硼对低碳薄钢板氢脆性断裂的影响

　　1介绍

　　马氏体低碳薄钢板用于制造汽车零件时，要具有超高强度，才能承受侧面冲击和翻滚。通常这种钢板通过轧辊成型制作定形零件。最近具有马氏体显微组织和形状复杂的钢件已在奥氏体稳定温度下用热冲压然后模压淬火成功生产。系统研究回火对AISI 10B22（0.22wt%C）硼合金薄钢板拉伸试样的影响发现，6%-8%的试样在150-350℃对马氏体回火后，强度在1200MPa和1600MPa之间钢板延展性几乎没有变化，提高回火温度后产生大量不连续屈服，应变硬化减少，强度降低。含碳量0.4wt%、淬火、回火到超强钢后的钢板特别是中碳钢对氢脆性敏感度很高。用铬或镉电镀高强度紧固件时氢由电镀引入，必须通过150℃左右低温烘烤处理减小氢脆性敏感度。中碳钢氢脆性的主要特征是原始奥氏体晶界有晶间断裂，且有磷、锑、锡、砷原子析出。

　　铁和低碳钢的氢脆性表现为穿晶断裂和晶间断裂。脆性晶间断裂出现在滑移面而不是体心立方组织的{100}解理面上，符合滑移面脱粘机理。低碳钢普遍使用焊接，氢脆性损坏就出现在焊缝热影响区。这种氢致裂纹叫冷裂，与热影响区未回火的马氏体有很大关系。这种情况下碳和其他增强淬透性元素的作用仅限于抗冷裂。氢致晶间和穿晶断裂在低碳钢焊缝中都能看到。随着马氏体显微组织低碳薄钢板在汽车上的应用日渐增多，用受控性能梯度对定制件局部回火也逐渐受到重视。

　　本文采用10B22钢试样研究硼对低碳薄钢板氢脆性断裂的影响。

　　2试验步骤

　　用1.7mm冷轧薄钢板制作标准ASTM E-8纵向拉伸试样，900℃盐浴奥氏体化10min并水淬。淬火试样在150-520℃盐浴或油浴分别回火600s、3600s和36000s，然后用空气冷却。

 表1   AISI 10B22钢化学成分                   质量%

　　用适量 H2SO4和1mg/L AS2O3溶液作为氢复合有害中子吸收体，在溶液中用DC电源从拉伸试样阴极充入氢气。用7mm×7mm×1.5mm样块在LECO RH-404氢分析仪中确定诱发氢含量。建立参数，在所有样品中保持1.7ppm的恒定氢含量。用5mA/cm2电流给淬火试样通电30min，用10mA/cm2给回火试样通电30min。试样进入溶液时夹钳和圆角部分用塑料带包好防止与溶液接触。放入后用纸巾擦掉试样表面溶液，取出塑料带开始试验，最迟不能耽搁2min。为确保试样氢含量从加入到最终断裂能视作基本恒定，代表显微组织条件的两个端点也就是淬火态和淬火后520℃回火10h后的氢含量，要在加入后和延迟到相当于到断裂所需总时间时立即测量。延迟后测量的氢含量与最初充入样品时的1.7ppm相等。回火后的显微组织主要是铁素体伴随细小弥散渗碳体。所有拉伸试验在十字头恒定速度2.54mm/min下进行。将氢试验结果与以前无氢相同钢种研究结果相比较。用SEM检验氢脆样品断口表面。

　　3试验结果

　　3.1机械试验

　　比较有无氢时0.22%C钢的硬度与回火条件函数关系，发现氢对硬度几乎没有影响，但氢对淬火马氏体钢的拉伸行为有很大影响（图1）。氢脆钢在400MPa发生应力断裂且没有明显塑性，而未加氢试样抗拉强度达1600MPa并以韧性方式断裂。

　　试验分析了加氢与不加氢马氏体低碳钢在多次试验中各种温度下回火不同时间时应力与应变的关系。一组数据采集到样品均化后应变断裂峰值负荷点，超出了伸长计测量长度。另一组数据采集到样品断裂。分析发现回火均化和均匀后的变化对总延展性有影响。低回火温度下加氢样品在很低应变下断裂。150-350℃回火试样回火时间对加氢样品的力学性能没有影响，加氢试样塑性随温度上升显著提高。460℃和520℃回火后，加氢和不加氢样品拉伸特性没有差别。

　　实验还分析了加氢和不加氢试样最大抗拉强度与总延伸率的关系（图2）。除氢对淬火态马氏体显微组织有影响外，在各种回火条件下加氢和不加氢样品最大抗拉强度差别不大，但低温回火试样延伸率和抗断裂性能因加氢而大大降低。

　　3.2断裂特性

　　实验分析了对加氢反应最强烈试样的断口。选择具有淬火态马氏体显微组织、150℃回火3600s和250℃回火3600s的拉伸试样断口。每个试样都有脆性断裂区和延性断裂区。

