鋼氫脆失效的新現(xiàn)象與新認識

劉德林，陶春虎，劉昌奎，姜 濤

(1.北京航空材料研究院，北京 100095;2.航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095;3.中航工業(yè)失效分析中心，北京 100095)

0 引言

氫脆現(xiàn)象自20 世紀40年代被發(fā)現(xiàn)以來，一直是嚴重威脅產(chǎn)品使用安全的重大工程問題。由于零件氫脆斷裂具有突發(fā)性(無宏觀變形，屬脆性斷裂，擴展極快)、難以發(fā)現(xiàn)(延遲破壞，在斷裂之前并無征兆，無法通過正常檢查程序發(fā)現(xiàn)零件是否會發(fā)生)、破壞性大(氫脆大都與“批次性”有關(guān))的特點，因此，一旦零件發(fā)生氫脆斷裂往往會造成十分嚴重的后果［1］。氫脆機理的研究以及工程控制始終是人們關(guān)注的重大課題，柯俊、肖紀美院士等在氫脆斷裂方面的研究如“柯氏氣團”理論等為國際上對氫脆機理的認識及其工程控制做出了杰出的貢獻。但工程上鋼的氫脆問題仍然頻繁出現(xiàn)，特別是近年來，由于高強結(jié)構(gòu)材料的大量應(yīng)用，氫脆斷裂在工程上體現(xiàn)出一系列新的現(xiàn)象和特點，應(yīng)引起設(shè)計與生產(chǎn)部門的高度重視。

綜合分析近幾年鋼制零件氫脆失效的典型特征，發(fā)現(xiàn)并歸納出了一些新現(xiàn)象，具體表現(xiàn)在:1)強度的變化。抗拉強度低于1 GPa 的鋼不容易發(fā)生氫脆斷裂。但材料手冊中幾百MPa 的低強度材料有時也會發(fā)生氫脆失效。2)H 含量的變化。發(fā)生氫脆零件的H 含量有時非常低，甚至0.1 ×10－6的H 含量也出現(xiàn)氫脆的典型斷裂特征。3)斷口特征的變化。一是斷口撕裂棱(雞爪痕)的減少，二是瞬斷區(qū)面積變大，有的零件氫脆裂紋區(qū)占斷口面積比例很小，瞬斷區(qū)所占比例較大。4)發(fā)生氫脆的，零件尺寸一般比較小，如螺栓、彈簧、絲材、鉚釘?shù)?，不太引人注意，但發(fā)生氫脆隱患的范圍很大。5)氫脆與其他失效模式，如疲勞、應(yīng)力腐蝕等交織在一起。

本研究對氫脆斷裂影響極為關(guān)鍵的新現(xiàn)象進行探討，并提出一些新的認識，旨在為鋼制零件的設(shè)計、制造、使用、維護等方面提供參考和借鑒。

1 鋼氫脆失效的新現(xiàn)象

1.1 材料強度的變化

氫脆敏感性與材料強度密切相關(guān)，氫脆斷裂的臨界應(yīng)力極限隨著材料強度的升高而急劇下降［2］。這是因為金屬晶體中位錯、晶界、沉淀相等氫積聚點多，在酸洗、電鍍過程中易于吸H，基體內(nèi)應(yīng)力較大。一般認為，σb低于1 GPa 的合金鋼一般不發(fā)生氫脆［3］。但當(dāng)零件較小時，表面處理或除氫不當(dāng)，即使幾百MPa 的材料也會發(fā)生氫脆斷裂。某發(fā)射裝置的45 鋼拉桿，σb僅650 MPa左右，在服役初期發(fā)生斷裂，斷口微觀上具有準解理、二次裂紋、撕裂棱等氫脆特征，其原因在于拉桿的實際強度遠高于材料手冊中的抗拉強度，且在酸洗、電鍍后，未及時除氫［4］。

對于 σb為 1 GPa 左右的材料，如30CrMnSiA，由于其熱處理狀態(tài)為調(diào)質(zhì)態(tài)，組織為回火索氏體，一般不易發(fā)生氫脆斷裂。但需特別指出的是，材料手冊的強度是采用標準試樣測出的強度。而當(dāng)截面尺寸遠小于5 mm 時，特別是在冷拉或擠壓態(tài)的表面和亞表面如彈簧絲等，零件的實際強度遠高于材料手冊給出的強度，使得零件對氫脆的敏感性急劇增加。實際上，由于零件實際強度偏高導(dǎo)致其發(fā)生氫脆斷裂失效的案例并不在少數(shù)，這需要引起人們的注意。

