肖娜,惠衛軍,,張永健,趙曉麗

很多機器零件，如齒輪和軸承等，在服役過程中承受交變載荷、沖擊載荷及磨損等苛刻服役條件，因而多選用中低碳鋼并采用滲碳等表面強化熱處理工藝，以期使零件表面獲得很高的硬度、耐磨性、接觸疲勞強度而心部仍具有較好的強韌性[1,2]。然而，在齒輪等零件滲碳前的除油除銹、電鍍工序及氣體滲碳熱處理等過程中均有可能發生H的滲入[3~6]。例如齒輪的氣體滲碳，由于滲碳劑采用碳氫化合物，如煤油、甲醇、乙醇、丙烷等，在高溫滲碳爐內分解形成含H的滲碳氣氛，工件表面吸附的H可分解為H原子而進入材料表層的應力集中處[3]。此外，齒輪、軸承等傳動構件在高速服役過程中為保證傳動系統正常運動，延長使用壽命并提高機械效率，一般均會采用潤滑油來防止輪齒之間的磨損，保證齒面之間的及時散熱及降低齒面沖擊等。然而在長期服役過程中，潤滑油的分解將會導致部分H進入材料內部[7,8]。

一般情況下進入材料中的H是有害的，在應力的作用下，這些H會擴散并聚集在材料缺陷處，當局部H富集濃度超過臨界H濃度后，裂紋即會萌生且在應力作用下不斷擴展，最終導致脆性斷裂[9,10]。高強度鋼的氫脆敏感性通常隨其強度水平的提高而明顯增加。然而，與通常具有均質組織的未滲碳零件相比，滲碳零件具有高碳的耐磨表層和低碳的高強韌心部，即表面強化層與心部基體存在一定程度的硬度和組織梯度，這種差異性顯著的組織特征具有不同的氫脆敏感性。針對具有回火馬氏體組織的低碳鋼和高碳鋼的氫脆敏感性，國內外開展了大量的研究工作[9~15]。然而，盡管不時出現齒輪等滲碳零件發生氫脆斷裂的報道，但對齒輪鋼滲碳處理后氫脆敏感性的研究工作仍極其有限[3~6]。為保證滲碳零件的安全服役，對其氫脆敏感性進行深入研究具有重要的理論和實際意義。對此，本工作以工業生產的20Cr2Ni4A鋼為研究對象，通過電化學充氫和慢應變速率拉伸(slow strain rate tensile，SSRT)實驗對其真空滲碳處理后的氫脆敏感性進行了研究，并與常規淬火+回火態(quenched & tempered，QT)的實驗料進行了對比，以期探索具有高滲碳層梯度組織的齒輪鋼的氫脆斷裂行為，為滲碳齒輪構件的安全服役提供實驗基礎。

1實驗方法

實驗用料為工業生產的20Cr2Ni4A鋼棒材，其化學成分(質量分數，%)為：C 0.18，Si 0.23，Mn 0.49，P 0.007，S 0.003，Cr 1.53，Ni 3.45，Al 0.026，Fe余量。首先將棒材改鍛成直徑16 mm的圓棒，改鍛工藝為：加熱到1220℃保溫2 h，開鍛溫度大于1200℃，終鍛溫度大于900℃，鍛后空冷至室溫。為方便后續加工對鍛造圓棒進行了高溫回火處理(加熱到670℃保溫5 h后空冷)，隨后加工成拉伸毛坯試樣(中間平行標距段直徑為5.3 mm)。拉伸毛坯試樣分2組按圖1所示進行熱處理。一組試樣進行淬火+低溫回火處理(QT試樣)：加熱到880℃保溫45 min后油淬，隨后加熱到200℃保溫2 h后空冷；另一組拉伸毛坯試樣采用WZST-45型真空滲碳淬火爐進行滲碳熱處理(滲碳試樣)：首先將試樣在碳勢Cp= 1.0%下加熱至910℃保溫7 h；其次將滲碳溫度降低至830℃保溫0.5 h，此過程中Cp也相應地降低至0.8%；完成滲碳熱處理后的試樣進行油淬，隨即進行180℃、2 h的低溫回火處理；為減少滲碳熱處理后組織中殘余奧氏體的含量，將試樣進行680℃、2 h高溫回火處理；最后進行二次淬火及低溫回火熱處理，具體的熱處理工藝為880℃、45 min、油淬 + 200℃、2 h、空冷。將經過熱處理后的2組拉伸毛坯試樣精加工成標準拉伸試樣(標距長度25 mm、標距段直徑5 mm)。

