汽车用先进高强钢的氢脆研究进展

本文总结了第一代～第三代先进高强钢的各自典型代表钢种——相变诱发塑性钢(TRIP钢)、孪晶诱发塑性钢(TWIP钢)、淬火配分钢(QP钢)和中锰钢的氢脆研究现状和重要结果。主要结论为,TRIP钢的氢脆敏感性主要体现在塑性降低,而强度损失不大。TWIP钢的氢脆敏感性严重依赖于应变速率,即随应变速率降低而显著增加;形变孪晶界和ε/γ相界面易发生氢致开裂,而Σ3退火孪晶界不易开裂;深入研究表明,当ε/γ相界面满足西山取向关系时,则与Σ3孪晶界类似,能够阻碍氢致裂纹扩展,这一结论将不同学者的结果统一起来。QP钢的氢脆敏感性与TRIP钢相似。中锰钢因含有较多的奥氏体相,变形时伴随着强烈的TRIP效应,氢脆敏感性较大,既有明显的塑性损失也有较大的强度损失。对含有奥氏体组织的TRIP钢、QP钢和中锰钢等,调控奥氏体组织的形态和分布是改善其氢脆的主要对策;而对TWIP钢则可通过控制预应变速率和Al合金化等措施来改善氢脆。     

汽车用高强钢氢脆损伤研究的现状

随着汽车工业的发展,亟待开发高强度钢。然而随着钢强度的提高,氢脆损伤也越严重,氢脆现象严重影响高强度汽车用钢的发展,国内外均在研究如何解决这个问题。简要介绍了发生氢脆损伤的机制,热成形钢、双相钢、淬火-配分钢、相变诱导塑性钢等先进高强度汽车用钢的发展及其氢脆损伤的研究现状,以及常用的充氢方法和氢脆敏感性测试技术。     

新型1500MPa级高强钢的氢脆敏感性研究

根据钢材组织设计的思想，通过优化成分和工艺设计、研制出一种新的1500MPa级高强纲。采用阴极电解充氢的方法对其氢脆敏感性进行了研究，并与同一强度级别的42CrMo高强钢进行了对比。结果表明，所设计的1500MPa级高强钢的氢脆敏感性低于传统的42CrMo高强钢。SEM断口观察显示，两者的断口形貌也不同，1500MPa级高强纲为准解理断裂，而42CrMo高强钢为沿晶断裂。断口金相表明，前者的裂纹主要沿着贝氏体/马氏体（B/M）边界扩展，断裂模式为板条界分离，后者的裂纹沿着晶界扩展。对1500MPa级高强钢进行了TEM观察，发现其组织为贝氏体/马氏体复相组织，残留奥氏体以薄膜状存在贝氏体内部及贝氏体条片、马氏体板条间。     

高强钢氢脆敏感性和氢致附加应力的相关性

采用慢应变速率试验(SSRT)研究了高强钢40CrMoTi的氢脆敏感性与氢致附加应力的关系。试验表明,氢致附加应力aσd随试样的屈服强度sσ以及固溶氢浓度C0的对数的增加而线性升高,其关系为,aσd=-260+0.226sσ+63.9 lnC0,高强钢恒载荷下氢致滞后断裂门槛应力随氢浓度对数的升高而线性下降,即,σHIC=863-145lnC0(sσ=900 MPa),σHIC=891-183 lnC0(sσ=1 050 MPa)。预充氢试样慢应变速率拉伸时的相对断裂应力σF(H)/σF随氢浓度对数的升高而线性下降,即,σF(H)/σF=0.97-0.18 lnC0(sσ=900 MPa),σF(H)/σF=0.95-0.24 lnC0(sσ=1 050 MPa)。     

40CrNiMoA高强钢氢脆敏感性和氢含量的关系

测试了40CrNiMoA高强钢在湿空气环境中的应力腐蚀性能,采用扫描电子显微镜(SEM)、俄歇电子能谱(AES)和拉伸冲击试验等方法,研究试样断裂形貌及其脱氢前后的力学性能。结果表明:40CrNiMoA高强钢在湿空气中发生了沿晶应力腐蚀开裂,断口形貌特征为氢脆;俄歇电子能谱结果提示晶界偏聚不是发生氢脆的主要原因;脱氢处理后,抗拉强度和屈服强度明显下降,断面收缩率明显上升,冲击功也有所上升。     