某發(fā)動機的進氣道螺栓在服役5 h 25 min，6個飛行起落后在空中發(fā)生斷裂，直接打壞發(fā)動機。螺栓材料為30CrMnSiA，為重復(fù)使用件，表面進行電解除油和退除舊鋅層后，未進行除氫而直接進行表面鍍鋅，隨后進行(190±10)℃/4 h 的除氫。

螺栓斷裂于第一扣螺紋根部，斷口較平整，呈黑灰色，局部可見閃光小刻面特征。斷口邊緣大部分為沿晶特征(圖1)。對失效螺栓進行顯微硬度檢測，換算抗拉強度為1.493 GPa，遠高于規(guī)定要求(1.080～1.280 GPa)。螺栓強度偏高使得其對氫脆敏感是導(dǎo)致氫脆斷裂的主要原因。

圖1 斷口的沿晶斷裂特征Fig.1 Intergranular crack characteristic of fracture surface

1.2 H 含量的變化

在特定的工作應(yīng)力下，鋼制零件內(nèi)部的H 含量越高，則越容易發(fā)生氫脆。材料發(fā)生氫脆斷裂所需的H 含量往往又受到材料強度高低、成分和組織狀態(tài)等因素的影響［7］。隨材料強度升高，發(fā)生氫脆斷裂所需的臨界H 含量降低。一般鋼中的H 含量在(5～10)×10－6以上時就會產(chǎn)生氫脆裂紋［5］，但對于超高強度鋼，其臨界H 含量要低得多。目前的表面處理工藝及按標準執(zhí)行的除氫工藝已能將零件的H 含量控制在較低的水平，但受其他因素的影響，近些年來，低H 含量的零件氫脆斷裂的現(xiàn)象時有發(fā)生，有的超高強度鋼甚至在平均H 含量為0.1 ×10－6時也發(fā)生氫脆斷裂，這不能不引起人們的高度重視。

某部件采用6 個相同的30CrMnSiA 十字頭螺栓進行緊固，裝配一個多月后發(fā)現(xiàn)其中一螺栓發(fā)生斷裂。螺栓斷裂于第一扣螺紋處，裂紋起源于零件表層，呈線性特征，源區(qū)和擴展區(qū)為以沿晶為主+少量韌窩，斷面無附著物，存在明顯的沿晶二次裂紋(圖2a)。由斷口形貌和延遲斷裂特點等，說明螺栓為氫脆斷裂。選取同批次螺栓進行缺口沖擊試驗，微觀形貌為沿晶+韌窩斷裂特征(圖2b)，可知螺栓存在一定程度的回火脆性。測得螺栓平均H 含量僅為1 ×10－6，對于30CrMnSiA這種強度級別在1 GPa 左右的鋼種來說，在如此低的H 含量下不容易發(fā)生氫脆，但在回火脆溫度范圍回火后，其氫脆敏感性急劇增加，這是由于回火脆性與氫脆現(xiàn)象疊加的結(jié)果［6-7］。文獻［8-11］的研究結(jié)果表明，回火脆對氫脆起著明顯的促進作用。也就是說，回火脆將顯著降低材料發(fā)生氫脆斷裂的臨界H 含量。對同批次螺栓進行破壞拉力試驗，得出螺紋缺口抗拉強度為1.255 GPa，處于技術(shù)要求(1.075～1.275 GPa)的上限。

圖2 沿晶+韌窩形貌Fig.2 Morphology of intergranular and dimples

因此，分析認為，螺栓在較低的H 含量下發(fā)生氫脆斷裂，是由于螺栓存在中等程度的回火脆化和強度處于標準上限［12-14］。

再如燃燒室殼體進行水壓爆破試驗，在加壓至11.8 MPa 時(設(shè)計要求爆破壓強不小于24.1 MPa)，燃燒室殼體后封頭端試驗堵蓋處發(fā)生泄漏并泄壓，從第Ⅱ象限至第Ⅲ象限的第3～5 顆30CrMnSiNi2A 超高強度鋼噴管固定螺釘頭部斷裂飛出。

