鋼材、金屬的脆性、成因及對策有哪些？
鋼材鋼鐵等工程構(gòu)件在韌性、塑性指標(biāo)值較低的時候即表現(xiàn)為脆性。脆性失效往往沒有征兆，危害卻常常是災(zāi)難性的，所以應(yīng)該盡量避免構(gòu)件材料的脆性。
與熱處理有關(guān)的材料脆性有：回火脆性、低溫脆性、氫脆、 σ脆性和電鍍脆性等。本文分別闡述其成因及對策。
一、回火脆性
鋼件淬火成馬氏體后，在回火過程中，隨著回火溫度的升高，硬度和強(qiáng)度降低，塑性和韌性提高。但是在有些情況下，在某一回火溫度區(qū)間，韌性指標(biāo)隨回火溫度的變化曲線存在低谷，表現(xiàn)出脆性現(xiàn)象。如圖1 所示。
▲圖1 結(jié)構(gòu)鋼的回火脆性示意圖
圖中有兩個低谷，一個在200~400℃溫度區(qū)間，這類回火脆性在碳鋼和合金鋼中均會出現(xiàn)，它與回火后的冷卻速度無關(guān)，也就是說只要在這個溫區(qū)內(nèi)回過火，脆性都無法避免。這種回火脆性稱為第一類回火脆性，也稱為不可逆回火脆性。另一類發(fā)生在某些合金結(jié)構(gòu)鋼中，這些鋼在下面情況下發(fā)生脆化：
①高于600℃溫度下回火，而在450~550℃溫度區(qū)間冷卻緩慢。
②直接在450℃~550℃溫度區(qū)間加熱回火。
解決辦法是，重新加熱至600℃以上溫度回火，回火后快速冷卻（注：盡量避免在450~550℃區(qū)間回火）。
這種回火脆性稱為第二類回火脆性。
1.1 第一類回火脆性
這類脆性，其程度用夏比沖擊吸收功的低谷大小進(jìn)行評定。應(yīng)該指出的是：鋼的各類力學(xué)性能指標(biāo)對第一類回火脆性具有不同的敏感程度，并與載荷方式有關(guān)。強(qiáng)度指標(biāo)對回火脆性敏感度較小，塑性指標(biāo)對回火脆性敏感程度較大，扭轉(zhuǎn)與沖擊載荷對回火脆性敏感程度大，而拉伸和彎曲應(yīng)力對回火脆性敏感程度較小。因此，對于應(yīng)力集中比較嚴(yán)重、沖擊載荷大或者受扭轉(zhuǎn)載荷的工件，要求較大的塑性、韌性和強(qiáng)度相配合時，第一類回火脆性應(yīng)該按照一種熱處理缺陷對待。但對于應(yīng)力集中不嚴(yán)重、承受拉伸、壓縮或彎曲應(yīng)力的工件，例如某些冷變形工模具，其使用壽命主要取決于疲勞裂紋的萌生而不是裂紋擴(kuò)展抗力。所以這種場合下并不一定把第一類回火脆性視為必須避免的熱處理缺陷，有時候甚至可以利用該溫度回火出來的強(qiáng)度（硬度）峰值，來達(dá)到發(fā)揮材料潛力、延長使用壽命的目的。
1.1.1 第一類回火脆性機(jī)理
現(xiàn)在已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，鋼的第一類回火脆性與殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變、馬氏體分解時沿晶界析出薄膜狀滲碳體以及S、P、N等雜質(zhì)元素在晶界的偏聚有關(guān)。產(chǎn)生第一類回火脆性時，往往也伴隨著晶間斷裂傾向的增大，但有些鋼也在第一類回火脆性區(qū)觀察到穿晶解理或馬氏體板條間解理的方式斷裂。這表明第一類回火脆性機(jī)理隨具體鋼種而異。第一類回火脆性機(jī)理如圖2 所示。
▲圖2 第一類回火脆性機(jī)理示意圖
當(dāng)鋼的雜質(zhì)和殘余奧氏體量較少時，破壞起始于滲碳體的斷裂、滲碳體附近鐵素體膜的撕裂或滲碳體與基體界面的脫開，最終的斷裂方式主要為穿晶解理斷裂，參見圖2 a）。
如果鋼中殘余奧氏體量較多，回火過程中，由于馬氏體的分解和外加載荷作用，殘余奧氏體將因熱或者機(jī)械失穩(wěn)轉(zhuǎn)變?yōu)樾迈r馬氏體薄層，從而成為導(dǎo)致鋼脆化的主要因素，其斷裂方式為馬氏體板條間解理斷裂，參見圖2 b）。
在雜質(zhì)含量較高的鋼和對脆性斷裂特別敏感的粗晶粒鋼中，由于S、P等雜質(zhì)元素在奧氏體化加熱期間向晶界偏聚，以及在回火期間滲碳體薄層在晶間析出的綜合作用，導(dǎo)致晶界弱化使鋼脆化，其主要斷裂方式是晶間斷裂，參見圖2 c）。
上述三種機(jī)理對第一類回火脆性的產(chǎn)生共同起作用，其中主要的一種決定了最終的斷裂方式。
