圖 1拉伸試樣的結(jié)構(gòu)示意
高壓電器產(chǎn)品運行的可靠性對電網(wǎng)的供電穩(wěn)定性至關(guān)重要,其零部件的氫脆斷裂[1]現(xiàn)象具有無征兆性、延時破壞性、無預判性等特點[2],對工程產(chǎn)品的危害極大。
關(guān)于氫脆機制的研究較多[3-4],包括氫致弱鍵理論、吸附誘導位錯發(fā)射機制、氫化物理論、氫增強局部塑性理論和氫壓理論等。目前,廣泛認為氫脆是應力、應變和氫擴散濃度共同作用的結(jié)果,在原材料的加工冶煉過程和零件的制造過程(如電鍍、磷化、發(fā)黑、焊接等)中,氫原子進入材料內(nèi)部,在內(nèi)部殘余應力和外部施加應力的作用下,氫原子向組織中的微孔、位錯或相界處擴散富集[5-7],當材料中的氫達到一定含量時,內(nèi)部裂紋會迅速擴展,最終導致材料發(fā)生氫脆斷裂。
進入金屬材料中的氫分為可逆氫和不可逆氫?？赡鏆涫侵高M入金屬中的氫原子富集在晶格缺陷處（如空位、位錯、相界、夾雜等）[8-9]。氫原子的半徑和體積小、質(zhì)量輕,可通過加熱升溫的方式去除,以達到消除氫脆的目的。常見的表面處理中,如電鍍、酸洗過程中進入金屬的氫原子就屬于該種類型[10]。不可逆氫是指進入金屬中的氫原子在夾雜物界面復合形成氫分子,或與鋼中的碳元素發(fā)生甲烷化反應,生成新的化合物,這些氫會重新聚集鼓泡,氫鼓泡為不可逆,無法通過加熱的方式去除[11]。關(guān)于消除氫脆現(xiàn)象的研究較多,但多數(shù)集中在去氫工藝,對去氫后的效果,如氫含量變化等的研究較少。
筆者對金屬材料進行發(fā)黑和磷化表面處理,然后采用不同的去氫工藝處理材料,對材料去氫后的各項性能進行分析,結(jié)果可為金屬材料中可逆氫的去除工藝提供參考。
1. 試樣制備與試驗方法
1.1 試樣制備
試驗材料為42CrMo合金鋼,熱處理方式為淬火回火,硬度為353~381 HB。拉伸試樣的結(jié)構(gòu)如圖1所示。沖擊試樣的尺寸（長度×寬度×高度）為10 mm ×10 mm ×55 mm,U型缺口,深度為2 mm,底部曲率半徑為1 mm。圓柱形試樣的直徑為20 mm,高度為20 mm。
1.2 試驗方法
試樣經(jīng)過發(fā)黑和磷化表面處理,放置時間分別為1,2,3,4,5 h,在相同的去氫條件下對試樣進行去氫處理,去氫溫度為190 ℃,去氫時間為3 h。另加工一組不去氫處理的試樣,共計6組。
按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》,采用電子萬能試驗機進行拉伸試驗。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,采用擺錘式?jīng)_擊試驗機進行沖擊試驗。按照GB/T 23.82—2018《鋼鐵 氫含量的測定 惰性氣體熔融-熱導或紅外法》,采用氧氮氫分析儀測定試樣中的氫含量。按照GB/T 31.1—2018《金屬材料 布氏硬度試驗方法 第1部分：試驗方法》,采用布氏硬度計進行硬度測試。將試樣磨制、拋光后,用4%(體積分數(shù))的硝酸乙醇溶液腐蝕,利用光學顯微鏡觀察試樣的顯微組織。用乙醇溶液反復清洗沖擊試樣的斷口,利用掃描電鏡(SEM)觀察斷口的微觀形貌。
2. 試驗結(jié)果
2.1 金相檢驗
未進行表面處理、發(fā)黑后間隔1 h去氫和發(fā)黑后不去氫試樣的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知：3個試樣的顯微組織均為回火索氏體,說明發(fā)黑處理1 h后去氫處理過程未能達到相變條件,對材料的組織幾乎不產(chǎn)生影響。
圖 2未進行表面處理、發(fā)黑后間隔1 h去氫和發(fā)黑后不去氫試樣的顯微組織形貌
2.2 拉伸試驗
表面處理后去氫和不去氫試樣的抗拉強度測試結(jié)果如表1所示。由表1可知：經(jīng)發(fā)黑和磷化兩種表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的抗拉強度均呈降低趨勢。說明表面處理后,去氫間隔時間越長,氫原子向金屬材料內(nèi)部擴散和富集深度越深,材料組織缺陷處富集的氫原子增多,金屬材料內(nèi)部相界被原子半徑很小的氫原子填充,使材料的抗拉強度降低。
Table 1.表面處理后去氫和不去氫試樣的抗拉強度測試結(jié)果
表面處理后去氫和不去氫試樣的斷后伸長率測試結(jié)果如表2所示。由表2可知：經(jīng)發(fā)黑和磷化兩種表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的斷后伸長率均呈降低趨勢,且數(shù)值較為接近；去氫間隔1 h試樣的斷后伸長率達到15%~16%,去氫間隔2~4 h試樣的斷后伸長率為14%~15%,發(fā)黑和磷化后不去氫試樣的斷后伸長率分別為14.0%和14.3%。說明在表面處理過程中的酸洗時,氫原子進入42CrMo合金鋼,材料的塑性對氫原子含量的敏感性較低。
