随着核工业及氢能源的发展,对富氢环境下服役的高强钢的性能要求越来越高.SA508-Ⅲ钢为含Mn-Ni-Mo的低合金铁素体钢,具有优良的力学和焊接性能^[1],是核电压力壳的主要用材,其安全服役寿命直接决定着核电站的运行寿命.在长期服役工况下(300℃)氢摄取量可达6×10^-6,使得钢的塑性降低,严重影响核反应堆的运行安全^[2].研究SA508-Ⅲ钢中氢的传输和富集与断裂行为之间的关系,不仅对钢的氢致脆性断裂机理的研究有重要意义,而且对保证核电站的安全运行也具有重要作用.研究表明^[3],关于SA508-Ⅲ钢中氢的扩散和富集的机理存在两种理论:一种认为氢原子进入钢中后通过应力诱导氢扩散的方式到达富集位置;另一种理论认为位错能量高,可以捕获氢,氢可以随位错一起运动至其他缺陷处并富集.然而SA508-Ⅲ钢作为调质钢,基体内分布着弥散的碳化物,服役环境下SA508-Ⅲ钢中氢脆机制以及与碳化物的关系仍有待于进一步澄清.因为这对SA508-Ⅲ钢在富氢环境下的服役安全有着重要的意义.本文采用高温高压热充氢的方法,将氢充入SA508-Ⅲ钢,对未充氢和充氢钢进行室温拉伸试验,通过比较未充氢和充氢钢的拉伸变形行为,考察氢对钢拉伸性能的影响,揭示其断裂机理.

本研究用SA508-Ⅲ钢由第一重型机械厂生产,其锻件尺寸为250mm×200mm×110mm,长度方向为锻造方向.钢的化学成分(质量分数,% )为C 0.18,Si 0.18,Mn 1.43,Sn 0.004,P＜0.005,S 0.0025,Cr 0.13,Ni 0.73,Mo 0.48,Cu 0.02,V＜0.005,Al 0.02,Co＜0.02,Fe 余量.钢热锻后依次经930℃正火、670℃退火、890℃淬火和655℃退火处理作为研究用材料.为获取高浓度且均匀分布于金属内的氢,本研究采用高温高压气相热充氢的方法将氢充入SA508-Ⅲ钢中.为确保试样表面的清洁,充氢前试样分别用酒精和丙酮进行超声清洗.充氢高压釜内温度为300℃,压强为10MPa,时间为240h.为降低氢的流失速度,充氢完成后将试样放入冰箱冷藏,并尽快完成力学性能测试. 利用LECO氢气分析仪(TCH600)测得试样内的氢质量分数为8.30×10^-6.

参照GB-T228.1—2010标准,SA508-Ⅲ钢拉伸试样的轴向平行于锻件的锻造方向,拉伸试样的标距尺寸为φ5mm×25mm.选取充氢和未充氢两组试样,每组各取3个平行试样,结果取平均值,较好地保证了测试结果的重现性. 采用位移控制加载方式,在SANS-CMT5105电子万能试验机上进行拉伸性能测试,应变速率为5×10^-3s^-1. 利用JEOL 6510A扫描电子显微镜和TECNAIG²透射电子显微镜对钢的拉伸断口和组织进行观察分析.

SA508-Ⅲ钢的微观组织见图 1.其中黑色部分为铁素体区,白色部分为M₃C型碳化物,呈粒状,其平均尺寸约为100nm,在晶界和晶粒内均有分布.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图1 SA508-Ⅲ钢的微观组织 Fig. 1 Microstructure of SA508-Ⅲ steel

未充氢和充氢SA508-Ⅲ钢的应力-应变曲线如图 2所示,图 3为图 2在屈服附近的放大,对应的拉伸性能见表 1.可见,氢对钢的抗拉强度没有明显影响,屈服强度略增加,而对钢的塑性影响显著.图 4为未充氢和充氢SA508-Ⅲ钢宏观断口形貌.可见,未充氢试样宏观断口呈杯锥状,由纤维区、放射区和剪切唇区组成,塑性变形量很大,是典型的韧性断裂;充氢试样断口纤维区消失,放射区所占比例增加,放射线消失,出现“鱼眼”特征.图 5为未充氢和充氢SA508-Ⅲ钢微观断口形貌.可见,未充氢试样拉伸断口主要由韧窝构成,是典型的微孔聚集型断裂,如图 5a所示.充氢试样的微观断口呈河流状花样,如图 5b所示.由于SA508-Ⅲ钢晶粒内部存在许多弥散的碳化物,钢在拉伸变形过程中随着应力的不断增加,在氢的作用下,裂纹则起源于碳化物,断裂路径主要与碳化物质点有关,断口形态特征似河流,表现出明显的韧-脆转变特性^[4].