1.1.2 第一類回火脆性的抑制和防止
合理選材和熱處理工藝能夠抑制或防止第一類回火脆性的產(chǎn)生。從減少雜質(zhì)元素在晶界偏聚的角度出發(fā)，冶煉純凈起其至關(guān)重要的作用。真空熔煉、電渣重熔等技術(shù)可從根本上減少鋼中磷、硫等有害雜質(zhì)元素含量，也可以加入合金元素將有害雜質(zhì)固定在基體晶內(nèi)的方法以避免向晶界偏聚。例如，加入鈣、鎂和稀土元素，能夠減少硫在晶界的集聚。為了擴(kuò)大高強(qiáng)度鋼的使用范圍，可以通過加入硅的方法推遲馬氏體的分解，提高第一類回火脆性的溫區(qū)。另外，形變熱處理、亞臨界淬火和循環(huán)熱處理等措施減小晶粒度，降低晶界的平均雜質(zhì)含量，能夠減小鋼的第一類回火脆性。
采用工藝手段改變回火過程中析出的Fe3C形態(tài)，可以減小鋼的第一類回火脆性。例如：40CrNi鋼（即3140鋼）爐內(nèi)回火和感應(yīng)回火實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，爐內(nèi)回火在270℃左右出現(xiàn)明顯的第一類回火脆性，韌、脆轉(zhuǎn)化溫度為-50℃。感應(yīng)回火則沒有出現(xiàn)第一類回火脆性，韌、脆轉(zhuǎn)化溫度降低到-135℃。電子顯微鏡和X射線分析后發(fā)現(xiàn)。270℃爐內(nèi)回火的碳化物為長片狀，感應(yīng)回火的碳化物現(xiàn)狀為均勻細(xì)球狀。
1.2 第二類回火脆性
▲圖3 鎳鉻鋼的的第二類回火脆性
圖3 為淬火鎳鉻鋼在400℃~650℃溫度區(qū)間回火時，回火后冷卻速度對沖擊吸收功的影響。可以看出，回火后的鋼在500℃~550℃附近發(fā)生了明顯的脆化，鋼在發(fā)生第二類回火脆性后，室溫沖擊韌性大幅度降低的同時，韌脆轉(zhuǎn)變溫度也顯著提高，如圖4所示 。
▲圖4 第二類回火脆性對韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響
1.2.1 影響第二類回火脆性的因素
1 化學(xué)成分
第二類回火脆性主要發(fā)生在Cr、Mn或Cr-Mn、Cr-Ni等合金鋼中。含Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)少于0.5%的碳素鋼不發(fā)生這類回火脆性。Ni、Cr、Mn不論單獨(dú)加入還是復(fù)合加入鋼中，均會促進(jìn)鋼的回火脆性，其影響按 Ni、Cr、Mn的順序增大，當(dāng)他們復(fù)合加入時，影響更大。鋼中Cr、和Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)的總量超過1%時，即會發(fā)生明顯的高溫回火脆性。Ni單獨(dú)存在時，對鋼的回火脆性影響很小，但在Cr-Mn鋼中加入Ni卻顯著增大了高溫回火脆性的敏感性。研究表明，高純合金鋼對回火脆性不敏感，因此，工業(yè)用鋼的回火脆性與雜質(zhì)元素密切相關(guān)。P、As、Sb和Sn是引起鋼出現(xiàn)第二類回火脆性的主要元素。圖5 為雜質(zhì)元素對Ni-Cr鋼脆化度影響。圖中縱坐標(biāo)為脆化度，其定義是：使用夏比沖擊試驗(yàn)測出鋼在無脆化狀態(tài)和脆化狀態(tài)下的韌-脆端口形貌轉(zhuǎn)變溫度FATT，然后取其差值。 由圖可見，Sb、P、的影響最大，Sn次之，As的影響相對較小。
▲圖5 雜質(zhì)元素對Ni-Cr鋼脆化度的影響
脆化處理：450℃×168h
Mo能夠有效的抑制第二類會回火脆性的產(chǎn)生。圖6 為含Mo量對鋼的脆化度的影響。質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%~0.5%的Mo對回火脆性抑制作用最大，超過0.5%反而增大了鋼的回火脆性傾向。W和Ti也是抑制回火脆性的元素。
▲圖6 含Mo量對脆化度的影響試驗(yàn)
鋼的成分：C0.3%、Ni3%、Cr1%、P0.025%
脆化處理500℃×100h
2 其它因素的影響