螺釘均斷裂于第一扣螺紋處，斷口宏觀上均呈暗灰色，斷口平齊，可見放射棱線，由棱線可知斷裂從退刀槽呈線性起源(圖3a)。斷口上存在2 個明顯不同的區(qū)域:Ⅰ區(qū)呈結(jié)晶顆粒狀，Ⅱ區(qū)呈纖維狀。Ⅰ區(qū)(源區(qū))微觀呈沿晶形貌，晶粒輪廓鮮明，晶界面上布滿了細小條狀的撕裂棱線，可見雞爪痕和二次裂紋(圖3b)，為典型的氫脆斷裂特征;Ⅱ區(qū)呈韌窩瞬斷特征。

顯微硬度換算的σb約為1.69 GPa，符合圖紙設(shè)計要求σb=(1.666±0.098)GPa;測出的螺釘基體H 含量僅為(0.1～0.3)×10－6。

圖3 螺釘斷口形貌Fig.3 Morphology of screw fracture

螺釘材料最初設(shè)計強度σb=(1.500±0.098)GPa，按淬火+回火的熱處理，回火溫度應(yīng)在360 ℃左右，恰處在回火脆性溫度區(qū)間(350～550 ℃)。為避免回火脆性，設(shè)計采用了σb=(1.666±0.098)GPa，熱處理 制度為890～910 ℃，油淬，(300±30)℃，回火。

為驗證斷裂原因，螺釘材料采用最初設(shè)計值σb=(1.500±0.098)GPa，用等溫淬火代替淬火+回火，即890～910 ℃加熱，310～330 ℃保溫1 h，空冷。采用該工藝后，螺釘不再發(fā)生氫脆。由此表明，螺釘?shù)臄嗔言蛑饕怯捎诓牧蠌姸冗^高，增大了螺釘?shù)臍浯嗝舾行浴?/p>

1.3 氫脆斷口特征的變化

近年來鋼的氫脆斷口特征與過去相比發(fā)生一些變化:1)斷口撕裂棱(雞爪痕)減少。氫脆斷口晶粒表面上的雞爪痕是一種韌性標記，是氫脆斷口的典型微觀形貌特征，這種特征在某些氫脆斷口尤其是超高強度鋼的氫脆斷口上經(jīng)常能觀察到(圖3b)。但需要注意的是，它不能作為判斷氫脆斷口的必要條件。有的氫脆斷口晶粒表面雞爪痕難以觀察到。2)瞬斷區(qū)面積變大。氫脆裂紋一般是宏觀裂紋，氫脆裂紋區(qū)占斷口的比例較大。但近年一些零件氫脆裂紋甚至需借助無損檢測手段才能發(fā)現(xiàn)，目視根本難以觀察到，氫脆裂紋很淺，或裂紋區(qū)占斷口面積比例很小，瞬斷區(qū)所占比例較大。

飛機尾翼平尾軸成品庫存一段時間后進行磁粉檢測，發(fā)現(xiàn)裂紋顯示;同批已裝機的平尾軸也存在裂紋顯示。圖4 為磁粉檢測顯示的裂紋外觀，呈密集的網(wǎng)狀分布。

圖4 磁粉檢測顯示的裂紋外觀Fig.4 Cracks display in magnetic particle testing

平尾軸材料為30CrMnSiNi2A 鋼。制造工藝流程為:半成品零件→硬度檢測→磁粉檢測→精加工→去應(yīng)力回火→尺寸檢查→磁粉檢測→鍍鉻，鍍鉻處理4 h 內(nèi)進行除氫處理((190±10)℃，24 h，鍍層厚度約150 μm)→鍍層磨削(鍍層厚度磨至40 μm)→放置45 d 進行去應(yīng)力回火((190±10)℃，4 h)。

裂紋深度僅約0.35 mm。裂紋面存在兩種不同形貌:1)A 斷面呈金黃色(圖5a)，與新斷面在190 ℃加熱并保溫一段時間后形成的顏色一致，說明裂紋在最后一道去應(yīng)力回火前已產(chǎn)生微觀呈沿晶特征，氧化較輕，局部可見撕裂棱(圖5c)，為典型的氫脆斷口特征。2)裂紋B 位于鍍層磨削量較大的部位，靠近鍍層的基體表面氧化較重，宏觀呈灰黑色(圖5b)，微觀呈沿晶形貌，并覆蓋較多氧化物顆粒(圖5d);基體往里裂紋面變?yōu)榻瘘S色，氧化較輕，微觀呈沿晶特征，晶粒表面局部可見撕裂棱;靠近鍍層的基體存在明顯的燒傷(圖6)。說明裂紋B 擴展前期為磨削裂紋，擴展中、后期表現(xiàn)為氫脆開裂特征，以上兩種裂紋需要加以區(qū)別。