圖1

圖1未滲碳和滲碳試樣的熱處理工藝示意圖

Fig.1Schematics of the heat treatment cycles for non-carburized specimens (a) and carburized specimens (b) (OQ—oil quenching, AC—air cooling,Cp—carbon potential)

將金相樣品經過切割、打磨、拋光后在體積分數為3%的硝酸酒精溶液中進行腐蝕，在Axio Scope A1型正立式金相顯微鏡(OM)下進行微觀組織形貌觀察。將試樣在過飽和苦味酸(侵蝕劑)和洗滌靈(緩蝕劑)的混合溶液中浸泡約30 min以顯示原奧氏體晶界，采用Nano Measurer 1.2軟件對試樣的晶粒度進行測量。采用Dmax 2500-V X射線衍射儀(XRD)對QT試樣及滲碳試樣滲碳層中的殘余奧氏體(RA)進行分析。XRD分析采用Cu靶，工作電壓為40 kV，電流為150 mA，掃描速率為2°/min，掃描范圍(2θ角)為35°~95°。根據GB/T 8362-1987國家標準計算試樣中奧氏體含量，計算時選用馬氏體的(200)α和(211)α衍射峰以及奧氏體的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰，將所測量的5條衍射峰進行交錯組合，得到6種累積強度比，再將對應的強度有關因子之比代入下式，即得鋼中奧氏體的體積分數(VA)：

${?}_{\mathrm{A}}=\frac{\mathrm{1}-{?}_{\mathrm{C}}}{\mathrm{1}+?\frac{{{?}_{\mathrm{M}}}_{(???)}}{{?}_{\mathrm{A}(???)}}}$(1)

式中，VC為鋼中碳化物的體積分數；IM(hkl)為鋼中馬氏體(hkl)衍射峰的累積強度；IA(hkl)為鋼中奧氏體(hkl)衍射峰的累積強度；G為奧氏體(hkl)與馬氏體(hkl)對應的強度有關因子之比。

利用PHI 710型原位掃描Auger探針設備中配置的電子背散射衍射(EBSD)技術對材料中的組織分布、形態及尺寸進行觀察。EBSD樣品的制備方法為：將厚度5 mm的塊狀試樣經過研磨后在較低轉速下進行機械拋光，隨后進行電解拋光以去除試樣表面的殘余應力。電解拋光所采用的溶液為10%HClO4+ 5%C3H8O3(體積分數)的酒精溶液，電解電壓為18 V，電流為1.2 A，時間為40 s。

采用HXD-1000TMC/LCD型Vickers硬度計對拉伸試樣橫截面上從試樣的邊緣至中心每隔0.1 mm連續測量其Vickers硬度。采用X stress Robot X射線應力分析儀對滲碳拉伸試樣表面及滲碳層內(距試樣表面0.3、0.6和1.2 mm處)的殘余應力進行檢測，測試參數采用Mn靶，管電流6.7 mA，管電壓30 kV。選擇衍射晶面方位角ψ為0°~45°，光斑2 mm。