并非只有馬氏體組織在回火過程中才產(chǎn)生高溫回火脆性，其它原始組織在高溫回火脆性區(qū)域回火也會產(chǎn)生不同程度的回火脆性。對第二類回火脆性的敏感程度按鐵素體-珠光體、貝氏體、馬氏體的順序增大。另外，鋼的回火脆性傾向隨奧氏體晶粒的增大而增大。
回火后冷卻速度對高溫回火脆性的影響很大。圖7 為回火冷卻速度對30CrNi3A鋼（即SN631鋼）的脆性影響，若規(guī)定出現(xiàn)50%脆性斷口的對應(yīng)溫度為韌脆轉(zhuǎn)變溫度FATT，則用0.33℃/min的速度緩慢冷卻，鋼的FATT提高了100℃以上。
▲圖7 30Cr'Ni3A鋼的回火冷卻速度與脆性
1-4800℃/min 2-62℃/min
3-1.7℃/min 4--0.33℃/min
1.2.2 第二類回火脆性機(jī)理
被普遍接受的觀點(diǎn)是由于P、Sb、Sn、Mn、As等雜質(zhì)元素和Cr、Ni、Mn、Si等合金元素在奧氏體晶界偏聚所引起。俄歇譜儀分析表明，回火脆性與奧氏體晶粒邊界附近雜質(zhì)元素濃度升高有直接關(guān)系。雜質(zhì)元素在晶界的偏聚屬于平衡偏析。雜質(zhì)元素以固溶的方式存在于鋼中時，由于其原子與鐵原子間存在尺寸錯配，從減小晶格畸變能的角度看，雜質(zhì)原子將優(yōu)先占據(jù)到晶界或位錯等缺陷部位，導(dǎo)致晶界的弱化和脆性增大。隨著溫度升高，這種平衡偏析受到原子熱運(yùn)動的干擾，溫度足夠高時（＞600℃），平衡偏析消失。這種平衡偏析在碳鋼中很小，不足以引起回火脆性。Cr、Mn、和Ni等合金元素與雜質(zhì)元素的親和力大，促進(jìn)了雜質(zhì)元素在晶界上的這種偏析，因而顯著增大了鋼的高溫回火脆性。回火加熱溫度高于600℃，然后迅速冷卻，抑制了雜質(zhì)元素向晶界的偏聚，因而減少或防止了回火脆性的發(fā)生。在有些合金鋼中，隨著含碳量是增加，鋼的回火脆性傾向增大，表明雜質(zhì)元素在晶界的偏聚也與碳化物沉淀有關(guān)。
也有觀點(diǎn)認(rèn)為，高溫回火脆性系由鋼中α固溶體在回火過程中時效沉淀處的Fe3C（N）對位錯質(zhì)點(diǎn)型“強(qiáng)釘扎”作用引起的，而與雜質(zhì)元素在晶界聚集無關(guān)。
1.2.3 第二類回火脆性的抑制和防止
為了防止第二類回火脆性，可采用如下措施：
1）提高鋼水純凈度，盡量減少鋼中P、Sb、Sn、As等有害雜質(zhì)元素的含量，從根本上消除或減小雜質(zhì)元素在晶界的偏聚。
2）鋼中添加Mo（w 0.2~0.5%）或W（w 0.4%~1.0%），以延緩P等雜質(zhì)元素向晶界的偏聚。這種方法在生產(chǎn)上得到了廣泛的應(yīng)用，如汽輪機(jī)主軸、葉輪和厚壁壓力容器廣泛采用Mo鋼來制造。這種合金化的方法具有局限性，對于那些在回火脆性溫度下長期使用的工件，仍不能避免回火脆性問題的發(fā)生。
3）高溫回火后快速冷卻。對于大型工件，由于心部冷速達(dá)不到要求是這種方法受到限制。另一方面即使能夠通過快速冷卻抑制脆性發(fā)生，但又會在工件中產(chǎn)生很大的殘余應(yīng)力，故對于大型工件，往往需要采用低于回火脆性溫度（450℃）進(jìn)行補(bǔ)充回火。
4）采用兩相區(qū)淬火，以便使組織中保留少量細(xì)條狀過剩鐵素體這些鐵素體在加熱時往往在晶粒內(nèi)雜質(zhì)處形核析出，是雜質(zhì)元素集中于鐵素體內(nèi)，避免了它再想解決偏聚；另外，兩相區(qū)淬火可以獲得細(xì)小晶粒，從而減輕和消除了回火脆性。
5）細(xì)化奧氏體晶粒。
6）采用高溫形變熱處理可以顯著減小甚至消除鋼的回火脆性。圖8 為高溫形變熱處理對40CrNi4鋼沖擊韌度的影響。可以看出來，采用高溫形變熱處理，回火脆性基本可以消除。
▲圖8 40CrNi4鋼的沖擊韌度隨回火溫度的變化
1-常規(guī)淬火工藝 2-高溫形變熱處理
7）滲氮需要在500℃左右溫度下長時間加熱，容易產(chǎn)生回火脆性問題。滲氮鋼應(yīng)當(dāng)盡量選用對回火脆性敏感度較低的含Mo鋼，如38CrMoAl等。
8）焊接構(gòu)件焊接后往往需要進(jìn)行無應(yīng)力退火。由于退貨必須緩慢冷卻，所以對于含Mn、Cr、Ni、Si等合金元素的高強(qiáng)度鋼，必須考慮去應(yīng)力退貨引起的回火脆性問題。對于這類構(gòu)件，也應(yīng)選用含鉬的鋼制造。