平尾軸鍍鉻后磨削量較大(由150 μm 磨至40 μm 左右)，且沿圓周方向存在磨削不均勻的現(xiàn)象，個別區(qū)域甚至已磨至基體，說明平尾軸存在非正常的磨削現(xiàn)象，造成基體表層磨削應(yīng)力較大。另外，磨削后未及時進行去應(yīng)力回火，造成鍍層與基體界面處存在較大的殘余拉應(yīng)力，導(dǎo)致平尾軸發(fā)生氫脆開裂。

1.4 小尺寸零件更易發(fā)生氫脆

近年來，小規(guī)格螺栓、彈簧、絲材、鉚釘?shù)瘸叽巛^小的零件，氫脆斷裂時有發(fā)生，這些零件不太引人注意，但發(fā)生氫脆隱患的范圍很廣，究其原因是零件越小，其加工成形時變形量越大，晶粒越細小，所以這些零件的強度往往遠高于材料手冊給出的強度，造成其對氫脆極為敏感。

如一批彈簧在進行最后壓縮測力試驗時多件發(fā)生斷裂，同時發(fā)現(xiàn)用手即可扳斷。彈簧材料為70 鋼，簧絲直徑僅為0.8 mm。失效彈簧斷口周圍無塑性變形，源區(qū)和擴展區(qū)平坦，擴展棱線清晰，呈解理斷裂形貌(圖7a);而彈簧人工打斷斷口均為斜劈狀斷口和細小韌窩特征(圖7b);彈簧在進行電解除油、酸洗和電鍍前進行過測力試驗未出現(xiàn)失效，其開裂具有延遲性，為氫脆斷裂。

由彈簧硬度換算的σb為2.2 GPa，如此高的強度使得其對氫脆十分敏感。另外，測得失效彈簧的鍍鎘層厚度為10 μm，超出了技術(shù)要求(5～8 μm)。鍍鎘層偏厚，說明電鍍的時間較長，使吸氫量增加，造成彈簧在對氫脆極為敏感的情況下發(fā)生氫脆。

1.5 氫脆與其他失效模式交織

圖5 裂紋面形貌Fig.5 Surface morphology of crack

圖6 裂紋B 截面金相組織(基體表面存在燒傷層)Fig.6 Microstructure of crack B (Surface of matrix has burn zone)

近年來，隨著新材料的應(yīng)用以及零件受力條件的變化，一些零件的斷口出現(xiàn)了疲勞與氫脆交織的現(xiàn)象，而且H 在斷裂過程中起到了重要作用，因此對此類斷口不能看到疲勞特征就忽略了氫脆，也不能僅根據(jù)斷口微觀特征就定位其斷裂性質(zhì)，而應(yīng)結(jié)合斷口宏觀特征、受力條件、材料強度等加以判斷。

氫脆還經(jīng)常與應(yīng)力腐蝕交織在一起，由于兩者的影響因素有相同的方面，如都與材料的組織狀態(tài)、強度水平、殘余應(yīng)力等密切相關(guān)，但也有不同之處，前者與零件自身的H 含量相關(guān)(由環(huán)境中的H 引發(fā)的氫脆除外)，后者主要取決于表面防護效果及環(huán)境(腐蝕介質(zhì))，因此，需要將氫脆與應(yīng)力腐蝕嚴格區(qū)分開來，以便采取針對性的措施加以預(yù)防。隨著新型戰(zhàn)機高強材料的大量應(yīng)用以及服役條件發(fā)生改變，將來氫脆還可能與其他失效模式交織在一起，這點值得關(guān)注。

直升機主旋翼軸疲勞試驗件分別在高周和低周疲勞試驗過程中發(fā)生開裂。材料為σb=1.48～1.62 GPa 的4340 超高強度鋼。高周疲勞試驗件裂紋位于螺紋第1 扣根部(表面鍍鎘)，斷面平坦，可見清晰的疲勞弧線(圖8a);低周疲勞試驗件開裂于花鍵部位(花鍵表面磷化，(130±10)℃除氫)，斷面由多個起始于花鍵齒根的扇形斷面組成，疲勞弧線清晰(圖8b)。但無論是高周還是低周疲勞試驗件，微觀上均未見疲勞條帶，前者疲勞源區(qū)、擴展區(qū)以沿晶特征為主(圖8a)，后者疲勞區(qū)的沿晶特征相對前者明顯減少，以穿晶為主(圖8b)。晶粒表面均可見撕裂棱線。瞬斷區(qū)均為穿晶斷裂，呈韌窩形貌。