采用SSRT實驗研究試樣的氫脆敏感性。將2組拉伸試樣在0.25 mol/L H2SO4+ 0.5 g/L CH4N2S水溶液中進行電化學充氫，充氫電流密度為2 mA/cm2，充氫時間為1 h。充氫完畢后，立即在YYF-50型SSRT試驗機上進行拉伸實驗，拉伸速率為0.1 mm/min (對應應變速率為4.2 × 10-5s-1)。然后在EVO.18型掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察拉伸斷口斷裂特征。利用充氫前后拉伸試樣的相對塑性(斷后伸長率)損失來表征其氫脆敏感性指數(hydrogen embrittlement index，HEI)[16]：

$\mathrm{H}\mathrm{E}\mathrm{I}(\mathrm{\%})=(\mathrm{1}-\frac{{?}_{\mathrm{H}}}{{?}_{\mathrm{0}}})\times \mathrm{100}\mathrm{\%}$(2)

式中，A0和AH分別為未充氫和充氫拉伸試樣的斷后伸長率。HEI越大代表鋼的氫脆敏感性越高。

在QT試樣和滲碳試樣上分別取直徑5 mm、長25 mm的測氫試樣，在0.25 mol/L H2SO4+ 0.5 g/L CH4N2S水溶液中進行電化學充氫，充氫制度同樣為2 mA/cm2、1 h。充氫結束后將測氫試樣在室溫分別放置0、6、12、24、36、48、72、96 h，然后在G4型擴散氫分析儀中快速加熱到800℃，測試試樣中的H含量。

2實驗結果

2.1微觀組織特征

QT試樣和滲碳試樣的微觀組織OM像如圖2a~c所示。可見，QT試樣組織均勻，為低碳回火馬氏體組織；滲碳試樣表層滲碳層組織主要是由高碳回火馬氏體及部分殘余奧氏體組成，心部組織則與QT試樣相同，均為低碳回火馬氏體組織。此外，與滲碳試樣及QT試樣組織相比，滲碳試樣滲碳層組織明顯細于滲碳試樣心部和QT試樣的組織。這可進一步由2組試樣的原奧氏體晶粒差異所證實。QT試樣原奧氏體晶粒尺寸為(17.9 ± 2.6) μm，滲碳試樣滲碳層的原奧氏體晶粒尺寸為(11.9 ± 1.7) μm。圖2d為QT試樣及滲碳試樣滲碳層的XRD譜。根據XRD測定可得滲碳試樣滲碳層中的殘余奧氏體含量約為13.8% (體積分數，下同)，此結果與前期結果[1,17]基本一致；QT試樣中殘余奧氏體含量僅為4.6%。

圖2

圖2QT試樣和滲碳試樣的微觀組織OM像及XRD譜

Fig.2OM images of the quenched and tempered (QT) specimen (a), the case (b) and the core (c) of the carburized specimen, and the XRD spectra of the carburized and QT specimens (d)

為進一步明確試樣中殘余奧氏體的尺寸及其分布情況，采用EBSD技術對2組試樣進行了分析，結果如圖3所示，圖中紅色表示fcc相(殘余奧氏體)。可見，滲碳試樣滲碳層中的殘余奧氏體含量遠高于滲碳試樣心部和QT試樣，后2者的殘余奧氏體含量基本一致。其中，滲碳試樣滲碳層內殘余奧氏體主要呈塊狀分布在原奧氏體晶界及板條界處，且尺寸分布范圍廣，殘余奧氏體平均尺寸為(0.73 ± 0.39) μm，而滲碳試樣心部和QT試樣中的殘余奧氏體十分細小，尺寸分布范圍窄，平均尺寸分別為(0.21 ± 0.09) μm和(0.20 ± 0.06) μm。

圖3

圖3滲碳試樣和QT試樣的EBSD圖及殘余奧氏體尺寸分布

Fig.3EBSD maps of the case (a) and the core (b) of the carburized specimen, and the QT specimen (c), and the retained austenite size distributions of the carburized and QT specimens (d)