二、低溫脆性
低溫脆性斷裂包括穿晶斷和沿晶界的晶間脆斷兩種斷裂方式。穿晶脆斷主要是解理斷裂。常見的低溫脆性斷裂大多數(shù)是沿解理面的穿晶斷裂；而晶間脆斷通常在應(yīng)力腐蝕或發(fā)生回火脆性的情況下出現(xiàn)。
溫度是影響金屬材料和工程結(jié)構(gòu)斷裂方式的重要因素之一。許多斷裂事故發(fā)生在低溫。這是由于溫度對工程上廣泛使用的低中強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼和鑄鐵的性能影響很大，隨著溫度的降低，鋼的屈服強(qiáng)度增加韌度降低。體心立方金屬存在脆性轉(zhuǎn)變溫度是其脆性特點(diǎn)之一。隨著溫度降低，在某一溫度范圍內(nèi)，缺口沖擊試樣的斷裂形式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔眩@種斷裂形式的轉(zhuǎn)變，通常用一個特定的轉(zhuǎn)變溫度來表示，該轉(zhuǎn)變溫度在一定意義上表征了材料抵抗低溫脆性斷裂的能力。這種隨溫度降低材料由韌性向脆性轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象稱作低溫脆脆性或冷脆、
2.1 低溫脆性的評定
低溫脆性通常用低溫脆性轉(zhuǎn)變溫度來評定。脆性轉(zhuǎn)變溫度的工程意義在于，在高于該溫度下服役，構(gòu)件就不會發(fā)生脆性斷裂。很明顯轉(zhuǎn)變溫度越低，鋼的韌度越大。脆性轉(zhuǎn)變溫度用夏比沖擊試驗(yàn)轉(zhuǎn)變溫度曲線確定。圖9 為夏比沖擊試驗(yàn)轉(zhuǎn)變溫度曲線示意圖。使用轉(zhuǎn)變溫度曲線進(jìn)行工程設(shè)計時，關(guān)鍵是根據(jù)曲線確定一個合理的脆性轉(zhuǎn)變溫度。不同的工程領(lǐng)域采用不同的方法來確定韌脆轉(zhuǎn)變溫度。這些方法有能量準(zhǔn)則、斷口形貌準(zhǔn)則和經(jīng)驗(yàn)準(zhǔn)則。
▲圖9 夏比沖擊試驗(yàn)轉(zhuǎn)變溫度曲線
采用能量準(zhǔn)則確定的轉(zhuǎn)變溫度如圖 9中T1、T2、T3和T5所示，分別對應(yīng)于平臺上Akmax的起始溫度（完全塑性撕裂的韌性開裂最低溫度、
）對應(yīng)溫度T3 和下平臺 Akmax的最高溫度（完全解理開裂最高溫度）。經(jīng)驗(yàn)準(zhǔn)則確定的轉(zhuǎn)變溫度示意圖如T4 。例如，使用經(jīng)驗(yàn)和統(tǒng)計資料表明，如果船用鋼板的Ak值超過20.5J，將不會發(fā)生脆性斷裂，因此，造船工業(yè)廣發(fā)采用20.5J準(zhǔn)則。對于常見的機(jī)械零件、大型鑄鍛件和焊接件，經(jīng)驗(yàn)表明，夏比沖擊試驗(yàn)與機(jī)件失效之間存在如下關(guān)系：夏比沖擊試樣的解理端口面積不小于70%時，構(gòu)件的服役應(yīng)力低于鋼的屈服強(qiáng)度的二分之一時，在相應(yīng)的溫度下，一般不會發(fā)生脆性斷裂，故規(guī)定夏比沖擊吸收功與溫度關(guān)系曲線上，試樣端口上出現(xiàn)50%解理端口和50%纖維端口的相應(yīng)溫度為韌脆轉(zhuǎn)變溫度，稱為FATT。
2.2 鋼的成分和組織對低溫脆性斷裂的影響
鋼的FATT和韌度受多種因素影響。隨著溫度的降低和工件的有效尺寸、加載速率及應(yīng)力集中的增大，脆性斷裂傾向增大。這些因素屬于外部因素，與熱處理無關(guān)。鋼的成分和組織是影響低溫脆性的內(nèi)部因素。鋼的成分包括含碳量、合金元素含量和雜質(zhì)。整體熱處理只能改變成分分布，不能改變鋼的成分組成；但是鋼的組織卻可以通過熱處理工藝手段予以改變和控制，因而熱處理的質(zhì)量在一定程度上決定著鋼的低溫脆性傾向。
2.2.1 合金元素和雜質(zhì)的影響
