經(jīng)過(guò)不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣充氫24小時(shí)后在 0.5mol/L H2SO4 溶液中的應(yīng)力腐蝕拉伸曲線如圖4.10所示。從圖4.10中可以看出，不同固溶處理溫度下充氫后拉伸過(guò)程中試樣的抗拉強(qiáng)度具有明顯區(qū)別。隨著固溶溫度的升高，試樣的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。
2205雙相不銹鋼未充氫后在0.5mol/L H2SO4溶液應(yīng)力腐蝕拉伸參數(shù)如表4.4所列，由表4.4可知，不同固溶溫度處理后的雙相不銹鋼具有不同的應(yīng)力腐蝕參數(shù)。
不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣抗拉強(qiáng)度在1050℃時(shí)最低，并且當(dāng)溫度超過(guò)1050℃后，隨著溫度的升高，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)減小趨勢(shì)，從1050℃的813.384MPa減小至1200℃的779.496MPa.產(chǎn)生以上現(xiàn)象的原因是雖然由于固溶溫度的升高而導(dǎo)致相組成中鐵素體含量變高，但是由于兩相的不均衡性導(dǎo)致較高溫度固溶處理試樣更容易受氫離子的影響，氫離子影響其抗拉強(qiáng)度，導(dǎo)致較高溫度固溶處理試樣產(chǎn)生較多的強(qiáng)度損耗。因此，1050℃固溶處理試樣表現(xiàn)出較高的抗拉強(qiáng)度。除了具有最高的抗拉強(qiáng)度之外，1050℃固溶處理試樣還具有最高的斷裂時(shí)間、斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率，分別為63.83h、45.96%、77.7216%,并且隨著固溶溫度的升高，2205雙相不銹鋼的斷裂時(shí)間、斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率均呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1200℃時(shí)，其斷裂時(shí)間、斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率達(dá)到最低值，分別為50.25h、36.18%、64%。
經(jīng)過(guò)不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣在未充氫與充氫之后的應(yīng)力腐蝕拉伸對(duì)比曲線如圖4.11所示。比較不同固溶溫度試樣的斷后伸長(zhǎng)量，圖4.12給出了不同固溶溫度下未充氫與充氫試樣的拉伸伸長(zhǎng)量。1050℃鋼材在未充氫與充氫狀態(tài)下的伸長(zhǎng)量均為最高，分別為13.14mm和11.49mm,隨著熱處理溫度的升高，鋼材在兩種狀態(tài)下的拉伸伸長(zhǎng)量均表現(xiàn)出下降趨勢(shì)，1200℃固溶后鋼材的伸長(zhǎng)率分別只有10.81mm和9.05mm。
比較同一熱處理溫度下未充氫試樣與充氫試樣的拉伸曲線，所有試樣充氫后拉伸伸長(zhǎng)量較未充氫時(shí)明顯下降，1050℃試樣下降1.65mm,且隨溫度的升高，伸長(zhǎng)率的差變大，1200℃的試樣伸長(zhǎng)率已經(jīng)下降1.76mm。
評(píng)價(jià)材料氫脆敏感性方法有很多，本小節(jié)采用斷面收縮率損失系數(shù)和伸長(zhǎng)量損失系數(shù)兩個(gè)因子評(píng)價(jià)不同溫度固溶處理后2205雙相不銹鋼的氫脆敏感性。計(jì)算方法如下：
式中：Fa為斷面收縮率損失系數(shù)；RE為試樣充氫后的斷面收縮率；Ro為試樣在空氣中的斷面收縮率；FE為伸長(zhǎng)量損失系數(shù)；EE為試樣充氫后的伸長(zhǎng)量；E0為試樣在空氣中的伸長(zhǎng)量。
計(jì)算結(jié)果如表4.5和圖4.13所示。