异种高强钢气保焊焊接接头的氢脆敏感性

利用氢渗透试验、电化学测试、慢应变拉伸试验(SSRT)研究了异种高强钢气保焊焊接接头在海水中的氢渗透行为及应力腐蚀敏感性,并结合扫描电镜对断口形貌进行了观察。结果表明:异种钢焊接接头各区域的耐蚀性能和氢渗透特性存在明显差别,A侧热影响区的耐蚀性能最差并有明显的析氢倾向;充氢后焊接接头的腐蚀倾向和析氢倾向加剧,自腐蚀电位发生负移,析氢电位正移;不同阴极极化电位拉伸下,异种钢焊接接头的抗拉强度和规定塑性延伸强度都分别在830 MPa和760 MPa左右,介于基体A和基体B之间,断裂位置均在A侧热影响区,表明A侧热影响区是焊接接头产生氢脆断裂的危险区域,当阴极极化电位负于-950 mV时,焊接接头出现明显的氢脆特征。     

阴极充氢对1000 MPa级高强钢氢脆敏感性的影响

在海水环境中,采用电化学试验、氢渗透试验和慢应变速率试验(SSRT)以及结合SEM断口观察,研究了阴极充氢对1000 MPa级高强钢氢脆敏感性的影响。结果表明:阴极充氢电位对高强钢的氢渗透行为影响明显,随着阴极充氢电位的负移,氢的扩散系数波动不大,但饱和渗氢电流和氢溶解度逐渐增加,在阴极充氢电位为-1.05 V时,氢的溶解度为3.35 mol/m~3,为最大值。随着阴极充氢电位的负移,断口形貌逐渐由韧性断裂向解理脆性断裂转变,且断口边缘逐渐出现明显的解理裂纹。在阴极充氢电位为-0.91 V时,高强钢的氢脆系数约为25%,为最适宜的阴极保护电位。     

镉和镉-钛镀层的晶体取向对高强钢氢脆的影响

用 X 射线衍射技术研究了30CrMnSiNi2A 高强度钢上镉及镉-钛镀层中的晶体取向。镀层中晶体取向具有轴向织构的特征。氰化镀镉中为<11■2>取向;无氰镀镉中为<11■2>+<10■0>取向;无氰镀镉-钛(0.3～0.6%)形成<11■0>+<10■0>取向的轴向织构,再添加少量麦芽糖(光亮剂)可提高其轴向织构的程度。少量钛在镀层中起着控制晶体取向转变及吸氢的作用,减少了基材氢脆的危险性。     

钢的氢脆的新研究方向

简要回顾了人们对钢的氢脆问题的认识过程和研究历史,概述了钢中氢的存在状态与氢脆的关系,钢的塑性变形与氢脆的关系,其中包括断口形貌和断裂过程。此外还论述了奥氏体不锈钢的氢脆及氢引起的断裂现象等共性问题。     

钢氢脆失效的新现象与新认识

综合分析近几年钢制零件氢脆失效的典型特征,发现一些过去被人们忽视但对氢脆断裂影响极为关键的新现象,包括低强度、低氢含量的材料在某些条件下也会发生氢脆,氢脆断口的撕裂棱(鸡爪痕)减少及瞬断区面积变大,小尺寸零件更易发生氢脆,氢脆与其他失效模式交织等。总结包括尚未有手段能检测出零件的局部H含量,尚未建立起材料强度与临界氢含量之间的定量关系,材料强度偏高等需解决的一些关键问题,提出材料强度应处于标准的中下限、除氢处理规范要按实际强度制定等新认识,旨在为零件的设计、制造、使用、维护等方面提供参考和借鉴。     

20CrMnMo钢中心楔块的渗碳与氢脆

对中心楔块渗碳导致的氢脆断裂现象进行了分析研究，测试分析结果表明，中心楔块在渗碳后出现氢脆，是因为工作表面缺陷和内部组织应力过大，在渗碳气氛中，吸附在工件表面的氢分子转变为氢原子，随后向应力集中区域富集，当氢的浓度达到临界值CH，引起微裂纹，裂纹在应力区扩展，最后导致氢致滞后断裂。     

高强度钢电镀过程中的氢脆

高强度钢电镀过程中的氢脆云南曙光机械厂技术科（云南安宁６５０３０８）马雄林ＨｙｄｒｏｇｅｎＢｒｉｔｌｅｎｅｓｏｆＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＳｔｅｅｌｉｎＥｌｅｃｔｒｏｐｌａｔｉｎｇＭａＸｉｏｎｇｌｉｎ《金属热处理》杂志１９９７年第１期中“ＧＣｒ１５Ｓｉ...     