鋼中碳含量增加使韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高，最大夏比沖擊能減小，夏比沖擊能隨溫度的變化趨勢如圖10所示。研究表明，碳含量對韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響與組織狀態(tài)有關(guān)。碳含量對珠光體、貝氏體組織的韌度影響很大而對馬氏體組織的韌度影響較小。
▲圖10 碳含量對鋼的的韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響
在低于韌脆轉(zhuǎn)變溫度時，碳對馬氏體的韌度幾乎沒有什么影響。Mn和Ni能夠減小鋼的低溫脆性和降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。Mn能顯著改善鐵素體-珠光體鋼的韌度，但對調(diào)質(zhì)鋼的韌度的影響比較復(fù)雜。從提高淬透性的角度，Mn對改善韌度有好處，但是Mn增大了回火脆性傾向，對韌度帶來不利影響。除Ni和Mn外，鐵素體形成元素均有促進(jìn)鋼的脆化傾向。P、Cn、Si、Cr、Mo等元素使脆性轉(zhuǎn)變溫度升高；少量的V、Ti使鋼的FATT升高，超過一定量時，反而使FATT降低。微量的S、P、As、Sn、Pb、Sb等雜質(zhì)元素及N2、O2、H2等氣體增大了鋼的低溫脆性。一般認(rèn)為微量的有害元素往往偏析于晶界，降低了晶界表面能，弱化了晶界，增大了晶界脆性斷裂的傾向，降低了鋼的脆性斷裂抗力。
2.2.2 組織的影響
細(xì)化晶粒可以同時提高鋼的強(qiáng)度和低溫韌度。總的趨勢是鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度隨奧氏體晶粒尺寸、馬氏體晶體和馬氏體板條束尺寸、貝氏體鐵素體板條束尺寸及珠光體片間距的減小而降低。鋼中夾雜物、碳化物等第二相顆粒的大小、形狀分布及第二相的性質(zhì)對低溫脆性有重要影響。第二相顆粒宜細(xì)、宜勻、宜圓。晶界上的第二相和碳化物顯著降低鋼的低溫韌度。
鋼的成分相同顯微組織不同，其韌度和韌脆轉(zhuǎn)變溫度也不同。例如40~70mm的17MnCu鋼板經(jīng)910℃正火與熱軋態(tài)相比，其沖擊韌度得到顯著改善，如圖11 所示。
▲圖11 正火對16MnCu鋼低溫韌度的影響
圖12 為組織對42CrMo鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度和沖擊韌度的影響，其韌度按鐵素體-珠光體、貝氏體、馬氏體的順序增高。
▲圖12 組織對42CrMo鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響
研究表明，回火至相同硬度下，完全淬透的100%馬氏體回火后韌度最好。在獲得相同強(qiáng)度的情況下，鋼的沖擊韌度與組織的關(guān)系見圖13 。
▲圖13 不同淬火組織回火后抗拉強(qiáng)度與沖擊值的關(guān)系
鋼中的組織參量對材料韌度有不同影響。表1 為鋼的組織參量與韌度的關(guān)系。
▼表1 鋼的組織參量與韌度
三、氫脆
3.1 氫脆及其分類
金屬材料中由于含有氫或在含氫的環(huán)境中工作，其塑性和韌度下降的現(xiàn)象稱為氫脆。盡管也有例外，但在大多數(shù)情況下發(fā)生氫脆時，材料的斷裂方式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选湓隗w心立方金屬中溶解度很小，但是擴(kuò)散速度極大，因此，對氫脆的敏感性也最大。當(dāng)鋼中含氫量達(dá)到5~10×
時，即會氫致開裂。面心立方技術(shù)也會發(fā)生氫脆，但相對來說，氫脆敏感性較小。
氫脆分為內(nèi)部氫脆和環(huán)境氫脆、可逆氫脆和不可逆氫脆。金屬材料在冶煉、酸洗、焊接、電鍍、熱處理等工藝過程中引進(jìn)了大量的氫，使材料在受到外載荷作用時，因內(nèi)部已經(jīng)存在的氫而發(fā)生的氫脆稱為內(nèi)部氫脆；氫脆現(xiàn)象能夠通過去氫處理減小或去除時，稱為可逆氫脆；如果請已經(jīng)造成了材料的永久性損傷，及時經(jīng)過去氫處理氫脆現(xiàn)象也不能消除的情況，稱為不可逆氫脆。根據(jù)變形速度對氫脆敏感性的抑制，可將氫脆分為第一類氫脆和第二類氫脆。前者隨變形速度的增加，氫脆的敏感性增大，這是由于加載前材料內(nèi)部已經(jīng)存在白點(diǎn)、氫蝕和氫化物致裂等氫脆斷裂源的緣故；后者敏感性隨變形速度的減小而增加，其氫脆斷裂源是在服役過程中，環(huán)境中的氫與應(yīng)力交互作用而形成的。