由圖4.13可知，斷面收縮率損失系數(shù)FR與伸長(zhǎng)量損失系數(shù)FE均在1050℃時(shí)達(dá)到最小值，并且隨著固溶溫度的升高，F(xiàn)R與FE均呈上升趨勢(shì)，并與1200℃時(shí)達(dá)到最大值。結(jié)合表4.5,當(dāng)固溶處理溫度為1050℃時(shí)，F(xiàn)R與FE分別為5.82%和11.24%.當(dāng)固溶溫度為1200℃是，F(xiàn)R與FE分別上升至19.57%和16.25%.因?yàn)镕R與FE是損失系數(shù)，所以其值越大，表明試樣的氫脆敏感性越高。因此，在固溶溫度為1050℃時(shí)，材料具有最小的應(yīng)力腐蝕敏感性，隨溫度的升高，其應(yīng)力腐蝕敏感性呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，并在固溶溫度為1200℃下達(dá)到最大。
慢應(yīng)變拉伸斷裂后的雙相不銹鋼的斷口形貌如圖4.14所示。所有充氫拉伸試樣斷口形貌與未充氫拉伸試樣端口形貌呈現(xiàn)明顯區(qū)別，所有未充氫拉伸試樣斷口均出現(xiàn)明顯的頸縮，且斷口平滑，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征。充氫拉伸試樣斷口邊緣不規(guī)則，且沒(méi)有出現(xiàn)明顯的頸縮，呈現(xiàn)脆性斷裂特征。
未充氫試樣斷口存在大量韌窩，是明顯的韌性斷裂，充氫試樣則正好相反，所有試樣斷口均無(wú)韌窩，呈現(xiàn)典型的解理斷裂特征，有許多解理臺(tái)階，并形成河流花樣。通過(guò)觀察還可以發(fā)現(xiàn)，充氫試樣斷口存在大量的二次裂紋，解理臺(tái)階和二次裂紋的出現(xiàn)是典型的脆性斷裂標(biāo)志，因此，試樣在充氫結(jié)束后拉伸，氫原子進(jìn)入試樣，并在力的作用下，導(dǎo)致試樣出現(xiàn)了氫脆。
對(duì)未充氫試樣斷口而言，1050℃試樣斷口存在大量韌窩，相比其他固溶溫度，每個(gè)韌窩尺寸均較大，深度均較深，并且隨著熱處理溫度的升高，試樣韌窩數(shù)目逐漸減少，而且變淺，1200℃試樣斷口韌窩最少，且深度最淺。因此，從斷口形貌可知，1050℃未充氫試樣斷裂韌性最佳，且隨著溫度的升高，其斷裂韌性逐漸下降，1200℃未充氫試樣斷裂韌性最差。充氫后拉伸試樣由于脆性斷裂存在大量二次裂紋，1050℃拉伸試樣二次裂紋數(shù)目較少。而隨著溫度的上升，試樣斷裂表面二次裂紋數(shù)目變多，且二次裂紋深度增加，脆性明顯增大。
從掃描電鏡結(jié)果可知，充氫試樣與未充氫試樣呈現(xiàn)兩種斷裂特征，充氫試樣由于氫進(jìn)入基體，最終導(dǎo)致材料出現(xiàn)氫脆。1050℃試樣在兩種狀態(tài)下的韌性均為最高，且隨著熱處理溫度的升高，充氫與未充氫后試樣的韌性均下降。因此，1050℃固溶處理的試樣表現(xiàn)出最小的氫脆敏感性，并且隨著溫度的升高，雙相不銹鋼試樣氫脆敏感性呈現(xiàn)增加趨勢(shì)，這與從應(yīng)力腐蝕拉伸曲線得到的結(jié)果相一致。
圖4.15為充氫后試樣拉伸斷裂后的截面圖，雙相不銹鋼的斷口形貌中存在二次裂紋，由圖4.15(a)可知，裂紋由拉伸試樣表面向內(nèi)部延伸，并終止于奧氏體相中；由圖4.15(b)可以看到裂紋不僅起源于表面，而且能夠從內(nèi)部萌生，裂紋在內(nèi)部的擴(kuò)展受到奧氏體的阻礙作用，當(dāng)裂紋遇到奧氏體時(shí)，會(huì)繞過(guò)奧氏體繼續(xù)傳播。且裂紋均為穿晶裂紋，這表明雙相不銹鋼拉伸過(guò)程中斷裂過(guò)程為脆性穿晶斷裂。
由慢應(yīng)變速率拉伸曲線結(jié)合拉伸斷裂后的微觀組織綜合分析可知，充氫后試樣較未充氫試樣具有較高的氫脆敏感性，當(dāng)固溶溫度較低時(shí)，2205雙相不銹鋼的氫脆敏感性較低，隨著固溶溫度的升高，氫脆敏感性變大。
當(dāng)進(jìn)行陰極充氫時(shí)，電化學(xué)反應(yīng)會(huì)在鋼材表面產(chǎn)生氫原子，一部分氫原子兩兩結(jié)合，以分子氫的形式溢出；另一部分氫原子則通過(guò)鋼材表面進(jìn)入基體。其過(guò)程如下：原子氫通過(guò)吸附作用吸附在金屬試樣表面：
H+M→(M·Hads)（4.3)
吸附原子氫變成溶解型原子氫，吸附在材料表面，溶解型原子氫通過(guò)解吸附溶解在金屬中，再通過(guò)Fick擴(kuò)散進(jìn)入到金屬材料內(nèi)部，也可以吸附在位錯(cuò)露頭處進(jìn)入材料內(nèi)部。