2.2硬度和滲層殘余應力

圖4a為QT試樣及滲碳試樣橫截面上的硬度分布。對于滲碳試樣而言，其硬度最大值(696.0 HV)出現在試樣表面處；此后隨著距試樣表面距離的增大，硬度逐漸降低，這主要與滲碳層中含C量存在一定梯度有關，最終試樣心部硬度約為440.6 HV，并保持恒定。一般規定從試樣表面至550 HV處的垂直距離即為有效滲碳層厚度[17]，因而滲碳試樣的有效滲碳層厚度約為0.86 mm。與滲碳試樣不同，QT試樣組織較為均勻，故其硬度在橫截面上的分布基本保持不變(440.5 HV)，且與滲碳試樣心部的硬度一致。

圖4

圖4QT試樣及滲碳試樣橫截面上的硬度分布及滲碳試樣橫截面上的殘余應力分布

Fig.4Vickers hardness distributions along the transverse cross-section of the carburized and QT specimens (a), and distribution of residual stress along the cross-section of the carburized specimen (b)

采用逐層剝離法檢測了滲碳試樣距表面不同位置(0、0.3、0.6和1.2 mm)處的殘余應力大小，結果如圖4b所示。可見，滲碳試樣殘余應力主要表現為殘余壓應力，最大殘余壓應力位于試樣表面，為-615 MPa；此后殘余應力絕對值逐漸降低，距試樣表面0.3、0.6和1.2 mm處的殘余應力分別為-427、-121和-2 MPa。這表明，在距試樣表面距離大于1.2 mm時不存在殘余壓應力，即滲碳試樣在滲碳層內存在殘余壓應力，而在滲碳層以外的區域幾乎不存在殘余壓應力。根據殘余應力的檢測結果，通過數據擬合可得到殘余壓應力(σrs)與距試樣表面距離(h)的關系：

${?}_{\mathrm{r}\mathrm{s}}=-\mathrm{638}+\mathrm{1033}?-\mathrm{414}{?}^{\mathrm{2}}(?\le \mathrm{1.2}\mathrm{m}\mathrm{m})$(3)

2.3 H含量分析

QT試樣及滲碳試樣在相同充氫條件下進行電化學充氫，分別檢測充氫后放置不同時間后試樣中的殘余H含量，結果如圖5所示。QT試樣和滲碳試樣充氫后立即測定的H含量分別為2.53 × 10-6和3.01 × 10-6，即后者的H含量略高于前者；此后，隨著放置時間延長，2組試樣中的H含量逐漸降低，且降低趨勢逐漸變緩。QT試樣充氫后在空氣中放置36 h之后，H含量基本保持不變，保持在0.65 × 10-6左右。滲碳試樣充氫后在空氣中放置48 h之后，試樣中的H含量逐漸趨于穩定，基本保持在1.10 × 10-6左右。由此可知，H更易在QT試樣中擴散。

圖5

圖5QT試樣和滲碳試樣充氫后的H含量隨空氣中放置時間的變化

Fig.5Variations of hydrogen content (CH) with different air exposing time (t) of the QT (a) and the carburized (b) specimens after hydrogen-charging

2.4氫脆敏感性

圖6為QT試樣和滲碳試樣的充氫與未充氫樣的典型SSRT拉伸曲線，有關實驗結果的匯總見表1。可見，QT試樣未充氫前的抗拉強度為1462 MPa，斷后伸長率為16.4%，斷面收縮率為62.2%，呈現出優異的強度和塑性配合。滲碳試樣未充氫樣的抗拉強度高達1968 MPa，較QT試樣提高了34.6%，但其塑性很低，斷后伸長率及斷面收縮率較QT試樣分別降低了66.5%和92.4%。QT試樣充氫前后的強度幾乎沒有差別，充氫試樣斷裂發生在屈服之后并存在一定的頸縮現象，斷后伸長率明顯降低，根據相對斷后伸長率損失可得到QT試樣的HEI為54.3%。滲碳試樣充氫后在屈服之前就發生了脆性斷裂，幾乎沒有明顯頸縮，因而強度和塑性損失很大，HEI約為90.9%，這表明滲碳處理使20Cr2Ni4A鋼的氫脆敏感性急劇增加。