目前關(guān)于氫脆的機(jī)理有不同的觀點(diǎn)。已經(jīng)提出的氫脆理論主要有氫壓理論、氫降低原子間結(jié)合力理論、氫吸后降低表面能理論以及氫促進(jìn)局部塑性變形的理論。應(yīng)該指出的是，與氫有關(guān)的材料損傷包括氫致塑性的損失、氫致滯后開裂和不可逆氫損傷（如氫鼓包、白點(diǎn)、高溫氫腐蝕、氫致馬氏體相變等）。嚴(yán)格的講氫脆性主要指氫致塑性損傷和氫致滯后開裂，而不可逆氫損傷是與氫脆具有不同機(jī)理的開裂方式。
氫脆是一個復(fù)雜的物理、化學(xué)、力學(xué)過程，影響因素很多。溫度、應(yīng)變速率、氫壓和介質(zhì)都對材料的氫脆行為有影響；但是對于熱處理工作者，為了防止和減少氫導(dǎo)致的脆性開裂，研究和掌握材料的成分和組織對氫脆影響規(guī)律更為重要。
3.2 鋼的成分和組織對氫脆的影響
合金元素對氫脆敏感性的影響與氫脆性質(zhì)和鋼種有關(guān)。例如，高強(qiáng)度鋼對內(nèi)部氫脆和環(huán)境氫脆都很敏感；而低強(qiáng)度鋼、奧氏體鋼和鎳基合金對內(nèi)部氫脆不敏感；而其環(huán)境氫脆傾向性卻比較大。Mn顯著增大了鐵素體與馬氏體鋼的氫脆傾向，而對奧氏體鋼的氫脆影響相對較小。研究表明，C、P、S、Si增大了鋼的氫脆傾向。鋼中某些稀土元素（如Pd、Ta、La、Sc）和碳化物形成元素（Ti、V、Al、Nb、Zr等）能夠增加氫陷阱的數(shù)量，降低陷阱中富集的氫含量；加Ca或稀土元素能夠改變MnS夾雜的形狀，使其變圓變細(xì)，因而能夠增加氫陷阱中的臨界氫濃度；Cu、Al等元素能夠在金屬表面形成沉淀或氧化膜，阻礙環(huán)境中親情的進(jìn)入。Cu、Al、Ti 和稀土元素通過上述機(jī)制減小了鋼對氫脆的敏感性。合金元素對鋼的氫致裂紋擴(kuò)展行為的影響如表2 所示。
▼表2 鋼中合金元素對氫致裂紋擴(kuò)展行為的影響
氫脆的敏感性與金相組織密切相關(guān)。對于中低碳鋼，淬火回火馬氏體或貝氏體組織具有最好的抗氫脆性能。對于珠光體鋼，其氫脆性能隨珠光體的層間距減小而提高。多數(shù)研究表明，球狀珠光體對氫脆和氫致滯后開裂的敏感性比片狀珠光體小。高碳淬火馬氏體的氫脆敏感性最大，不發(fā)生回火脆性時，隨著回火溫度的升高
其抗氫脆性能得到改善。一般認(rèn)為，對于低合金超高強(qiáng)度鋼，碳化物顆粒聚云分布的細(xì)小板條狀馬氏體具有最好的抗氧化性能。
熱處理能改變鋼的微觀組織，當(dāng)然也影響鋼的氫脆敏感性。圖14 為固溶溫度對18Ni（250）鋼氫脆敏感性的影響。
▲圖14 固溶處理對18Ni（250）鋼塑性的影響
固溶溫度升高對剛在真空中的塑性影響很大，而在含氫環(huán)境下，其塑性大幅度下降。溫度超過900℃，其斷面收縮率降低到5%以下。
四、σ脆性
高鉻鐵素體不銹鋼、鐵素體-奧氏體不銹鋼、奧氏體不銹鋼和耐熱鋼，在550℃~800℃之間長時間加熱會析出σ相，從而使鋼的脆性增大。σ相是成分范圍很寬的Fe-Cr金屬件化合物，目前還未測出σ相的上下限成分，其大多數(shù)成分可近似的表示為FeCr。σ相不僅在許多過渡族元素組成的二元合金中形成，在不少三元系中在某些特定的溫度范圍內(nèi)，也發(fā)現(xiàn)有σ相存在。在高溫合金中，也發(fā)現(xiàn)的二元σ相有Fe-Cr-Ni、Fe-Cr-Mo、及Ni-Cr-Mo三元系中，在某些特定溫度范圍內(nèi)，也有發(fā)現(xiàn)σ存在。在高溫合金中，也發(fā)現(xiàn)二元σ相有FeCr、CoCr、FeMo，三元系σ相如FeCrMo、NiCrMo、和四元系（CrMo）x（NiCo）y 等。
4.1 σ 相的性質(zhì)及其對性能的影響
σ相的結(jié)構(gòu)很復(fù)雜，屬于正方晶系。晶胞中有30個原子，點(diǎn)陣常數(shù)為a=8.75~8.81kX，c=4.54~4.58kX（1kX=1.002027×