圖7 彈簧斷口微觀形貌Fig.7 Micro appearance of spring fracture surface

圖8 軸斷口形貌Fig.8 Morphology of screw fracture surface

單從斷口微觀形貌來看，主旋翼軸斷口與氫脆斷口極為相似，但若結(jié)合其受力狀態(tài)(交變載荷)、斷口宏觀存在疲勞弧線加以判斷，則其失效性質(zhì)為擴展速率較高的疲勞斷裂。H 的存在會影響裂紋擴展速率，尤其是對于高強度鋼，會使裂紋擴展速率明顯加快［15］。顯然，H 在主旋翼軸的斷裂過程中發(fā)揮了非常重要的作用，使得裂紋擴展速率顯著增加，從而導(dǎo)致零件發(fā)生早期疲勞斷裂。

主旋翼軸高、低周疲勞試驗件疲勞區(qū)斷口微觀形貌存在明顯差別，前者為沿晶特征，后者以穿晶為主。可能的原因［15］:高周疲勞試驗應(yīng)力較低，材料中僅晶界發(fā)生塑性變形，使晶界的缺陷進一步增加，提高了捕獲H 的能力，導(dǎo)致沿晶斷裂。隨著應(yīng)力的增加，晶內(nèi)的馬氏體板條或板條邊界開始發(fā)生塑性變形，使得馬氏體板條界面吸H 能力提高，因此沿晶特征減少。

人們通常僅關(guān)注承受靜力零件的氫脆斷裂問題，對于承受交變載荷的零件，H 在斷裂過程中所起的脆化作用往往被忽視。對于高強度鋼而言，由于對氫脆敏感，若零件的強度偏高，或表面處理工藝控制不當(dāng)，抑或除氫溫度偏低造成除氫不徹底，則H 在疲勞斷裂過程中的作用會急劇增加，必須引起高度重視。

2 需解決的一些關(guān)鍵問題

針對氫脆失效的諸多新現(xiàn)象，當(dāng)今氫脆失效研究需要解決以下關(guān)鍵問題:零件局部H 含量的檢測與控制;材料強度與臨界H 含量之間的定量關(guān)系;材料強度偏高。

2.1 局部H 的檢測與控制

測試H 含量的標準試樣一般為φ3 mm ×5 mm，在零件上有兩種取樣方式:一是不帶涂鍍層，完全從基體內(nèi)部切取，所測結(jié)果完全反映的是材料基體的平均H 含量;二是帶涂鍍層，但由于涂鍍層厚度很薄，為數(shù)μm 至幾十μm，假設(shè)鍍層厚度為40 μm(屬于較厚的鍍層)，則算得鍍層所占試樣的體積百分比還不到2%，即高H 含量區(qū)所占試樣區(qū)域很小(圖9)，所以測得的H含量也幾乎是基體的H 含量，故不能根據(jù)測定的H 含量判定氫脆，有的氫脆失效件的平均H 含量很低但仍然發(fā)生氫脆斷裂。因此，若是能有效檢測出零件局部(涂鍍層)的H 含量值并加以控制，對于氫脆失效研究將具有重要意義。

圖9 H 在試樣中的分布示意圖Fig.9 Distribution of hydrogen in specimen

2.2 材料強度與臨界H 含量之間的定量關(guān)系

材料對環(huán)境的敏感度pm，除了本身的微觀組織結(jié)構(gòu)外，主要影響因素可表示為:

式中:σb為材料理想的抗拉強度;σbs/σb為材料的實際抗拉強度與理想抗拉強度之比;ρm為H 含量;E 為材料的彈性模量。該式是一個定性關(guān)系，如果能定量給出4 個參數(shù)f(σb，σbs/σb，ρm，E)的關(guān)系式，是比較理想的，則對材料性能指標的確定、熱工藝選擇、工程應(yīng)用、結(jié)構(gòu)可靠性具有重大意義。也可以考慮雙參數(shù)f(σbs/σb，ρm)的關(guān)系式，因為對于一定的材料，σb，E 可近似為常數(shù)。目前大多數(shù)鋼制零件的氫脆斷裂是σbs/σb偏高、氫含量ρm偏高引發(fā)的，但相互影響程度尚無法定量表征。