圖6

圖6QT試樣和滲碳試樣充氫前后的SSRT拉伸曲線

Fig.6Slow strain rate tensile (SSRT) curves of QT (a) and carburized (b) specimens before and after hydrogen-charging

表1QT試樣及滲碳試樣的SSRT實驗結果匯總

Table 1Summaries of the SSRT results of the QT and carburized specimens

Note:σ—ultimate tensile strength,A—total elongation,Z—reduction of area, HEI—hydrogen embrittlement index

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2.5氫脆斷口分析

圖7為QT試樣充氫前后的SSRT斷口SEM像。可見，QT未充氫試樣斷口呈現典型的韌性斷裂形貌，斷裂面有較多的韌窩，存在明顯的頸縮現象(圖7a和b)；充氫后QT試樣脆性斷裂傾向性增加，試樣表層脆性區(圖7c中虛線標識區域)的斷裂機制為沿晶+準解理的混合斷裂(圖7d)，試樣心部則與未充氫試樣一樣為韌窩韌性斷裂。QT試樣的這種斷裂特征與其他高強度馬氏體鋼氫致延遲斷裂的特征基本一致[9~15]。

圖7

圖7QT試樣充氫前后拉伸斷口的SEM像

Fig.7Low (a, c) and high (b, d) magnified SEM images showing representative facture surfaces of the QT specimen before (a, b) and after (c, d) hydrogen-charging

圖8為滲碳試樣未充氫時的SSRT斷口SEM像。可見，斷口主要由3部分組成：裂紋源區、裂紋擴展區及最終斷裂區(圖8a)，各個區域的斷裂機制不盡相同：裂紋源區為準解理斷裂(圖8b)，位于有效滲碳層內的裂紋擴展區主要為準解理斷裂(圖8c)，擴散斷裂區則為韌窩韌性斷裂(圖8d)。由于滲碳試樣的滲碳層中為硬脆的高碳馬氏體組織，因而呈現準解理斷裂；試樣心部為具有良好韌性的低碳回火馬氏體組織，因而呈現出韌窩狀斷裂形貌。圖9為滲碳試樣充氫后的SSRT斷口SEM像。低倍下與未充氫試樣最大的區別是在裂紋擴展區出現了一條大體沿滲碳層周向擴展的長裂紋(圖9a和b)，該裂紋兩側為典型的氫致脆性沿晶斷裂(圖9c和d)。與未充氫試樣類似，斷裂源區呈現準解理斷裂(圖9e)，裂紋擴展區呈現韌窩韌性斷裂(圖9f)。從圖9b可以看出，長裂紋距離試樣表面約0.82 mm，兩邊的脆性區(寬度約0.60 mm)位于有效滲碳層(有效滲碳層深度約0.87 mm)內，距試樣表面距離約0.27 mm。

圖8

圖8滲碳試樣未充氫時的SSRT斷口SEM像

(a) low magnification (b) crack initiation region (c) crack propagation region (d) fast fracture region

Fig.8SEM images showing the fracture surfaces of the carburized specimen without hydrogen-charging

圖9

圖9滲碳試樣充氫后的SSRT斷口SEM像

(a) low magnification

(b) magnified view of the rectangle region in Fig.9a (c-f) magnified views of zones c-f in Fig.9b

Fig.9SEM images showing the fracture surface of the carburized specimen after hydrogen-charging