m），c/a=0.52，某些 σ 相中各類原子呈有序排列。σ 相硬度很高，F(xiàn)e-Cr系不銹鋼中，σ 相的硬度為86HRC其它合金中的 σ 相的硬度略有波動。σ 相很脆，試問下脆如玻璃。σ 相沿晶界或呈片狀分布時，使鋼的韌性和韌度顯著下降。少量的 σ 相形成使基體貧鉻，因而使基體的抗蝕性下降，并降低了固溶強(qiáng)化的效果。
4.2 鋼的成分、熱處理與 σ 相的形成
σ 相通常在高鉻鋼中形成。一般認(rèn)為鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于%的不銹鋼，σ 相的形成傾向很小。σ 相形成速度很慢。因此有些合金在使用前雖然沒有 σ 相，但在550℃~800℃ 溫度下長期使用時，卻可能因?yàn)?nbsp;σ 相的逐步形成而導(dǎo)致性能惡化使工件早期失效。 在高鉻不銹鋼、鎳鉻不銹鋼及耐熱鋼中，鉻含量越高，越易形成σ 相，鉻的成分超過45%時，σ 相的形成傾向最大。Si、P、Mo、V、Ti、Nb等元素能夠促進(jìn)σ 相的形成；Mn使 σ 相脆性的極限Cr含量降低，因此，Cr-Mn-N不銹鋼中，比較容易出現(xiàn) σ 相。
σ 相能從奧氏體中直接析出，也能從 δ 鐵素體中形成。研究表明，由于 δ 鐵素體的鉻含量較高，加上Si、Mo等鐵素體形成元素富集于鐵素體，促進(jìn)了 σ 相的形成，因而從 δ 鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)?nbsp;σ 相比較容易。δ 鐵素體形成 σ 相的過程很復(fù)雜，一般認(rèn)為他首先形成少量細(xì)小的奧氏體，然后在 δ 中析出細(xì)小的碳化物，并在γ/δ相界上析出 σ 相。
合理的熱處理工藝可以抑制 σ 相的形成。對于奧氏體不銹鋼，固溶處理溫度不宜過高，保溫時間不宜過長，以便使鋼中不產(chǎn)生過量的 δ 鐵素體而增大 σ 相的形成傾向。若在鑄造、焊接和熱處理過程中，產(chǎn)生了有害的 σ 相，可在820℃以上溫度加熱或采用固溶處理予以消除。消除 σ 相的熱處理溫度根據(jù)鋼的成分試驗(yàn)確定。
鐵素體-奧氏體復(fù)相不銹鋼，其金相組織為鐵素體基體上分布有小島狀奧氏體，δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約占50%~70%，由于這類鋼含有較多 δ 鐵素體，σ 相析出傾向較大，故使用溫度不宜超過350℃。
五、電鍍脆性
電鍍脆性的實(shí)質(zhì)是鍍前處理和電鍍過程中，由于鍍層和金屬基體中滲入氫引起的氫脆性。電鍍是一種電化學(xué)過程。電鍍時被保護(hù)的基體金屬或工件作為陰極，施鍍的金屬為陽極，并發(fā)生還原反應(yīng)，在沉積出金屬原子的同時，氫離子被還原成氫原子 ，其中一部分氫原子形成氫氣逸出，另一部分滲入到鍍層和基體金屬晶格中引起氫脆。電鍍前工件表面要進(jìn)行精整和清理，如機(jī)械磨管、除油和浸蝕等處理。電化學(xué)除油和用酸進(jìn)行化學(xué)浸蝕過程中，都有可能因?yàn)槲龀鰵涠瑰儗雍凸ぜl(fā)生氫脆。
5.1 電鍍脆性的影響因素
電鍍工件的氫脆受基體材料和電鍍工藝參數(shù)的影響，一般規(guī)律如下：
5.1.1 不同的基體金屬材料具有不同的陰極滲氫傾向。一般認(rèn)為：按Pd、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zn、Sn、Cu的順序，滲氫程度遞減。
5.1.2 隨著電流目的的升高，一方面陰極表面吸附氫原子的覆蓋率增大，使?jié)B氫率增加；另一方面提高電流密度往往使鍍層質(zhì)量和結(jié)構(gòu)變化，從而使?jié)B氫量減少，因此，有時隨電流密度的變化，滲氫率會出現(xiàn)極大值。
5.1.3 一般情況下，滲氫量隨著鍍液溫度的升高而下降。例如，鍍鉻時在電流密度為50A/dm2，溫度分別為35℃、55℃和80℃的條件下，鍍鉻層氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.07%、0.05%和0.03%。