2.3 材料強度偏高

圖10 為中航工業(yè)失效分析中心近幾年來分析的鋼制零件氫脆失效案例統(tǒng)計結(jié)果，材料強度偏高因素導(dǎo)致的氫脆失效占約35%，與強度相關(guān)的則占到60%左右?？梢?，強度偏高是當(dāng)前普遍存在的一個問題。強度偏高除少部分與C 含量偏高或熱處理工藝控制不當(dāng)使得強度超出了技術(shù)要求外，絕大部分是由于標準本身偏高即設(shè)計值偏高，如前面提到的發(fā)動機噴管螺釘。設(shè)計上要充分考慮材料強度對氫脆、應(yīng)力腐蝕、缺口等敏感性的影響，材料的強度一定要適當(dāng)，過分追求材料強度還會帶來加工性、疲勞性能分散、斷裂韌度等的降低、裂紋擴展速率增大等問題，如我國的大多數(shù)鋼材，材料的拉伸性能高于國外，但疲勞極限普遍偏低5%左右，大多與C 含量偏上限導(dǎo)致強度偏高有關(guān)。

圖10 鋼氫脆失效的影響因素統(tǒng)計結(jié)果Fig.10 Statistical result of influencing factor of steel hydrogen brittleness failure

3 鋼氫脆失效研究的新認識

3.1 消除與降低H 的來源(如酸洗退鍍后要先除氫再電鍍)

由于冶煉設(shè)備和冶煉技術(shù)的進步，國內(nèi)的冶煉工藝(雙真空、電渣重熔等)能保證原材料的H含量處于較低的水平，由于冶煉帶來的H 含量偏高導(dǎo)致的氫脆很少出現(xiàn)，由環(huán)境帶來的氫污染基本只在石化等領(lǐng)域涉及。目前，正常的涂鍍等表面處理工藝也比較成熟，能保證零件的H 含量在較低的范圍，但仍存在一些認識不足的問題。如對于重復(fù)使用件，要特別避免酸洗后不除氫或不及時除氫，避免進行表面鍍涂處理工藝一并除氫的做法。尤其要注意尺寸較小的結(jié)構(gòu)件。在酸洗去除鍍層后一定要先及時進行除氫處理，然后電鍍，再除氫。之所以要在酸洗去除鍍層后增加一道除氫工序，是因為與酸洗除銹和氧化皮不同，酸洗去除鍍層需要較長時間，零件會大量吸H，這時若直接電鍍，后續(xù)的除氫處理則由于無序非晶態(tài)涂鍍層封閉了酸洗過程吸入的H，很難將H 去除干凈。

3.2 材料強度處于標準中下限

大部分發(fā)生氫脆斷裂的零件材料的強度均處于標準的上限或超出上限，而零件材料強度處于中下限能夠顯著降低氫脆敏感性。從降低零件氫脆敏感性的角度考慮，不宜將零件強度控制在標準的上限，而應(yīng)控制在標準的中下限，這可通過適當(dāng)降低合金鋼的C 含量、適當(dāng)提高回火溫度等措施來解決。

3.3 除氫處理的規(guī)范要按實際強度制定

國際上對于鋼制零件除氫工藝有一個通用標準:190～230 ℃加熱保溫24 h，空冷。國內(nèi)按HB/Z318—1998《鍍覆前消除應(yīng)力和鍍覆后除氫處理規(guī)范》進行除氫處理，但有時零件的實際強度遠高于材料手冊本身給出的強度，若按材料強度選擇除氫處理規(guī)范顯然是不合理的，應(yīng)按零件的實際強度制定除氫工藝。

4 結(jié)束語

通過綜合分析近幾年鋼制零件氫脆失效的典型特征，發(fā)現(xiàn)并歸納出了一些容易被人們忽視但對氫脆斷裂影響極為關(guān)鍵的新現(xiàn)象，包括低強度、低H 含量材料在某些條件下也會發(fā)生氫脆、氫脆斷口的撕裂棱(雞爪痕)減少及瞬斷區(qū)面積變大、小尺寸零件更易發(fā)生氫脆、氫脆與其他失效模式交織等。零件局部H 含量檢測與控制、建立起材料強度與臨界H 含量之間的定量關(guān)系、解決材料強度偏高等問題是鋼氫脆失效研究的熱點，消除和減少H 的來源、材料強度處于標準中下限、按實際強度制定除氫工藝是防止氫脆的關(guān)鍵。

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