3討論

3.1滲碳層對H吸附及擴散的影響

隨著現代冶金技術的發展，高強度鋼中的H含量通常可控制在很低水平(如小于1 × 10-6甚至更低)，因而引起氫脆的H主要來源于服役環境，通過表面處理以抑制環境中H的侵入就成為抑制高強度鋼部件氫脆斷裂的一個重要途徑[18]。盡管零件氣體滲碳過程中存在H侵入的風險，但通過優化滲碳工藝及隨后的熱處理工藝等措施能有效地消除氫脆現象[3~6]。針對儲氫用奧氏體不銹鋼如AISI 304，業已證實低溫氣體滲碳、低溫等離子體滲碳或滲氮處理等能夠明顯地改善其氫脆抗力，其機制之一為抑制環境中H的侵入[19~21]。滲碳試樣和QT試樣充氫前H的含量分別為0.13 × 10-6和0.12 × 10-6，充氫后的H含量分別為3.01 × 10-6和2.53 × 10-6。這表明，2組試樣中的H絕大多數(95%以上)均是在電化學充氫過程中侵入的。滲碳試樣和QT試樣分別在空氣中放置48和36 h后的穩態H (非擴散性H)含量分別為1.10 × 10-6和0.65 × 10-6(圖5)，因而可認為2者的室溫可擴散H含量分別為1.91 × 10-6和1.88 × 10-6。20Cr2Ni4A鋼中的室溫可擴散性H主要吸附于位錯、小角晶界等可逆陷阱處，而非擴散性H主要吸附于α/γ界面、滲碳體等不可逆陷阱處[22]。鑒于H在奧氏體中的擴散系數較20Cr2Ni4A鋼的H擴散系數(見后)低好幾個數量級，因而可認為非擴散性H主要吸附于α/γ界面附近而非遠離界面的γ相內部[23]。滲碳試樣中較多的殘余奧氏體及滲碳體使得其非擴散性H含量遠高于QT試樣。

Carneiro Filho等[24]通過試樣充氫后在室溫放置時H含量的下降規律，研究了H在鋼中的擴散行為，得到H在鋼中的擴散方程為：

${?}_{\mathrm{H}}(?)={?}_{\mathrm{H}}(\mathrm{\infty })+\mathrm{0.72}({?}_{\mathrm{H}}(\mathrm{0})-{?}_{\mathrm{H}}(\mathrm{\infty }))\cdot$$\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}(-\mathrm{22.2}??/{?}^{\mathrm{2}})$(4)

式中，CH(t)為t時刻的H含量；CH(∞)為t= ∞時刻的H含量；CH(0)為t =0時刻的H含量；D為H在試樣中的擴散系數；d為試樣直徑，對于本工作d= 5 mm。

根據圖5充氫后的滲碳試樣和QT試樣在室溫環境下放置不同時間后的H含量變化，分別進行線性擬合，得到二者的擬合曲線方程分別為：

滲碳試樣，

${?}_{\mathrm{H}}(?)=\mathrm{1.1012}+\mathrm{1.9591}\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}(-?/\mathrm{12.0929})$(5)

QT試樣，

${?}_{\mathrm{H}}(?)=\mathrm{0.6775}+\mathrm{1.8386}\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}(-?/\mathrm{8.3855})$(6)

將式(5)和(6)中的系數與式(4)中的系數相對應，即可得到滲碳試樣和QT試樣的D分別為2.5 × 10-7和3.7 × 10-7cm2/s，其中QT試樣的數值與文獻[25]中低合金馬氏體鋼中的H擴散系數(Deff≈ 3.7 × 10-7cm2/s)一致。滲碳試樣中的H擴散系數明顯低于QT試樣，降低幅度約為32%，這主要與2者的組織差異有關，即滲碳試樣中含有較多的殘余奧氏體(約13.8%，體積分數)，H在奧氏體中的擴散系數遠低于在鐵素體中，因而滲碳試樣的H擴散系數低于QT試樣。根據測定的H擴散系數，按照公式x= (6Dt)1/2(其中，x代表H的擴散距離)[25]可求得本實驗條件下滲碳試樣及QT試樣中的H最大擴散距離分別為0.73和0.89 mm。這表明滲碳試樣的H最大擴散距離略低于有效滲碳層厚度(約0.87 mm)。