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图2 SA508-Ⅲ钢应力-应变曲线 Fig. 2 Stress-strain curves of SA508-Ⅲ steel

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图3 屈服附近的应力-应变曲线 Fig. 3 Enlarged stress-strain curves near the yielding point

表1

Table 1

表1(Table 1)

表1 SA508-Ⅲ钢的拉伸性能 Table 1 Tensile properties of SA508-Ⅲ steel 状态 ReH/MPa Rm/MPa δ/ % Ψ/ % 未充氢 456 585 23 72 充氢 466 587 20 56

表1 SA508-Ⅲ钢的拉伸性能 Table 1 Tensile properties of SA508-Ⅲ steel

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图4 SA508-Ⅲ钢拉伸宏观断口形貌 Fig. 4 Macrofractography of tensile tested specimen (a)—未充氢; (b)—充氢.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图5 SA508-Ⅲ钢微观断口形貌 Fig. 5 Microfractography of tensile tested specimen (a)—未充氢; (b)—充氢.

由图 2可知,与未充氢钢相比,充氢钢屈服强度略升高,抗拉强度无明显变化.这表明在屈服阶段材料发生硬化.在弹性变形阶段低载荷条件下,氢以柯氏气团的形式在位错周围钉扎位错,提高了可动位错开动的抗力,由此引起钢屈服强度略升高.钢屈服后可动位错开始增殖,应力可诱导氢扩散,随着氢的不断扩散和富集,在塑性变形阶段氢能否通过扩散跟随可动位错一起运动,这将取 决于可动位错的迁移速率是否小于柯氏氢气团偏聚到可动位错的速率.位错的滑移速率(υ_d)与应变速率( )之间的关系为^[5]

钢的断面收缩率可用来衡量氢脆敏感性,由表 1可知,未充氢钢的断面收缩率较高,而充氢钢的断面收缩率却显著降低,说明充氢后钢的氢脆敏感性显著增加,且氢致微裂纹产生和扩展发生在钢的塑性变形阶段,由此表明在拉伸变形过程中氢致断裂与氢的扩散和富集有关.

由上述可知,在均匀塑性变形阶段,氢能够跟随可动位错一起运动,在钢中氢与晶界的结合能约为0.55~0.61eV^[8],而与碳化物的结合能高于0.84eV^[7],那么位错携氢运动到碳化物与基体的界面处时,氢将更容易在此处富集.随着变形量的增加,充氢后钢中位错携带的氢至碳化物处增多,当氢在此处富集的浓度达到临界值时,造成碳化物与基体之间的结合强度降低,使碳化物周围出现了空洞,根据Sievert定律,空洞内的氢压可表示为^[9]

图 6为未充氢和充氢SA508-Ⅲ钢变形量为13 % 的位错组态.可见,随着应力的增加,在非均匀塑性变形阶段三向应力的诱发下,氢促进了位错的增殖,使得充氢后碳化物周围的位错密度增加,致使应力集中加剧并产生氢致裂纹,加速了断裂进程,导致断口上出现河流花样撕裂特征.

图 6(Figure 6)

Fig. 6

图6 SA508-Ⅲ钢变形量为13 % 的位错组态 Fig. 6 Dislocation configuration of SA508-Ⅲ steel deformed to 13 % (a)—未充氢; (b)—充氢.

图 7为SA508-Ⅲ钢断口附近侧面剖面照片.可见,钢在非均匀塑性变形过程中,未充氢试样在碳化物周围形成微孔以缓解应力集中,而充氢试样则在碳化物周围形成氢致裂纹,沿空洞快速撕裂,导致钢的断面收缩率降低.

图 7(Figure 7)

Fig. 7

图7 SA508-Ⅲ钢断口附近侧面剖面照片 Fig. 7 SEM micrographs of SA508-Ⅲ steel in longitudinal section near fracture (a)—未充氢; (b)—充氢.

1) 氢对SA508-Ⅲ钢的抗拉强度无影响,充氢后钢的屈服强度略增加,而塑性显著降低.充氢后钢的断裂形式由韧窝撕裂型断裂形式转变为河流花样加韧窝撕裂复合型断裂.

2) 充氢后钢的屈服强度略升高可归因为氢以柯氏气团的形式钉扎位错,阻碍了位错的开动.随着拉伸应力的增加,在均匀塑性变形阶段,氢以柯氏气团的形式能够跟随可动位错迁移.

3) 由于SA508-Ⅲ钢中的氢与碳化物构成 的强陷阱效应,氢随位错迁移并富集于碳化物与基体界面处,造成碳化物与基体之间的结合强度降低,使碳化物周围出现空洞,氢压随之增大,则在碳化物周围形成氢致裂纹,沿空洞快速撕裂,从而导致钢的脆性增加、塑性降低.