5.1.4 溶液的PH值對申請的影響比較復(fù)雜。PH值下降，溶液中氫離子濃度增大，促進(jìn)了滲氫過程進(jìn)行，但是酸性鍍液的電流效率高，產(chǎn)生的總氫量較少，又能減輕滲氫量。另外PH值的變化影響鍍層中夾雜物的組成和滲氫過程。因此，PH值對滲氫量的影響沒有簡單的規(guī)律，取決于多種因素的共同作用。
5.1.5 電鍍?nèi)芤旱慕M成不同，獲得的電鍍層成分和結(jié)構(gòu)也不同，從而對申請也有影響。
5.2 防止電鍍脆性的措施
除了合理選擇電鍍層和控制工藝參數(shù)以減少申請量外，電鍍后除氫處理是消除電鍍脆性的主要辦法。廣泛使用的除氫處理工藝是加熱烘烤。電鍍件常用的除氫處理烘烤溫度為150℃~300℃，保溫2~24小時。具體的處理溫度和時間應(yīng)根據(jù)工件大小、強(qiáng)度、鍍層性質(zhì)和電鍍時間長短而定。除氫處理常在烘箱內(nèi)進(jìn)行。
鍍鋅工件的除氫處理溫度為110℃~220℃，控制溫度的高低應(yīng)根據(jù)基體材料確定。對于彈性材料、0.5mm以下的薄壁件及機(jī)械強(qiáng)度要求較高的鋼鐵零件，鍍鋅后必須進(jìn)行除氫處理。為了防止“鎘脆”，鍍鎘工件的除氫處理溫度不能太高，通常為180℃~200℃。“鎘脆”在常溫下即會發(fā)生，但當(dāng)溫度超過200℃時，“鎘脆”問題變得更為嚴(yán)重。
六、滲層脆性
對于高硬度滲層，如滲氮表面硬度可達(dá)HV1100~1200，滲硼層硬度高達(dá)HV1300~2000，熱處理不放還可能產(chǎn)生滲層脆性過大，導(dǎo)致早期剝落。
6.1 滲氮層脆性
滲氮層脆性常用維氏硬度法檢查評定，GB11354-xxxx《鋼鐵零件滲氮層深度測定和金相組織檢驗(yàn)》中規(guī)定，根據(jù)維氏硬度壓痕邊角破碎程度，滲層現(xiàn)在分為5級，如表 3 所示。
▼表3 滲氮層脆性級別
氮化層脆性過大可能的原因是：
1）液氨含水量過高，吸濕劑失效未及時更換或未進(jìn)行再生處理造成脫碳引起。
2）單花錢工件表面脫碳層未全部加工掉，在化合物層和白亮層之間產(chǎn)生針狀化合物。
3）氨分解率過低，工件表面氮含量過高，形成脆性 ε 相，或者雖然進(jìn)行過退氮處理，但工藝不當(dāng)。
4）滲氮溫度過高，氮含量過高，形成嚴(yán)重的網(wǎng)狀組織。
5）工件預(yù)備熱處理不當(dāng)，組織粗大或油里鐵素體過多，造成滲層針狀組織網(wǎng)網(wǎng)狀組織。
6）工件有尖角、銳角、表面太粗糙，經(jīng)常出現(xiàn)網(wǎng)狀組織。
氮化層脆性檢查如有超標(biāo)現(xiàn)象，可以采用如下方法之一進(jìn)行補(bǔ)救：
1）進(jìn)行退氮處理，工藝是500℃~520℃，氨分解率≥80%，保溫3~5小時。
2）磨削加工去除白亮層。
6.2 滲硼層脆性
評價滲硼層脆性的方法是根據(jù)其脆斷損壞和剝落損壞的不同而異。“脆斷脆性”可用三點(diǎn)彎曲聲發(fā)射測得的脆斷強(qiáng)度來衡量。用砂輪磨削可測試剝落傾向，可用衡量“剝落脆性”。
具有FeB和Fe2B兩相組織的滲層容易產(chǎn)生剝落損壞，而具有單相fe2b組織的滲層容易產(chǎn)生脆性損壞。
減少滲硼層脆性的途徑：
1 選擇合適的滲硼工藝，力求獲得單相Fe2B單相組織。
2 進(jìn)行合適的滲后熱處理
滲硼后采用恰當(dāng)?shù)臒崽幚恚欢ǔ潭壬峡梢詼p少滲層的脆性。輕載工件不會產(chǎn)生剝落，滲硼后空冷即可。重載零件，滲硼后必須就那些淬火和回火。基體硬度高于HRC40以上，可以避免發(fā)生凹陷。為了減輕脆性應(yīng)兼顧脆斷脆性和剝落脆性。回火溫度提高，基體比體積減小，表面殘余壓應(yīng)力增大，這對脆斷脆性有利，對剝落不利。為了防止剝落失效，回火溫度應(yīng)低一些。回火溫度的選擇，應(yīng)根據(jù)滲硼零件在實(shí)際服役條件中的失效形式而定。
過高的淬火加熱溫度和強(qiáng)烈的淬火介質(zhì)，均易產(chǎn)生裂紋和剝落缺陷。因此合理地選擇加熱溫度和淬火介質(zhì)。對防止脆性有一定的意義。
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