3.2滲碳試樣的氫脆斷裂

氫脆斷裂是材料-環境-應力相互作用而發生的一種環境脆化。對于QT試樣，其組織為低溫回火板條馬氏體+少量殘余奧氏體，強度水平高達1462 MPa，在拉應力的作用下，可擴散性H通過應力誘導擴展而富集在最大三向拉應力區，從而使原子間鍵合力明顯降低而發生脆性斷裂，呈現出較高的氫脆敏感性(HEI = 54.3%)，該結果與類似強度水平和H含量的中碳Cr-Mo-V-Nb-(Ni)鋼(具有回火馬氏體組織)基本一致[26]。此外，圖7c中的最大脆性區深度約1.2 mm，高于計算的H最大擴散距離(約0.89 mm)，進一步表明在拉伸應力作用下H向最大三向拉應力區的富集。

滲碳試樣的整體強度水平高達1968 MPa，其心部強度水平應與QT試樣相當，因而滲碳層的強度水平應該更高。滲碳層具有高碳馬氏體組織和較多的多呈塊狀的殘余奧氏體組織。眾所周知，高碳馬氏體具有很高的氫脆敏感性。奧氏體的尺寸和形狀等因素影響其機械穩定性，奧氏體尺寸越大其穩定性越低[27]。圖10為滲碳試樣SSRT實驗后距試樣表面約0.5 mm處滲碳層組織的EBSD圖及其殘余奧氏體尺寸分布情況。對比圖10a與圖3a可知，SSRT實驗后滲碳試樣滲碳層中的殘余奧氏體，特別是尺寸較大的塊狀殘余奧氏體的數量顯著減少，殘余奧氏體以小尺寸為主，平均晶粒尺寸為(0.24 ± 0.16) μm (圖10b)。上述結果表明，在拉伸過程中滲碳層中尺寸較大的塊狀殘余奧氏體轉變為新的高碳馬氏體。當然，滲碳試樣充氫后因氫致馬氏體相變亦可能造成殘余奧氏體含量降低[22]，對此有待進一步研究。通常認為，穩定性較差的奧氏體轉變為高碳馬氏體而使得奧氏體自身及α/γ界面附近吸附的不可擴散性H轉變為可擴散性H[16]，而且相轉變引起高的內應力和位錯密度，這些均使得新形成的高碳馬氏體具有很高的氫脆敏感性[25,28]，加之這些新形成的高碳馬氏體多位于原奧氏體晶界，且未經過回火處理，這些因素使得滲碳試樣呈現出極高的氫脆敏感性。

圖10

圖10充氫滲碳試樣經過SSRT實驗后滲碳層EBSD圖和殘余奧氏體尺寸分布

Fig.10EBSD map (a) and the retained austenite (RA) size distribution (b) of the case of the carburized specimen after SSRT

應當指出的是，滲碳處理后滲碳層存在殘余壓應力梯度(圖4b)，而在壓應力作用下難以誘導H的擴散富集而產生氫脆現象。對此，在Solid Works軟件中建立了類似滲碳拉伸樣的三維模型，之后使用ABAQUS軟件對模型進行單向拉伸變形，模擬結果如圖11所示。鑒于滲碳層與心部基體界面處附近以內為拉應力，模擬結果表明，拉伸過程中拉應力的最大值出現在滲碳層與心部基體交界附近(有效滲碳層深度0.87 mm處)。由于滲碳層與心部的組織及強度存在顯著差異，拉伸過程中2部分的塑性變形不匹配，因而在2者的交界處應力集中最大。圖12給出了滲碳試樣的氫致斷裂機制示意圖。充氫滲碳試樣中的H絕大部分分布在有效滲碳層內的晶界、板條界、位錯及殘余奧氏體等缺陷處(圖12a)。在SSRT實驗過程中，拉伸應力可抵消滲碳層中的部分殘余壓應力，因而從有效滲碳層與心部基體交界處(C)開始，滲碳層內的拉應力自外向內逐漸增加(圖12b)。在拉應力的作用下，H通過應力誘導擴散向應力集中處逐漸富集。計算獲得的滲碳試樣中H最大擴散距離約為0.73 mm，因而在滲碳層最大拉應力處(C)與最大擴散距離(A)之間的某一位置(約0.82 mm，B)處，當應力集中等于被富集H降低了的原子鍵合力時，就會導致氫致裂紋在該處形核[22]。因B處的拉應力較高而使得部分穩定性較差的塊狀殘余奧氏體較早地轉變為馬氏體，這使得自B處沿圓周方向的氫致裂紋擴展速率較快，從而形成一條大體沿滲碳層圓周方向擴展的長裂紋(圖12c)。隨著外加拉應力的逐漸增加，自B處向外開始逐漸形成具有一定寬度(約0.60 mm)的沿晶脆性斷裂區。

