED CRACKING IN STEELS

用抛光的恒位移试样对不同强度(σ_b=900—1800MPa)的四种低合金钢在各种致氢环境(电解充氢、氢气、H_2S气体、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.与此同时也测量了在这些致氢环境中的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。对超高强度钢,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,氢致滞后塑性是产生氢致滞后裂纹的必要和充分条件。 在所有的致氢环境中,止裂的K_(ISCC)(K_(IH))均随钢的强度下降而升高,da/dt均随钢的强度下降而降低。强度相同时,水中加缓蚀剂和阳极极化使K_(ISCC)升高,da/dt下降,与此相反,阴极极化使K_(ISCC)下降,da/dt升高。而在饱和H_2S溶液以及加载下电解充氢时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     

钢中氢致裂纹机构研究

用抛光的恒位移试样对不同强度(σ_b=900—1800MPa)的四种低合金钢在各种致氢环境(电解充氢、氢气、H_2S气体、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.与此同时也测量了在这些致氢环境中的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。对超高强度钢,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,氢致滞后塑性是产生氢致滞后裂纹的必要和充分条件。在所有的致氢环境中,止裂的K_(ISCC)(K_(IH))均随钢的强度下降而升高,da/dt均随钢的强度下降而降低。强度相同时,水中加缓蚀剂和阳极极化使K_(ISCC)升高,da/dt下降,与此相反,阴极极化使K_(ISCC)下降,da/dt升高。而在饱和H_2S溶液以及加载下电解充氢时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。它们的产生和展不依赖外载荷,且不伴随有宏观塑性变形,因此,是通过氢压机构形成和扩展的。     

TiNi形状记忆合金的氢致滞后断裂

用单边缺口拉伸试样研究了TiNi形状记忆合金在恒载荷下动态充氢时的滞后断裂过程，以及原子氢、氢致马氏体和氢化物在氢致滞后断裂中所起的作用，结果表明，TiNi合金能发生氢致滞后断裂，归一化门槛应力强度因子随总氢浓度对数的增加而线性下降，即KIH/KIC=2.01-0.25lnCT。在恒载荷动态充氢时氢化物含量不断升高，材料的断裂韧性不断下降，这是氢致滞后断裂的主要原因；而原子氢和氢致马氏体在氢致滞后断裂中所起的作用则极小。     

重轨钢氢脆的表现形式及规律

PD_3重轨钢产生氢致不可逆损伤的临界可扩散氢浓度为Co(P)=(2.07±0.49)×10~(-4)％;而产生氢致塑性损失和滞后断裂的临界值约为0.26×10~(-4)％。相对塑性和C_0~(-1)成正比,即δ_H/δ_0=-0.05 0.27/Co。氢致滞后断裂归一化门槛值为σ_(th)σ_f=0.27ln(C_(th)/Co)_2C(th)=9.5×10~(-4)％是氢致断裂的临界氢富集浓度。     

NiTi形状记忆合金的氢致表面损伤

研究了近等原子比NiTi形状记忆合金在阴极充氢后时效过程中表面的相变与破坏,认为时效裂纹的产生与奥氏体不锈钢类似,为氢释放和氢致马氏体分解导致表面收缩产生较大张应力所致,时效过程中裂纹扩展持续时间超过5天。氢致马氏体微观形貌与应力诱发马氏体相似,二者形貌上不可区分。氢化物与基体的界面和氢致马氏体与奥氏体相界面在时效过程中可能成为裂纹源。     

晶粒大小对双相不锈钢的强度和氢致开裂的影响SCIEI

本文研究了双相不锈钢中晶粒大小与强度的关系以及晶粒大小对氢致开裂的影响,发现在双相不锈钢中,晶粒尺寸与强度之间仍然遵循Hall-Petch关系式,晶粒尺寸越大,双相不锈钢对氢致开裂的敏感性越大。     

MECHANISM OF HYDROGEN INDUCED DELAYED PLASTICITY

利用光滑拉伸试样以及带有应力梯度的弯曲试样和预裂纹试样(Ⅰ型、Ⅲ型以及Ⅰ—Ⅲ复合型),研究了氢对产生局部宏观塑性变形所需外应力(称为表观屈服应力)的影响。结果表明,氢对低合金钢的屈服强度影响不大,但如试样中存在拉应力梯度,则当钢的强度和进入试样的氢浓度超过临界值后,氢能使表观屈服应力明显下降,这就是氢致滞后塑性变形的原因。 氢致表观屈服应力的下降是由氢的扩散所控制的。它明显依赖加载速度和试验温度。但它随试验温度的变化不是单调的,在室温附近存在一个极值。 对仅存在剪应力梯度的Ⅲ型裂纹试样,充氢后表观扭转屈服应力并不降低,沿原裂纹面也不产生滞后裂纹,即K_(ⅢH)=K_(ⅢC),但在和原裂纹面成-45°的平面上却能产生氢致滞后塑性变形和裂纹。对Ⅰ—Ⅲ复合型试样,只有当恒定的K_Ⅰ大到足以单独就能产生滞后塑性变形时才能使表观扭转屈服应力开始下降。 提出了一个氢使表观屈服应力下降的机构。     

氢致滞后塑性变形机理研究

利用光滑拉伸试样以及带有应力梯度的弯曲试样和预裂纹试样(Ⅰ型、Ⅲ型以及Ⅰ—Ⅲ复合型),研究了氢对产生局部宏观塑性变形所需外应力(称为表观屈服应力)的影响。结果表明,氢对低合金钢的屈服强度影响不大,但如试样中存在拉应力梯度,则当钢的强度和进入试样的氢浓度超过临界值后,氢能使表观屈服应力明显下降,这就是氢致滞后塑性变形的原因。氢致表观屈服应力的下降是由氢的扩散所控制的。它明显依赖加载速度和试验温度。但它随试验温度的变化不是单调的,在室温附近存在一个极值。对仅存在剪应力梯度的Ⅲ型裂纹试样,充氢后表观扭转屈服应力并不降低,沿原裂纹面也不产生滞后裂纹,即K_(ⅢH)=K_(ⅢC),但在和原裂纹面成-45°的平面上却能产生氢致滞后塑性变形和裂纹。对Ⅰ—Ⅲ复合型试样,只有当恒定的K_Ⅰ大到足以单独就能产生滞后塑性变形时才能使表观扭转屈服应力开始下降。提出了一个氢使表观屈服应力下降的机构。