　　4结果讨论

　　低碳钢中淬火马氏体由板条组织构成，板条内块状马氏体晶粒相互平行且取向相同。在平行马氏体晶粒间甚至低碳钢中可能会保留很少量的奥氏体。淬火态板条马氏体内的位错密度非常大，约1012cm-2。200℃以下低温回火形成细小过渡碳化物，回复机制使位错密度有所减小。保留的奥氏体在低温回火马氏体中仍然稳定，但在200℃以上回火则转化成渗碳体和铁素体。200℃以上，过渡碳化物被更粗的渗碳体颗粒代替，位错密度大大降低。在更高回火温度，马氏体板条因消除小角晶界而变粗，由于碳化物形成使淬火态马氏体内碳超饱和释放，基体成为体心立方铁素体，回复、再结晶和晶粒生长机制使铁素体晶粒变得更等轴，板条形态更少。残留奥氏体向渗碳体转化对低碳钢中回火马氏体脆性产生轻微影响，150℃到350℃回火试样延展性稍有降低。随回火强度增大，位错密度急速下降和碳化物变粗极大地降低了应变硬化。

　　给淬火态马氏体显微组织加1.7ppm氢后大部分表现出严重脆性。氢致断裂属应力控制断裂，断口形貌是完全脆性断裂。观察到少量晶间断裂，主要是穿晶断裂。这说明硼向奥氏体晶界偏析为低碳钢提供良好的淬透性而对断裂没有影响。断口的一个特征是有相对粗糙的穿晶平面，尺寸相当于包块。淬火样品有严重脆性，马氏体显微组织位错密度最高，是氢的主要捕集器。这些观察与加氢导致马氏体组织内聚键合强度在低应力下降低的研究结果相符。

　　150℃和250℃低温回火马氏体试样的氢致断裂是应变控制断裂，出现在有限塑性应变之后。断裂开始裂纹表面是完全脆性的，有很多小的不规则面，有些区域的裂纹是通过板条状马氏体显微组织包块内平行马氏体形成的。脆性断裂与滑移面脱粘断裂机制相符。在这个机制中，氢被强烈吸引到位错核心，降低滑移面上位错运动应力，防止位错交叉滑移，限制显微组织大规模塑性变型，位错集中和捕集的氢使回火马氏体{110}滑移面产生断裂。有的断裂区域有阶梯出现，说明不仅有穿板条氢致断裂，还有板条间断裂，可能是低温回火板条马氏体中板条间奥氏体捕集的氢造成的。奥氏体中的氢具有高溶解性，残留的奥氏体在硬化钢中相当于一个储氢池，残留奥氏体含量高的4340钢可被氢强烈脆化。

　　150℃回火试样中马氏体包块主要是穿透断裂，而250℃回火试样马氏体包块穿透断裂中没发现穿晶和晶间断裂相混合的现象，是完全单面穿晶断裂。渗碳体由回火第二阶段奥氏体转化而成，只在绕渗碳体晶粒转向的包块内产生解理断裂，没有渗碳体导致的板条间断裂，渗碳体对氢捕集的影响可忽略不计。

　　以粗夹杂颗粒为中心的氢致穿晶脆性断裂与150℃回火试样的特点相同，从一个夹杂颗粒辐射开去形成一小块环形脆性区，外围发生延性撕裂，到另一级断口表面结束。这种氢致断裂在高度回火的4130钢中、低碳钢焊缝热影响区内和在硫化物应力裂纹环境中进行慢应变率拉伸试验的硬化低碳钢中已有发现。夹杂物的氢捕集能力常常被认为是不可逆捕集，如果局部应力集中，应变率和显微组织结合起来形成脆性敏感，就会导致局部脆化。一些脆性断裂区由于氢脆性被局部延性破断区从其他脆性断裂区分离出来。这些延性破断区被认为是局部高应变率下的断裂，会逐渐加入脆性断裂非平面区。还有人认为是一个扩展裂纹前锋局部应变率足够高，控制氢脆性扩散机制来不及反应，一般延性机制就能使之出现破断。

　　460℃和520℃回火样品没有氢脆性，有人认为这直接反应了回火对马氏体显微组织的影响。回火使马氏体组织产生的高位错密度降低导致强度减小，但板条间晶界、马氏体包块处渗碳体颗粒密度升高了。尽管渗碳体颗粒对氢捕集影响不大，但在低位错密度马氏体中它们的捕集仍起主导作用。渗碳体颗粒会保留充足的氢以防在拉伸试验中因滑移面脱粘而断裂。

　　5结语

　　为增加低碳钢淬透性而添加的硼对氢脆性断裂机制几乎没有影响。淬火马氏体对氢脆性敏感度最高，在低应变（即大大低于宏观屈服强度的应力）下发生应力断裂。10B22钢的氢脆性敏感度随回火温度升高而降低，460℃以上回火样品的性能与未加氢的同一钢种相同。夹杂物是氢脆性断裂局部区域的核心，形成局部应力集中区和氢的高密度区。    

信息来源：《世界金属导报》