圖11

圖11滲碳試樣在拉伸過程中的應力分布模擬圖

(a) macroscopic specimen under tensile testing (b) fracture surface of specimen

Fig.11Simulation of stress distribution of the carburized specimen under tensile testing

圖12

圖12滲碳試樣的氫脆斷裂機理示意圖

(a) before SSRT (b) after SSRT (c) hydrogen rich and crack initiation and propagation

Fig.12Schematics of the hydrogen embrittlement (HE) mechanism of the carburized specimen (A—maximum diffusion distance, B—crack, C—interface between the case layer and the core matrix)

4結論

(1) 滲碳試樣滲碳層組織明顯細于滲碳試樣心部和QT試樣，滲碳試樣滲碳層中的殘余奧氏體含量(約13.8%，體積分數，下同)遠高于滲碳試樣心部和QT試樣(約4.6%)，主要呈塊狀分布在原奧氏體晶界及板條界處，且尺寸分布范圍廣。滲碳試樣在滲碳層內存在殘余壓應力，最大殘余壓應力位于試樣表面，此后隨距試樣表面距離的增加而呈二次函數逐漸降低，在滲碳層以外的區域幾乎不存在殘余壓應力。

(2) 滲碳試樣電化學充氫時的H最大擴散距離與有效滲碳層厚度(約0.87 mm)十分接近，滲碳試樣與QT試樣中的室溫可擴散性H含量相當，但前者中的非擴散性H含量明顯高于QT試樣；滲碳試樣在空氣中放置時的H擴散系數明顯低于QT試樣，降低幅度約為32%。這主要與前者組織中較多的殘余奧氏體和滲碳體含量有關。

(3) QT試樣呈現出優異的強塑性配合，充氫前后的強度幾乎沒有差別，斷后伸長率明顯降低，以相對斷后伸長率損失表征的氫脆敏感性指數HEI為54.3%。與QT試樣相比，滲碳試樣的抗拉強度提高了34.6%，但塑性顯著降低，斷后伸長率及斷面收縮率分別降低了66.5%和92.4%；充氫后在屈服之前就發生了脆性斷裂，因而強度和塑性損失很大，HEI高達90.9%。

(4) QT試樣充氫后的SSRT斷口中與最大H擴散距離大體相當的表層脆性區呈沿晶+準解理的混合斷裂。滲碳試樣充氫后的SSRT斷口距表面一定距離的滲碳層內呈現一定寬度(約0.60 mm)的沿晶斷裂脆性區，且在接近有效滲碳層深度處出現了一條大體沿滲碳層圓周方向擴展的長裂紋。

(5) 造成滲碳試樣與QT試樣氫脆敏感性顯著差異主要與2者的微觀組織、強度水平及滲碳層殘余壓應力等因素有關。滲碳試樣表層與心部的微觀組織特征及殘余應力不同，在H作用下致使滲碳層與基體界面附近的結合力降低；低穩定性的塊狀奧氏體在拉伸過程中易轉變為高碳馬氏體，其所吸附的非擴散性H轉變為可擴散性H，從而顯著地增加了滲碳試樣的氫脆敏感性。

來源--金屬學報