高强铸钢与船用高强钢的焊接工艺

分析了高强铸钢与船用高强钢EH36的焊接工艺,选用气保护药芯焊丝电弧焊。铸钢的碳当量较高,焊接时要求进行较高温度的预热,并严格控制道间温度维持在合理的范围,且焊后对焊接接头部位采取有效措施,保证焊接接头缓冷。采用合理的焊接工艺参数,控制热输入在合理范围内,配合对焊接过程科学地控制,获得了质量可靠的焊接接头。通过对焊接接头的试验,确定了这种焊接工艺的合理性,满足高强铸钢与船用高强钢的焊接质量要求。     

超高强度低合金TRIP钢的氢脆

研究了三种不同基体组织的超高强度低合金相变诱发塑性（TRTP）钢中充入的氢量及其对韧性的影响。这些TRIP钢．特别是具有贝氏体铁素体基体组织的TPIP钢，充入的氢量比常规回火马氏体钢要多。这主要与残余奥氏体吸收多量氢溶质有关。TRIP钢、特别是退火马氏体基体组织TRIP钢的氢脆被大大地抑制。可以认为，导致钢中氢脆性低的原因是大量的氢进入了残余奥氏体，均匀细小的组织，残余奥氏体的TRIP效应和出现准韧窝断口。     

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。     

三种钢的氢脆敏感性探讨

1 前言 材料的氢脆敏感性与许多因素有关,这些因素对氢脆敏感性是否产生联合作用(如应力集中系数Kt和应变速率)等问题还研究得不多。Johnson等曾利用电解充氢的方法研究过高强钢试样氢脆与缺口脆性的加和作用问题,得出在充氢与不充氢情况下缺口处抗拉强度随缺口锐度(缺口处截面半径与缺口根部半径之比)而变化的规律基本一致,但对氢脆敏感性是如何受形变速率而变化的、随着缺口锐度的增大,氢脆敏感性会不会增大到一个极限值等问题尚未论及。     

钢氢脆的晶间断裂模型

<正> 本文对淬火加回火的低合金钢和具有600～800MPa拉伸强度的普通碳钢的氢脆,就断裂模型进行了考察,同时对氢脆断裂模型和夏氏冲击试验进行对比。低碳硅锰钢的断裂模型在很大程度上随应变速度变化。晶界区不发生晶间断裂的磷的浓度的最大允许值是～2wt％(在ε～10~(-5)S~(-1)条件下),而在ε～10S~(-1)条件下是0.1wt％。晶界区磷浓度为0.5～1.3wt％的普通碳钢,在夏氏试验中的脆性断裂只表现为穿晶断裂,但在氢脆试验中这种钢却有近50％表现为晶间断裂模型。在低碳硅锰钢中,晶界区的细晶粒沉淀,在氢脆和夏氏试验中都加快了晶间断裂的发生。     

超高强度低合金TRIP钢的氢脆

研究了三种不同基体组织的超高强度低合金相变诱发塑性(TRIP)钢中充入的氢量及其对韧性的影响。这些TRIP钢,特别是具有贝氏体铁素体基体组织的TPIP钢,充入的氢量比常规回火马氏体钢要多。这主要与残余奥氏体吸收多量氢溶质有关。TRIP钢、特别是退火马氏体基体组织TRIP钢的氢脆被大大地抑制。可以认为,导致钢中氢脆性低的原因是大量的氢进入了残余奥氏体,均匀细小的组织,残余奥氏体的TRIP效应和出现准韧窝断口。     

球墨铸铁与高强钢的焊接

<正>0前言本公司为澳大利亚生产散料装卸设备,图样设计要求车轮架和径向支架进行焊接固定,结构如图1所示,焊接结构形式如图2所示,其中车轮架材质为球墨铸铁QT450-10,径向支架材质为低合金高强钢Q345B,两者焊接属于异种金属焊接,焊接难度大,焊接后容易产生焊接未溶合和裂纹缺陷。     

汽车用传统高强钢和先进高强钢

现代汽车工业的发展趋势是在保证安全性能不变的前提下尽可能轻量化以降低油耗和排放,汽车轻量化的首选材料就是高强度钢。文章介绍了当前汽车工业中普遍使用的各种传统高强度钢——IF钢（HSSIF）、烘烤硬化钢（BH）、各向同性钢（IS）、高强度含P钢和低合金高强钢（HSLA）,以及先进高强度钢——双相钢（DP）、复相钢（CP）、相变诱导塑性钢（TRIP）、铁素体-贝氏体（FB）钢和马氏体钢（M）、TWIP钢以及热成型（HF）钢、预成型热处理钢（PFHT）的特点及优异性能,并简要分析了未来汽车用钢的发展方向。