因?yàn)闅涞倪M(jìn)入，導(dǎo)致材料出現(xiàn)氫脆，慢應(yīng)變速率拉伸斷裂表現(xiàn)為氫致開(kāi)裂，此時(shí)，氫致開(kāi)裂成為應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的主要原因。對(duì)于雙相鋼來(lái)說(shuō)，其相對(duì)于對(duì)單一相鋼更容易受氫脆的影響。因此，材料的應(yīng)力腐蝕敏感性較未充氫時(shí)有較明顯的增加。
當(dāng)氫進(jìn)入材料內(nèi)部時(shí)，許多學(xué)者研究了氫在雙相不銹鋼奧氏體與鐵素體中的分布，M.Li研究發(fā)現(xiàn)，雙相不銹鋼中奧氏體氫容量較大，氫不易擴(kuò)散，且氫進(jìn)人后具有比鐵素體更高的電位。Z.Y.Liu提出，氫易在鐵素體中擴(kuò)散，在奧氏體中一般在氫陷阱中，擴(kuò)散系數(shù)相差較大。氫在鐵素體與奧氏體的擴(kuò)散系數(shù)具有明顯差別，其數(shù)量級(jí)分別為Dα≈10-8-10-7㎡/s,D,≈10-16-10-15㎡/s,其分布如圖4.16所示。
雙相不銹鋼中的鐵素體與奧氏體由于具有不同的晶格類型，而導(dǎo)致氫在兩相中的擴(kuò)散與溶解產(chǎn)生差異。隨著溫度的升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大，如圖4.17所示，單個(gè)奧氏體的容氫量變大。鐵素體含量的升高，使得單位時(shí)間充人的氫原子可以更加均勻的彌散在鐵素體中，并且與鐵素體中位錯(cuò)等缺陷結(jié)合概率增加，更易形成微裂紋源。微裂紋源形成后，氫聚集在裂紋源的位錯(cuò)周圍，可以顯著降低位錯(cuò)移動(dòng)所需要的能量，位錯(cuò)的遷移變得更加容易。裂紋源位錯(cuò)遷移率的增加導(dǎo)致局部塑性變形的出現(xiàn)，進(jìn)而導(dǎo)致裂紋在材料中傳播擴(kuò)散，最終引起材料腐蝕斷裂。有研究表明，當(dāng)鐵素體含量過(guò)高時(shí)，材料的氫脆敏感性也增強(qiáng)。當(dāng)固溶處理溫度為1200℃時(shí)，材料中的鐵素體含量達(dá)到62.3%,材料的氫脆敏感性顯著升高。而1050℃固溶處理使試樣中的鐵素體與奧氏體相含量較均勻，兩者之比約為1:1,材料的氫脆敏感性較小。
二次裂紋起源于鐵素體中，奧氏體固溶氫比較多，鐵素體固溶氫較少。氫在裂紋尖端，隨位錯(cuò)移動(dòng)，出現(xiàn)z形裂紋。Vigdis Olden等人研究表明：裂紋在擴(kuò)展的過(guò)程中，當(dāng)其遇見(jiàn)奧氏體而被阻礙后，會(huì)改變傳播方向，繞過(guò)奧氏體繼續(xù)傳播。研究表明鐵素體的氫脆敏感性更高，因此，當(dāng)氫進(jìn)入雙相不銹鋼內(nèi)部一段時(shí)間后，鐵素體由于容氫量小而先達(dá)到飽和，此時(shí)，奧氏體中的氫還在不斷進(jìn)入，鐵素體由于容氫達(dá)到飽和具有較高的氫脆敏感性，在應(yīng)力的作用下，某些部位由于應(yīng)力集中而導(dǎo)致裂紋源產(chǎn)生，并在一個(gè)時(shí)期內(nèi)向外擴(kuò)展。
鐵素體相一般能承受較高的應(yīng)力和耐點(diǎn)蝕性能，奧氏體由于具有較高的延性，能緩解殘余應(yīng)力和阻礙微裂紋在鐵素體中的擴(kuò)散。因此，當(dāng)裂紋傳播遇到奧氏體后，裂紋尖端的形變應(yīng)力會(huì)在奧氏體的作用下得到緩和，裂紋的傳播會(huì)被阻礙。隨著溫度的升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大。細(xì)小的組織有助于提高抗氫能力，可以降低氫脆敏感性。1050℃固溶后的試樣奧氏體組織較1200℃固溶后的試樣奧氏體組織細(xì)小，因此，裂紋在高溫試樣中的形成與發(fā)展較低溫試樣容易。與此同時(shí)，奧氏體在鋼中的含量減少，當(dāng)熱處理溫度為1200℃時(shí)僅為37.7%,此時(shí)，裂紋在擴(kuò)展的過(guò)程中遭遇到的奧氏體會(huì)減少，奧氏體對(duì)裂紋的阻礙效應(yīng)下降，裂紋在鋼中擴(kuò)散受到的阻力減小。在兩方面的綜合作用下，當(dāng)溫度升高時(shí)，材料更容易發(fā)生氫脆斷裂，表現(xiàn)出較高的氫脆敏感性。
