CrackingProcessinDelayedFractureofHigh-StrengthSteelafterLongAtmosphericExposure
高强度钢长时间大气暴露后延迟断裂的开裂过程
本文是首次对长期暴露在大气环境后发生延迟断裂高强度钢螺栓全过程的微观观察。在本案例中的螺纹牙底区域内中表现出裂纹扩展的开始阶段有非常新鲜断口景象，由多个形核的裂纹聚合造成的。断裂形态最初是沿晶断裂形态，表现出原始奥氏体晶粒的三维形状。但在形核位置的应力和应变状态不是唯一特征，在持续位错条件下，随着应力强度的增加，裂纹由晶间断裂向准解理和细小韧窝断裂发展，断口形貌发生变化。从晶间断裂到穿晶断裂的变化是连续的，这意味着不同组织形态之间具有的姻缘关系，裂纹前端潜在的裂纹形核位置的分布和裂纹密度相关。准解理区和细小韧窝区的裂纹扩展每步约50μm的阶梯性的扩展。在应变损伤积累方面，参考了近年来关于氢在脆性中的作用的研究，应变引起空位的增加有可能是氢的作用影响，与目前的研究结果相一致。
关键词：氢脆；延迟断裂；高强度钢；暴露在大气环境；断口金相检验；裂纹
1.引言长期使用中的最终失效对钢结构构件来说是至关重要的，即使在轻微的腐蚀环境中，通常持续服役多年会发生部件失效。失效的敏感性随着材料强度的增加而上升，部件失效的风险阻碍了工业使用高强度钢，限制了高强度钢的使用等级。[1,2]延迟断裂已被广泛认为是一种氢脆行为(HE)，通常在拉伸或弯曲试验观察相关敏感性和氢含量的关系，使用显微镜来观察断口特性。氢是轻度腐蚀环境下表面腐蚀的副产物，与以阳极溶解为主形成腐蚀坑的应力腐蚀开裂(SCC)不同。
在实验室里研究延迟断裂，在模拟大气暴露环境方面就遇到了困难。在大多数情况下，实验室测试是在高度强化氢的环境下进行的，加载模式与实际现场使用状况也是不同的。[3~5]这种实验的时间很短，比如一周左右。至于对氢行为的理解，残余氢分子析出是裂纹初期的原因，比如锻钢的内部裂纹，焊接件氢脆，[6]但是在大气环境下观察到的构件氢含量中的氢逸散是非常低的。[7~9]氢脆HE的表现是根据不同的实验条件来决定的，如材料本身、加载条件、氢的环境、评价参数等，这些在教科书中都是可以学习到的。[10]钢发生脆性断裂时氢的行为，氢起到的作用不一定相同，取决于现象和场合。
从断裂事件的基本观点来看，延迟断裂的一个特征是它在恒定应力或应变条件下进行，不增加载荷，使位错运动增强或引起晶格解聚。为了克服断裂的能量势垒，所必需的外加应力的显著增加几乎是不可行的。这意味着断裂的驱动力来自于机械力学以外的机制。目前关于延迟断裂成因的主流观点是部件局部氢的浓度达到了临界水平，Hcr*。[3,11,12]在实验室持续加载试验中，Hcr*的实验测量是使用充氢试件引起延迟断裂的最低平均氢的浓度。[3,13,14]延迟断裂开始的潜伏期是达到Hcr*的时间。在充氢试样中，内部氢向裂纹形核向高应力部位的扩散决定了孕育时间。[13]当充氢量足够时，在氢浓度没有进一步增加的情况下，孕育时间为零。[3]氢的初始浓度较低的情况下，如暴露在大气中，需要提供氢或增加吸收氢以达到Hcr*。
然而,一个重要的事实与这个观点相反，暴露在大气环境中一年时间，开始氢含量增加，然后停止甚至减少氢含量。[7~9]评估氢脆时候的Hcr概念，氢的供给速率过程对氢脆断裂影响已被证实。Hcr的概念在直觉上是可以接受的，[15,17]而假定氢会降低粘结力的晶格-脱聚模型是Hcr的理论背景。假设晶格内的氢降低了原子键的内聚力，Oriani和joseffe估算了裂纹尖端的临界局部氢浓度的CH，以拟合AISI钢在氢气中楔状开口加载试验中裂纹开始时实验确定的临界应力强度因子Kcr，[15]确定的断裂模式为沿晶断裂。Oriani和josephy考虑了由应力强化引起的裂纹尖端氢的聚集和氢沿晶界的偏析。假设裂纹尖端半径为2.5μm，应力强化达到无应力氢浓度的，且超过晶格氢发生晶界偏析，估计裂纹尖端沿晶界的CH值大于10?2。在无氢情况下，相应的内聚力降低为0.34。Li等人测量了本研究中使用的同一种钢的圆周切口试样中的氢浓度，在大气暴露后，平均浓度约为5ppm，包括氢被困在马氏体不同的晶格缺陷中的氢。[9]假设参考文献15中的假设，即氢大量增加到的浓度是由于应力强化和夹杂物捕获氢，观察到的氢的浓度给出的CH为5×10?2，与参考文献15吻合。[15]
钢的氢脆HE与晶格脱聚的一个不同之处在于局部塑性，氢和塑性之间的相互作用是位错迁移率的增强(氢增强局部塑性HELP机制)。[18~20]然而，位错迁移率的增强本身并不是脆性的机制，由位错激活的氢的传输促进了晶界的脱聚(HELP-介导的脱聚)。[21,22]该模型用于理解氢脆HE的典型断口特征，如晶间断裂(IG)和准解理断裂(QC)，该模型假定位错在相当长的距离内滑移。然而，假定的位错真实的滑移需要在没有增加载荷的延迟断裂中进行严格的检查，要研究的一个典型案例是马氏体钢，它由微米级的细小组织结构和高位错密度的墙所组成的。
另一方面，位错移动相互作用一个不可忽视的结果是点阵缺陷的产生，刃型位错[24,25]的拖拽[23]和成对湮灭可能是产生高密度空位过程。在多滑移滑移带和位错胞壁等位错富集位点，计算出的密度为10?3~10?4。关于氢脆HE的一个重要发现是氢对在应变诱导下空位的生成的影响，用氢热解吸分析[26~28]和正电子湮没光谱证明了这一点。[29~32]从热力学平衡[33]和扩散动力学方面[34]也对氢致空位的稳定作了理论上的解释。
多余的空位倾向于聚集形成纳米级的空位。在氢气中，管线钢的准解理断裂QC断裂的纳米特征就被确定为纳米空位的“谷对谷”型的结合。表明纳米空位的形核和生长与空位的聚集是一致的。[35]在综述文章中，应变诱导空位产生的氢脆(HESIV机制)给予