Table 2.表面處理后去氫和不去氫試樣的斷后伸長率測試結(jié)果
2.3 沖擊試驗
表面處理后去氫和不去氫試樣的沖擊吸收能量如表3所示。由表3可知：經(jīng)發(fā)黑和磷化兩種表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的沖擊吸收能量均呈先升高后降低的變化趨勢；在間隔2 h時,試樣的沖擊吸收能量達到最大,在間隔4,5 h時,試樣的沖擊吸收能量與不去氫試樣的沖擊吸收能量幾乎相同；沖擊吸收能量最大值和最小值相差不超過10 J。說明在表面處理過程中的酸洗時,氫原子在材料內(nèi)部聚集,存在分布不均現(xiàn)象,不同去氫間隔時間會對試樣的沖擊吸收能量產(chǎn)生一定影響,去氫間隔超過3 h后,與不去氫效果相近。
Table 3.表面處理后去氫和不去氫試樣的沖擊吸收能量
2.4 斷口分析
2.4.1 宏觀分析
發(fā)黑后去氫間隔1 h、發(fā)黑后去氫間隔2 h和發(fā)黑后不去氫試樣沖擊斷口的宏觀形貌如圖3所示。由圖3可知：發(fā)黑處理后去氫間隔1 h和2 h試樣的斷口表面平整,均未見明顯塑性變形,發(fā)黑處理后去氫間隔2 h試樣斷口的剪切唇較大,放射區(qū)較?。话l(fā)黑后不去氫試樣斷口的放射區(qū)最大。
圖 3發(fā)黑后去氫間隔1 h、發(fā)黑后去氫間隔2 h和發(fā)黑后不去氫試樣沖擊斷口的宏觀形貌
2.4.2 微觀分析
發(fā)黑后去氫間隔2 h和發(fā)黑后不去氫試樣沖擊斷口的SEM形貌如圖4所示。由圖4可知：去氫試樣斷口的韌窩分布均勻,呈韌性斷裂特征；不去氫試樣的斷口韌窩分布不均,呈準解理斷裂特征。
圖 4發(fā)黑后去氫間隔2 h和發(fā)黑后不去氫試樣沖擊斷口的SEM形貌
2.5 硬度測試
試樣硬度與去氫間隔時間的關(guān)系如圖5所示。由圖5可知：發(fā)黑后不同去氫間隔時間試樣的硬度基本一致,為364~367 HB；去氫間隔1 h和2 h時,試樣的硬度較高,去氫間隔3 h以上,試樣的硬度幾乎沒有變化；磷化后不同去氫間隔時間試樣的硬度基本一致,為358~361 HB,不去氫試樣的硬度比去氫試樣的硬度略低；采用同一種方式進行表面處理,試樣的硬度與去氫的關(guān)系不大,發(fā)黑試樣的硬度比磷化試樣的硬度高約5 HB。發(fā)黑處理溫度為140 ℃,中溫磷化溫度為65 ℃,說明越接近室溫,材料的氫脆敏感性越高,硬度隨之降低。
圖 5試樣硬度與去氫間隔時間的關(guān)系
2.6 氫元素質(zhì)量分數(shù)測試
試樣氫元素質(zhì)量分數(shù)與去氫間隔時間的關(guān)系如圖6所示。由圖6可知：經(jīng)發(fā)黑和磷化兩種表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,試樣的氫元素質(zhì)量分數(shù)均逐漸增加；磷化后去氫間隔1 h試樣的氫元素質(zhì)量分數(shù)最低；發(fā)黑后去氫間隔1 h試樣的氫元素質(zhì)量分數(shù)最低。經(jīng)分析,不去氫試樣的氫元素質(zhì)量分數(shù)最大。經(jīng)發(fā)黑和磷化處理后,溶入金屬中的氫原子富集在晶格缺陷（如空位、位錯、晶界、夾雜等）處,可通過加熱的方式去氫,在190 ℃條件下保溫3 h,可去除發(fā)黑和磷化過程中酸洗時進入試樣中的氫。
圖 6試樣氫元素質(zhì)量分數(shù)與去氫間隔時間的關(guān)系
3. 結(jié)論
（1）經(jīng)發(fā)黑和磷化表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的抗拉強度和斷后伸長率均呈降低趨勢,不去氫試樣的抗拉強度和斷后伸長率較去氫試樣低；發(fā)黑和磷化后去氫間隔1 h試樣的抗拉強度和斷后伸長率最佳。
（2）經(jīng)發(fā)黑和磷化表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的沖擊吸收能量呈先升高后降低的趨勢,去氫間隔2 h試樣的沖擊吸收能量最高。
（3）經(jīng)發(fā)黑和磷化表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的顯微組織與不去氫試樣相同,均為回火索氏體。
（4）經(jīng)發(fā)黑和磷化表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的硬度變化小于5 HB,去氫間隔時間對材料硬度的影響較??；發(fā)黑處理試樣的硬度比磷化處理試樣的硬度高。
（5）經(jīng)發(fā)黑和磷化表面處理后,隨著去氫間隔時間的延長,材料的氫元素質(zhì)量分數(shù)均呈升高趨勢。
文章來源——材料與測試網(wǎng)